渗氮的影响及相图示意

渗氮就是把氮原子渗入钢件表面，形成富氮硬化层的化学热处理过程。渗氮温度一般为500～600℃，比渗碳和随后的淬火温度要低得多，但渗氮后的工件表面有更高的硬度和耐磨性，而且渗层的高硬度可以由渗氮直接得到。渗氮常作工件最后的一道工序，适用于处理精密零件，如精密齿轮、磨床主轴、精密丝杠等。渗氮方法较多，根据处理目的及工艺过程的不同可分为气体渗氮、抗蚀渗氮、离子渗氮、催渗渗氮等。

1.铁氮相图及渗氮层组织

图2-34所示为在氨分解的高压下的铁氮相图。图2-35所示为低于共析温度（590℃）渗氮层组织和氮浓度变化示意图。铁和氮可以形成5种相。

图2-34 铁氮相图

图2-35 低于共析温度（590℃）渗氮层组织和氮含量变化示意图

a）渗氮温度下的组织 b）氮含量变化 c）缓冷到室温组织

（1）α相α相为氮在α-Fe中的间隙式固溶体（也叫含氮铁素体）。590℃时氮在α-Fe中溶解度最大，w（N）约为0.1%。随着温度下降，氮在α-Fe中的溶解度也随着急剧地降低，在400℃、300℃、200℃及100℃时，w（N）分别约为0.02%、0.01%、0.005%、0.001%。

（2）γ相γ相是氮在γ-Fe中的间隙式固溶体（也叫含氮奥氏体），只存在于590℃以上的区域。缓冷时，γ相分解形成α+γ′，与珠光体极相似。如果自γ相区快速冷却，就形成含氮的马氏体。共析点w（N）为2.35%，在650℃时溶解度最大，w（N）为2.8%，γ相中氮原子分布在八面体的间隙，硬度约为650HV。

（3）γ′相γ′相为一可变成分的间隙相化合物，存在于w（N）为5.7%～6.1%的狭窄区域内。氮原子有序地占有铁原子组成的面心立方点阵的间隙位置。当w（N）为5.9%时，化合物为Fe₄N，硬度约为550HV。γ′相大约在680℃以上分解并溶于ε相中。

（4）ε相ε相是含氮量变化范围相当宽[w（N）为4.55%～11.0%]的化合物，氮原子有序地占有铁原子组成的密集六方点阵的间隙位置。在一般渗氮温度下，ε相大致在w（N）为8.25%～11.0%之间变化，因此它是以氮化物为基的固溶体。随着温度逐渐降低，在w（N）为6.1%～8.25%的范围，ε相中不断析出γ′相。ε相很脆，易于剥落，除抗蚀渗氮外，以硬化为目的渗氮不允许有ε相存在。ε相的近似成分是Fe₂～3N，是以Fe₂～3N为基础的固溶体，硬度约为250HV。

（5）ζ相ζ相是以密排六方晶格的化合物Fe₂～3N为基础的间隙固溶体，w（N）为11.1%～11.35%。ζ相在500℃以上转变为ε相。

2.气体渗氮的化学过程

气体渗氮的化学过程和渗碳一样，由3个基本过程组成。

（1）氨NH₃的分解 将氨通入密封的渗氮罐里，随着温度升高，氨的分解程度加大，其化学反应如下：

2NH₃→N₂+3H₂

生成的活性氮原子[N]，当活性氮原子遇到铁原子时则发生如下反应：

Fe+[N]→Fe（N）

4Fe+[N]→Fe₄N

2～3Fe+[N]→Fe₂～3N

2Fe+[N]→Fe₂N

部分氮原子渗入钢的表面，剩余的很快结合成分子态的N₂，和H₂从废气中排出。

（2）吸收过程 钢表面吸收氮原子，先溶解形成氮在α-Fe中的饱和固溶体，然后再形成氮化物。

（3）扩散过程 氮从表面饱和层向钢内层深处进行扩散，形成一定深度的渗氮层。

在渗氮过程中还有氢的渗入，这将会导致渗氮层脆性增加，但是渗氮后缓冷时大部分氢可以逸出，因而影响不大。

氮在铁中的扩散系数（cm²/s）与温度的关系（经验公式）为

D^α_N=4.67×10^-4exp（-17950/RT） （2-20）

式中R——摩尔气体常数，R=8.3145J/（mol·K）；

T——温度（K）。

钢铁材料中，氮在铁素体中的扩散时，温度范围在500～600℃之间的扩散系数在6.5×10^-8～2.7×10^-7cm²/s。

合金钢气体渗氮深度δ（cm）为

式中x（N）——表层氮的摩尔分数（%），见图2-34；

x′（N）——形成氮化物的氮的摩尔分数（%），见图2-34；

t——渗氮时间（s）；

D^α_N——氮在铁中的扩散系数（cm²/s）；

K——与x（N）/x′（N）有关的校正系数。

3.渗氮过程的组织变化

根据铁氮相图，进一步来分析渗氮层组织，可以预计渗氮层中可能出现的相。

在低于共析温度（590℃）进行渗氮时，表面首先形成含氮的α相，当表面上α相的氮含量达到饱和时，便转变为γ′相，当γ′相的氮含量达到饱和后就会形成ε相。因此，纯铁经充分渗氮的表面层组织为：ε、γ′、α。

最外层是含氮多的ε相，次一层是含氮较少的γ′相，最里层是含氮更少的α相，这种多相结构的扩散层，与铁氮相图相符，其组织示意图如图2-35所示。

最外层有ε相（及γ′相，可能ε相中析出一部分γ′）；次外层为γ′，因为γ′占据的范围极窄，一般在光学显微镜下难以发现此层；里层紧接着是氮饱和的α相层，其中分布着针叶状的γ′相，因为冷却时γ′相是沿α相一定的晶面析出来，故γ′的针叶间均呈一定的角度

渗氮温度在590～650℃之间的渗氮层组织示意图，见图2-36。在渗氮温度下出现的组织为ε、γ′、γ、α。缓冷至室温，最外层为ε相（及γ′相），里层γ相在590℃发生共析转变（γ→α+γ′），得到共析组织。与ε及γ相比，α+γ′共析层极易侵蚀变黑。最里层为α相，缓冷时析出γ′相。若快冷时，就没有α+γ′共析体的黑色层出现，而得到含氮的马氏体组织。

因为ε层不易侵蚀，在光学显微镜下很容易发现外表这一亮层，γ′与ε同样具有耐蚀性，因此在光学显微镜下不易和ε相清晰区分。

4.碳与合金元素对氮扩散的影响

图2-36 590～650℃之间的渗氮层组织示意图

a）渗氮温度下的组织 b）氮含量变化 c）缓冷到室温组织

因为实际生产中并不是用纯铁而是用钢或合金钢来进行渗氮的，因此需要对钢中的碳及其合金元素对渗氮的影响进一步加以说明。

（1）碳 钢中所含的碳对氮的扩散速度有着较大的影响。在550℃时，当钢中的w（C）由0.01%增至0.06%，氮的扩散系数由2.14×10^-8cm²/s降到1.16×10^-8 cm²/s。这表明：铁的晶格中有少量碳原子存在，都会使氮的扩散受阻，碳含量继续增加，渗氮层厚度减小，因为片状珠光体与渗碳体的存在减少了易于溶解氮的自由铁素体量，从而增大了氮原子的扩散路程。

520℃时，氮在铁素体内的扩散系数随钢中碳含量的增加变化是：w（C）为0.06%钢的氮扩散系数等于5.0×10^-9cm²/s；w（C）为0.43%钢的氮扩散系数为1.25×10^-9cm²/s；w（C）为1.18%钢的氮扩散系数为0.514×10^-9cm²/s。

（2）合金元素 钢中大部分合金元素都能形成氮化物，增加氮在α相中的溶解度。强氮化物形成元素W、Mo、Cr、Ti、V溶解于铁素体中，提高了氮α相中的溶解度。

合金钢渗氮时，在γ′和ε相中部分合金元素原子置换铁原子，形成复合氮化物，提高了ε相的硬度和耐磨性。形成氮化物的从易到难的程度依次是：Ni→Co→Fe→Mn→Cr→Mo→W→Nb→V→Ti→Zr。

5.渗氮层中相变

（1）过冷含氮奥氏体转变图及稳定性 高于共析温度形成的含氮奥氏体（γ相）在冷却时将发生相变。

含氮奥氏体的相变与含碳奥氏体相变十分相似，但过冷含氮奥氏体比共析成分的含碳奥氏体的稳定性高。图2-37a是共析成分过冷γ相等温转变图。不同含氮量的过冷奥氏体，其稳定性规律与Fe-C合金中奥氏体的一样，即亚共析和过共析的含氮过冷奥氏体稳定性低于共析含氮奥氏体，见图2-37b。亚共析含氮奥氏体的含氮量越低，它的稳定性越小。

图2-37 含氮过冷奥氏体等温转变图

a）w（N）为2.35%共析成分 b）氮含量相当于亚共析、共析、过共析成分（转变开始曲线）

（2）过冷含氮奥氏体相变Fe-N合金的奥氏体冷却时也有三种相变：即扩散型共析相变、中温相变和马氏体相变。

1）扩散型共析相变。在590～400℃之间发生γ相扩散型相变，形成稳定的α相和γ′相。相变产物呈片状或针状组织。过冷度越大，则片层间距越小，相变产物的硬度也越高。氮增加含碳奥氏体的稳定性，它对扩散型相变区域的影响尤为明显，这是因为氮降低了共析组织的形核速度。在过冷度相同时，氮增加共析组织的片层间距。接近共析温度的分解，往往形成含氮铁素体和粗大γ′相颗粒组成的反常组织。

2）中温相变。含氮奥氏体在400℃以下进行中温相变。相变过程中，γ相的氮原子进行扩散型重新分布，形成贫氮区和富氮区。贫氮区的γ相中Ms点较高，当等温温度已低于Ms点时，即发生无扩散型马氏体相变γ′→α′（含氮过饱和的α相）。在中温相变时，γ相的富氮区首先析出氮化物相，该氮化物相的晶体结构和成分与γ′相不同，经测定为α″相（Fe₁₆N₂）氮化物。γ′相的析出促使中温相变进一步发展。

中温转变温度越高，则氮在α相中的过饱和度越小，含氮铁素体的过饱和度也将沿层深递减。在中温转变时将同时发生过饱和α相的自回火，析出弥散的薄片状或针状的α″氮化物。

3）马氏体相变。当含氮奥氏体过冷到Ms点以下时，将发生非扩散型马氏体相变γ→α′，相变产物为含氮过饱和的α相。与含碳马氏体相比，当原子数相同时，含氮马氏体的正方度较小，γ相中氮含量增加，则Ms点和Mf点降低，见图2-37。氮含量高的γ相在快冷时，除形成含氮马氏体（α′相）外，还将保留大量残留奥氏体。当w（N）≥2.4%时，由于Ms点低于室温，γ相不再发生马氏体相变。

在600～650℃渗氮时得到w（N）为2.5%～1.0%的γ相（氮含量沿渗层深度变化），从渗氮温度油淬后，在扩散层中留下大量残留奥氏体。靠近表层γ相的部位发现硬度值有突变，这是由于该区域内有大量残留奥氏体。经-183℃冷处理后，大部残留奥氏体可消除，但是氮含量接近共析成分的渗层内还可能保持30%～40%（体积分数）的残留奥氏体，并将降低硬度。700℃渗氮后油淬，大部分奥氏体转变为马氏体。在800℃渗氮时，由于γ相氮含量较低，油淬仍将发生扩散型转变；若是水淬，可将γ相过冷到马氏体转变温度，但是低氮的马氏体硬度值较低（450～500HV）。

4）氮对含碳奥氏体的马氏体转变点的影响。氮显著降低含碳奥氏体的马氏体转变点和提高残留奥氏体量。例如，共析钢的Ms点为225℃，而w（N）为0.66%时，其转变温度大约降低到125℃。w（N）每增加0.1%，Ms点降低（18.5±1）℃。因此，钢在600～700℃渗氮并油淬后，只有在较深的渗层处才发生马氏体相变，冷处理（-183℃）后使整个渗层都发生马氏体相变。含碳、氮的马氏体硬度高于纯氮马氏体的硬度，其值为800～850HV。

（3）渗氮层（件）的二次淬火 渗氮（或氮碳共渗）后再加热淬火，由于氮的渗入，渗层的奥氏体化温度降低，渗层淬火后得到含氮（氮碳）马氏体。含氮马氏体与含碳马氏体的比较见表2-21。由表可知，含氮马氏体根据其形态也分为板条马氏体和片状马氏体，前者亚结构为位错，后者为孪晶。差别在于含碳板条马氏体惯习面为（111）γ，而含氮马氏体为（232）γ。钢通过渗氮（或氮碳共渗）再重新加热淬火得到的氮碳马氏体，碳加氮的总量较大，一般由板条和片状马氏体混合组成，但尺寸细小，呈隐晶马氏体形态。

表2-21 含氮马氏体与含碳马氏体的比较

（4）含氮马氏体的回火 含氮马氏体回火也分为三个阶段：从含氮马氏体中析出氮化物、残留奥氏体分解、形成平衡态组织。

第一阶段：当20～180℃回火时，α′相分解析出α″相（Fe₁₆N₂），形成回火马氏体（α′+α″）。回火马氏体是由氮饱和度较低的α′相与基体共格的非稳定渗氮物所组成。

第二阶段：在150～300℃回火时，残留奥氏体转变为回火马氏体，并发生氮化物转变，即α″→γ′（Fe₄N）。转变的结果形成了铁素体——氮化物的混合物（α+γ′）。

第三阶段：较高温度（300～550℃）回火时，回火组织的相成分不发生变化。回火温度升高到300℃以上时只有氮化物（γ′）相的聚集和球化过程，同时基体α相发生再结晶过程。

二次淬火后的含氮（碳）马氏体耐回火性比渗碳的高。

（5）过饱和含氮铁素体的分解（时效）在共析温度以下渗氮并快冷的过饱和含氮铁素体在室温停留，特别是在较高温度（50～300℃）停留时，将引起过饱和α相的分解（即时效），同时引起性能变化（时效强化）。

5.渗氮热处理工艺

渗氮工艺路线为：下料→锻造→正火→粗车→调质→半精车→稳定化→粗磨→时效→半精磨→不渗氮部位防渗处理→渗氮→精磨→研磨→装配。钢中大部分合金元素都能形成氮化物，所不同的是这些氮化物的稳定性、硬度、熔点各不相同。目前渗氮钢最常用的是含有Al、Cr、Mo、Ti、W、V等元素的合金钢。特别是AlN、Mo₂N、CrN的存在更能显著地增强钢的热稳定性、硬度和耐磨性。典型的专用渗氮钢是38CrMoAl。常用渗氮结构钢有：38CrA、40CrNiMo、18Cr2Ni4W、50CrVA等。

（1）渗氮工艺

1）渗氮前的热处理。在渗氮工件的整个制造过程中，渗氮往往是最后一道工序，至多是渗氮后再进行精磨和研磨。工件在渗氮前最适宜的预备热处理是调质处理，调质处理得到的回火索氏体组织是渗氮层的最佳基体组织。调质回火温度越高，随后的渗氮层深度越深，但心部及渗氮层的硬度较低；回火温度越低，则渗氮层深度越浅，心部及渗氮层的硬度越高。因此，必须选用适当的调质回火温度，使心部及表面渗氮层都能达到规定的要求。

对于形状复杂的精密工件，在渗氮之前应进行1～2次去应力处理（也称稳定回火），以减小渗氮过程中的变形。去应力处理温度高于渗氮温度，但低于调质回火温度，以免降低硬度。一般情况下保温8～10h，随炉冷至300℃后出炉空冷。对于形状简单、精密度要求不太高的工件，可不进行去应力处理。

必须注意调质后不允许有游离铁素体存在，否则将引起渗氮层脆性剥落。渗氮时氮在铁素体中有较大的扩散速度，工件表面脱碳层铁素体中含有较高含量的氮，得到较厚的针状或鱼骨状高氮相。这种组织形态渗层的脆性及对裂纹的敏感性很大，是渗层中的缺陷组织。因此，渗氮工件在渗氮前进行调质处理的淬火加热时，要注意防止产生氧化脱碳；如果工件表面已产生了氧化脱碳，则在调质处理后渗氮前的切削和磨削加工中，必须将其去除。

渗氮过程前的氧化看作预氧化处理，它对表面及表层渗入元素C、N、B、Cr、Si的吸收产生有利影响。预氧化处理可在井式炉、箱式炉或贯通式炉中进行，温度为250～400℃。在大多数情况下，炉中的氧气量是足够的。所产生的氧化层厚度为0.5～1.0μm，使之不出现金属表面氧化层剥落。

在开始渗氮及氮碳共渗的15min中，在炉子中由于等离子处理或氨气的分解时所产生的氢还原了这层很薄的氧化层，而在渗入过程中可得到相当清洁的表面。

2）渗氮前的准备

①工件装炉前要用汽油或酒精进行脱脂、去污处理，工件表面不允许有锈蚀及污物。

②对工件上不需渗氮部位进行防渗处理。渗氮后加工或工作条件的需要，工件的有些部位不允许渗氮，这些部位在渗氮时应加以防护。非渗氮面的防渗保护，一般采用防护涂层或镀层的办法，即在渗氮前在非渗氮表面涂以防渗氮涂料或镀上一层阻止氮原子渗入的金属层，在渗氮时使非渗氮表面与渗氮气氛隔离，以防止氮的渗入。常用方法如下：

a.镀锡法。锡[或用w（Pb）为80%，w（Sn）为20%合金]的熔点约为232℃，在渗氮温度下锡层熔化。熔化的锡不吸收和溶解氮，也不和氮化合。渗氮时，这熔融的镀锡层使铁表面与渗氮介质隔离，起到防止渗氮的作用。镀锡层的质量和工件表面粗糙度有很大关系。一般要求表面粗糙度Ra为3.2～6.3μm。防渗氮效果与镀锡层厚度有关，过薄防渗效果较差，过厚容易使镀锡层流动，一般镀锡层厚度取0.004～0.008mm。在渗氮与非渗氮面交界处涂上石墨粉与蓖麻油（质量比为10∶8，随配随用）的混合物，以防止镀锡层在渗氮时的流动。

b.镀铜法。在非渗氮表面镀一层铜，可起到防渗作用。可采用粗加工后镀铜，然后再精加工以除去非渗氮表面的镀铜层。也可以采用刷镀局部的镀铜法，只要在非渗氮表面刷镀上一层铜即可。镀铜法一般用于不锈钢和耐热钢的防渗氮保护。

c.涂料涂层。在非渗氮表面涂上防渗氮涂料，以隔绝渗氮介质与工件表面，防止氮的渗入。

可采用水玻璃、水玻璃加石墨粉或水玻璃加石棉粉的混合物作防渗涂料。水玻璃加石墨粉的配方为：中性水玻璃+10%～20%（质量分数）石墨粉。工件表面粗糙度Ra≥3.2μm，在涂覆涂料前工件表面最好进行喷砂清理或清洗，把工件烘热至60～80℃，涂料厚度为0.6～1.0mm，涂覆好涂料后自然干燥或在150℃左右烘干，一般涂覆2～3次即可。

③工件在预备热处理前应有足够的加工余量，以便在渗氮前的机加工过程中能将脱碳层全部去除。

④在渗氮炉中放置预先加工好的、与工件同材料并经过同样预备热处理的试样，以便于检查渗氮层深度、表面硬度及金相组织等。

3）渗氮介质及设备。渗氮介质用氨气，含水量小于0.2%（质量分数）。氨气的干燥罐每开炉2～3次清理一次，烘干或更换干燥剂。渗氮通常在专门的渗氮炉中进行，或在井式气体渗碳炉中进行。

4）渗氮工艺参数的选择

①渗氮温度。一般来说，强化渗氮的温度选在500～530℃。渗氮温度高，氮化物弥散度越小，渗氮层硬度低。温度超过595℃，则氮化物强烈聚集长大，表面硬度显著下降。相同的渗氮时间内，渗氮温度越高，工件变形越大，心部的强度也随之降低。若渗氮温度过低，则渗氮速度慢。

②渗氮时间。渗氮温度一定时，渗氮层的深度决定于渗氮保温时间。不同的渗氮温度和时间对渗氮层深度和硬度的影响如图2-38所示。

由图可知，渗氮层深度总是随时间的增加而增加，开始增加的速度较快，随后就越来越慢了。由于钢中的合金元素对氮在钢中的扩散速度有影响，所以不同的钢种需要的渗氮时间是不同的，需经具体试验后方可确定。

7种常用工具钢在较短时间内气体渗氮后，渗氮层深度与渗氮时间近似成线性关系（见图2-39），气体渗氮层深度δ（mm）与渗氮时间τ（h）的关系为：δ=[（6τ+64）×10^-3±0.025]mm，7种钢的δ-τ曲线均分布在一个约0.05mm的宽度带内。

在510℃渗氮的38CrMoAlA钢，渗层深度≤0.4mm时，渗氮速度是0.01～0.015mm/h；当渗层深度在0.4～0.7mm时，渗氮速度是0.005mm/h。

图2-38 不同的渗氮温度和时间对渗氮层深度和硬度的影响

a）渗氮层深度 b）硬度 注：材质为38CrMoAl钢。

③氨分解率。在某一温度下，分解的氮、氢混合气体占炉气中气体体积的百分数，即表示了炉内氮的分解程度。影响氨分解率大小的因素主要是渗氮温度、氨气的流量、进气与排气的压力、工件的表面状态及有无催渗剂等。

渗氮温度升高，氨分解率增大。渗氮时氨的分解率要控制在一定的范围内。分解率过小时（5%～10%），钢吸收氮的能力下降；分解率过大（>80%）时，由于炉中氢气含量过高，吸附在工件表面反而妨碍氮的渗入，钢的吸氮能力也下降。在某一渗氮温度下，氨的分解率有一合适范围，见表2-22。

图2-39 渗氮层深度与渗氮时间的关系

1—9SiCr 2—5Cr4W5Mo2V 3—W6Mo5Cr4V2 4—Cr12MoV 5—GCr15 6—7Cr7Mo2V2Si 7—Cr12

表2-22 渗氮温度和合理氨气分解率

氨的分解率是通过调整氨的流量来控制，氨流量越大，在炉内停留时间越短，则分解率低；反之，分解率增大。

升温阶段将氨气流量调至15～100L/s（视具体炉型、装炉情况确定），使进气压力达到200～400Pa。然后将炉温升至200～250℃，保温1～3h，用氨气将渗氮罐和管道中的空气排出。当利用氨气分解率测定器测得氨分解率为零时，已表明渗氮罐内空气已被排尽时，才允许继续升温。这时便可把氨气流量调整到维持炉内有一定的正压，保证工件不被氧化即可。

④冷却。当保温结束后，一般工件随炉冷至450℃以下，便可加快冷却速度。但对于变形要求严格的工件需待随炉冷至200℃以下出炉。在降温阶段，仍需继续通氨，来维护罐内有一定的正压，以防空气进罐使工件表面产生氧化。

⑤渗氮件的质量检验。渗氮工件质量检验项目主要有外观、渗氮层深度、硬度、脆性、工件变形及金相组织等。

外观表面应呈均匀的银灰色而无光泽，不应出现氧化色和局部亮点。渗氮层硬度常用表面洛氏硬度计（HRN）或维氏硬度计（HV）检验。渗氮后的心部硬度可用洛氏硬度计检查。

渗氮层深度和组织按照GB/T 11354—2005《钢铁零件 渗氮深度测定和金相组织检验》进行。

（2）常用气体渗氮方法 根据工件所用钢材和技术条件不同，可采用不同的渗氮方法，常用的有等温渗氮法、二段渗氮法和三段渗氮法。下面以38CrMoAl钢渗氮层深度为0.4～0.6mm，表面硬度≥900HV为例进行介绍。

1）等温渗氮。等温渗氮又称一段渗氮法，是在一个恒定的温度下（480～530℃）进行长时间渗氮的过程。其工艺如图2-40a所示。第一阶段保温15～20h，控制氨分解率在低限（18%～25%），以便获得高硬度表面层。第二阶段是表层氮原子向内扩散，氨分解率可提高为30%～40%，保温60h左右。为降低渗氮层的脆性和硬度，可在渗氮结束前2～3h，进行退氮处理，氨分解率控制在70%以上，并适当提高退氮温度至560～570℃。

图2-40 38CrMoAl钢气体渗氮工艺曲线

a）等温渗氮 b）二段渗氮 c）三段渗氮

等温渗氮温度低，工件变形小，但渗氮周期太长，表面易产生脆性层。适用于渗氮层深度浅、尺寸精密、硬度要求高的工件。

2）二段渗氮法。二段渗氮法工艺如图2-40b所示。第一阶段除保温时间外，其他参数与等温渗氮工艺相同。第二阶段把渗氮温度提高到550～560℃，以加速氮原子的扩散，缩短渗氮周期，氨分解率提高到40%～60%。结束前也应提高氨分解率和温度进行退氮处理。

二段渗氮法表面硬度略低，变形略有增大，但渗氮速度比等温渗氮快，适用于要求较深渗氮层、批量较大的工件。

3）三段渗氮法。这是在二段渗氮法基础上发展起来的，其工艺如图2-40c所示。其特点是适当提高第二阶段的温度及氨分解率，加快渗氮过程，同时增加较低温度的第三阶段，以保证表面氮含量而提高表面硬度。三段渗氮能进一步提高渗氮速度，但变形量较大，表面脆性也较大。只适用于较粗、短的结构工件。

（3）离子渗氮 离子渗氮工件渗氮层的组织和性能取决于下列工艺因素：电极之间的电压、气体介质的成分、气体的抽空程度、处理温度、过程的时间、工件和电极的相互分布。

离子渗氮时，将工件置于真空容器中，抽真空后，通入氨气或氨气与氮气的混合气，真空度达到70～1000Pa。工件为阴极，金属容器壁为阳极或另设阳极罩。接通电源后，电压缓慢上升至400～800V，电离通入的气体。在高压电场作用下，电子移向阳极，氮和氢的正离子移向阴极（工件）。正离子以极大的动能冲击阴极表面，使其加热。工件表面一方面吸收氮，一方面被加热使氮向内部扩散形成渗层。

离子渗氮的渗速较气体渗氮快，并可在低于气体渗氮的温度下进行（可在400℃进行渗氮），渗氮工艺周期短，工件畸变小。

1）离子渗氮前的准备

①用有机溶剂或合成洗涤剂清洗工件，除去表面的油污、脏污，要特别注意洗净工件上的小孔、不通孔和狭窄的沟槽。

②工件上易引起打弧的1～4mm小孔、狭槽，工艺上和设计要求不渗氮的部位，应预先用销、键等加以屏蔽堵塞。ϕ4～ϕ10mm的孔槽会造成温度不均匀。

2）工夹具及防渗

①根据工件形状、尺寸、重量准备专用或通用夹具，防渗部位要用钢制的套、堵头、螺钉等加以屏蔽。工夹具、屏蔽物必须与工件接触良好，与工件间形成的间隙应小于0.5mm。不允许在防渗部位采用镀铜、镀锡或覆盖非金属（如水玻璃、陶瓷等）。

②一般吊挂件下部、堆放件的上部，应增设辅助阴极或阳极，以保证工件温度均匀性。

3）装炉

①将工件堆放或吊挂入炉，应注意使工件与阳极、工件与工件之间的距离均匀一致。通常工件与阳极（或炉壳）距离以30～80mm为宜，常用60mm。距离太小阴阳极间短路，太大须提高电压。对于孔状工件，L/D>8（D为内孔直径，L为内孔总长）时，孔内加阳极；L/D>16时，孔内加管状阳极。工件之间距离大于10mm。工件的顶面与底面因热辐射损失较大而温度偏低，应适当调整和屏蔽，尽量使工件温度均匀。

②测温头（或测温点）应选在有代表性的位置。

③将同工件材质、预备热处理一致的试样放在和工件升温、保温一致的位置。

④在工件偏低位置放置辅助阴极或辅助阳极，安放试样时应考虑温度，尽量和工件一致。

⑤工件不渗氮面可以接触，但不应形成能使辉光集中的间隙，以免温度过高。

4）升温。打散弧清理结束后，工作表面洁净，辉光趋于稳定后，即可逐渐增大工作电流、电压，开始升温。为减少工件的变形，控制升温速度应在100℃/h范围内，工件升温至350℃后，逐渐加大氮、氢混合气体或热分解氨气通入气体流量（氨气流量见表2-23），使炉内气压保持在规定范围内，继续升温。

表2-23 氨气流量

升温过程中，要经常观察炉内温度的均匀情况，如孔洞和沟槽中的残留油脂挥发会引起打弧，弧点集中在孔槽周围，打弧断续相间，此时可适当减小电压、气压，或暂停供气，使打弧电流减小。待油脂挥发干净后，打弧即会停止。

如在某个部位集中打弧，无停止迹象，可调节气压，并判明不打弧的最高气压能否维持工件升温和保温的需要，如能维持保温，可继续渗氮；如不能维持就停泵，打开炉膛，清除打弧源后，再重新抽真空升温。

升温时间一般为0.5～3h，升温时候的电流密度为4～5mA/cm²，加热阶段电压为550～750V。升温时真空度为400～650Pa。

装炉量多、渗氮保温时间短，氨气流量应该大些。当处理丝杆、齿轮及带凹槽工件时，应限制流量。发现凹槽部位渗层深度、硬度不均匀时，应减少抽气速率，提高气压或同时减少供气流量和抽气速率，并相应延长保温时间。

5）保温。保温阶段的电流密度比升温时小，可以通过调节气压、电压、氨分解温度等使电流密度一定，工作温度稳定。保温阶段电压一般为400～800V，常用550～750V，辉光电流密度为2.5～5mA/cm²，电流密度是升温时的2/3。真空度为500～800Pa，辉光层厚2～5mm。

一般离子渗氮温度根据材料表面及心部硬度、变形要求等综合考虑，一般合金结构钢：520～550℃；渗氮钢：一段渗氮为510～570℃，二段渗氮为520～530℃+560～580℃；工模具钢：470～550℃；不锈钢：540～600℃；铸铁：540～580℃。

批量生产时，应通过试验确定。离子渗氮的温度不应超过590℃，否则因氮化物积聚，硬度明显下降而无法挽救。

液氨必须干燥过滤脱水，经预热汽化后通入炉内。氮、氢体积比为3∶1最好。φ（N₂）20%+φ（H₂）80%，不存在白层，φ（N₂）25%+φ（H₂）75%，白层达0.0127mm，φ（N₂）75%+φ（H₂）25%，白层厚达0.0254mm。

离子渗氮保温时间由渗层深度决定（见表2-24）。保温期间，也应随时观察、调整温度的均匀程度。

表2-24 离子渗氮保温时间与渗层深度关系

6）冷却。保温结束后即可停炉降温，因炉内为低真空，降温不快，工件可随炉冷却。对于变形要求严格控制的工件，则应对炉内停气，降低电流，维持弱辉光，以便更慢速降温。当工件温度降至300℃以下，可加大冷却水量，停电灭辉光，使工件冷却加快。

7）出炉。工件在炉内自然冷却，为保证工件表面不产生氧化色，切断电源后，仍使炉内保持真空状态，并冷却到150℃左右，开炉空冷。在非渗氮部位需涂油防锈。

为提高设备利用率，也可通气冷却，或者用辉光冷却法，即在保温阶段结束前0.5h内，用高电压、低气压和小电流使工件维持稀薄辉光。在停止加热后，继续通冷却水，并可通入大量氨气（使冷却速度加快）。

8）氧化蓝色的消除。如果工件表面有蓝色、紫色等氧化色，则可重新抽气，再用小电流、低气压、高电压使工件表面产生阴极溅射，几十分钟后氧化色可消失。