H13鋼兩段固體滲硼動力學及其高溫耐磨損性能的研究

施良才 吳曉春 姚 杰 楊浩鵬, 陳王海

(1.寧波合力模具科技股份有限公司，浙江寧波 315700; 2.上海大學材料科學與工程學院，上海 200072)

H13鋼兩段固體滲硼動力學及其高溫耐磨損性能的研究

施良才1吳曉春2姚 杰1楊浩鵬1,2陳王海1

(1.寧波合力模具科技股份有限公司，浙江寧波 315700; 2.上海大學材料科學與工程學院，上海 200072)

將高能噴丸預處理與固體滲硼相結合，對H13鋼進行了兩段固體滲硼處理。采用SEM觀察試樣滲硼層微觀形貌，利用XRD對滲硼后的試樣進行物相分析，并對未滲硼和兩段固體滲硼的試樣進行高溫摩擦磨損試驗。結果表明，高能噴丸使試樣表層獲得了納米級晶粒，拋光態試樣和高能噴丸預處理試樣兩段固體滲硼后均得到Fe2B單相滲硼層；相比于拋光態試樣，高能噴丸預處理試樣兩段固體滲硼層的厚度增加約30%，表層硬度提高約100 HV0.1，擴散激活能降低了33 kJ/mol。與未滲硼試樣相比，拋光態試樣和高能噴丸預處理試樣兩段固體滲硼后高溫磨損率分別降低了25%和41%，滲硼層在高溫下高的硬度以及良好的抗氧化性能，顯著地提高了H13鋼的高溫耐磨損性能。

高能噴丸 兩段固體滲硼 擴散激活能 高溫耐磨損性能

H13鋼是國內外應用廣泛的熱作模具鋼，常用于各種鍛模、熱擠壓模和鋁合金壓鑄模，模具主要失效形式為熱磨損和熱疲勞，易導致整體開裂、熱蝕、變形及熱疲勞龜裂，故要求H13鋼表面具有高硬度、高耐磨、高耐蝕等性能，而這些性能與材料的表面特性密切相關。因此，表面強化技術成為提高H13鋼使用壽命的關鍵技術之一。

常用熱作模具鋼表面處理工藝有滲氮[1]、滲硼、物理氣相沉積[2]等。滲硼是一種熱化學表面處理工藝[3- 4]，常用于處理各種模具。滲硼處理能使材料表面形成具有特殊物理化學性質的硼化物層[5]，賦予材料表面高硬度、高耐磨性和抗高溫氧化等優良性能，能顯著提高模具使用壽命。傳統固體滲硼處理中較高的溫度和較長的工藝時間導致了滲硼效率較低。復合處理工藝成為滲硼技術的一種發展趨勢，如表面形變強化技術與滲硼處理相結合，可降低固體滲硼溫度，提高滲硼效率。工程中常用的表面形變強化技術有高能噴丸(HESP)[6]。通過高能噴丸處理，在低合金鋼[7]表層形成了納米級的晶粒。目前，以表面形變技術輔助提高固體滲硼效率的研究報道還很少。

本文對H13鋼進行高能噴丸預處理，對比拋光態試樣，研究了兩者滲硼后的微觀組織形貌及其顯微硬度梯度和相組成，并對滲硼層的生長動力學進行了研究。同時，對拋光態試樣和高能噴丸預處理試樣的兩段固體滲硼層和未滲硼試樣進行了高溫摩擦磨損試驗，研究了滲硼對H13鋼高溫耐磨損性能的影響。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料及制備

試驗材料選用退火態H13熱作模具鋼，其化學成分為(質量分數)0.416%C，4.834%Cr，1.026%Si，1.364%Mo，0.908%V，0.335%Mn，P<0.030%，S<0.030%，余量為Fe。用于觀察兩段固體滲硼后滲層組織形貌的試樣尺寸為12 mm×12 mm×4 mm，用于高溫摩擦磨損試驗的試樣尺寸為10 mm×10 mm×36 mm。高能噴丸工藝參數：球丸為鑄鋼彈丸，平均直徑為0.8 mm，噴丸時氣壓為0.5 MPa，一共進行6個循環變形周期，每個周期的時間為5 min，彈丸噴射角度為70°～90°。滲硼劑成分為：10%B4C+80%SiC+5%KBF4+5%C。滲硼試驗溫度選擇750、800和850 ℃，滲硼保溫時間分別為2、4和8 h。滲硼時先在600 ℃保溫2 h，然后升至滲硼所需溫度保溫一定時間。滲硼后試樣從1 030 ℃真空油淬，并進行580 ℃×2 h兩次真空回火。

1.2 高溫摩擦磨損試驗

試樣進行摩擦試驗的面為10 mm×36 mm的表面，摩擦副為SiC陶瓷球，直徑為9.5 mm，硬度為2 800 HV。試驗溫度設定為700 ℃，試驗力為20 N，摩擦行程為10 mm，摩擦時間為20 min，總滑行距離為120 m。體積磨損率按Ws=V/(p·d)計算，式中V為磨損體積，d為滑行總距離，p為試驗力。

采用場發射透射電鏡分析H13鋼試樣高能噴丸后表層的微觀結構特征；利用輝光放電發射光譜儀測量低溫滲硼試樣表層硼元素的濃度梯度；采用SEM觀察滲硼后試樣滲層的微觀形貌、高溫摩擦磨損試驗后磨損表面形貌和進行EDS能譜分析，采用D/max- 2550型X射線衍射儀對滲硼試樣進行物相分析，并利用NPFLEX- LA型表面輪廓儀測量高溫摩擦磨損試樣的磨損體積。

2 結果與討論

2.1 高能噴丸表層顯微結構

圖1(a)為高能噴丸試樣橫截面的SEM圖，可以看出在試樣表層存在塑性變形層，見圖中兩白線之間所示的區域，組織形貌與基體組織有明顯不同，該區域呈現拉長組織形貌。如圖1(b)中試樣表層的TEM明場像所示，由于高能噴丸高的應力和應變速率，試樣表層獲得了彌散分布的細小晶粒。圖1(c)為晶粒尺寸統計分布圖，大部分晶粒的尺寸在14～22 nm范圍內。圖1(d)選區電子衍射圖譜顯示，經過高能噴丸，試樣表層的晶粒為隨機取向的超細等軸晶，主要是α- Fe相的強衍射環，但還有一個γ- Fe相(311)晶面的衍射環，表明在室溫，經過強烈的塑性變形，由于形成含過飽和碳的鐵素體納米晶以及納米尺寸晶粒的晶界存在壓應力，表層可能發生了α相向γ相的轉變[8]。以上結果表明，退火態H13鋼經過高能噴丸處理后，表層組織存在大量非平衡晶界以及較高的位錯密度，可以提高固體滲硼效率[9]。Lu等[10]對H13鋼表層納米晶熱穩定性進行了研究，表明表層納米晶熱穩定性可以維持到600 ℃。為使在低溫保溫階段試樣表層獲得較高的硼濃度，兩段固體滲硼先在600 ℃進行低溫滲硼。

圖1 經高能噴丸處理的H13鋼試樣(a)橫截面的SEM圖、(b)表層微結構的TEM明場像、 (c)晶粒尺寸統計圖和(d)選區電子衍射圖Fig.1 (a) SEM image of the cross section, (b) TEM bright field image of the microstructure of case, (c) statistical graph of the grain size, and (d)corresponding electron diffraction pattern of the selected area for the H13 steel specimen subjected to HESP

2.2 低溫滲硼作用

高能噴丸試樣和拋光態試樣經過600 ℃低溫保溫2 h后，試樣表層硼濃度的分布如圖2所示。拋光態試樣中硼原子的擴散深度約4 μm，最高硼含量(質量分數)達到0.8%；而高能噴丸試樣中硼原子的擴散深度約10 μm，硼原子的最高濃度(質量分數)達到1.5%。試樣經過高能噴丸處理后，在相同試驗條件下，硼原子的擴散深度及最高濃度均大于拋光態試樣。高能噴丸處理試樣表層晶粒尺寸細化到納米級，會顯著提高硼原子在試樣表層的擴散速率。相比于拋光態試樣，高能噴丸試樣表層晶粒細小，晶界增多，由于晶界是晶體中的一種缺陷，使得硼原子在其中的擴散速率大于完整晶體內的擴散速率。因此，在低溫滲硼階段，經過高能噴丸預處理的試樣表層會擴散進更高的硼濃度。相比傳統的高溫固體滲硼，高能噴丸輔助的兩段固體滲硼在低溫階段會在試樣表層形成一定量的鐵硼相晶核，將使在高溫滲硼階段形成的鐵硼相晶粒細化，有利于形成較厚且致密的滲硼層。

2.3 兩段固體滲硼層的組織結構分析

圖3(a)和3(b)分別為拋光態試樣和高能噴丸試樣600 ℃×2 h+850 ℃×8 h兩段固體滲硼后截面的SEM圖。兩種試樣均顯示出滲硼層具有明顯的鋸齒狀形貌，該形貌是滲硼層擇優取向生長的典型特征，與基體材料合金元素含量、滲硼溫度及時間等因素有關。拋光態試樣滲硼層厚度約為30 μm，高能噴丸試樣滲層厚度約為40 μm，且滲層的致密性較好。固體滲硼后試樣截面的顯微硬度梯度如圖3(c)所示。拋光態試樣固體滲硼后試樣表層(距表面約10 μm)的硬度達到1 600 HV0.1，高能噴丸輔助的試樣滲硼后表層(距表面約10 μm)的硬度可以達到1 700 HV0.1，表明兩段固體滲硼后試樣表層的硬度大幅度提高。試樣經過高能噴丸處理，表層存在的大量非平衡晶界及較高的位錯密度，比拋光態試樣在固體滲硼時能形成更多的鐵硼相晶核，提高了鐵硼相的形核率，獲得的鐵硼相晶粒細小，所以表層硬度更高。由顯微硬度梯度可知，在滲層與基體之間存在硬度偏低的區域。原因可能是H13鋼中有比較高的硅含量，由于硅原子不固溶于硼化物中，在滲硼過程中硅會擴散到滲層與基體之間的過渡區，形成富硅的區域，而且硅為鐵素體形成元素，使得在后續熱處理過程中過渡區易形成一些鐵素體，所以滲硼后在過渡區會出現硬度偏低的現象[11- 12]。

圖2 拋光態試樣和高能噴丸試樣600 ℃保溫 2 h后表層硼濃度分布Fig.2 Boron concentration gradients of the specimens polished and peened with high- energy spot after pack boriding at 600 ℃ for 2 h

圖4是拋光態試樣和高能噴丸試樣600 ℃×2 h+850 ℃×8 h兩段固體滲硼后的XRD圖譜。拋光態試樣和高能噴丸試樣的滲硼層均由單相Fe2B組成，降低了滲硼層脆性，提高了滲硼層使用性能[13]。與標準粉末態Fe2B的XRD衍射圖譜比較可知，(002)晶面衍射峰強度由第三強衍射峰變成了圖4中的次強峰，說明(002)晶面與試樣表面平行的晶粒數量很多。在X射線衍射儀中，對于塊狀樣品，只有那些與試樣表面平行、又滿足布拉格方程的晶面才能產生衍射。故某一晶面相對衍射強度異常增加，則說明沿此晶面產生了擇優取向。Fe2B晶格為正方點陣，其[002]晶向垂直于(002)晶面，即Fe2B沿[002]晶向產生了擇優生長取向。這與圖3(a)和3(b)中鋸齒狀的滲硼層形貌特征相一致。XRD檢測到了較弱的Fe2O3相衍射峰，可能是由于兩段固體滲硼后熱處理時試樣表面在回火過程中輕微氧化導致的。

圖3 (a)拋光態試樣和(b)高能噴丸試樣兩段固體滲硼后橫截面SEM圖及其(c)顯微硬度梯度Fig.3 SEM images of the cross section of the specimens polished(a) and peened with high- energy spot (b) and (c) the corresponding micro- hardness gradients after double- stage pack boriding

圖4 拋光態試樣和高能噴丸試樣兩段固體滲 硼后XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the specimens polished and peened with high- energy spot after the double- stage pack boriding

2.4 滲硼層生長動力學

在固體滲硼過程中，滲硼層的生長動力學取決

于硼原子垂直擴散進滲層中的速率。根據Fick第二定律，采用半無限長固體非穩態擴散模型，可以推導出滲硼層厚度與滲硼時間之間的函數關系式[14]：

d2=Kt

(1)

式中：d為滲層厚度(m)；K為拋物線生長速率常數(m2/s)，取決于滲硼溫度；t為滲硼時間(s)。圖5(a)和5(b)分別是拋光態試樣和高能噴丸試樣在750、800和850 ℃條件下滲層厚度的平方與滲硼時間的關系曲線，可見呈近似線性關系。表1列出了拋光態試樣和高能噴丸試樣在600 ℃保溫2 h，而后分別在750、800和850 ℃固體滲硼后滲層的生長速率常數。可以看出，滲硼溫度越高，滲硼層生長速率越大，這是擴散控制過程的特征。不同滲硼溫度下高能噴丸試樣的生長速率均大于拋光態試樣的，證明了試樣經高能噴丸預處理能有效促進硼原子在H13鋼表層的擴散。

圖5 (a)拋光態試樣和(b)高能噴丸試樣滲層厚度平方與在不同溫度兩段固體滲硼的時間的關系圖Fig.5 Square of borided layers thicknesses of the specimens polished(a) and peened with high- energy spot (b) as a function of time of double- stage pack boriding at different temperatures

表1 拋光態和高能噴丸試樣在不同溫度滲硼的滲層生長速率常數Table 1 Growth rate constants of borided layer of the specimens polished and peened with high- energy spot during the pack boriding at different temperatures m2/s

滲層生長速率常數K、擴散激活能Q和溫度T之間的關系可由Arrhenius型方程[15]表示：

(2)

式中：K0為常數，Q為硼原子在滲層中的擴散激活能(J/mol)，R為氣體常數(8.314 J/(mol·K))，T為絕對溫度(K)。式(2)兩邊取自然對數可得：

(3)

由試驗值確定lnK與1/T的關系，由圖6可知兩者呈線性關系。表2列出了由圖6計算得到的拋光態試樣和高能噴丸試樣的擴散激活能Q和常數K0。對于主要由擴散控制的滲硼過程，硼原子擴散激活能的大小會顯著影響滲硼的效率。從表2中可以看出，相比于硼原子在拋光態試樣滲層中的擴散激活能，高能噴丸試樣的降低了約33 kJ/mol，表明試樣經過高能噴丸預處理后，硼原子在表層中更容易擴散。高能噴丸預處理可以使試樣表層納米化，增加試樣表層中非平衡晶界的體積分數，增加晶界的缺陷密度，可以顯著降低硼原子在試樣表層中的擴散激活能[9]。

圖6 拋光態試樣和高能噴丸試樣滲硼層生長速率 常數的自然對數與滲硼溫度的倒數關系圖Fig.6 Natural logarithm of growth rate constants of the specimens polished and peened with high- energy spot as a function of reciprocal of boriding temperatures

表2 拋光態試樣和高能噴丸試樣兩段固體滲硼擴散激活能Q和常數K0Table 2 Values of Q and K0 of the specimens polished and peened with high- energy spot after double- stage pack boriding

將Q和K0值代入式(2)，可得拋光態試樣和高能噴丸試樣兩段固體滲硼時的滲層生長速率，m2/s：

(4)

(5)

聯立式(1)、(4)和(5)，得到滲硼層厚度與滲硼溫度和時間的關系式：

1 023≤T≤1 123

(6)

1 023≤T≤1 123

(7)

2.5 滲硼層高溫耐磨損性能

高溫磨損是熱作模具主要失效形式之一[16]，提高熱作模具鋼的高溫耐磨損性能是延長其使用壽命的主要途徑之一。圖7為未滲硼試樣、拋光態試樣和高能噴丸試樣600 ℃×2 h+850 ℃×8 h兩段固體滲硼后高溫摩擦磨損的磨損率，未滲硼試樣的磨損率為3.42×10-13m3(N·m)-1，拋光態試樣和高能噴丸試樣滲硼后高溫磨損率分別為2.57×10-13和2.02×10-13m3(N·m)-1。與未滲硼試樣相比，拋光態試樣和高能噴丸試樣兩段固體滲硼后的高溫磨損率分別降低了25%和41%。未滲硼試樣在700 ℃高溫磨損試驗條件下，由于高于其回火溫度580 ℃，導致基體硬度下降，且在高溫下易氧化，磨損嚴重，磨損量較大。硼化物層具有較高的硬度(1 500～2 300 HV)，在高溫下也可以保持高的硬度，同時具備良好的高溫抗氧化性能。因此，滲硼可以提高H13鋼的高溫耐磨損性能。高能噴丸試樣滲硼后高溫磨損率比拋光態試樣滲硼后的降低16%，表明高能噴丸輔助獲得的滲硼層具有更優越的高溫耐磨損性能。主要原因是，在同樣的滲硼條件下，經過高能噴丸預處理的試樣獲得的滲硼層更厚、表面硬度更高，而且硼化物晶粒比較細小，滲層具有較好的韌性，可以有效提高其在高溫磨損過程中的抗疲勞磨損性能。

圖7 試樣兩段固體滲硼后的高溫磨損率Fig.7 Wear rates at an elevated temperature of specimens after double- stage pack boriding

圖8為未滲硼試樣、拋光態試樣和高能噴丸試樣600 ℃×2 h+850 ℃×8 h兩段固體滲硼后高溫磨損表層的XRD圖譜。由圖可知，未滲硼試樣磨損表層由α- Fe和Fe2O3組成，拋光態滲硼試樣高溫磨損表層由α- Fe、Fe2O3、Fe2B和B2O組成，高能噴丸滲硼試樣高溫磨損表層由Fe2B、α- Fe和Fe2O3組成，說明高溫摩擦磨損中存在氧化磨損機制。滲硼試樣磨痕表面存在Fe2B相，表明磨痕表層依然存在硼化物，而這些硼化物主要存在于磨痕兩側；三種試樣磨痕表面都存在Fe2O3相，說明均發生了氧化磨損。但是未滲硼試樣磨痕中Fe2O3相的衍射峰強度明顯高于滲硼試樣的，表明未滲硼試樣高溫磨損后表層形成了較多的氧化物。而滲硼層具備良好的抗高溫氧化性能，使滲硼試樣高溫摩擦磨損后磨痕上的氧化物含量相對少一些。

圖8 未滲硼(a)、拋光后滲硼(b)及高能噴丸后滲硼(c)的試樣高溫磨損試驗后表面的XRD圖譜Fig.8 XRD patterns of surface of the specimens (a) not borided, (b) polished and borided, and (c) peened with high- energy spot and borided after high- temperature wear test

未滲硼試樣、拋光態試樣和高能噴丸試樣兩段固體滲硼后磨損表面形貌和成分分析如圖9和圖10所示。可見未滲硼試樣高溫磨損后表面出現很多犁溝，同時存在剝落區域(圖9(a))，擠到犁溝脊上的氧化物與基體產生裂紋，而且剝落的區域較大且深(圖9(b))。拋光態試樣滲硼后磨痕表面較平整，一些磨損顆粒散布其中，基本沒有犁溝形貌特征(圖9(c))；但在磨痕兩側明顯可見較多裂紋和一些剝落區域(圖9(d))。相較于拋光態試樣，高能噴丸試樣滲硼后的磨痕表面形貌更平整，只存在一些剝落區域(圖9(e))，磨痕側面也出現了剝落形貌特征，但很少有裂紋出現(圖9(f))。

圖10(a)～10(c)為分別對應于圖9(b)、9(d)和9(f)中三個點的EDS能譜分析圖。從圖中可以看出，未滲硼試樣、拋光態試樣和高能噴丸試樣兩段固體滲硼后高溫磨損表面氧的質量分數分別為37.5%、30.8%和21.9%，說明三種試樣在高溫磨損過程中均發生了氧化磨損。與未滲硼試樣相比，滲硼試樣的氧含量相對較低，表明H13鋼經過兩段固體滲硼后，其高溫抗氧化性能得到顯著提高。高溫摩擦磨損開始階段，相比于基體材料，滲硼層的高硬度有效地提高了耐磨損性能，同時其良好的高溫抗氧化性能，阻止了基體材料的氧化。隨著磨損時間的增加，滲硼層在熱和力的耦合作用下，開始疲勞剝落，形成剝落區域，當滲硼層被磨穿后，基體開始被氧化。結合高溫磨損率和磨痕的SEM形貌可知：高能噴丸預處理試樣滲硼層的厚度更厚、硬度更高，硼化物晶粒細小，滲層的韌性較好，因此滲層的抗高溫磨損性能最好。未滲硼試樣高溫磨損時表層硬度在較短時間內大幅度下降，產生明顯的塑性變形，導致氧化物膜與基體易于剝離，故其磨損率在三者之中最大。

3 結論

(1)拋光態和高能噴丸的H13鋼試樣經600 ℃×2 h+850 ℃×8 h兩段固體滲硼后，表層硬度(距表面約10 μm)分別達到1 600和1 700 HV0.1，滲硼層厚度分別為30和40 μm。經過高能噴丸預處理，滲硼層厚度增加約30%，表明高能噴丸預處理能顯著提高固體滲硼速率。

(2)高能噴丸試樣兩段固體滲硼的硼原子擴散激活能比拋光態試樣的降低了33 kJ/mol。 試樣經過高能噴丸預處理，表層晶粒細化，晶界的體積分數增加，顯著降低了硼原子的擴散激活能，從而有效地提高了硼原子在H13鋼表層中的擴散遷移速率。

圖9 未滲硼(a,b)、拋光后滲硼(c,d)和高能噴丸后滲硼(e,f)的試樣高溫磨損試驗后 表面的SEM圖Fig.9 SEM images of surface of the specimens not borided (a, b), polished and borided (c, d), and peened with high-energy spot and boried (e, f) after high-temperature wear test

圖10 未滲硼(a)、拋光后滲硼(b)及高能噴丸后滲硼(c)的試樣高溫磨損試驗后 表面的EDS圖譜分析Fig.10 EDS analysis results of surface of the specimens (a) not borided, (b) polished and borided, and (c) peened with high- energy spot and borided after high- temperature wear test

(3)與未滲硼試樣相比，拋光態試樣和高能噴丸試樣兩段固體滲硼后高溫磨損率分別降低了25%和41%，滲硼處理能有效提高H13鋼的耐高溫磨損性能，尤其是經過高能噴丸獲得的滲硼層耐高溫磨損性能更優越。

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收修改稿日期：2017- 04- 05

StudyonKineticofDouble-stagePackingBoridingandWearResistanceatElevatedTemperatureforH13Steel

Shi Liangcai1Wu Xiaochun2Yao Jie1Yang Haopeng1,2Chen Wanghai1

(1. Ningbo Heli Mould Technology Shareholding Co., Ltd., Ningbo Zhejiang 315700, China; 2. School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072, China)

High- energy shot peening(HESP) and then double- stage pack boriding for H13 steel were carried out. The cross- sectional morphologies of the borided samples were observed by using SEM. The phase composition of the borided samples was investigated by XRD. The friction and wear tests at an elevated temperature were carried out for the samples borided and not borided. The experimental results showed that nano- sized surface layer of H13 steel was fabricated by HESP. The Fe2B monophase layer were detected on the samples subjected to and not subjected to HESP after double- stage pack boriding. As compared to the polished specimen after double- stage pack boriding, the borided layer thickness of HESP specimen increased by 30%, and the micro- hardness of borides of HESP specimen increased by 100 HV0.1, meanwhile the calculated diffusion activation energy of HESP specimen reduced by 33 kJ/mol in the same experimental condition. Furthermore, when compared to that of the sample without being borided, the wear rates at an elevated temperature of borided specimen subjected to and not subjected to HESP can be decreased by 41% and 25%, respectively. Due to the high hardness at elevated temperatures and excellent oxidation resistance of borided layer, the wear resistance at elevated temperatures of H13 steel subjected to double- stage pack boriding was improved remarkably.

high- energy shot peening，double- stage pack boriding，diffusion activation energy，wear resistance at elevated temperature

楊浩鵬，男，博士，主要從事模具鋼及其表面處理研究工作，Email: hpyang1993@163.com

上海市重點學科建設項目資助(S30107)

施良才，男，高級工程師、高級經濟師，主要從事模具鋼的研究