真空渗氮时间对TC4钛合金渗氮层组织与性能的影响

采用不同时间对TC4钛合金进行真空渗氮处理。通过金相分析、X射线衍射(XRD)、显微硬度测试和耐磨试验研究了渗氮时间对渗氮层组织与性能的影响。结果表明:经820℃不同时间真空渗氮后,TC4钛合金表面物相主要以Ti N和Ti2Al N为主,渗氮初期,氮化物层厚度增加较快,随时间延长,氮化物层厚度增加速度逐渐减小,渗氮层深度与时间符合遵循抛物线规律。表面硬度及耐磨性随时间延长而增加,当渗氮时间达到10 h以后,表面硬度及耐磨性随时间延长基本保持不变,氮化物层厚度随时间延长继续增加。     

55钢的离子渗氮

对尺寸为10 mm×10 mm×3. 5 mm的55钢试样分别在470、500、530和550℃离子渗氮8 h。采用X射线衍射、光学显微镜、扫描电镜和显微硬度计检测了渗氮层的显微组织和硬度,目的是研究离子渗氮温度对55钢渗层组织和性能的影响。结果表明:55钢离子渗氮层的相组成主要为γ'相、ε相和少量的α-Fe相,且随着离子渗氮温度的升高,渗层中ε相的含量逐渐升高,γ'相和α-Fe相的含量逐渐降低;渗层深度与离子渗氮温度之间的关系可用公式X~2=9. 7×10~5·e~(-78 400/RT)·t表达。470℃离子渗氮的55钢表面硬度为821 HV0. 1,530℃离子渗氮的提高到了841 HV0. 1,但550℃渗氮的下降到了787 HV0. 1,这是由于温度升高后氮化物粗化和表面疏松所致。     

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。     

表面离子渗氮对SS304耐蚀性的研究

目的对SS304在300 Pa不同温度下进行表面离子渗氮,研究渗氮层和SS304的耐蚀性。方法通过动电位极化曲线和交流阻抗谱分析SS304和渗氮层在3.5%Na Cl溶液中的耐蚀性,采取金相显微镜、SEM、XRD对渗氮层和SS304的表面形貌和相组成进行分析测试,采用显微硬度计和镜像显微镜对渗氮层和SS304的硬度和截面形貌进行分析测试。结果 SS304中有γ相和M相,400℃时渗氮层试样出现γN、Fe_(2~3)N、Fe_4N,大于450℃时,渗氮层试样出现了Fe2~3N、Fe4N、Cr N。渗氮层在3.5%NaCl溶液中,400℃时渗氮层的自腐蚀电流密度比SS304的小,大于450℃时,渗氮层的自腐蚀电流密度比SS304的小且随渗氮温度增加而逐渐增大;400℃时渗氮层的自腐蚀电位比SS304的大,大于450℃时,渗氮层的自腐蚀电位比SS304的大且随渗氮温度增加而逐渐降低;400℃时渗氮层表面的膜电阻比SS304的大,大于≥450℃时,渗氮层表面的膜电阻比SS304的小。结论渗氮层的耐蚀性随温度的升高而降低,400℃时渗氮层的耐蚀性比SS304的好,大于450℃时,渗氮层的耐蚀性比SS304的低;400℃时渗氮层生成氮扩大奥氏体(γN),可大大增加耐蚀性,大于450℃时,渗氮层生成Cr N,耐蚀性减小。     

电弧等离子体辅助渗氮处理Cr12MoV钢的组织结构及硬度

采用不同温度对Crl2MoV钢进行电弧等离子体辅助渗氮处理.采用X射线衍射(XRD)分析渗氮层的相组成,采用扫描电子显微镜(SEM)及光学显微镜分别观察渗氮样品表面形貌及横截面形貌,利用显微硬度计测试渗氮层的硬度分布.结果表明:实验钢渗氮层的结构由CrN+γ'-Fe4N+ε-Fe3N的化合物层及由含氮马氏体相α-Fe (N)组成,渗氮层的厚度随处理温度的升高而增加.渗氮处理后能明显提高Cr12MoV钢基体的显微硬度.     

处理温度对1Cr18Ni9Ti钢脉冲直流等离子渗氮的影响

利用脉冲直流辉光等离子技术,在不同的温度下对1Cr18N i9Ti奥氏体不锈钢进行了渗氮处理。利用光学显微镜、显微硬度计、XRD以及电化学工作站对渗氮层进行了分析。结果表明,处理温度显著影响1Cr18N i9Ti钢渗氮层的结构与性能。处理温度≤440℃时,渗层为纯S相结构;处理温度在460~540℃之间时,为S相+CrN+Fe4N的混合组织;处理温度≥560℃时,为CrN+Fe4N的化合物层。可在较宽的温度范围内对该钢进行脉冲直流等离子渗氮,获得表面硬度高于基底5~6倍的渗氮层。渗氮层的厚度随处理温度的升高而增加,而抗腐蚀性能随着处理温度的升高呈下降趋势。     

温度对20CrMnTi钢渗氮层组织及耐磨性的影响

采用光学显微镜、端面磨损实验机、显微硬度仪和X射线衍射仪(XRD)等分析测试了20CrMnTi钢经离子渗氮与感应渗氮后渗氮层的组织、耐磨性、硬度及相组成,同时利用光学显微镜对渗氮层的截面形貌进行分析,以及用SEM对渗氮层磨损后的磨痕形貌进行分析。结果表明:通过两种渗氮处理后,20CrMnTi钢表面均可获得Fe_2N、Fe_3N等氮化物;随着渗氮温度的升高渗层深度增加,且在相同温度下感应渗氮后的白亮层厚度高于离子渗氮后的白亮层厚度;感应渗氮和离子渗氮后20CrMnTi钢表面最高硬度分别为960 HV0.25和800 HV0.25。感应渗氮后20CrMnTi钢的磨损率从5.95×10~(-6) cm~3·min~(-1)·N~(-1)降至4.85×10~(-7) cm~3·min~(-1)·N~(-1);离子渗氮后的磨损率从5.95×10~(-6) cm~3·min~(-1)·N~(-1)降至6.13×10~(-7) cm~3·min~(-1)·N~(-1)。20CrMnTi钢渗氮前磨损面有大量剥离区,磨损机制为典型的粘着磨损;渗氮处理后磨损面比较平滑,有少量犁沟,磨损机制主要为磨粒磨损。     

TC4钛合金的离子渗氮工艺

对TC4钛合金进行一系列离子渗氮试验,研究了离子渗氮温度、时间对渗层组织结构、显微硬度及表面残余应力的影响。结果表明:TC4钛合金经离子渗氮后表面硬度均可提高至基体的2~4倍,且表面为残余压应力状态。当渗氮温度800℃或渗氮时间8 h时,表面形成氮化物数量较少,光镜下只能观察到扩散层,随着渗氮温度的升高,渗氮时间的延长,表面由Ti N+Ti2N组成的化合物层厚度增加,致密性增强,硬度也随之增加。TC4钛合金经850℃×16 h离子渗氮后表面硬度可达到900 HV0.1左右,渗氮层由致密的化合物层+扩散层组成。随着渗氮温度继续增加,渗氮时间继续延长,表层氮化物聚集长大,渗氮层开始变得疏松。     

独立阳极对石油钻杆内壁离子渗氮过程的影响

目的利用脉冲离子渗氮提高石油钻杆内壁性能。方法在钻杆内部插入独立阳极,利用钻杆内部空腔作为渗氮炉体,完成钻杆内壁离子渗氮。通过测定渗氮过程的温度分布并对渗层的硬度分布、耐蚀性及耐磨性能进行测定,分析独立阳极对钻杆内壁渗氮过程、渗层显微组织、耐磨耐蚀性能的影响。结果采用L1700长阳极时的温度场比采用L600短阳极均匀。采用L600短阳极时,随距阳极距离的增加,渗层厚度减小。采用L1700贯穿长棒时,渗层形貌和厚度呈对称分布,渗氮层的显微硬度由表及里逐渐降低。两种不同阳极相比,L1700硬度变化更平缓。盐雾腐蚀及摩擦磨损试验表明,采用L600短阳极时,随着距离的增大,性能下降,而采用L1700长阳极时,性能呈对称分布,中间位置性能最低。结论采用内置独立阳极的方法可以实现钻杆内壁离子渗氮,独立阳极的影响范围约为260 mm。采用L1700长阳极渗氮后,表层最高硬度可达848.0HV_(0.2),渗层最小厚度0.33mm。L1700试样腐蚀速率最大为1.6917×10~(-5)g/(mm~2·h),磨损率最大为1.5513×10~(-7) mm~3/(N·m)。     

甲酰胺浓度对38CrMoAl钢液相等离子电解渗氮过程的影响

采用液相等离子电解渗氮技术,研究了不同甲酰胺浓度对38CrMoAl钢渗氮层组织及性能的影响。利用OM、SEM、XRD观察分析渗氮层的微观组织结构和物相构成,RF-GDOES和Parstat2273电化学工作站分别表征渗氮层的元素分布和耐蚀性,并测试分析了渗层截面的显微硬度。结果表明,随着电解液中甲酰胺浓度的升高,渗氮致密层、白亮层、扩散层厚度呈先增加后降低的趋势,渗氮层最大显微硬度值呈增加的趋势;当甲酰胺浓度升高至70%时渗氮层达到最大,为125μm,白亮层为51μm;渗氮后扩散层硬度值较高,而心部组织硬度较未处理试样提升约2倍;渗氮层表层主要含Fe2N和Fe3N相,扩散层以Fe16N2、FeN相为主,过渡层主要为α-Fe、FeN0.097相;渗氮层的耐蚀性优于未经处理试样。     

α型钛合金离子渗氮工艺

研究了离子渗氮温度、渗氮时间对TA7钛合金的渗氮层的组织、动力学模型和硬度的影响。结果表明:TA7钛合金经离子渗氮后,渗氮层由化合物层(Ti N+Ti_2N相)+扩散层(α-Ti(N)相)组成。TA7钛合金经低温(T≤800℃)短时(t≤16 h)渗氮时,渗氮层的主要变化为相结构的改变,但是渗氮层的深度随渗氮时间的变化不大。TA7钛合金离子渗氮前期16 h内表面硬度显著地提高,可达基体硬度的2～4倍。TA7合金在渗氮温度T≥850℃,渗氮时间t=16 h工艺下可得到较好的渗层组织和渗层硬度梯度。     

离子渗氮AISI 420马氏体不锈钢耐蚀行为研究

采用不同温度对AISI 420马氏体不锈钢进行离子渗氮处理.借助光学显微镜和X射线衍射(XRD)技术分析了渗氮层的微观组织结构,利用显微硬度计测试了渗氮层的硬度分布,通过电化学极化曲线测试和盐雾腐蚀试验研究了离子渗氮AISI 420不锈钢在模拟工业环境中的腐蚀行为.结果表明:AISI 420不锈钢350℃低温离子渗氮层由ε-Fe3N和N过饱和固溶体αN相组成,其化学稳定性高,加之固溶Cr元素的联合作用,明显提高了AISI 420不锈钢基材的腐蚀抗力.AISI 420钢经450℃和550℃渗氮处理,渗氮层中的αN分解成了α相和CrN,造成基体贫Cr,降低了基材的耐蚀性能.马氏体不锈钢低温离子渗氮处理不仅可以提高表面硬度,而且可以获得良好的耐蚀性能.     

热丝增强等离子体辅助渗氮中氮在不锈钢中的扩散与析出机制

目的 研究不同放电电流密度下,渗氮层组织及摩擦学性能随时间的演变规律,以及氮在不锈钢中的扩散与析出机制。方法 采用热丝增强等离子体辅助渗氮方法,对奥氏体不锈钢表面进行改性。采用XRD及XPS研究渗氮层相组成及结构;采用SEM观察渗氮层的横截面形貌,并利用能谱分析氮含量及其随深度的分布情况;分别使用纳米压痕仪、磨损仪及台阶仪研究渗氮层的摩擦学性能。结果 当电流密度为0.81 mA/cm2时,短时间（1~2 h）渗氮后,不锈钢表面形成单一过饱和固溶体相;渗氮时间增加到4 h后,转变为更稳定的Fe4N相,渗氮层厚度达14.2 μm,表面硬度达17.81 GPa。当电流密度增加到1.25 mA/cm2时,N与金属原子间结合能增加,渗氮1 h开始析出CrN和Fe4N相,4 h后表面硬度和模量分别达22.88 GPa和314.2 GPa,磨损量仅为基体的0.53%。结论 氮原子在奥氏体中的扩散系数随电流密度成正比增加。当渗氮时间（或热丝电流）增加,渗氮层厚度与维氏硬度明显增加,其增加趋势正比于时间的1/2次幂,结构由单一固溶体相γN转变为固溶体与少量氮化物析出相CrN和Fe4N,渗氮层的摩擦学性能明显提高。     

离子渗氮温度对Fe-C-Cr-Ni-Mn-V沉淀硬化型奥氏体不锈钢渗层组织和性能的影响

采用离子渗氮工艺对一种Fe-C-Cr-Ni-Mn-V沉淀硬化型奥氏体不锈钢进行表面改性处理。利用光学显微镜(OM)、X射线衍射(XRD)、电子探针显微分析仪(EPMA)和维氏硬度计对不同离子渗氮温度下渗层的组织和性能进行了研究。结果表明,Fe-C-Cr-Ni-Mn-V沉淀硬化型奥氏体不锈钢经430~520 ℃离子渗氮处理10 h后,试样表面均形成一层厚度均匀的渗氮层,表面硬度显著增大。随着离子渗氮温度的升高,渗层厚度增大,520 ℃渗氮时渗层厚度达到78 μm。当渗氮温度为430 ℃时,渗层表面主要由γ_N+CrN+γ′-Fe₄N相组成;当渗氮温度升高至520 ℃时,渗层表面主要由γ′-Fe₄N+CrN+ε-Fe_2-3N相组成。在3种渗氮温度下,渗层中均有CrN析出,导致渗层耐蚀性低于基体组织。     

40Cr钢循环离子渗氮工艺及渗层硬度研究

目的探索循环离子渗氮与常规恒温离子渗氮技术的工艺效果。方法先对试样进行调质处理,分组进行离子渗氮,固定氨气和乙醇的流量,改变渗氮时间和渗氮温度两种工艺参数及渗氮工艺,分别测定渗氮后各试样的表面硬度及渗层厚度,观察其金相组织,并分析每组试样渗氮层的性能。结果循环离子渗氮530 6 h℃试样的表面硬度最高,随着渗氮温度的升高和渗氮时间的延长,试样的表面硬度增加,但是当温度超过530℃、时间超过6 h后,试样的表面硬度反而降低。循环渗氮550 10 h℃试样的渗层厚度最厚,随着渗氮温度的升高和渗氮时间的增加,试样的渗层厚度变厚,但时间超过6 h后,渗层厚度的增加较缓慢,6、8、10 h试样的渗层厚度差别不大。相同的渗氮温度下,循环渗氮6 h的试样的渗层厚度基本与常规恒温渗氮10 h试样的渗层厚度一样,相同渗氮时间内,循环渗氮510℃的试样的表面硬度高于恒温渗氮550℃试样的表面硬度,且两者的渗层厚度相差不多。结论循环离子渗氮工艺优于常规的恒温离子渗氮,循环离子渗氮550 8 h℃试样的综合性能最好。     

F51双相不锈钢离子渗氮层的组织与性能

目的提高F51双相不锈钢的硬度以及耐磨性能。方法将F51双相不锈钢进行低温(450℃)和高温(550℃)离子渗氮处理,利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)观察F51双相不锈钢渗氮层的微观组织,利用X射线衍射(XRD)方法对渗氮层沿深度方向相组成的变化进行分析,采用显微硬度计、摩擦磨损实验机分别对渗氮层的显微硬度及耐磨性能进行测试,采用激光扫描共聚焦显微镜(LSCM)对磨痕形貌进行观察。结果F51双相不锈钢低温渗氮层主要由N相组成,由表及里为N N+N(少量);高温渗氮层主要由CrN+N相组成,由表及里为CrN+N N+N。高温渗氮层厚度约为低温渗氮层厚度的3倍。低温渗氮样品的平均表面硬度约为基体表面硬度的3.5倍;高温渗氮样品的平均表面硬度约为基体硬度的4倍。基体的摩擦系数约为0.71,低温和高温渗氮处理后样品的摩擦系数大大降低,分别为0.24和0.17。渗氮样品磨痕的宽度和深度较基体显著降低。结论F51双相不锈钢低温渗氮层主要由N相组成,高温渗氮层主要由CrN+N相组成,两种温度渗氮后的样品硬度和耐磨性均得到显著提高。     

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。     

离子渗氮工艺参数对4Cr5MoSiV钢表层组织与性能的影响

目的 研究离子渗氮的温度及时间对4Cr5MoSiV钢渗氮层组织、表面硬度及耐磨性的影响,获得提高硬度、耐磨性的最优工艺参数。方法 对4Cr5MoSiV钢表面进行离子渗氮处理,渗氮温度分别为450、480、510、540 ℃,保温时间分别为5、10、15、20 h。利用维氏显微硬度仪测量渗层深度及表面硬度;利用X射线衍射仪分析渗层物相组成;利用摩擦磨损试验机评价试样耐磨性;通过扫描电镜观察表面磨痕区域。结果 离子渗氮渗层表面的物相主要为γ''-Fe4N相和ε-Fe2~3N相。在实验范围内,随着温度的升高或时间的增加,材料渗层深度、表面硬度增加,磨损率减少,但当温度过高或时间过长时,表面硬度下降,磨损率增加。在480 ℃的条件下进行20 h离子渗氮的材料,表面具有最好的摩擦学性能,表面硬度为1147 HV0.2,磨损率为2.13×10-5 mm3/(N?m),渗氮层深0.24 mm,化合物层深14.05 μm,摩擦系数为0.45,磨损状态为磨粒磨损。结论 离子渗氮是适合于变截面弹簧的表面强化方式,可以在材料表面形成具有一定厚度、均匀分布的渗氮层组织,显著提升表面硬度和耐磨性,降低摩擦系数。     

离子渗氮温度对00Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢微观组织及性能的影响

研究了离子渗氮温度对00Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢表面渗氮层性能和组织的影响。采用HXD-1000TMC显微硬度计、扫描电镜、能谱仪和PARSTA 4000电化学工作站对其表面硬度、组织、成分和耐腐蚀性能进行分析。结果表明,随渗氮温度的升高,渗氮层表面硬度先增加后降低。耐腐蚀性随渗氮温度的上升而降低。当渗氮温度高于500℃时,渗氮层中的Cr被大量析出,造成周围区域贫Cr,从而使耐腐蚀性能下降。当渗氮温度为450℃时,渗氮层的综合性能最佳。     

1Cr11Ni2W2MoV钢的离子渗氮

利用脉冲直流辉光等离子技术,对1Cr11Ni2W2MoV马氏体热强不锈钢进行不同工艺参数的离子渗氮。利用光学显微镜、显微硬度计、XRD对渗氮层的显微组织及硬度进行了分析。结果表明,在所选用的离子渗氮工艺参数下,1Cr11Ni2W2MoV钢渗层只由扩散层组成,渗氮温度≤560℃时,渗层主要由固溶N原子的α相组成,并伴有少量的γ'-Fe4N和CrN析出;随着渗氮温度的升高和渗氮时间的延长,固溶N原子的α相逐渐转变成γ'-Fe4N相,当处理温度达到590℃时,渗层主要由γ'-Fe4N和Cr N组成。离子渗氮后渗层的表面硬度较未渗氮前有显著的提高,在一定范围内,渗层的表面硬度和渗层深度都随着渗氮温度和渗氮时间的增加而增加,渗层硬度梯度分布也随着渗氮时间的延长变得平缓。