铁氮相图及单相形成特性介绍

2023-06-24 理论教育版权反馈

【摘要】：由图3-5铁氮相图可见，Fe和N可以形成五个单相，分别是α相、γ相、γ′相、ε相和ξ相。γ相在共析温度590℃以上存在，共析点氮的质量分数为2.35%，在650℃氮的最大溶解度为2.8%，在γ相区淬火得到含氮马氏体。450℃时，氮在铁素体中局部的质量分数为5.7%～6.1%时，氮原子有序地占据在铁原子组成的面心立方空隙位置，则出现面心立方晶格的γ′相氮化物。

由图3-5铁氮相图可见，Fe和N可以形成五个单相，分别是α相、γ相、γ′相、ε相和ξ相。相图是分析渗氮层形成的规律和渗氮层组织状态的依据。

（1）α相氮原子的半径为0.071μm，仅为铁原子半径的1/2，故氮原子可以处于铁点阵的间隙中。α相是氮在体心立方点阵α-Fe中的间隙固溶体，称为含氮马氏体，具有体心立方晶格，随着氮含量的不同，点阵常数在0.28664～0.2877μm范围内变化，氮原子位于α-Fe点阵的八面体空隙中。氮的质量分数在室温下小于0.001%，在590℃时，氮的最大溶解度（质量分数）达到0.115%。

图3-5 铁氮相图

（2）γ相氮在面心立方点阵γ-Fe中的间隙固溶体，称为含氮奥氏体，具有面心立方晶格，γ相的点阵常数随氮含量的变化见图3-5。氮原子无序地分布于γ-Fe的八面体空隙中。γ相在共析温度590℃以上存在，共析点氮的质量分数为2.35%，在650℃氮的最大溶解度为2.8%（质量分数），在γ相区淬火得到含氮马氏体。

（3）γ′相γ′相是一种成分可变的铁与氮的化合物，具有面心立方晶格。450℃时，氮在铁素体中局部的质量分数为5.7%～6.1%时，氮原子有序地占据在铁原子组成的面心立方空隙位置，则出现面心立方晶格的γ′相氮化物。当氮的质量分数为9.9%时，其成分相符合Fe₄N。γ′相为铁磁相，当温度低于670℃时稳定，大约在680℃以上分解，溶入ε相中。

（4）ε相ε相是一种可变成分的化合物，是氮含量变化范围相当宽的间隙相化合物，具有密排六方晶格，ε相的大致成分在Fe₂N～Fe₃N之间，其氮的质量分数为8.25%～11.0%。ε相是铁磁相。随着温度的升高，ε相成分范围扩大；随着温度的降低，ε相中不断析出γ′相。

（5）ξ相ξ相的成分大致相当于Fe₂N（氮的质量分数约为11.14%），是一种成分可变化的化合物，脆性大、耐蚀性强；在500℃以下转变成ε相。它的形成温度低于500℃。在500℃以上，如果ε相氮的质量分数为11%以上，则在缓冷时析出ξ相。

α相和γ′相具有良好的韧性，ε相随着氮含量的增加而降低，ξ相的韧性极差，ε相具有高的耐磨性，同时具有高的抗大气和淡水腐蚀的能力。碳在氮化物中的溶解度有限，γ′氮化物可以溶解0.2%（质量分数）的碳。ε氮化物可溶解4%（质量分数）的碳，因此可在渗氮后形成碳氮化合物。

在Fe-N相图中有两个共析转变：

1）在590℃，w（N）为2.25%处，发生_γ→α+γ′共析转变。

2）在650℃，w（N）为4.55%处，发生另一个共析转变ε→γ+γ′。

渗氮按使用要求分为抗磨渗氮和抗蚀渗氮两种。渗氮的温度在500～600℃，抗磨渗氮在590℃以下进行。尽管纯铁不作为渗氮用材，但合金钢的渗氮组织与纯铁相似，故以纯铁作为基础进行渗氮组织的分析依据。从Fe-N相图可以看出，在共析温度590℃以下，表面形成的α相，α相氮含量达到饱和后形成γ′相，γ′相氮含量达到饱和后形成ε相。纯铁在渗氮温度下的组织由外向内依次为ε相→γ相→α相。缓冷时ε相和α相析出γ′相。室温下渗氮组织由表向内为，ε相→ε+γ′相→γ′相→α相→γ′相。若ε相氮浓度很高还会析出ξ相。

从氮化层的金相组织和氮含量的分析来看，工件渗氮所造成的硬度高（表面硬化）与渗碳后的提高硬度是不同的。渗氮的硬化本质是：氮化物以非常细小的硬质点均匀地分布在回火索氏体上，起弥散硬化的效果；而渗碳则是提高工件表层的碳含量，淬火后在表面形成高碳马氏体，以此来提高表面硬度。另外，渗碳层中的碳与渗氮层中的氮分布规律明显不同：在渗碳层中碳含量是平均下降的，在渗碳温下渗碳层为单相的奥氏体组织，分析其原因是渗碳温度下碳在γ-Fe中的溶解度较大，渗碳过程就是碳在γ-Fe中的扩散过程；渗氮层氮含量由表及里呈跳跃式降低，形成了多相结构的扩散层，只有单相区（ε、γ′、α）相毗邻，无两相区，产生的原因是渗氮过程中，氮从钢件表面向内层扩散，当氮含量处于过饱和状态时，会生成化合物（发生相结构的变化）。

铁氮相图及单相形成特性介绍

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