付航涛等：低温盐浴渗氮对Custom465钢耐蚀及耐磨性的影响 237 首先以固溶形式存在于晶格间隙中，引发畸变造成硬 明显观察到渗层与基体的分界，渗层厚度约为22um 度升高。随着渗氮温度升高或者时间延长，氮原子浓 渗层中不同相明显呈现出不同的耐蚀性.颜色较暗的 度升高.一方面，在氮势驱动下沿晶界等通道向内扩 部分为原板条马氏体组织，渗氮过程中氮原子以马氏 散，使得渗层厚度增大：另一方面与周围的合金原子结 体与奥氏体晶界及马氏体板条之间的界面为主要扩散 合形成合金氮化物，由于Custom465成分中含有较多 通道，进入马氏体基体形成氮的过饱和固溶体及合金 的Cr、Mo、Ti等与氮原子亲和力较大的合金元素，易形 氮化物，渗氮后这部分组织仍明显呈现板条形状，并 成高硬度的合金氮化物☒，所以渗氮温度升高后，表 且可以看到板条之间析出的沿界面分布的氮化物 面硬度明显升高 颜色较亮的部分为固溶及时效处理时产生的残留/ 2.2表面物相变化 逆转变奥氏体，由于氮原子在γ相中的扩散速度约 图2为Custom465钢渗氮前后表面物相变化.可 为在a相中的1/50，且前者的扩散激活能约为后者 以发现，未渗氮处理的样品衍射峰尖锐，其基体组织为 的2倍四，所以在渗氮过程中，氮原子主要扩散进入 αFe马氏体及少量的残留/逆转变奥氏体，而氮化后 马氏体基体，形成固溶体或者合金氮化物，引起晶格 衍射峰强度明显降低，但是衍射峰半高宽增大.440℃ 畸变或者引发大量细小的电位差，浸蚀过程中易被 时氮原子在Fe中的固溶度为0.03%，明显高于室温 腐蚀，而奥氏体基体中几乎没有氮原子渗入，仍呈现 下的0.004%四，快速冷却后，室温下形成氮原子在马 未被腐蚀的状态 氏体相中的过饱和固溶体α，并伴随有少量y相，氮 原子的间隙固溶引起晶格膨胀，晶面间距由未渗氮的 0.2023nm增大到0.2094nm,导致马氏体膨胀，使得表 面硬度升高.根据布拉格方程，其结果是引起衍射峰 的位置向低角度偏移，这与图2中观察到的基体与 440℃的主衍射峰的位置偏移是一致的.渗氮温度为 480℃时，α相衍射峰强度明显降低，α开始分解，形 成y相及CN相等合金氮化物，提高表面硬度.这 是由于马氏体中固溶的氮原子过饱和后属亚稳相， 随着温度升高会以非扩散型晶格重构的方式转变成 10m 其他氮化物4.当渗氮温度为520℃时，渗层表面 图3 Custom465钢520℃渗氮后渗层显微组织 物相只有y相及CN相，并且y相的衍射峰位置较 Fig.3 Microstructure of nitrided Custom 465 at 520 C 480℃又向左偏移，说明温度升高时主要发生的是氮 化物长大，合金氮化物的大量析出进一步提高表 2.4耐蚀性变化 面硬度. 图4和表2分别为Custom465钢渗氮前后在 3.5%NaCI溶液中的极化曲线和拟合得到的电化学参 80 数.可以看到，对于渗氮前后的样品，在阴极极化区和 400 520 阳极弱极化区，极化曲线差别不大，通过拟合得到的自 800 腐蚀电位(E）及腐蚀电流密度(i)也都没有明显 400 480G 0 0.8 80 400 0.6 440℃ 441 0,4 未渗氮 5000 C-Fe 2500 Y-F 0.2 渗氯 Y-Fe a-Fe 7-Fe 20 0 50 60 7080 20M9 -0.2 520℃ 图2 Custom465钢渗氮前后表面物相变化 -0.4 Fig.2 XRD patterns of Custom 465 under different conditions 0.6 2.3渗层显微形貌 101 107 10- 10- 电流密度Acm 渗氮后，由于温度较低，440℃和480℃渗氮处理 图4 Custom465钢渗氮前后在3.5%NaCl溶液中的极化曲线 的两组试样未出现明显的渗层组织.图3为Custom Fig.4 Potentiodynamic polarization curves of Custom 465 under dif- 465钢在520℃渗氮2h后的渗层显微组织形貌.可以 ferent conditions in a 3.5%NaCl solution付航涛等: 低温盐浴渗氮对 Custom 465 钢耐蚀及耐磨性的影响 首先以固溶形式存在于晶格间隙中，引发畸变造成硬 度升高． 随着渗氮温度升高或者时间延长，氮原子浓 度升高． 一方面，在氮势驱动下沿晶界等通道向内扩 散，使得渗层厚度增大; 另一方面与周围的合金原子结 合形成合金氮化物，由于 Custom 465 成分中含有较多 的 Cr、Mo、Ti 等与氮原子亲和力较大的合金元素，易形 成高硬度的合金氮化物［12］，所以渗氮温度升高后，表 面硬度明显升高． 2. 2 表面物相变化 图 2 为 Custom 465 钢渗氮前后表面物相变化． 可 以发现，未渗氮处理的样品衍射峰尖锐，其基体组织为 α-Fe 马氏体及少量的残留/逆转变奥氏体，而氮化后 衍射峰强度明显降低，但是衍射峰半高宽增大． 440 ℃ 时氮原子在 α-Fe 中的固溶度为0. 03% ，明显高于室温 下的 0. 004%［13］，快速冷却后，室温下形成氮原子在马 氏体相中的过饱和固溶体 α' N，并伴随有少量 γ'相，氮 原子的间隙固溶引起晶格膨胀，晶面间距由未渗氮的 0. 2023 nm 增大到 0. 2094 nm，导致马氏体膨胀，使得表 面硬度升高． 根据布拉格方程，其结果是引起衍射峰 的位置向低角度偏移，这与图 2 中观察到的基体与 440 ℃的主衍射峰的位置偏移是一致的． 渗氮温度为 480 ℃时，α' N相衍射峰强度明显降低，α' N开始分解，形 成 γ'相及 CrN 相等合金氮化物，提高表面硬度． 这 是由于马氏体中固溶的氮原子过饱和后属亚稳相， 随着温度升高会以非扩散型晶格重构的方式转变成 其他氮化物［14--15］． 当渗氮温度为 520 ℃ 时，渗层表面 物相只有 γ'相及 CrN 相，并且 γ'相的衍射峰位置较 480 ℃ 又向左偏移，说明温度升高时主要发生的是氮 化物长大［16］，合金氮化物的大量析出进一步提高表 面硬度． 图 2 Custom 465 钢渗氮前后表面物相变化 Fig． 2 XＲD patterns of Custom 465 under different conditions 2. 3 渗层显微形貌 渗氮后，由于温度较低，440 ℃ 和 480 ℃ 渗氮处理 的两组试样未出现明显的渗层组织． 图 3 为 Custom 465 钢在 520 ℃渗氮 2 h 后的渗层显微组织形貌． 可以 明显观察到渗层与基体的分界，渗层厚度约为 22 μm． 渗层中不同相明显呈现出不同的耐蚀性． 颜色较暗的 部分为原板条马氏体组织，渗氮过程中氮原子以马氏 体与奥氏体晶界及马氏体板条之间的界面为主要扩散 通道，进入马氏体基体形成氮的过饱和固溶体及合金 氮化物，渗氮后这部分组织仍明显呈现板条形状，并 且可以看到板条之间析出的沿界面分布的氮化物． 颜色较亮的部分为固溶及时效处理时产生的残留 / 逆转变奥氏体，由于氮原子在 γ 相中的扩散速度约 为在 α 相中的 1 /50，且前者的扩散激活能约为后者 的 2 倍［13］，所以在渗氮过程中，氮原子主要扩散进入 马氏体基体，形成固溶体或者合金氮化物，引起晶格 畸变或者引发大量细小的电位差，浸蚀过程中易被 腐蚀，而奥氏体基体中几乎没有氮原子渗入，仍呈现 未被腐蚀的状态． 图 3 Custom 465 钢 520 ℃渗氮后渗层显微组织 Fig． 3 Microstructure of nitrided Custom 465 at 520 ℃ 图 4 Custom 465 钢渗氮前后在 3. 5% NaCl 溶液中的极化曲线 Fig． 4 Potentiodynamic polarization curves of Custom 465 under dif￾ferent conditions in a 3. 5% NaCl solution 2. 4 耐蚀性变化 图 4 和 表 2 分 别 为 Custom 465 钢 渗 氮 前 后 在 3. 5% NaCl 溶液中的极化曲线和拟合得到的电化学参 数． 可以看到，对于渗氮前后的样品，在阴极极化区和 阳极弱极化区，极化曲线差别不大，通过拟合得到的自 腐蚀电位( Ecorr ) 及腐蚀电流密度( icorr ) 也都没有明显 · 732 ·