超级奥氏体不锈钢新发展的特点是氮合金化。氮合金化显著提高不锈钢强度 ,而断裂韧度并不下降 ;氮提高不锈钢的耐蚀性 ,特别是耐局部腐蚀 ,如晶间腐蚀、点蚀、缝隙腐蚀<1～ 3 > 。国内对高氮型奥氏体不锈钢的研究还刚刚起步 ,氮含量控制在 0 5 %左右 ,采用常规AOD精炼手段和连铸生产即可实现<1> 。若要使氮含量进一步增高 ,需要采用增压电渣重熔设备 ,给生产带来诸多不便。文献 <4 >利用奥氏体高的溶氮能力 ,采用固溶渗氮的方法在Cr Ni Mo奥氏体、马氏体及双相不锈钢的表面获得了高氮奥氏体表层 ,其氮含量质量分数可高达 1 6 %。本文为增加奥氏体固溶氮量 ,冶炼了Cr Mn Mo双相不锈钢。Mn的加入量为 7 5 % ,除为了扩大γ区外 ,主要为提高氮的溶解度<2 ,3 ,5> ,Cr ,Mo加入量参考文献 <2 >,保证在室温和固溶渗氮温度下为α +γ双相钢 ,以防止 10 5 0～115 0℃长时间固溶渗氮时晶粒粗化。通过固溶渗氮方法已获得了无镍、无磁、性能优良、具有高抗蚀能力的高氮奥氏体表层 ,对 3mm厚的板材固溶渗氮 14h ,实现贯穿渗氮 ,使之变为单相高氮奥氏体。1 实验材料及方法1 1 实验材料实验用双相不锈钢采用真空感应电炉熔炼 ,其化学成分 (质量分数 ,% )为 :0 0 6C ,15 0 0Cr,7 5 0Mn ,2 6 0Mo ,0 11Si,0 0 0 8S ,0 0 0 85P ,0 0 5Ni,0 0 0 6N。热轧成 2mm、6mm板材。切取 2mm× 30mm× 4 0mm及6mm× 30mm× 4 0mm板状试样备用。1 2 实验方法固溶渗氮实验在自制高温固溶渗氮炉内进行。最高温度 12 5 0℃ ,炉内压力 0 0 0 0 1MPa～ 0 2MPa范围可调 ,可实现N2 、NH3 、N2 NH3 气氛的固溶渗氮。高纯氮经CaCl2 脱水 ,通过预热 6 0 0℃铜丝去氧后 ,通入渗氮炉内。由于氮是扩大γ区的元素 ,固溶渗氮过程中 ,随表层氮含量增高 ,原来的α +γ双相钢可变为单相氮奥氏体 ,故可用相同渗氮时间获得的单相氮奥氏体层深表示固溶渗氮渗速快慢。固溶渗氮时间一定 ,影响固溶渗氮因素主要为 :渗剂种类、炉内压力、加热保温工艺。加热保温工艺分四种 :Ⅰ ) 10 5 0℃× 14h ;Ⅱ ) 110 0℃× 14h ;Ⅲ ) 115 0℃× 14h ;Ⅳ ) 10 5 0℃× 2h +115 0℃× 3h + 10 5 0℃× 2h + 115 0℃× 4h多段渗氮工艺 ,高温停留时间为 14h。压力采用 0 1MPa、0 15MPa两水平 ,渗剂采用高纯N2 、NH3 两水平 ,按L8(4× 2 4)正交表安排固溶渗氮工艺实验。固溶渗氮层深的测量采用金相法及波谱分析法。波谱分析在岛津ASM SX扫描电镜上进行 ,由于表面形成了以氮奥氏体为主的渗层 ,奥氏体的溶氮量明显高于铁素体 ,故在奥氏体层与双相区相交处 ,氮浓度必定有较大变化 ,故用波谱分析法可决定出氮奥氏体层深。金相法所用侵蚀剂为 10gCuSO4+ 5 0mlHCl+5 0mlH2 O ,也可清楚显示出氮奥氏体层深 ,两种方法所测层深基本相符 ,如图 1所示。所测层深为氮奥氏体层深 ,不包括氮奥氏体 +氮铁素体双相区 ,故与硬度法相比 ,所测层深略浅。组织观察在Neophot 2 1金相显微镜上进行 ,所用腐蚀剂为王水 ,可清楚显示含氮奥氏体层与试样心部的组织。图 1 高氮奥氏体层深 (PNH3=0 1MPa、115 0℃× 14h)Fig.1 Thehighnitrogencasedepthofspecimennitridedundertheconditionof PNH3=0 1MPa ,115 0℃× 14h用D MAX RB型X射线衍射仪对部分试样进行分析。2 实验结果及分析2 1 固溶渗氮实验方案及结果正交实验安排及实验结果见表 1。其中A为工艺、B为压力、C为介质、D与E为误差列。 8组实验中 ,8号工艺获得的氮奥氏体层最深 ,故A4B2 C1为直观最佳搭配。在Kij栏中选最大者 ,得出计算最佳搭配也是A4B2 C1,即在压力为 0 15MPa高纯N2 气氛中 ,进行多段渗氮渗速最快。正交实验结果的方差分析表明 :渗剂种类对固溶渗氮影响特别显著 ,炉内压力与加热保温工艺影响显著。NH3 为渗剂时 ,由于固溶渗氮温度高 ,氨几乎完全分解 ,大量H2 的存在对渗氮不利 ,这可由表 1No .1与No .2的结果清楚看出 ,两者渗氮温度相同 ,并且No .2的压力比No .1还高 ,但由于两者渗剂不同 ,No .1的渗层要比No .2厚得多。N2 为渗剂 ,由于不锈钢对氮分解有触媒作用 ,故 10 5 0℃已有很高的分解率<4> ,增加氮气压力可增加钢中固溶氮量<6> ,有利于形成较厚的高氮奥氏体层 ,故渗剂的改变对固溶渗氮影响特别显著。与NH3 相比 ,N2 为渗剂的优点为氮势较高 ,耗气量少 ,无污染。渗氮工艺取不同水平对固溶渗氮影响显著。温度增高扩散系数以指数关系增大 ,有利于表层高氮奥氏体层的增长。由表 1的Kij栏 ,对于一段渗氮工艺 ,随氮化温度升高 ,表层高氮奥氏体层深增加。但表 1中 ,最佳工艺却不是渗氮温度最高的 115 0℃× 14h的工艺Ⅲ ,而是多段渗氮工艺即工艺Ⅳ。其原因是表 1 实验方案及实验结果Table 1 ExperimentalprogramandresultsNumeralorderE xperimentalprogramResultA(Technology)B(PressureMPa)C(medium) DECasedepth mmNo 1 1 (Ⅰ ) 1 (0 1 ) 1 (N2 ) 1 1 0 70No .2 1 2 (0 1 5) 2 (NH3) 2 2 0 2 0No .3 2 (Ⅱ ) 1 1 2 2 0 90No .4 2 2 2 1 1 0 2 0No .5 3(Ⅲ ) 1 2 1 2 0 30No .6 3 2 1 2 1 1 40No .7 4(Ⅳ ) 1 2 2 1 0 42No .842 1 1 2 1 62K1j 0 90 2 32 4 62 2 82 2 72K2j 1 1 0 3 42 1 1 2 2 92 3 0 2K3j 1 70K4j 2 0 415Cr 7 5Mn 2 6Mo双相不锈钢在 10 5 0℃～ 115 0℃渗氮温度下为α +γ两相 ,随渗氮温度的增高 ,α相所占质量分数增大 ,γ相质量分数减小<6> 。该钢加热至12 80℃水冷试样已观察不到γ相 ,这说明 115 0℃高温下 ,α相所占比率相当高。由于α相溶氮能力远低于γ相 ,所以渗氮温度越高 ,试样表面固溶氮的能力越低。采用多段渗氮工艺 ,在 10 5 0℃保温 2h ,由于温度低γ相质量分数增大 ,试样表面可获得更高氮浓度。随后升至 115 0℃ ,扩散系数增大 ,氮可迅速向内扩散。当面层氮浓度下降后 ,再降温至 10 5 0℃并保温2h ,此时由于氮可扩大γ相区 ,表层可形成单相含氮奥氏体 ,随后可一直在 115 0℃保温 ,使氮迅速向内扩散 ,例如No .8,表层奥氏体层深达到 1 6 2mm。奥氏体的溶氮量与氮气压力成正比 ,提高氮气压力有利于提高氮在奥氏体中的固溶度<4> ,对提高面层氮浓度有好处 ,因此N2 为渗剂时 ,压力取 0 15MPa时效果好 ,奥氏体层深增加迅速 ,见表 1No .6与No .8。若氮气压力再增高 ,耐热钢的马弗罐易蠕变变形 ,因此没有选更高压力进行工艺实验。2 2 固溶渗氮后的显微组织不同固溶渗氮工艺所获得的高氮奥氏体层深不同 ,固溶渗氮后缓冷试样由表面至心部依次为高氮奥氏体 +片状氮珠光体<4> 、氮奥氏体 +氮铁素体、奥氏体 +铁素体。对No .8即在 0 15MPa的高纯N2 中 ,采用多段渗氮工艺 ,表面奥氏体层深达到 1 6 2mm。距表面约1mm处的金相照片见图 2a ,高温下氮奥氏体晶粒长大十分严重 ,缓冷试样的氮奥氏体层中 ,仍有极少量氮铁素体 ,某些氮奥氏体晶粒中有少量层片状氮珠光体。距表面约 1 6 2mm处的组织见图 2b ,该区是表层氮奥氏体与基体的过渡区 ,其左侧白色区域为氮奥氏体层 ,其右侧靠近心部仍为双相区。氮的渗入 ,增加了碳原子的活度 ,在渗氮前沿会产生碳的堆积<9,10 ,11> ,使抗蚀性下降 ,王水腐蚀后呈黑色 ,故中间黑色区域为过渡区。距表面 3mm处 ,其组织如图 2c ,仍为原始状态的双相钢 ,晶粒与原来轧制状态相比稍有长大 ,这是因为两相均匀分布 ,其中某一相长大时受到另一相抑制 ,故采用双相钢固溶渗氮 ,可防止心部组织粗化。为减少变形 ,应适当降低升温速度 ,渗氮后要随炉缓冷。由图 2a ,固溶渗氮缓冷试样的以氮奥氏体为主的表面层中 ,有铬的氮化物析出 ,降低基体含铬量 ,对提高耐蚀性不利 ,因此需进行固溶处理。2 3 X射线衍射分析结果固溶渗氮试样心部的X射线衍射分析结果如图3a ,只有γ Fe与α Fe两相 ,其中γ相的衍射峰较弱 ,其组织如图 3c ,白色γ相所占体积分数少于α相。固溶渗氮后 ,炉冷试样的表面白亮层的X射线衍射分析结果如图 3b ,γ相的衍射峰变强 ,并出现CrN、Fe4O3衍射峰 ,α Fe衍射峰变弱 ,说明α所占体积分数变小。这是因为固溶渗氮时 ,随渗氮进行 ,氮原子沿晶界短路扩散 ,
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