李 振，楊 麗，沈 統(tǒng)，馮凌宵

(沈陽理工大學(xué)裝備工程學(xué)院，沈陽 110000)

0 引 言

PCrNi3Mo鋼作為中碳合金調(diào)質(zhì)鋼，具有較高的硬度、良好的淬透性和韌性、較好的耐腐蝕性能，主要用于制造各類火炮身管、炮尾、門體等重負(fù)荷部件[1]。在現(xiàn)代戰(zhàn)爭中，高射速、高射頻和高膛壓成為火炮發(fā)展的趨勢，同時這些特性也導(dǎo)致火炮身管內(nèi)膛的燒蝕與磨損不斷加劇，而身管的購置費(fèi)用較高，甚至可達(dá)全炮價(jià)格的30%～40%[2]，因此對火炮身管材料進(jìn)行強(qiáng)化從而提高其使用壽命顯得尤為重要。目前火炮身管內(nèi)膛的強(qiáng)化方式有鍍鉻、磁控濺射鍍鉭、激光淬火等，但是仍存在內(nèi)膛鍍鉻的鍍層易剝落，磁控濺射鍍鉭工藝難度較高，激光淬火層不均勻等問題[3-4]。滲氮是鋼鐵常用的表面改性方法[5]。38CrMoAl鋼經(jīng)滲氮后表面具有較高的硬度、良好的耐磨性和耐腐蝕性，同時還具有一定的抗咬合、抗擦傷的能力[6-9]。韓國科研機(jī)構(gòu)[10]曾經(jīng)對Cr-Mo-V系鋼火炮身管進(jìn)行過滲氮處理，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過滲氮處理后，身管的耐燒蝕性能得到了提升。付航濤等[11]對25Cr3Mo2NiSiWVNb熱作模具鋼進(jìn)行滲氮處理，與鍍鉻后小口徑武器身管用30SiMn2MoVA鋼性能進(jìn)行對比，發(fā)現(xiàn)熱作模具鋼的耐磨性雖然較差，但是其硬度和耐腐蝕性能較好。由此推測可以采用滲氮技術(shù)對PCrNi3Mo鋼表面進(jìn)行改性處理，以提高其綜合性能。

傳統(tǒng)合金鋼的滲氮方式通常為離子滲氮，但離子滲氮后工件的邊角、銜接面等處由于受到離子的撞擊數(shù)不同，造成工件表面滲氮層厚度不均；而真空滲氮可使工件表面獲得均勻的滲氮層，且對環(huán)境污染較小[12]。真空滲氮一般可分為一段式，二段式與多段式滲氮方法。與一段式真空滲氮工藝相比，二段式真空滲氮工藝具有滲氮時間短、硬化層深、硬度梯度平緩等優(yōu)點(diǎn)[13]，另外多段式滲氮工藝也存在不易控制工件硬度的問題。二段式真空滲氮工藝包括強(qiáng)滲階段與擴(kuò)散階段。強(qiáng)滲階段通常采用高氮勢處理，氨氣可以快速分解為活性氮滲入工件；擴(kuò)散階段則采用低氮勢處理，使氮原子在工件內(nèi)部擴(kuò)散。基于此，作者對PCrNi3Mo鋼進(jìn)行二段式真空滲氮處理，在總滲氮時間不變前提下，研究了強(qiáng)滲階段和擴(kuò)散階段時間均為6 h以及強(qiáng)滲階段時間為4 h和擴(kuò)散階段時間為8 h下試驗(yàn)鋼表層的顯微組織、物相組成、硬度和耐磨性能，以期為火炮身管表面的滲氮強(qiáng)化工藝優(yōu)化提供一定的試驗(yàn)參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為PCrNi3Mo鋼，熱處理狀態(tài)為調(diào)質(zhì)態(tài)，其化學(xué)成分如表1所示，顯微組織如圖1所示，可知其組織為均勻的回火索氏體。在試驗(yàn)鋼上截取尺寸為10 mm×10 mm×5 mm的試樣，經(jīng)研磨、拋光后，置于丙酮和無水乙醇中超聲清洗，吹干備用。采用433型真空滲氮爐對PCrNi3Mo鋼進(jìn)行二段式真空滲氮處理，具體工藝參數(shù)見表2，滲氮后試樣隨爐冷卻至室溫。

表1 PCrNi3Mo 鋼的化學(xué)成分

圖1 調(diào)質(zhì)態(tài)PCrNi3Mo鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of PCrNi3Mo steel in quenched and tempered state

表2 二段式真空滲氮工藝參數(shù)

試樣經(jīng)鑲嵌、打磨、拋光,再用體積分?jǐn)?shù)5%硝酸酒精溶液腐蝕后，利用MR5000型倒置光學(xué)顯微鏡觀察截面組織；利用X’Pert PRO 型X射線衍射儀(XRD)分析滲氮層的物相組成，采用銅靶，Kα射線，工作電壓為 40 kV，工作電流為40 mA，掃描范圍2θ為10°～90°，步長為 0.05°，掃描速率為2.0 (°)·min-1。利用Inspect F50型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察表面微觀形貌。采用MH-6型維氏顯微硬度計(jì)對試樣的截面硬度進(jìn)行測試，載荷為0.3 N，保載時間為5 s，同一深度處測3個點(diǎn)取平均值。采用HSR-2M型高速往復(fù)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對滲氮前后的試樣進(jìn)行干摩擦往復(fù)磨損試驗(yàn)，對磨盤為淬火態(tài)GCr15鋼，硬度為63 HRC，試驗(yàn)載荷分別為10，15，20 N，磨損時間為10 min。采用精度為0.000 01 g的電子天平稱取磨損前后試樣的質(zhì)量，計(jì)算磨損量，并采用MR5000型倒置光學(xué)顯微鏡觀察磨損形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織與物相組成

由圖2可以看出，滲氮后試驗(yàn)鋼表層(滲氮層)由化合物層和擴(kuò)散層組成，且1#工藝下滲氮層的厚度小于2#工藝滲氮層，分別為0.6，0.7 mm，分析原因是強(qiáng)滲階段時間對滲氮層的厚度影響較小，擴(kuò)散階段時間越長，滲氮層的厚度越大。1#工藝下試驗(yàn)鋼滲氮層中化合物層的致密性較好且厚度均勻，其中微孔較少，擴(kuò)散層中有極少量呈脈狀分布的氮化物，按照GB/T 11354—2005，判斷出該氮化物級別為1級。2#工藝下滲氮層中化合物層致密性以及厚度均勻性略差于1#工藝，其中存在的微孔略多，擴(kuò)散層中呈脈狀分布的氮化物較少，氮化物等級為1～2級。2#工藝的擴(kuò)散階段時間過長，化合物層中形成的高氮相處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，氮原子脫離基體重新結(jié)合成氮?dú)夥肿?，?dǎo)致化合物層中形成數(shù)量較多的微孔[14]。

圖2 不同工藝滲氮后試驗(yàn)鋼的截面顯微組織Fig.2 Section microstructure of test steel after nitriding with different processes: (a-b) at low magnification and (c-d) at high magnification

由圖3可知:經(jīng)過不同工藝滲氮后，試驗(yàn)鋼表層物相均主要為ε-Fe2-3N相，并未出現(xiàn)γ′-Fe4N相，這說明2種工藝的滲氮時間充足，γ′-Fe4N相達(dá)到飽和而完全轉(zhuǎn)化為含氮量更高的ε-Fe2-3N相;1#工藝下ε-Fe2-3N相衍射峰強(qiáng)度高于2#工藝下。由圖4可以看出，2種工藝下試驗(yàn)鋼表面均形成了顆粒狀的氮化物，1#工藝下表面氮化物較密集且顆粒尺寸較大，這與XRD分析結(jié)果相吻合。

圖3 不同工藝滲氮后試驗(yàn)鋼的XRD譜Fig.3 XRD patterns of test steel after nitriding with different processes

圖4 不同工藝滲氮后試驗(yàn)鋼表面的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of test steel surface after nitriding with different processes

2.2 顯微硬度

由圖5可以看出，試驗(yàn)鋼基體的硬度約為360 HV，經(jīng)1#工藝和2#工藝滲氮處理后，鋼表面硬度顯著提高，分別為660.3 HV與581.3 HV，這是由于一方面試驗(yàn)鋼中的鉻、鉬等元素與氮原子結(jié)合形成細(xì)小氮化物，產(chǎn)生彌散強(qiáng)化效果，另一方面基體α-Fe因這些元素的存在而固溶了更多氮原子，導(dǎo)致基體發(fā)生晶格畸變而強(qiáng)化。隨著距表面距離的增加，滲入的氮原子逐漸變少，硬度降低直至趨于基體硬度。2#工藝滲氮后試驗(yàn)鋼表面硬度明顯低于1#工藝，這是因?yàn)?#工藝的強(qiáng)滲時間短，表面顆粒狀氮化物較少，因此試驗(yàn)鋼表面硬度較低。2#工藝下試驗(yàn)鋼的硬度降低趨勢較平緩，說明此時試驗(yàn)鋼的硬度過渡良好。1#工藝滲氮后試驗(yàn)鋼在距表面距離小于0.3 mm時的硬度高于2#工藝，這與1#工藝下表面形成的致密化合物層有關(guān)；但由于2#工藝下試驗(yàn)鋼的滲氮層較厚，在距表面距離大于0.3 mm時相同位置處的氮含量更高，因此該區(qū)域的硬度均高于1#工藝。

圖5 不同工藝滲氮后試驗(yàn)鋼的截面顯微硬度分布曲線Fig.5 Section microhardness distribution curves of test steel after nitriding with different processes

2.3 摩擦磨損性能

由圖6可知，未滲氮試驗(yàn)鋼在不同載荷下的摩擦因數(shù)均高于滲氮后的試驗(yàn)鋼，這是由于滲氮后試驗(yàn)鋼的表面硬度得到顯著提高而導(dǎo)致的，在相同的載荷下1#工藝滲氮后試驗(yàn)鋼的摩擦因數(shù)均高于2#工藝，當(dāng)載荷達(dá)到20 N時，二者摩擦因數(shù)較接近。

圖6 不同工藝滲氮前后試驗(yàn)鋼的摩擦因數(shù)隨載荷的變化曲線Fig.6 Curves of friction coefficient vs load of test steel before and after nitriding with different processes

由圖7可以看出，試驗(yàn)鋼的摩擦因數(shù)隨時間的變化可分為磨合期與穩(wěn)定期2個階段。滲氮后試驗(yàn)鋼的磨合期時間明顯長于未滲氮試驗(yàn)鋼，且進(jìn)入穩(wěn)定期后，其平均摩擦因數(shù)也低于未滲氮試驗(yàn)鋼。滲氮后試驗(yàn)鋼表面形成滲氮層，對磨副與滲氮層中的化合物層先接觸，因化合物層硬度較高而導(dǎo)致對磨副與試驗(yàn)鋼的接觸面積較小，因此磨合時間較長，同時摩擦因數(shù)較低[15]。對比發(fā)現(xiàn)，15 N載荷下2#工藝滲氮后試驗(yàn)鋼的摩擦因數(shù)低于1#工藝滲氮，這是由于2#工藝滲氮后試驗(yàn)鋼滲氮層中存在較多微孔，在摩擦磨損時微孔可儲存磨屑[16]，從而導(dǎo)致摩擦因數(shù)降低。

圖7 不同工藝滲氮前后試驗(yàn)鋼的摩擦因數(shù)隨時間的變化曲線Fig.7 Friction coefficient vs time curve of test steel before and after nitriding with different processes

由圖8可知，隨著載荷的增大，試驗(yàn)鋼的磨損量均增大。在相同條件下，滲氮試驗(yàn)鋼在不同載荷下磨損10 min的磨損量遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于未滲氮試驗(yàn)鋼，且差距隨載荷的增加而增大。2#工藝滲氮后試驗(yàn)鋼的磨損量低于1#工藝，這與2#工藝滲氮后試驗(yàn)鋼滲氮層較厚以及截面硬度過渡良好有關(guān)。

圖8 不同工藝滲氮前后試驗(yàn)鋼的磨損量隨載荷的變化曲線Fig.8 Curves of wear loss vs load of test steel before and after nitriding with different processes

由圖9可知，磨損試驗(yàn)后未滲氮試驗(yàn)鋼表面出現(xiàn)嚴(yán)重的塑性變形以及較深的犁溝，磨痕中殘留一些形狀不規(guī)則的顆粒，這說明其磨損方式以黏著磨損為主。在摩擦磨損過程中對磨副對試驗(yàn)鋼施加的壓力較大，同時高速摩擦產(chǎn)生的高溫不斷加劇基體的塑性變形，在壓應(yīng)力與切應(yīng)力的作用下試驗(yàn)鋼表面材料脫落，因此未滲氮試驗(yàn)鋼的磨損量較大。經(jīng)滲氮處理的試驗(yàn)鋼表面形成滲氮層，隔絕了對磨副與基體的直接接觸，磨損表面較光滑，其磨損方式以磨粒磨損為主[17-18]。2#工藝滲氮后試驗(yàn)鋼表面的犁溝比1#工藝滲氮的淺，說明該試驗(yàn)鋼具有更好的耐磨性能。2#工藝下試驗(yàn)鋼滲氮層中存在較多微孔，在摩擦磨損時可儲存磨屑，同時滲氮層較厚，硬度過渡良好，在距表面距離大于0.3 mm時處的硬度較高，因此該工藝下試驗(yàn)鋼的耐磨性較好。

3 結(jié) 論

(1) 采用二段式真空滲氮方式對PCrNi3Mo鋼進(jìn)行表面改性處理后，得到物相為ε-Fe2-3N的滲氮層，強(qiáng)滲階段和擴(kuò)散階段時間均為6 h以及強(qiáng)滲階段時間為4 h和擴(kuò)散階段時間為8 h條件下滲氮層的厚度分別約為0.6，0.7 mm，后一條件下滲氮層中化合物層致密性較差，微孔較多。

(2) 強(qiáng)滲階段和擴(kuò)散階段時間均為6 h與強(qiáng)滲階段時間為4 h和擴(kuò)散階段時間為8 h條件下的表面硬度分別為660.3，581.3 HV，顯著高于基體的360 HV，后者滲氮時間下試驗(yàn)鋼硬度過渡良好，在距表面距離大于0.3 mm時的硬度較高。

(3) 不同時間二段式真空滲氮試驗(yàn)鋼的磨損方式均以磨粒磨損為主，后者滲氮時間下試驗(yàn)鋼的摩擦因數(shù)和磨損量較低，磨損表面犁溝較淺，耐磨性能較好，這與該工藝下滲氮層中存在較多微孔，可儲存磨屑，以及滲氮層較厚，硬度過渡良好，在距表面距離大于0.3 mm處的硬度較高有關(guān)。