不同滲氮溫度的奧氏體不銹鋼滲層組織及性能的對比分析

劉蘭蘭，張道達，吳孝泉

(1江西省機械科學研究所，江西 南昌 330002；2 江西制造職業技術學院，江西 南昌 330095)

眾所周知，奧氏體不銹鋼具有優異的耐蝕性、韌性和可加工性。因此，奧氏體不銹鋼作為現代工業必不可少的工程材料被廣泛應用于各個領域，如石油化工、食品加工、醫療器械、航天航空、核工業等等，其產量約占每年世界不銹鋼總產量的2/3[1-5]。但由于奧氏體不銹鋼硬度很低(HV<250)、耐磨性極差，大多數奧氏體不銹鋼零部件即使在低載荷作用下也會由于嚴重磨損而過早失效[6-8]。再者，奧氏體不銹鋼不能像一般鋼鐵材料通過相變熱處理進行強化，這就大大影響了奧氏體不銹鋼的使用壽命和應用范圍[9-10]。但奧氏體不銹鋼表面具有很高的加工硬化指數和良好的被改性響應性。因此近年來許多學者致力于奧氏體不銹鋼材料的表面強化研究。很多學者研究認為，低溫(≤500℃)條件下進行離子滲氮既可以提高耐磨性又可以保持其耐腐蝕性[11-15]。作者在此基礎上，選用四個溫度分別對奧氏體不銹鋼進行離子滲氮，并同時通入氬氣/甲烷(9:1)混合氣體。通過對比分析四種滲氮溫度下奧氏體不銹鋼的滲層組織及性能，從而得出在低溫滲氮條件下，隨著滲氮溫度的升高，滲氮層組織結構及性能的變化規律。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗材料采用的316L奧氏體不銹鋼，其成分如表1所示。

表1 試驗用316L奧氏體不銹鋼的化學成分 wt.%

1.2 實驗方法

本實驗采用的離子滲氮表面處理技術，離子滲氮設備為LDMC-100AZ全自動離子滲氮爐，氣氛為氨氣、氬氣及甲烷的混合氣體。具體工藝如表2所示：離子滲氮保溫溫度分別350℃、400℃、450℃和500℃，保溫時間均為5h，升溫段(80℃以上)氨氣與氬氣+C4H4混合氣體的比例是1:1，在保溫期間則采用10:1和5:1的比例交替進行。試樣尺寸為：20 mm×20mm×5mm。滲氮前試樣未作拋光處理，存在完整的氧化膜。

表2 316L奧氏體不銹鋼離子滲氮工藝參數

離子滲氮試驗完成后，采用JEOL JSM-7600F場發射掃描電子顯微鏡(SEM)和能譜儀(EDS)對試驗后的試樣表層進行組織形貌觀察和成分分析。采用Shimadzu XRD-6000 X射線衍射儀對試驗后的樣品進行物相分析。利用HVS-1000Z 型顯微維氏硬度計進行滲氮層顯微硬度檢測。采用Axio Image金相顯微鏡觀察截面組織形貌，并測量滲氮層厚度。采用Princeton Applied Research 263A電化學工作站測試滲氮樣品的極化曲線和 Mott-Schottky曲線，試樣為工作電極，輔助電極為鉑電極，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)，溶液為3.5% Na Cl溶液。

2 結果與討論

2.1 滲氮層金相結構及硬度分析

圖1給出了不同滲氮溫度的試樣金相圖片。可看出經過350℃(1號試樣)和400℃(2號試樣)滲氮5h后，1號試樣的滲氮層厚度約為5μm，2號試樣的滲氮層厚度約為2μm左右。但兩者的滲氮層形態相同，滲氮層和不銹鋼基體之間都有一條黑色的分界層。從顏色上看，滲氮層顏色深度和基體顏色接近，為灰色，但兩者之間的分界層卻是呈現深黑色。也就是說，滲氮層的耐腐蝕性能和基體相近，但是兩者之間的分界層的耐腐蝕性能較差。經過450℃滲氮5h后(3號試樣)，滲氮層厚度達到了6μm，顏色深度也和基體相近。滲氮層和基體之間的分界層寬度約為2.5μm，顏色依然呈現深黑色。經過500℃滲氮5h后的試樣，其滲氮層厚度達到了約17μm，顏色比基體顏色深一些，呈現較深的灰色。滲氮層和基體之間的分界層的寬度達到了4μm以上，形狀呈現波浪形，顏色也不再是黑色，而是接近滲氮層的顏色，即深灰色。也就是說，經過500℃滲氮5h后，其滲氮層耐腐蝕性能弱于基體，但其滲氮層和基體之間的分界層的耐腐蝕性能比1、2和3試樣的分界層的耐腐蝕性能有了較大幅度的提高。通過以上分析可得出以下結論：400℃以下滲氮時，滲氮層厚度先增加后減少，400℃左右滲氮時滲氮層最薄。400℃以上滲氮，滲氮層逐漸增厚，隨著溫度的升高，滲氮層厚度增加較快。450℃以下滲氮，其滲氮層耐腐蝕性能較強，但分界層的耐腐蝕性能較差。450℃以上滲氮時，滲氮層耐腐蝕性能逐漸降低，分界層的耐腐蝕性能逐漸提高。隨著滲氮溫度升高分界層的厚度逐漸增大。

(1)滲氮溫度為350℃

圖2為不同溫度滲氮試樣的硬度變化曲線，從中可以明顯看出，1號試樣表面硬度最低，約為780HV，2號試樣表面硬度明顯提高，約為860HV左右，3號試樣的表面硬度最高，約為1070HV左右。4號試樣的表面硬度又大幅度降低，約為800左右。

圖2 不同溫度滲氮的試樣的硬度變化曲線

2.2 掃描電鏡結構分析

從圖3中的不同溫度滲氮的滲氮層SEM圖片上可以看出。滲氮層的厚度變化規律和金相圖片揭示的變化規律一樣。從分界層的亮度上來看，1號試樣亮度最大，4號試樣亮度最暗，呈現模糊灰色。3號試樣的亮度和滲氮層接近。1-4號試樣，分界層的亮度呈現逐漸變淡趨勢。這可能是因為，在較低溫度滲氮時，分界層原子擴散不充分，組織缺陷較多，均勻性較差，導致電阻率大，導電性能差，從而使得分界層在掃描電鏡下反射電子能力較強。隨著溫度的升高分界層組織均勻性變好，所以導電性能也變好，反射電子的能力也就變弱。這個規律和金相圖片中反映的分界層耐腐蝕規律相符合。起到了相互印證的作用。從圖中可以看出3號試樣的滲氮層和分界層的均勻性最好，而4號試樣的滲氮層厚度雖然最厚，但是其滲氮層存在明顯的微裂紋和析出物，均勻性也較差，并且分界層呈漸變性的模糊不清。

(1)滲氮溫度為350℃

2.3 XRD分析

圖4為不同溫度滲氮的試樣表面XRD對比圖，從圖中可以看出γN相(S相)和Fe3N相的峰值隨著滲氮溫度的不同，有明顯的變化。350℃滲氮時，其峰值最弱，其次是500℃滲氮，再其次是400℃滲氮，峰值最高的是450℃滲氮。這個變化規律和硬度的變化規律完全吻合。此外，試樣1的XRD圖中，出現較強的CrN衍射峰，同時又存在Cr2N的衍射峰。試樣2和4中只有Cr2N的衍射峰，沒有CrN衍射峰。而試樣3中又出現較弱的CrN衍射峰，但Cr2N的衍射峰卻完全消失。這個現象說明在較低溫度下滲氮，S相不易形成，而CrN較容易形成，在高溫下，S相容易形成，而CrN相完全消失。從圖5中可以看出，隨著滲氮溫度的升高，衍射峰依次呈小角度的左移，而且衍射峰的寬度也逐漸變窄。這個說明隨著溫度的升高，S相的過飽和度逐漸升高的，晶格畸變也越來越嚴重。綜合分析，以上現象說明，S相的形成和分解是一個動態過程，兩者同時進行。溫度較低時，S相的形成速度大于其分解速度，但是由于溫度較低，S相的形成速度和分解速度均較慢，而且N的擴散速度也較慢，從而導致試樣表面S相的過飽和度較低，硬度偏低。當溫度達到450℃左右時，S相的形成速度和分解速度差值基本達到最大，并且兩者的速度均較快。而且由于溫度較高，S相中會有更多的N原子成為其間隙原子，導致S相晶格畸變更加嚴重，此外，N原子向基體內部的擴散速度也較快，使得從S相中析出的N原子較快的擴散到基體內部，避免在試樣表面形成過多的Cr2N和CrN，降低試樣表面的耐腐蝕性能。具體表現為，其S相峰值較高，試樣的表面硬度較高，表面的組織均勻性較好。當溫度達到500℃時，雖然N的擴散速度又很快，并且S相的形成速度和其分解速度也很快，但S相的形成速度和分解速度的差值卻明顯縮小，從而導致，試樣表面的S相相對含量降低，硬度降低，并且滲氮層厚度明顯增厚。

2θ/(°)

2θ/(°)

2.4 電化學阻抗試驗及分析

從圖6的極化曲線和表3的參數表上可以看出，3號試樣的的腐蝕點位先低后高，抗腐蝕性能逐漸變好，這是因為，3號試樣在滲氮前期，在氬氣的高速轟擊下，表層的氧化膜被嚴重破壞，從而大大加速了氮原子的滲入速度，從而使得次表層形成較多的S相(如圖4和圖3所示)，而最外層卻形成了一次薄薄的疏松層(被離子弧破壞的氧化膜殘留層)，從而使得腐蝕點位先低后高。而1號和2號試樣出現微弱的鈍化區，說明其表面有少量多余的Cr存在，形成了微弱的鈍化膜，但是隨著電位的增高，其電流增大較快，抗腐蝕性能明顯下降，特別是1號試樣。3號和4號試樣雖然沒有出現明顯的鈍化區，但隨著電位的增高3號試樣的電流增加最慢，4號試樣的電流出現明顯的起伏，最終4號試樣末端的曲線基本和3號試樣的曲線重合。但在這過程中，4號試樣的電流基本均高于2號試樣的電流。綜合分析，以上現象可能是因為3號試樣和4號試樣的耐腐蝕性能完全依靠S相，沒有多余的Cr形成鈍化膜，但是由于4號試樣表面存在微裂紋和析出物，而且S相相對量也較少，導致不同的電位，其抗腐蝕性能有明顯的波動。而2號試樣表面S相均勻性好，沒有明顯的缺陷，所有其曲線平緩，抗腐蝕性能也較好。

E/V

表3 陽極極化參數表

3 結論

(1)經過450℃離子滲氮5h的316L奧氏體不銹鋼試樣，其硬度最高，耐腐蝕性最好，滲氮層和分界層綜合性能最好

(2)經過500℃離子滲氮5h的316L奧氏體不銹鋼試樣，其滲氮層存在明顯微裂紋和析出物，顯著地降低了其耐腐蝕性能和硬度。

(3)316L奧氏體不銹鋼在300℃～500℃滲氮時，隨著溫度的升高，其表面S相的過飽和度逐漸升高的，晶格畸變也越來越嚴重，同時分界層的組織均勻性和耐腐蝕性能均逐漸變好。