QPQ表麵處理

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H13鋼QPQ處理工藝及耐磨性

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H13鋼QPQ處理工藝及耐磨性

發布日期:2017-12-13 作者: 點擊:



 目的 研究540℃氮化溫度下,QPQ處理對H13鋼耐磨性的影響並選出最優氮化時間。方法 通過SEM、EDS、XRD分別測試了H13鋼QPQ處理後滲層微觀組織形貌、成分分布以及物相組成。采用HVS-1000顯微硬度計、MFFT-R4000高速往複摩擦磨損試驗分別對H13鋼基體與540℃下不同氮化時間QPQ處理試樣滲層厚度、硬度分布、耐磨性進行了分析研究。結果QPQ處理後,H13鋼由表麵向心部依次形成均勻致密的(Fe3O4)氧化膜、高硬度(ε-Fe3N、CrN)化合物層、(α-Fe、Cr2N)穩定擴散層。N原子均勻分布於滲層內部。顯微硬度沿截麵均呈良好梯度分布。在540℃×4h氮化工藝下,滲層次表層硬度達到最大值(1173HV0.1),較基體(498HV0.1)提高2.4倍左右。磨損量僅為基體1/13。H13鋼磨損表麵存在嚴重犁溝效應與大量磨屑,表現為典型磨粒磨損伴隨少量粘著磨損。而QPQ處理試樣磨損表麵僅存在少量淺顯劃痕伴隨輕微結疤狀凹坑,為粘著磨損。結論 經QPQ處理H13鋼耐磨性得到顯著提高,其中540℃×4h氮化工藝所得性能最優。

關鍵詞:H13鋼;QPQ;成分分布;滲層厚度;硬度;耐磨性

 

H13鋼在高溫下因擁有較高的熱硬性、衝擊韌性、耐磨性以及切削加工性,一般應用於熱鐓鍛、熱擠壓、壓鑄模具的製造,是一種應用較為廣泛且具有代表性的熱作模具鋼[1-2]。在服役過程中,長期受高溫周期性交變作用,表麵受到一定程度的磨損、腐蝕,而這些現象的發生大都起始於工件表麵,所以利用表麵處理技術來提高H13鋼性能,延長使用壽命,具有重要的意義[3-4]。

QPQ鹽浴複合處理基本工藝過程是在氮化鹽浴與氧化鹽浴中處理工件,使工件耐磨性、耐蝕性得到很大程度的改善。該技術現已被廣泛應用於汽車、摩托車、機床、工程機械、槍械、模具等行業[5-8]。美國通用電器、德國大眾和奔馳、日本本田和豐田等著名跨國公司均引進了此項技術,具有良好的經濟效益。本文以H13鋼作為熱作模具鋼代表來研究QPQ處理技術應用於其後組織及性能變化,對於熱作模具鋼的應用具有理論及指導意義[9-12]。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

   試驗以H13鋼為基體材料,其化學成分(wt.%)為0.32~0.45C,0.8~1.2Si,0.2~0.5Mn,4.75~5.50Cr,1.10~1.75Mo,0.8~1.2V,P,S≤0.03,Fe餘量。預先熱處理為1050℃油淬,580℃兩次回火,硬度48HRC,試樣尺寸20mm×10mm×10mm。

1.2 試驗方法

   試驗主要研究了氮化時間對滲層組織和性能的影響。QPQ複合處理的工藝流程為:清洗→預熱→鹽浴

滲氮→鹽浴氧化→去鹽清洗→幹燥→浸油。本實驗主要研究了540℃下不同氮化時間對滲層性能的影響。相關工藝曲線如圖1所示。

使用線切割將QPQ處理試樣沿截麵截開,依次使用200#~2000#SiC砂紙打磨、拋光;4%硝酸酒精溶液作為腐蝕劑值得金相試樣。采用JSM-6460LV型掃描電鏡及其自帶能譜儀(EDS),分別對滲層截麵微觀形貌以及滲層厚度、微區元素成分分布進行觀察分析;使用HVS-1000顯微硬度計測試滲層硬度分布。加載載荷100g,保壓時間10s;采用DX-2500型X射線衍射儀,對試樣由表麵至基體方向每隔5μm進行分層XRD物相測試分析。試驗參數為:Cu靶Kα射線,管電壓35kV,管電流25mA,掃描速度0.06°/s,掃描角度,20°~90°;采用MFFT-R4000高速往複摩擦磨損實驗儀測試基體與滲層磨損特性,對磨材料為Si3N4,載荷5N,頻率2HZ,時間20min,滑動距離10mm。

2 試驗結果與分析

2.1 滲層形貌及滲層厚度

圖2為H13鋼QPQ處理截麵SEM照片,表1為圖2中各區域點掃描對應成分分布表。由圖可明顯觀察到滲層組織由表麵向心部依次為氧化膜層、化合物層、擴散層。其中在化合物與氧化物層之間存在一定厚度海綿狀、多孔的疏鬆層,且隨著化合物層厚度的增加,疏鬆越嚴重。滲層厚度均勻,無明顯缺陷,在擴散層內部有大量細小針狀氮化物的析出。表1點掃描結果可知,在1區域存在一定量的O、N元素,而隨距表麵距離的增加,O元素逐漸消失,N原子質量比降低,Cr、Si、Fe等H13鋼基體元素含量呈顯著遞增趨勢。由此說明,N元素隨擴散距離的增加呈遞減變化,且在H13鋼滲層中呈良好的梯度分布。

圖3為540℃不同氮化時間QPQ處理滲層厚度。由圖可知,在一定氮化溫度下,隨著氮化時間的延長,化合物層厚度與擴散層厚度均呈先降低後增大的變化趨勢。在3h最低。至此,隨著時間的延長,化合物層厚度呈緩慢增加。相比化合物層厚度變化,擴散層厚度增加較快,幾乎呈直線增加。其主要原因在於H13鋼基體所存在的Cr、以及Mo、V等合金元素會提高N在α-Fe中的溶解度,而擴散層組織主要由N在α-Fe中的過飽和固溶體組成,使其對擴散層的形成具有促進作用。

2.2 XRD分析

圖4為H13鋼540℃×4h鹽浴氮化工藝下滲層逐層XRD圖譜。結果表明,經QPQ處理後試樣表麵主要由Fe3O4、CrN、Fe2N、ε-Fe3N等相組成;距表麵5µm滲層中出現了少量的針狀γ'-Fe4N氮化物過渡相、以及Cr2N合金氮化物,而Fe3O4物相明顯減少,Fe2N完全消失;距表麵10µm以後,Fe3O4、ε-Fe3N、γ'-Fe4N、CrN相完全消失,開始形成由大量α-Fe、Cr2N物相組成的組織,與表1點掃描結果相一致。產生這種變化的主要原因如下:O原子主要存在於表麵氧化層,與Fe結合形成致密Fe3O4氧化膜。隨擴散距離的增加,N勢呈遞減趨勢。在高濃度N勢下,N原子易擴散至Fe的點陣間隙,進而結合形成高硬度、高耐磨的Fe2N、ε-Fe3N、CrN相,隨N勢的逐漸降低會出現少量硬度較低、韌性較好的γ'-Fe4N過渡相、Cr2N氮化物,到化合物層與擴散層交界處,N勢降低到不足以形成化合物時,N原子進入Fe的晶格內部形成N在α-Fe中過飽和固溶體[13],隨著擴散距離的增加,N勢梯度較小,而形成穩定α-Fe、Cr2N物相[14]。

2.3 滲層硬度以及耐磨性

2.3.1滲層硬度

圖5為H13鋼不同氮化時間QPQ處理與基體試樣沿層深方向硬度梯度分布曲線。結果顯示,經QPQ處理後H13鋼顯微硬度顯著提高。滲層硬度的提高主要在於大量N元素滲入Fe的晶格內部,形成高硬度ε-Fe3N、γ'-Fe4N氮化物的固溶強化作用,同時H13鋼基材所存在的合金元素Cr與N元素存在很強的親和力,很容易通過彌散強化作用形成的CrN、Cr2N等穩定高硬度合金氮化物,與此同時,Fe的晶格由BCC轉化為HCP;其次,亦可觀察到由表麵至心部顯微硬度呈先升高後逐漸降低的趨勢,且呈良好的梯度分布。在據表麵60~70µm由於高硬度氮化物的減少導致硬度突降。隨著氮化時間的延長,N勢的增加,在2~4h試樣表麵硬度呈明顯的遞增趨勢,在4h滲層次表層硬度達到最大值(1173HV0.1),較基體(498HV0.1)增加2.4倍左右。隨後的5~6h試樣硬度峰值出現了一定程度下降,且內移。這是由於隨著氮化時間的延長,高硬度氮化物顆粒組織變的粗大、化合物表層多孔疏鬆層逐漸變寬、加重。


2.3.2滲層摩擦磨損特性

圖6為H13鋼基體與QPQ處理磨損失重及磨損形貌。由圖5(a)知,H13鋼基體磨損失重(5.3mg)遠大於QPQ處理試樣(1.0mg以下)。 隨著氮化時間的延長磨損量呈先降低後上升的變化,在4h達到最小(0.4mg),為基體(5.3mg)13倍左右。耐磨性得到顯著增加,與硬度變化規律相吻合。通過對比圖6(b, c)磨損形貌,H13鋼基體磨損表麵存在大麵積犁溝狀劃痕,同時伴隨一定量脫落碎屑。表現為典型磨粒磨損伴隨少量粘著磨損;而QPQ處理試樣磨損表麵僅存在少量淺顯劃痕,伴隨輕微結疤狀凹坑,為粘著磨損。其原因在於未處理試樣表麵硬度較低與摩擦副之間存在較大硬度偏差,相對承載能力較差。對磨過程中,對磨材料表麵微凸體極易楔入試樣表麵,進而形成明顯犁溝。而經QPQ工藝處理後,CrN和Fe2-3N等高硬度、高耐磨氮化物以及低摩擦係數Fe3O4形成於H13鋼表麵,使其表現出良好抗磨損能力。

3結論

1) H13鋼QPQ處理後,由表麵向心部依次形成氧化膜層、化合物層、擴散層組織。表麵主要由Fe3O4、CrN、Fe2N、ε-Fe3N等物相組成,次表層存在少量γ'-Fe4N過渡相,在擴散層形成了穩定α-Fe、Cr2N物相。

2) H13鋼QPQ處理後滲層硬度得到大幅度提高,且在540℃×4h鹽浴氮化工藝下,滲層次表層硬度達到最大值(1173HV0.1),較基體(498HV0.1)增加2.4倍左右。對應於滲層表麵磨損量也存在相同的變化規律。

     3) 540℃×4h鹽浴氮化處理,所得滲層性能最優。


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