摘要

利用XRD、SEM和TEM等測試方法研究了淬火-配分-回火 （Q-P-T） 鋼熱處理后的物相結構和顯微組織形貌，并以相同成分的淬火-回火 （Q&T） 鋼和不含碳化物的淬火-配分 （Q&P） 鋼為參照，利用失重法、電化學測試等方法研究了Q-P-T鋼在模擬海水環境3.5% （質量分數） NaCl溶液中的腐蝕行為。結果表明，Q&T鋼內的殘余奧氏體主要以薄膜狀分布在馬氏體板條間，其含量低于3% （體積分數），而Q&P鋼和Q-P-T鋼內的殘余奧氏體則以薄片狀分布在馬氏體板條間，其平均含量分別為15.35% （體積分數） 和14.6% （體積分數）；含碳化物的Q-P-T鋼的耐蝕性優于不含碳化物的Q&P鋼，且經配分的Q-P-T和Q&P鋼的耐蝕性能稍優于Q&T鋼。4種鋼表面腐蝕產物的演變規律基本一致，即初期腐蝕產物以β-FeOOH和γ-FeOOH為主，隨浸泡時間的延長，逐漸以α-FeOOH和Fe3O4為主；4種試樣腐蝕表面初期均分布著尺寸不一的點蝕坑，隨浸泡時間的延長，逐漸變為均勻腐蝕。

關鍵詞： 淬火-配分-回火鋼； 殘余奧氏體； 碳化物； 海水腐蝕； 電化學

淬火-配分-回火 （Q-P-T） 工藝是徐祖耀院士[1]在淬火-配分 （Q&P） 工藝[2]的基礎上提出的一種新型熱處理工藝。Q&P熱處理工藝將含有奧氏體相的Fe-Mn-Si-C系列鋼淬火至馬氏體相變開始溫度 （Ms） 和馬氏體相變結束溫度 （Mf） 之間的某一淬火溫度 （QT），以形成部分馬氏體，同時保留部分未發生馬氏體相變的殘余奧氏體[3,4]。再在計算好的配分溫度 （PT） 下保溫一段時間，使碳從過飽和馬氏體中配分至殘余奧氏體中，從而提高了殘余奧氏體在室溫下的穩定性，最后獲得貧碳馬氏體基體和富碳殘余奧氏體的復相組織[5]。Q-P-T工藝彌補了Q&P工藝在沉淀強化效應方面的缺陷，在其內可加入Nb、V和Ti等合金元素，使碳在配分的同時，碳化物能夠在馬氏體基體上析出，從而進一步提高鋼的強度。由于合金碳化物的沉淀強化作用，使得Q-P-T鋼的綜合力學性能較Q&P鋼更好。

長期在海洋環境中服役的金屬材料，容易受到海水的腐蝕，從而使得服役壽命大大降低。Q-P-T鋼作為新型的先進高強度鋼，現研究大多集中在其力學性能、氫脆機制等方面，而對其耐蝕性能特別是海洋腐蝕方面的研究報道卻很少，僅有寥寥文獻涉及到Q&P鋼腐蝕方面的研究。如Lu等[6]認為在3.5% （質量分數） NaCl溶液中經Q&P處理的馬氏體不銹鋼 （Fe-0.28C-0.60Mn-0.35Si-13.0Cr） 的耐蝕性要優于Q&T處理的試樣。但是，該合金在配分時將析出大量含Cr碳化物，影響配分結果，特別是不能區分殘余奧氏體和碳化物對試樣腐蝕行為的影響。此外，該合金為典型馬氏體不銹鋼，本身的抗腐蝕能力與主要含Mn （1.5%~2.0%，質量分數） 和Si （＞1.0%，質量分數） 為合金元素的Q&P鋼不在一個檔次，對各種環境的腐蝕敏感性也與Q&P鋼存在差異，故獲得的結果不能用于解釋Q&P鋼的腐蝕機制。故此，楊繼蘭等[7]采用傳統Q&T熱處理試樣作為參照，研究了中碳 （Fe-1.5Mn-1.5Si-0.4C） Q&P鋼在3.5% （質量分數） NaCl溶液中的腐蝕性能。深入研究發現，富碳殘余奧氏體的存在不僅能降低試樣表面的殘余應力，使得應力腐蝕的風險降低，而且能提高馬氏體基體的腐蝕電位，使其作為陽極優先發生腐蝕，進一步保護了馬氏體基體。雖然Q&P試樣表面也存在嚴重的點蝕行為，但腐蝕產物內更多致密的α-FeOOH和Fe3O4相能阻礙Cl-的滲透和對腐蝕產物膜的攻擊，這些因素的共同作用使得Q&P試樣具有優于Q&T試樣的抗腐蝕能力。

本文根據徐祖耀院士提出的高強度Q-P-T鋼的組織和成分設計思想，在廉價Fe-C-Mn-Si鋼的基礎上添加微量V元素，設計81#和82#兩種鋼，以不含殘余奧氏體的Q&T鋼和不含碳化物的Q&P鋼作為參照，研究了Q-P-T鋼在模擬海水環境3.5% （質量分數） NaCl溶液下的腐蝕行為，評估碳化物對其腐蝕性能的影響，為該類鋼在海洋環境下的應用提供一定的理論指導。

1 實驗方法

1.1 實驗材料

本文所用鋼的具體化學成分和相應的相變特征溫度如下表1所示。Fe-0.41C-1.56Mn-1.54Si和Fe-0.42C-1.57Si-1.55Mn-0.16V分別定義為81#和82#鋼。添加Si是為了有效抑制脆性滲碳體 （Fe3C） 的析出[8]，Mn能有效提高材料的淬透性和降低Ms點[9]，V不但可以細化原奧氏體晶粒，并且能在回火過程中析出彌散分布的碳化物，產生沉淀強化效果[1]。實驗鋼材的相變特征溫度，如奧氏體轉變開始溫度 （Ac1）、奧氏體轉變結束溫度 （Ac3）、馬氏體相變開始溫度 （Ms）、馬氏體相變結束溫度 （Mf） 等利用Gleeble 3500熱模擬試驗機通過熱膨脹法測得，也一并列入表1。

表1   實驗鋼材的化學成分和相應的相變特征溫度

實驗原材料由北京鋼鐵研究總院提供，在高溫熔煉爐中熔煉后經1200 ℃熱軋成20 mm的厚板后空冷，獲得原始金相組織為鐵素體和珠光體的組織。

依據上述表1中鋼的特征溫度分別進行Q&T、Q&P和Q-P-T熱處理工藝，獲得相應的試樣：將81#和82#鋼樣品在空氣爐中經880 ℃奧氏體化保溫600 s后，水淬至室溫，隨后在420 ℃的鹽浴爐中回火120 s，后再次水淬至室溫，分別標記為81-Q&T、82-Q&T；將81#鋼樣品在空氣爐中經880 ℃奧氏體化保溫600 s后，在245 ℃的鹽浴爐中淬火60 s，隨后在420 ℃的鹽浴爐中等溫120 s，最后水淬至室溫，標記為81-Q&P；將82#鋼樣品在空氣爐中經880 ℃奧氏體化保溫600 s后，在245 ℃的鹽浴爐中淬火60 s，隨后在420 ℃的鹽浴爐中等溫120 s，最后水淬至室溫，標記為82-QPT。其中，淬火溫度 （245 ℃） 和時間 （60 s） 的選取原則為：依據限制性碳配分 （CCE） 熱力學模型計算，盡可能多地獲得奧氏體含量，并保證實驗用鋼完全淬透。配分回火溫度 （420 ℃） 和時間 （120 s） 選取原則為：保證碳能充分配分到奧氏體中且析出相能彌散析出，同時避免回火脆性。

1.2 顯微組織觀察

在不同熱處理工藝的試樣上截取10 mm×10 mm的樣品，經機械研磨并拋光后，采用4% （體積分數） 的硝酸酒精溶液腐蝕，然后使用掃描電鏡 （SEM，LYRA3 TESCAN） 觀察試樣的顯微組織。從試樣經線切割切取約0.3 mm厚的薄片，經金相砂紙磨至60~80 μm，用沖孔器將試樣沖成直徑為3 mm的圓片，繼續用砂紙減薄至40~50 μm，然后在離子減薄儀 （Leica EM RES 102） 上用5% （體積分數） 高氯酸酒精溶液在-20 ℃環境下雙噴減薄，將薄區合格的樣品置于透射電鏡 （TEM，JEOL JSM-2100F） 上進行觀察，操作電壓200 kV。

1.3 XRD分析

線切割切取10 mm×10 mm尺寸的樣品，經不同道次的砂紙機械研磨并拋光制備后在X射線衍射儀 （XRD, D/Max-2550/PC） 上進行分析，采用旋轉銅靶，設置管電壓和管電流分別為35 kV和20 mA，掃描角度為35~105 °，掃描速度為2 °/min。采用直接對比法計算試樣內殘余奧氏體的含量。選取奧氏體的 （200）γ、（220）γ、（311）γ峰和馬氏體的 （200）α、（211）α峰進行組合配對，取平均值后，利用下式計算獲得殘余奧氏體的體積分數[10]：

式中，fγ表示殘余奧氏體的體積分數，Iγ和Iα分別為殘余奧氏體峰和馬氏體峰的衍射積分強度，Area%，Cγ和Cα分別為對應的強度因子。

另外，為了克服XRD方法測量物相含量的下限限制，并精確計算試樣內殘余奧氏體的含量，利用綜合物性測量系統 （PPMS-9T） 測試待測樣和標樣飽和磁化強度的比值來計算fγ。切取2 mm×2 mm×2 mm尺寸的樣品，設置外加磁場強度為0~5 T，步長為0.25 T。將待測試樣的飽和磁化強度值和不含殘余奧氏體標樣 （本文以相同奧氏體化溫度處理的退火試樣作標準） 的飽和磁化強度值進行對比，根據下式計算出fγ[11]：

其中，Ms（c）為待測試樣的飽和磁化強度值，A·m-1，Ms（f） 為不含殘余奧氏體標樣的飽和磁化強度值，A·m-1，β=0.987。

依照JB-T 7901-1999標準進行腐蝕性能測試，截取尺寸為30 mm×15 mm×2 mm的試樣，依次經過180目、320目、800目、1200目砂紙打磨，待試樣表面無明顯刻痕和麻點后，用無水乙醇清洗并用冷風吹干，干燥24 h后稱取樣品的初始重量 （m0，g）。然后采用掛片法浸入到盛有3.5%NaCl的溶液中，設定實驗時間為8個周期，每個周期為7 d且每個周期更換一次NaCl溶液。根據實驗周期設定，將所浸泡試樣從溶液中取出后立即進行SEM觀察，參照GB/T 16545-1996對試樣表面剩余的腐蝕產物進行進一步的清除[12]。所使用的除銹劑為500 mL鹽酸、500 mL去離子水和6 g六次甲基四胺的混合溶液。除銹完成后，用無水乙醇對試樣進行超聲清洗，冷風吹干并將其放入真空干燥器中，保存24 h之后再次稱量腐蝕后試樣的重量 （m1，g），根據m0-m1計算相應的失重量 （Δm，g），并根據公式 （3） 計算出試樣的腐蝕速率。另外，采用SEM再次觀察清除腐蝕產物后試樣的表面形貌。

式中，V為腐蝕速率，mm·a-1；K為常數87600；m0和m1分別為腐蝕前后清洗干燥的試樣重量，g；S為試樣表面積，cm2；T為實驗時間，h；ρ為樣品密度，取7.85 g·cm-3。

1.4 電化學實驗

切取尺寸為10 mm×10 mm×2 mm的試樣用于電化學測試，將一根有絕緣層的銅線用電烙鐵錫焊在試樣的非工作面 （寬面） 上，用環氧樹脂將除工作面外的其余表面封裝起來。對工作面依次經過360目、800目、1200目砂紙打磨，待樣品表面呈現平整光滑的狀態后，最后依次用去離子水和無水乙醇進行清洗脫水干燥。

電化學實驗利用瑞士萬通Autolab PGSTAT 302N電化學工作站進行。實驗采用三電極體系，工作電極為試樣，輔助電極為鉑片，參比電極為飽和甘汞電極 （SCE）。在室溫下3.5%NaCl溶液中進行測試。為確保測試電位的穩定，測試前需將試樣在電解液中浸泡10 min，之后在自腐蝕電位下進行電化學阻抗測試。選用信號為10 mV幅值，測試頻率范圍為105~10-1 Hz的交流正弦波進行電化學阻抗譜的測量。極化掃描區間為-2.0~2.0 V，掃描速率為1 mV/s。依次進行開路電位測試、電化學阻抗譜測試和極化曲線測試。

2 結果及討論

2.1 顯微組織的分析

圖1是4種試樣原始顯微組織的SEM形貌?？梢钥吹剑?種試樣的顯微組織幾乎均由板條馬氏體組成，但由于82#鋼中存在V，使得其馬氏體領域相對81#鋼的有所細化。另外，還可發現81-Q&P和82-QPT試樣的板條馬氏體間夾雜著少量塊狀的殘余奧氏體。

圖1   腐蝕前81-Q&T, 81-Q&P, 82-Q&T和82-QPT試樣的SEM形貌

由圖2a中可以看到，81-Q&T和82-Q&T試樣只有馬氏體的衍射峰，而81-Q&P鋼以及82-QPT鋼中則存在明顯的殘余奧氏體的衍射峰，根據式 （1），可計算出81-Q&P鋼中殘余奧氏體的含量約為15.1% （體積分數），82-QPT鋼中殘余奧氏體含量約為14.4% （體積分數）。

圖 2   4種試樣的XRD分析和飽和磁化曲線圖

將相同奧氏體化溫度的退火試樣作為無奧氏體的標樣，通過對比圖2b中的飽和磁化強度值，根據公式 （2） 可計算出，81-Q&P和82-QPT試樣內殘余奧氏體的含量分別約為15.6%和14.8%，這一結果與XRD計算得到的結果相近。

由圖3a，d和g可以看出3種試樣主要由板條馬氏體組成，采用g=111_γ操作矢量得到殘余奧氏體的中心暗場像 （圖3b和e），采用g=200VC操作矢量得到82-QPT試樣中碳化釩顆粒的中心暗場像 （圖3h）。可以看出，81-Q&T鋼中殘余奧氏體的含量很少，呈薄膜狀，大約只有幾個納米的厚度 （圖3b）；而81-Q&P鋼中的殘余奧氏體則以薄片狀的形式存在，厚度大約為幾十個納米 （圖3e）。從82-QPT鋼中則可以看出，在馬氏體基體上彌散分布著很多納米碳化釩顆粒 （圖3h）。另外，從選區電子衍射圖 （圖3c和f） 可以看出，81-Q&T和81-Q&P試樣中的馬氏體基體和殘余奧氏體之間具有Nishiyama-Wassermann （[011]γ∥[001]α，（111）γ∥（110）α） 位向關系；圖3i則顯示馬氏體基體和碳化釩顆粒之間存在Baker-Nutting （[001]VC//[001]α，（110）VC//（010）α） 的位向關系。

圖 3   81-Q&T，81-Q&P和82-QPT試樣的TEM像及相應的選區電子衍射花樣

2.2 失重曲線的分析

圖4為4種試樣在3.5%NaCl溶液中浸泡不同時間的腐蝕失重情況。從失重變化圖4a可以看出，4種試樣腐蝕失重量的變化趨勢基本相同，在腐蝕最初的100 h內，失重量上升比較明顯，在400 h后，失重量上升逐漸趨向平穩。從腐蝕速率變化圖4b可以看出，腐蝕速率在腐蝕前期上升很快，在200 h附近達到峰值，之后腐蝕速率在一定范圍內波動直至趨向平穩。從腐蝕失重曲線的形狀上大致可以判斷腐蝕的機制：首先在浸泡初期，試樣表面天然存在的保護膜可以有效阻止試樣被腐蝕，但是一旦保護膜被破壞，失重量則會迅速上升；腐蝕一段時間后，試樣表面堆積了很多腐蝕產物，溶液中的Cl-向試樣表面的滲透一定程度上被減緩，從而抑制了腐蝕的進行，故試樣失重量的增長速度減緩，腐蝕速率逐漸降低直至穩定。另外，還可觀察到4種鋼在800 h附近時出現腐蝕速率先降低后又增加到某一極大值的現象，此腐蝕行為被稱為“逆現象”，常見于服役環境為海水的碳鋼，是樣品表面腐蝕產物的保護作用和溶液中Cl-對表面的侵蝕作用相競爭造成的結果[13]。整體來看，81#鋼種的耐腐蝕性要低于82#鋼種；從熱處理的工藝上看，經碳配分處理的鋼耐腐蝕性要優于Q&T處理的鋼，即81-Q&P鋼的耐腐蝕性能明顯優于81-Q&T鋼，但82-QPT鋼相較于82-Q&T鋼則領先的不是特別明顯。

圖4   4種試樣在3.5%NaCl溶液中的腐蝕失重和腐蝕速率隨浸泡時間的變化

2.3 電化學曲線

圖5是4種試樣在3.5%NaCl溶液下測得的極化曲線，可以看出，4種試樣的極化曲線基本符合典型金屬電極在中性溶液中的極化曲線。圖中81-Q&T鋼試樣的極化曲線，陰極極化曲線和陽極極化曲線相交于a點，a點橫坐標則對應于試樣的自腐蝕電位Ecorr。陰極極化曲線位于a點左側，對應電化學反應為O2+2H2O+4e→4OH^-。陽極極化曲線位于a點右側，對應的電化學反應為Fe-2e→Fe2+，即以Fe的陽極溶解為主。可以看出，4種試樣的陽極極化曲線均由三部分組成，分別為Fe的活性陽極溶解區間 （ab）、鈍化區間 （bc） 和過鈍化區間 （cd）。

圖5   4種試樣在3.5%NaCl溶液中的極化曲線

為了獲取相關腐蝕動力學信息，如自腐蝕電位Ecorr（V）、自腐蝕電流密度Icorr （μA·cm-2）、陰極/陽極Tafel斜率βc/βa （mV·dec-1）、擊穿電位Ed（mV）、致鈍電位Eb（mV）、維鈍電流密度Ip （μA·cm-2） 等，選取極化曲線的Tafel區間進行數據擬合，將擬合結果列于表2中。可以看出，相對于81-Q&T （82-Q&T） 鋼，81-Q&P （82-QPT） 鋼的自腐蝕電位稍負，較易發生腐蝕，但其自腐蝕電流密度Icorr卻較低，說明發生腐蝕后的腐蝕速率較低。除82-Q&T外，其他3種試樣的維鈍區間接近。另外還可看出，81-Q&P （82-QPT） 試樣的維鈍電流密度遠低于81-Q&T （82-Q&T） 試樣，試樣表面的鈍化膜更穩定，其耐腐蝕性能更好。

表2   4種試樣在3.5%NaCl溶液中的極化曲線擬合參數

圖6a為4種試樣在3.5%NaCl溶液中的Nyquist圖。可以看出，4種試樣的EIS特征非常相似，都為不完整的半圓弧。一般來說，圓弧半徑越大，試樣的電子交換阻抗值越大，其抵抗腐蝕反應的阻力越大，耐腐蝕性能力就越好。從圖6b和c可以看出，相同浸泡時間內81-Q&P （82-QPT） 相對于81-Q&T （82-Q&T） 試樣具有較大的峰值，表明其具有較好的耐腐蝕性。

圖6   4種試樣在3.5%NaCl溶液中的電化學阻抗譜

利用電化學分析軟件ZView 2中的Equivalent Circuits模塊對4種試樣的EIS圖進行等效電路擬合，采用幾種電路模型擬合后，發現最適合實驗結果的等效電路圖如圖7所示，擬合結果列于表3。其中ZCPE為偽雙層電容器，代表外部多孔膜，RS為電解液電阻，RP為電子交換電阻?？紤]到電容元件的非理想狀態，引入了常相位角元件CPE，并采用Q和n兩個參數來表征CPE元件的阻抗值ZCPE：

式中，ZCPE為相位角元件的阻抗；Q為與尺寸相關的電容常數，Ω-1cm-2sn；s=2α/π，α是元件CPE相位角；n在0~1范圍內取值，當n=0時，CPE為理想電阻，當n=1時，CPE為理想電容；j代表虛數 （j2=-1），w為角頻率。

圖7   4種試樣在3.5%NaCl溶液中的等效擬合電路圖

表3   浸泡在3.5%NaCl溶液中的4種試樣阻抗譜擬合電路的各項參數值

由表3可知，誤差函數Chi-squared （x2） 的數值范圍在 （3.0~7.0）×10-5之間，較低的誤差函數值表明實驗結果與所用等效電路圖具有很高的契合程度[14]。一般來說，線性極化電阻值的倒數即1/RP，它的數值的大小，反應了試樣的腐蝕速率的大小。根據表3的結果，可以發現，82-QPT試樣具有最低的1/RP數值，即它在3.5%NaCl溶液中的耐腐蝕性能最好。另外，CPE的n可以作為表征試樣表面不均勻性的參數，金屬表面越粗糙，n的值越小[15,16]。從表3可看出，81-Q&T和82-Q&T試樣的n值低于81-Q&P和82-QPT，說明兩試樣表面的粗糙度較大，試樣被腐蝕得更嚴重。

2.4 腐蝕形貌的分析

2.4.1 腐蝕產物的形貌

如圖8所示，浸泡初期 （32 h） 81-Q&T試樣表面腐蝕產物剛開始從基體上產生，主要為花狀的γ-FeOOH和少量針狀的α-FeOOH；腐蝕中期 （43 d），腐蝕產物出現片狀的β-FeOOH，細晶狀的α-FeOOH數量逐漸增多，尺寸逐漸變大；腐蝕后期 （89 d），腐蝕產物則主要為球狀的Fe3O4和少量的α-FeOOH[17,18]。

圖8   81-Q&T試樣腐蝕后的表面腐蝕產物形貌

81-Q&P試樣腐蝕不同時間后的表面腐蝕產物形貌如圖9所示?？梢钥吹?，腐蝕初期 （32 h） 試樣表面堆積的腐蝕產物較少，主要為花狀的γ-FeOOH；腐蝕中期 （43 d），腐蝕產物明顯增多且出現球狀Fe3O4；腐蝕后期 （89 d），腐蝕產物則主要為Fe3O4。

圖9   81-Q&P試樣腐蝕后的表面腐蝕產物形貌

82-Q&T試樣腐蝕不同時間后的表面腐蝕產物形貌如圖10所示?？梢钥吹剑c81-Q&T腐蝕產物形貌的發展規律類似，腐蝕初期 （32 h） 試樣表面腐蝕產物為花狀的γ-FeOOH和針狀的α-FeOOH，隨著腐蝕的進行，腐蝕產物逐漸向穩定的α-FeOOH以及Fe3O4演變[18]。

圖 10   82-Q&T試樣腐蝕后的表面腐蝕產物形貌

82-QPT試樣腐蝕不同時間后的表面腐蝕產物形貌如圖11所示?？梢园l現，與81-Q&P鋼類似，腐蝕初期 （32 h） 試樣表面產物較少且主要為β-FeOOH夾雜少量花狀的γ-FeOOH，隨后腐蝕產物逐漸向穩定的α-FeOOH和Fe3O4演變[18]。

圖11   82-QPT試樣腐蝕后的表面腐蝕產物形貌

對比81-Q&T和81-Q&P試樣，可以看到，81-Q&P試樣腐蝕產物初期產生較少并且腐蝕進行到中期時產物主要為α-FeOOH以及Fe3O4，而此時81-Q&T試樣的腐蝕產物中還存在較多的β-FeOOH；對比82-Q&T以及82-QPT試樣也可以發現相同的規律。但是與81#鋼不同的是，在腐蝕初期，82#鋼腐蝕產物已出現細晶狀的α-FeOOH，由于α-FeOOH以及Fe3O4比較致密，可以在一定程度上阻止Cl-滲透到試樣表面，因此81-Q&P （或82-QPT） 鋼能夠表現出更好的耐腐蝕性[15]。

2.4.2 腐蝕產物的XRD分析

對4種樣品在浸泡不同時間后的表面腐蝕產物進行XRD分析，可見其在相同浸泡時間內表面的腐蝕產物的相組成一樣，僅各相的比例不同，因此僅分析82-QPT試樣的結果。圖12為82-QPT試樣在3.5%NaCl溶液中分別浸泡32 h、43 d和89 d后表面腐蝕產物的XRD圖譜。經PDF卡片標定可識別出可能的腐蝕產物種類主要包括β-FeOOH、γ-FeOOH、α-FeOOH和Fe3O4，可以看出，隨浸泡時間的延長，β-FeOOH和γ-FeOOH的比例逐漸減少，α-FeOOH和Fe3O4的比例逐漸增加，與圖11 SEM結果基本一致。

圖12   82-QPT試樣在3.5%NaCl溶液中浸泡32 h、43 d和89 d后表面腐蝕產物的XRD圖譜

2.4.3 清洗腐蝕產物后試樣的形貌

圖13為試樣浸泡不同時間后將腐蝕產物清洗干凈后的表面SEM形貌圖?？梢钥吹?，腐蝕初期 （32 h），4種試樣表面都分布著大小不一的點蝕坑，點蝕坑主要來源于Cl-對表面鈍化膜的侵蝕。對比不同鋼種來看，點蝕坑的發展規律基本一致，但相對來說82#鋼的點蝕坑尺寸更小，表明其具有更好的耐腐蝕性；對比不同熱處理工藝可以看出相比于81-Q&P （82-QPT） 試樣，81-Q&T （82-Q&T） 的點蝕坑數目更多、尺寸更大且分布更加密集，說明Cl-對Q&T試樣表面鈍化膜的侵蝕作用更大，腐蝕更加嚴重。隨著時間的延長，當腐蝕進行到后期 （89 d），點蝕坑發生堆疊增加，由最初的點蝕發展到后期的均勻腐蝕，并且這一現象在Q&T試樣上表現的更為明顯。

圖 13   不同浸泡時間下4種試樣清洗腐蝕產物后的形貌

3 結論

（1） Q&T鋼主要組織為馬氏體，且馬氏體板條間有極少量薄膜狀的殘余奧氏體，Q&P （或Q-P-T） 鋼主要由板條馬氏體和板條馬氏體條間夾雜著的薄片狀的殘余奧氏體組成，另外82-QPT的馬氏體基體上還彌散分布著碳化釩顆粒；經XRD計算，81-Q&P鋼中殘余奧氏體含量約為15.1%，82-QPT鋼中殘余奧氏體含量約為14.4%，這一結果與PPMS所計算的數值 （81-Q&P~15.6%和82-QPT~14.8%） 基本一致。

（2） 4種試樣在3.5%NaCl溶液中的腐蝕產物主要由β-FeOOH、γ-FeOOH、α-FeOOH和Fe3O4組成，不同浸泡時間下，各腐蝕產物的比例不同，隨浸泡時間的延長，腐蝕產物由β-FeOOH和γ-FeOOH逐漸過渡為α-FeOOH和Fe3O4。

（3） 4種試樣在3.5%NaCl溶液中發生的腐蝕主要為吸氧腐蝕，由于Cl-對表面鈍化膜的侵蝕作用，腐蝕初期4種試樣表面主要發生點蝕，隨著腐蝕時間的延長，點蝕坑連接成片，由最初的點蝕逐漸發展為均勻腐蝕。

（4） 失重法和電化學測試均表明，82-QPT （81-Q&P） 試樣的耐腐蝕性能較82-Q&T （81-Q&T） 試樣的好，且含V的82#鋼的耐腐蝕性能較81#鋼的更好，這主要是由于82-QPT （81-Q&P） 鋼內存在部分殘余奧氏體，殘余奧氏體的存在提高了馬氏體基體的腐蝕電位，其作為陽極優先發生腐蝕，從而保護了馬氏體基體[7]，加之碳化物的彌散分布，使得試樣表面存在更多致密的有利的α-FeOOH和Fe3O4相，能有效阻礙Cl-的滲透，這些因素的共同作用使得82-QPT試樣具有最好的耐腐蝕能力。

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