PDF《关于气体渗氮—氮碳共渗的若干问题讨论》

而在同 一工艺条件下,在15#、45#和20CrMn 钢中则绝不形成化合物层. 在氨气中进行 580℃气体氮化(分解率为 55~73%) ,在45#钢表面仅形成一个断续的、 不均匀的化合物层;

而在其它钢的表面所形成的化合物层厚度随工艺时间的增加而增长. 4.1 纯铁渗氮时白亮层的相结构 分析关于白亮层的相结构问题,前人已经做了不少研究.展开来看,不同的相结构对性 能的影响同样具有多样性和复杂性. 根据 Fe―N 相图,在500℃以下,ε相的成分大致在 Fe3N(8.1%N)和Fe2N(11.1%N) 之间.温度升高,N 浓度的可变范围更大,温度降低,则从含氮量小于 8.25%N 的ε相中析 出γ′相,所以,ε相一般表达为 Fe2~3N,氮原子有序地占据 Fe 原子组成的密排六方晶格的 间隙位置,ε相是一种间隙相,它的显微硬度如前所述,约为 265HV. 根据相图:对于纯铁,若在 500~590℃范围渗氮,表面首先形成含氮固溶体,当氮浓度 达到饱和时,便形成γ′相,随后再形成ε相.所以,在渗氮温度下,工件由表及里依次为 ε→γ′→α.将这种组织缓冷至室温,如果表层的氮含量达 11.1%以上,则ε相可能转变 为ξ相,里边低浓度的ε相则会析出针状的γ′相,α相中也将有少量γ′相沿一定晶界面 析出.依次,渗氮后缓冷组织由表及里的分布应该是ξ→ε→ε+γ′→γ′→α+γ′.显然,如果表面氮浓度低于 11.1%,则不出现ξ相. 可见,在渗氮温度下,氮原子的扩散是在多相体系中进行的,氮在不同相中的扩散速度 是不同的,如前(2.2)所述:ε相单向(向内)长大;

γ′是双向溶解.α[N]双向长大;

在渗层相组成为ε-γ′-α[N]时,ε相起储氮、γ′起传递氮的作用.在渗入过程中,氮扩 散流强度为 JεN≥JNγ≥JαN,通常ε、γ′不会阻碍α[N]扩展. 4.2 渗氮钢白亮层的相结构分析 在工业生产中,渗氮材料不可能是纯铁,而是含有碳和合金元素的钢或铸铁,所以必须 考虑碳与合金元素的影响作用. 4.2.1 碳的影响 实验表明:碳可溶于含氮的γ相,形成含碳、氮的奥氏体;

也可溶于ε相,组成含碳的 氮化物 Fe2~3(N,C) .如前(3.2)所述,碳在ε相中的固溶度很高,在500~600℃其值可达 3.4~3.8%C. 含碳的ε相具有较高的硬度、耐磨性、耐蚀性和疲劳强度, 并具有一定的韧性. 碳在α相和γ相中的固溶度极小,对其组织与性能的影响甚微. 4.2.2 合金元素的作用 钢中加入合金元素,能改变氮在α相中的固溶度.过渡族元素 W、Mo、Cr、Ti、V 及微量 元素 Zr、Nb 溶于铁素体中,提高了氮在α相中的固溶度,Al 和Si 的作用较小.例如,合金 结构钢(38CrMoAlA、30CrMo、12Cr2Ni4WA 等)渗氮时,氮在α相中的固溶度可达 0.2~0.5 %,这些元素将延迟渗氮层高氮相的形成. 合金钢渗氮时,还能形成合金元素的氮化物.大多数过渡族元素的氮化物属于间隙相, 他们具有高的硬度与熔点,但很脆. 合金元素与氮的亲合力按以下顺序依次递增:Ni→Co→Fe→Mn→Cr→Mo→W→Nb→V→Ti →Zr.与氮的亲合力愈强,形成的氮化物愈稳定.铝不属于过渡族元素,但其与氮的亲合力 极强,能形成高硬度的稳定氮化物. 合金元素的存在,还阻碍氮在铁中的扩散,与氮亲合力愈强,阻碍扩散的作用愈大,在 相同工艺条件下渗氮时渗层愈浅. 4.2.3 氮碳共渗件的白亮层及扩散层 在共渗温度下,共渗介质发生分解,产生活性氮原子和活性碳原子.如前(3.4)所述, 在该温度下,碳在α-Fe 中的固溶度远比氮在α-Fe 中的固溶度小,钢的表面首先被碳饱和, 形成许多超显微的碳化物,这种碳化物作为媒介促进了氮化物的形核和氮原子的渗入,由表 及里依次形成ε相与γ′相组成的化合物层及扩散层.ε相溶碳能力很强,它的形成和存在 又给碳原子的渗入创造了条件.这就是氮碳共渗过程中两种元素的原子渗入时的相互促进作 用. 随着工艺时间的延长,氮碳原子同时向工件内部扩散.由于碳在α-Fe 中的固溶度很小, 浓度梯度小,扩散量很少,实际上主要是氮的扩散,形成一定深度的含氮扩散层. 氮碳共渗层由白亮的化合物层(5~20μm)和暗黑色的扩散层组成,白亮的化合物层主 要是ε相【Fe2~3(N,C) 】和γ′相(Fe4N) ,含碳的ε相具有足够的的韧性、耐磨性和抗咬 合性能.扩散层主要是含氮的α相,如果共渗后缓慢冷却,则α相将有针状的γ′相析出, 常据此确定扩散层深度;