渗氮层的组织与性能分析

2023-06-24 理论教育版权反馈

【摘要】：当渗氮后氮浓度高到足以出现ξ相时，渗层的脆性和它有密切关系。图5-22Fe-N相图图5-23纯铁在500～590℃渗氮后缓冷到室温的成分和组织示意从渗氮温度快冷到室温时，渗氮温度下的相将被保留到室温而不发生变化。渗氮层外层的ε及γ′称为化合物层，其耐蚀性很高，用硝酸酒精浸蚀，呈光亮的白亮层，又称白层；氮化物弥散分布于铁素体基体上的组织则称为扩散层。

1.Fe-N相图与基本相

图5-22为Fe-N相图，整个相图共有五个单相区，其中包括两个间隙式固溶体α、γ和三个成分可变的间隙化合物γ′、ε、ξ。

α相：氮在α-Fe中的间隙固溶体，具有体心立方晶格，其中氮的质量分数在室温时不超过0.001%，590℃时的最大溶解度为0.1%。

γ相：氮在γ-Fe中的间隙固溶体，面心立方晶格，温度高于590℃时才稳定存在。共析成分为2.35%，温度缓慢下降通过590℃时，γ相发生共析转变：γ→α＋γ′。如在γ相区快速冷却，则会得到含氮马氏体(与含碳马氏体类似)，硬度可达650HV。

γ′相：一种成分可变的间隙相，面心立方晶格，其硬度大约为550HV。450℃时氮的质量分数为5.7%～6.1%，氮原子有序地占据间隙位置，当氮的质量分数为5.9%时，其成分符合Fe4N，γ′相大约在680℃以上发生分解并溶于ε相中。

ε相：一种可变成分的氮化物间隙相，具有密排六方晶格，显微硬度约为250HV。在一般氮化温度范围内ε相的成分大致为Fe2N～Fe3N(相当于含氮8.25%～11.0%)。随温度的降低，ε相将析出γ′相。

ξ相：一种以Fe2N为基的固溶体，具有斜方点阵，性脆，氮的质量分数为11.0%～11.35%。当渗氮后氮浓度高到足以出现ξ相时，渗层的脆性和它有密切关系。渗氮层一般不允许出现ξ相。

由图5-22可以看到，Fe-N相图中有两个共析反应，即在590℃，氮的质量分数为2.35%的γ相发生共析转变γ→α＋γ′，以及在650℃，氮的质量分数为4.55%的ε相发生另一共析转变ε→γ＋γ′。渗氮一般在570℃以下进行，所以通常不会发生上述共析转变。

钢中加入合金元素能改变氮在α相中的溶解度。元素W、Mo、Cr、Ti和V是强氮化物形成元素，可提高氮在α相中的溶解度。例如，合金结构钢38CrMoAl、35CrMo、18Cr2Ni4WA等渗氮时，氮在α相中的溶解度为0.2%～0.5%，而在工业纯铁中仅为0.1%。

合金钢渗氮时，在γ′相和ε相中，部分合金元素原子置换铁原子，有些合金元素，如A1、Si和Ti，在γ′相中溶解度较大，并且扩大了γ′相区。另外，合金元素的溶入提高了ε相的硬度和耐磨性。

2.纯铁渗氮层的组织

纯铁渗氮层的成分、组织如图5-23所示。由Fe-N相图可知，纯铁在500～590℃渗氮时，首先在表面形成含氮的α固溶体；随着氮的不断渗入，α相达到饱和状态后引起α→γ′转变；当γ′相达到饱和溶解度后，就形成ε相，此时渗层由表面向内的相组成为ε→γ′→α相(最外层也可能有ξ相)。

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图5-22　Fe-N相图

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图5-23　纯铁在500～590℃渗氮后缓冷到室温的成分和组织示意

从渗氮温度快冷到室温时，渗氮温度下的相将被保留到室温而不发生变化。如果从渗氮温度慢冷到室温，则ε相及α相中均有针状γ′相析出，渗氮层组织由外向内为：ε→ε＋γ′→γ′→α＋γ′→α。渗氮层外层的ε及γ′称为化合物层，其耐蚀性很高，用硝酸酒精浸蚀，呈光亮的白亮层，又称白层；氮化物弥散分布于铁素体基体上的组织则称为扩散层。

3.渗氮原理

现以气体渗氮为例，讨论渗氮原理。与其他化学热处理一样，气体渗氮过程也可分为三个基本过程，即渗氮介质分解形成活性氮原子、活性氮原子的吸收以及活性氮原子向内部的扩散。

1)渗氮介质分解形成活性氮原子

气体渗氮时一般使用无水氨气NH3或NH3＋H2作为渗氮介质。氨气在加热时很不稳定，将按下式发生分解形成活性氮原子：

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研究表明，在常用渗氮温度(500～540℃)下，如果时间足够，氨气的分解可以达到接近完全的程度。

图5-24给出了用(NH3＋H2)混合气对纯铁渗氮时表面形成的各种相与NH3含量的关系，此图可作为控制气体渗氮过程的基本依据。

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图5-24　纯铁渗氮时表面形成的各种相与(NH3+H2)混合气平衡的条件

2)活性氮原子的吸收

氨气在渗氮温度下分解形成的活性氮原子，将被钢件表面吸收并向内部扩散。但是氨气分解形成的活性氮原子只有一部分能立即被钢件表面吸收，而多数活性氮原子则很快地互相结合形成氮分子。为了源源不断地提供活性氮原子，气氛必须有良好的循环，或者说，气氛中要保持较高浓度的未分解氨。

3)活性氮原子向内部的扩散

氮在铁中也以间隙方式扩散，其扩散系数可以用下式表示

式中——氮在α-Fe中的扩散系数；

D0——扩散常数(0.3mm2/s)；

R——摩尔气体常数；

Q——扩散激活能(76.12kJ/mol)。

由于氮的原子半径(0.071nm)比碳的(0.077nm)小，故氮的扩散系数要比碳的大。与渗碳时相似，渗氮层的深度也随时间呈抛物线关系增加，即符合δ(层深)＝φ(常数) ×(时间)的关系。

4.渗氮用钢及渗氮强化机理

由上述可知，纯铁渗氮后硬度并不高。普通碳钢渗氮也无法获得高硬度和高耐磨性，且碳钢中所形成的氮化物很不稳定，加热到高温时将发生分解和聚集粗化。

为提高渗氮工件的表面硬度、耐磨性和疲劳强度，必须选用渗氮钢，这些钢中含有Cr、Mo、Al等合金元素，渗氮时形成硬度很高、弥散分布的合金氮化物，可使钢的表面硬度达到1100HV左右，且这些合金氮化物热稳定性很高，加热到500℃仍能保持高硬度。其中应用最普遍的渗氮钢是38CrMoAl钢。但使用中发现，38CrMoAl钢的可加工性较差，淬火温度较高，易于脱碳，渗氮后的脆性也较大。为此，逐渐发展了无铝渗氮钢。目前渗氮钢包括多种含碳为0.15%～0.45%的合金结构钢，如20CrNiWA、40Cr、40CrV、42CrMo、38CrNi3MoA等。此外，一些冷作模具钢、热作模具钢及高速钢等也适于渗氮处理。

Al、Cr、Mo等合金元素之所以能显著提高渗氮层硬度，是因为氮原子向心部扩散在渗层中依次发生下述转变。

(1)氮和合金元素原子在α相中的偏聚，形成所谓混合G-P区(即原子偏聚区)；

(2)α″-Fe16N2型过渡氮化物的析出等组织变化。这些共格的偏聚区和过渡氮化物析出，会引起硬度的强烈提高。这一过程与固溶时效过程非常相似。

图5-25是渗氮过程中形成混合G-P区的示意图。G-P区呈盘状，与基体共格，并引起较大的点阵畸变，从而使硬度显著提高。

随着渗氮时间延长或温度升高，偏聚区氮原子数量将发生变化，并进行有序化过程，使置换型或间隙型G-P区逐渐转变为α″-Fe16N2型过渡相。在有Mo、W等合金元素存在的情况下，析出物可以表示为(Fe，Mo)16N2或(Fe，W)16N2等。由α″向γ′的转变是一种原位转变，即不需要重新形核，而只作成分调整(提高氮含量)。当含有合金元素(如Mo)时，γ′相可以表示为γ′-(Fe，Mo)4N等。

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图5-25　渗氮中形成置换型和间隙型两种原子的混合G-P区示意

(a)置换型；(b)间隙型；(c)置换—间隙型
pagenumber_ebook=164,pagenumber_book=156 —合金元素原子；·—氢原子

由γ′向更稳定的合金氮化物转变时，必须重新在晶界等部位形核并以不连续沉淀的方式进行。稳定的合金氮化物的尺寸较大，与基体相没有共格关系，其强化效果比过渡相要小。所以，它们的出现相当于过时效阶段。

渗氮层的组织与性能分析

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