气体流量对氮化316L不锈钢微观结构及力学性能的影响

气体流量对氮化316L不锈钢微观结构及力学性能的影响滕越淳B媛媛;徐晗升;朱紫薇;刘波;黄振;杨永杰;刘磊【摘要】低温等离子体氮化技术能显著提高奥氏体不锈钢的机械性能，氮化过程中气压对强化效果的影响尤为显著.本文实验研究了氮气流量对低温等离子体氮化奥氏体不锈钢相组成、形貌、元素分布、硬度及耐磨性的影响.结果表明:低温等离子体氮化处理能够在不锈钢表面形成具有强化作用的氮化层，该氮化层由扩展奥氏体YN相和少量CrN和Fe4N组成.随着氮气流量增加，扩展奥氏体晶格常数从0.408nm下降至0.398nm,氮化物逐渐消失;氮化层厚度减小;同时硬度值与耐磨性降低.其中，氮气流量为100mL/min的氮化试样磨损量最小，仅为基体的0.4%.【期刊名称】《辽宁科技大学学报》【年(卷)，期】2018(041)006【总页数】6页(P433-438)【关键词】奥氏体不锈钢316L;低温等离子体辅助氮化扩展奥氏体;微观结构;机械性能【作者】滕越;郭媛媛;徐晗升;朱紫薇;刘波;黄振;杨永杰浏磊【作者单位】辽宁科技大学材料与冶金学院,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院，辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院，辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院，辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院，辽宁鞍山114051;辽宁科技大学理学院，辽宁鞍山114051【正文语种】中文【中图分类】TG156.82奥氏体不锈钢拥有优秀的焊接性、耐蚀性能以及生物相容性，尤其在腐蚀环境中更是有着其他钢种无可比拟的优势。然而，硬度低，耐磨性差，摩擦系数高等缺点也限制了其更广泛地应用［1-3］。为此，研究者们不断探索表面改性技术来改善奥氏体不锈钢的缺陷，表面氮化就是其中应用较为广泛的一种。渗氮处理能显著提高钢的强度，陈海涛等人研究发现每0.001%氮元素可使钢的强度提高6MPa［4］o奥氏体不锈钢表面的氮化层主要由扩展奥氏体相YN构成。扩展奥氏体相YN是一种不规则的、存在点阵畸变的面心立方结构的亚稳态过饱和固溶体，其存在能显著提高不锈钢表面力学性能。采用等离子增强磁控溅射系统对奥氏体不锈钢进行低温氮化处理，在传统两极放电的基础上，真空室中装载了钨丝作为等离子体源和加热源，不仅提高氮气的离化率，实现了纯氮气的低气压、高密度等离子体辅助氮化；与诸如射频、ERC以及空心阴极源相比［5-6］，还具有低成本、高效率、工件受热均匀等优点［7-10］。灯丝辐射出热量，使基体保持在氮化所需温度，离子清洗过程实现对不锈钢表面钝化膜的去除，可对不锈钢直接氮化。在基片上连接脉冲偏压能够有效避免渗氮过程中电弧对试样表面损伤，且能实现在较低的温度（400°C以下）进行氮化，形成氮化层［11-13］。本文主要研究氮气流量对奥氏体不锈钢中的相结构、氮元素分布、形貌及机械性能的影响。1实验条件基体选用316L奥氏体不锈钢抛光薄片，其成分、前期处理与文献［14］相同。使用低温等离子体增强磁控溅射系统对不锈钢进行氮化处理。氮化过程中，电子与氮气分子发生碰撞，电离出大量的N+2并使其在电场作用下向基体运动，进一步电离成N+离子和活性氮原子N*。N+与基片上的电子结合形成氮原子，与N*-起向基体中扩散，形成氮化层［15-16］。当试样置入真空室后，开启二级抽气系统将真空室中压强降至3.0mPa以下。通入Ar气后分别采用-120V和-300V的偏压对试样表面进行离子溅射清洗15min和30min，除去不锈钢表面钝化膜，并且清洗能够活化表面促进氮的扩散。清洗结束后开始渗氮过程。氮化实验参数：本底真空3.0mPa，温度400°C,基体偏压-300V，灯丝偏压-120V，灯丝电流8Ax4,N2气流量100、150、200mL/min（标况下，下同），氮化时间2h。氮化层的相结构通过X'PertPowder型X射线衍射仪对进行表征，并计算扩展奥氏体晶格常数及内应力。截面形貌通过ZIGMAHD型场发射扫描电子显微镜进行观测，并进行EDS线扫描测量氮元素分布。采用VHX-500F型超景深3D显微镜对氮化层的表面及磨痕形貌进行观察。使用HVS-1000A型维氏硬度计对氮化层显微硬度进行测量，保载时间15，，载荷1.96N。在MS-T3001型摩擦磨损仪上进行的无润滑干摩擦，通过磨损程度来研究氮化层的摩擦学性能。磨损仪转速200r/min，载荷300g，时间60min。之后使用AlphastepD-100型台阶仪测量磨痕的截面轮廓，作为氮化层耐磨性能的评价依据。2结果与讨论2.1相结构分析图1为基体与不同氮气流量下氮化试样的XRD图谱。未氮化的奥氏体不锈钢出现Y相的衍射峰，分别对应奥氏体（111）、（200）及（220）晶面；氮化处理后试样的峰位均向低角度区域偏移。这是由于氮原子固溶于奥氏体面心立方晶格间隙中，形成了过饱和固溶体——扩展奥氏体YN相，导致晶格常数增大，因此衍射峰向左偏移。值得注意的是，氮气流量为100mL/min的氮化层中有明显的第二相CrN和Fe4N。这是由于气体流量较小时，气压较低，N原子（离子）的平均自由程较大，氮原子（离子）能量较高，更容易进入奥氏体晶格，故氮化层中氮含量更高，易析出氮化物相。图1不同氮气流量下氮化试样及基体的XRD图谱Fig.1XRDpatternsofsubstrateandnitridedsamplestreatedatdifferentnitrogenflowrates根据Czerwiec等人基于应力与应变关系的各向异性特性的晶格膨胀模型［17-18］,建立的晶格常数ahkl与取向因子Ahkl的关系，如图2所示。其中，拟合直线的截距代表晶格常数，斜率则与内应力大小成正比。依据图2结果，对扩展奥氏体晶格常数及内应力数值进行计算，结果如图3所示。扩展奥氏体晶格常数随氮气流量的增加逐渐减小。这是由于氮气流量增加引起压强增大，导致N原子平均自由程下降，到达基片表面的N原子能量减小，注入作用减弱，晶格中固溶的N原子减少，引起内应力与晶格常数减小。图2不同氮气流量下ahkl与Ahkl关系图Fig.2RelationshipbetweenahklandAhklfordifferentnitrogenflowrates图3晶格常数及内应力随氮气流量变化Fig.3Variationsoflatticeconstantandinternalstresswithnitrogenflowrate2.2表面形貌在1000倍的显微镜下观察不同氮气流量下渗氮试样与基体的表面形貌，结果如图4所示。氮化处理引起试样表面形貌发生改变，这正是一种由于热化学扩散造成的特有表面状态的渐变式转变。氮原子进入到奥氏体晶格间隙中引发晶格畸变，产生较高的内应力［15］。该应力（变）在表面处表现为各向异性，某些特定晶向晶粒的膨胀量高于其他晶向晶粒，使得表面出现浮凸。值得注意的是，随氮气通入量降低，表面晶界变得模糊，这是由于氮气流量低时压强减小，N离子的轰击能量增大，在对基体表面注入的过程中，产生的反溅射作用增强。虽然N的注入造成了表面浮凸，但同时也产生了离子刻蚀，所以表面晶界模糊。图4基体与不同氮气流量下氮化试样的表面形貌图Fig.4Surfacemorphologyofsubstrateandnitridedsamplestreatedatdifferentnitrogenflowrates2.3截面形貌及氮含量图5为2000倍放大倍数下不同氮气流量氮化试样的SEM截面形貌及EDS氮元素分布结果。从图5a中SEM图片可看出，氮气通入量为100mL/min时，氮化层厚度为16.69pm。随着氮气流量增大，氮原子（离子）自由程减小引起氮原子（离子）能量减小，扩散能力降低导致氮化层的厚度减小。当氮气流量降为200mL/min时，氮化层厚度仅有8.99pm。根据图5bEDS氮元素扫描结果可知，随氮气流量增大，氮原子扩散深度逐渐减小，其氮原子扩散深度与SEM观察到的氮化层厚度结果一致。氮气通入量为150mL/min和200mL/min,氮原子分布在表层呈现平台状，到达一定深度后剧烈下降，与脱-束缚模型一致［19］。然而，当氮气通入量为100mL/min，试样的表层氮元素分布并非平台状。这可能是由于大量氮原子析出形成氮化物，使得氮浓度增加。图5不同氮气流量下试样SEM截面形貌及EDS氮元素分布Fig.5SEMimagesofsamplecross-sectionsandcorrespondingEDSanalysisresultsofnitrogencontentdistributionsfordifferentnitrogenflowrates2.4硬度图6为渗氮试样的维氏硬度测量结果。渗氮后的奥氏体不锈钢表面硬度值明显升高，最高可由基体的213.1HV提高至1474.6HV。随氮气流量的增加，维氏硬度值由1474.6HV减小至356.67HV。维氏硬度作为一种微米尺度的硬度测量方式，渗氮层厚度对维氏硬度值有着决定性的影响。该结果与图5a中渗层厚度随氮气流量的变化趋势一致。图6基体和不同氮气流量下氮化层表面硬度Fig.6Surfacehardnessofsubstrateandnitridedsamplestreatedatdifferentnitrogenflowrates2.5耐磨性图7为基体与氮化试样的磨痕形貌。基体奥氏体不锈钢较软，发生粘着磨损；氮化后，表面硬度显著提高，由粘着磨损转变为磨粒磨损，其磨痕宽度以及深度均显著降低。图8为磨痕纵截面形貌。为表征磨损量，对划痕轮廓进行积分计算得出磨损截面积如下：316L不锈钢基体磨损截面积为9635.85^m2,氮气流量为100mL/min试样磨损截面积为45.32pm2，氮气流量为150mL/min试样磨损截面积为183.73pm2，氮气流量为200mL/min试样磨损截面积为344.24pm2o随氮气流量的升高，磨损量增加，因为随氮气流量增加，氮化层厚度减小，显微硬度降低，因此耐磨性降低。由磨痕图像以及磨损量结果来看，氮气通入量为100mL/min试样的耐磨性最佳，磨损量仅为基体的0.4%。综上表明，在奥氏体不锈钢表面进行低温氮化处理可有效提高其耐磨性。图7基体与不同氮气流量下氮化试样的磨痕形貌Fig.7Morphologyofsurfaceweartrackofsubstrateandnitridedsamplestreatedatdifferentnitrogenflowrates图8基体与不同氮气流量下氮化试样的磨痕纵截面形貌Fig.8Profilesofsurfaceweartrackofsubstrateandnitridedsamplestreatedatdifferentnitrogenflowrate3结论采用等离子体增强磁控溅射系统对不锈钢316L表面进行低温氮化，形成大量扩展奥氏体相YN和少量氮化物沉淀相（Fe4N和CrN）。随氮气流量的增加，氮原子（离子）能量降低，奥氏体晶格中的氮含量减少，引起扩展奥氏体晶格常数从0.408nm下降至0.398nm，残余内应力减小。氮化物相在氮气流量增加到200mL/min时消失；氮化层厚度由16.69pm降低至8.26pm。氮原子进入奥氏体中产生较高的晶格畸变，并且产生的残余内应力会在表面处引起晶格各向异性的膨胀——浮凸，然而随氮气流量增加，反溅射作用减弱导致晶界变得清晰。氮气流量为100mL/min的氮化试样机械性能最优，表面硬度高达1474.6HV;磨损量最低，仅为基体的0.4%。【相关文献】王琦，卢军，杨威，等.奥氏体不锈钢低温离子渗氮工艺研究[J].热处理，2013,28(5):36-39.李朋，潘邻，张良界，等.奥氏体不锈钢低温气体渗碳的组织性能[J].材料保护，2013,26:97-101.徐林，巴德纯，王庆，等.离子能流密度对AISI304不锈钢氮化层摩擦性能的影响[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