不同滲氮時間下二段式真空滲氮后PCrNi3Mo鋼表層的顯微組織與性能

李 振，楊 麗，沈 統，馮凌宵

(沈陽理工大學裝備工程學院，沈陽 110000)

0 引 言

PCrNi3Mo鋼作為中碳合金調質鋼，具有較高的硬度、良好的淬透性和韌性、較好的耐腐蝕性能，主要用于制造各類火炮身管、炮尾、門體等重負荷部件[1]。在現代戰爭中，高射速、高射頻和高膛壓成為火炮發展的趨勢，同時這些特性也導致火炮身管內膛的燒蝕與磨損不斷加劇，而身管的購置費用較高，甚至可達全炮價格的30%～40%[2]，因此對火炮身管材料進行強化從而提高其使用壽命顯得尤為重要。目前火炮身管內膛的強化方式有鍍鉻、磁控濺射鍍鉭、激光淬火等，但是仍存在內膛鍍鉻的鍍層易剝落，磁控濺射鍍鉭工藝難度較高，激光淬火層不均勻等問題[3-4]。滲氮是鋼鐵常用的表面改性方法[5]。38CrMoAl鋼經滲氮后表面具有較高的硬度、良好的耐磨性和耐腐蝕性，同時還具有一定的抗咬合、抗擦傷的能力[6-9]。韓國科研機構[10]曾經對Cr-Mo-V系鋼火炮身管進行過滲氮處理，發現經過滲氮處理后，身管的耐燒蝕性能得到了提升。付航濤等[11]對25Cr3Mo2NiSiWVNb熱作模具鋼進行滲氮處理，與鍍鉻后小口徑武器身管用30SiMn2MoVA鋼性能進行對比，發現熱作模具鋼的耐磨性雖然較差，但是其硬度和耐腐蝕性能較好。由此推測可以采用滲氮技術對PCrNi3Mo鋼表面進行改性處理，以提高其綜合性能。

傳統合金鋼的滲氮方式通常為離子滲氮，但離子滲氮后工件的邊角、銜接面等處由于受到離子的撞擊數不同，造成工件表面滲氮層厚度不均；而真空滲氮可使工件表面獲得均勻的滲氮層，且對環境污染較小[12]。真空滲氮一般可分為一段式，二段式與多段式滲氮方法。與一段式真空滲氮工藝相比，二段式真空滲氮工藝具有滲氮時間短、硬化層深、硬度梯度平緩等優點[13]，另外多段式滲氮工藝也存在不易控制工件硬度的問題。二段式真空滲氮工藝包括強滲階段與擴散階段。強滲階段通常采用高氮勢處理，氨氣可以快速分解為活性氮滲入工件；擴散階段則采用低氮勢處理，使氮原子在工件內部擴散。基于此，作者對PCrNi3Mo鋼進行二段式真空滲氮處理，在總滲氮時間不變前提下，研究了強滲階段和擴散階段時間均為6 h以及強滲階段時間為4 h和擴散階段時間為8 h下試驗鋼表層的顯微組織、物相組成、硬度和耐磨性能，以期為火炮身管表面的滲氮強化工藝優化提供一定的試驗參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為PCrNi3Mo鋼，熱處理狀態為調質態，其化學成分如表1所示，顯微組織如圖1所示，可知其組織為均勻的回火索氏體。在試驗鋼上截取尺寸為10 mm×10 mm×5 mm的試樣，經研磨、拋光后，置于丙酮和無水乙醇中超聲清洗，吹干備用。采用433型真空滲氮爐對PCrNi3Mo鋼進行二段式真空滲氮處理，具體工藝參數見表2，滲氮后試樣隨爐冷卻至室溫。

表1 PCrNi3Mo 鋼的化學成分

圖1 調質態PCrNi3Mo鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of PCrNi3Mo steel in quenched and tempered state

表2 二段式真空滲氮工藝參數

試樣經鑲嵌、打磨、拋光,再用體積分數5%硝酸酒精溶液腐蝕后，利用MR5000型倒置光學顯微鏡觀察截面組織；利用X’Pert PRO 型X射線衍射儀(XRD)分析滲氮層的物相組成，采用銅靶，Kα射線，工作電壓為 40 kV，工作電流為40 mA，掃描范圍2θ為10°～90°，步長為 0.05°，掃描速率為2.0 (°)·min-1。利用Inspect F50型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察表面微觀形貌。采用MH-6型維氏顯微硬度計對試樣的截面硬度進行測試，載荷為0.3 N，保載時間為5 s，同一深度處測3個點取平均值。采用HSR-2M型高速往復摩擦磨損試驗機對滲氮前后的試樣進行干摩擦往復磨損試驗，對磨盤為淬火態GCr15鋼，硬度為63 HRC，試驗載荷分別為10，15，20 N，磨損時間為10 min。采用精度為0.000 01 g的電子天平稱取磨損前后試樣的質量，計算磨損量，并采用MR5000型倒置光學顯微鏡觀察磨損形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織與物相組成

由圖2可以看出，滲氮后試驗鋼表層(滲氮層)由化合物層和擴散層組成，且1#工藝下滲氮層的厚度小于2#工藝滲氮層，分別為0.6，0.7 mm，分析原因是強滲階段時間對滲氮層的厚度影響較小，擴散階段時間越長，滲氮層的厚度越大。1#工藝下試驗鋼滲氮層中化合物層的致密性較好且厚度均勻，其中微孔較少，擴散層中有極少量呈脈狀分布的氮化物，按照GB/T 11354—2005，判斷出該氮化物級別為1級。2#工藝下滲氮層中化合物層致密性以及厚度均勻性略差于1#工藝，其中存在的微孔略多，擴散層中呈脈狀分布的氮化物較少，氮化物等級為1～2級。2#工藝的擴散階段時間過長，化合物層中形成的高氮相處于亞穩定狀態，氮原子脫離基體重新結合成氮氣分子，導致化合物層中形成數量較多的微孔[14]。

圖2 不同工藝滲氮后試驗鋼的截面顯微組織Fig.2 Section microstructure of test steel after nitriding with different processes: (a-b) at low magnification and (c-d) at high magnification

由圖3可知:經過不同工藝滲氮后，試驗鋼表層物相均主要為ε-Fe2-3N相，并未出現γ′-Fe4N相，這說明2種工藝的滲氮時間充足，γ′-Fe4N相達到飽和而完全轉化為含氮量更高的ε-Fe2-3N相;1#工藝下ε-Fe2-3N相衍射峰強度高于2#工藝下。由圖4可以看出，2種工藝下試驗鋼表面均形成了顆粒狀的氮化物，1#工藝下表面氮化物較密集且顆粒尺寸較大，這與XRD分析結果相吻合。

圖3 不同工藝滲氮后試驗鋼的XRD譜Fig.3 XRD patterns of test steel after nitriding with different processes

圖4 不同工藝滲氮后試驗鋼表面的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of test steel surface after nitriding with different processes

2.2 顯微硬度

由圖5可以看出，試驗鋼基體的硬度約為360 HV，經1#工藝和2#工藝滲氮處理后，鋼表面硬度顯著提高，分別為660.3 HV與581.3 HV，這是由于一方面試驗鋼中的鉻、鉬等元素與氮原子結合形成細小氮化物，產生彌散強化效果，另一方面基體α-Fe因這些元素的存在而固溶了更多氮原子，導致基體發生晶格畸變而強化。隨著距表面距離的增加，滲入的氮原子逐漸變少，硬度降低直至趨于基體硬度。2#工藝滲氮后試驗鋼表面硬度明顯低于1#工藝，這是因為2#工藝的強滲時間短，表面顆粒狀氮化物較少，因此試驗鋼表面硬度較低。2#工藝下試驗鋼的硬度降低趨勢較平緩，說明此時試驗鋼的硬度過渡良好。1#工藝滲氮后試驗鋼在距表面距離小于0.3 mm時的硬度高于2#工藝，這與1#工藝下表面形成的致密化合物層有關；但由于2#工藝下試驗鋼的滲氮層較厚，在距表面距離大于0.3 mm時相同位置處的氮含量更高，因此該區域的硬度均高于1#工藝。

圖5 不同工藝滲氮后試驗鋼的截面顯微硬度分布曲線Fig.5 Section microhardness distribution curves of test steel after nitriding with different processes

2.3 摩擦磨損性能

由圖6可知，未滲氮試驗鋼在不同載荷下的摩擦因數均高于滲氮后的試驗鋼，這是由于滲氮后試驗鋼的表面硬度得到顯著提高而導致的，在相同的載荷下1#工藝滲氮后試驗鋼的摩擦因數均高于2#工藝，當載荷達到20 N時，二者摩擦因數較接近。

圖6 不同工藝滲氮前后試驗鋼的摩擦因數隨載荷的變化曲線Fig.6 Curves of friction coefficient vs load of test steel before and after nitriding with different processes

由圖7可以看出，試驗鋼的摩擦因數隨時間的變化可分為磨合期與穩定期2個階段。滲氮后試驗鋼的磨合期時間明顯長于未滲氮試驗鋼，且進入穩定期后，其平均摩擦因數也低于未滲氮試驗鋼。滲氮后試驗鋼表面形成滲氮層，對磨副與滲氮層中的化合物層先接觸，因化合物層硬度較高而導致對磨副與試驗鋼的接觸面積較小，因此磨合時間較長，同時摩擦因數較低[15]。對比發現，15 N載荷下2#工藝滲氮后試驗鋼的摩擦因數低于1#工藝滲氮，這是由于2#工藝滲氮后試驗鋼滲氮層中存在較多微孔，在摩擦磨損時微孔可儲存磨屑[16]，從而導致摩擦因數降低。

圖7 不同工藝滲氮前后試驗鋼的摩擦因數隨時間的變化曲線Fig.7 Friction coefficient vs time curve of test steel before and after nitriding with different processes

由圖8可知，隨著載荷的增大，試驗鋼的磨損量均增大。在相同條件下，滲氮試驗鋼在不同載荷下磨損10 min的磨損量遠遠低于未滲氮試驗鋼，且差距隨載荷的增加而增大。2#工藝滲氮后試驗鋼的磨損量低于1#工藝，這與2#工藝滲氮后試驗鋼滲氮層較厚以及截面硬度過渡良好有關。

圖8 不同工藝滲氮前后試驗鋼的磨損量隨載荷的變化曲線Fig.8 Curves of wear loss vs load of test steel before and after nitriding with different processes

由圖9可知，磨損試驗后未滲氮試驗鋼表面出現嚴重的塑性變形以及較深的犁溝，磨痕中殘留一些形狀不規則的顆粒，這說明其磨損方式以黏著磨損為主。在摩擦磨損過程中對磨副對試驗鋼施加的壓力較大，同時高速摩擦產生的高溫不斷加劇基體的塑性變形，在壓應力與切應力的作用下試驗鋼表面材料脫落，因此未滲氮試驗鋼的磨損量較大。經滲氮處理的試驗鋼表面形成滲氮層，隔絕了對磨副與基體的直接接觸，磨損表面較光滑，其磨損方式以磨粒磨損為主[17-18]。2#工藝滲氮后試驗鋼表面的犁溝比1#工藝滲氮的淺，說明該試驗鋼具有更好的耐磨性能。2#工藝下試驗鋼滲氮層中存在較多微孔，在摩擦磨損時可儲存磨屑，同時滲氮層較厚，硬度過渡良好，在距表面距離大于0.3 mm時處的硬度較高，因此該工藝下試驗鋼的耐磨性較好。

3 結 論

(1) 采用二段式真空滲氮方式對PCrNi3Mo鋼進行表面改性處理后，得到物相為ε-Fe2-3N的滲氮層，強滲階段和擴散階段時間均為6 h以及強滲階段時間為4 h和擴散階段時間為8 h條件下滲氮層的厚度分別約為0.6，0.7 mm，后一條件下滲氮層中化合物層致密性較差，微孔較多。

(2) 強滲階段和擴散階段時間均為6 h與強滲階段時間為4 h和擴散階段時間為8 h條件下的表面硬度分別為660.3，581.3 HV，顯著高于基體的360 HV，后者滲氮時間下試驗鋼硬度過渡良好，在距表面距離大于0.3 mm時的硬度較高。

(3) 不同時間二段式真空滲氮試驗鋼的磨損方式均以磨粒磨損為主，后者滲氮時間下試驗鋼的摩擦因數和磨損量較低，磨損表面犁溝較淺，耐磨性能較好，這與該工藝下滲氮層中存在較多微孔，可儲存磨屑，以及滲氮層較厚，硬度過渡良好，在距表面距離大于0.3 mm處的硬度較高有關。