关于低Al—Cr氮化钢离子氮化的研究

低Al—Cr氮化钢(C0.14%,Cr0.95%,Al0.27%),在仅用N_2+H_2混合气离子氮化时,化合物层形成针状γ′,脆性大。为防止形成针状γ′,向N_2+H_2混合气中添加3%的CH_4,针状γ′消失,成为ε,得到致密的化合物层。其渗层硬度梯度和不加CH_4时一样。使用N_2:H_2=70:30,570℃处理,处理1～10小时,表面硬度为Hv860～890(距表面0.025mm处);处理7～10小时,氮化层深度(Hv513以上)达0.3mm以上;而添加3%CH_4,则表面硬度达Hv970,氮化层深度有些减少。但此结果和SACM1钢相比,虽表面硬度有些低,而氮化深度却显著增大。     

离子氮化之18—8不锈钢的表层组织耐蚀性及硬度

用x射线衍射法分析了18—8不锈钢(SUS304)在N_2+H_2的混合气氛中进行离子氮化后的表面。根据衍射结果研究了氮化表层组织与耐蚀性及硬度的关系。用400℃处理,在材料表面生成数μm深的、具有磁性的硬的(约HMV1000)M_4N[M=(Fe、Cr、Ni)]型氮化层。该氮化层在氧化性溶液中比基体的γ相易受腐蚀,而在强氧化性溶液中则比基体的γ相难以腐蚀。在500℃或600℃处理时,其表面生成含有CrN相的硬氮化层(HMV1250和HMV860)。这层氮化层在任一种非氧化、强氧化的溶液中都比基体γ相易受腐蚀。     

关于Cr—Mo钢(SCM4)的离子氮化

SCM4钢是合金结构钢中常用于进行氮化处理的钢种。我们用表1所示的钢料,予先经880℃×1小时加热油淬、680℃×1小时回火水冷处理,采用N_2—H_2混合气,试验研究了离子氮化处理条(N_2—H_2混合气中的N_2含量10～80%、炉压1.5～7乇、处理     

关于烧结钢的离子氮化

通过对两三种烧结钢进行离子氮化处理,研究了烧结密度和添加的合金元素对其氮化特性的影响,得到下面的结果: (1)在表面生成的化合物层组织为ε—Fe_(2-3)N和γ′—Fe_4N两相。 (2)对于纯铁系试样,烧结密度越高,氮的表面扩散系数D值越大,氮化时获得的化合物层和扩散层厚度就越深。含Cu、Cr元素的合金系试样都比纯铁系试样的化合物层深,而扩散层浅。 (3)烧结密度对表面硬度的影响较大,试样的密度越大,表面硬度越高。含Cr的试样,离子氮化后,表面硬度明显上升,可达HV600以上。     

离子氮化后Cr—Mo 钢(SCM440)的化合物层及磨损特性

本文对 SCM440钢进行离子氮化所生成的化合物层中ε-Fe_(2-3)N 及γ′-Fe_4N 量的变化和 N_2/H_2比、硬度、厚度等方面的关系进行了研究。其次,进行了磨损特性的研究。有化合物层时,由于ε-Fe_(2-3)N 的增加,其耐磨性能有所提高。除去化合物层进,如果扩散层的硬度为 HV700左右,种种情况表明扩散层的磨损量和存在化合物层时大致相当。     

离子氮化时间对DC53钢显微组织和性能的影响

采用金相分析、X射线衍射分析、显微硬度测量研究了离子氮化时间对DC53钢显微组织和性能的影响,得出了制备高硬度耐磨氮化层的合适离子氮化时间。结果表明:在离子氮化处理的DC53钢表层获得由ε相(Fe_3N)、γ'相(Fe_4N)和少量α-Fe相组成的均匀的氮化层。随离子氮化时间延长,ε相(Fe_3N)的衍射峰逐渐降低,而γ'相(Fe_4N)衍射峰呈逐渐升高的趋势,α-Fe相衍射峰逐渐降低。氮化层厚度的平方值随离子氮化时间的延长呈线性增加,且氮化层硬度不断升高。从表面到基体深度的增加,氮化层呈理想的硬度梯度分布,离子氮化在DC53钢表面形成的均匀氮化层使DC53钢硬度显著提高。     

氮化时间对W9Mo3Cr4V钢离子氮化层显微组织和性能的影响

对W9Mo3Cr4V钢在520℃下进行不同氮化时间的离子氮化处理,并采用金相分析、显微硬度测试和X射线衍射分析等方法,研究了氮化时间对离子氮化层显微组织(氮化层相组成和氮化层厚度)和性能(硬度、硬度梯度分布等)的影响。结果表明:氮化层主要由ε相(Fe_3N)和γ'相(Fe_4N)组成。随离子氮化时间的延长,ε相(Fe_3N)衍射强度逐渐降低,而γ'相(Fe_4N)的衍射强度呈逐渐升高的趋势,且氮化层的厚度、显微硬度不断增加。氮化层均呈理想的硬度梯度分布。     

时间和粗糙度对4Cr5Mo2V钢离子氮化层高温磨损性能的影响

目的 提高4Cr5Mo2V钢离子氮化层的高温磨损性能.方法 以表面粗糙度(Ra)与氮化时间为变量,通过正交和单变量试验对4Cr5Mo2V钢进行离子氮化.使用显微硬度仪、光学显微镜、X射线衍射仪(XRD)、高温摩擦磨损试验机分别表征4Cr5Mo2V钢离子氮化层的表面硬度、显微硬度梯度、有效厚度、疏松度、物相及高温磨损性能,利用扫描电子显微镜(SEM)和光学轮廓仪对渗层微观组织及高温摩擦磨损试样的磨损体积、磨痕形貌、截面形貌进行分析.结果 氮化6 h时,渗层表面硬度及有效厚度均随粗糙度增加而增大,但疏松度均在3—4级,渗层质量差且高温磨损性能不佳;氮化10 h时,离子氮化效果与氮化6 h时相反,且Ra为1.05μm的试样氮化层逐渐减薄至200μm,渗层疏松度进一步增加至5级;当氮化时间达到14 h时,Ra为0.15μm的试样获得质量最优的氮化层,其渗层有效厚度为300μm,显微硬度梯度为5级,渗层疏松度为1级,该试样在高温摩擦磨损试验下,磨损率比Ra为1.05μm的氮化试样低64％,高温磨损性能显著提高.结论 随着氮化时间的增加,表面粗糙度的增大会造成4Cr5Mo2V钢离子氮化层的减薄及疏松度的增加,使其高温磨损性能变差.表面粗糙度为0.15μm的4Cr5Mo2V钢经14 h氮化后,离子氮化层质量最佳,渗层的高温磨损性能有效提高.     

氮化钢的热处理工艺

一、序言氮化钢中含有通过氮化在钢的表面上形成稳定的氮化物使氮化层硬化的元素。这种元素是和N_2亲和力强的Cr,Al,Mo,V,Ti等,氮化钢就是添加这些元素的一种或两种以上而制成的。     

流态床脉冲氮化工艺研究

本文研究了38CrMoAl,3Cr2W8V,W6Mo5Cr4V2和65Cr4W3Mo2VNb 钢试样经545℃非脉冲和二种脉冲流态床氮化的渗层硬度曲线、渗层深度和显微组织。结果表明:采用简化脉冲的流态床氮化工艺后,渗层深度接近非脉冲流态床氮化或有所减少,试样表面白亮层显著减薄甚至消失,而流化气消耗下降达86%～90%。     

超声振动对汽车车身钢件离子氮化层性能影响分析

采用超声波对汽车车身用4Cr W2Si钢件进行超声振动离子氮化,并进行了渗层结构、渗层深度、表面硬度、耐磨损性能和抗高温氧化性能的测试与对比分析。结果表明,采用适当频率的超声波振动,将有助于在钢件离子氮化层中形成硬质化合物相Cr2N,增加渗层深度和表面硬度,提高钢件的耐磨损性能和抗高温氧化性能。随超声波频率从25 k Hz增加至100 k Hz,超声振动离子氮化4Cr W2Si钢件的渗层深度和表面硬度均先增大后减小,而磨损体积和600℃高温氧化后单位面积质量增加则先减小后增大;超声频率优选为55~85 k Hz。     

激光淬火+表面氮化复合处理方案的选择

分别用激光淬火-表面氮化和表面氮化-激光淬火复合处理工艺方案对4Cr13钢试样进行表面强化处理,然后由实验数据绘制硬度分布曲线和硬化层深度比较表,分析激光淬火与表面氮化的不同组合对材料表面硬化层硬度分布和硬化层深度的影响。结果表明,采用表面氮化-激光淬火复合处理可满足试样表面强化处理的要求。     

32Cr2MoV钢氮化后离子镀TiN的摩擦磨损研究

对离子氮化后的32Cr2MoV钢进行离子镀TiN处理，并将其与离子氮化的32Cr2MoV试样在相同的条件下进行了滚动摩擦试验，比较了二者的磨损试验情况并分析了磨损机理。结果表明，离子氮化后表面沉积TiN能够使32Cr2MoV表面获得硬度梯度更合理的高硬度层，降低表面的摩擦系数，耐磨性明显高于离子氮化的32Cr2MoV。     

离子氮化处理中氢气的影响

本文把用H_2—N_2混合气体进行离子氮化的两三种钢材表面所形成的化合物层厚度、相组成物等同用纯氮气进行离子氮化的结果作了对比,并研究了离子氮化中氢气的作用。特别是应用了光电子分光分析法(ESCA)对氢离子溅射的表面净化作用作了进一步的研究。在纯氮气氛中进行离子氮化的处理时,微最氧的氧化作用明显地损害了氮化的效果;而离子氮化过程中氢气的存在对氮化反应具有很好的效果。通过氢离子的溅射加热可以去除在氢气中用电加热器加热难以去除的钢表面上所形成的碳氢化物和氢氧化物或吸附水的OH系污染层,从而表明了氢离子溅射的表面的净化作用。     

经济型双相不锈钢的离子氮化及其组织结构和腐蚀磨损性能

经济型双相不锈钢以其低廉价格、良好的力学及耐蚀性能的综合优势受到重视,但其硬度低,抗磨性能较差,限制了该合金的广泛应用。对LDX2101经济型双相不锈钢在390℃到480℃温度区间和25%N2+75%H2气氛中离子氮化10h,研究了氮化改性层的组织结构、机械性能、耐蚀性以及干摩擦和腐蚀磨损性能。结果表明,离子氮化后可在LDX2101表面形成一层具有一定硬度的致密氮化层,氮化层厚度随处理温度升高由5μm增加到28μm。表面原奥氏体和铁素体晶粒氮化后分别转化为S相(γN)和针状ε相镶嵌其中的氮在铁素体中的过饱和相αN。氮化后LDX2101的表面硬度最高可提高4倍以上,干摩擦条件下的磨损量可降低3个数量级以上。干摩擦条件下氮化层的耐磨性取决于氮化层硬度和厚度,而在腐蚀介质中的磨损性能与氮化层耐蚀性相关。研究证明只有低温离子氮化(≤420℃)可提高LDX2101的腐蚀磨损性能。     

32Cr2Mo2NiVNb 钢盐浴氮化工艺

目的将盐浴氮化工艺用于32Cr2Mo2NiVNb钢的表面处理。方法采用盐浴氮化工艺处理32Cr2Mo2NiVNb钢,通过对金相组织、力学性能、断口形貌、耐蚀性能、高温耐磨性能等的测试分析,研究该工艺对32Cr2Mo2NiVNb钢组织和性能的影响,验证该工艺对32Cr2Mo2NiVNb钢的适用性。结果32Cr2Mo2NiVNb钢盐浴氮化后,基体组织为均匀的细针状索氏体+少量游离铁素体,渗氮层深度约为0.23 mm,化合物层深度均匀,约为17μm,渗氮层疏松度、氮化物、脆性评级均达到1级;表面硬度为1011HV0.3,较氮化前提高153.4%;抗拉强度、拉伸断口形貌均无明显变化,断后伸长率、断面收缩率、冲击吸收能量仅小幅降低;耐中性盐雾时间为镀硬铬试样的6.3倍;经190 s高温磨损的表面磨痕细小均匀,磨损失重较镀硬铬试样降低62.8%。结论盐浴氮化工艺不损害32Cr2Mo2NiVNb钢组织、强度等,仅使塑性、韧性指标小幅降低,相较于镀硬铬工艺,可显著提高32Cr2Mo2NiVNb钢的耐蚀性、高温耐磨性,对32Cr2Mo2NiVNb钢的工艺适用性良好。     

2700毫米长杆形零件的软氮化

2700毫米长杆形零件是某引进产品的一个重要零件,材料为35CrMo钢,要求杆身氮化处理,技术规定氮化层深度≥0.35mm,表面硬度≥HV600(成品≥HV500)。根据近年来     

处理温度对S15C钢离子软氮化的影响

本文研究了气体成分为N_2—H_2—CH_4,温度在500～750℃间变化的离子软氮化S15C钢的组织、硬度、相组成以及耐磨性,得到如下结果: 1)化合物层厚度在650℃处理时最厚,700℃以上则激剧减薄;600℃以上开始生成Fe—N—C三元共析层,其厚度随温度上升而增厚;扩散层深度在600℃处理时最大,700℃最小。 2)650℃以下以氮化为主,700℃以上为碳氮共渗。 3)离子软氮化材料的磨损率,当摩擦速度为1.96米/秒时与处理温度无关,大体为一常数;当摩擦速度为4.36米/秒的高速时,650℃处理的出现最大值。但在任何情况下均比正火处理材料的摩损率小得多。     

可锻铸铁离子氮化的研究

1.实验方法试样化学成分为C2.59%,Si1.19%,Mn0.55%,P0.029%,S0.175%,Cr0.024%。铁素体和珠光体化退火条件如图1(a)、(b)所示。离子氮化处理条件为540～600℃×2～6小时(N_2:H_2=70:30和25:75,5乇),处理后于氮化炉中徐冷。氮气分压分别为4.6×10~(-3)和11.6×10~(-3)。     

Ti6Al4V无氢离子氮化工艺研究

对Ti6Al4V进行以氮气为气源的无氢离子氮化工艺研究,氮化温度分别为700、750、800和900℃,保温时间4 h,通过金相检验、显微硬度测定和X射线衍射结构分析,研究了离子氮化温度等参数对渗层厚度、硬度和组织结构的影响规律。结果表明:温度是影响无氢离子氮化渗层厚度、硬度的主要因素,900℃的氮化层表面硬度达到897 HV,渗层厚度达到0.32 mm;氮化层由Ti2N(ε相)和TiN(δ相)组成。