明輝,鞏建鳴,姜 勇,彭亞偉

(南京工業大學機械與動力工程學院,南京 ２１１８１６)

摘 要:采用拉伸試驗機對３０４奧氏體不銹鋼進行了不同程度的塑性預應變,然后利用新型低溫氣體滲碳工藝對其進行滲碳處理,最后通過殘余應力儀、X 射線衍射儀、鐵素體測量儀等分析了預應變對３０４奧氏體不銹鋼低溫氣體滲碳的影響.結果表明:預應變后３０４奧氏體不銹鋼中發生了馬氏體相變,馬氏體轉變量隨著變形程度的增大而增多,當預應變超過１５％后馬氏體轉變量的增加比較顯著;預應變幾乎不會影響其滲碳層的厚度,且滲碳層中的馬氏體轉變為擴張奧氏體(γC);預應變不影響３０４奧氏體不銹鋼低溫氣體滲碳的表面強化效果.

關鍵詞:３０４奧氏體不銹鋼;預應變;馬氏體;低溫氣體滲碳

中圖分類號:TG１５６．８  文獻標志碼:A  文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０５Ｇ０００７Ｇ０４

０ 引 言

奧氏體不銹鋼憑借其優異的耐蝕性、成型性、相容性 以 及 在 很 大 溫 度 范 圍 內 的 優 良 韌 性 等 優點,而被廣泛地用于核能、化工、食品、制藥和生物醫學等領域中.但是由于奧氏體不銹鋼含碳量低(質量分數低于０．０３％),導 致 了 其表 面硬度和強

度偏低,同時耐磨性能也比較差,因此在用于承受較高載荷或對表面硬度、強度、耐磨性等有較高要求的設備或部件時,例如齒輪、軸承、泵殼等,其使用壽命將會 受 到 嚴 重 的 影 響,所 以 需 要 在 保 證 其良好綜合性能的前提下采取一些強化措施來提高其表面強度.低溫氣體滲碳是近十幾年內發展起來的新型奧氏體不銹鋼表面強化技術[１Ｇ２],是在鉻的碳化物形成溫度(一般為５００℃[３])以下對奧氏體不銹鋼進行氣體滲碳.經過滲碳處理的不銹鋼表面形成了s相,也稱作擴張奧氏體相(γC),即大量的碳原子溶入到奧氏體面心立方晶格中,造成表面碳原子的質量分數高達３％[４],碳原子的質量分數從表面向基體緩慢降低,從而使不銹鋼表面產生高達２GPa的壓應力,具有１１６７ HV 的極高表面硬度[５].由于以上優異的性能,低溫滲碳技術引起了國內外研究者們的興趣,并開展了一系列的研究[６Ｇ９].但所有研究的試驗材料均處于理想狀態,并未考慮到塑性變形的影響.在實際生產過程中,奧氏體不銹鋼零部件在加工制造過程中要經過冷軋、冷拔、冷彎、平整、矯正等冷加工工藝,這會導致材料發生塑性變形[１０Ｇ１１].對于亞穩態的奧氏體不銹鋼,如３０４不銹鋼,經預應變后會誘發馬氏體相變[１２],這可能會對接下來的低溫氣體滲碳強化帶來影響.為此,作者對３０４奧氏體不銹鋼進行了不同程度的預應變,測出了預應變后鋼中的馬氏體含量,并通過分析滲碳前后的顯微組織、物相組成、表面硬度和殘余應力,研究了預應變對３０４奧氏體不銹鋼低溫氣體滲碳效果的影響.

１ 試樣制備與試驗方法

１．１ 試樣制備

試驗材料為商用熱軋３０４奧氏體不銹鋼,其最終熱處理為１０８０℃固溶處理.試驗鋼的化學成分(質量 分 數/％)為 ０．０３５C,１８．６４Cr,８．０１Ni,１．１０Mn,０．４３６Si,余 Fe.沿著軋制方向采用線切割加工出尺寸如圖１所示的拉伸試樣,對試樣表面進行機械研磨和電解拋光處理,以消除加工應力的影響;用丙酮乙醇混合液清洗試樣表面,用去離子水沖洗試樣并吹干.在室溫下,采用島津 EHFＧEV１００K１型液壓伺服拉 伸 試 驗 機 進 行 拉 伸 預 變 形,拉 伸 速 度 為０．５mm??min－１,塑 性 預 應 變ε 分 別 為 ５％,１０％,１５％,２０％,２５％.

５mm×６mm 的試樣,置于自制的滲碳爐[１３]中進行低溫氣體滲碳.滲碳工藝分為表面活化和滲碳兩個階段,先升溫至２５０℃,保溫一段時間后通入表面活化劑 HCl氣體,去除表面的鈍化膜;再升溫至４７０℃,并保溫一段時間,然后通入 CO,H２ 及 N２ 的混合氣體,在４７０℃下進行３０,４０,７０,１５０min的滲碳處理.下文中如無特別說明,均指滲碳處理３０min的.

１．２ 試驗方法

采用 AxioImager．A１m 型光學顯微鏡觀察試樣滲碳前后的顯微組織,腐蝕劑為 marble′s溶 液(硫酸銅Ｇ鹽酸溶液);采用 HXDＧ１０００TM 型顯微硬度計測試試樣滲碳前后的硬度,加載載荷為１N,保壓時間為５s;采用IXRD型殘余應力測試儀測試殘余應力,選用錳靶,Kα 輻射,曝光時間為２s,曝光次數為１０次,１mm 光圈,X 射線管電壓及電流分別為１８．０kV 和４．０mA;采用 RigakuSmartLab型 X射線衍射儀(XRD)分 析 滲 碳 前 后 試 樣 的 物 相,選用銅靶,掃描范圍為３０°~９０°,掃描速率為１０(°)??min－１.３０４奧 氏 體 不 銹 鋼 中 的 奧 氏 體 相 為 順 磁性,磁性檢測時表現為弱磁性或者無磁性,而馬氏體相則是 一 種 鐵 磁 相.針 對 這 一 特 性,目 前 普 遍采用鐵素體測量儀來進行形變誘發馬氏體相變程度的測[１４].采用 MF３００F＋型鐵素體測量儀測馬氏體的含量.

２ 試驗結果與討論

２．１ 預應變后不銹鋼的顯微組織及物相組成

由圖２可以看到:未變形不銹鋼的組織為單一的奧氏體組織,晶界清晰,組織均勻;隨著預應變的增加,奧氏體組織中出現了明顯的孿晶、滑移帶和板條狀馬氏體.從圖３中可以看出:未變形的不銹鋼XRD譜中只有單一的奧氏體峰;預應變１０％以后,３０４不銹鋼的 XRD譜中出現了明顯的 α′馬氏體峰;經過不同程度的塑性預變形后,３０４不銹鋼中奧氏體(１１１)、(２００)和(２２０)面的衍射峰強度變化不一致,這與晶粒的擇優取向有關.可以看出,在塑性變形過程中,隨著變形量的增加,３０４奧氏體不銹鋼中出現了奧氏體γ向α′馬氏體的轉變.

從圖４中可以看出,３０４不銹鋼中α′馬氏體的體積分數隨著塑性預應變的增加而增大,當預應變小于１５％時,α′馬氏體的體積分數緩慢增加,預應變在１５％ ~２５％ 時,α′馬 氏 體 的 體 積 分 數 迅 速 增加.這表明３０４不銹鋼在塑性變形過程中,形變誘導了馬氏體相變,導致產生鐵磁性.

２．２ 滲碳層的形貌及硬度

由圖５可以看出:滲碳后,３０４ 不 銹 鋼 表 面 均形成了一層明顯的滲碳層,滲碳層的厚度均勻,呈亮白色,與心部的奧氏體組織有明顯的區別;滲碳

層厚度并沒 有 隨 著 預 應 變 的 增 大 而 增 加,滲 碳 層厚度約為２８μm.這表明在馬氏體增多的情況下,碳原子的 擴 散 并 沒 有 得 到 明 顯 增 強.此 外,滲 碳層中的馬氏體消失,轉變為了擴張奧氏體(γC),與原有擴 張 奧 氏 體 相 并 沒 有 任 何 的 區 別,這 與 YU等[１５]觀 察 到 的 現 象 一 致.YU 等 做 出 了 如 下 解釋:氮原子是 形 成 奧 氏 體 或 者 擴 張 奧 氏 體 必 要 的

穩定元素,α′馬氏體先轉變為奧氏體,奧氏體再轉變為擴張奧氏 體(γN ).與 氮 原 子 類 似,碳 原 子 也是奧氏體 必 要 的 穩 定 元 素.因 此,在 塑 性 變 形 時誘發的α′馬氏體由于間隙碳原子的溶解而轉變為奧氏體,最 終 轉 變 為 擴 張 奧 氏 體(γC).為 了 證 實這一推測,在相同的條件下(４７０ ℃),對預應變后的３０４奧氏體不銹鋼分別進行４０,７０,１５０ min的滲碳處理,試樣的 XRD 譜如圖６所示.由圖６可以看出:滲碳初期由于碳原子的溶解,奧氏體和α′馬氏體的衍 射 峰 強 度 都 降 低;隨 著 滲 碳 時 間 的 延長,γ的(１１１)峰強度增加,α′的(１１０)峰強度減弱.、從圖７中可以看出,滲碳不銹鋼表層的γC 衍射

峰變寬,且均向小角度方向偏移,這主要是由于碳原子的大量滲入導致表層奧氏體面心立方晶格常數及晶面間距增大[５].另外,還可以看到 α′(１１０)峰消失,這與滲碳層的形貌一致,滲碳層中的馬氏體轉變為擴張奧氏體(γC).

由圖８可見,滲碳不銹鋼表面的超飽和奧氏體相表現出了超高的硬度(約為９００HV)和壓縮殘余應力(約為－１５００ MPa).亮白色的滲碳層具有高硬度特征,表面硬度的增大可以大幅提高表面的耐磨性能[５].很顯然,滲碳不銹鋼的表面硬度和殘余應力與預變形量的大小無關.這也就是說,預應變３０４不銹鋼經低溫氣體滲碳后的強化機理主要還是間隙碳原子的固溶強化,即碳濃度增加到一定程度時,過飽和固溶于表層奧氏體中的碳原子會導致晶格畸變,同時形成大量孿晶、堆垛層錯等晶體缺陷,導致位錯密度的增加,對表面起到了冷作硬化的效果.因此,預應變對３０４奧氏體不銹鋼低溫氣體滲碳的表面強化效果沒有影響.

３ 結 論

(１)室溫下,經塑性拉伸變形后的３０４奧氏體不銹鋼組織中出現了 α′馬氏體;預應變小于 １５％時,鋼中 α′馬氏體的體積分數緩慢增長,預應變超過１５％后,α′馬氏體的體積分數迅速增加.

(２)預應變不會影響３０４奧氏體不銹鋼低溫氣體滲碳層的厚度,且滲碳層中的馬氏體會轉變為擴張型奧氏體.

(３)預應變對３０４奧氏體不銹鋼造成的形變和相變不會影響低溫氣體滲碳的效果,這說明低溫氣體滲碳表面強化方法可以應用到實際已發生塑性變形的奧氏體不銹鋼零部件上.

文章來源：材料與測試網