程 茹， 田 勇， 宋超偉， 王昊杰

(1. 東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 遼寧 沈陽(yáng) 110819；2. 沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院， 遼寧 沈陽(yáng) 110870)

奧氏體不銹鋼具有良好的耐蝕性、耐熱性和加工性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天、醫(yī)療衛(wèi)生、機(jī)械化工等領(lǐng)域。但因奧氏體不銹鋼表面硬度低、耐磨性較差，嚴(yán)重縮小了其應(yīng)用范圍。目前奧氏體不銹鋼的表面強(qiáng)化技術(shù)主要以滲碳[1-4]、滲氮[5-8]和氮碳共滲[9-11]為主。在滲碳或氮過(guò)程的開(kāi)始階段，奧氏體不銹鋼表面與爐內(nèi)氣氛碳或氮?jiǎng)菹嗖钶^大，導(dǎo)致活性碳或氮原子首先吸附到金屬表面，然后向心部擴(kuò)散并固溶到奧氏體晶格間隙中，形成過(guò)飽和固溶體，即膨脹奧氏體(γc)，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化，顯著提高奧氏體不銹鋼的表面硬度。

不同于其他低合金碳鋼，奧氏體不銹鋼表面存在一層致密的富鉻氧化膜，阻礙了外界介質(zhì)和奧氏體不銹鋼表面的接觸。因此奧氏體不銹鋼在常規(guī)滲碳處理前必須采用合適的預(yù)處理，以去除材料表面的鈍化膜。真空低壓滲碳處理采用高溫處理技術(shù)破壞奧氏體不銹鋼表面的鈍化膜，滲速明顯提高，工藝周期顯著減小。根據(jù)不同的預(yù)期滲層深度，其工藝周期相對(duì)于常規(guī)可控氣氛滲碳處理可以縮短20%～50%[12]。本研究采用真空低壓滲碳技術(shù)對(duì)304和316L奧氏體不銹鋼進(jìn)行表面改性，探究該工藝對(duì)奧氏體不銹鋼表面滲碳層的顯微組織以及力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為304和316L奧氏體不銹鋼，其主要化學(xué)成分見(jiàn)表1，試樣尺寸為10 mm×10 mm×5 mm，表面用砂紙磨至光亮且無(wú)明顯劃痕，并放入超聲波清洗儀中清洗干凈后吹干待用。

表1 304和316L奧氏體不銹鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 試驗(yàn)方法

利用真空低壓滲碳技術(shù)，對(duì)304和316L奧氏體不銹鋼在750 ℃下進(jìn)行2.6 h的滲碳處理后，迅速油冷。采用400～1500目的砂紙對(duì)滲碳試樣剖面進(jìn)行研磨并用粒度為2.5 μm的金剛石拋光膏進(jìn)行機(jī)械拋光。隨后用腐蝕劑(50 mL HNO3+25 mL HCl+25 mL H2O)對(duì)試樣剖面進(jìn)行金相腐蝕。借助奧林巴斯光學(xué)顯微鏡(BX53M)對(duì)兩種奧氏體不銹鋼的滲碳層深度進(jìn)行對(duì)比，利用掃描電鏡(Crossbeam550)及其配備的能譜儀觀察滲碳層的顯微組織，并分析滲碳層中碳化物的形狀、成分及分布。結(jié)合Thermo-Calc熱力學(xué)軟件模擬和X射線衍射儀(Rigaku Smart Lab，靶材為Cu-Kα，掃描角度為30°～80 °，掃描速度為4°/min)探究滲碳層中的相組成，從而確定奧氏體不銹鋼滲碳層中碳化物的類型。利用顯微硬度計(jì)(FM-700)對(duì)滲碳層進(jìn)行顯微維氏硬度測(cè)試(載荷砝碼為50 g，加載時(shí)間10 s)，每個(gè)試樣的有效硬度值為相同滲層深度不同位置進(jìn)行3次測(cè)量后的平均值。利用Origin軟件對(duì)硬度數(shù)據(jù)進(jìn)行處理，得到滲碳層的硬度梯度變化曲線。

2 結(jié)果與討論

2.1 滲碳層顯微組織

圖1(a，d)分別為304和316L奧氏體不銹鋼經(jīng)750 ℃滲碳2.6 h后的剖面形貌，經(jīng)金相腐蝕后，304和316L奧氏體不銹鋼滲碳層的顏色均比基體暗，與基體有明顯界限，且316L奧氏體不銹鋼滲碳層深度較304鋼深。分析認(rèn)為，滲碳溫度較高，達(dá)到了奧氏體中碳化物形成的溫度區(qū)間，為碳化物的形核和長(zhǎng)大提供了能量，使碳化物在晶界處析出。鉻碳化物的析出降低了奧氏體不銹鋼表面自由鉻原子的含量，在腐蝕液中，貧鉻區(qū)成為陽(yáng)極區(qū)，發(fā)生優(yōu)先溶解，削弱了奧氏體不銹鋼的耐腐蝕性，導(dǎo)致滲碳層腐蝕后變成灰黑色。

圖1(b，c，e，f)分別為圖1(a，b)虛線區(qū)域中碳化物形貌。在圖1(b，e)中，碳化物主要為長(zhǎng)條狀，長(zhǎng)度在1～5 μm之間；在圖1(c，f)中，碳化物主要為短條狀，分布在晶界處，長(zhǎng)度在1～2 μm之間。利用能譜儀分析304和316L鋼中碳化物區(qū)域和基體區(qū)域的主要合金元素含量，兩區(qū)域均選取5個(gè)點(diǎn)后求平均值，如表2所示。通過(guò)對(duì)比基體和碳化物區(qū)域的主要合金元素含量，發(fā)現(xiàn)304奧氏體不銹鋼滲碳層碳化物中碳含量為22.20%～26.18%，較基體提高了3倍以上，鉻含量為27.05%～30.87%，較基體提高了47%以上；而316L奧氏體不銹鋼滲碳后滲層碳化物中碳含量為18.89%～27.20%，較基體提高了1.7倍以上，鉻含量為27.39%～31.82%，較基體提高了56%以上。碳原子和鉻原子的聚集現(xiàn)象證實(shí)了兩種奧氏體不銹鋼滲碳層中皆形成了富鉻碳化物。

表2 304鋼和316L鋼不同區(qū)域中的元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 試驗(yàn)鋼經(jīng)滲碳后的截面形貌(a，d)和碳化物形貌(b，c，e，f)(a～c)304鋼；(d～f)316L鋼Fig.1 Cross-sectional morphologies(a,d) and carbide morphologies(b,c,e,f) of the tested steels after carburizing(a-c) 304 steel; (d-f) 316L steel

圖2 Thermo-Calc計(jì)算所得304和316L奧氏體不銹鋼 滲碳后的平衡相含量Fig.2 Equilibrium phase content of the 304 and 316L austenitic stainless steels after carburizion calculated by Thermo-Calc

2.2 滲碳層中的相組成

通過(guò)Thermo-Calc軟件模擬304和316L奧氏體不銹鋼經(jīng)滲碳后各相含量隨碳含量的變化情況，如圖2所示。發(fā)現(xiàn)經(jīng)750 ℃滲碳2.6 h后，304和316L奧氏體不銹鋼滲碳層隨著含碳量的增加，相組成也在發(fā)生變化，M7C3和M23C6型碳化物相繼析出。當(dāng)碳含量較低時(shí)，基體優(yōu)先析出M23C6型碳化物，當(dāng)碳含量較高時(shí)，則析出M7C3型碳化物。滲碳層中的膨脹奧氏體含量與析出物含量處于動(dòng)態(tài)平衡，當(dāng)膨脹奧氏體含量減少時(shí)，析出碳化物含量相對(duì)增加。此外，相較于304鋼，滲碳后的316L奧氏體不銹鋼中M23C6型碳化物析出的碳含量范圍更大，M7C3型碳化物開(kāi)始析出的碳含量也更高，主要是因?yàn)?16L奧氏體不銹鋼中含有強(qiáng)碳化物形成元素(鉬)，減少了碳在奧氏體中的固溶量[13]，延緩了對(duì)碳含量需求更高的M7C3型碳化物的產(chǎn)生。

圖3為304和316L奧氏體不銹鋼滲碳前后的X射線衍射圖譜，可以看出，未滲碳(UT)的試樣表層只含有奧氏體相(γ)，滲碳后(CT)的試樣表層由膨脹奧氏體相(γc)和Cr23C6碳化物組成。滲碳后奧氏體不銹鋼(111)、(200)和(220)衍射峰均向小角度偏移，且各衍射峰的偏移量不同，衍射峰寬度與基體相比有所增加，并在40°～50°間出現(xiàn)了明顯的Cr23C6碳化物衍射峰，與上文EDS結(jié)果和Thermo-Calc模擬結(jié)果相符。圖4為304和316L奧氏體不銹鋼滲碳前后(111)、(200)和(220)衍射峰2θ角的變化情況。經(jīng)計(jì)算發(fā)現(xiàn)，304奧氏體不銹鋼滲碳后(111)、(200)和(220)衍射峰較基體分別向左偏移了1.72%、1.46%和1.09%；而316L奧氏體不銹鋼滲碳后(111)、(200)和(220)衍射峰較基體分別向左偏移了1.59%、1.13%和0.95%。分析認(rèn)為，一方面因?yàn)樽杂商荚舆M(jìn)入奧氏體晶格間隙中，產(chǎn)生的晶格膨脹是不均勻的，不同方向的彈性模量存在差異，導(dǎo)致不同晶面的偏移量不同；另一方面當(dāng)奧氏體不銹鋼滲碳層中的碳濃度超過(guò)碳原子在奧氏體中的最大固溶量時(shí)，將導(dǎo)致一定碳化物的析出，而碳化物的析出減少了晶格中碳的過(guò)飽和度和畸變能[14]，對(duì)膨脹奧氏體產(chǎn)生壓應(yīng)力；又由于碳化物與膨脹奧氏體(γc)有具體的晶面取向關(guān)系，即碳化物的析出發(fā)生在膨脹奧氏體特定的晶面上[15]，因此碳化物對(duì)不同晶面施加的應(yīng)力有所差異。結(jié)合圖3發(fā)現(xiàn)，304鋼滲碳層中碳化物的衍射峰強(qiáng)度明顯小于316L鋼，表明在滲碳過(guò)程中，316L奧氏體不銹鋼滲碳層中碳化物含量高于304奧氏體不銹鋼，則碳化物對(duì)316L奧氏體不銹鋼中膨脹奧氏體的壓應(yīng)力更大，因此導(dǎo)致了316L奧氏體不銹鋼滲碳后(111)、(200)和(220)衍射峰偏移量均小于304鋼。

圖3 滲碳前后304和316L不銹鋼表層的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of surface layer of the 304 and 316L stainless steels before and after carburizing

圖4 304和316L不銹鋼滲碳前后衍射峰2θ角Fig.4 Diffraction peak 2θ angle of the 304 and 316L stainless steels before and after carburizing

根據(jù)布拉格方程nλ=2dsinθ可知，晶面間距d與入射角θ成負(fù)增長(zhǎng)關(guān)系，衍射峰向小角度偏移說(shuō)明晶面間距增大。滲碳過(guò)程中，自由碳原子在擴(kuò)散過(guò)程中溶入到奧氏體晶格間隙中，使奧氏體晶格產(chǎn)生畸變，導(dǎo)致晶格常數(shù)和晶面間距均增大。由于膨脹奧氏體具有面心立方結(jié)構(gòu)，屬于立方晶系范疇，可利用公式(1)求出不同晶面的晶格常數(shù)：

(1)

式中：dhkl為對(duì)應(yīng)(hkl)晶面的晶面間距，ahkl為對(duì)應(yīng)(hkl)晶面的晶格常數(shù)。

根據(jù)圖3的X射線衍射圖譜，計(jì)算得出304和316L奧氏體不銹鋼滲碳前后各晶面的晶格常數(shù)如圖5所示。304和316L奧氏體不銹鋼滲碳層中，膨脹奧氏體平均晶格常數(shù)分別為0.3645 nm和0.3644 nm，與滲碳前相比分別增加了1.33%和1.14%。因?yàn)?04奧氏體不銹鋼滲碳層中碳化物含量小于316L鋼，所以碳化物對(duì)奧氏體晶格產(chǎn)生的壓應(yīng)力較小，則304奧氏體不銹鋼滲碳層中膨脹奧氏體的晶格常數(shù)增量較316L鋼大。此外，滲碳后奧氏體不銹鋼衍射峰變寬表明了滲碳層中有微應(yīng)變產(chǎn)生且缺陷密度較高[16-17]，這也將導(dǎo)致滲碳后奧氏體不銹鋼表面硬度的增加。

圖5 304和316L不銹鋼滲碳前后的晶格常數(shù)Fig.5 Lattice constants of the 304 and 316L stainless steels before and after carburizing

2.3 滲碳層硬度分布

圖6為304和316L奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)750 ℃滲碳2.6 h后的截面硬度曲線。觀察發(fā)現(xiàn)，兩試驗(yàn)鋼滲碳層硬度皆隨著深度的增加呈降低趨勢(shì)。其中滲碳后的304和316L奧氏體不銹鋼表面硬度分別達(dá)到了680 HV0.05和720 HV0.05，較基體硬度均提高了2倍以上。真空滲碳處理使自由碳原子吸附在奧氏體不銹鋼表面后，擴(kuò)散到奧氏體晶格中產(chǎn)生晶格畸變，導(dǎo)致奧氏體不銹鋼表面發(fā)生固溶強(qiáng)化，進(jìn)而提高了奧氏體不銹鋼的表面硬度，上文X射線衍射圖譜及奧氏體不銹鋼滲碳前后晶格常數(shù)的變化也證實(shí)了該現(xiàn)象。

圖6 滲碳后304和316L不銹鋼的截面硬度曲線Fig.6 Hardness curves of cross section of the 304 and 316L stainless steels after carburizing

根據(jù)GB/T 9451—2005《鋼件薄表面總硬化層深度或有效硬化層深度的測(cè)定》對(duì)有效硬化層定義：從試樣表面到大于基體硬度50 HV0.05處的垂直距離為有效硬化層深度。觀察硬度曲線發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過(guò)750 ℃滲碳2.6 h后，304和316L奧氏體不銹鋼的有效硬化層深度分別為49 μm和58 μm，滲碳后316L奧氏體不銹鋼的有效硬化層深度明顯大于304鋼，該結(jié)果也與圖1中光學(xué)顯微鏡的觀察結(jié)果相一致。分析認(rèn)為，一方面當(dāng)表層含碳量達(dá)到一定量時(shí)，鋼中原始含碳量越高，滲碳層的濃度梯度就越小，驅(qū)動(dòng)力越小，導(dǎo)致滲速減小，在相同的滲碳時(shí)間里，形成的滲碳層就越淺[18]；而316L奧氏體不銹鋼的原始碳濃度小于304鋼，所以在相同滲碳條件下，其滲碳速率更高，滲碳層也更深；另一方面是由于Mo原子半徑較之C、Fe、Cr和Ni原子大，周圍會(huì)產(chǎn)生大量間隙，讓更多的碳原子溶入到奧氏體晶格中，形成更深的滲碳層。同時(shí)鉬原子可以加寬奧氏體晶格的八面體間隙點(diǎn)，擴(kuò)展碳原子的擴(kuò)散路徑，增強(qiáng)碳的過(guò)飽和程度，進(jìn)而增加其有效硬化層深度以及硬度[19]。因此綜合上述原因，316L奧氏體不銹鋼滲碳后的表面硬度和有效硬化層深度均大于304不銹鋼。

3 結(jié)論

1) 經(jīng)過(guò)750 ℃真空低壓滲碳處理后，304和316L奧氏體不銹鋼晶格常數(shù)分別增加了1.33%和1.14%，表面硬度較基體硬度提高了2倍以上，分別為680 HV0.05和720 HV0.05，滲碳層由膨脹奧氏體和分布于晶界處的條狀Cr23C6組成。

2) 316L奧氏體不銹鋼滲碳后的表面硬度及有效硬化層深度均大于304鋼，因?yàn)?16L奧氏體不銹鋼不僅原始碳含量低、滲速快，在相同的滲碳時(shí)間里，滲碳層更深，而且鋼中的鉬原子增加了C在奧氏體中的溶解度，擴(kuò)展了碳原子的擴(kuò)散路徑，增加了碳的過(guò)飽和度。

3) 晶格膨脹的不均勻性及碳化物與膨脹奧氏體間存在具體的取向關(guān)系是導(dǎo)致304和316L奧氏體不銹鋼滲碳后(111)、(200)和(220)衍射峰偏移量不同的重要原因。