激光淬火后Cr12MoV滲鉻層的摩擦與磨損性能

付貴忠，孔德軍,2，張　壘

(1 常州大學 機械工程學院,江蘇 常州 213164;2 常州大學江蘇省材料表面科學與技術重點實驗室,江蘇 常州 213164)

?

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 機械工程學院,江蘇 常州 213164;2 常州大學江蘇省材料表面科學與技術重點實驗室,江蘇 常州 213164)

利用激光對Cr12MoV冷作模具鋼鹽浴滲鉻后進行表面激光淬火處理，通過SEM掃描電鏡和X射線衍射儀分析滲鉻層組織結構和物相組成，考察滲鉻層摩擦因數與磨損性能，對磨損機理進行討論。結果表明：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+機械結合方式，經滲鉻+激光淬火后冶金結合能力增強；用SiC陶瓷球為對磨件進行干摩擦磨損實驗，經滲鉻+激光淬火后滲鉻層平均摩擦因數為0.5795，比原始狀態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，淬硬層和硬質相是提高磨損性能的主要機制。

滲鉻；激光淬火；摩擦因數；磨損形貌

Cr12MoV鋼廣泛應用于制造高耐磨性及形狀復雜的冷作模具，需要承受較大的沖擊和摩擦，其主要失效形式表現為過量磨損[1,2]，因此，提高材料表面磨損性能、降低其摩擦因數是保證模具使用壽命的首要問題[3]。現代表面工程技術在改善材料表面性能方面得到了廣泛運用，通過滲鉻可以提高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之一[6]。激光淬火技術通過快速加熱和冷卻特性能在材料表面形成高碳馬氏體細晶，改善共晶碳化物分布，并對材料表面進行二次硬化[7]。同時，激光淬火可以對材料表面進行一定的織構處理，形成一定數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]。國內外學者對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]，而較少有對滲鉻層的激光淬火工藝的研究報道。本工作采用鹽浴法對Cr12MoV鋼進行滲鉻處理，用CO2激光對其進行淬火處理，通過SEM，EDS和XRD等測試手段對滲鉻層表面組織、界面線掃描和物相進行表征。并通過摩擦-磨損實驗考察原始狀態、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Cr12MoV鋼磨損性能的影響機理。

1　實驗

實驗材料為Cr12MoV模具鋼，其化學成分(質量分數/%，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井式電阻爐中進行。鹽浴以氯鹽為主，加入能產生鉻離子的CrCl3為主的低熔點鉻鹽，鹽浴溫度為1000℃，保溫時間為12h，滲鉻試樣出爐直接水冷，即得實驗試樣。激光淬火實驗在GLS-ⅠB型激光加工系統上進行，工藝參數：功率為1.5kW，掃描速率為6mm/s，光斑尺寸為φ5mm，氬氣保護。實驗結束后，用HVS-1000型數顯硬度計測量滲層顯微硬度；通過SUPRA55型場發射掃描電鏡觀察原始狀態、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應力儀分析經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HRS-2M型往復摩擦試驗機考察試樣摩擦磨損性能，摩擦方式為往復干摩擦，對磨材料為φ5SiC陶瓷球，載荷為1000g，往復次數為500r/min，往復長度為5mm；磨損實驗結束后,使用VH-Z100R型顯微鏡分析磨損后表面形貌。

2　結果與分析

2.1表面形貌

圖1為滲鉻層表面形貌。可知，原始狀態試樣經拋光處理后表面平整，無明顯暗斑和雜質(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，其形態主要為細小的粒狀與團狀，呈現均勻、彌散分布，這是由于滲鉻過程中空位遷移，擴散和沉積導致的結果。滲鉻+激光淬火后表面形貌如1(c)所示，經EDS分析后表面化學元素原子分數為71.45 C，4.57 O，17.72 Cr，4.73 Fe。結果顯示，試樣表面含有大量C和Cr原子，由于在滲鉻時表面Fe原子與滲鉻劑發生還原反應而大量消耗，因此，Fe原子含量非常低。滲鉻層表面形成一層形狀較為規格的六方結晶，其晶粒細化、均勻。在激光熔凝作用下部分區域晶粒成致密團簇狀，宏觀上表現為微凸硬質體，進一步提高了滲鉻層的顯微硬度。原始狀態試樣的顯微硬度為260HV,滲鉻+激光淬火后滲鉻層顯微硬度達到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;(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成，其中馬氏體形態主要為細粒狀，經調質后呈高度彌散的細小碳化相，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，表面顯微硬度達到610HV以上。在滲鉻過程中Cr原子代替了試樣表面的晶格空位和質點，與奧氏體中C原子結合形成多種碳化物并沉積下來，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，并在高碳環境下轉變為固溶體的碳化物。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，在冷卻過程中會與空氣中O原子反應生成一定含量的氧化物。由表面EDS結果可知，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。在激光淬火過程中，瞬間高溫使表面的Fe相完全奧氏體化，快速冷卻時奧氏體會快速相變為馬氏體，其中的部分C元素析出，與表面的Cr元素以及(Fe，Cr)固溶體結合形成穩定的碳化物Cr7C3和(Fe，Cr)2C3。

圖2　滲鉻層表面XRD分析　(a)原始狀態;(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。可知，滲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。這是由于在滲鉻過程中，奧氏體相逐漸向α-Fe相轉變，但持續的保溫環境會抑制其轉變過程，因此，滲鉻前后二者含量變化相對較小。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，鋼的過熱度極大，造成相變驅動力ΔGα→γ很大，從而使α-Fe相幾乎完全轉變為殘余奧氏體[12,13]。在隨后的快速自冷過程中，這些殘余奧氏體大部分無擴散轉變為馬氏體，其中溶解的C原子來不及析出，最終被固溶在馬氏體中，形成高碳細晶馬氏體，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，與基體間結合緊密，在結合界面處存在較淺的擴散層，為冶金結合+機械結合方式。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))。這是由于在結合界面處Fe與Cr可以形成無限固溶體，發生相互擴散現象，形成Fe-Cr擴散層。隨著滲鉻層表面的鉻碳化物不斷沉積，內部擴散層厚度不斷增加，Fe和Cr原子相互擴散的阻礙隨之增大，在表層形成以鉻碳化物形式沉積下來的富鉻層[12]，Fe含量則變得非常低，因此二者濃度變化呈現梯度分布。

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，滲鉻層經激光淬火后厚度有所增加，約為15μm，在結合界面處也存在一層較淺的擴散層。這表明激光淬火有利于表面Cr元素向基體進一步滲透，但并不影響Fe和Cr的相互擴散。同時，在滲透過程中Cr能結合更多的C原子形成鉻碳化物沉積下來，在一定程度上進一步提高了材料表面顯微硬度。在激光淬火過程中基體表面受到離子轟擊，晶格空位濃度增加，有利于Cr原子的深度擴散(圖5(b))，從而結合界面處基體中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

圖6為3種試樣的摩擦因數與磨損時間的關系曲線。與原始狀態相比，滲鉻試樣摩擦因數由0.9808下降至0.7172，降低了26.9%；經激光淬火后摩擦因數降低至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均快速上升至一定程度后，再逐漸趨于穩定。不同之處在于，原始試樣的摩擦因數在趨于穩定過程中仍有一個緩慢上升的過程，隨著磨損時間的增加，摩擦因數在磨損后期才逐漸降低至一個穩定值。這是由于在磨損初期原始試樣表現為嚴重的黏著磨損，摩擦副之間出現多處黏著現象，導致摩擦因數急劇上升。隨著黏著磨損量的增加，摩擦副之間金屬黏著傾向減小，但是由于黏著點較多，故其減小幅度較弱，因而出現了摩擦因數在8～20min內緩慢上升的過程。隨著磨損的繼續進行，堆積在摩擦副之間金屬屑被壓入試樣表面與之發生摩擦，導致基體表面塑性變形形成犁溝。此時摩擦阻力主要為犁削阻力，摩擦因數逐漸下降并穩定下來[14,15]。滲鉻試樣在穩定磨損階段摩擦因數也有小幅上升的趨勢，但是很快穩定在0.7左右，這說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。經激光淬火后滲鉻試樣在磨損初期摩擦因數保持在較低的水平，在3min時開始迅速上升至最大值，然后逐漸降低至穩定值。

圖6　摩擦因數與磨損時間關系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迅速上升。但是，隨著這些硬質凸起磨損量的增加，摩擦主要發生在對磨球與這些硬質相之間[16,17]，而激光淬火使材料表面二次硬化，幾乎不存在黏著點，因此，穩定磨損期主要發生了磨料磨損，磨損量輕微，并未出現犁溝與材料脫落現象。

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，滲鉻后與滲鉻+激光淬火后試樣的磨損率。可知，原始試樣的磨損率為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碳化物，能有效地減少黏著點數量，降低黏著磨損程度。經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化了晶粒，使得材料表面得到二次硬化，表面硬度得到進一步提高，黏著磨損現象大幅消除。

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、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，表面黏著現象嚴重，且存在較深的犁溝。其原因在于黏著磨損導致表層脫落形成磨粒，磨粒壓入基體導致軟基體表面磨損較為嚴重[18]，磨痕深度達到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。這是由于硬質CrC2，(Fe，Cr)2C3，CrC3相的支撐作用，黏著點的數量和金屬剝落程度有所降低。同時，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))，比原始狀態降低了36.8%，在一定程度上提高了材料耐磨性能。經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，故未發生黏著磨損和表面剝落現象。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;(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。可見磨損后原始試樣表面粗糙，出現了大量的片狀黏著坑和塑性流動跡象，且這些黏著坑有連通的趨勢，其附近均出現剝落現象，表現為典型的黏著磨損。原始試樣表面有較深的犁溝，這是在與對磨球的摩擦下發生金屬黏著出現黏著點，隨著往復摩擦的進行，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和黏著跡象，黏著坑尺寸較小且相互獨立，這表明黏著磨損程度有所降低。磨痕中部犁溝明顯減小，黏著現象不明顯，說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，滲鉻+激光淬火后試樣表面平整，未觀察到黏著點和塑性流動，只在磨痕中間發生輕微的擦傷，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生犁溝。

圖10　磨損后試樣的表面形貌(a)原始狀態;(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　結論

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

(2)滲鉻層-基體為冶金結合+機械結合方式；經激光淬火后Cr原子擴散增強，形成了更穩定的高碳化物，且滲鉻層表面硬度得到提高。

(3)滲鉻層摩擦因數為0.7172，比原始狀態(0.9808)降低了26.9%；經滲鉻+激光淬火后滲鉻層具有良好的摩擦性能，摩擦因數為0.5795，比原始狀態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(108.8μm)和滲鉻處理(68.75μm)相比分別下降54.5%和28.0%。

[1]SEKHARBABU R,KHALID R H,PRASAD R K. Characterization of D2 tool steel friction surfaced coatings over low carbon steel[J]. Materials and Design,2013,50:543-550.

[2]MOHAMMAD A H, MAHMOOD M, AHMAD S. Effect of cerium and lanthanum on the microstructure and mechanical properties of AISI D2 tool steel[J]. Materials Science and Engineering:A,2013,571:193-198.

[3]TANG L H, GAO C X, HUANG J L, et al. Dry sliding friction and wear behaviour of hardened AISI D2 tool steel with different hardness levels[J]. Tribology International,2013,66:165-173.

[4]吳紅艷,張平則,李建亮,等.Ti2AlNb基合金表面滲鉻層結構及其摩擦學性能[J]. 中國有色金屬學報,2007,17(10):1657-1660.

WU H Y, ZHANG P Z, LI J L, et al. Microstructure and tribological properties of surface plasma chromising layer of Ti2AlNb-based alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2007,17(10):1657-1660.

[5]周正華,謝飛,潘獻波,等.施加直流電場的快速粉末滲鉻工藝[J]. 材料熱處理學報,2011,32(2):130-133.

ZHOU Z H, XIE F, PAN X B, et al. Rapid powder chromizing technology assisted by direct current field[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment,2011,32(2):130-133.

[6]高原,徐重.等離子滲鉻及復合強化處理提高耐磨性能的研究[J]. 材料工程,2006,(12):61-64.

GAO Y, XU Z. Study on improving wear-resistance of steel by plasma chromizing and compound strengthening[J]. Journal of Materials Engineering,2006,(12):61-64.

[7]YASAVOL N, ABDOLLAH Z A, GANJALI M, et al. Microstructure and mechanical behavior of pulsed laser surface melted AISI D2 cold work tool steel[J]. Applied Surface Science,2013,265:653-662.

[8]胡天昌,丁奇,胡麗天.激光表面織構化對GCr15 鋼摩擦磨損性能的影響[J]. 摩擦學學報,2011,31(5):447-451.

HU T C, DING Q, HU L T. The effect of laser texturing of GCr15 steel surfaces on their tribological properties[J]. Tribology,2011,31(5):447-451.

[9]朱春暉,王宏宇,陳煒,等.低溫稀土滲硼對淬火態Cr12MoV鋼耐磨性的影響[J]. 熱加工工藝,2014,43(8):223-225.

ZHU C H, WANG H Y, CHEN W, et al. Effects of RE-boronizing at low temperature on wear resistance of hardened Cr12MoV steel[J]. Hot Working Technology,2014,43(8):223-225.

[10]伍翠蘭,鄒敢鋒,袁叔貴,等.Cr12MoV鋼低溫鹽浴滲鉻復合處理[J]. 熱加工工藝,2002,33(2):26-28.

WU C L, ZOU G F, YUAN S G, et al. Low temperature salt-bath chromizing multiple process of steel Cr12MoV[J]. Hot Working Technology,2002,33(2):26-28.

[11]楊柳青,丁陽喜,付偉,等.Cr12MoV鋼寬帶激光淬火試驗研究[J]. 金屬熱處理,2006,31(6):49-51.

YANG L Q, DING Y X, FU W, et al. Study on Cr12MoV steel with wide-band laser quenching[J]. Heat Treatment of Metals,2006,31(6):49-51.

[12]魏秋平,王鈺言,陳中,等.W18Cr4V高速鋼滲鉻熱處理對HFCVD金剛石膜生長的影響[J]. 中國有色金屬學報,2011,21(7):1623-1631.

WEI Q P, WANG Y Y, CHEN Z, et al. Effect of high temperature diffusion chromizing pretreatment of W18Cr4V high-speed steel on growth of diamond films by HFCVD[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2011,21(7):1623-1631.

[13]胡小華,張安峰,李滌塵,等.熱處理對激光金屬成形DZ125L高溫合金組織及硬度的影響[J]. 材料工程,2013,(2):12-16.

HU X H, ZHANG A F, LI D C, et al. Effects of heat treatment on microstructure and micro-hardness of laser metal forming DZ125L superalloy[J]. Journal of Materials Engineering,2013,(2):12-16.

[14]MEHDI M A, SAJJAD J, HASSAN A P. Abrasive wear behavior of high chromium cast iron and Hadfield steel-a comparison[J]. Journal of Iron and Steel Research,International,2012,19(4):43-50.

[15]李國祿,王海斗,徐濱士,等.空間原子氧輻照對電刷鍍Ni/MoS2-C鍍層組織結構及摩擦學性能的影響[J]. 材料工程, 2014,(2):24-28.

LI G L, WANG H D, XU B S, et al. Effects of space atomic oxygen irradiation on the structure and tribological properties of Ni/MoS2-C coating by electricity [J]. Journal of Materials Engineering,2014,(2):24-28.

[16]雷改麗.激光淬火對GCr15鋼表面干摩擦因數的影響[J]. 熱加工工藝,2012,41(6):130-134.

LEI G L. Effect of laser-quenching on dry friction coefficient of GCr15 steel[J]. Hot Working Technology,2012,41(6):130-134.

[17]SAHINA Y, KILICLI V. Abrasive wear behaviour of SiCp/Al alloy composite in comparison with ausferritic ductile iron[J]. Wear,2011,271(11-12):2766-2774.

[18]DWIVEDI D K. Adhesive wear behaviour of cast aluminium-silicon alloys:overview[J]. Material and Design,2010,31(5):2517-2531.

[19]WU J M, LIN S J, YEH J W, et al. Adhesive wear behavior of AlxCoCrCuFeNi high-entropy alloys as a function of aluminum content[J]. Wear,2006,261:513-519.

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

江蘇省科技支撐計劃(工業)資助項目(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，聯系地址:江蘇省常州市常州大學機械工程學院(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