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电弧等离子体辅助渗氮处理Cr12MoV钢的组织结构及硬度 总被引:1,自引:0,他引:1
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. 相似文献
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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。 相似文献
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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。 相似文献
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表面形变处理对32Cr3MoVA钢渗氮层组织和性能的影响 总被引:7,自引:0,他引:7
测定了32Cr3MoVA钢渗氮层的硬度分布、渗层深度和表面的相组成,对比了表面层形变后渗氮和表面未形变直接渗氮试样的组织和力学性能。结果表明,表面层形变后再渗氮可使渗氮层深度从0.34mm增加到0.61mm,表面层的显微硬度从730HV增加到840HV;X射线衍射分析表明,表面层形变后渗氮层表面的组织主要为体积分数72.6%的Fe3N和27.4%的Fe4N,而表面未形变直接渗氮试样的表面组织为体积分数为17.4%的Fe3N和82.6%的Fe24N10。 相似文献
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对3Cr13钢在450 ℃氨气和氨氮混合气氛中分别渗氮4、8和12 h后的渗氮层进行了对比。利用光学显微镜、显微硬度计、X射线衍射仪、电化学工作站对渗氮层截面显微组织、显微硬度、相组成以及耐蚀性进行了表征。氨气渗氮层由化合物层和白亮层组成,而氨气和氮气混合气氛渗氮层中没有出现白亮层。氨气渗氮12 h后,渗氮层的表面硬度为1050.0 HV0.05;表面化合物层主要相为ε-Fe2-3N,次要相为γ′-Fe4N,出现了少量的CrN,白亮层相组成为γ′-Fe4N;渗氮后极化曲线钝化区变宽,自腐蚀电流密度减小,耐蚀性提高。氨氮混合气氛渗氮12 h后,渗层的表面硬度为998.0 HV0.05;气氛中N浓度升高,渗氮8 h后CrN含量增加,次要相由氨气渗氮8 h的γ′-Fe4N变为CrN;随着渗氮时间延长至12 h,渗层的自腐蚀电流密度降低,钝化区略有变宽,耐蚀性略有提高。 相似文献
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目的 探讨活性屏等离子体源渗氮技术提高马氏体不锈钢硬度与耐蚀性能的可行性。方法 将2Cr13马氏体不锈钢进行350~550℃、6 h活性屏等离子体源渗氮处理,采用光学显微镜(OM)、电子探针显微分析仪(EPMA)和X射线衍射仪(XRD)分析渗氮层的组织、成分和相结构,使用显微硬度计测试渗氮层的显微硬度,利用电化学腐蚀试验解析评估渗氮层的耐蚀性能。结果 经活性屏等离子体源渗氮处理后,可在马氏体不锈钢表面形成厚度为2~45μm,N原子分数为20%~25%的渗氮层,其表面显微硬度达1050~1350HV0.25,是基体硬度的4~5倍。350℃时,渗氮层以ε-Fe2-3N相为主,且含有少量αN相;450℃时,渗氮层由αN、ε-Fe2-3N和γ’-Fe4N相构成;渗氮温度升至550℃时,渗氮层由α-Fe、CrN和γ’-Fe4N相构成,αN、ε-Fe2-3N相消失。350、450℃时,渗氮层在3.5%NaCl溶液中的阳极极化曲线出现明显钝化区,而未渗氮的2Cr13不锈钢并未发现钝化区,自腐蚀电位Ecorr由未渗... 相似文献
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《铸造技术》2017,(1)
通过金相、扫描电子显微镜、透射电子显微镜和X射线衍射分析等手段对数控机床主轴用钢渗氮层进行了显微组织、物相组成和耐磨性能测试,并分析了渗氮层摩擦磨损机理。结果表明,渗氮主轴用钢的氮化层深度约为350μm,氮化层最大硬度为900 HV,基体硬度约为326 HV;氮化层表面化合物层的厚度约为6.4μm,与基体之间的界面连接良好,主要由大量的Fe_3N和少量的Fe_4N构成的复相组织;渗氮钢在相同条件下的摩擦系数都要比未渗氮钢更低且更为稳定,表明渗氮层在滑动摩擦磨损过程中可以起到较好的减磨效果;在相同磨损条件下,渗氮主轴用钢的磨损量和失重率较未渗氮主轴用钢小得多,即前者具有更好的抗磨损性能;未渗氮钢的磨损机制主要为氧化磨损、磨粒磨损、粘着磨损和疲劳磨损,而渗氮钢的磨损机制主要为氧化磨损、轻微磨粒磨损和轻微粘着磨损。 相似文献
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以纯氮气为气源,在Ti6Al4V合金表面进行离子渗氮而形成渗氮层。对渗氮层的显微组织、相结构及显微硬度等进行了分析,并用MMW-1A摩擦磨损试验机对渗氮层的摩擦学性能进行了研究。结果表明:在纯氮气、850℃的渗氮条件下,渗氮层主要由化合物Ti N、Ti2N和α-Ti等相组成;渗氮层的硬度较基体材料有较大提高;在滑动摩擦磨损试验中,渗氮层虽无减摩效果,但其耐磨性较基材大幅提高;未渗氮处理试样的磨损机理是磨粒磨损和局部的粘着磨损,渗氮后试样的磨损机理是磨粒磨损和局部的疲劳剥落。 相似文献
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等离子体稀土渗氮化合物层中ε相电子结构计算 总被引:1,自引:0,他引:1
研究了稀土对42CrMo钢等离子体渗氮表面相结构、渗层增厚动力学及渗层显微硬度分布的影响;基于密度泛函理论,采用第一性原理赝势平面波方法计算了化合物层ε-Fe2-3N相的电子结构.XRD结果表明,稀土添加并未改变表面相结构;显微硬度结果表明,稀土添加使试样表面硬度和层渗均有所增加;态密度计算结果表明,稀土添加降低了晶胞中Fe、N的稳定性,提高了原子间的交互作用,起到了催化和强化的双重作用. 相似文献
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处理温度对1Cr18Ni9Ti钢脉冲直流等离子渗氮的影响 总被引:5,自引:0,他引:5
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。 相似文献
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为提高变速器锥盘使用寿命,以锥盘用38CrMoAl钢为研究材料,采用不同渗氮温度低氮氢比离子渗氮进行表面改性。利用光学显微镜、X射线衍射仪、显微硬度计、摩擦磨损试验机对渗氮后的38CrMoAl钢显微组织、物相、硬度、渗层脆性及耐磨性进行了测试和分析。结果表明:38CrMoAl钢经520℃,N2∶H2=1∶4和540℃,N_2∶H_2=1∶5离子渗氮后表层无白亮层生成,XRD分析表明表层无γ'-Fe4N相,说明离子渗氮时通过改变渗氮温度和氮氢比可以避免白亮层生成,只形成渗氮扩散层。研究还发现,渗氮层的脆性显著降低,韧性和耐磨性提高,为促进无白亮层离子渗氮技术更好地应用于变速器锥盘的表面改性提供了参考。 相似文献
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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。 相似文献
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在氨气气氛下对C422 (22Cr12NiMoWV)钢进行两段式气体渗氮,并研究了渗氮层的显微组织结构以及渗氮后C422钢的室温及高温力学性能,评价渗氮对该钢缺口敏感性的影响。结果表明:C422钢的渗氮层具有三层结构:表层为主要由Fe3N、Fe4N和CrN构成的化合物层,中间层为致密的α-Fe(N)扩散层,内层为α-Fe(N)相扩散进入钢基体而形成的过渡层。与未渗氮试样相比,随着渗氮时间延长,有无缺口C422钢渗氮试样的室温、高温拉伸强度和伸长率单调下降,屈服强度先增大后减小。渗氮层的断裂模式为解理断裂的脆性断裂。气体渗氮导致C422钢的室温缺口敏感性增大,但对其高温缺口敏感性影响不大。 相似文献
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处理温度对1Crl8Ni9Ti钢脉冲直流等离子渗氮的影响 总被引:1,自引:0,他引:1
利用脉冲直流辉光等离子技术,在不同的温度下对1Cr18Ni9Ti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1Cr18Ni9Ti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。 相似文献
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Ti6Al4V无氢离子渗氮摩擦学性能的研究 总被引:3,自引:0,他引:3
以N2和Ar的混合气为气源,在Ti6Al4V表面离子渗氮形成渗氮层。对渗层的相结构、表面粗糙度、显微硬度及与基体的结合强度等进行了测试分析,并用球-盘滑动磨损试验机对渗层的摩擦学性能进行了研究。结果表明:在N2/Ar=1:1,900℃的渗氮条件下,渗氮层主要由化合物Ti2N,TiN和氮在α-Ti中的固溶体α相等相组成;渗氮后试样的表面粗糙度增大;渗氮层的硬度较基材Ti6Al4V有很大提高,且与基体间有较好的结合强度;在球-盘滑动磨损试验中,渗氮层无减摩效果,但其耐磨性较基材Ti6Al4V大大增强。 相似文献
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采用多元共渗软氮化及稀土催渗软氮化两种渗氮方式对5CrNiMo钢热锻模具进行处理,利用金相显微镜、X射线衍射仪,以及HDX-100数字式显微硬度计分析模具表面强化层组织、相结构以及显微硬度,研究渗氮强化处理对5CrNiMo钢热锻模具表面性能和寿命的影响。实验结果表明,经过多元共渗以及稀土催渗两种方式处理的模具,表面强化层厚度相当,约为190μm,渗氮得到的化合物主要由ε相-Fe2-3(N,C),γ'相-Fe4N和Fe3O4所组成。经过多元渗氮软氮化处理的模具渗氮层中Fe2-3N的含量明显高于经过稀土催渗软氮化处理的模具,两种处理方式得到的模具表面硬度分别提高66%和50%。两种处理方式得到的模具寿命分别延长20%和13%,单件产品成本降低8.57%和0.89%。 相似文献
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不同压力对 TC4 钛合金真空脉冲渗氮的影响 总被引:1,自引:0,他引:1
目的采用不同压力对TC4钛合金进行真空脉冲渗氮处理,提高其表面硬度及耐磨性。方法通过金相显微镜、X射线衍射仪、显微硬度计及耐磨试验机分析渗氮硬化层的组织与性能。结果 TC4钛合金经过真空气体渗氮处理后,形成了由Ti N,Ti2Al N和钛铝金属间化合物Ti3Al组成的复合改性层。渗氮压力太低,表面氮化物数量较少,氮化物层较薄;随渗氮压力的增大,表面氮化物数量增多,表面硬度及耐磨性增加。压力为0.015 MPa时,氮化物层表面硬度最大,表面硬度为1100~1200HV,有效硬化层深度为50~60μm。渗氮压力继续增加,表层组织变得疏松,表面硬度及耐磨性开始降低。结论选择合适的渗氮压力和表面氮浓度进行真空脉冲渗氮,可以提高钛合金表面硬度,改善耐磨性。 相似文献