0引 言

滲碳是金屬表面處理方法之一，滲碳處理后工件由表及里具有不同的組織特征：表層為 過 共析體，組織為珠光體和滲碳體；過渡區為共析珠光體，心部則為鐵素體和珠光體的亞共析組織[1]。滲碳工件表現表面硬性及心部韌性好的特征，且淬火后表面呈壓應力狀態，可以較好地承受磨損、疲勞及沖擊載荷[2]。此外在金屬中加入適當的合金元素還能改變鋼材的組織與性能，金屬V是鋼材二次硬化的重要元素，其硬度高、可塑性強且不容易被氧化[3,4]。將V添加到鋼材中可以起到細化晶粒、降低熱敏感性、提高強度、耐磨性等作用[5]。然而釩的價格較高，在大規模生產時須考慮成本，合理調整V的最佳配比。岳超華等[6]分析了Mn、Cr和Si對合金滲碳體的成相能力及滲碳體磁學性能的影響，結果表明，機械合金化600 ℃真空熱處理可獲得單相滲碳體，Si的加入抑制了滲碳體的生成，而加入Mn、Cr對滲碳體生成有促進作用。程巨強[7]研究了15MnNi4Mo牙輪鉆頭滲碳熱處理后對其組織和表面硬度的影響，結果表明，牙輪鉆頭滲碳后680 ℃回火、820 ℃加熱油冷、200 ℃回火熱處理能細化滲層組織，提高滲碳層表面硬度。郝士明等[8]研究了4Cr5MoVSi（H11）鋼的內氧化型滲碳層組織，結果表明，H11鋼在0.19%~0.88%的碳勢下進行滲碳時，可實現M7C3碳化物在滲碳層析出，且碳勢對滲碳層組織有明顯的影響，碳勢由0.49%提升到1.36%時，表層含碳量、碳化物數量逐漸增多，當碳勢達到1.42%時，滲碳層表面出現M3C碳化物，這一碳勢明顯高于熱力學估算值。由于中碳鋼具有一定的塑性、韌性和強度及良好的切削性，調質處理后有很好的綜合力學性能，但淬透性較差，容易產生裂紋，而滲碳處理能提高鋼的表面硬度且減少裂紋?，F有的研究較少涉及V對熱作模具鋼滲碳后性能和組織的影響，基于市場對中碳熱作模具鋼性能提升的需求，制備了不同V含量的3種試驗鋼，對其進行冶煉、鍛打、退火和調質處理，進行相同工藝的滲碳處理，并綜合評價其組織和性能，揭示V在熱作模具鋼表面滲碳過程中的影響規律。

1試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料是含V量為0、0.2%、0.55%的3種4Cr5Mo2VSi鋼，分別命名為V0、V2、V55，化學成分如表１所示，將樣品切割為10 mm×10 mm×30 mm的長條狀。滲碳前，樣品先進行1 030 ℃油淬及580 ℃回火的調質處理，得到的表面硬度分別為423、485、470 HV0.2N。使用碳化硅砂紙打磨熱處理樣品表面，再拋光至鏡面，最后分別在丙酮的環境中超聲洗滌并吹干待用。

表1 試驗鋼的化學成分 ( 質量分數 )

1.2 滲碳處理

試驗在滴注式氣體滲碳爐RQ3-25-9中進行，首先通入對流氣體N2，在650 ℃下預熱30 min，達到滲碳溫度后保溫30 min進行真空滲碳，滲碳時間為3 h，擴散碳勢為0.9，擴散時間為2 h，滲碳壓力為500 Pa[9]。滲碳結束后隨爐冷卻至淬火溫度830 ℃并保溫30 min，進行油淬，然后在200 ℃回火3 h，滲碳工藝如圖1所示。

圖1 試驗鋼真空滲碳工藝流程

1.3 組織性能

將滲碳處理后的試樣用線切割將長方體試塊沿中心切開，經鑲樣、拋光后用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕。采用M-4XC倒置金相顯微鏡觀察橫截面切面形貌，使用S-3400N掃描電子顯微鏡觀察樣品的微觀結構。通過FM-ARS900顯微硬度測試儀測量滲碳層的硬度梯度，載荷為0.2 N，保持時間15 s，對每個樣品進行至少3次測量以減小測量誤差，并用硬度梯度法測量滲碳層的厚度[10]。采用HT-1000型摩擦磨損試驗機對試樣進行常溫摩擦磨損試驗，測試載荷為10 N，轉速為100 r/min，試驗時間為30 min，旋轉直徑為φ5 mm，磨件采用Si3N4球體，試驗在無潤滑狀態下進行。

2試驗結果及分析

2.1 顯微組織

滲碳后試樣的組織從表面到基體呈三層結構，如圖2所示。由圖2可以看出，不含V的試樣滲碳層中晶粒較大且滲碳不均勻，這會影響試樣的表面硬度和耐磨性。隨著V含量的提高，滲碳過渡層馬氏體組織尺寸變小，這種組織硬度較高、耐磨性好。說明對于滲碳鋼，添加V對其過渡層起到了改善組織結構的作用。

圖2 試驗鋼滲碳過渡層顯微組織

圖3所示為部分滲碳層心部在金相顯微鏡下的形貌。從圖3可知，當V含量為0.2%和0.55%時，滲碳層心部分布許多白色的碳化物顆粒，且V含量越高，碳化物顆粒越小，分布也越彌散。粗大碳化物在材料破壞時容易連接成網狀，導致零部件在使用過程中開裂或剝落。相比之下彌散分布的顆粒狀碳化物組織則較為理想，充足的碳濃度保證了零部件表層的硬度和耐磨性[11]。

圖3 試驗鋼滲碳層心部顯微組織

在距離表面100 μm的位置進行EDS掃描，得到各個元素的濃度，如圖4所示。從圖4可以看出，滲碳層存在大量的白色顆粒狀，從能譜數據可知，白色顆粒中富含C、V、Cr等元素。通過對樣品的顯微結構和EDS能譜數據分析，認為樣品表面的滲碳層主要以VC等碳化物的形式存在。在真空滲碳熱處理過程中，活性碳原子在高溫條件下通過原子擴散進入基體表層[12]。

圖4 試驗鋼滲碳心部SEM及EDS能譜數據

2.2 硬度值梯度

試驗鋼滲碳前后硬度檢測結果如表2所示。滲碳后3種試驗鋼的硬度都有了較大程度的提高。在含V量為0、0.2%和0.55%時制備的樣品表面硬度值分別約為822.9、1 078、1 215 HV0.2 N，在V含量為0.55%時獲得最高表面硬度，說明VC析出能提高試樣的表面硬度。此外合金碳化物會引起晶格畸變，形成位錯，達到強化組織的目的。

表2 試驗鋼滲碳前后維氏硬度 ( HV )

樣品表層的梯度硬度如圖5所示。試樣的顯微硬度隨與滲碳表面距離的增加而降低，當V含量為0、0.2%和0.55%時，滲碳層的深度分別為555、702、894 μm。3種試驗鋼硬度值的下降趨勢基本一致，表面滲碳層硬度值遠高于基體硬度值。在相同的滲碳工藝下，V含量為0.55%與0.2%的試樣滲碳后表面硬度明顯高于不含V的試樣，因為V原子與C原子反應生成VC或V2C，使表面結構發生了改變，提高了模具鋼的表面硬度。

圖5 試驗鋼滲碳后硬度梯度

2.3 摩擦系數

圖6所示分別是3種試驗鋼離子滲碳后的摩擦系數曲線。從圖6可以看出，試樣首先進入磨合期，這個階段3種試驗鋼的摩擦系數增長速度較快，波動幅度較大。V含量為0.2%與0.55%時的摩擦系數分別穩定在0.55和0.4左右，未添加V的試驗鋼摩擦系數最高為0.6。這是因為摩擦磨損在開始時首先接觸表面致密的VC化合物層，滲碳層的高硬度使塑性變形得到了抑制[13]。隨著摩擦時間的延長，表面化合物層遭到破壞，形成硬度較高的滲碳物顆粒，發生磨粒磨損，導致接觸面積減小，進而降低摩擦系數[14]。隨著V含量的增加，試樣表面硬度提高，其摩擦系數也出現了一定程度的提高。

圖6 滲碳后摩擦系數

圖7所示為滲碳處理后的試驗鋼在100 r /min下摩擦磨損表面SEM微觀形貌。圖7（a）所示為未添加V試驗鋼的磨損形貌，可以看出有粘附材料和塑性變形產生，這是因為其承載能力不足，導致表面容易形成分層和硬顆粒[15]。在磨損和塑性變形的相互作用下，摩擦表面環境惡化，磨損量增加。圖7（b）所示為V含量為0.2%時試驗鋼滲碳層在同樣摩擦條件下的磨損形貌，可以看出有少量磨屑堆積和剝落坑的產生。當V含量提高到0.55%時，表面出現犁溝和磨粒，故可得出添加V后試驗鋼的磨損機理由原來的粘著磨損轉變為磨粒磨損。