钒对高铬合金铸渗层组织与性能的影响

岳建国，刘汪洋，陈 冲，魏世忠，刁晓刚

（1.河南科技大学 材料科学与工程学院，河南 洛阳 471003；2.河南科技大学 金属材料磨损控制与成型技术国家地方联合工程研究中心，河南 洛阳 471003；3.中信重工洛阳重铸铁业有限责任公司，河南 洛阳 471003）

铸渗技术是在铸型特定位置涂覆合金涂层，利用熔融金属的余热和凝固时的结晶潜热，使合金涂层在铸件表面形成一层具有特殊性能复合层的技术[1]。铸渗技术源于涂覆铸造工艺，首先由美国人Davis在1913年提出，直到20世纪70年代国内外才对铸件表面合金化开始进行研究[2-3]。目前常用的铸渗工艺主要有普通砂型铸渗工艺、V-EPC铸渗工艺、压力铸渗工艺以及离心铸渗工艺等[4-7]。基体材料主要有中高碳钢、高铬铸铁。铸渗复合材料既可以选择Ti、V、Ni、Cr等金属为主的合金，亦可以选择SiC颗粒、WC陶瓷颗粒、ZTA等非金属。铸渗技术使铸件成型和表面强化同时进行，与辉光离子渗氮、激光表面改性[8-9]等二次表面强化技术相比，其突出优势在于无需额外增加专业设备，工序简单，生产周期短，成本低廉，耗能较少[10]。

钒作为一种强碳化物元素不仅可以细化钢铁材料的组织和晶粒，还能够提高晶粒粗化的温度，同时能够形成MC型碳化钒硬质相，从而提高钢的显微硬度、韧性以及综合性能[11]。魏世忠等[12-13]研究了35CrMo钢表面高钒合金铸渗层的组织和性能。王西[14]研究了高钒高耐磨合金铸渗层制备及耐磨性能，铸渗复合层耐磨性与基体相比最高提高了2.86倍。徐流杰等[15]研究了ZG310-570表面高钒高耐磨合金层的磨粒磨损性能和冲击磨损性能，分别是BTMCr20钢的1.6倍和1.26倍。魏毅等[16]研究了Cr含量对铸渗层组织及性能的影响，研究表明，当铸渗合金粉末中Cr含量为60%时，菊花状弥散分布的Cr7C3型碳化物明显增多，铸渗层耐磨性能最佳，是基体的1.7倍。

本研究通过配制不同含钒量的高铬合金粉末，在ZG45钢基体表面形成一定厚度的铸渗层，研究了不同含钒量对铸渗层组织和耐磨性能的影响。

1 试验方法

1.1 铸渗层的制备

基体材料为ZG45钢，采用V铸渗工艺制备铸渗层。以60目（～250μm）的高钒铁粉（50wt%V）、高碳铬铁粉、纯铁粉作为铸渗剂原料，在φ300 mm球磨机中混合30 min。铸渗合金粉末中钒含量质量分数分别为0%、3%、6%和9%，具体成分配比见表1。

表1 铸渗剂的合金元素成分（质量分数，%）Table 1 Alloying element composition in the casting penetrants（mass fraction，%）

本试验试块制备工艺见图1，试块总厚55 mm，铸渗合金层涂覆厚度5.5 mm。粘结剂采用聚乙烯醇缩丁醛，为了便于与合金粉末充分混合，使用前将无水乙醇和聚乙烯醇缩丁醛按照质量比2:1进行混合。在铸渗合金粉末中加入粉末质量5%的粘结剂进行充分混合，涂覆在消失模凹槽内，待充分硬化后在试块表面涂刷消失模专用涂料，并低温烘干。采用40 kg中频感应炉熔炼ZG45钢，由于铸渗合金粉末对钢液具有激冷作用，且试块的总体蓄热量较小，因此浇注温度应适当提高，实际浇注温度为1650℃。冷却后得到铸渗试块，随后采用空淬+低温回火对试样进行热处理。

图1 铸渗试块制备工艺Fig.1 Casting infiltration specimen preparation process

1.2 试验方法

所用试样采用线切割的方式加工，在铸渗层表面沿着垂直于表面的方向切取。采用QSN750直读光谱仪对φ15 mm×15 mm试样铸渗层的化学成分进行分析；切取尺寸为10 mm×10 mm×15 mm试样进行打磨抛光，并使用体积分数为4%硝酸酒精进行腐蚀，使用JSM-5610LV钨灯丝扫描电镜（SEM）观察试样铸渗层和结合界面的显微组织，并利用能谱仪（EDS）分析铸渗层各相成分。在铸渗复合层中切取尺寸为10 mm×10 mm×3 mm的铸渗层并打磨抛光，采用D8型X射线衍射仪（XRD对铸渗复合层的相组成进行分析。采用HR-150A洛氏硬度计对热处理前后铸渗层的硬度进行检测，测试前需先用标准样块对洛氏硬度计进行校准，每个试样在距铸渗层表面2 mm处测量5组数据，并计算平均值。使用MLD-10型冲击磨损试验机检测热处理后铸渗层的抗冲击磨损性能。冲击试验机锤头重量为10 kg，设置的冲击功为2 J。冲击磨损试样的尺寸为10 mm×10 mm×25 mm，每隔5 min测试一次，共测试4次。

2 试验结果及分析

2.1 铸渗层的化学成分

采用QSN750直读光谱仪对φ15 mm×15 mm试样铸渗层宏观化学成分进行分析，每个试样检测3次后取平均值，铸渗层化学成分见表2。由表2可以看出，铸渗层中C、Cr和V元素含量稀释为铸渗合金粉末的1/3左右。

表2 铸渗层实际化学成分（质量分数，%）Table 2 Actual chemical composition of the casting infiltration layers（mass fraction，%）

2.2 热力学计算

JMatPro是一款功能强大的材料特性仿真计算软件，能够用于计算各种金属和合金的多种特性。为了了解和预测铸渗层组织中的物相组成，使用JMatPro软件计算了4号试样铸渗层在600℃条件下平衡组织的物相组成，见图2。由图2可知，4号试样在600℃时平衡组织中MC型碳化物的含量仅为2.83wt%。

图2 JMatPro软件计算的600℃时4号试样铸渗层中相的组成Fig.2 Phase composition in casting infiltration lager of the No.4 specimen at 600℃calculated by JMatPro

2.3 铸渗层铸态组织

铸渗合金粉末依靠树脂的粘结作用形成以合金颗粒为骨架的涂覆层，颗粒之间存在大量孔隙。浇注时，高温ZG45钢液的烘烤作用使合金粉末中的树脂气化挥发，同时钢液渗入孔隙并包裹合金粉末，钢液的余热和结晶潜热使合金粉末完全熔化，钢液和铸渗层分别凝固，最终在钢基体表面形成一定厚度的铸渗层。钢液和熔化后铸渗层之间发生元素扩散，两者之间形成冶金结合界面。

图3为铸渗试样铸渗层铸态XRD分析结果。未添加钒时，室温下试样铸渗层的铸态组织由α-Fe和Cr7C3型碳化物组成。结合热力学计算数据可知，添加钒后由于VC的含量较少，VC的衍射峰很微弱，铸渗层的铸态组织主要由α-Fe、Cr7C3和微量的VC组成。

图3 铸态试样铸渗层的XRD分析结果Fig.3 XRD analysis results infiltration layers of the as-cast casting specimen

图4所示为1～4号试样铸渗层铸态显微组织SEM图。根据XRD分析结果可知，铸渗层铸态组织由初生α-Fe基体和晶界处的共晶组织组成；随V含量的增加，晶粒逐渐细化，且共晶组织逐渐增多。图5（a）为4号试样铸渗层的显微组织SEM图以及对应点的EDS分析结果，铸渗层主要由基体和网状共晶组织组成。由图5（b，c）可知，A点EDS结果中V含量为47.33at%，C含量为46.26at%；B点EDS结果中C含量为37.50at%，Cr、Fe、V含量之和为62.50at%。结合XRD分析结果，可知A点对应的相为VC，B点对应的相为Cr7C3，且Cr7C3中固溶了一定量的Fe和V，说明4号试样铸态组织中共晶组织为α-Fe+Cr7C3+VC。V和Cr同为第四周期元素，原子序列分别为23和24，C和Cr原子的3d亚层的电子数分别为3和4，因此V和C的亲和力大于Cr与C的亲合力。通常情况下，C的原子半径与金属原子半径的比值RC/RM<0.59时形成简单点阵化合物[17]；而C的原子半径与V原子半径的比值RC/RV=0.57，且V/C化学成分比值很小，因此在本研究中钒与碳的化合物主要为MC型VC。

图4 试样铸渗层铸态的SEM图Fig.4 SEM images of casting infiltration layers of the spcimens

图5 4号试样铸渗层的EDS分析Fig.5 EDSanalysis of casting infiltration layer of the specimen No.4

2.4 结合界面组织

基体ZG45钢的表面形成了一层厚度约10 mm的

铸渗合金层。图6为3、4号试样的SEM形貌和铸渗层与基体界面处不同元素的线扫描图。如图6（a，c）所示，左侧为铸渗层，右侧为基体。铸渗层与基体结合良好，存在一层过渡层，无明显裂纹、气孔、夹渣等铸造缺陷。由图6（b，d）可以看出，铸渗层和ZG45钢基体之间存在50～100μm的过渡层，过渡层自左向右各元素呈梯度分布。C、Cr、V 3种元素含量逐渐降低，表明合金元素自铸渗层向ZG45钢基体发生了扩散，而Fe自ZG45钢向铸渗层发生了扩散。由于铸渗层厚度由原始的5.5 mm形成约10 mm铸渗层，合金元素的浓度被稀释，铸渗层中钒含量较少，但在界面线扫描分析中V依然有自铸渗层向基体扩散的现象。

图6 铸渗层与基体界面SEM图和EDS线扫描分析Fig.6 SEM images and EDSanalysis of the interface between the casting infiltration layer and the matrix

为了进一步观察铸渗层和基体组织中各合金元素的分布，使用EDS能谱仪对4号试样结合面两侧进行面扫描分析，见图7。图7（a）为4号试样的SEM图，图7（b～e）分别为Fe、C、Cr、V在界面两侧的分布情况。可以看出，Fe主要集中在基体和铸渗层α-Fe中，Cr、C、V主要分布在过渡层和铸渗层中，碳化物集中区域Cr、C、V的含量更高，共晶组织中弥散分布着含钒量很高的团球状VC。通过面扫图与SEM图对比可以看出，C、Cr、V的分布与碳化物的分布高度重合，共晶组织由α-Fe+Cr7C3+VC组成。

图7 4号试样界面处的SEM图和元素EDS面扫描分析Fig.7 SEM image and EDSsurface scanning analysis at interface of the specimen No.4

2.5 铸渗层热处理态组织

热处理可以改善铸态组织，消除铸态组织应力，提高铸件的硬度、韧性和耐磨性。本研究铸渗层接近高铬铸铁，因此采用空淬+低温回火对试样进行热处理，热处理工艺见图8。

图8 热处理0工艺曲线Fig.8 Heat treatment process

热处理后试样铸渗层组织如图9所示，铸渗层组织的α-Fe基体中析出大量二次碳化物。铸渗层虽然在铸造过程中发生了合金粉末的熔化，由于合金粉末涂层对金属液的激冷作用使铸渗层快速凝固，导致大量碳化物来不及析出长大，合金元素固溶于α-Fe基体中。热处理过程中，铸态共晶组织逐渐聚集长大，并且在铸渗层基体中有一定数量颗粒状的二次碳化物析出，并且析出的颗粒状二次相的数量随着钒含量的增加而增加。4号试样中白色颗粒状析出物的EDS分析结果如图10所示。从EDS分析数据可看出，主要有碳、铬、铁和钒，可判断白色颗粒为Cr7C3二次析出物。

图9 热处理后试样铸渗层的SEM图Fig.9 SEM images of casting infiltration layer of the specimens after heat treatment

图10 热处理后4号试样铸渗层中二次碳化物的EDS分析Fig.10 EDSanalysis of secondary carbides in casting infiltration layer of the specimen No.4 after heat treatment

2.6 铸渗层硬度

不同V含量试样热处理前后铸渗层的洛氏硬度见图11，铸渗层热处理前硬度均在40 HRC左右，随着V含量的增加，硬度有所增加。热处理后4个试样的铸渗层硬度都有不同程度的升高，其中3、4号试样热处理后超过60 HRC，4号试样硬度最大，达到65.2 HRC。这是由于热处理时有大量的二次碳化物在晶内析出，显著增加铸渗层的硬度。随着V含量的增加，铸渗层的硬度逐渐增加，主要是由于V对基体的固溶强化和VC的逐渐增多造成，V含量对热处理后二次硬化的影响显著。

图11 热处理前后铸渗试样的洛氏硬度Fig.11 Rockwell hardness of the cast specimens before and after heat treatment

2.7 铸渗层冲击磨损性能

图12为不同V含量铸渗层试样随冲击时间的磨损累计量情况。可以看出，不同试样铸渗层冲击磨损量随着V含量的增加而减少，V含量为2.97wt.%时的4号试样铸渗层的抗冲击磨损性能最好，耐磨性是未添加V的铸渗层1.48倍。随着冲击时间的增加，试样磨损速率有所降低，这是由于铸渗层在冲击作用下产生硬化现象，其抗冲击磨损性能均有所增强。

图12 不同V含量试样铸渗层冲击磨损量随冲击时间变化Fig.12 Impact wear mass loss curves of the casting infiltration layer with different vanadium contents with impact time

图13为不同V含量铸渗层冲击磨损后的表面形貌。冲击磨损面主要以切削犁沟、疲劳剥层和剥落坑为主，并有少量微小的凿坑。疲劳剥层和剥落坑是在反复冲击作用下试样表面产生的应力不断累积，当应力超过材料的疲劳强度时就会在铸渗层表面形成疲劳剥层和剥落坑。由于物料硬度高，当物料在冲击力作用下产生垂直于冲击力方向的位移时形成切应力，就会在铸渗层表面形成切削犁沟；随着冲击的不断发生，磨损面由于局部组织脆化以及强度下降，无法抵抗磨料的入侵，在这些部位形成凿坑。V的加入在铸渗层组织中形成团球状碳化钒，并细化了铸渗层的晶粒，从而提高硬度和强度；V含量越高，碳化V含量越高，对组织的强化作用也明显。由13（a～d）可以看出，随V含量增加，切削犁沟、疲劳剥层和剥落坑的数量和尺寸明显减少。

图13 试样铸渗层的冲击磨损表面形貌Fig.13 Impact wear surface morphologies of casting infiltration layers of the specimens

3 结论

1）铸渗层平均厚度在10 mm左右，铸渗层与基体之间形成了厚度50～100μm的过渡层，界面结合良好，过渡层内各合金元素成梯度分布，C、Cr、V自铸渗层向基体发生了扩散，铸渗层内C、Cr、V的分布与碳化物的分布高度重合。

2）含V高铬铸铁铸渗层组织主要由α-Fe基体与α-Fe+M7C3+VC共晶组织组成。共晶组织在整个空间在晶间呈网状分布，随着V含量的增加，共晶组织逐渐细化，碳化物含量增加，VC含量也增加。

3）热处理后有大量的二次碳化物在晶内析出，显著提高铸渗层的硬度。随着V含量的增加，铸渗层的硬度逐渐增加，主要是由于V对基体的固溶强化和VC含量逐渐增多造成。铸渗层中V含量为2.97%时，硬度最高，达到65.2 HRC。

4）随着铸渗层中V含量增加，热处理后二次硬化效果显著提高，抗冲击磨损性能逐渐提高。V含量2.97%的铸渗层耐磨性是未添加钒的铸渗层的1.48倍。