奥氏体不锈钢耐磨和耐蚀复合改性雷明凯（大连理工大学，大连１１６０２４）摘要采用电子回旋 共振（ＥＣＲ）微波等离子体源离子渗氮技术对奥氏体不锈钢进行氮化处理，获得与等离子体浸没
离子注入（ＰＩＩ）结果相似的高硬度、高耐磨性表面改性层。关键词等离子体源离子渗氮奥氏体 不锈钢耐磨性耐蚀性１前言奥氏体不锈钢具有优良的耐蚀性，广泛应用于不同的工业领域。但其硬 度低，摩擦磨损性能较差，无法满足既耐磨又耐蚀的复合性能要求。许多表面改性技术曾用于改善 奥氏体不锈钢的耐磨性［１，２］，遗憾的是耐蚀性却相应恶化。１９８５年张仲麟和Ｂｅｌ首先 报道了４００℃低温等离子体渗氮３１６不锈钢，获得了耐点蚀的表面渗氮层［３］。此后该工艺 取得了工业应用［４］。近年来，大束流快速升温离子注入［５］和等离子体浸没离子注入（ＰＩ Ｉ）［６］
奥氏体不锈钢，表面改性层分别在１％ＮａＣｌ和１ｍｏｌ／ＬＨ２ＳＯ４溶液中具有 良好的耐蚀性。我们研究的新型低温低压渗氮方法－等离子体源离子渗氮（ＰｌａｓｍａＳｏｕｒ ｃｅＩｏｎＮｉｔｒｉｄｉｎｇ）［７］，利用低成本的设备，简便的工艺方法改性奥氏体不锈钢 ，同样获得具有耐磨耐蚀复合作用的渗氮层。本文介绍几种有前途的奥氏体不锈钢耐磨耐蚀复合改 性方法，比较不同方法形成的改性层深度、硬度等表面强化指标，以及在不同介质中的耐蚀特性。 ２实验装置和方法图１为自行研制的电子回旋共振（ＥＣＲ）微波等离子体源离子渗氮装置示意图 。频率为２．４５ＧＨｚ的微波经过矩形波导和同轴线，再通过天线耦合进入等离子体源室。由于 外加轴向磁场在天线前端处满足ＥＣＲ条件（８．７５×１０－２Ｔ），因而电子回旋运动与微波 场产生共振，微波在此处被强烈吸收。电子获得能量以后，碰撞中性氮分子，使其电离，从而产生 ＥＣＲ氮等离子体。等离子体在发散磁场的作用下由等离子体源室出口引入工作室，引出的等离子 体流用于离子渗氮。位于等离子体源室引出口下方的Ｌａｎｇｍｕｉｒ探针可以诊断ＥＣＲ微波等 离子体参数。在试样台上施加－０．４到－２．０ｋＶ的脉冲负偏压，在脉冲负偏压的作用下，等 离子体流中的氮离子轰击试样。同时由外热源控制试样温度在１５０～４５０℃，使荷能注入的氮 原子产生扩散，形成足够深度的渗氮层。试样温度由插入试样的热电偶测定。Ｆｉｇ．１Ａｓｃｈ ｅｍａｔｉｃｄｉａｇｒａｍｏｆｔｈｅＥＣＲｍｉｃｒｏｗａｖｅｐｌａｓｍａｓｏｕｒｃｅｉ ｏｎｎｉｔｒｉｄｉｎｇａｐｐａｒａｔｕｓ装置的极限真空为１．５×１０－３Ｐａ。渗氮用氮 气，工作气压为９×１０－２～３×１０－２Ｐａ。试样采用１Ｃｒ１８Ｎｉ９Ｔｉ和ＡＩＳＩ３ １６两种奥氏体不锈钢。尺寸为Φ２５×５ｍｍ，１０５０℃，１０ｍｉｎ固溶处理，经磨光、抛 光后渗氮处理。典型的ＥＣＲ微波等离子体源离子渗氮奥氏体不锈钢的工艺条件见表１。渗氮层深 度用光学显微镜测量。渗氮层显微结构用Ｘ射线衍射分析，入射角为１０°。渗氮层的耐磨试验， 在盘－销式磨损试验机上进行［８］，试验载荷为５、１５、２５Ｎ，销为被测试样，尺寸为Φ７ ×１５ｍｍ；盘为Ｃｒ１２ＭｏＶ钢（６３ＨＲＣ），尺寸为Φ８５ｍｍ，采用润滑油携带Ｃｒ２ Ｏ３粉的方法添加磨料，比例为２ｇ／Ｌ。在精密电光天平上测量磨损失重。渗氮层的耐蚀试验在 微机控制的２７３型恒电位仪上完成，介质为１％Ｎａ－Ｃｌ溶液和１ｍｏｌ／ＬＨ２ＳＯ４溶液 。Ｔａｂｌｅ１ＴｙｐｉｃａｌＥＣＲｍｉｃｒｏｗａｖｅｐｌａｓｍａｓｏｕｒｃｅｉｏｎｎｉ ｔｒｉｄｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｓＭｉｃｒｏｗａｖｅｐｏｗｅｒ３００ＷＰｌａｓｍａｄｅ ｎｓｉｔｙ５×１０１１～１．５×１０１２ｃｍ－３Ｅｌｅｃｔｒｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ７～１０ｅＶＢａｓｉｃｐｒｅｓｓｕｒｅ１．５×１０－３ＰａＮｉｔｒｉｄｉｎｇｐｒｅｓｕ ｒｅ（３～９）×１０－２ＰａＮｅｇａｔｉｖｅｐｕｌｓｅｄｂｉａｓＶｏｌｔａｇｅ２ｋＶＲ ｅｐｅｔｉｔｉｏｎｒａｔｅ１００～１０００ＨｚＬｅｎｇｔｈ５０～５００μＳＮｉｔｒｉｄ ｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ２３０～４３０℃Ｎｉｔｒｉｄｉｎｇｔｉｍｅ２ ｈ３实验结果表２给出了ＥＣＲ微波等离子体源离子渗氮１Ｃｒ１８Ｎｉ９Ｔｉ不锈钢的工艺条件 、改性层深度、显微结构以及耐磨性的研究结果。同时与相关的改性工艺进行了比较。图２和图３ 分别给出了本研究条件下１Ｃｒ１８Ｎｉ９Ｔｉ，３１６不锈钢在１％ＮａＣｌ和１ｍｏｌ／ＬＨ ２ＳＯ４溶液中的阳极极化曲线并与相关改性工艺条件下不锈钢的阳极极化曲线进行了比较。Ｆｉ ｇ．２Ｐｏｔｅｎｔｉａｌ－ｃｕｒｒｅｎｔｄｅｎｓｉｔｙｃｕｒｖｅｓｏｆｍｏｄｉｆｉｅｄ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｓｉｎ１％ＮａＣｌｓｏｌｕ－ｔｉｏｎ， ｓｃａｎｎｉｎｇｒａｔｅ３０ｍＶ／ｍｉｎ１－ｕｎｔｒｅａｔｅｄ１Ｃｒ１８Ｎｉ９ＴｉＳＳ ２－ｕｎｔｒｅａｔｅｄ３１６ＳＳ３－ｐｌａｓｍａｎｉｔｒｉｄｅｄ３１６ＳＳ４００℃×６ ０ｈ［３］４－ｉｏｎｉｍｐｌａｎｔａｔｅｄ３０４ＳＳ３８０℃［５］５－Ｐｌａｓｍａｓｏ ｕｒｃｅｉｏｎｎｉｔｒｉｄｅｄ３１６ＳＳ３５０℃×２ｈＴｈｉｓｗｏｒｋＦｉｇ．３Ｐｏｔ ｅｎｔｉａｌ－ｃｕｒｒｅｎｔｄｅｎｓｉｔｙｃｕｒｖｅｓｏｆｍｏｄｉｆｉｅｄａｕｓｔｅｎ ｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｓｉｎ１ｍｏｌ／ＬＨ２ＳＯ４ｓｏｌｕｔｉｏｎ，ｓｃ ａｎｎｉｎｇｒａｔｅ３０ｍＶ／ｍｉｎ１－ｕｎｔｒｅａｔｅｄ１Ｃｒ１８Ｎｉ９ＴｉＳＳ２－ ｕｎｔｒｅａｔｅｄ３１６ＳＳ３－ｐｌａｓｍａｎｉｔｒｉｄｅｄ３０４ＳＳ３５０℃×３ｈ， ０．５ｍｏｌ／ＬＨ２ＳＯ４［９］４－ｐｌａｓｍａｓｏｕｒｃｅｉｏｎｉｎｔｒｉｄｅｄ１Ｃ ｒ１８Ｎｉ９ＴｉＳＳ，３３０℃×４ｈＴｈｉｓｗｏｒｋ５－ＰＩＩ３１６ＳＳ，３５０℃［６ ］６－ｐｌａｓｍａｓｏｕｒｃｅｉｏｎｎｉｔｒｉｄｅｄ３１６ＳＳ，３５０℃×２ｈＴｈｉｓ ｗｏｒｋ４讨论在奥氏体不锈钢表面形成的含氮面心结构亚稳相（γＮ），它具有高硬度，ＨＶ０ ．０１ｋｇ可达２４００，在几种不同载荷的磨损试验中均取得较高的耐磨性。同时γＮ相改性层 在１％ＮａＣｌ和１ｍｏｌ／ＬＨ２ＳＯ４溶液中均获得优于或相当于１Ｃｒ１８Ｎｉ９Ｔｉ和３ １６不锈钢原始材料的耐蚀性。被氮过饱和的γＮ相，没有氮化铬等氮化物析出。一方面氮的固溶 强化作用造成了它的高硬度和良好的耐磨性；另一方面避免了因贫铬导致的耐蚀性降低，使其具有 良好的耐蚀性。实验证明，采用等离子体源离子渗氮的奥氏体不锈钢不仅耐点蚀，而且耐稀硫酸的 均匀腐蚀，取得了理想的耐磨与耐蚀性能相匹配的表面改性层。由氮传质机理完全不同的等离子体 渗氮、离子注入、ＰＩＩ和等离子体源离子渗氮奥氏体不锈钢，均获得了具有良好耐磨耐蚀复合特 性的γＮ相。显然不论等离子体渗氮活化的氮氢原子团的表面吸收，还是离子注入氮离子轰击注入 ，对γＮ相形成的影响均不显著；同时离子注入氮离子的能量（如１ｋｅＶ左右的低能，几十ｋｅ Ｖ的较高能量）对γＮ相形成的影响也不显著，说明辐射造成的缺陷不是影响γＮ相形成的主要因 素。比较常规室温离子注入奥氏体不锈钢的改性结果，该工艺未能形成γＮ相［２］，这表明发生 在奥氏体不锈钢中氮的非平衡扩散过程是导致γＮ相形成的主要原因。Ｔａｂｌｅ２Ｍｏｄｉｆｉ ｅｄｌａｙｅｒｔｈｉｃｋｎｅｓｓ，ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｍｉｃｒｏｈａｒｄｎｅ ｓｓ，ｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｏｂｔａｉｎｅｄｂｙｄｉｆｆｅｒ┐ｅｎｔｍｅｔｈｏｄ ｓａｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＴｆｏｒｔｉｍｅｔＭｅｔｈｏｄ（ｍａｔｅｒｉａｌ）ｘ／μｍ Ｔ／℃ｔ／ｈＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅＭｉｃｒｏｈａｒｄｎｅｓｓＲａｔｉｏｏｆｗｅａ ｒｌｏｓｓＲｅｆ．ＰｌａｓｍａＳｏｕｒｃｅｉｏｎｎｉｔｒｉｄｉｎｇ（１Ｃｒ１８Ｎｉ９Ｔ ｉＳＳ）２８１３２３０３３０４３０２２２γＮγＮγＮＨＶ０．０１ｋｇ５００１８５０２４ ００－１０－１５－ＴｈｉｓｗｏｒｋＰｌａｓｍａｎｉｔｒｉｄｉｎｇ（３１６ＳＳ）２０４０ ０６０ｄｕｐｌｅｘγ＋γｌａｙｅｒ，ｆｒｅｅｏｆＣｒＮＨＶ０．０５ｋｇ７２０－［３］ Ｐｌａｓｍａｎｉｔｒｉｄｉｎｇ（３０４ＳＳ）１０３５０２γＮ＋ｆ．ｃ．ｔ．ｎｉｔｒｉｄ ｅＨＶ１５００４［９］Ｉｏｎｉｍｐｌａｎｔａｔｉｏｎ（３０４ＳＳ）１．８３．１４．５４ ００４００４００１／６１／２２γＮγＮγＮＨＶ０．００５ｋｇ５００７００２０００２０２ ０２０［５］ＰＩＩ（３０４ＳＳ）４１０１２２５０３５０４５０２γＮγＮγＮＨＶ０．０１ ｋｇ２５０３００１４００１００１００１００［６］据文献［１０］报道，４００℃退火大束流 快速升温离子注入形成的γＮ相，可分解成稳定的γ相和氮化物，结合表２列举的实验结果可以 推测，γＮ相的稳定形成主要取决于奥氏体不锈钢改性处理的温度和时间。ＥＣＲ微波等离子体源 离子渗氮奥氏体不锈钢获得了与ＰＩＩ相近的改性层形成速率、显微结构、力学性能和耐蚀性能。 其中耐磨性提高的幅度取决于试验选用的磨损方式和磨损条件。我们采用了更大载荷作用下的磨料 磨损研究，改性层同样显示了良好的耐磨性。ＰＩＩ近年来备受关注。其原因主要在于突破了常规 离子注入视线加工的局限；同时兼备离子注入和等离子体渗氮的特点，使离子注入改性层深由＜０ ．１μｍ增加到几个μｍ。但是该技术存在两个明显的缺陷：一是工件尺寸受等离子体的形成空间 尺度限制，难以适应一定批量加工的要求；二是仍需要造价昂贵的高压脉冲电源。而等离子体源离子渗氮技术，是低能离子表面改性技术，该技术装置简单，造价低，工艺灵活方便，具有产业化开发的前景。５结论低温等离子体渗氮、大束流快速升温离子注入、等离子体浸没离子注入以及等离子体源离子渗氮奥氏体不锈钢，均具有耐磨和耐蚀复合改性作用。奥氏体不锈钢表面形成的含氮面