孫宇鋒，左鵬鵬，計(jì)杰，吳曉春

摩擦磨損與潤(rùn)滑

時(shí)間和粗糙度對(duì)4Cr5Mo2V鋼離子氮化層高溫磨損性能的影響

孫宇鋒，左鵬鵬，計(jì)杰，吳曉春

（上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072）

提高4Cr5Mo2V鋼離子氮化層的高溫磨損性能。以表面粗糙度（）與氮化時(shí)間為變量，通過正交和單變量試驗(yàn)對(duì)4Cr5Mo2V鋼進(jìn)行離子氮化。使用顯微硬度儀、光學(xué)顯微鏡、X射線衍射儀（XRD）、高溫摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)分別表征4Cr5Mo2V鋼離子氮化層的表面硬度、顯微硬度梯度、有效厚度、疏松度、物相及高溫磨損性能，利用掃描電子顯微鏡（SEM）和光學(xué)輪廓儀對(duì)滲層微觀組織及高溫摩擦磨損試樣的磨損體積、磨痕形貌、截面形貌進(jìn)行分析。氮化6 h時(shí)，滲層表面硬度及有效厚度均隨粗糙度增加而增大，但疏松度均在3—4級(jí)，滲層質(zhì)量差且高溫磨損性能不佳；氮化10 h時(shí)，離子氮化效果與氮化6 h時(shí)相反，且為1.05 μm的試樣氮化層逐漸減薄至200 μm，滲層疏松度進(jìn)一步增加至5級(jí)；當(dāng)?shù)瘯r(shí)間達(dá)到14 h時(shí)，為0.15 μm的試樣獲得質(zhì)量最優(yōu)的氮化層，其滲層有效厚度為300 μm，顯微硬度梯度為5級(jí)，滲層疏松度為1級(jí)，該試樣在高溫摩擦磨損試驗(yàn)下，磨損率比為1.05 μm的氮化試樣低64%，高溫磨損性能顯著提高。隨著氮化時(shí)間的增加，表面粗糙度的增大會(huì)造成4Cr5Mo2V鋼離子氮化層的減薄及疏松度的增加，使其高溫磨損性能變差。表面粗糙度為0.15 μm的4Cr5Mo2V鋼經(jīng)14 h氮化后，離子氮化層質(zhì)量最佳，滲層的高溫磨損性能有效提高。

4Cr5Mo2V鋼；粗糙度；離子氮化；微觀組織；疏松度；高溫摩擦磨損性能

熱沖壓成型工藝廣泛應(yīng)用于汽車車身零部件高強(qiáng)鋼板成型過程，因所處工況環(huán)境惡劣，對(duì)在此工藝下使用的熱沖壓模具鋼有著很高的性能要求[1-2]。在實(shí)際生產(chǎn)過程中統(tǒng)計(jì)發(fā)現(xiàn)，熱沖壓模具因磨損造成的修模比例達(dá)到了71%[3]，嚴(yán)重影響了模具的使用壽命，導(dǎo)致企業(yè)的生產(chǎn)成本增加。為減少模具的磨損，通常使用表面強(qiáng)化的方法來提高模具材料的表面性能。離子氮化因其滲氮溫度低、工件畸變小、滲層組織可控、適用材料廣等優(yōu)勢(shì)，以及可以顯著提升材料耐磨性、耐疲勞性、耐蝕性和耐高溫性等，而被大量使用[4-5]。

金屬材料在進(jìn)行離子滲氮的過程中，影響氮化層質(zhì)量與性能的因素有很多，其中氮化時(shí)間是主要影響因素之一[6-7]。研究發(fā)現(xiàn)，改變氮化時(shí)間將影響化合物層中的物相組成，從而造成氮化層力學(xué)性能與摩擦學(xué)行為的改變[8]，并且氮化時(shí)間的長(zhǎng)短與氮化層表面硬度、滲層深度、化合物層脆性以及滲層疏松度都有緊密聯(lián)系。在實(shí)際生產(chǎn)中，已經(jīng)意識(shí)到表面粗糙度對(duì)模具磨損的影響[9-10]，因此，通常采用拋光處理以降低模具表面粗糙度。在模具滲氮時(shí)，氮化鋼滲層質(zhì)量除了與氮化工藝息息相關(guān)外，還會(huì)受氮化材料表面狀態(tài)的影響，但針對(duì)材料滲層質(zhì)量受氮化時(shí)間及表面粗糙度兩者綜合影響所造成模具耐磨性差異的研究卻甚少。熱沖壓用高強(qiáng)鋼板22MnB5需加熱至900 ℃以上進(jìn)行成型[11]，故熱沖壓模具主要為高溫下的磨損，研究其高溫摩擦磨損性能十分必要。

本文以氮化時(shí)間和表面粗糙度為變量，設(shè)置了正交及變量試驗(yàn)對(duì)4Cr5Mo2V鋼進(jìn)行離子滲氮，探究滲層表面硬度、滲層深度、化合物層脆性以及滲層疏松度的變化情況，并在300 ℃下，對(duì)所有氮化試樣進(jìn)行高溫摩擦磨損試驗(yàn)，研究氮化時(shí)間和表面粗糙度對(duì)4Cr5Mo2V鋼離子滲氮層高溫磨損性能的影響。

1 試驗(yàn)

1.1 材料制備

選用化學(xué)成分合格的4Cr5Mo2V鋼，化學(xué)成分如表1所示。將試驗(yàn)材料在1030 ℃中真空油淬，之后在540 ℃×2 h和560 ℃×2 h條件下進(jìn)行二次回火，使其硬度為52~54HRC。將熱處理后的試驗(yàn)材料機(jī)械加工成尺寸為10 mm×10 mm×36 mm的高溫摩擦磨損標(biāo)準(zhǔn)試樣以及尺寸為12 mm×12 mm×8 mm的氮化金相試樣。

表1 試驗(yàn)材料4Cr5Mo2V鋼的化學(xué)成分

Tab.1 Chemical composition of the tested 4Cr5Mo2V steel tested %

1.2 試驗(yàn)方案

將未氮化試樣分為3組，每組3個(gè)試樣。每組試樣在機(jī)械研磨后，分別采用120#、W28、W10砂紙對(duì)氮化面進(jìn)行打磨，從而獲取不同的表面粗糙度。利用BRUKER Contour GT-K型光學(xué)輪廓儀測(cè)量試樣表面粗糙度，各粗糙度試樣的表面形貌如圖1所示。將同一加工方式下測(cè)量的3個(gè)粗糙度的平均值作為該試樣的表面粗糙度，統(tǒng)計(jì)得出具體砂紙型號(hào)對(duì)應(yīng)的平均表面粗糙度如表2所示。

圖1 各粗糙度試樣表面形貌

表2 試樣加工及對(duì)應(yīng)表面粗糙度

Tab.2 Sample processing and corresponding roughness

使用LDMC-75F型脈沖電源輝光離子氮化爐進(jìn)行離子滲氮，氮源為氨氣，氨氣流量固定在600 mL/min，確定離子氮化的溫度為540 ℃，爐壓為400 Pa，離子氮化電壓為800 V，設(shè)置滲氮時(shí)間為變量。將三組高溫摩擦磨損試樣及氮化試樣分別滲氮6、10、14 h，目的是比較不同粗糙度試樣經(jīng)不同時(shí)間氮化后的滲層表面硬度、滲層有效厚度及滲層疏松度的改變情況，并進(jìn)行高溫摩擦磨損性能的對(duì)比。

使用Nikon LV150型倒立式光學(xué)顯微鏡觀測(cè)滲氮層厚度及滲層組織，采用MH-3型顯微硬度計(jì)測(cè)量氮化層的表面硬度，同時(shí)測(cè)量氮化試樣橫截面的顯微硬度梯度。顯微硬度的測(cè)量方法按照GB/T 11354-2005《鋼鐵零件滲氮層深度測(cè)定和金相組織檢測(cè)》進(jìn)行，在氮化試樣橫截面同一深度測(cè)量的3個(gè)硬度平均值作為該深度的顯微硬度值，滲層的有效厚度為高于基體50HV0.2的截面深度。

使用DMAX-2500V型X射線衍射儀表征氮化試樣的滲層物相，靶材為Cu靶，衍射角范圍為30°~90°，掃描速率4 (°)/min。采用BRUKER UMT-3型高溫摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)不同氮化時(shí)間的各粗糙度試樣進(jìn)行高溫摩擦磨損試驗(yàn)，對(duì)比高溫耐磨性能。摩擦副材料為SiC陶瓷球，直徑9.5 mm，硬度2800HV，摩擦方式為滑動(dòng)干摩擦，摩擦頻率5 Hz，載荷20 N，試驗(yàn)溫度300 ℃，摩擦?xí)r間60 min。利用BRUKER Contour GT-K型光學(xué)輪廓儀測(cè)量試樣磨損體積并計(jì)算磨損率。使用SUPRA 40/40VP掃描電子顯微鏡觀測(cè)磨損試樣的磨痕形貌及截面形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 滲氮結(jié)果

按照離子滲氮工藝參數(shù)進(jìn)行了輝光離子氮化，試驗(yàn)主要分析滲層表面硬度、滲層有效厚度、顯微硬度梯度、白亮層厚度和滲層疏松度等評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)。

為了將試驗(yàn)結(jié)果全部量化，實(shí)現(xiàn)對(duì)比分析的目的，對(duì)無法直接量化的顯微硬度梯度及滲層疏松度采取評(píng)級(jí)的方式，評(píng)級(jí)級(jí)別為1—5級(jí)。顯微硬度梯度的等級(jí)劃分標(biāo)準(zhǔn)按照硬度梯度曲線的平緩程度進(jìn)行，最平緩的等級(jí)為5級(jí)，最陡峭的為1級(jí)。按照GB/T 11354—2005《鋼鐵零件滲氮層深度測(cè)定和金相組織檢測(cè)》中疏松度評(píng)級(jí)標(biāo)準(zhǔn)，綜合考量滲層表面硬度、顯微硬度梯度及化合物層中微孔數(shù)量對(duì)滲層疏松度的影響，將最疏松的評(píng)定為5級(jí)，最致密的評(píng)定為1級(jí)。最終的試驗(yàn)結(jié)果如表3所示。

表3 試樣氮化結(jié)果

Tab.3 Sample nitriding results

從表3可以發(fā)現(xiàn)，隨著氮化時(shí)間的增加，為0.15 μm和0.55 μm的試樣表面硬度及滲層有效厚度都增加，其中為0.15 μm的試樣的表面硬度以及滲層有效厚度的增長(zhǎng)幅度均最大，而為1.05 μm的試樣的表面硬度和滲層有效厚度均隨氮化時(shí)間的增加而降低。氮化6 h時(shí)，為1.05 μm的試樣表面硬度為880.6HV0.2，滲層有效厚度為250 μm，滲層表面硬度及有效厚度均隨著增加而增加，但整體相差不大。當(dāng)?shù)?0 h時(shí)，為0.15 μm的試樣表面硬度及滲層有效厚度均大幅增長(zhǎng)，而為1.05 μm的試樣反而開始降低，此時(shí)，表面硬度及滲層有效厚度都隨粗糙度增高而降低。當(dāng)?shù)?4 h時(shí)，為0.15 μm的試樣表面硬度和滲層有效厚度分別達(dá)到最大值1106.1HV0.2及300 μm，反觀為1.05 μm的試樣，其表面硬度及滲層有效厚度均降至最小值，分別為822.4HV0.2和200 μm。

不同粗糙度的試樣在不同氮化時(shí)間下滲氮，其顯微硬度梯度及滲層疏松度達(dá)到不同評(píng)定等級(jí)。氮化6 h時(shí)，各粗糙度試樣的顯微硬度梯度及滲層疏松度評(píng)定等級(jí)均較差，其中為1.05 μm的試樣稍好，評(píng)定等級(jí)在3級(jí)。當(dāng)?shù)?0 h以上時(shí)，隨著粗糙度的增加，試樣的滲層顯微硬度梯度及致密性均下降。氮化14 h時(shí)，為0.15 μm的試樣顯微硬度梯度評(píng)為5級(jí)，滲層疏松度評(píng)為1級(jí)，滲層質(zhì)量最優(yōu)；而為1.05 μm試樣的滲層顯微硬度梯度降至1級(jí)，滲層疏松度降至5級(jí)，滲層疏松并出現(xiàn)表層脆性崩壞現(xiàn)象。

2.2 粗糙度對(duì)氮化結(jié)果的影響

由氮化結(jié)果的分析數(shù)據(jù)可知，當(dāng)?shù)? h時(shí)，為1.05 μm的試樣滲層有效厚度最大，此結(jié)果與氮化時(shí)間10 h及14 h的試樣結(jié)果相悖。分析影響因素發(fā)現(xiàn)，試樣氮化采用了輝光離子滲氮方式，根據(jù)濺射沉積理論的能量轉(zhuǎn)化原則[12]，當(dāng)材料表面經(jīng)N+、H+等正離子的高速轟擊時(shí)，熱能的轉(zhuǎn)換造成試樣溫度升高，與此同時(shí)，試樣表面會(huì)發(fā)生氮離子與鐵離子的結(jié)合，釋放能量，這些能量均為試樣溫度升高的加熱源。因此，在爐溫設(shè)定的前提下，離子濺射轉(zhuǎn)換的熱能越多，鐵離子與氮離子結(jié)合釋放的能量越大，試樣的滲氮溫度就越高。相同外部環(huán)境下，濺射離子轟擊的熱能轉(zhuǎn)換量由試樣表面積決定，釋放的結(jié)合能總量由試樣質(zhì)量決定，故/值的大小決定了離子氮化試樣的加熱速率及氮化溫度。同尺寸試樣在一致的情況下，表面粗糙度越大，則越大，即/值也越大，故為1.05 μm的試樣獲得更快的加熱速率，最終達(dá)到更高的滲氮溫度。相同時(shí)間下，加熱速率越快，滲氮溫度相應(yīng)越高，氮原子在鋼中的擴(kuò)散系數(shù)也越大[13-14]，滲氮速度更快，因此為1.05 μm的試樣在滲氮6 h下有最大的有效厚度。

隨著氮化時(shí)間延長(zhǎng)，發(fā)現(xiàn)為1.05 μm的試樣的滲層有效厚度隨著時(shí)間增加而減薄，而其余粗糙度的試樣滲層有效厚度隨著時(shí)間增加而增厚，為0.15 μm的試樣在氮化10 h和14 h時(shí)，滲層有效厚度均為最大值。正常情況下，隨著氮化時(shí)間的增加，氮原子在鋼中進(jìn)一步擴(kuò)散形成更深的滲氮層深度，但粗糙度越高的試樣擁有越大的/值，自身產(chǎn)生更多熱量，使試樣達(dá)到更高的最終滲氮溫度，過高的滲氮溫度在增加滲速的同時(shí)，也會(huì)造成化合物層中γ’相和ε相的退氮速度加快，當(dāng)超過臨界溫度后，γ’相和ε相的退氮速度大于形成速度，化合物層將減薄[15-16]。為1.05 μm的試樣/值最大，最終滲氮溫度最高，隨著氮化時(shí)間的增加，滲層深度逐漸減薄，當(dāng)?shù)?4 h時(shí)，滲層有效厚度最小，此時(shí)滲層有效厚度隨粗糙度升高而減薄。從圖2不同粗糙度試樣氮化14 h后的XRD圖譜也發(fā)現(xiàn)了此現(xiàn)象，相同滲氮條件下，滲層中均生成了ε-Fe3N和γ’-Fe4N相，而隨著粗糙度的增加，滲層中ε-Fe3N和γ’-Fe4N相的含量卻隨之降低，與此相應(yīng)的是試樣滲層的減薄。圖3為氮化14 h后，不同粗糙度試樣的滲層組織顯微照片。發(fā)現(xiàn)為0.15 μm的試樣的滲層有效厚度最大，滲層深度隨粗糙度增加而降低，當(dāng)增至1.05 μm時(shí)，達(dá)到最小值，與此同時(shí)，試樣滲層表面化合物層出現(xiàn)崩裂破碎，白亮層脆性明顯提升。

圖2 不同粗糙度試樣離子氮化14 h后的XRD圖譜

由圖3c可以發(fā)現(xiàn)，試樣表面白亮層破損，脆性增大，滲氮層疏松嚴(yán)重，結(jié)合圖4中為1.05 μm的試樣硬度梯度曲線也可發(fā)現(xiàn)，其顯微硬度隨深度增加而快速下降，滲層疏松導(dǎo)致氮化質(zhì)量不佳。這是因?yàn)樵跐B氮過程中，γ’相和ε相的形成與分解相互依存，兩相的形成速度與分解速度均隨滲氮溫度的升高而加快，當(dāng)滲氮溫度過高造成γ’相和ε相分解加速時(shí)，滲層中將會(huì)分解出氣體而形成大量氣泡，從而導(dǎo)致滲層疏松愈發(fā)嚴(yán)重[17]。為1.05 μm的試樣因表面粗糙起伏較大，在離子滲氮過程中，會(huì)在表面凸起處有類似邊角效應(yīng)的產(chǎn)生[18-19]，試樣表面在此效應(yīng)下會(huì)因氮化溫度更高、氮濃度更深，發(fā)生更劇烈的γ’相和ε相的形成與分解行為，導(dǎo)致滲層更加疏松。疏松滲層的表面白亮層脆性激增，在氮化過程中產(chǎn)生的表面壓應(yīng)力作用下，開始出現(xiàn)崩裂脫落。

圖3 不同粗糙度試樣氮化14 h后的滲層組織顯微照片

圖4 各粗糙度試樣離子氮化14 h后的硬度梯度

2.3 高溫摩擦磨損性能

滲層的硬度、致密度、有效厚度、抗氧化性及抗粘著性等性能影響著它的摩擦學(xué)行為，材料經(jīng)離子氮化后，在表面形成的高質(zhì)量氮化層因在高溫下保持良好的性能，可以顯著提高其耐磨性[20-23]。離子滲氮形成的氮化層質(zhì)量受多種因素影響，試樣表面粗糙度則是其中之一，不同的表面粗糙度將會(huì)導(dǎo)致氮化層質(zhì)量的差異，嚴(yán)重影響高溫摩擦磨損性能。圖5是為0.15、0.55、1.05 μm的試樣分別經(jīng)6、10、14 h滲氮后，在300 ℃下進(jìn)行高溫摩擦磨損試驗(yàn)后所得的磨損率柱狀圖?？梢园l(fā)現(xiàn)，為0.15 μm和0.55 μm的試樣磨損率隨氮化時(shí)間的延長(zhǎng)而降低，而為1.05 μm的試樣磨損率隨氮化時(shí)間的延長(zhǎng)而增加。當(dāng)?shù)?4 h時(shí)，為0.15 μm的試樣磨損率達(dá)到最小值1.45× 10–5mm3/(N·m)，此時(shí)，為1.05 μm的試樣磨損率為4.03×10–5mm3/(N·m)，增加了177.9%。氮化6 h時(shí)，為0.15 μm和0.55 μm的試樣表面顯微硬度分別只有833.9HV0.2及839.5HV0.2，滲層有效厚度也只有180 μm及190 μm，同時(shí)顯微硬度梯度等級(jí)均為2級(jí)，滲層疏松度等級(jí)均為4級(jí)，氮化層疏松且組織不夠致密，故試樣磨損率較高；而為1.05 μm的試樣由于自身的加熱源能量，擁有更快的加熱速率，因此滲層表面顯微硬度及有效厚度更大，試樣的磨損率也相應(yīng)更低。隨著氮化時(shí)間的增加，粗糙度低的試樣滲層表面顯微硬度及有效厚度平穩(wěn)上升，滲層組織愈發(fā)致密，耐磨性不斷提升；而粗糙度越大的試樣由于最終氮化溫度較高，滲層退氮速度過快，導(dǎo)致滲層有效厚度不升反降，滲層也因內(nèi)部氣泡產(chǎn)生，導(dǎo)致愈發(fā)疏松、脆性增大，使耐磨性不斷下降。

圖5 經(jīng)6、10、14 h氮化后各粗糙度試樣磨損率柱狀圖

氮化14 h時(shí)，不同粗糙度試樣的磨損率相差較大，磨損行為發(fā)生變化。為進(jìn)一步探究14 h氮化后各粗糙度試樣的磨損機(jī)理，使用掃描電鏡拍攝各試樣的磨痕宏觀形貌及磨痕截面形貌，如圖6所示。圖6a從左到右依次是為0.15、0.55、1.05 μm試樣的磨痕宏觀形貌。其中，為0.15 μm試樣的磨痕表面整體較為光潔，局部存在少量的剝落坑與粘著物，由于試樣經(jīng)離子氮化形成的氮化層表面的白亮層存在一定脆性，試驗(yàn)過程中，對(duì)磨副的擠壓摩擦造成白亮層出現(xiàn)疲勞損傷并最終破裂剝落，而硬質(zhì)剝落物加劇了磨損行為，產(chǎn)生更多磨屑，在反復(fù)的摩擦磨損過程中，瞬時(shí)溫度的高低轉(zhuǎn)變使磨屑逐漸堆積纏結(jié)形成粘著物附于磨痕表面。從為0.55 μm的試樣磨痕宏觀形貌可以看出，磨痕表面開始出現(xiàn)更多的剝落物，這是因?yàn)榇植诙仍龃?，使試樣的氮化層顯微硬度降低，疏松度增加，從而導(dǎo)致在摩擦磨損試驗(yàn)過程中，氮化層更易破碎脫落而加劇磨損。此現(xiàn)象在為1.05 μm的試樣磨痕表面愈發(fā)明顯，由于氮化層脆性增大及疏松度急劇增加，在反復(fù)摩擦過程中，極易產(chǎn)生疲勞剝落，而大量的硬質(zhì)剝落物將起到助磨作用，導(dǎo)致磨損加劇，試樣耐磨性變差。在大的試樣磨痕表面能看到較大的顆粒，通過EDS對(duì)圖6a中A位置和B位置進(jìn)行成分分析，得出氧含量（以質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)）達(dá)30.1%及35.4%，表明其為氧化物顆粒。摩擦試驗(yàn)過程中，堆積纏結(jié)的磨屑因高溫及疏松的影響而發(fā)生氧化，氧化物顆粒在正應(yīng)力及摩擦力作用下，將會(huì)發(fā)生撕脫滑移，并粘結(jié)在表面，造成更加嚴(yán)重的磨損，這也是粗糙度大的氮化試樣耐磨性更差的原因之一。

摩擦磨損試驗(yàn)過程中，磨痕邊緣滲層與摩擦副相互接觸，在高溫及載荷的作用下，同時(shí)受到摩擦運(yùn)動(dòng)方向的高頻率反復(fù)擠壓，在此環(huán)境下，硬度高、致密性強(qiáng)的滲層才能提供強(qiáng)力的支撐，從而提高耐磨性。圖6b從左往右依次是為0.15、0.55、1.05 μm的試樣在磨損試驗(yàn)后的磨痕截面形貌。從為0.15 μm試樣的磨痕截面可以看出，其磨痕邊緣位置滲層完整性良好，較好的滲層硬度及致密性在摩擦磨損試驗(yàn)中給予摩擦副有力的支撐，有效地降低了試樣的磨損程度。為0.55 μm的試樣磨痕邊緣處滲層存在明顯的裂紋，裂紋向下延伸，并且滲層表面已發(fā)生破裂剝落，同時(shí)為1.05 μm的試樣磨痕邊緣處滲層已完全崩裂破碎。粗糙度增大使?jié)B層疏松度大幅增加，在摩擦磨損過程中不能提供強(qiáng)力支撐，同時(shí)剝落的滲層成為硬質(zhì)顆粒進(jìn)入磨痕表面參與磨損，造成試樣耐磨性大幅降低。

圖6 氮化14 h后試樣的磨痕SEM圖像

圖7是為0.15、0.55、1.05 μm的試樣經(jīng)14 h滲氮后，進(jìn)行高溫摩擦磨損試驗(yàn)得到的摩擦系數(shù)曲線。由磨損率、磨痕宏觀形貌及磨痕截面形貌分析結(jié)果可知，氮化14 h后，隨試樣粗糙度增大，其耐磨性將會(huì)降低，摩擦系數(shù)曲線也進(jìn)一步驗(yàn)證了這一結(jié)論。觀察曲線可以發(fā)現(xiàn)，粗糙度越大的試樣，其平均摩擦系數(shù)也越大，同時(shí)摩擦系數(shù)起伏也更加劇烈。這是因?yàn)槟Σ料禂?shù)是用來表征磨損行為的指標(biāo)，一般情況下，磨損程度越嚴(yán)重，摩擦系數(shù)就越大[24-25]。而粗糙度大的試樣由于表面白亮層脆性較大，同時(shí)滲層疏松度高，在摩擦磨損過程中易破碎剝落形成硬質(zhì)顆粒物，從而與摩擦副形成強(qiáng)烈的對(duì)磨作用，造成滲層的嚴(yán)重磨損。為1.05 μm的試樣摩擦系數(shù)曲線在800 s時(shí)上升明顯，此時(shí)滲層表面開始出現(xiàn)剝落，反觀為0.15 μm的試樣摩擦系數(shù)曲線整體均較為穩(wěn)定。這也說明在此條件下，粗糙度越大的試樣摩擦系數(shù)越大且起伏較大，離子氮化后耐磨性較差。

圖7 300 ℃高溫摩擦磨損試驗(yàn)下氮化14 h各粗糙度試樣的摩擦系數(shù)曲線

3 結(jié)論

1）為1.05 μm的試樣滲層表面硬度、有效厚度及致密性在離子氮化6 h時(shí)最大，之后，隨氮化時(shí)間增加而降低；為0.15 μm和0.55 μm的試樣滲層表面硬度、有效厚度及致密性均隨氮化時(shí)間增加而增大，并于14 h時(shí)達(dá)到最大值，為0.15 μm的試樣增速更快。氮化14 h時(shí)，為0.15 μm的試樣擁有所有試驗(yàn)樣中最優(yōu)滲層質(zhì)量。

2）依據(jù)輝光離子滲氮濺射沉積理論的能量轉(zhuǎn)化原則，粗糙度越大，試樣的/值越大，單體自熱源也越多，最終氮化溫度越高。試樣粗糙度過大時(shí)，較高的氮化溫度同時(shí)加快了滲氮速度及退氮速度，氮化層的快速分解使?jié)B層中出現(xiàn)氣體的幾率增加，滲層疏松度顯著提高，影響了氮原子在鋼中進(jìn)一步擴(kuò)散及滲層的質(zhì)量。

3）為0.15 μm的4Cr5Mo2V鋼經(jīng)14 h離子氮化后，在300 ℃下的高溫摩擦磨損試驗(yàn)中的磨損率僅為為1.05 μm的氮化材料的36%，高溫摩擦磨損性能大幅提升。

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Effect of Nitriding Time and Roughness on High Temperature Wear Property of Plasma Nitriding 4Cr5Mo2V Steel

,,,

(School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072, China)

To improve the high temperature wear performance of plasma nitriding layer of 4Cr5Mo2V steel, in this paper, the plasma nitriding of 4Cr5Mo2V steel was carried out by orthogonal and single variable experiments with surface roughness and nitriding time as variables. The surface hardness, microhardness gradient, effective thickness, porosity, phase and high temperature wear properties of plasma nitriding layer of 4Cr5Mo2V steel were characterized by microhardness test, optical microscope observation, X-ray diffraction (XRD) and high temperature friction and wear test. Scanning electron microscope (SEM) and optical profilometer were used to analyze the microstructure of the infiltration layer, the wear volume of the high temperature friction and wear samples, the wear trace morphology and the section morphology. The results showed that when nitriding time was 6 h, the surface hardness and effective thickness of the layer increased with the increase of roughness, but when the porosity was 3-4 grade, the quality of the layer was poor and the wear performance at high temperature was bad; when the nitriding time was more than 10 hours, the effect of plasma nitriding was the opposite, and the nitriding layer of the sample with roughness of 1.05 μm gradually thinned to 200 μm, and the porosity of the nitriding layer further increased to level 5; when the nitriding time reached 14 h, the sample with roughness of 0.15 μm got the best nitriding layer. The effective thickness of the infiltrated layer was 300 μm, the microhardness gradient was level 5, and the porosity of the infiltrated layer was level 1. At this time, the wear rate was 64% lower than that of the nitriding sample with the roughness of 1.05 μm under the high temperature friction and wear test. The high temperature wear performance was significantly improved. With the increase of nitriding time, enlarged surface roughness will cause the plasma nitriding layer of 4Cr5Mo2V steel to thin and its porosity to increase, and its high temperature wear performance is poor. The plasma nitriding layer of 4Cr5Mo2V steel with surface roughness of 0.15 μm has the best quality after 14 h nitriding, which can effectively improve the high temperature wear performance of the layer.

4Cr5Mo2V steel; roughness; plasma nitriding; microstructure; porosity; high temperature friction and wear property

2020-04-09；

2020-05-27

SUN Yu-feng(1995—), Male, Master, Research focus: surface strengthening of hot die steel.

吳曉春（1961—），男，博士，教授，主要研究方向?yàn)楣つ＞卟牧祥_發(fā)及其應(yīng)用技術(shù)研究。郵箱：xcwu@staff.shu.edu.cn

Corresponding author：WU Xiao-chun(1961—), Male, Doctor, Professor, Research focus: the development and application technology of die materials. E-mail: xcwu@staff.shu.edu.cn

孫宇鋒, 左鵬鵬, 計(jì)杰, 等. 時(shí)間和粗糙度對(duì)4Cr5Mo2V鋼離子氮化層高溫磨損性能的影響[J]. 表面技術(shù), 2021, 50(4): 198-204.

TG156.8；TG115.58

A

1001-3660(2021)04-0198-07

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2021.04.019

2020-04-09；

2020-05-27

國(guó)家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃（2016YFB0300400，2016YFB0300402）

Fund：National Key R&D Program of China (2016YFB0300400, 2016YFB0300402)

孫宇鋒（1995—），男，碩士，主要研究方向?yàn)闊嶙髂＞咪摫砻鎻?qiáng)化。

SUN Yu-feng, ZUO Peng-peng, JI Jie, et al. Effect of nitriding time and roughness on high temperature wear property of plasma nitriding 4Cr5Mo2V steel[J]. Surface technology, 2021, 50(4): 198-204.