伍翠蘭, 陳興巖，王 津, 洪 悅,田 磊

(湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 湖南 長(zhǎng)沙 410082)

氣體滲氮及后續(xù)回火工藝對(duì)2Cr13鋼滲氮層的影響

伍翠蘭*, 陳興巖，王 津, 洪 悅,田 磊

(湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 湖南 長(zhǎng)沙 410082)

利用X射線衍射儀、掃描電鏡、透射電鏡、維氏顯微硬度計(jì)、摩擦實(shí)驗(yàn)機(jī)、彎曲實(shí)驗(yàn)和浸泡腐蝕實(shí)驗(yàn)探究了氣體滲氮工藝對(duì)2Cr13鋼滲氮層的微觀組織結(jié)構(gòu)和性能的影響.結(jié)果表明：隨滲氮溫度、時(shí)間的增加，滲氮層的總厚度增加，但是表面疏松層也增加.500 ℃滲氮的擴(kuò)散層組織主要由含有大量位錯(cuò)及位錯(cuò)胞的馬氏體和高密度的納米CrN析出相組成；納米CrN析出相彌散分布在晶內(nèi)和位錯(cuò)胞的界面上，位錯(cuò)胞界面上的CrN顆粒數(shù)量多且尺寸略大；板條馬氏體晶界析出了ε-Fe2-3N或者(Cr,Fe)2N析出相.當(dāng)滲氮溫度升高至550 ℃時(shí)，馬氏體本身發(fā)生了回復(fù)，CrN以薄片形式析出，使擴(kuò)散層組織呈現(xiàn)為由α-Fe和CrN組成的片狀珠光體形態(tài).2Cr13鋼氣體滲氮表面硬度隨滲氮溫度的升高先升高后下降，在500 ℃達(dá)到峰值硬度(1 274 HV0.5).450 ℃ 和 500 ℃滲氮擴(kuò)散層的硬度可高達(dá)1 300 HV0.1以上，但是隨滲氮溫度進(jìn)一步升高而明顯降低.500 ℃/5 h氣體滲氮可同時(shí)提高2Cr13鋼的耐磨性和抗腐蝕性，但是其彎曲韌性降低.500 ℃滲氮的2Cr13鋼試樣，不管是水冷還是空冷，或者再進(jìn)行420 ℃回火2 h處理，其擴(kuò)散層組織均沒(méi)有大的改變，因此其硬度沒(méi)有明顯變化，均維持在1 000 HV0.1以上.

2Cr13鋼；氣體滲氮；硬度；CrN析出相；微觀組織結(jié)構(gòu)

2Cr13不銹鋼具有高強(qiáng)度及中等耐蝕性的特點(diǎn)，主要用于制造工作環(huán)境溫度在450 ℃以下的汽輪機(jī)葉片、餐具和耐蝕刃具、齒輪及軸承等在腐蝕條件下對(duì)硬度和耐磨性要求較高并可承受高沖擊載荷的零件[1].但由于2Cr13不銹鋼含碳量較低致使工件表面硬度較低、耐磨性較差，制約了2Cr13不銹鋼在工業(yè)生產(chǎn)上的應(yīng)用.為了解決2Cr13鋼材本身的缺陷，工業(yè)上往往通過(guò)對(duì)其進(jìn)行表面強(qiáng)化處理，使得工件表層獲得較高的硬度和耐磨性.滲氮是工業(yè)生產(chǎn)上應(yīng)用得最為廣泛的表面強(qiáng)化處理手段之一[2-15]，不銹鋼經(jīng)滲氮處理后表層形成具有高硬度的滲氮層[4-15]，可顯著提高試樣表面的耐磨性.

對(duì)于不銹鋼的滲氮處理通常采用離子滲氮技術(shù).因?yàn)椴讳P鋼易于在其表面形成一層致密的氧化膜，該氧化膜在離子滲氮過(guò)程中可以利用離子束轟擊去除，而在氣體滲氮過(guò)程中將會(huì)阻礙滲氮的進(jìn)程, 因此有關(guān)2Cr13不銹鋼氣體滲氮方面的文獻(xiàn)較少.相對(duì)離子滲氮而言，氣體滲氮處理具有工藝操作簡(jiǎn)單、無(wú)死角全方位表面滲氮、工業(yè)應(yīng)用更廣泛等特點(diǎn)[16-17]，因此本文研究氣體滲氮工藝對(duì)2Cr13不銹鋼滲層組織和性能的影響.

另外，文獻(xiàn)[7,13]采用X射線衍射(XRD)技術(shù)研究馬氏體不銹鋼滲氮層的相組成和演變規(guī)律，得出低溫滲氮形成了N過(guò)飽和的αN相和ε-Fe2-3N氮化物，使?jié)B氮層的硬度、耐磨性得到大幅提升；升高滲氮溫度，αN相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣料嗪虲rN相，形成由α相、ε-Fe2-3N相、γ′-Fe4N相和CrN相組成的滲氮層，使得滲層的硬度下降.Xu等[4]采用透射電鏡(TEM)表征了奧氏體不銹鋼滲氮擴(kuò)散層的微觀組織，提出CrN析出相形態(tài)類似于鋼中的滲碳體(Fe3C)，且與α基體保持K-S或者N-W關(guān)系.自文獻(xiàn)[4]以后，許多研究者將馬氏體不銹鋼滲氮層中片狀組織都認(rèn)定為片狀CrN析出相.事實(shí)上，淬火態(tài)或者固溶態(tài)的馬氏體不銹鋼在滲氮前就應(yīng)該存在板條馬氏體組織，這種板條馬氏體組織耐腐蝕性很好而不易被稀硝酸乙醇溶液腐蝕，當(dāng)?shù)M(jìn)入馬氏體后會(huì)形成氮化物，尤其是在晶界上析出了氮化物，其周圍出現(xiàn)貧Cr，這使得板條馬氏體容易顯示出來(lái)，因此在掃描電鏡或者光學(xué)顯微鏡圖像中的片條組織不一定是CrN.本文采用TEM研究了2Cr13鋼不同溫度滲氮試樣的析出相，發(fā)現(xiàn)500 ℃滲氮擴(kuò)散層中的CrN析出相主要為細(xì)小的納米顆粒，550 ℃滲氮擴(kuò)散層中的CrN析出相才連成大的薄片狀；500 ℃滲氮擴(kuò)散層中板條馬氏體界面上的析出相主要為六方晶體的ε-Fe2-3N或者(Cr,Fe)2N析出相.

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料選用0.5 mm厚和5 mm厚的2Cr13馬氏體不銹鋼鋼帶和鋼板，其初始狀態(tài)均為固溶態(tài)，基體組織為馬氏體組織，基體硬度為183 HV0.5，其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：C 0.15，Cr 13.2，Mn 0.95，Si 0.96，P 0.035，S 0.027，F(xiàn)e余量.進(jìn)行氣體滲氮前，先用2000#砂紙對(duì)基材進(jìn)行打磨以去除不銹鋼表面的氧化膜，然后用丙酮除油，最后依次用水、酒精清洗.

實(shí)驗(yàn)試樣置于管式電爐(石英管內(nèi)徑為76 mm)中進(jìn)行純氨(99.9%)氣體滲氮處理，采用質(zhì)量流量?jī)x控制氨氣流量，氨氣流量統(tǒng)一控制在190 mL/min.本文滲氮溫度依次設(shè)定為450 ℃, 500 ℃, 550 ℃, 600 ℃，滲氮時(shí)間分別設(shè)定為5 h, 10 h, 20 h，滲氮后的冷卻方式采用水冷和空冷，對(duì)500 ℃/5 h滲氮水冷試樣進(jìn)行420 ℃/2 h的后續(xù)回火處理.實(shí)驗(yàn)試樣命名方式及其滲氮工藝見(jiàn)表1.

表1 實(shí)驗(yàn)試樣名稱及氣體滲氮工藝

實(shí)驗(yàn)采用Leitz-MM6光學(xué)顯微鏡(OM)、Siemens D-5000型X射線衍射儀(XRD)、FEI Quanta 200掃描電子顯微鏡(SEM)、JEM-3010透射電鏡(TEM)對(duì)滲氮層的組織形貌和微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征；采用HV-1000Z硬度計(jì)對(duì)試樣截面及表面進(jìn)行硬度測(cè)量，加載載荷分別為100 g和500 g，持續(xù)時(shí)間為15 s.采用UMT-3摩擦實(shí)驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行耐磨性測(cè)試，試樣尺寸為30 mm×20 mm×5 mm,實(shí)驗(yàn)加載力為60 N，轉(zhuǎn)速300 r/min,時(shí)間30 min.采用浸泡腐蝕試驗(yàn)對(duì)試樣進(jìn)行抗腐蝕性能表征，腐蝕條件為：質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5%的NaCl溶液，腐蝕溫度為50 ℃，時(shí)間36 h.采用Instron3369材料力學(xué)試驗(yàn)機(jī)對(duì)原始未滲氮試樣和500/5-W滲氮試樣進(jìn)行三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)，按照GB/T 232—2010制備5 mm×5 mm×100 mm的三點(diǎn)彎曲試樣，測(cè)試速度為2 mm/min，測(cè)試3次.

采用機(jī)械夾持法固定截面樣品后，對(duì)樣品進(jìn)行粗磨、精磨和拋光，其中SEM試樣需在體積分?jǐn)?shù)為3% ～ 4%的硝酸乙醇溶液中侵蝕30～60 s.剝層X(jué)RD實(shí)驗(yàn)方法為：對(duì)試樣表面化合物層進(jìn)行XRD測(cè)試后，將化合物層磨掉后對(duì)一定深度(25 μm)擴(kuò)散層進(jìn)行XRD測(cè)試.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 微觀組織及結(jié)構(gòu)

2.1.1 XRD分析

因?yàn)?Cr13鋼在450～550 ℃范圍內(nèi)滲氮5～20 h所形成的滲氮層表面相結(jié)構(gòu)非常相似，都是由ε-Fe2-3N，γ′-Fe4N和CrN組成的，因此本文只列出500 ℃滲氮試樣表面層的XRD圖譜. 圖1所示為經(jīng)不同后續(xù)處理的500 ℃/5 h滲氮試樣X(jué)RD分析結(jié)果.

2θ/(°)

為了分別鑒定表面化合物層(CL)和內(nèi)部擴(kuò)散層(DL)的相組成，采用剝層X(jué)RD的方法，對(duì)不同處理的500 ℃/5 h滲氮試樣表面和磨掉25 μm厚的擴(kuò)散層進(jìn)行XRD測(cè)試.500/5-W試樣化合物層的相組成為ε-Fe2-3N,γ′-Fe4N和CrN，由于化合物層厚度較薄(如圖2(c)所示)，故XRD圖譜中存在擴(kuò)散層中的α-Fe衍射峰.剝層X(jué)RD圖譜表示500/5-W試樣擴(kuò)散層主要由α-Fe和CrN組成.另外，圖1還表示500/5-W試樣再經(jīng)過(guò)420 ℃/2 h回火處理得到的500/5-W-420T試樣和滲氮后空冷處理的500/5-A試樣的擴(kuò)散層相組成均不發(fā)生改變.

2.1.2 SEM分析

本文對(duì)不同工藝的滲氮試樣均進(jìn)行了SEM觀察，但本文只列出具有代表性試樣的SEM圖.圖2(a)(b)表示450 ℃滲氮得到的滲層無(wú)化合物層(CL)，且擴(kuò)散層(DL)的形成初期是N原子優(yōu)先在晶界附近形成滲氮區(qū)；隨著滲氮時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界滲氮區(qū)擴(kuò)大，逐漸形成連續(xù)的擴(kuò)散層，但因?yàn)闈B氮溫度低使得Cr和N原子擴(kuò)散較慢，因此滲氮20 h的450/20-W試樣的滲層仍然為不連續(xù)的滲層，如圖2(b)所示.500 ℃滲氮5 h可形成致密的化合物層(見(jiàn)圖2(c))，但當(dāng)滲氮溫度升高到550 ℃時(shí)，化合物層中將產(chǎn)生大量孔洞(見(jiàn)圖2(d)).也就是說(shuō)，隨著滲氮溫度的升高，化合物層致密性下降.對(duì)不同溫度和不同時(shí)間滲氮層的總厚度進(jìn)行SEM觀察測(cè)量統(tǒng)計(jì)后的結(jié)果如圖3所示，表明滲氮層的總厚度隨滲氮時(shí)間和滲氮溫度的增加而增大.當(dāng)滲氮溫度升高至600 ℃時(shí)，Cr和N原子的擴(kuò)散速度均增大，因此5 h滲氮所形成的滲層厚度就能達(dá)到200 μm，10 h滲氮就能滲透0.5 mm厚的整個(gè)試樣.

圖2 經(jīng)不同滲氮溫度和時(shí)間的2Cr13鋼試樣滲氮層橫截面SEM圖

為了清楚地了解滲氮層的精細(xì)組織，對(duì)不同狀態(tài)500 ℃滲氮試樣進(jìn)行高倍SEM觀察分析，圖4所示為2Cr13鋼經(jīng)500 ℃/20 h滲氮后水冷試樣的滲層截面組織形貌圖.滲層由化合物層(CL)和擴(kuò)散層(DL)組成.化合物層厚度大約為5 μm，與擴(kuò)散層的界面并不平直，而是沿著晶界向內(nèi)擴(kuò)展延伸.擴(kuò)散層中存在3種形貌特征不同的組織，一種是沿原奧氏體晶界析出的粗大光滑化合物型晶界析出相；一種是α-Fe晶粒內(nèi)部粗糙的區(qū)域(如圖中“A”區(qū)域)，由許多細(xì)小呈片狀或織狀分布的納米片條組織組成；另一種是晶內(nèi)光滑的區(qū)域(如圖中“B”區(qū)域).仔細(xì)分析“B”區(qū)域的組織仍可辨認(rèn)出片條組織的影子，這可能是晶粒取向原因造成片條組織不易被觀察.總之，500/5-W試樣擴(kuò)散層主要由片條組織和沿晶界分布的氮化物組成.

溫度/℃

圖4 500/20-W試樣滲氮層橫截面組織高倍SEM圖

圖5表示不同后處理的500 ℃/5 h滲氮擴(kuò)散層組織形貌特征.圖5(a)表示水冷后經(jīng)過(guò)420 ℃/2 h回火處理的500/5-W-420T試樣擴(kuò)散層形貌.圖5(b)是空冷500/5-A試樣擴(kuò)散層形貌.比較圖5和圖4可以發(fā)現(xiàn)，不管是水冷還是空冷或者再經(jīng)過(guò)420 ℃/2 h回火處理，滲氮擴(kuò)散層的組織非常相似.結(jié)合圖1的XRD分析結(jié)果可以說(shuō)明，2Cr13鋼滲氮擴(kuò)散層組織的熱穩(wěn)定性很好.

(a)500/5-W-420T

(b)500/5-A

2.1.3 TEM分析

TEM觀察發(fā)現(xiàn)，2Cr13鋼經(jīng)過(guò)500 ℃滲氮5 h后，擴(kuò)散層中存在大量的位錯(cuò)和位錯(cuò)胞，并且在馬氏體晶內(nèi)、晶界、位錯(cuò)胞上析出了大量的氮化物.圖6(a)表示500/5-W試樣的擴(kuò)散層中含有大量位錯(cuò)的位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)TEM形貌像.圖6(b)為圖6(a)的選區(qū)電子衍射花樣(SAEDP)，表示該區(qū)域在馬氏體(α-Fe)基體上析出了CrN氮化物.圖6(c)為馬氏體的TEM暗場(chǎng)像，表示馬氏體上存在大量的位錯(cuò).圖6(d)為CrN氮化物的暗場(chǎng)像，表示馬氏體晶內(nèi)和位錯(cuò)胞壁(亞晶界)上的納米析出相顆粒，其中亞晶界上的CrN顆粒密度和尺寸均比晶內(nèi)的CrN顆粒要大.圖7(a)為500/5-W試樣另一區(qū)域的擴(kuò)散層TEM形貌像，說(shuō)明500/5-W試樣擴(kuò)散層還保留了板條馬氏體形態(tài).圖7(b)(c)(d)說(shuō)明在馬氏體片界面上析出了大量六角結(jié)構(gòu)的ε-Fe2-3N或者(Cr,Fe)2N相.這相鄰兩個(gè)馬氏體片的位向差約為17.4°，相對(duì)電子束入射方向而言其晶界為傾斜界面(投影寬度約50 nm).仔細(xì)分析氮化物暗場(chǎng)像(圖7(c))可以發(fā)現(xiàn)，此晶界上的析出相顆粒并未完全連成片狀析出相.

圖6 500/5-W試樣擴(kuò)散層中馬氏體位錯(cuò)胞的TEM形貌圖及對(duì)應(yīng)的電子衍射花樣

圖7 500/5-W試樣擴(kuò)散層中片狀馬氏體的TEM形貌圖及對(duì)應(yīng)的電子衍射花樣

550 ℃滲氮試樣擴(kuò)散層組織相對(duì)于500 ℃試樣出現(xiàn)了較大的改變，主要表現(xiàn)為馬氏體大量回復(fù)和CrN以片狀形式析出，其中馬氏體回復(fù)表現(xiàn)為位錯(cuò)密度降低、位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)消逝，板條馬氏體片增厚.圖8(a)和(b)表明馬氏體片內(nèi)形成大量平行分布的片狀CrN析出相，α-Fe基體和片狀CrN析出相形成合金珠光體，其形貌特征類似于鐵碳系片狀珠光體.CrN片的長(zhǎng)度貫穿α-Fe晶粒，寬度約數(shù)納米，相鄰的CrN片間隔約20～25 nm.CrN析出的慣習(xí)面為{100}CrN，且CrN與α-Fe基體的晶體學(xué)關(guān)系符合Baker-Nutling關(guān)系[18]，即(100)CrN//(100)α，[001]CrN//[011]α.本文CrN與α-Fe基體的取向關(guān)系與文獻(xiàn)[4]不同，其原因是文獻(xiàn)[4]的基體是奧氏體(面心立方)不銹鋼，而本文的基體是馬氏體(體心立方)不銹鋼.另外，本文發(fā)現(xiàn)500 ℃滲氮析出的CrN顆粒與周圍的基體沒(méi)有固有的取向關(guān)系，而550 ℃滲氮析出的片狀CrN相卻有特定的取向，其原因是：①500 ℃滲氮試樣存在大量的位錯(cuò)和位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)，不同區(qū)域的基體本身存在取向差；②位錯(cuò)和位錯(cuò)胞為Cr和N原子擴(kuò)散提供了快速擴(kuò)散通道，在位錯(cuò)線和亞晶界上形核生長(zhǎng)的CrN相難以與基體保持某種特定的取向關(guān)系；③500 ℃滲氮溫度降低，即使在完美α-Fe基體上析出了共格CrN相(符合Baker-Nutling關(guān)系)，其尺寸也非常細(xì)小，難以采用普通的TEM像清楚地表征出來(lái).

(a) TEM-BF

(b) CrN析出相的TEM-DF及SAEDP

2.2 性能測(cè)試

2.2.1 硬度測(cè)試

圖9比較了2Cr13鋼經(jīng)不同溫度滲氮5 h后水冷試樣的表面硬度.450 ℃滲氮的450/5-W試樣表面硬度在950 HV0.5左右，500 ℃滲氮的500/5-W試樣表面硬度最高，達(dá)到1 270 HV0.5以上，此后，隨著滲氮溫度的繼續(xù)升高，表面硬度逐漸下降.結(jié)合圖2可知，450/5-W試樣的滲層硬度比500/5-W試樣滲層硬度低的原因是由于滲氮溫度較低，滲層不連續(xù)，從組織形貌上來(lái)看是粗糙的擴(kuò)散層中分布著光滑的貧N區(qū)域，故導(dǎo)致其滲層的平均硬度較低.而550/5-W和600/5-W試樣的滲層硬度比500/5-W試樣滲層硬度要低，這是因?yàn)殡S著滲氮溫度的繼續(xù)升高，化合物層出現(xiàn)疏松，同時(shí)擴(kuò)散層中的組織結(jié)構(gòu)發(fā)生了改變，500 ℃滲氮擴(kuò)散層的組織主要是存在大量位錯(cuò)和位錯(cuò)胞的板條馬氏體組織，且在馬氏體上析出了大量彌散的CrN氮化物顆粒，板條馬氏體的晶界上析出了大量的ε-Fe2-3N或者(Cr,Fe)2N相(見(jiàn)圖6和圖7)，使其擴(kuò)散層硬度較高；但是滲氮溫度進(jìn)一步升高時(shí)，板條馬氏體本身發(fā)生了回復(fù)，且擴(kuò)散層的CrN析出相轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺?，使擴(kuò)散層組織呈現(xiàn)為合金珠光體形態(tài)，因此硬度下降.由圖9還可知450/20-W試樣表面硬度在1 100 HV0.5左右，比450/5-W試樣表面硬度要高，其原因是隨450 ℃滲氮時(shí)間延長(zhǎng)，滲層厚度增加且組織逐漸均勻，因此相對(duì)于450/5-W試樣而言，450/20-W試樣表面硬度提高.

圖10比較了2Cr13鋼經(jīng)不同溫度滲氮不同時(shí)間后水冷試樣的截面硬度.由圖可知，滲氮擴(kuò)散層的硬度值可達(dá)到1 300 HV0.1及以上，但是當(dāng)滲氮溫度大于500 ℃時(shí)擴(kuò)散層的硬度隨滲氮溫度升高而顯著降低.450 ℃滲氮后的450/t-W試樣的滲氮擴(kuò)散層硬度(如圖10(a)所示)隨滲氮時(shí)間延長(zhǎng)而增加，且硬化層厚度增加，其原因主要是隨著滲氮時(shí)間的延長(zhǎng)，擴(kuò)散層中的N濃度增加，氮化物增多，同時(shí)滲層增厚.500 ℃滲氮的500/t-W試樣滲氮擴(kuò)散層硬度(如圖10(b)所示)隨著深度的增加基本保持在同一水平上，且隨滲氮時(shí)間延長(zhǎng)硬化層增厚而硬度峰值沒(méi)有大的變化，其主要原因是滲氮溫度降低，Cr原子不易擴(kuò)散，形成的納米氮化鉻不易長(zhǎng)大.550 ℃滲氮的550/t-W試樣滲氮擴(kuò)散層硬度(如圖10(c)所示)隨著深度的增加略微下降，隨滲氮時(shí)間延長(zhǎng)，硬化層增厚且隨深度增加而下降的趨勢(shì)更加明顯；擴(kuò)散層硬度峰值基本上不隨時(shí)間的延長(zhǎng)而降低，但比500 ℃滲氮層的硬度峰值低.當(dāng)滲氮溫度升高到600 ℃時(shí)，滲氮擴(kuò)散層硬度相對(duì)于低溫滲氮而言有所降低，且隨滲氮時(shí)間的延長(zhǎng)進(jìn)一步降低(如圖10(d)所示).

滲氮溫度/℃

深度/μm

深度/μm

深度/μm

深度/μm

圖11比較了2Cr13鋼500 ℃滲氮5 h后經(jīng)不同冷卻方式及后續(xù)回火處理的滲層橫截面硬度.滲氮后水冷的500/5-W試樣滲層硬度略高于空冷的500/5-A試樣以及回火處理的500/5-W-420T試樣的滲層硬度.

圖1和圖5顯示滲氮后的冷卻方式及后續(xù)420 ℃/2 h回火處理基本上不引起XRD衍射峰和SEM圖像中組織形貌的變化，那么水冷的500/5-W試樣滲層硬度略高的原因應(yīng)該是：500 ℃試樣的α-Fe基體中N原子固溶度大，當(dāng)試樣快冷到室溫時(shí)就形成了N原子過(guò)飽和現(xiàn)象，過(guò)飽和N的α-Fe基體發(fā)生自然時(shí)效，從而使?jié)B層的硬度增加[2].

深度/μm

2.2.2 抗腐蝕性表征

圖12比較了2Cr13鋼經(jīng)不同溫度滲氮5 h水冷試樣在50 ℃的3.5%NaCl溶液浸泡36 h后的腐蝕失重值，圖13為比較了上述腐蝕試樣的表面形貌圖.說(shuō)明隨滲氮溫度升高，2Cr13鋼的腐蝕程度出現(xiàn)了先降低再升高的變化規(guī)律，500/5-W滲氮試樣的腐蝕程度最小，這證明其抗腐蝕性能最佳.500/5-W試樣的抗腐蝕性能最佳的原因是滲層表面產(chǎn)生了一層致密的化合物層，其主要由ε-Fe2-3N相(一種抗腐蝕性能極好的化合物)組成，因此500/5-W試樣的抗腐蝕性能較好[10-11,13].450/5-W試樣的滲氮溫度較低，滲層組織不均勻，未形成化合物層，且其滲層出現(xiàn)了少量CrN相導(dǎo)致其基體出現(xiàn)貧鉻現(xiàn)象，因此其抗腐蝕性能較差.而550/5-W和600/5-W試樣的化合物層出現(xiàn)了孔洞，另一方面擴(kuò)散層中的主要強(qiáng)化相(CrN相)逐漸增多并長(zhǎng)大，導(dǎo)致其基體貧鉻現(xiàn)象更加嚴(yán)重，因此其抗腐蝕性能降低.

滲氮溫度/℃

圖13 2Cr13鋼經(jīng)不同滲氮溫度滲氮后試樣經(jīng)腐蝕后的表面形貌SEM圖

2.2.3 耐磨性測(cè)試

因?yàn)?00 ℃/5 h氣體滲氮試樣的耐腐蝕性能最好，因此本文對(duì)500/5-W試樣的性能進(jìn)行了耐磨實(shí)驗(yàn)和三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn).圖14為比較了2Cr13鋼經(jīng)500 ℃/5 h氣體滲氮前后試樣經(jīng)磨損實(shí)驗(yàn)后的磨痕寬度圖.500/5-W試樣的磨痕寬度相比于未滲氮試樣明顯變窄了，說(shuō)明滲氮有利于不銹鋼耐磨性提高；磨去表面化合物層后僅含擴(kuò)散層的磨痕寬度與500/5-W試樣的相近，說(shuō)明2Cr13鋼滲氮擴(kuò)散層也具有較好的耐磨性[15].

2.2.4 彎曲性能測(cè)試

圖15所示為2Cr13鋼經(jīng)500 ℃/5 h滲氮處理和原始態(tài)試樣的三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)位移與載荷曲線圖，由圖可知，對(duì)于5 mm試樣，經(jīng)滲氮后的抗彎強(qiáng)度有了明顯的提高，但是塑性卻明顯降低.因此氣體滲氮雖然可以提高不銹鋼的抗彎強(qiáng)度，但卻損害了2Cr13馬氏體不銹鋼的彎曲韌性.對(duì)彎曲試樣的正反面的表面進(jìn)行SEM表征得出，未滲氮試樣經(jīng)彎曲試驗(yàn)后表面未出現(xiàn)裂紋而只是出現(xiàn)了一個(gè)大的壓痕；滲氮后試樣不管是正面還是側(cè)面均出現(xiàn)了裂紋.這是由于試樣滲氮后，滲層的組成主要是ε-Fe2-3N相和CrN相，它們雖能較好地提高試樣的硬度與強(qiáng)度，但是它們都是脆性相，會(huì)降低試樣的韌性.

圖14 未滲氮原始試樣和經(jīng)500 ℃/5 h滲氮試樣經(jīng)相同磨損實(shí)驗(yàn)后的磨痕寬度圖

彎曲位移/μm

3 結(jié) 論

本文通過(guò)調(diào)控滲氮工藝，探究了2Cr13鋼氣體滲氮層的微觀組織結(jié)構(gòu)和性能，并對(duì)滲氮擴(kuò)散層具有高硬度和良好耐磨性的強(qiáng)化機(jī)理進(jìn)行了研究，得出如下結(jié)論：

1) 2Cr13鋼氣體滲氮試樣表面硬度隨滲氮溫度的升高先升高后下降，在500 ℃達(dá)到峰值硬度(1 274 HV0.5).450 ℃和500 ℃滲氮擴(kuò)散層的硬度可高達(dá)1 300 HV0.1以上，但隨滲氮溫度繼續(xù)升高而顯著降低.滲氮溫度為450 ℃時(shí)，滲層硬度隨滲氮時(shí)間延長(zhǎng)而增加；當(dāng)滲氮溫度達(dá)到600 ℃時(shí)，擴(kuò)散層的硬度隨滲氮時(shí)間的延長(zhǎng)而降低.

2) 當(dāng)滲氮時(shí)間為5 h時(shí)，隨滲氮溫度升高，滲氮層由不連續(xù)變成連續(xù)且總厚度增加，但是表面疏松層也增加.

3) 2Cr13鋼經(jīng)450～600 ℃不同溫度滲氮5 h后的耐腐蝕性能隨溫度的升高先升高后降低，500 ℃/5 h滲氮試樣的耐腐蝕性能最佳，而且其耐磨性也得到大幅度提高，但是其彎曲韌性變差.

4) 500 ℃滲氮的擴(kuò)散層組織主要由含有大量位錯(cuò)及位錯(cuò)胞的板條馬氏體和大量的納米氮化物析出相組成，其中晶內(nèi)和亞晶界上的析出相主要為CrN相，板條馬氏體晶界析出相主要為ε-Fe2-3N或者(Cr,Fe)2N相.當(dāng)滲氮溫度升高至550 ℃時(shí)，馬氏體發(fā)生了回復(fù)，CrN析出相生長(zhǎng)成納米厚度的大片狀，擴(kuò)散層組織轉(zhuǎn)變成由α-Fe和CrN組成的片狀珠光體形態(tài).

5) 500 ℃滲氮后的冷卻方式和420 ℃/2 h回火處理基本不改變擴(kuò)散層組織，其擴(kuò)散層硬度均維持在1 000 HV0.1以上.

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Effect of Gas Nitriding and Subsequent Tempering on Nitrided Layer of 2Cr13 Steel

WU Cui-lan?, CHEN Xing-yan, WANG Jin, HONG Yue, TIAN Lei

(College of Materials Science and Engineering, Hunan Univ, Changsha, Hunan 410082, China)

The effect of gas nitriding and subsequent ageing on the microstructure and properties of 2Cr13 steel was investigated using X-ray diffractometer, scanning electron microscope, transmission electron microscope, microhardness tester, wear tester, bend test and immersion corrosion test. It was found that with the increase of nitriding temperature and time, both of the thickness of nitrided layers and surface porous layer increased. The diffusion layers of the sample nitrided at 500 ℃ mainly consisted of martensite, a large amount of dislocation and dislocation cell structure, as well as a large amount of CrN nano-precipitates. The CrN nano-precipitates dispersedly distributed in the interior of grains and at the boundaries of dislocation cells, and the CrN nano-precipitates at the boundaries of dislocation cell were denser and larger than those in the grain interior. Further, a large amount of ε-Fe2-3N or (Cr,Fe)2N were precipitated in the grain boundaries of lath martensite. When the nitriding temperature increased up to 550 ℃, the martensite recovered itself, and the CrN precipitates lined up to form CrN lamellas. The microstructure of the diffusion layers was also transformed into the lamellar pearlite that consists of the α-Fe matrix and CrN phase. The surface hardness of nitrided samples first increased and then declined with the increase of nitriding temperature, where the peak hardness (1 274 HV0.5) reached at 500 ℃. On the other hand, the hardness of diffusion layers formed between 450 ℃ and 500 ℃ was greater than 1 300 HV0.1, and obviously decreased with the nitriding temperature. The wear resistance and corrosion resistance of 2Cr13 steel were improved after nitriding at 500 ℃ for 5 h, but the bend toughness decreased. No matter water cooling or air cooling or subsequent tempering of 420 ℃ for 2 h was applied, the variance of the microstructure at the diffusion layers of 2Cr13 steel nitrided at 500 ℃ was limited, and their hardness was also not changed obviously and was still greater than 1 000 HV0.1.

2Cr13 steel; gas nitriding; hardness; CrN precipitates; microstructure

1674-2974(2016)12-0001-10

2016-04-22 基金項(xiàng)目：國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51071064, 51371081), National Natural Science Foundation of China(51071064, 51371081) 作者簡(jiǎn)介：伍翠蘭(1969-)，女，湖南祁東人，湖南大學(xué)教授，博士 ?通訊聯(lián)系人，E-mail:cuilan-wu@163.com

TG113;TG161;TG156.8

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