高效打蛋破殼刀片滲硼與滲釩處理后微觀組織與性能變化

萬 強，朱方濤，劉曉峰，魏 民，王樹才，孟 亮，王 鵬，董萬靜

高效打蛋破殼刀片滲硼與滲釩處理后微觀組織與性能變化

萬 強，朱方濤，劉曉峰，魏 民，王樹才，孟 亮，王 鵬，董萬靜

（華中農(nóng)業(yè)大學工學院，武漢 430070）

刀片卷刃和刀片磨損是破殼刀片的兩大失效形式，這將決定著破殼器的使用效率。其中延長破殼刀使用壽命的有效解決方式便是提高材料硬度并保持其韌性。為此，該研究采用滲硼和TD滲釩2種工藝對2Cr13不銹鋼破殼刀進行處理，以提高刀片的耐磨性，并對處理后的組織結(jié)構(gòu)、機械性能以及摩擦性能進行研究。采用掃描電鏡（Scanning Electron Microscope, SEM）和X射線能譜分析（Energy Dispersive Spectrum, EDS）從截面到涂層的厚度、組織和化學成分進行分析，利用X射線衍射儀（X-ray Diffraction, XRD）從表面對材料的晶體結(jié)構(gòu)進行分析。結(jié)果表明，在2Cr13不銹鋼破殼刀表面成功實現(xiàn)滲B與滲V處理，并有較好的附著性。處理后涂層厚度分別為14.8與5.2m，滲釩涂層較薄是由于大原子半徑使得擴散遲緩，其中滲B涂層原子百分含量為30%，而滲V涂層含量為12.3%。根據(jù)XRD，滲B涂層主要由FeB、Fe2B、Fe3B組成，而滲V層主要由VCx組成，這些硼化物和碳化物是通過擴散與內(nèi)部原子反應(yīng)生成的。采用0.49 N載荷對涂層和基體硬度進行測量發(fā)現(xiàn)滲B層和滲V層的硬度分別為1 554和1 037 HV，因此硼化物和碳化物的高硬度使得硬度相對未處理前提升了23倍，其中VCx導致滲V層硬度相對較低。為進一步探究機械性能，采用納米壓痕試驗對刀片納米硬度、彈性恢復系數(shù)（W）和能量耗散系數(shù)（K）進行測量，結(jié)果發(fā)現(xiàn)納米硬度和顯微硬度值接近，滲B層的彈性恢復能力較滲V層強，但是滲V層表現(xiàn)出更好的塑性變形能力。摩擦試驗表明滲V層摩擦系數(shù)為0.5，相對滲B層的0.68更低，但是在非沖擊載荷下滲B層因為硬度高將具有更好的耐磨性。綜合厚度和機械性能考慮，滲V層良好的塑性變形能力將在抗刀頭卷刃上更有優(yōu)勢，而滲B層因為較高硬度則在穩(wěn)定負載下具有更好的耐磨性。

微觀；理化性質(zhì)；摩擦系數(shù)；破殼刀片；滲硼；滲釩；微觀力學

0 引 言

隨著蛋品加工業(yè)發(fā)展，高效打蛋機需求日趨旺盛，該類產(chǎn)品國產(chǎn)化與性能升級改進研制也成為迫切需求，其中破殼刀片失效問題尤為顯著，須通過材料與熱處理工藝改進。2Cr13不銹鋼因具有良好安全性，較高的抗氧化性、良好的減震性和耐腐蝕性能而被廣泛運用于各種機械、醫(yī)療、餐具和食品加工行業(yè)中[1-4]，破殼刀片也因此采用2Cr13材料制造，但其硬度一般僅為200300 HV[5]。根據(jù)現(xiàn)有破殼打蛋刀片基本構(gòu)造，刀片工作時，通過刀軸使一對刀片并攏運動，兩刃口同時敲擊蛋殼，而后2刀片分離，蛋液流出[6]。打蛋過程中，雙刀片靠攏敲擊之后迅速分開，雙刀刀柄部分相互摩擦，同時刃口快速敲擊蛋殼，因此在破殼的工作過程中，2Cr13鋼并攏旋轉(zhuǎn)、分離會產(chǎn)生磨損，長時間的破殼工作易使刀刃卷刃，加之蛋液的高電導率帶來腐蝕問題，特別是在咸蛋加工中[7-8]。

為解決2Cr13不銹鋼硬度不足與腐蝕性問題，許多學者對不銹鋼處理開展大量研究，主要包含普通熱處理與表面化學處理2方面。Isfahany等[9]對馬氏體不銹鋼進行熱鍛退火處理，使得不銹鋼硬度升高到50 HRC，同時也有研究指出[10]發(fā)現(xiàn)部分熱處理工藝雖提高了硬度但會削弱材料的耐腐蝕性能。Bonagani[11]對馬氏體不銹鋼奧氏體化后回火處理，結(jié)果表明：在550 ℃下回火處理后，不銹鋼腐蝕電流密度相比未處理樣品提高2個數(shù)量級，抗點蝕能力顯著下降。可見，普通熱處理難以同時滿足不銹鋼高硬度與耐腐蝕的要求。因此，大多數(shù)研究傾向于采用表面合金化技術(shù)來實現(xiàn)不銹鋼抗腐蝕與耐磨損的要求，其原因在于表面化學處理同樣可以改善金屬表面的力學與抗腐蝕性能。處理后不銹鋼具有表面硬化、內(nèi)部強韌的特點，同時可以提升耐疲勞性能，保證抗腐蝕性能[12]。不銹鋼表面化學處理，主要包含滲氮、滲硼、以及滲金屬。

不銹鋼表面滲氮處理后，能在不銹鋼表面形成CrN與FexN相，不銹鋼硬度迅速升高至1 200 HV，同時摩擦系數(shù)迅速下降，然而CrN的形成，使得不銹鋼內(nèi)部富Cr區(qū)域出現(xiàn)貧化現(xiàn)象，從而導致內(nèi)部晶間腐蝕，犧牲整體腐蝕性能[13-14]。而現(xiàn)有不銹鋼滲B與滲V研究，在保證耐蝕性能，提升硬度方面顯示良好應(yīng)用前景。Bhagga等[15-16]采用TD法對不同不銹鋼進行滲釩處理，結(jié)果表明：隨著碳含量的提升，材料涂層厚度也會提升，并且碳化釩覆蓋層硬度能到2 000 HV0.025，同時合金元素向涂層的擴散將進一步提升涂層硬度，碳化釩也提升了材料的耐點蝕能力。由于該表面處理方法所得到的涂層具有良好的化學穩(wěn)定性和力學性能，所以在改善材料性能上受到越來越多的關(guān)注[17-18]。尹研[19-20]分別對316不銹鋼和SAE2010（美國一種鋼號）鋼進行滲B處理，結(jié)果表明基體試樣的硬度僅為237 HV0.1，滲硼后的316不銹鋼表面硬度達964 HV0.1，提升了4倍,而SAE2010鋼滲硼后的磨損率減少。

基于以上不銹鋼滲B與滲V研究，本文將對2Cr13不銹鋼破殼刀片進行滲V與滲B處理，研究其組織轉(zhuǎn)變與力學性能，對比滲V與滲B處理的技術(shù)優(yōu)勢，為解決破殼刀片卷刃與磨損問題提供科學依據(jù)，延長破殼刀片使用壽命。

1 材料與方法

1.1 試驗材料

取圖1所示2Cr13刀片若干，通過砂紙輕微打磨拋光獲取清潔表面，以除去刀片表面雜質(zhì)對后續(xù)處理的影響。隨后TD滲釩處理選擇真空滲金屬爐（HBT-100K），鹽浴組成硼砂基鹽、供釩劑V2O5和還原劑Al粉。待鹽浴融化后將刀片浸入溫度為960 ℃鹽浴中保溫9 h，處理完后在850 ℃中保溫50 min進行淬火處理，待處理完畢在200 ℃下保溫1 h進行第一次回火，隨后油冷再在410 ℃下保溫3.5 h進行第二次回火處理后冷卻洗凈。滲硼處理的滲劑為SiC和硼鐵合金，在850 ℃下保溫12 h后取出進行50 min淬火處理，待處理完畢在200 ℃下保溫1 h進行第一次回火，隨后油冷再在410 ℃下保溫3.5 h進行第二次回火處理后冷卻洗凈。利用線切割從刀片上取下約10 mm×10 mm×3 mm試樣（圖1 a所示）。

圖1 破殼刀結(jié)構(gòu)以及實物

1.2 試驗方法

將截面及表面進行鑲嵌，經(jīng)打磨、拋光后，使用王水（體積比鹽酸∶硝酸=3∶1）對試樣截面進行腐蝕。使用金相顯微鏡（Optical Microscope, OM）、掃描電鏡（SEM）對表面與截面進行顯微組織觀察。采用X射線衍射（XRD D8）分析涂層內(nèi)部相組成，利用X射線光電子能譜（EDS, EDAX genesis7000 EDS system）測定涂層組成成分。硬度利用 HV-1000 型顯微維氏硬度計測定，對原始試樣和處理試樣的表面進行硬度測定。硬度測量加載載荷0.49 N，保持15 s，進行多次測量取平均值。另外，由于涂層在10m以內(nèi)，采用納米壓痕技術(shù)測定涂層硬度與楊氏模量，獲得涂層抵抗變形能力。在高速往復摩擦磨損試驗機（Rtec MFT-5000）上進行摩擦磨損試驗，對偶件為Si3N4的磨球，溫度為室溫，載荷5 N，頻率5 Hz，運行長度5 mm，試驗時間1 200 s。采用白光干涉儀對每個試樣磨痕輪廓進行測量，并計算磨痕截面面積，比較不同樣品磨損體積，同時對每個試樣進行多次摩擦試驗，摩擦前后稱質(zhì)量，獲得單次摩擦試樣質(zhì)量損失。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 滲層與基體形貌與成分分析

圖2為處理后基體與涂層顯微形貌。如圖2a、2b所示，在擴散滲處理后，經(jīng)淬火與回火熱處理，2Cr13基體組織由板條狀馬氏體以及鐵素體組成，其中板條狀馬氏體主要來源于淬火處理，而鐵素體組織為未轉(zhuǎn)變所留下原始組織，Isfahany等在不銹鋼熱處理后發(fā)現(xiàn)同樣組織[9,21]。

圖2 2Cr13基體以及滲層微觀組織

另外，在處理后2Cr13基體中發(fā)現(xiàn)大量均勻分布的顆粒狀相，結(jié)合文獻[22]，可知該顆粒狀物相為M23C6碳化物，其中M主要由Cr構(gòu)成，該碳化物形成主要是因為基體中大量Cr元素為碳化物形成元素，在淬火、回火過程中與C形成結(jié)合。圖2c、2d分別為滲B與滲V層截面結(jié)構(gòu)形貌。涂層與基體具有明顯形貌差異，外層涂層在腐蝕之后依舊致密，其中一些孔洞主要由于打磨時砂粒鑲嵌后脫落引起，同時在砂粒作用下，外層與基體之間形成明顯界面縫隙。對外層涂層進行厚度測量，可知滲B與滲V試樣外層厚度分別為14.8和5.2m。

為進一步確認滲層組成，對界面縫隙兩側(cè)材料進行成分線掃描分析與兩側(cè)成分點分析。圖3所示為處理后試樣表面與基體界面兩側(cè)元素分布線掃描結(jié)果，其中圖3a為滲硼層，圖3b為滲釩層樣品。圖3a、3b上層所示為掃描選定區(qū)域，分別從圖中黃線所示位置由左向右探測元素含量。如圖3a所示，隨著掃描方向由基體向外層涂層方向，B元素含量在外層和基體結(jié)合處急劇升高，外層結(jié)構(gòu)含B量明顯高于基體側(cè)，這表明圖2所觀察外層為滲B層，同時，C元素的含量在滲硼層和基體的交界處明顯增加，表明擴散滲之后在此處形成了一個富碳區(qū)。而V元素的線分布出現(xiàn)同樣規(guī)律，在界面處發(fā)生改變，外層V含量明顯高于基體側(cè)，而Fe接近基體時含量突增，說明外層為滲V層。值得注意的是，C在靠近基體時含量偏高，這一結(jié)果與Aghaie-Khafri等觀察一致[23-24]。

圖3 滲層截面化學成分分布

為進一步確定涂層組分，對滲層及其鄰近基體組織進行成分點分析，結(jié)果如表1所示。由表1可知，2Cr13基體主要由Fe、Cr、C、Mn、Si元素組成，其中Cr含量高達11.14 %，保證不銹鋼基體的良好抗腐蝕能力。而C的高比例則來源于制樣過程中的污染以及一起測量精度所致。滲層元素分析結(jié)果顯示，滲B與滲V層主要元素為Fe、Cr、B與V。Fe與Cr為原金屬基體元素，表明基體和覆層間存在一定程度的相互擴散, 這種狀況有利于強化界面的結(jié)合[16]，涂層與基體形成了冶金結(jié)合。B、V則來源于滲劑加熱過程中向基體內(nèi)部的擴散。滲B層中B元素比例為29.7%，顯著高于滲V層中的12.31%，其原因在于B原子體積遠小于V原子，因而，B原子可以更多地固溶在不銹鋼內(nèi)部晶體中。同時，更小的體積也使得B原子在原金屬中擴散速度更快，很好解釋滲B層厚度遠大于滲V層厚度。當然，滲釩層厚度較小的另一個原因在于C原子與Cr的穩(wěn)定結(jié)合阻礙滲釩層的形成[25]。

表1 2Cr13不銹鋼基體、滲B及滲V層化學成分

2.2 滲層物相分析

為進一步確定滲層的顯微結(jié)構(gòu)，利用XRD技術(shù)鑒定滲層中物相結(jié)構(gòu)，如圖4所示。

注：θ為衍射角，(°)。

對2Cr13滲硼層XRD圖譜分析，可明顯觀察到Fe3B相、Fe2B相和FeB相。滲硼中，硼與鋼鐵中的奧氏體溶解度很小，在固溶飽和之后，硼元素很快與Fe元素結(jié)合形成Fe3B、Fe2B，當硼元素濃度足夠高時，則形成FeB相。其中，F(xiàn)eB相主要沿著（022）、（220）晶向生長，而Fe2B沿（002）與（330）晶向生長。滲釩層XRD圖譜則主要由碳化釩相組成，伴隨少量Fe基底峰。其中少量Fe峰的出現(xiàn)是由于滲釩層較薄而帶來的基底信號。碳化釩生長晶向包含（111）、（200）、（220）、（311）、（222），其中（111）、（200）、（220）3個晶向強度較高，說明這3個晶向晶體比例高。同時需要指出的是，V原子向內(nèi)擴散較慢，因此在擴散滲過程中，基體內(nèi)部不同位置存在明顯V濃度差異，C原子則反向擴散，也存在一定濃度梯度，因而在V原子與C原子結(jié)合過程中，不同區(qū)域不同的碳釩比將得到不同的成分，其中主要是V6C5和V8C7等相，本文統(tǒng)一用VCX表示。

2.3 滲層力學性能

表2所示為處理后基體與滲層顯微硬度。不銹鋼基體經(jīng)過擴散滲處理以及后續(xù)淬火、回火處理之后，基體硬度大幅提升，達到566.3 HV，相對于未處理試樣的250 HV[26]有顯著升高，基體硬度值升高主要是因為基體顯微組織轉(zhuǎn)變。在處理之后，基體組織主要由馬氏體與鐵素體組成，并且存在大量的M23C6碳化物均勻彌散分布，馬氏體相對于原有鐵素體C固溶度較高，帶來晶格畸變硬化，同時，彌散碳化物具有阻礙位錯運動功能，從而實現(xiàn)第二相強化。在晶格畸變硬化與彌散強化的作用下，基體硬度得到大幅度提升。滲硼層由大量硼鐵化合物組成，其硬度值達到1 554.6 HV，而由VCx組成的滲釩層硬度值為1 037 HV。文獻表明，316不銹鋼滲釩層硬度滲硼層中高密度的FeBx金屬間化合物的存在大幅度提升涂層的硬度，而滲釩層硬度與含Cr 7.5%的LD鋼滲釩處理2 h左右硬度值相近[27]，遠低于其他鋼滲釩層硬度。滲釩層的低硬度主要原因在于高硬度VCx密度較小，滲釩層硬度取決于第二相強化，當高硬度金屬間化合物密度不足，滲層硬度較低。滲層中VCx形成需要經(jīng)歷2個過程：首先，V元素經(jīng)表面擴散到基體中，然后，擴散到基體中的V與基體中的C結(jié)合。2Cr13不銹鋼基體Cr化學成分在12%～14%之間，Cr元素會大幅度降低不銹鋼基體組織中的碳活度，而基體中的元素擴散速率與碳活度平方成正比關(guān)系，因此V元素在不銹鋼中擴散較為緩慢，此外，V原子尺寸較大，一定程度決定擴散速度較低[28]。SEM觀察中滲釩層的厚度僅為5m，V元素濃度為12.3%。高比例Cr對VCx形成的第二步也具有重要影響，因為Cr元素本身也是強碳化物形成元素，當基體溫度升高之后，Cr將會與周圍C發(fā)生結(jié)合，形成大量Cr23C6碳化物顆粒（如圖2b所示），消耗表面滲釩層中游離C濃度，降低基體中C元素與V的結(jié)合概率。可見，Cr元素降低V擴散速率以及V與C結(jié)合速率，導致VCx碳化物濃度較低，造成滲釩層硬度較低。

表2 2Cr13不銹鋼基體、滲B及滲V層顯微硬度

為進一步表征涂層力學性能，采用納米壓痕技術(shù)測定涂層楊氏模量與納米硬度，并通過加載卸載曲線，獲得涂層塑性變形能力。納米壓痕曲線如圖5所示，對納米壓痕曲線進行數(shù)據(jù)處理，獲得納米壓痕力學參數(shù)如表3所示。其中、分別為涂層納米硬度與楊氏模量，本文采用連續(xù)壓入模型。涂層硬度先隨著壓入深度增加而增大，達到一個平臺值之后逐漸下降，通常取穩(wěn)定平臺值為涂層硬度值。前期較低值是由于表面粗糙度效應(yīng)影響，后期下降則是基底軟化效應(yīng)的體現(xiàn)。滲硼層硬度為15.38 GPa，而滲釩層硬度為9.86 GPa，這一數(shù)據(jù)與顯微硬度數(shù)值相當，驗證數(shù)據(jù)準確性。表3中/比值為抵抗塑性變形能力指標，max與H為最大壓入深度與卸載殘留深度，W為彈性回復能力指標，其計算如下：

能量耗散系數(shù)K=E/E，E為塑性變形能，J；E彈性變形能，J；E為總變形能E=E+E[29]，J。滲硼層與滲釩層楊氏模量分別為501.8與301.7GPa，其/值為0.03與0.033，K值分別為0.89與0.9，表明滲釩涂層抵抗塑性變形能力較好，屈服強度更高，而滲硼層W值更大，具有較好彈性回復能力，相對脆性大。滲釩層具有更好抵抗變性能力與更高屈服強度，而滲硼層脆性較大，可見，熱擴散滲釩更適合作為破殼刀卷刃改善工藝。

注：E、E、H、max分別為塑性變形能（J）、彈性變形能（J）、卸載殘留深度（mm）、最大壓入深度（mm），下同。

Note:E,E,H,maxare plastic deformation energy (J), elastic deformation energy (J), unloading residual depth (mm), maximum indentation depth (mm), the same below.

圖5 2種滲層納米壓痕測試曲線

Fig.5 Nano-indentation test results of two layers

表3 滲B層和滲B層納米壓痕力學參數(shù)

注：、K分別為涂層納米硬度(GPa)、楊氏模量、能量耗散系數(shù)。

Note:,Kare nano hardness(GPa), Young's modulus and energy dissipation coefficient of the coating.

2.4 涂層摩擦與磨損試驗

圖6為2Cr13經(jīng)過滲V和滲B后的摩擦曲線。摩擦曲線均呈現(xiàn)先增大后下降，然后穩(wěn)定趨勢。滲V涂層在5 min左右達到最大值，隨后降低，在7 min左右達到穩(wěn)定磨損階段（磨損率保持基本不變）。滲硼層摩擦系數(shù)最大值出現(xiàn)在12 min左右，而穩(wěn)定狀態(tài)則出現(xiàn)在第15 min。摩擦初期，摩擦系數(shù)增大是接觸穩(wěn)定的過程中氮化硅磨球與滲層表面接觸面積逐漸增大引起，而滲硼層硬度較高，接觸過程中表面抵抗變性能力較強，接觸表面的凸峰更難實現(xiàn)變形，達到穩(wěn)定接觸更難，因此從摩擦曲線可見，滲硼層達到穩(wěn)定摩擦前的時間更長。在達到穩(wěn)定接觸之后，表面凸峰摩擦留下的磨屑被摩擦過程均勻分布，帶來一定的粗糙度下降，摩擦系數(shù)因此逐漸下降。然后隨著，摩擦過程進行，接觸面積穩(wěn)定，且磨屑分布穩(wěn)定，摩擦達到平穩(wěn)狀態(tài)。2Cr13滲硼層與滲釩層摩擦系數(shù)在穩(wěn)定階段分別為0.68與0.50，滲釩層相對未經(jīng)處理的2Cr13摩擦系數(shù)明顯下降。圖6b為樣品磨痕輪廓，根據(jù)曲線突變寬度深度，其中未處理不銹鋼磨痕截面較深，且寬度較大，而滲B以及滲V樣品磨痕相對窄而淺。未處理不銹鋼、滲B以及滲V樣品磨痕深度分別為7.96、2.1、2.21m，磨痕截面面積分別為3 688、138、508m2。表明同樣摩擦條件下，滲層能大幅度減小不銹鋼磨損量，其中滲B樣品磨損量僅為未處理不銹鋼樣品的3.7%。此外，采用多次摩擦測磨損質(zhì)量的方法測得未處理不銹鋼、滲B以及滲V樣品單次磨損質(zhì)量損失依次為1、0.005、0.01 mg。磨損質(zhì)量損失與磨損體積損失變化趨勢一致，而比例不同，其原因在于不同樣品表面元素密度差異。從磨損角度來看，涂層在化學處理之后，硬度均實現(xiàn)大幅度升高，依據(jù)文獻報道，不銹鋼相互之間磨損主要以黏著磨損與微動磨損為主，而微動磨損主要過程則是塑性變形與黏著[30]。黏著磨損定量計算公式[31]表明黏著磨損量：

式中k與β為材料表面相關(guān)系數(shù)，W、L為載荷（N）與滑動距離（mm），H為材料硬度（N/mm2），可見磨損體積與材料硬度為反比關(guān)系，擴散滲處理可降低破殼刀片磨損速率。滲硼層雖有較高摩擦系數(shù)，但是其高硬度帶來最小的磨損量，且涂層厚度為滲釩層3倍，因而其耐磨性能更好，納米壓痕結(jié)果表明其韌性較差，因此不適合作為刀刃處理工藝，更適合用于對破殼刀刀面部分進行處理。

3 結(jié) 論

為解決高效打蛋機破殼刀片卷刃與磨損問題，本文采用熱擴散滲釩與滲硼技術(shù)對2Cr13破殼刀片進行處理，分析滲層顯微組織、微觀力學與摩擦性能，得到如下結(jié)論：

1）處理后形成滲硼層與滲釩層厚度為14.8與5.2m，滲硼層主要由Fe3B相、Fe2B相和FeB組成，滲釩層主要由VCx相構(gòu)成，其中滲硼層B元素比例遠高于滲釩層中的V元素。

2）化學處理后，基體由于熱處理生成的馬氏體與大量彌散M23C6碳化物出現(xiàn)硬度升高。滲硼層硬度達到15.38 GPa，滲釩層硬度為9.86 GPa，滲釩層抵抗塑性變性能力更好，滲硼層脆性更大。

3）滲硼與滲釩處理后，表面摩擦系數(shù)分別為0.68與0.56，滲釩層摩擦系數(shù)較低，而磨損測試表明滲硼滲釩均能大幅度減小磨損量，其中滲硼層磨損體積僅為未處理不銹鋼的3.7%，同時磨損質(zhì)量損失更小，滲硼處理由于表面高硬度的原因，抵抗黏著磨損性能更好，同時15m厚度保證刀片磨損壽命。

綜上所述，滲硼涂層具有更高硬度與厚度，但脆性較大，應(yīng)用時需避開沖擊載荷作用，適合對破殼刀刀刃以外磨損部位進行改性，而滲釩層具有更好地抗塑性變形能力，適合用于改善刀片刃口卷刃。該研究可為加工設(shè)備刀片研究提供科學方法與技術(shù)參考。

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Changes in the microstructure and properties of the egg-break blade after boronisation and vanadizing

Wan Qiang, Zhu Fangtao, Liu Xiaofeng, Wei Min, Wang Shucai, Meng Liang, Wang Peng, Dong Wanjing

(,,430070,)

Egg-break blade is a key component in a high-efficiency egg separator. Two failures of egg-break blade usually occurred in the turning of cutting edge and blade wear. The strategy to prolong the lifetime of egg-break blade is to increase the hardness without too much sacrifice of toughness. In this study, the boriding and thermal diffused vanadizing were applied to a blade stainless steel of 2Cr13, thereby to achieve an excellent wear resistance. The microstructure, mechanical properties, and wear behaviors of the layers were investigated after the treatment. A scanning electric microscopy (SEM) equipped with energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) was employed to observe the thickness, microstructure, and chemical composition from the cross section of the layers. The crystal structure was detected by X-ray diffraction (XRD) from the top surface. The results suggested that the boride and vanadizing layers were successfully fabricated on the surface of 2Cr13 stainless steel, showing excellent adhesion with the substrate. The thicknesses of boride and vanadizing layer were 15m and 5m, respectively. The much thinner vanadizing layer was related to the larger diameter of atom, resulting in a sluggish diffusion. It can also be confirmed by the content of B and V in the corresponding layer. There was nearly 30% B in the boride layer, while, only 12.3% V content in the vanadizing layer. According to XRD patterns, the boride layer consisted of FeB, Fe2B, Fe3B, while, the vanadizing layer mainly consisted of VCxcarbides. The borides and carbides formed via the diffusion and reaction with the interior elements of the substrate. The micro-hardness of coating and substrate can be measured from the surface with a load of 0.49 N. The hardness of boride layer and vanadizing layer were 1 554 and 1 037 HV, respectively, which were three and 2-3 times higher than that of the treated stainless steel. The high hardness can be attributed to the formation of borides and carbides after the treatment. The relatively low hardness in the vanadizing layer can be related to the low content of VCx. Nano-indentation test was carried out to further determine the mechanical properties, including the nano-hardness, elastic recovery ability (W) and energy dissipation coefficient (K). The nano-hardness of diffusion layers was like the results of micro-hardness. The boride layer presented a higher elastic recovery ability than the vanadizing layer, whereas, the vanadizing layer showed the better performance of plastic deformation. In friction test, the results demonstrated that the coefficient of friction (COF) in the vanadizing layer was relatively lower of 0.5, compared with the boride layer, where the COF was about 0.68. Nevertheless, the boride layer presented a lower wear rate under non-impact load, indicating better wear resistance due to its higher hardness. Taking the thickness and mechanical properties into account, the vanadizing layer with better performance of plastic deformation can be a potential application to protect the cutting edge from turning, whereas, the boride layer with higher hardness can be a candidate to improve the wear resistance of blade body served under a stable load.

microcosmic; physical and chemical properties; friction coefficient; egg-breaking blade; boronizing; vanadizing; micro-mechanical properties

萬強，朱方濤，劉曉峰，等. 高效打蛋破殼刀片滲硼與滲釩處理后微觀組織與性能變化[J]. 農(nóng)業(yè)工程學報，2020，36(19)：291-297.doi：10.11975/j.issn.1002-6819.2020.19.033 http://www.tcsae.org

Wan Qiang, Zhu Fangtao, Liu Xiaofeng, et al. Changes in the microstructure and properties of the egg-break blade after boronisation and vanadizing[J]. Transactions of the Chinese Society of Agricultural Engineering (Transactions of the CSAE), 2020, 36(19): 291-297. (in Chinese with English abstract) doi：10.11975/j.issn.1002-6819.2020.19.033 http://www.tcsae.org

2020-03-12

2020-06-29

國家自然科學基金項目（11905082）；中央高校基本業(yè)務(wù)經(jīng)費（2662020GXPY002）

萬強，博士，主要從事金屬表面改性與耐磨研究。Email：wanqiang0915@mail.hzau.edu.cn

10.11975/j.issn.1002-6819.2020.19.033

S237

A

1002-6819(2020)-19-0291-07