H13钢激光淬火与离子渗氮复合工艺研究

曹 驰，骆卫东，李虎林，陈志林，罗丽萍，陈贤武

(1. 兰州理工大学材料科学与工程学院，甘肃 兰州 730050；2. 兰州理工大学温州泵阀工程研究院，浙江 温州 325105；3. 上海交通大学设计学院，上海 200000)

0 前 言

热作模具通常应用于急冷、急热及高交变应力等环境,在交变温度和交变应力的作用下,由于材料表面性能不足,热作模具在使用过程中常常会出现开裂、擦伤、疲劳、腐蚀等早期失效形式[1,2]。表面改性是提高模具表面性能、防止模具出现早期失效的最为有效的措施。为了进一步提高模具的性能,国内外学者都在积极探索模具钢的表面强化方式,目前的研究热点主要是通过表面淬火、渗氮、渗碳、碳氮共渗、化学气相沉积以及物理气相沉积等方式提高模具的表面性能[3,4]。

渗氮作为典型的表面强化技术,可以改善材料表面的硬度、耐磨性和耐蚀性[5-7]。但采用单一渗氮处理获得的渗层较薄,渗层与基体之间存在较大的硬度梯度,导致对磨过程中材料很容易开裂和磨损[8]。除了渗氮处理外,激光淬火作为一种清洁方便的热处理工艺,因其特殊的加热和冷却方式被广泛应用于材料表面改性处理[9,10]。Cottam等[10]采用激光表面改性技术对镍-铝青铜进行表面加热处理,激光加热表面的腐蚀电位增加,耐腐蚀性显著提高。Qin等[11]采用激光淬火技术对铸态镍铝青铜进行表面改性,改性层的晶粒度显著减小,相分布更加均匀,耐蚀性显著提升。Telasang等[12]采用激光淬火技术对H13钢进行了表面改性处理,测试发现激光淬火改性层厚度约为400 μm,硬度约为700 HV。激光淬火工艺可以显著改善材料表面的耐蚀性,且比离子渗氮更容易获得较大的硬化层深度,但和渗氮层相比激光淬火层的硬度相对较低。为了获得硬度高、硬化层深度较大且耐蚀性好的表面改性层,国内外学者开展了大量的探索工作。Yan等[8]采用离子渗氮/激光淬火复合处理工艺对30CrMnSiA钢进行表面改性,改性层的深度和表面硬度较单一渗氮处理膜层显著增加,渗层与基体之间的硬度梯度显著下降。复合处理可以显著提升表面改性层的硬度和厚度,从而极大地提高材料的综合性能,但大量的复合处理工艺研究主要集中在处理工艺对材料力学性能的影响方面[13-15]。材料的摩擦磨损性能和耐腐蚀性能对模具的使用寿命同样有重要影响。但复合处理工艺对材料摩擦磨损性能和耐腐蚀性能影响过程和相应的影响机理方面的研究相对较少。复合处理工艺对模具的影响机理不明,这严重影响了模具性能的提升。

H13钢因具有较高的淬透性、韧性和热疲劳性能,广泛应用于热作模具行业[16,17]。本工作以H13钢为研究对象,将激光淬火与离子渗氮表面改性技术相结合,探讨了复合处理对H13钢摩擦磨损性能和耐蚀性的影响过程;探讨了激光淬火与离子渗氮技术对H13钢改性层的耦合作用机制及强化机理,通过复合处理的方式改善H13钢表面特性,进而提升模具的性能。

1 试 验

1.1 试样制备

试验材料为退火态AISI H13钢板材,尺寸为50 mm×25 mm×10 mm,其化学成分见表1。首先对试样进行常规处理,然后对处理后的试样进行激光淬火处理,再对激光处理后的试样进行离子渗氮。相关试验参数如下:常规处理(1 030 ℃油淬+560 ℃×2 h二次回火处理)。激光参数:激光功率1 000 W,光斑尺寸4 mm×4 mm,扫描速度480 mm/min,搭接率为30%。渗氮参数:渗氮温度440 ℃,渗氮时间6 h,气压300～330 Pa,氮氢比1∶3。渗氮之前将试样打磨抛光至Ra=1.0 μm,并对试样进行超声波清洗和烘干处理。本工作中将常规处理标记为CP,激光淬火标记为LQ,离子渗氮标记为PN,激光淬火/离子渗氮复合处理标记为LQ+PN。

表1 H13钢化学成分Table 1 Chemical composition of H13 steel

1.2 性能检测及表征

采用TBT-5000型多功能摩擦试验机进行摩擦磨损性能测试,采用CHI600E型电化学工作站检测样品的耐蚀性能。摩擦试验参数如下:试验频率2 Hz,试验载荷分别为10 N和20 N,试验环境温度为室温,试验时间30 min,试验方式为球(d=6 mm,ZrO2球)盘直线往复运动(如图1所示)。为了尽量减小试验偏差的影响,每次试验结束后更换新的试样和陶瓷球,且每种试验均重复5次。电化学测试参数:介质为3.5%(质量分数)NaCl溶液,测试时间400 s,电位范围为-1.2～1.2 V,扫描速率1 mV/s。

图1 高频往复摩擦组件示意图Fig. 1 Schematic diagram of high-frequency reciprocating friction assembly

对所有测试完的试样均采用ZEISS Axio Imager型光学显微镜、Quanta 450 FEG型扫描电子显微镜(SEM)及附带的能谱仪(EDS)对其微观组织、表面形貌以及表面化学成分进行分析。

采用Micro XAM-800型非接触式光学轮廓仪对材料的磨损体积进行测量,磨损率k采用公式(1)[18]计算:

(1)

式中:ΔV为磨损体积,mm3;L为磨损距离,m;FN为试验载荷,N。

2 结果与分析

2.1 显微分析

不同热处理工艺下H13钢试样表面显微组织形貌和晶粒度分布如图2所示。由图2可知,激光淬火试样表面主要为淬火马氏体,试样表面晶粒尺寸最小,晶界数量最多。渗氮处理试样和激光淬火-渗氮复合处理试样表面显微组织分布一致,主要以晶粒尺寸大小不同的氮化组织为主。由霍尔-配奇公式(σs=σ0+Kd-1/2,σs为屈服强度,σ0和K为常数,d为晶粒尺寸)可知,多晶体的塑形变形能力和屈服强度与晶粒尺寸和位错数目密切相关。晶粒越细屈服强度越高,位错越多抗塑性变形能力越好[19,20]。晶粒尺寸对金属耐蚀性能也有显著的影响,随着晶粒尺寸的变细,钢表面的耐蚀性会显著增强[21,22]。经激光淬火处理后再进行渗氮,由于激光淬火特殊的加热方式,导致淬硬层中形成了大量空位、位错和孪晶等晶体缺陷,这些晶体缺陷能够抑制渗氮过程中晶粒的长大,从而使复合处理后试样表面的组织明显细化,晶粒分布也更加均匀致密。

图2 不同工艺热处理试样表面金相组织和晶粒度分布Fig. 2 Metallographic structure and grain degree distribution of samples’ surfaces under different heat treatment processes

图3为不同热处理工艺下H13钢试样横截面SEM形貌和EDS面扫描结果,图3中矩形区域为EDS扫描区域。从图3中可以明显观察到,渗氮处理和激光淬火-渗氮复合处理试样表层均出现了N浓度富集区域(图3中箭头所示),表明经单一渗氮处理和复合处理后试样表层均形成了薄厚不一的氮化层,渗氮处理和激光淬火-渗氮复合处理试样表面氮化层厚度分别为75 μm和140 μm,这表明经复合处理后渗层明显变厚,N浓度分布更加均匀致密。复合处理工艺渗氮层变厚的原因主要有以下2个方面,一是激光淬火后在试样表面形成了大量的晶体缺陷,这些晶体缺陷加快了N原子的动力学扩散过程,降低了氮化物形核氮势的门槛值,促进了材料表面的化学反应;二是激光淬火导致试样表层晶粒细化,形成了高体积分数的晶面,为氮原子扩散提供了理想的通道。

图3 不同热处理工艺下H13钢试样横截面SEM形貌和EDS面扫描结果Fig. 3 SEM morphology and EDS plane scan results of cross section of H13 steel sample under different heat treatment processes

2.2 摩擦学性能测试

图4为不同工艺热处理试样在载荷为10 N下的磨损形貌及EDS分析结果,图4中矩形区域中心为EDS测试区域。由图4a可知,常规处理试样磨痕宽度和深度最大,磨痕表面磨损最为严重,耐磨性最差。激光淬火-渗氮复合处理试样的磨痕宽度和深度最小,磨痕表面更加平整光滑,耐磨性最好。对不同试样的磨痕进行放大观察可以看出,常规处理试样磨痕表面产生了严重的塑形变形,试样表面O元素的含量为11.76%,明显高于其它3种处理试样,表明常规处理试样在摩擦过程中发生了较为严重的氧化现象, 磨损机理以黏着磨损和氧化磨损为主。由图4b可知,激光淬火试样的磨痕表面出现了明显的磨粒,试样表面O元素的含量为10.14%,仅小于常规处理试样,表明激光淬火试样在载荷为10 N条件下的磨损机理同样以磨粒磨损和氧化磨损为主。图4c、4d分别为渗氮处理和激光淬火-渗氮复合处理试样的表面形貌和EDS分析结果,可以看出2种试样的磨痕表面均没有出现明显的磨损现象,试样表面N元素的含量分别为4.11%和4.79%,且未检测到氧元素,这表明在载荷为10 N条件下渗氮处理和激光淬火-渗氮复合处理试样均表现出良好的耐磨性。

图4 不同工艺热处理试样在载荷为10 N下的磨损形貌及EDS分析结果Fig. 4 Wear morphology and EDS analysis results of samples under different heat treatment processes and 10 N load

图5为不同工艺热处理试样在载荷为20 N下的磨损形貌及EDS分析结果。由图5可知,常规处理试样表面磨损最为严重,耐磨性最差,激光淬火-渗氮复合处理试样表面磨损最小,耐磨性最好。对不同试样的磨痕进行放大观察发现,常规处理试样的磨痕表面产生了严重的塑形变形,试样表面O元素的含量也明显高于10 N载荷试样,达到了18.03%,这表明随着载荷的增加,试样表面黏着磨损和摩擦发热加剧,大量的摩擦热使得摩擦表面发生了严重的氧化磨损现象。图5b为激光淬火试样的磨损形貌及EDS分析结果,可以看出,激光淬火试样表面发生了明显的材料剥离现象,部分剥离的材料黏附在试样表面形成磨颗,分析原因主要是由于激光淬火特殊的加热和冷却方式,使硬化层内部残余了大量热应力,在较大的接触应力下,导致表面发生脱落[23],试样表面O元素的含量为19.06%,分析原因主要是由于表面材料剥离后导致黏着磨损和摩擦热加剧,导致试样表面发生了严重的氧化磨损现象。激光淬火试样在载荷为20 N下的磨损机理同样以黏着磨损和氧化磨损为主。图5c为渗氮处理试样的磨损形貌及EDS分析结果,可以看出试样的磨痕表面出现了平行于划痕方向的犁沟,这是由于试样表面附着了大量细微颗粒,导致对磨过程中产生了较大的接触应力。试样表面O元素的含量为8.40%,表明PN试样在载荷为20 N下的磨损机理以轻微的磨粒磨损和氧化磨损为主。图5d为激光淬火-渗氮复合处理试样的磨损形貌及EDS分析结果,可以看出复合处理试样表面犁沟较单一渗氮试样显著改善,且没有检测到氧元素,表明复合处理试样在20 N下的磨损机理仍然以轻微的磨粒磨损为主。从以上结果可以看出,无论在轻载(10 N)还是在较大载荷(20 N)下,复合处理后试样均表现出了非常好的摩擦磨损性能。这是由于复合处理后试样表面晶粒更细,渗层位错密更高,抗塑性变形能力更好,在滑动摩擦过程中阻碍滑移系运动的能力更好。此外,经复合处理后的试样渗层更厚,有研究[24,25]发现增加涂层厚度可以显著降低界面剪切应力,提高涂层的疲劳强度和耐磨性。

图5 不同工艺热处理试样在载荷为20 N下的磨损形貌及EDS分析结果Fig. 5 Wear morphology and EDS analysis results of samples under different heat treatment processes and 20 N load

图6和表2分别为不同工艺热处理试样在不同载荷下的磨痕三维轮廓、磨痕截面曲线和磨痕宽度。结合图6和表2可知,在载荷为10 N时,单一渗氮处理和复合处理均能显著改善试样表面的耐磨性。当载荷为20 N时,复合处理后的试样相比单一渗氮处理试样的磨痕深度和宽度更小,减磨效果更好,表明在较大载荷载下复合处理能显著改善试样表面的耐磨性。

图6 不同工艺热处理试样在不同载荷下的磨痕三维轮廓和磨痕截面曲线Fig. 6 Three-dimensional profile and section curve of wear marks of samples under different heat treatment processes and different loads

表2 不同工艺热处理试样在不同载荷下的磨痕宽度 μmTable 2 Wear width of samples under different heat treatment processes and different loads μm

图7分别为不同工艺热处理试样在不同载荷下的平均摩擦系数和磨损率。由图7可知,当载荷为10 N时,CP、LQ、PN和LQ+PN试样在稳定磨损阶段的平均摩擦系数分别为0.60、0.63、0.37、0.34,磨损率分别为1.06×10-7、0.66×10-7、0.04×10-7、0.02×10-7mm3/(N·m)。与CP以及单一激光淬火处理相比,经单一渗氮处理和复合处理后试样的摩擦系数更小,磨损率更低,耐磨性更好。当载荷为20 N时,CP、LQ、PN和LQ+PN试样在稳定磨损阶段的平均摩擦系数分别为0.65,0.53、0.45和0.36,磨损率分别为1.31×10-7、0.98×10-7、0.26×10-7和0.08×10-7mm3/(N·m)。与单一渗氮处理相比,经复合处理后试样的摩擦系数和磨损率更小,表明在较大载荷下复合处理工艺具有更好的减磨效果。

图7 不同工艺热处理试样在不同载荷下的平均摩擦系数和磨损率Fig. 7 Average friction coefficients and wear rates of samples under different heat treatment processes and different loads

2.3 耐蚀性检测

图8为不同工艺热处理试样动电位极化曲线和PN、LQ+PN试样表面未磨损区域的EDS分析结果。表3为不同工艺热处理试样的极化曲线拟合参数。在通常情况下,自腐蚀电位越高,耐蚀性越好,腐蚀电流密度越小,腐蚀速率越小[26]。结合图8和表3可知,CP试样的自腐蚀电位最低,LQ+PN试样的自腐蚀电位最高,这表明复合处理后的试样的耐蚀性最好。和常规处理相比,激光淬火后试样表面电极电位明显升高。电极电位升高的原因主要有以下2个方面,一是由于激光淬火后试样表面形成了致密的氧化膜;二是激光淬火导致晶粒尺寸细化,从而使试样表面的耐蚀性增加。不同工艺热处理试样的自腐蚀电流密度相差很小,表明试样的腐蚀速率基本相同。通过计算钢的PREN指数[PREN指数=w(Cr)+3.3w(Mo)+16.0w(N),其中w(Cr)、w(Mo)、w(N)分别表示Cr、Mo、N的质量分数],可以准确预测钢的抗点蚀能力[27]。PREN值越高说明钢的点蚀电位越高,耐蚀性能越好。H13钢中Cr和Mo的质量分数分别为5.4%和1.23%,因此可以计算出CP和LQ试样的PREN指数均为9.46。PN和LQ+PN试样表面N元素的质量分数分别为4.5%和5.3%(图8b、8c)。由此得出,PN和LQ+PN试样的PREN指数分别为81.5和94.3,表明N原子的渗入可以大幅度提高点蚀电位。与单一激光淬火和单一渗氮处理相比,复合处理后样品的PREN值更大,晶粒尺寸更小,抗点蚀能力更好。

图8 不同工艺热处理试样的动电位极化曲线和PN、LQ+PN试样表面未磨损区域的EDS分析结果Fig. 8 Potentiodynamic polarization curves of samples under different heat treatment processes and EDS analysis results of the non-worn area on the surface of PN and LQ+PN samples

表3 不同工艺热处理试样的极化曲线拟合参数Table 3 Polarization curve fitting parameters of samples under different heat treatment processes

图9显示了不同工艺热处理试样表面腐蚀形貌及微区EDS分析结果,图9中矩形区域为EDS测试区域。从图9中可以看出,CP试样表面出现了大量的蚀坑,腐蚀最为严重,耐蚀性最差。LQ+PN试样表面的腐蚀区域最小,蚀坑最浅,耐蚀性最好。对试样表面的腐蚀区域进行放大观察。如图9a所示,CP试样表面腐蚀区域出现了严重的开裂和脱落现象,腐蚀区域O元素的含量为16.79%,C元素含量为10.76%,这表明CP试样表面发生了较为严重的氧化现象和碳的偏析现象,碳的偏析会导致材料表面的耐蚀性和硬度降低,从而使材料的综合性能降低[28,29]。如图9b所示,LQ试样表面腐蚀区域氧元素的含量为28.76%,C元素含量为7.07%。LQ试样表面腐蚀区域氧元素的增加是由于激光淬火过程中试样表面形成了较为致密的氧化膜,氧化膜的形成会延缓腐蚀过程中电解液的侵蚀,降低腐蚀速率,提高耐蚀性。如图9c、9d所示,PN和LQ+PN试样表面腐蚀区域O元素的含量分别为8.43%和7.40%,N元素的含量分别为2.16%和4.50%,这表明渗氮处理并没有降低H13钢的耐蚀性,反而使其表面的抗氧化性能提高。复合处理后试样表面腐蚀区域的N元素含量相比单一渗氮处理试样更多,PREN指数更高,抗点蚀能力更好。

图9 不同工艺热处理试样表面腐蚀形貌及微区EDS分析结果Fig. 9 Surface corrosion morphology and micro-area EDS analysis results of samples under different heat treatment processes

图10为不同工艺热处理试样表面腐蚀形貌及EDS面扫描结果。由图10可知,CP试样表面氧化和碳偏析最为严重,LQ+PN试样表面元素分布最为均匀,这表明复合处理后试样在腐蚀过程中表面元素没有发生剧烈的化学反应。此外,CP和LQ试样表面腐蚀区域出现了明显的贫Cr现象,而Cr含量的降低将会导致材料的耐蚀性降低。从上述试验结果可以得出,复合处理能够明显改善H13钢表面的耐蚀和抗氧化性能。

图10 不同工艺热处理试样表面腐蚀形貌及EDS面扫描结果Fig. 10 Surface corrosion morphology and EDS plane scan results of samples under different heat treatment processes

3 结 论

(1)复合处理可以显著改善材料的耐磨性,与单一激光淬火处理和单一渗氮处理相比,在较大载荷条件下(20 N),复合处理改性层的摩擦系数以及磨损率分别从0.53、0.98×10-7mm3/(N·m)和0.45、0.26×10-7降低至0.36、0.08×10-7mm3/(N·m)。

(2)复合处理工艺可以显著改善材料的耐腐蚀性能,和常规处理、单一激光淬火处理以及单一渗氮处理相比,复合处理后试样表面的自腐蚀电位分别从-0.902、-0.573、-0.511 V提高至-0.483 V。