付貴忠，孔德軍,2，張　壘

(1 常州大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院,江蘇 常州 213164;2 常州大學(xué)江蘇省材料表面科學(xué)與技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,江蘇 常州 213164)

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激光淬火后Cr12MoV滲鉻層的摩擦與磨損性能

付貴忠1，孔德軍1,2，張壘1

(1 常州大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院,江蘇 常州 213164;2 常州大學(xué)江蘇省材料表面科學(xué)與技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,江蘇 常州 213164)

利用激光對(duì)Cr12MoV冷作模具鋼鹽浴滲鉻后進(jìn)行表面激光淬火處理，通過(guò)SEM掃描電鏡和X射線衍射儀分析滲鉻層組織結(jié)構(gòu)和物相組成，考察滲鉻層摩擦因數(shù)與磨損性能，對(duì)磨損機(jī)理進(jìn)行討論。結(jié)果表明：滲鉻層厚度約為20μm，Cr含量呈梯度分布，在滲鉻層中形成富集層；滲鉻層物相由CrC3，CrC2，(Fe，Cr)2C3和Cr組成，經(jīng)滲鉻+激光淬火后滲鉻層表面形成致密Cr2O3膜；滲鉻層-基體為冶金+機(jī)械結(jié)合方式，經(jīng)滲鉻+激光淬火后冶金結(jié)合能力增強(qiáng)；用SiC陶瓷球?yàn)閷?duì)磨件進(jìn)行干摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，經(jīng)滲鉻+激光淬火后滲鉻層平均摩擦因數(shù)為0.5795，比原始狀態(tài)和滲鉻處理分別降低了40.9%和19.2%，減少了黏著磨損，磨損形式為磨料磨損，淬硬層和硬質(zhì)相是提高磨損性能的主要機(jī)制。

滲鉻；激光淬火；摩擦因數(shù)；磨損形貌

Cr12MoV鋼廣泛應(yīng)用于制造高耐磨性及形狀復(fù)雜的冷作模具，需要承受較大的沖擊和摩擦，其主要失效形式表現(xiàn)為過(guò)量磨損[1,2]，因此，提高材料表面磨損性能、降低其摩擦因數(shù)是保證模具使用壽命的首要問(wèn)題[3]?，F(xiàn)代表面工程技術(shù)在改善材料表面性能方面得到了廣泛運(yùn)用，通過(guò)滲鉻可以提高Cr12MoV鋼表面硬度、磨損和腐蝕性能[4]。滲鉻方法有固體粉末滲鉻法、鹽浴滲鉻和氣相滲鉻法等[5]。滲鉻后Cr大部分集中在滲鉻層的共晶碳化物中，其余少部分分布在(Fe，Cr)固溶體中，使得碳化物和Cr分布不均勻，如何利用和改善共晶碳化物一直是材料改性處理的熱點(diǎn)之一[6]。激光淬火技術(shù)通過(guò)快速加熱和冷卻特性能在材料表面形成高碳馬氏體細(xì)晶，改善共晶碳化物分布，并對(duì)材料表面進(jìn)行二次硬化[7]。同時(shí)，激光淬火可以對(duì)材料表面進(jìn)行一定的織構(gòu)處理，形成一定數(shù)量的微凸體或微凹體，改善材料表面的磨損方式，從而起到一定的抗磨作用[8]。國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)Cr12MoV表面改性處理研究主要集中在滲硼、滲鉻和激光熱處理等單一工藝方面[9-11]，而較少有對(duì)滲鉻層的激光淬火工藝的研究報(bào)道。本工作采用鹽浴法對(duì)Cr12MoV鋼進(jìn)行滲鉻處理，用CO2激光對(duì)其進(jìn)行淬火處理，通過(guò)SEM，EDS和XRD等測(cè)試手段對(duì)滲鉻層表面組織、界面線掃描和物相進(jìn)行表征。并通過(guò)摩擦-磨損實(shí)驗(yàn)考察原始狀態(tài)、滲鉻處理和滲鉻+激光淬火后摩擦磨損情況，討論了滲鉻處理和激光淬火對(duì)Cr12MoV鋼磨損性能的影響機(jī)理。

1　實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為Cr12MoV模具鋼，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同)：C 1.45～1.70，Si 0.4，Mn 0.4，Cr 11.0～12.5，Mo 0.4～0.6，V 0.15～0.3，其余為Fe。采用鹽浴法對(duì)試樣滲鉻處理，氯系熔鹽配比：基鹽為50%BaCl2和50%NaCl，供鉻劑為10%Cr2O3，還原劑為5%鋁粉。鹽浴滲鉻在4kW井式電阻爐中進(jìn)行。鹽浴以氯鹽為主，加入能產(chǎn)生鉻離子的CrCl3為主的低熔點(diǎn)鉻鹽，鹽浴溫度為1000℃，保溫時(shí)間為12h，滲鉻試樣出爐直接水冷，即得實(shí)驗(yàn)試樣。激光淬火實(shí)驗(yàn)在GLS-ⅠB型激光加工系統(tǒng)上進(jìn)行，工藝參數(shù)：功率為1.5kW，掃描速率為6mm/s，光斑尺寸為φ5mm，氬氣保護(hù)。實(shí)驗(yàn)結(jié)束后，用HVS-1000型數(shù)顯硬度計(jì)測(cè)量滲層顯微硬度；通過(guò)SUPRA55型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察原始狀態(tài)、滲鉻層和滲鉻+激光淬火后滲鉻層3種試樣的表面-界面形貌；用D/max2500PC型X射線衍射儀(XRD)分析試樣物相的組成；用X-350A應(yīng)力儀分析經(jīng)滲鉻處理激光淬火前后滲鉻層馬氏體和殘余奧氏體含量；通過(guò)HRS-2M型往復(fù)摩擦試驗(yàn)機(jī)考察試樣摩擦磨損性能，摩擦方式為往復(fù)干摩擦，對(duì)磨材料為φ5SiC陶瓷球，載荷為1000g，往復(fù)次數(shù)為500r/min，往復(fù)長(zhǎng)度為5mm；磨損實(shí)驗(yàn)結(jié)束后,使用VH-Z100R型顯微鏡分析磨損后表面形貌。

2　結(jié)果與分析

2.1表面形貌

圖1為滲鉻層表面形貌?？芍?，原始狀態(tài)試樣經(jīng)拋光處理后表面平整，無(wú)明顯暗斑和雜質(zhì)(圖1(a))。滲鉻層表面形貌如圖1(b)所示，試樣表面主要由碳化物組成，其形態(tài)主要為細(xì)小的粒狀與團(tuán)狀，呈現(xiàn)均勻、彌散分布，這是由于滲鉻過(guò)程中空位遷移，擴(kuò)散和沉積導(dǎo)致的結(jié)果。滲鉻+激光淬火后表面形貌如1(c)所示，經(jīng)EDS分析后表面化學(xué)元素原子分?jǐn)?shù)為71.45 C，4.57 O，17.72 Cr，4.73 Fe。結(jié)果顯示，試樣表面含有大量C和Cr原子，由于在滲鉻時(shí)表面Fe原子與滲鉻劑發(fā)生還原反應(yīng)而大量消耗，因此，F(xiàn)e原子含量非常低。滲鉻層表面形成一層形狀較為規(guī)格的六方結(jié)晶，其晶粒細(xì)化、均勻。在激光熔凝作用下部分區(qū)域晶粒成致密團(tuán)簇狀，宏觀上表現(xiàn)為微凸硬質(zhì)體，進(jìn)一步提高了滲鉻層的顯微硬度。原始狀態(tài)試樣的顯微硬度為260HV,滲鉻+激光淬火后滲鉻層顯微硬度達(dá)到772HV，比滲鉻層硬度(613HV)提高了25.9%，有利于改善其磨損性能。

圖1　滲鉻層表面形貌　(a)原始狀態(tài);(b)滲鉻后;(c)滲鉻+激光淬火后Fig.1　Surface morphologies of the chromized layer　(a)in original state;(b)after chromizing;(c)after chromizing and laser quenching

2.2XRD分析

圖2為滲鉻層表面XRD分析。由圖2(a)可知，原始試樣表面主要由馬氏體與奧氏體相構(gòu)成，其中馬氏體形態(tài)主要為細(xì)粒狀，經(jīng)調(diào)質(zhì)后呈高度彌散的細(xì)小碳化相，加入Mo，Mn，Cr等元素后能有效地改善材料的碳化物分布和沖擊韌性。由圖2(b)可知，滲鉻層表面由CrC3，Cr23C6鉻碳化物和(Fe,Cr)2O3奧氏體與馬氏體等鐵相組成，表面顯微硬度達(dá)到610HV以上。在滲鉻過(guò)程中Cr原子代替了試樣表面的晶格空位和質(zhì)點(diǎn)，與奧氏體中C原子結(jié)合形成多種碳化物并沉積下來(lái)，提高了材料表面C含量和硬度。在高溫固溶作用下，Cr與Fe易形成置換固溶體，并在高碳環(huán)境下轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘荏w的碳化物。滲鉻+激光淬火后滲鉻層的XRD分析如圖2(c)所示，由于Cr與Fe均易被氧化，因此，在冷卻過(guò)程中會(huì)與空氣中O原子反應(yīng)生成一定含量的氧化物。由表面EDS結(jié)果可知，O與Fe原子含量較少，因而表面主要由碳化物沉積而成，并伴隨有少量的氧化物。Fe原子主要以固溶體形式存在，故表面氧化物主要為氧化鉻。在激光淬火過(guò)程中，瞬間高溫使表面的Fe相完全奧氏體化，快速冷卻時(shí)奧氏體會(huì)快速相變?yōu)轳R氏體，其中的部分C元素析出，與表面的Cr元素以及(Fe，Cr)固溶體結(jié)合形成穩(wěn)定的碳化物Cr7C3和(Fe，Cr)2C3。

圖2　滲鉻層表面XRD分析　(a)原始狀態(tài);(b)滲鉻后;(c)滲鉻+激光淬火后Fig.2　XRD analysis of the chromized layer(a)in original state;(b)after chromizing;(c)after chromizing and laser quenching

2.3殘余奧氏體分析

圖3為滲鉻層馬氏體和殘余奧氏體含量分析?？芍瑵B鉻后滲鉻層中以殘余奧氏體為主，其中馬氏體含量為39.6%(圖3(a-1))，殘余奧氏體含量為60.4%(圖3(a-2))，與滲鉻前試樣成分基本相同。這是由于在滲鉻過(guò)程中，奧氏體相逐漸向α-Fe相轉(zhuǎn)變，但持續(xù)的保溫環(huán)境會(huì)抑制其轉(zhuǎn)變過(guò)程，因此，滲鉻前后二者含量變化相對(duì)較小。滲鉻+激光淬火后，滲鉻層表面馬氏體含量上升至72.7%(圖3(b-1))，而殘余奧氏體含量降至27.3%(圖3(b-2))，這是由于激光快速加熱下，鋼的過(guò)熱度極大，造成相變驅(qū)動(dòng)力ΔGα→γ很大，從而使α-Fe相幾乎完全轉(zhuǎn)變?yōu)闅堄鄪W氏體[12,13]。在隨后的快速自冷過(guò)程中，這些殘余奧氏體大部分無(wú)擴(kuò)散轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，其中溶解的C原子來(lái)不及析出，最終被固溶在馬氏體中，形成高碳細(xì)晶馬氏體，有利于提高材料表面硬度。

圖3　滲鉻層馬氏體(1)和殘余奧氏體(2)含量分析(a)滲鉻后;(b)滲鉻+激光淬火后Fig.3　Content analysis of martensite(1) and residual austenite(2) on the surface of chromized layer(a)after chromizing;(b)after chromizing and laser quenching

2.4界面線掃描分析

圖4為滲鉻層界面SEM形貌和線掃描分析。由圖4(a)可知，滲鉻層鑲嵌在基體中，與基體間結(jié)合緊密，在結(jié)合界面處存在較淺的擴(kuò)散層，為冶金結(jié)合+機(jī)械結(jié)合方式。在滲鉻層界面上Cr和Fe原子呈梯度變化，在基體-滲鉻層方向上Fe含量不斷降低(圖4(b))，Cr含量不斷增加(圖4(c))。這是由于在結(jié)合界面處Fe與Cr可以形成無(wú)限固溶體，發(fā)生相互擴(kuò)散現(xiàn)象，形成Fe-Cr擴(kuò)散層。隨著滲鉻層表面的鉻碳化物不斷沉積，內(nèi)部擴(kuò)散層厚度不斷增加，F(xiàn)e和Cr原子相互擴(kuò)散的阻礙隨之增大，在表層形成以鉻碳化物形式沉積下來(lái)的富鉻層[12]，F(xiàn)e含量則變得非常低，因此二者濃度變化呈現(xiàn)梯度分布。

圖5為滲鉻+激光淬火后滲鉻層界面SEM形貌和線掃描分析。可知，滲鉻層經(jīng)激光淬火后厚度有所增加，約為15μm，在結(jié)合界面處也存在一層較淺的擴(kuò)散層。這表明激光淬火有利于表面Cr元素向基體進(jìn)一步滲透，但并不影響Fe和Cr的相互擴(kuò)散。同時(shí)，在滲透過(guò)程中Cr能結(jié)合更多的C原子形成鉻碳化物沉積下來(lái)，在一定程度上進(jìn)一步提高了材料表面顯微硬度。在激光淬火過(guò)程中基體表面受到離子轟擊，晶格空位濃度增加，有利于Cr原子的深度擴(kuò)散(圖5(b))，從而結(jié)合界面處基體中Fe原子(圖5(c))形成更多的Fe-Cr固溶體和化合物。

圖4　滲鉻層界面SEM形貌和線掃描分析(a)SEM形貌;(b)Cr元素;(c)Fe元素Fig.4　SEM morphology and line scan analysis of the chromized layer interface (a)SEM morphology;(b)Cr element;(c)Fe element

圖5　滲鉻+激光淬火后滲鉻層SEM形貌和界面線掃描分析(a)SEM形貌;(b)Cr元素;(c)Fe元素Fig.5　SEM morphology and line scan analysis of the chromized layer interface after chromizing and laser quenching(a)SEM morphology;(b)Cr element;(c)Fe element

2.5摩擦因數(shù)

圖6為3種試樣的摩擦因數(shù)與磨損時(shí)間的關(guān)系曲線。與原始狀態(tài)相比，滲鉻試樣摩擦因數(shù)由0.9808下降至0.7172，降低了26.9%；經(jīng)激光淬火后摩擦因數(shù)降低至0.5795，分別比原始試樣、滲鉻試樣降低了40.9%和19.2%。在磨損初期，原始試樣和滲鉻試樣的摩擦因數(shù)均快速上升至一定程度后，再逐漸趨于穩(wěn)定。不同之處在于，原始試樣的摩擦因數(shù)在趨于穩(wěn)定過(guò)程中仍有一個(gè)緩慢上升的過(guò)程，隨著磨損時(shí)間的增加，摩擦因數(shù)在磨損后期才逐漸降低至一個(gè)穩(wěn)定值。這是由于在磨損初期原始試樣表現(xiàn)為嚴(yán)重的黏著磨損，摩擦副之間出現(xiàn)多處黏著現(xiàn)象，導(dǎo)致摩擦因數(shù)急劇上升。隨著黏著磨損量的增加，摩擦副之間金屬黏著傾向減小，但是由于黏著點(diǎn)較多，故其減小幅度較弱，因而出現(xiàn)了摩擦因數(shù)在8～20min內(nèi)緩慢上升的過(guò)程。隨著磨損的繼續(xù)進(jìn)行，堆積在摩擦副之間金屬屑被壓入試樣表面與之發(fā)生摩擦，導(dǎo)致基體表面塑性變形形成犁溝。此時(shí)摩擦阻力主要為犁削阻力，摩擦因數(shù)逐漸下降并穩(wěn)定下來(lái)[14,15]。滲鉻試樣在穩(wěn)定磨損階段摩擦因數(shù)也有小幅上升的趨勢(shì)，但是很快穩(wěn)定在0.7左右，這說(shuō)明滲鉻處理試樣的磨損形式與原始試樣基本相同，但磨損初期黏著磨損量有所降低，與原始試樣的大量剝落、磨損相比，其磨損比較平緩。經(jīng)激光淬火后滲鉻試樣在磨損初期摩擦因數(shù)保持在較低的水平，在3min時(shí)開始迅速上升至最大值，然后逐漸降低至穩(wěn)定值。

圖6　摩擦因數(shù)與磨損時(shí)間關(guān)系Fig.6　Friction coefficient vs wear time

滲鉻+激光淬火后在滲鉻層表面形成了一些凸起的硬質(zhì)碳化物，使得表面局部粗糙度有所上升，由575nm增加至644nm，提高了12%，如圖7所示，造成磨損初期摩擦因數(shù)迅速上升。但是，隨著這些硬質(zhì)凸起磨損量的增加，摩擦主要發(fā)生在對(duì)磨球與這些硬質(zhì)相之間[16,17]，而激光淬火使材料表面二次硬化，幾乎不存在黏著點(diǎn)，因此，穩(wěn)定磨損期主要發(fā)生了磨料磨損，磨損量輕微，并未出現(xiàn)犁溝與材料脫落現(xiàn)象。

圖7　滲鉻層激光淬火前(a)后(b)表面粗糙度Fig.7　Surface roughness before(a) and after(b) laser quenching of chromized layer

圖8為原始狀態(tài)，滲鉻后與滲鉻+激光淬火后試樣的磨損率?？芍荚嚇拥哪p率為3.58×10-5mm3/N，滲鉻后磨損率下降至2.16×10-5mm3/N，與原始狀態(tài)相比降低了39.7%。這是由于滲鉻處理后滲鉻層表面覆蓋有硬質(zhì)碳化物，能有效地減少黏著點(diǎn)數(shù)量，降低黏著磨損程度。經(jīng)激光淬火后滲鉻層磨損率為1.53×10-5mm3/N，與原始試樣與滲鉻試樣相比，分別降低了57.3%和29.2%。其主要原因是激光淬火細(xì)化了晶粒，使得材料表面得到二次硬化，表面硬度得到進(jìn)一步提高，黏著磨損現(xiàn)象大幅消除。

圖8　滲鉻層磨損率Fig.8　Wear rate of the chromized layer

2.6磨痕分析

圖9為Cr12MoV鋼原始狀態(tài)、滲鉻處理及滲鉻處理+激光淬火3種試樣磨損后的表面磨痕形貌和磨痕深度。圖9(a-1)為Cr12MoV鋼原始試樣表面磨痕，表面黏著現(xiàn)象嚴(yán)重，且存在較深的犁溝。其原因在于黏著磨損導(dǎo)致表層脫落形成磨粒，磨粒壓入基體導(dǎo)致軟基體表面磨損較為嚴(yán)重[18]，磨痕深度達(dá)到108.8μm(圖9(a-2))。圖9(b-1)為滲鉻試樣表面磨痕，磨損后表面平整，犁溝較淺且細(xì)。這是由于硬質(zhì)CrC2，(Fe，Cr)2C3，CrC3相的支撐作用，黏著點(diǎn)的數(shù)量和金屬剝落程度有所降低。同時(shí)，滲鉻處理提高了試樣表面硬度，使得磨粒壓入試樣表面不深，犁溝明顯變淺。磨痕深度為68.75μm(圖9(b-2))，比原始狀態(tài)降低了36.8%，在一定程度上提高了材料耐磨性能。經(jīng)激光淬火后滲鉻層表面形成的淬硬層支撐了氧化膜，不存在金屬黏著點(diǎn)，故未發(fā)生黏著磨損和表面剝落現(xiàn)象。圖9(c)所示為滲鉻+激光淬火后滲鉻層表面磨痕，可知激光淬火的二次硬化作用提高了試樣表面硬度，幾乎觀察不到較深的磨痕(磨痕深度為49.55μm)，與原始狀態(tài)和滲鉻處理相比，磨痕深度分別下降54.5%和28.0%，這表明試樣耐磨性能得到進(jìn)一步提高。

圖9　試樣的表面磨痕形貌(1)和磨痕深度(2)(a)原始狀態(tài);(b)滲鉻后;(c)滲鉻+激光淬火后Fig.9　Wear scar morphologies(1) and scar depth(2) of the samples surface(a)in original state;(b)after chromizing;(c)after chromizing and laser quenching

2.7磨損形貌

圖10為磨損后試樣的表面形貌?？梢?jiàn)磨損后原始試樣表面粗糙，出現(xiàn)了大量的片狀黏著坑和塑性流動(dòng)跡象，且這些黏著坑有連通的趨勢(shì)，其附近均出現(xiàn)剝落現(xiàn)象，表現(xiàn)為典型的黏著磨損。原始試樣表面有較深的犁溝，這是在與對(duì)磨球的摩擦下發(fā)生金屬黏著出現(xiàn)黏著點(diǎn)，隨著往復(fù)摩擦的進(jìn)行，材料表面的金屬被撕裂形成磨粒，在犁削作用下形成大量的犁溝[18,19]。滲鉻層表面磨損后比較平整，僅磨損起始端較粗糙(圖10(b))。磨痕中間有局部塑性流動(dòng)和黏著跡象，黏著坑尺寸較小且相互獨(dú)立，這表明黏著磨損程度有所降低。磨痕中部犁溝明顯減小，黏著現(xiàn)象不明顯，說(shuō)明滲鉻層磨損形式與原始試樣基本相同，均為黏著+磨粒磨損，其磨損程度較原始試樣有一定程度的降低。由圖10(c)可見(jiàn)，滲鉻+激光淬火后試樣表面平整，未觀察到黏著點(diǎn)和塑性流動(dòng)，只在磨痕中間發(fā)生輕微的擦傷，且由于硬度的提高，磨痕邊緣并未觀察到有碾壓痕跡，其磨損機(jī)制主要為磨料磨損。這是由于激光淬火形成的硬化層和硬質(zhì)相CrC2，(Fe，Cr)2C3和CrC3的共同支撐載荷作用，消除了黏著磨損的發(fā)生，有效地阻礙金屬碎屑作為磨屑在摩擦副中磨損材料表面產(chǎn)生犁溝。

圖10　磨損后試樣的表面形貌(a)原始狀態(tài);(b)滲鉻后;(c)滲鉻+激光淬火后Fig.10　Surface morphologies of the samples after wear(a)in original state;(b)after chromizing;(c)after chromizing and laser quenching

3　結(jié)論

(1)滲鉻層是由CrC3，CrC2，(Fe，Cr)2O3和Cr組成，經(jīng)滲鉻+激光淬火后滲鉻層表面形成致密Cr的氧化膜。

(2)滲鉻層-基體為冶金結(jié)合+機(jī)械結(jié)合方式；經(jīng)激光淬火后Cr原子擴(kuò)散增強(qiáng)，形成了更穩(wěn)定的高碳化物，且滲鉻層表面硬度得到提高。

(3)滲鉻層摩擦因數(shù)為0.7172，比原始狀態(tài)(0.9808)降低了26.9%；經(jīng)滲鉻+激光淬火后滲鉻層具有良好的摩擦性能，摩擦因數(shù)為0.5795，比原始狀態(tài)和滲鉻處理分別下降了40.9%和19.2%。

(4)Cr12MoV鋼基體磨損形式為黏著磨損，滲鉻層為黏著磨損+磨粒磨損。經(jīng)滲鉻+激光淬火后滲鉻層為磨料磨損。磨痕深度為49.55μm，與原始狀態(tài)(108.8μm)和滲鉻處理(68.75μm)相比分別下降54.5%和28.0%。

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Friction and Wear Properties of Cr12MoV Chromized Layer After Laser Quenching

FU Gui-zhong1,KONG De-jun1,2,ZHANG Lei1

(1 College of Mechanical Engineering,Changzhou University,Changzhou 213164,Jiangsu,China;2 Jiangsu Key Laboratory of Materials Surface Science and Technology,Changzhou University,Changzhou 213164,Jiangsu,China)

The chromized and laser quenching treatment were conducted on the surface of Cr12MoV cold worked die steel with salt bath method, the morphologies and phase components of the chromized layer were analyzed with SEM and XRD, respectively. The friction coefficient, wear properties and wear mechanism of the chromized layer were discussed. The results show that the thickness of the chromized layer is about 20μm, where Cr element exhibits gradient distribution to form the enrichment layer. The phases of chromized layer are composed of CrC3, CrC2, (Fe, Cr)2C3and Cr with dense Cr2O3film on the surface of chromized layer after chromizing and laser quenching treatment; the combination mode of chromized layer-substrate is metallurgical combination and mechanical combination, and metallurgical bonding ability is enhanced with chromizing and laser quenching. The friction and wear test is conducted using SiC ceramic ball as fiction pair, average friction coefficient of the chromized layer after laser quenching is 0.5795, decreases by 40.9% and 19.2% comparing with that of the original state and chromizing treatment respectively, reducing adhesion wear, the wear mode is abrasive wear, and the hardened layer and hard phase are main mechanisms of increasing wear performance.

chromizing;laser quenching;friction coefficient;wear morphology

江蘇省科技支撐計(jì)劃(工業(yè))資助項(xiàng)目(BE2012066)

2014-05-28;

2015-04-29

孔德軍(1966-),男,博士,副教授,主要從事材料表面改性處理方面的研究工作，聯(lián)系地址:江蘇省常州市常州大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院(213016),E-mail:fuguizhongchina@163.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.04.009

U177.2;TG115.5+8;V317.1+4

A

1001-4381(2016)04-0051-08