H13钢QPQ处理工艺及耐磨性

 目的 研究540℃氮化温度下，QPQ处理对H13钢耐磨性的影响并选出最优氮化时间。方法 通过SEM、EDS、XRD分别测试了H13钢QPQ处理后渗层微观组织形貌、成分分布以及物相组成。采用HVS-1000显微硬度计、MFFT-R4000高速往复摩擦磨损试验分别对H13钢基体与540℃下不同氮化时间QPQ处理试样渗层厚度、硬度分布、耐磨性进行了分析研究。结果QPQ处理后，H13钢由表面向心部依次形成均匀致密的（Fe3O4）氧化膜、高硬度（ε-Fe3N、CrN)化合物层、(α-Fe、Cr2N)稳定扩散层。N原子均匀分布于渗层内部。显微硬度沿截面均呈良好梯度分布。在540℃×4h氮化工艺下，渗层次表层硬度达到最大值（1173HV0.1），较基体(498HV0.1)提高2.4倍左右。磨损量仅为基体1/13。H13钢磨损表面存在严重犁沟效应与大量磨屑，表现为典型磨粒磨损伴随少量粘着磨损。而QPQ处理试样磨损表面仅存在少量浅显划痕伴随轻微结疤状凹坑，为粘着磨损。结论 经QPQ处理H13钢耐磨性得到显著提高，其中540℃×4h氮化工艺所得性能最优。

关键词：H13钢；QPQ；成分分布；渗层厚度；硬度；耐磨性

H13钢在高温下因拥有较高的热硬性、冲击韧性、耐磨性以及切削加工性，一般应用于热镦锻、热挤压、压铸模具的制造，是一种应用较为广泛且具有代表性的热作模具钢[1-2]。在服役过程中，长期受高温周期性交变作用，表面受到一定程度的磨损、腐蚀，而这些现象的发生大都起始于工件表面，所以利用表面处理技术来提高H13钢性能，延长使用寿命，具有重要的意义[3-4]。

QPQ盐浴复合处理基本工艺过程是在氮化盐浴与氧化盐浴中处理工件，使工件耐磨性、耐蚀性得到很大程度的改善。该技术现已被广泛应用于汽车、摩托车、机床、工程机械、枪械、模具等行业[5-8]。美国通用电器、德国大众和奔驰、日本本田和丰田等著名跨国公司均引进了此项技术，具有良好的经济效益。本文以H13钢作为热作模具钢代表来研究QPQ处理技术应用于其后组织及性能变化，对于热作模具钢的应用具有理论及指导意义[9-12]。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

   试验以H13钢为基体材料，其化学成分(wt.%)为0.32～0.45C，0.8～1.2Si，0.2～0.5Mn，4.75～5.50Cr，1.10～1.75Mo，0.8～1.2V，P，S≤0.03，Fe余量。预先热处理为1050℃油淬，580℃两次回火，硬度48HRC，试样尺寸20mm×10mm×10mm。

1.2 试验方法

   试验主要研究了氮化时间对渗层组织和性能的影响。QPQ复合处理的工艺流程为：清洗→预热→盐浴

渗氮→盐浴氧化→去盐清洗→干燥→浸油。本实验主要研究了540℃下不同氮化时间对渗层性能的影响。相关工艺曲线如图1所示。

使用线切割将QPQ处理试样沿截面截开，依次使用200#~2000#SiC砂纸打磨、抛光；4%硝酸酒精溶液作为腐蚀剂值得金相试样。采用JSM-6460LV型扫描电镜及其自带能谱仪(EDS)，分别对渗层截面微观形貌以及渗层厚度、微区元素成分分布进行观察分析；使用HVS-1000显微硬度计测试渗层硬度分布。加载载荷100g，保压时间10s；采用DX-2500型X射线衍射仪，对试样由表面至基体方向每隔5μm进行分层XRD物相测试分析。试验参数为：Cu靶Kα射线，管电压35kV，管电流25mA，扫描速度0.06°/s，扫描角度，20°~90°；采用MFFT-R4000高速往复摩擦磨损实验仪测试基体与渗层磨损特性，对磨材料为Si3N4，载荷5N，频率2HZ，时间20min，滑动距离10mm。

2 试验结果与分析

2.1 渗层形貌及渗层厚度

图2为H13钢QPQ处理截面SEM照片，表1为图2中各区域点扫描对应成分分布表。由图可明显观察到渗层组织由表面向心部依次为氧化膜层、化合物层、扩散层。其中在化合物与氧化物层之间存在一定厚度海绵状、多孔的疏松层，且随着化合物层厚度的增加，疏松越严重。渗层厚度均匀，无明显缺陷，在扩散层内部有大量细小针状氮化物的析出。表1点扫描结果可知，在1区域存在一定量的O、N元素，而随距表面距离的增加，O元素逐渐消失，N原子质量比降低，Cr、Si、Fe等H13钢基体元素含量呈显著递增趋势。由此说明，N元素随扩散距离的增加呈递减变化，且在H13钢渗层中呈良好的梯度分布。

图3为540℃不同氮化时间QPQ处理渗层厚度。由图可知，在一定氮化温度下，随着氮化时间的延长，化合物层厚度与扩散层厚度均呈先降低后增大的变化趋势。在3h最低。至此，随着时间的延长，化合物层厚度呈缓慢增加。相比化合物层厚度变化，扩散层厚度增加较快，几乎呈直线增加。其主要原因在于H13钢基体所存在的Cr、以及Mo、V等合金元素会提高N在α-Fe中的溶解度，而扩散层组织主要由N在α-Fe中的过饱和固溶体组成，使其对扩散层的形成具有促进作用。

2.2 XRD分析

图4为H13钢540℃×4h盐浴氮化工艺下渗层逐层XRD图谱。结果表明，经QPQ处理后试样表面主要由Fe3O4、CrN、Fe2N、ε-Fe3N等相组成；距表面5µm渗层中出现了少量的针状γ'-Fe4N氮化物过渡相、以及Cr2N合金氮化物，而Fe3O4物相明显减少，Fe2N完全消失；距表面10µm以后，Fe3O4、ε-Fe3N、γ'-Fe4N、CrN相完全消失，开始形成由大量α-Fe、Cr2N物相组成的组织，与表1点扫描结果相一致。产生这种变化的主要原因如下：O原子主要存在于表面氧化层，与Fe结合形成致密Fe3O4氧化膜。随扩散距离的增加，N势呈递减趋势。在高浓度N势下，N原子易扩散至Fe的点阵间隙，进而结合形成高硬度、高耐磨的Fe2N、ε-Fe3N、CrN相，随N势的逐渐降低会出现少量硬度较低、韧性较好的γ'-Fe4N过渡相、Cr2N氮化物，到化合物层与扩散层交界处，N势降低到不足以形成化合物时，N原子进入Fe的晶格内部形成N在α-Fe中过饱和固溶体[13]，随着扩散距离的增加，N势梯度较小，而形成稳定α-Fe、Cr2N物相[14]。

2.3 渗层硬度以及耐磨性

2.3.1渗层硬度

图5为H13钢不同氮化时间QPQ处理与基体试样沿层深方向硬度梯度分布曲线。结果显示，经QPQ处理后H13钢显微硬度显著提高。渗层硬度的提高主要在于大量N元素渗入Fe的晶格内部，形成高硬度ε-Fe3N、γ'-Fe4N氮化物的固溶强化作用，同时H13钢基材所存在的合金元素Cr与N元素存在很强的亲和力，很容易通过弥散强化作用形成的CrN、Cr2N等稳定高硬度合金氮化物，与此同时，Fe的晶格由BCC转化为HCP；其次，亦可观察到由表面至心部显微硬度呈先升高后逐渐降低的趋势，且呈良好的梯度分布。在据表面60~70µm由于高硬度氮化物的减少导致硬度突降。随着氮化时间的延长，N势的增加，在2~4h试样表面硬度呈明显的递增趋势，在4h渗层次表层硬度达到最大值（1173HV0.1），较基体(498HV0.1)增加2.4倍左右。随后的5~6h试样硬度峰值出现了一定程度下降，且内移。这是由于随着氮化时间的延长，高硬度氮化物颗粒组织变的粗大、化合物表层多孔疏松层逐渐变宽、加重。

2.3.2渗层摩擦磨损特性

图6为H13钢基体与QPQ处理磨损失重及磨损形貌。由图5(a)知，H13钢基体磨损失重(5.3mg)远大于QPQ处理试样(1.0mg以下)。 随着氮化时间的延长磨损量呈先降低后上升的变化，在4h达到最小(0.4mg)，为基体(5.3mg)13倍左右。耐磨性得到显著增加，与硬度变化规律相吻合。通过对比图6(b, c)磨损形貌，H13钢基体磨损表面存在大面积犁沟状划痕，同时伴随一定量脱落碎屑。表现为典型磨粒磨损伴随少量粘着磨损；而QPQ处理试样磨损表面仅存在少量浅显划痕，伴随轻微结疤状凹坑，为粘着磨损。其原因在于未处理试样表面硬度较低与摩擦副之间存在较大硬度偏差，相对承载能力较差。对磨过程中，对磨材料表面微凸体极易楔入试样表面，进而形成明显犁沟。而经QPQ工艺处理后，CrN和Fe2-3N等高硬度、高耐磨氮化物以及低摩擦系数Fe3O4形成于H13钢表面，使其表现出良好抗磨损能力。

3结论

1) H13钢QPQ处理后，由表面向心部依次形成氧化膜层、化合物层、扩散层组织。表面主要由Fe3O4、CrN、Fe2N、ε-Fe3N等物相组成，次表层存在少量γ'-Fe4N过渡相，在扩散层形成了稳定α-Fe、Cr2N物相。

2) H13钢QPQ处理后渗层硬度得到大幅度提高，且在540℃×4h盐浴氮化工艺下，渗层次表层硬度达到最大值(1173HV0.1)，较基体(498HV0.1)增加2.4倍左右。对应于渗层表面磨损量也存在相同的变化规律。

     3) 540℃×4h盐浴氮化处理，所得渗层性能最优。