复合化学热处理13Cr4Mo4Ni4VA钢摩擦磨损性能研究

江志华， 佟小军， 孙 枫， 李 志， 王子君， 时连卫

(1.北京航空材料研究院，北京100095;2. 洛阳轴研科技股份有限公司，河南 洛阳471039)

复合硬化工艺是近年来新兴的先进表层硬化工艺［1～3］，欧美先进国家已将复合硬化工艺应用于M50NiL，Vasco X-2M，JX-12 钢等多种齿轮轴承材料。被列入ASETT 计划中的工业公司和研究机构对其性能进行了评价［4，5］。研究表明，复合硬化相对传统表层硬化方法具有不可比拟的优越性:其表面硬度高，能抵抗高接触应力，抑制次表层的塑性变形，可大幅度提高齿轮轴承耐磨性、疲劳性能以及抗胶合能力。表面渗硫具有良好的减摩效果，可以改善零件表面的抗黏合性能和抗擦伤性能，从而受到国内外研究者普遍关注［6，7］。离子渗硫技术是我国研究工作者独立研究发展起来的一项新技术，具有渗速快、环境友好度高的特点，随着离子渗硫技术越来越成熟和推广应用［8～13］，渗硫层特征、摩擦学性能及其抗磨减摩机理成为众多学者研究的热点［7，14］。

13Cr4Mo4Ni4VA 钢回火温度高(＞500℃)，耐温达350℃［15］，是高性能中温渗碳轴承齿轮钢。本工作对13Cr4Mo4Ni4VA 钢进行真空渗碳、复合硬化、离子渗硫等复合处理，制备了组织性能梯度分布的复合硬化层，并在真空渗碳层及复合硬化层的基础上制备了不同层深的渗硫层。重点研究了13Cr4Mo4Ni4VA 钢(M50NiL 钢)复合硬化件、渗碳件及不同层深的渗硫件的滑动摩擦磨损性能，并对不同工艺的表面层组织形貌及磨损形貌进行观察分析，探索了不同工艺试件的抗磨减摩机理。

1 试验方法

试验材料为真空感应熔炼加真空自耗重熔(VIM+VAR)13Cr4Mo4Ni4VA 钢，化学成分见表1。

表1 双真空熔炼13Cr4Mo4Ni4VA 钢化学成分(质量分数/%)Table 1 Composition of VIM+VAR processed 13Cr4Mo4Ni4VA steel(mass fraction/%)

13Cr4Mo4Ni4VA 钢原始状态为正火+ 高温回火(或退火)，对其进行不同的热表处理后，进行摩擦磨损性能评价，具体的热表处理工艺如下:

表层渗碳:950℃真空渗碳，1100℃真空气淬，然后进行冷处理和多次回火处理，渗碳层的有效深度为1.7 ～2.0mm，表面硬度为60 ～62 HRC;工艺状态用C1 表示。

复合硬化:在渗碳硬化层基础上进行气体渗氮，渗氮温度为500℃，渗氮层的深度约为0. 2 ～0.25mm，表面硬度为1100HV20;工艺状态用CN 表示。

离子渗硫:在渗碳或复合硬化层的基础上进行离子渗硫，渗硫温度为250 ～350℃。基础渗层为渗碳层时，渗硫层深5 ～15μm 的浅层渗硫标记为CS1，渗硫层深150 ～180μm 的深层渗硫标记为CS4;基础渗层为复合硬化层时，渗硫层深150 ～180μm，标记为CN-S。

摩擦磨损试验采用MMS-2A 屏显式摩擦磨损试验机，可以在线实时显示和存储摩擦系数、摩擦力矩及施加载荷等试验数据，其工作原理见图1。摩擦方式采用滑动摩擦，即试验时一个磨环的转速ω1= 0，另外一个磨环转速ω2=400r/min，试验施加较大载荷500N，试片先浸油然后开始干摩擦试验，不再加油润滑直至试验结束，磨损时间共4h，试验温度为25℃。试样尺寸见图2，外径为φ50 mm，厚度为10mm;摩擦试片及其对偶件采用相同的表面处理工艺。摩擦磨损试验磨损量的称量采用光电分析天平(精度0. 00001g);称量前采用航空汽油、石油醚、正己烷进行超声波清洗，并用真空干燥箱进行烘干。

试样经不同热表处理后，采用光学显微镜(OM)和扫描电镜(SEM)对表层组织和表面形貌进行观察分析，采用X 射线衍射(XRD)进行表层物相分析，采用扫描电镜(SEM)对摩擦磨损形貌进行观察分析。

图1 磨损试验原理示意图Fig.1 The schematic diagram of the wear tests

图2 磨损试验试样示意图Fig.2 Specimen configuration for sliding wear tests

2 结果与讨论

2.1 表面层组织

图3 为13Cr4Mo4Ni4VA 钢经过不同热表处理后表面层组织形貌，图3a 为渗碳(C1 工艺)后表层组织，主要为高碳马氏体、细小弥散的碳化物以及少量的残余奥氏体;图3b 为复合硬化(CN 工艺)后表面层金相组织，从表面向里依次为渗氮层和渗碳层，渗氮层深为0.2 ～0.25mm，渗氮层组织无白亮脆性层，图3c 为复合硬化(CN 工艺)后渗氮层SEM 组织，主要为回火马氏体基体上弥散分布的细小碳氮化合物，另外由XRD 分析结果可以看到渗层存在γ'相(Fe4N)(见图3g)，氮原子的固溶和氮化物的沉淀析出使表面超硬(＞70HRC)，复合梯度硬化结构和优异的组织使渗层韧性高。

图3d 为离子渗硫(CN-S 工艺)后渗层组织，可以看出从表面向里依次为渗硫层和复合硬化层，渗硫层层深为150 ～180μm，硫化物层比较疏松，和基体结合弱，由XRD 分析结果(见图3h)看，主要为FeS 和FeS2，还有少量的MoSx，而C-S1 浅层工艺(渗硫层深为5 ～15μm)渗层中只存在FeS。图3e，f 分别为离子渗硫CN-S 与C-S1 试样的表面形貌，可见渗硫层表面疏松多孔，由颗粒状硫化物层叠而成，深层渗硫CN-S 试样的硫化物颗粒尺寸较大。有资料［7～10］认为渗硫层蜂窝状结构有利于储存并保持润滑介质，提高润滑油边界强度，同时FeS 具有类似石墨的层状结构，剪切强度低，是优良的固体润滑剂，具有良好减摩效果。

图3 不同工艺13Cr4Mo4Ni4VA 钢的表面层组织形貌(a)真空渗碳层组织;(b)，(c)复合硬化层组织;(d)离子渗硫层组织(CN-S);(e)，(f)离子渗硫层表面形貌;(g)，(h)XRD 图谱Fig.3 Case microstructure and surface morphology for thermochemical-processed 13Cr4Mo4Ni4VA steel(a)vacuum-carburizing case microstructure;(b)，(c)duplex-hardening case microstructure;(d)～(f)plasma-sulfurizing case microstructure and surface morphology;(g)，(h)XRD patterns

2.2 摩擦磨损试验

图4 不同工艺13Cr4Mo4Ni4VA 钢滑动摩擦磨损试验结果(a)滑动摩擦系数-时间曲线;(b)磨损量Fig.4 Sliding wear tests of thermochemical-processed 13Cr4Mo4Ni4VA steel(a)friction coefficient profiles as a function of time;(b)wear mass loss

在相同的试验条件下对不同热表处理的13Cr4Mo4Ni4VA 钢进行摩擦磨损试验对比。图4a为不同工艺13Cr4Mo4Ni4VA 钢试片摩擦系数随时间的变化规律，渗碳试片摩擦系数基本稳定在0.11左右;复合硬化和渗硫C-S1 工艺试验前期为跑合期，保持一个较高值，然后陡降至较低值，最终达到稳定的平台期;渗硫CN-S 和C-S4 工艺试片基本无跑合期，摩擦系数在很短的时间内降至低值。采用复合硬化工艺和渗硫工艺后，稳定期摩擦系数降至0.006 ～0.02，较渗碳工艺摩擦系数降低了80%以上。图4b 为不同工艺13Cr4Mo4Ni4VA 钢试片磨损量，渗硫处理后磨损量大，渗硫层越厚(CS4 和CNS)，磨损量越大，采用渗碳和复合硬化处理后，磨损量小，较渗硫工艺降低了1 ～2个数量级。由摩擦磨损试验结果来看，在滑动摩擦条件下，复合硬化件具有优异的减摩耐磨性能;而渗硫件减摩性能良好，渗硫层越厚减摩效果越明显，但耐磨性变差。

2.3 摩擦磨损形貌

磨损试验施加了较高的载荷，并且摩擦过程不再加油润滑，试验条件苛刻。图5 为不同工艺试片在滑动摩擦磨损试验后的SEM 形貌，可见所有工艺试样均未出现严重的擦伤痕迹，原始的机加犁沟在磨损试验后得到不同程度的改善。图5a ～b，c ～d分别为真空渗碳、复合硬化处理后磨损形貌。在磨损跑合期，由于磨削犁沟等微突起或摩擦副装配偏心度等原因，造成局部应力集中，摩擦系数维持在高值。复合硬化处理后表面超硬(＞70HRC)，抗塑性变形能力强，对偶件的摩擦起到类似“抛光”作用，将原有的加工痕磨去，使摩擦表面变光滑(见图5 d)，降低了应力集中，改善了润滑条件，这是导致磨损稳定期摩擦系数陡降的原因。渗碳件较复合硬化件硬度低，摩擦磨损过程中，改善加工犁沟的同时产生了新的摩擦凹坑，随着时间的推移，凹坑扩展、联合，沿摩擦方向拉长(见图5b 中A 处)，因此摩擦系数始终维持在较高值。从磨损形貌看，在同样的载荷条件下(500N)，复合硬化试样磨损机制为轻微黏着磨损［16］，渗碳试样磨损机制为相对严重的黏着磨损。综上，不同硬化层的摩擦磨损性能和其承载能力息息相关，复合硬化件具有更高的承载能力，从而表现出优异的耐磨减摩性能。

图5e ～f，g ～h，i 分别为离子渗硫C-S1，CN-S及C-S4 试片磨损后形貌。由于C-S1 渗硫层较薄，硫化物层很快发生机械破坏，基础渗碳层承载，对磨区出现了摩擦凹坑(见图5 f 中B，C 处)，同时磨损过程对偶件的硫化物发生了转移，并且FeS 在机械力与摩擦热的条件下，可能发生分解与再生成，沿表面缺陷及晶界扩散［7，14］，当摩擦面均匀性改善后，FeS 开始持续发挥减摩作用，从而导致磨损稳定期保持低的摩擦系数;如果渗硫层厚，可有效阻隔摩擦副基体之间的直接接触，硫化物层机械破坏后，对偶件硫化物转移以及FeS，FeS2在摩擦过程分解并重新生成FeS，FeS 黏附在摩擦表面形成一层薄膜，持续发挥减摩作用;另外渗硫层含有MoSx，其自润滑作用强。以上因素综合作用使CN-S 及C-S4 试片磨损时摩擦系数很快降低并保持低值，磨损面光滑，无摩擦凹坑(见图5 h，i)。值得注意的是:硫化物层和基体结合力弱，在机械力作用下易破坏剥落(见图5 g 中D 处)，因此过厚的硫化物层会导致耐磨性显著降低，虽然其减摩效果明显，但不建议采用;而无论浅层还是深层渗硫，高硬度基础层起到重要的支撑作用，提高耐磨性，避免了严重擦伤，有效保证了渗硫层的持续减摩作用。

3 结 论

图5 不同工艺13Cr4Mo4Ni4VA 钢磨损形貌 (a)，(b)真空渗碳;(c)，(d)复合硬化;(e)，(f)离子渗硫(C-S1);(g)，(h)离子渗硫(CN-S);(i)离子渗硫(C-S4)Fig.5 Worn scar morphology of multiprocessed 13Cr4Mo4Ni4VA steel (a)，(b)vacuum carburized;(c)，(d)duplex hardened;(e)，(f)plasma-sulfurized(C-S1);(g)，(h)plasma-sulfurized(CN-S);(i)plasma-sulfurized(C-S4)

(1)对13Cr4Mo4Ni4VA 钢进行了碳氮复合硬化和离子渗硫处理，制备了组织性能梯度分布的表面层。复合硬化处理后，最表层为渗氮层，厚度0.2～0.25mm，表面超硬(＞70HRC);次表层为渗碳层，复合梯度结构和优异组织使复合硬化层韧性高。离子渗硫层的基础渗层为渗碳层或复合硬化层，渗硫层厚度浅层工艺为5 ～15μm，深层工艺达到了150 ～180μm。硫化物层主要由FeS，FeS2组成，硫化物层疏松多孔，和基体结合弱。

(2)对不同工艺13Cr4Mo4Ni4VA 钢进行了大载荷摩擦磨损对比试验，结果表明:在浸油干摩擦条件下，复合硬化件和渗硫件稳定期摩擦系数较渗碳件降低了80%以上，复合硬化件磨损量较深层渗硫件降低了2个数量级。

(3)复合硬化层表面硬度高，具有韧性梯度结构和高承载能力，抗塑性变形能力强，使复合硬化件具有优异的抗磨减摩性能。渗硫层具有良好的减摩性能，与FeS 结构特性、储油能力以及摩擦过程中硫化物的分解、再生、扩散和转移相关;渗硫层耐磨性与基础硬化层及渗硫层厚度相关，过厚的渗硫层会导致耐磨性显著降低。

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