高温渗氮

材料的渗氮一般在500～580℃进行(低温渗氮)。近年来,广泛应用珠光体钢、铁素体-马氏体钢、铁索体钢和奥氏体钢、镍合金和难熔金属(Ti、Mo、Nb、V、Gr等等)的高温渗氮(600～1200℃)。渗氮是在氨、氨和含碳的混合气体(吸热型气体)和纯氮中进行。结构钢和工具钢的高温渗氮这类渗氮属于在温度超过600℃用氮饱     

渗氮技术的现状

渗氮是在一定的温度下加热,氮(氮和碳)在钢的表面扩散饱和的化学热处理过程。它一般在500～600℃(低温氮化)范围内进行。珠光体、铁素体和奥氏体钢以及铸铁都可以进行氮化。近年来,铁素体钢、奥氏体和难熔金属(Ti.Mo.Nb.V等)较广泛地采用高温氮化。     

25Cr5MoA渗氮钢的高温力学性能

为使25Cr5MoA钢适用于齿轮、轴承、柱塞套等零件的渗氮,防止其在服役过程中出现偶然过热,研究了该钢的高温力学性能和高温下奥氏体组织。结果表明,25Cr5MoA钢的奥氏体化温度为910～950℃;25Cr5MoA钢的工作温度在室温～600℃之间时,其抗拉强度(Rm)在757～650 MPa之间,200℃时25Cr5MoA钢的抗拉强度达到最大值1032 MPa,说明该钢在600℃以下有较好的红硬性,但在200～400℃时,伸长率只有4.72%,因此要避免在200～400℃内受到冲击或形变。     

高温渗氮工艺对高氮无镍不锈钢组织及力学性能的影响

采用高温渗氮在奥氏体/铁素体双相不锈钢表面形成了奥氏体高氮层。试验结果表明,渗氮层氮含量可达1.0%,与原材料相比氮含量增加了2倍。原始双相组织已经转变为奥氏体,渗氮层深度达到2 mm以上。采用合理优化的高温渗氮工艺,可在提高不锈钢强度、硬度的同时,其伸长率、断面收缩率仍然保持较高的水平。高温渗氮工艺制备高氮无镍不锈钢的最佳工艺参数为:加热温度1200℃、氮气压力0.3 MPa、保温时间24 h。     

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。     

不锈钢低温渗氮和渗碳(续)

奥氏体不锈钢在400℃(750°F)下进行离子渗氮后的渗氮层结构被Ichii命名为S相。关于S相的晶体结构等后来才被研究。对AISI 316钢在低温(450℃、850℃F)和高温(525℃、980℃F)分别渗氮后的光学金相组织示于图1,图中应用的腐蚀剂为     

井式气体渗氮炉多路微机控温技术的应用

一、概况我们知道,渗氮后的钢铁零件的表面硬度可达HRC65～72、使工件表面具有很高的耐磨性。而目,这种硬度在工件较高的工作温度(例如500～600℃)时,也基本不变;同时,这种表面硬度并不像渗碳淬火那样在较高温度下获得,而是在渗氮处理时直接得到,且渗氮的温度比较低(500～6000℃),热处理     

短时渗氮工艺的研究

大多数钢铁材料经５６０℃×（２～４）ｈ短时渗氮可以获得与铁素体氮碳共渗相似的渗层和表面硬度（低碳钢除外）。本文论述短时渗氮的温度、氨分解率、时间、渗后出炉冷却等工艺参数和操作方法的选择。指出短时渗氮的特点是带着化合物层服役使工件耐磨性大幅度提高，其关键在于选择适当的工艺时间，在工件表面形成薄而致密的化合物层。如果化合物层大于１５μｍ表面将出现疏松，而致密区的厚度并未增长，因而过长的渗氮时间是有害无益的。短时渗氮已在工业应用中显示出良好的效果。     

低碳钢渗铝加离子渗氮的表面硬化处理

为了在低碳钢表面得到高的渗氮层表面硬度 ,对含碳量为 0 2 %的低碳钢和工业纯铁进行了粉末渗铝加离子渗氮的复合化学热处理试验。具体工艺为 :试样经 95 0℃× 6h粉末渗铝后 ,再进行 5 6 0℃× 8h的离子渗氮。结果表明 ,渗铝后可得到 1 0 0 μm的渗铝层 ,其硬度为 (30 0± 1 0 )HV0 1 ,约为铁素体基体硬度的 2倍 ;渗氮后在表面形成了 2 0 μm～ 4 0 μm厚、硬度高达 (1 30 0± 5 0 )HV0 1的硬化层。X射线衍射分析表明 ,渗氮处理后在表面形成的氮化铝相与表面的高硬度有关     

催渗技术提高渗氮效率

1稀土渗氮强化机制随着工业特别是制造业的发展,渗氮工艺的应用越来越广泛。渗氮与渗碳的区别在于渗碳是钢在奥氏体状态渗入碳原子提高钢件表面碳含量,而渗氮则是钢在铁素体状态(700℃以下)渗入氮原子提     

真空渗氮的影响因素

正影响真空渗氮因素有:初始真空度、渗氮温度、渗氮时间、炉压、脉冲间隔、氨流量及冷却方式。(1)初始真空度。净化工件表面,除去表面氧化物、油脂及吸附气体,在1.33 Pa、500℃下,钢表面FeO和Fe_2O将转化为亚稳态氧化物蒸发,随之抽去。(2)渗氮温度。温度过高,渗层氮化物粗大;温度过低,氮化物形成少,渗层浅、硬度低。通常510～     

新型槽帮钢的连续冷却转变曲线及微观组织

采用膨胀仪、光学显微镜和维氏硬度计研究新型槽帮钢的连续冷却转变行为，获得连续冷却转变(CCT)曲线。结果表明，CCT曲线存在高温铁素体-珠光体转变区、中温贝氏体转变区和低温马氏体转变区。随着冷却速度的增大，室温硬度不断提高，微观组织由铁素体-珠光体向贝氏体和马氏体过渡，最终形成单一马氏体组织。在实测冷却曲线中，当冷却速度小于0.14℃/s时，组织主要为高温铁素体-珠光体转变区；当冷却速度为0.14～0.81℃/s时主要为高温、中温复合转变区，室温组织主要为铁素体、珠光体和贝氏体；当冷却速度为0.81～1.62℃/s时为高温、中温和低温复合转变区，室温组织为铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体；当冷却速度为4.05℃/s时为中温、低温两相转变区，高温转变区消失，室温组织为贝氏体和马氏体；当冷却速度高于8.10℃/s时，为马氏体单相转变区。随着冷却速度由0.06℃/s提高到40.5℃/s,微观组织由铁素体-珠光体过渡为贝氏体-马氏体，直至单相马氏体组织，其室温显微硬度由195 HV5(冷速为0.06℃/s)增大到515 HV5(冷速为40.5℃/s)。     

低温渗氮工艺的进展及其对商用纯钛4点弯曲疲劳性能的影响

为了提高商业纯钛(CP)的疲劳和摩擦两种性能,开发了低温渗氮工艺。冷轧作为离子渗氮的前处理,能获得细晶粒,加速氮向材料中扩散。用显微维氏硬度计、光学显微镜、扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)和背散射电子衍射技术(EBSD)表征冷轧前处理的渗氮样品的显微组织。在大于600℃渗氮的表面上形成钛氮化合物(TiN和Ti2N)。在冷轧预处理的CP钛渗氮后生成的化合物层比单一渗氮的更厚,因此有更高的硬度。低温渗氮(600℃)的试样以应力比R=0.1,室温下做4点弯曲疲劳试验,能抵制晶粒粗化。此外,根据观察显微组织和断裂表面探讨了渗氮CP钛的疲劳断裂机制。     

DP600双相钢高温塑性失效研究

采用热模拟拉伸试验研究了DP600双相钢的高温塑性。分析在700~1200℃下DP600钢热拉伸后的微观组织。结果表明:900~1200℃钢中奥氏体的动态再结晶能有效提高其高温塑性,断口为延性断裂。在900~1200℃以下组织显示奥氏体晶界处析出薄膜状先共析铁素体造成应力集中,导致在晶界处发生断裂,在800℃时塑性降低至谷底。在700~750℃由于块状铁素体大量析出,导致形变均匀塑性得到快速回升。断口附近金相组织中发现孔洞和裂纹,并且均沿着铁素体晶界存在。由于铁素体强度较低,当铁素体量较少时,应变集中在铁素体内部,微孔的形成以及晶界的分离首先从铁素体内部开始。     

低碳铁素体钢渗氮层在3.5%NaCl溶液中腐蚀行为研究

研究了高温与低温条件下低碳铁素体钢气体渗氮后渗氮层组织形貌的区别,并分析高温渗氮过程中在渗氮层与基板界面处黑色过渡层产生的原因;同时,研究渗氮层在3.5%NaCl溶液浸泡的腐蚀行为。结果表明:高温渗氮(≥592℃)时,渗氮层中白亮层与基板处会形成20μm左右含氮马氏体过渡层,低温(592℃)时渗氮未出现该组织。在腐蚀过程中,腐蚀液易从渗氮层孔洞以及裂纹流入,使渗氮层整体脱落或者局部孔洞连接成片层状脱落。     

高温氮化

钢的氮化通常是在500—580℃(低温氮化)的温度中进行的。近年来,珠光体钢、铁素体马氏体钢、铁素体与奥氏体钢、镍合金与难熔金属(Ti、Mo、Nb、V、Cr及其他)合金的高温氮化(600—1200℃)应用越来越普遍。氮化是在氨气、含有混合碳气体(吸热式气氛)的氨气及纯氮中实现的。     

Z50NMC12钢渗氮工艺的改进

本厂引进的法国TM公司“海豚”直升机燃调器（RT－24）上共有4种材料为Z50NMC12（我国材料牌号为SNilZMn5Cr3Mo）的零件要求气体渗氮。该零件简图，工艺要求以及法方提供的渗氮工艺规范分别列于图1，表1。图1零件简图及工艺要求零件的渗氮工艺面为外圆，其它表面可不渗氛。1540一活塞体0590一活塞环2610一同步活塞3870一计量大活塞在试制过程中，确定的渗氮工艺如下：（1）560土SC保温Zlh，氨分解率50％～60％；（2）600士5℃保温21h，氨分解率70％～80％。渗氮后经金相检测，渗层深度达0．12～0．14mm，硬度715～741HV。随后即投入…     

短时预氧化对渗氮工艺过程的影响

众所周知,预氧化对化学热处理工艺过程有影响。那末,短时氧化所得到的薄氧化膜会加速高温时的渗碳和碳氮共渗。在450～550℃长时间(0.5h以上)预氧化对渗氮层形成起了抑制作用。因此,意义在于证实短时预氧化(5～30min)对渗氮层形成之影响。 曾研究了在同一炉里所进行的短时氧化并渗氮后的工业纯铁和40X与38X2MIOA调质合金钢试样。 试样预氧化是渗氮前在直接水蒸汽气氛中于550～620℃温度范围5～10mmin之内完成的。 水蒸汽气氛氧化之后,试样进行渗氮是用25～45％分解率的氨气,且不变动炉温。     

TD3钛合金离子渗氮层的摩擦磨损性能

采用等离子表面渗氮技术对TD3合金进行渗氮处理,并对渗氮层显微组织、相组成及硬度进行检测。对渗氮前后TD3合金分别进行常温(25 ℃)及600 ℃的摩擦磨损试验,分析摩擦温度对其摩擦因数、磨痕形貌及磨损率的影响;结果表明,离子渗氮处理后TD3合金表面形成一定厚度的氮化物层,氮化物层在降低摩擦因数的同时,显著降低了TD3合金的磨损率,温度由25 ℃升至600 ℃时,磨痕形貌变化较大,摩擦因数及磨损率也有一定幅度的增加。     

高温暴晒和火灾服役条件下高强钢DP800的力学性能变化规律

为了揭示极端高温暴晒服役条件和火灾服役条件下DP800钢的力学性能,采用“加热-保温-空冷”与“加热-保温-水冷”方法分别模拟两种高温服役条件,通过显微组织观测和静载拉伸试验研究高温服役后DP800钢的微观组织形貌特征和力学性能变化规律。结果表明：不同高温空冷条件下(室温～200℃),DP800钢的组织均为铁素体和分布在其晶界上的岛状马氏体,随着服役温度的升高和时间的增加,其力学性能得到明显改善;高温水冷对DP800钢的微观组织和力学性能影响显著,随着服役温度的不断升高,两种保温时间下DP800钢的微观组织均经历了“马氏体铁素体化(300～700℃)→铁素体+马氏体双相组织(700～900℃)”的变化规律,其抗拉强度和屈服强度均呈现出“不断下降(300～700℃)→持续增大(700～850℃)→再次下降(850～900℃)”的变化规律。采用非线性回归法,构建了服役时间不超过60 min时高温水冷条件下DP800钢的抗拉强度、屈服强度随服役温度变化的经验预测模型,最大预测误差仅为7.88%,该模型可为高温服役后DP800钢力学性能变化评价提供理论参考。