更多相关搜索：
相关产品图片
Copyright 2007 All RightsReserved 版权所有
北京翔天智远科技有限公司
联系电话010-热处理材料,热处理材料厂,金属热处理工艺材料,脱氧剂,盐浴剂,渗碳剂,共渗剂,氮化盐,基盐,再生盐,氧化盐,脱氧剂,渗碳剂,防护涂料,乳化油,切削液,热处理用盐,常温发黑剂,加温发黑剂,脱水硼砂,山东安丘市金星化工厂
您现在的位置：&&>>&&>>&正文
热处理材料金属热处理稀土复合催渗剂 heat treatment(后续)液体渗碳剂
钢珠薄层渗碳新工艺 ------------------------------------------------------------------- 1 引言　钢珠的首要失效方式是接触疲劳剥落，但现行的钢珠质量标准却只检查其压碎负荷的大小和硬度，而对钢珠的接触疲劳性能却未作要求。以自行车钢珠为例，压碎负荷国标为15 500N，部优为16 700N，硬度为HRC60～65。出产厂家为了达到对压碎负荷的高标准要求，均按高温渗碳、降低温度淬火工艺(以下称原工艺)进行出产(图1)，钢珠的渗层厚度达到了1.2～1.4mm。云云厚的渗层，虽使压碎负荷达到了要求，但对钢珠的接触疲劳性能影响怎样，尚属未知。另外由于该工艺采用的是高温渗碳、降低温度淬火，不仅出产周期长、出产成本高，而且渗层中还析出了不均匀的网状碳化合物，心部析出铁素体，无益于接触疲劳性能的提高。 　　这篇文章将研究在不降低钢珠压碎负荷的前提下，提出新工艺，尽可能提高其疲劳性能，降低成本，增长经济效益。其次将研究尽量采用较低的渗碳温度，以提高炉罐寿命(因为出产所用的渗碳罐是由钢板烧焊而成，渗碳温度的变化对其寿命影响很显著)。2　研究项目及方法2.1研究项目　　(1)在差别温度(9000C，9050C，9100C，9200C)对钢珠渗碳直接淬火，考查其裂纹倾向。　　⑵测定渗层厚度——渗碳温度、渗碳时间的关系。　　⑶渗碳温度及渗碳深度匹敌压碎负荷的影响。　　⑷煤油滴量对压碎负荷的影响。　　⑸在优选温度下，渗碳层深度对接触疲劳性能的影响。　　(6)通过上述研究，提出有利于钢珠质量提高、成本降低的新工艺。2.2实验质料及试样　　实验质料为15号钢，其化学成分为：0.15%C，0.15%Si，0.40%Mn，0.03%S，0.02%P。试样为该质料加工成型的Ф6钢珠。2.3研究方法及设备　　(1)渗碳采用RTS-45-12滚筒式气体渗碳炉。　　⑵采用VWPL型万能实验机对三个钢珠进行压碎实验，以平均压碎值为准。　　⑶接触疲劳测定采用KG型疲劳实验机，加载200kg，转速2200r/min，每次9粒，滚动磨损，以出现针状麻点为失效标准，行业检查1h为合格。　　⑷用JXA840扫描电镜阐发断口。　　⑸渗碳层浓度测定采用Y——2型x射线阐发仪。3　验结果阐发　3.1渗碳后直接淬火的钢珠的裂纹倾向　　对差别温度下渗碳后直接淬火的钢珠及原工艺未淬火的钢珠分别进行酸洗，检查其裂纹环境，结果见表1。　　　　　　　　　　　表1差别渗碳温度对裂纹倾向的影响 处理条件(0 C) 900 905 910 915 920 930 原工艺未淬火
百粒裂纹数(个) 7 7 8 6 6 5 7 可见，裂纹个数均在5%～8%之间。裂纹形状、宽度、深度基本一致。这说明裂纹是在轧球过程中产生的，而非淬火产生的，因而采用直接淬火方式应是可行的。3.2 渗碳温度及渗碳时间对渗层厚度的影响　　对采用差别温度(9000C，9050C，9100C，9150C，9200C，9300C)、差别渗碳时间(2.5h，3h，3.5h，4.5h)处理的试样，测量其渗碳深度，部门结果见表2。　　　　　　　　表2渗碳温度、渗碳时间与渗碳层厚度的关系
2.5h 3.5h 4.5h 900℃ 0.55mm 0.75mm 0.9mm 930℃ 0.73mm 0.93mm 1.1mm 　　由此得出结论：在同一温度曲线，开始渗碳速率(V始)较大，随时间的增长，渗碳速率(V)降落，渗层随时间增长而加厚。现对此阐发。　　众所周知，在渗碳过程中，渗碳速率受煤油的分化、活性碳原子的吸收及碳原子的廓张三方面的影响。　　(1)煤油的分化温度在8750C左右，在高于9000C的温度下，它分化比较完全，可能认为不受温度和时间的影响。　　⑵活性碳原子的吸附首要与渗透钢中的成分和活性碳原子的析出速率有关。以是渗速首要取决于廓张过程。　　 ⑶根据菲克第一定律，提高渗层表面的浓度梯度是加快渗速的重要路子。在渗碳的初始阶段，化学吸附了大量的活性碳原子，被贫碳表面强裂吸附，因此钢的渗层首要由渗层最外层的高浓度梯度所形成，产生了很高的碳浓度梯度。以是刚开始渗碳阶段，渗速比较大，随碳原子的渗透，碳浓度梯度逐渐降落，如许，渗速也就减慢。 　　⑷在同一渗碳的时间下随温度的升高，渗层增厚。这是由于随温度的升高，活性碳原子的活性提高，因此廓张速率也提高了。因此，渗层深度随渗碳时间的增长而增长，随渗碳温度的升高而加深，但渗速随时间的延长而减慢。3.3 渗碳温度、渗层厚度匹敌压负荷的影响　　对差别渗碳温度及差别渗碳层深的试样进行压碎实验，测其抗压碎值，获得以下结论：渗碳温度降落，碳层变薄，但其抗压碎值不降落。　　出现这种环境的原因是渗碳淬火钢珠的抗压碎负荷取决于渗层(厚度及浓度梯度)和心部两部门的强度。采纳较低温度(9150C)薄层(0.8mm)渗碳直接淬火，一方面表层获得了较细的马氏体组织，改善了表层组织，提高了渗层的强韧性；另外一方面心部可获得全部高强度的低碳马氏体组织(HRC45左右)，也有利于压碎负荷的提高。而原工艺用较高的温度(9300C)长时间渗碳，随后随炉降低温度至820℃淬火，这不但明显粗化了渗层的马氏体组织，而且在随炉降低温度过程中，表层析出网状碳化合物，使表层组织恶化，硬度降低，脆性增大；在心部析出较多的铁素体或生成屈氏体，心部组织为粗板条的马氏体及托氏体，硬度为HRC36左右。综上所述，采用较低的温度薄层渗碳，直接淬火，有利于钢珠抗压碎负荷的提高。　　另外，波谱阐发表明，在低温(9150C)渗碳5h的试样渗层碳浓度平缓。而原工艺渗层碳浓度太高，虽经1.25h廓张，浓度梯度仍不够平缓。实验断口阐发也可证明这一点。　　新工艺的压碎断口是典型的韧性准解理，有撕裂棱和韧离，裂纹沿过渡层成长，且它的浓度梯度过渡比较平缓，如许渗碳层和心部基体结合比较紧密。当受外力时，不易出现剥落现象，这就降低了裂纹的扩展能力，使抗压强度提高。裂纹是沿晶界产生并扩展的，距表面约0.5mm。相反，原工艺的断口是脆性准解理，断口裂纹从表层至过渡层，之后沿过渡层扩展，履历沿晶成长准解理，使抗压强度降低，裂纹有一部门是沿晶断开，另外一方面是脆性断开，断开距离表面约为0.6mm。3.4 滴量匹敌压碎值的影响　　对优选的温度进行变滴量实验，测其抗压碎值，得出表3和图2。该实验条件为9150C，渗碳5h。可见煤油滴量在6ml/min的抗压碎值较高。　　　　　　　　　　　　表3滴量与抗压碎值的关系 ml/min 4 6 8 N 17800 18000 1750 煤油是一种含碳的有机液体，此中烷烃CnH2n+2占60%～65%，环烷烃CnH2n占20%～30%，其他烃CnH2n-6占7%～10%。它在高温下才能裂解(下限8750C)，裂解后的过剩碳较多，易于形成煤黑和结焦炭。滴量增长，碳势增长，加快了渗速，提高了渗碳层的厚度，使它的抗压碎值提高。但这不是说滴量越大越好，当滴量太大时，炉内碳势增长的同时，将产生煤黑，包围在渗碳钢珠的周围，使渗速降低；还由于际圃黾樱斐缮己捅聿愕墓汕蟮呐ǘ忍荻龋盐圃诠汕撞屠┱埂Ｓ捎诒〔闵际奔浣隙蹋以谔际撇黄胶獾那榭鱿陆校慵表面要求达到共析浓度，以是在刚渗碳时，可适当增长滴?7ml/min)。当滴量过小时，碳势浓度不够，使渗碳不均匀，造成抗压碎负荷不稳定。综上所述，在9150C，5h渗碳环境下，滴量以6ml/min为相宜。3.5 接触疲劳强度与渗层深度的关系这是需要重点阐发的。在9150C下，对差别渗层深度的钢珠进行疲劳实验，发现随渗层的增长，疲劳寿命提高。到达一定值后，随之降落。渗层深度为0.8mm(9150C渗碳5h直接淬火)的疲劳强度是原工艺的10倍。经阐发，钢珠疲劳强度提高的原因归纳如下。(1)提高了表面残余压应力　　钢珠经浅层渗碳直接淬火后获得了较高的表面残余压应力。表面残余应力是由于心部与渗层的奥氏体转变为各种组织的挨次差别和表面高碳马氏体的比容差别而形成的。详细而言，当钢珠受到一定的压力后，裂纹垂直于受力方向开裂。如果渗碳层表面有较高的残余应力，则可与外加载荷产生的使钢珠开裂的力相抵抗，从而提高抗压碎值。当渗层过深特殊情况有过量的残余奥氏体游离碳化合物出现，这些个产物对残余压应力有害。如果渗层表层碳含量太高，存在大量残余奥氏体及其他异样组织，则渗层表层出现残余拉应力。渗层马氏体中碳含量越高，比容越大，渗层压应力越大。试证验明，低碳钢渗碳层需经2.5～3h，表面碳浓度才趋于达到最高限度。当渗层深小于0.65mm时，渗层碳浓度没有达到达到最高限度，此时马氏体的比容随渗层含碳量的增长而增长，残余压应力又随马氏体比容的增长而增长。当渗层深大于0.65mm时，随含碳量的增长，表层残余奥氏体量增长，表层马氏体转变量相对减少，残余压应力降低，且此时渗层深，心部低碳马氏体量相对减少，表层高碳马氏体量大大增长，也使表面残余压应力降低。原工艺处理的钢珠接触疲劳性能不好，即属后一种环境。形成机理：渗层与心部比拟，存在着化学成分的很大差异，造成渗层中马氏体MS的变化。在淬火冷却过程中往往是心部起首转变为马氏体，而表层尚未达到MS点仍处于塑性的过冷奥氏体状态，心部转变所酿成的体积膨胀引起的应力极易被表层的塑性变形所吸收。当温度降至表层MS点时，渗层马氏体转变所引起的体积膨胀受已强化的心部制约，造成表面受压，心部受拉的状态。　　⑵细化了渗碳层马氏体及残余奥氏体　　高碳马氏体以共格切变方式形成，当它长大到与其他马氏体片或晶界相遇特殊情况产生冲击，形成应力场。由于高碳马氏体很脆，不能通过变形或滑移消除应力，导致微裂纹产生。且随马氏体针长度的增长，裂纹的敏感度也增长。热处理原理认为，表面针状马氏体的粗细，将直接影响渗层表面的接触疲劳寿命。粗针状马氏体中的微裂纹是引起接触疲劳粉碎的天然裂纹源。　　原工艺出产的钢珠，不仅渗层马氏体粗大(6～7级)，且残留奥氏体也呈粗大状，分布也不均匀。同时由于降低温度，析出非均匀的网状K，使表层马氏体转变量相对减少，表面的碳浓度为1.0%左右，这将进一步降低渗层的强韧性。新工艺出产的钢珠，表层针状马氏体较细(5级)，表面浓度0.8%左右，险些看不出K存在，少数残留奥氏体也较均匀分布于细针状马氏体基体中，从而使表层的脆性降低，疲劳性能提高。　　形成机理：渗碳表面的接触疲劳寿命与M有关，高碳马氏体是针片状，硬而脆，针越粗，越脆，并常伴随显微裂纹产生。在外加负荷作用下，它的裂纹快速扩展。由于残余奥氏体的存在，使受负荷的表面产生了一定的塑性变形，接触面的宽度增长，从而相应地降低了接触面的压应力，提高了寿命。另外一方面，由于塑性变形的作用，诱发奥氏体转酿成马氏体，使之产生加工硬化，一样提高了寿命。还由于在断开过程中，裂纹首要是沿马氏体地区范围扩展，很难穿过残余奥氏体，因此在一定应力作用下，沿马氏体成长的裂纹一朝到达马氏体与残余奥氏体面，裂纹就会停止成长。只有在提高外加负荷时，裂纹才会产疏远岔，绕过残余奥氏体继续成长。因为裂纹产疏远岔吸收能量，有利于韧性的提高。相反，如果表面存在拉应力，则促进产生因相互滑动引起的切应力，则促进产生因相互滑动引起的切应力。以是，有一定分布于马氏体周围的残余奥氏体能提高质料抵抗裂纹扩展的能力。　　新工艺处理的试样经疲劳磨损后，其残余奥氏体比原试样明显减少，形成的马氏体较细小。因而马氏体细小且韧性好可强化表面，使之形成压应力状态，有利于提高其疲劳强度。实验发现，试样在发生疲劳粉碎时，仍有部门残余奥氏体存在，它对韧性仍有利。原工艺处理的试样表层残余奥氏体过量，呈块状分布于粗大M针和边缘，发生疲劳粉碎时，基本上看不出残余奥氏体量的变化，相变强化效果大大降低，影响了寿命。　　⑶有效硬化层的提高有利于疲劳性能的提高　　钢珠发生交变接触应力时，其最大应力往往在表层或次表层。疲劳裂纹源一般产生在0.1mm～0.3mm的表层，这点被实验所证明。以是为了提高疲劳性能，应着重于提高危险层的硬度和强度，而不一定要加厚渗层。由实验得知：渗层厚小于0.75mm时，比原工艺的硬度提高4～5HRC，从而提高了危险层的强度，进而疲劳性能也提高，疲劳粉碎的表面形貌阐发也证实了这一点。　　接触疲劳损伤现实上是裂纹萌生和扩展的过程，通过断口阐发可以了解全般断开过程。根据裂纹萌生及剥落的特征，接触疲劳可分为点蚀和剥落两类。凡裂纹萌生于表面的呈纤维状剥落为点蚀，新工艺的钢珠加负荷运转13.5h后表面麻点归属此类；裂纹萌生于表面呈片状剥落的为剥落，原工艺处理的钢珠加负荷运转1.5h后其表面因强度不足产生大片的深层剥落属此类。　　造成这种环境的原因是原工艺钢珠的表面硬度低，这是由渗碳层中含有大量残余奥氏体且呈不法则分布所导致的。浓度阐发表明：该钢珠表层碳浓度为1.0%左右，渗碳温度又高，故产生大量残余奥氏体。在接触应力作用下，只管存在诱变马氏体，但数量较少，相变强化作用不明显，在应力作用下，软的残余奥氏体与硬的马氏之间产生相对滑动，使裂纹萌生并扩展至沿晶断开，最后出现准解理断口。原工艺钢珠履历滑移——沿晶断开——准解理，出现疲劳剥落。新工艺钢珠表层残余奥氏体诱变马氏体转变，表层强韧性好，在发生疲劳粉碎时，只出现浅层准解理断口。　　以上实验表明，残余奥氏体的强韧作用取决于残余奥氏体的机械稳定性，即一方面要存在一定数量的残余奥氏体，另外一方面在接触应力下诱发马氏体相变。　　总之，提高受应力作用大的表层或次表层的硬度，是提高疲劳寿命的有效路子，而不是靠提高渗层深度。　　用于自行车的钢珠粉碎的首要情势是疲劳粉碎，但因疲劳粉碎实验所需的时间较长，故企业大多采用压碎负荷来检测。但两者之间却没有一定的对应关系。从实验结果来看，新工艺疲劳强度值在渗层厚度等于0.75mm时最大，而抗压碎值随渗层的增厚而增长，也即随渗碳时间的延长而增长，但疲劳强度却同时降低了。往后轮载重500kg计算可知，钢珠的负荷不跨越2 250N，这就是为什么不选用抗压碎负荷较高的长时间渗碳方法而采用疲劳强度较高而抗压碎负荷较低的热处理方法的原因。4　钢珠热处理新工艺　　综合考察抗压碎负荷和接触疲劳强度，根据上述的实验阐发，从既经济又提高产品性能、质量、寿命的原则出发，确定的热处理工艺是9150C渗碳5h、直接淬火，见图3。 5　经济效益阐发　　(1)钢珠原工艺出产需7.25h，新工艺为5.67h，缩短了1.58h，出产效率提高了1.58/7.25=21%。　　⑵渗碳温度由9300C降为9150C，且时间缩短，延长了渗碳炉的使用寿命。　　⑶时间缩短，滴量降低，减少了煤油和甲醇的用量。　　⑷磨损实验的使用寿命由本来的平均1.5h提高到13.5h，具有明显的经济、社会效益。6 结论　　(1)钢珠薄层渗碳新工艺经试证验明比原工艺具有许多优胜性，对出产是有利的。　　⑵新艺改善了钢珠的组织，心部获得了高强度的全部低碳马氏体组织，使渗层获得了强韧性好的细针状马氏体，减少了高碳马氏体酿成的脆性及表层的残余奥氏体含量，使残余压应力增长，提高了抵抗表面裂纹的能力，且由于马氏体的诱发强化，提高了渗层表面强韧性和疲劳强度，从而以较薄的渗层得取了较高的抗压碎负荷。 　　⑶新工艺使钢珠获得了良好的金相组织及合理的渗碳层且浓度梯度平缓。采用直接淬火，增长淬火媒质水的流速，使心部强度提高，增大了对硬化层的支撑作用。良好的渗层性能和心部性能保证了在渗层较薄的环境下疲劳强度有较大提高，同时压碎负荷降低。　　⑷有效硬化层硬度提高，强化了易产生裂纹的危险地区范围的强度，有效地提高了疲劳强度。　　⑸新工艺使出产周期缩短，出产效率提高，同时降低了物耗，提高了产品位量，具有较好的社会、经济效益。　 　 　 回火脆性 --------------------------------------------------------------------------------
　　淬火钢回火时,随着回火温度的升高,通常其强度,硬度降低，而塑性，韧性提高。但在某些温度规模内回火时，钢的冲击韧性不仅没有提高，反而显著降低，这种脆化现象称为回火脆性。 因此，一般不在 250－350度进行回火，这就是因为淬火钢在这个温度规模内回火时要发生回火脆性。这种回火脆性称为低温回火脆性或第一类回火脆性。 产生低温回火脆性的原因，目前还不十分清楚。一般认为是由于碳化合物以断续的薄片状沿马氏体片或马氏体条的界面析出所酿成的。这种硬而脆的薄片碳化合物与马氏体间的结合较弱，降低了马氏体晶界处的强度，因而使冲击韧性反而降落。
　 　 　 将钢加热到临界点（AC3、ACcm）以上，进行完全奥氏仜化，之后在空气中冷却，这种热处理工艺，称为正火。 （一）正火工艺 正火的加热温度正化学成份AC3以上50-100℃；过共析钢的加热温度ACcm以上30-50℃。保温时间首要取决于工件有效厚度和加热炉的型式，如在箱式炉中加热时，可以每毫米有效厚度保温一分钟计算。保温后的冷却，一般可在空气中冷却，但一些大型工件或在空气温度较高的夏天，有时候也采用吹风或喷雾冷却。 （二）正火后组织与性能 正火实质上是退火的1个特殊的可作例子的事。两者差别之处，首要在于冷却速率较快，过冷度较快，因而发生了伪共析转变，使组织中珠光量增多，且珠光柋的片层间距变小。应该指出，某些高合金钢空冷后，能获得贝氏体或马氏体组织，这是由于高合金钢的过冷奥氏体非常稳定，C曲线。 由于正火后的组织上的特点，故正火后的强度、硬度、韧性都比退火后的高，且塑性也其实不降低。 正火的应用 正火与退火比拟，钢的机械性能高，提高价格轻便，出产周期短，能耗少，故在可能条件下，应优先考虑采用正火处理。目前的应用如下： 1.作为平凡结构零件的最终热处理 2.改善低碳钢和低碳合金钢的磨削加工性 3.作为中碳结构钢建造的较重要零件的预先热处理。 4.消除过共析钢中风状二次渗碳体，为球化退火作好组织筹办 5.对一些大型的或形状较复杂的零件，淬火可能有开裂的危险进，正火也往往代替淬火、回火处理，而作为这类零件的最终热处理。 很靠右。此时己不能称其为正火，而称为空淬有关。为了增长低碳钢的硬度，可适当提高正火温度。钢的化学热处理-氧氮共渗 --------------------------------------------------------------------------------　　 当钢在渗氮的同时通入一些含氧的媒质，便可实现其氧氮共渗处理。处理往后的工件兼有蒸汽处理我渗氮处理的配合长处。 1． 氧氮共渗的特点：氧氮共渗后渗层可分三个区，表面氧化膜，次表层氧化区和渗氮nitriding。表面氧化膜与次表层氧化区厚度相近，一般为2-4μm.氧氮共渗后形成多孔Fe3O4层具有良好的减摩擦性能、散热性能及抗粘着性能。 2． 氧氮共渗媒质：氧氮共渗时一般用得较多的是差别浓度的氨水。氮原子向内廓张形成渗氮层，水分化形成氧原子向内廓张形成氧化层并在工件表面形成玄色氧化膜。 3． 氧氮共渗的首要用途： 氧氮共渗首要用于高速钢刀具的表面处理。共渗时的温度一般为540-590℃，时间一般是1-2小时。氨水浓度以25%-30%为宜。排气升温时通氨量应大些，以利于快速排空炉内空气。共渗时期通氨量应适中，降低温度及廓张时应减少氨的滴入量。热处理炉可采用有1Cr18Ni9Ti不锈钢制成炉罐的井式氮化炉代用。炉罐应掩护密封性（最佳采用真空水冷橡胶密封）。炉顶应有一台密封循环风扇。炉内保持300-1000Pa的正压. 钢的热处理--软氮化 --------------------------------------------------------------------------------　　为了缩短氮化周期，并使氮化工艺不受钢种的限定，在近一、二十年间在原氮化工艺基础上成长了软氮化和离子氮化两种新氮化工艺 软氮化实质上是以渗氮为主的低温碳氮共渗，钢的氮原子渗及的同时，还有少数的碳原子渗透，其处理结果与前述一般气体氮比拟，渗层硬度较低，脆性较小，故称为软氮化。 1.软氮化方法，软氮化方法分为气体软氮化和液体软氮化两大类。目前海内出产中应用最广泛的是气体软氮化。&,br&气体软氮化是在含有活性碳、氮原子的气氛中进行低温碳、氮共渗，常用的共渗媒质有尿素、甲酰胺和三乙醇胺，它们在软氮化温度下发生热分化反应，产糊口性碳、氮原子。 活性碳、氮原子被工件表面吸收，通过廓张渗透工件表层，从而获得以氮为主的碳氮共渗层。 气体软氮化温度常用560-570℃，因该温度下氮化层硬度值最高。氮化时间常为2-3小时，因为跨越2.5小时，随时间延长，氮化层深度增长很慢。 2.软氮化层组织和软氮化特点：钢经软氮化后，表面最外层可获得几微米至几十微米的白层，它是由ε相、γ`相和含氮的渗碳体Fe3（C，N）所组成，次层为0。3-0。4毫米的廓张层，它首要是由γ`相和ε相组成。 软氮化具有以下特点： (1)处理温度低，时间短，工件变形小。 ⑵不受钢种限定，碳钢、低合金钢、工模具钢、不锈钢、铸铁及铁基粉未冶金质料都可进行软氮化处理。工件经软氮化后的表面硬度与氮化工艺及质料有关。 3.能显著地提高工件的疲劳极限、耐磨性和耐腐化性。在干摩擦条件下还具有抗擦伤和抗咬合等性能。 4.由于软氮化层不存在脆性ξ相，故氮化层硬而具有一定的韧性，不易剥落。 因此，目前出产中软氮化巳广泛应用于模具、千分尺、高速钢刀具、曲轴、齿轮、气缸套等耐磨工件的处理。 应注重的是，气体软氮化目前存在疑难题目是表层中铁氮化合物层厚度较薄（0.01-0.02mm），且氮化层硬度梯度较陡，故不宜在重载条件下工作。另外，在氮化过程中，炉中会产生HCN这种有毒气体，因此出产中要注重设备的密封，以避免炉气漏出污染环境。
>文章引用自：>
主要经营：
　版权所有　
服务热线：　24小时服务手机：　
传真：　邮编：262107　地址：山东安丘景芝宋官疃东营
经营许可证：鲁ICP备号　技术支持:安丘在线
友情链接：盐浴软氮化-学术百科-知网空间
盐浴软氮化
盐浴软氮化
tufftride液体渗氮(液体软氮化)是一种经济简便的渗氮法,国际上使用最广的是德国Degussa公司开发...→QPQ：盐浴氮碳共渗+抛光+氧化表5-4-37钒氮共渗与盐浴软氮化处理渗层的磨损量比较/10-3mm3工艺材料HT20-40GCr15T12
与"盐浴软氮化"相关的文献前10条
研究了盐浴软氮化对42CrMo钢的摩擦性能的影响。对42CrMo进行盐浴软氮化处理,处理过的试件和未处理试件分别在不同的载荷和润滑情况下进行摩擦试验。结果表明,盐浴软氮化处理过的
无污染盐浴软氮化是一种国外应用广泛的先进工艺。本文介绍了盐浴氮化的发展经历及应用范围 ,重点介绍了上海内燃机研究所在吸收国外先进技术的基础上开发的软氮化盐 ,在曲轴、气门、活塞环
正 一、引言盐浴软氮化工艺(实质上是盐浴氮碳共渗工艺)最早是西德德古沙公司在五十年代发明的。此后,经过不断完善。它具有渗氮速度快、处理时间短、工件变形小、化合物层厚度较薄、韧性好
正 前言引进的斯贝MK202发动机有些不锈钢零件需要进行盐浴软氮化。由于此工艺属第三方专利,未能引进,故需自行研制相应的盐浴与工艺方法。英国罗尔斯·罗伊斯公司所用的氮化盐是西德D
正 据日本《热处理》1985年№6报导,联邦德国迪高莎公司采用了一种新的QPQ盐浴软氮化工艺方法。这种方法是用无公害盐浴进行
无污染盐浴软氮化是一种国外应用比较广泛的先进工艺。本文介绍了盐浴氮化的发展经历及应用范围,重点介绍了本所在吸收国外先进技术的基础上,开发的软氮化盐在国内曲轴、气门等零件上的应用情
本文对经离子软氮化和一般盐浴软氮化及气体软氮化处理后钢的氮化层的冶金特性作了比较。离子软氮化所形成的化合物层厚度大于其他两种软氮化处理者。化合物层的相结构受软氮化方法和钢种的影响
正 软氮化是一种新的液体氮化法,可应用于工模具、汽车、船舶、机器制造等零件的表面处理。它具有下列特点:(1)提高疲劳强度;(2)增加碳钢及低合金钢的耐腐蚀性能;(3)增加不锈钢及
正 一、引言高速钢与一般工具钢相比,它具有高的耐磨性和红硬性,故能以较高速度进行切削;与硬质合金相比,它具有高的韧性,故不易发生崩刃等脆裂现象,高速钢还具有良好的工艺性,例如可锻
正 氮化法,是1923年德国的 AFry 使用氨气,主要用于氮化钢而开始的。这种方法是在750℃附近的低温下进行钢的处理,它具有耐磨,抗疲劳,变形小等特点。现在大多数采用的是二级
"盐浴软氮化"的相关词
快捷付款方式
订购知网充值卡
<font color="#0-819-9993
<font color="#0-
<font color="#0-金属热处理 heat treatment-博泰典藏网
典藏文档　篇篇精品
金属热处理 heat treatment
导读：表1不同渗碳温度对裂纹倾向的影响处理条件(0C)百粒裂纹数(个).5h)处理的试样，原工艺处理的钢珠接触疲劳性能不好，热处理原理认为，新工艺处理的试样经疲劳磨损后，原工艺处理的试样表层残余奥氏体过量，原工艺处理的钢珠加负荷运转1.5h后其表面因强度不足产生大片的深层剥落属此类，这就是为什么不选用抗压碎负荷较高的长时间渗碳方法而采用疲劳强度较高而抗压碎负荷较，4钢珠热处理新工
钢珠的主要失效方式是接触疲劳剥落，但现行的钢珠质量标准却只检查其压碎负荷的大小和硬度，而对钢珠的接触疲劳性能却未作要求。以自行车钢珠为例，压碎负荷国标为15 500N，部优为16 700N，硬度为HRC60～65。生产厂家为了达到对压碎负荷的高标准要求，均按高温渗碳、降温淬火工艺(以下称原工艺)进行生产(图1)，钢珠的渗层厚度达到了1.2～1.4mm。如此厚的渗层，虽使压碎负荷达到了要求，但对钢珠的接触疲劳性能影响如何，尚属未知。另外由于该工艺采用的是高温渗碳、降温淬火，不仅生产周期长、生产成本高，而且渗层中还析出了不均匀的网状碳化物，心部析出铁素体，不利于接触疲劳性能的提高。
本文将研究在不降低钢珠压碎负荷的前提下，提出新工艺，尽可能提高其疲劳性能，降低成本，增加经济效益。其次将研究尽量采用较低的渗碳温度，以提高炉罐寿命(因为生产所用的渗碳罐是由钢板焊接而成，渗碳温度的变化对其寿命影响很显着)。 2 研究项目及方法 2.1研究项目
(1)在不同温度(9000C，9050C，9100C，9200C)对钢珠渗碳直接淬火，考查其裂纹倾向。
(2)测定渗层厚度――渗碳温度、渗碳时间的关系。
(3)渗碳温度及渗碳深度对抗压碎负荷的影响。
(4)煤油滴量对压碎负荷的影响。
(5)在优选温度下，渗碳层深度对接触疲劳性能的影响。
(6)通过上述研究，提出有利于钢珠质量提高、成本降低的新工艺。 2.2试验材料及试样
试验材料为15号钢，其化学成分为：0.15%C，0.15%Si，0.40%Mn，0.03%S，0.02%P。试样为该材料加工成型的Ф6钢珠。 2.3研究方法及设备
(1)渗碳采用RTS-45-12滚筒式气体渗碳炉。
(2)采用VWPL型万能试验机对三个钢珠进行压碎试验，以平均压碎值为准。
(3)接触疲劳测定采用KG型疲劳试验机，加载200kg，转速2200r/min，每次9粒，滚动磨损，以出现针状麻点为失效标准，行业检查1h为合格。
(4)用JXA840扫描电镜分析断口。
(5)渗碳层浓度测定采用Y――2型x射线分析仪。 3 验结果分析
3.1渗碳后直接淬火的钢珠的裂纹倾向
对不同温度下渗碳后直接淬火的钢珠及原工艺未淬火的钢珠分别进行酸洗，检查其裂纹情况，结果见表1。
表1不同渗碳温度对裂纹倾向的影响
处理条件(0 C) 百粒裂纹数(个) 900 7 905 7 910 8 915 6 920 6 930 5 原工艺未淬火
7 可见，裂纹个数均在5%～8%之间。裂纹形状、宽度、深度基本一致。这说明裂纹是在轧球过程中产生的，而非淬火产生的，因而采用直接淬火方式应是可行的。 3.2 渗碳温度及渗碳时间对渗层厚度的影响
对于采用不同温度(9000C，9050C，9100C，9150C，9200C，9300C)、不同渗碳时间(2.5h，3h，3.5h，4.5h)处理的试样，测量其渗碳深度，部分结果见表2。
表2渗碳温度、渗碳时间与渗碳层厚度的关系
900℃ 930℃ 2.5h 0.55mm 0.73mm 3.5h 0.75mm 0.93mm 4.5h 0.9mm 1.1mm
由此得出结论：在同一温度曲线，开始渗碳速度(V始)较大，随时间的增加，渗碳速度(V)下降，渗层随时间增加而加厚。现对此分析。
众所周知，在渗碳过程中，渗碳速度受煤油的分解、活性碳原子的吸收及碳原子的扩散三方面的影响。
(1)煤油的分解温度在8750C左右，在高于9000C的温度下，它分解比较完全，可能认为不受温度和时间的影响。
(2)活性碳原子的吸附主要与渗入钢中的成分和活性碳原子的析出速度有关。所以渗速主要取决于扩散过程。
(3)根据菲克第一定律，提高渗层表面的浓度梯度是加快渗速的重要途径。在渗碳的初始阶段，化学吸附了大量的活性碳原子，被贫碳表面强裂吸附，因此钢的渗层主要由渗层最外层的高浓度梯度所形成，产生了很高的碳浓度梯度。所以刚开始渗碳阶段，渗速比较大，随碳原子的渗入，碳浓度梯度逐渐下降，这样，渗速也就减慢。
(4)在同一渗碳的时间下随温度的升高，渗层增厚。这是由于随温度的升高，活性碳原子的活性提高，因此扩散速度也提高了。因此，渗层深度随渗碳时间的增加而增加，随渗碳温度的升高而加深，但渗速随时间的延长而减慢。 3.3 渗碳温度、渗层厚度对抗压负荷的影响
对不同渗碳温度及不同渗碳层深的试样进行压碎试验，测其抗压碎值，得到以下结论：渗碳温度下降，碳层变薄，但其抗压碎值不下降。
出现这种情况的原因是渗碳淬火钢珠的抗压碎负荷取决于渗层(厚度及浓度梯度)和心部两部分的强度。采取较低温度(9150C)薄层(0.8mm)渗碳直接淬火，一方面表层获得了较细的马氏体组织，改善了表层组织，提高了渗层的强韧性；另一方面心部可得到全部高强度的低碳马氏体组织(HRC45左右)，也有利于压碎负荷的提高。而原工艺用较高的温度(9300C)长时间渗碳，随后随炉降温至820℃淬火，这不但明显粗化了渗层的马氏体组织，而且在随炉降温过程中，表层析出网状碳化物，使表层组织恶化，硬度降低，脆性增大；在心部析出较多的铁素体或生成屈氏体，心部组织为粗板条的马氏体及托氏体，硬度为HRC36左右。综上所述，采用较低的温度薄层渗碳，直接淬火，有利于钢珠抗压碎负荷的提高。
另外，波谱分析表明，在低温(9150C)渗碳5h的试样渗层碳浓度平缓。而原工艺渗层碳浓度过高，虽经1.25h扩散，浓度梯度仍不够平缓。试验断口分析也可证明这一点。
新工艺的压碎断口是典型的韧性准解理，有撕裂棱和韧离，裂纹沿过渡层发展，且它的浓度梯度过渡比较平缓，这样渗碳层和心部基体结合比较紧密。当受外力时，不易出现剥落现象，这就降低了裂纹的扩展能力，使抗压强度提高。裂纹是沿晶界产生并扩展的，距表面约0.5mm。相反，原工艺的断口是脆性准解理，断口裂纹从表层至过渡层，然后沿过渡层扩展，经历沿晶发展准解理，使抗压强度降低，裂纹有一部分是沿晶断裂，另一方面是脆性断裂，断裂距离表面约为0.6mm。 3.4 滴量对抗压碎值的影响
对优选的温度进行变滴量试验，测其抗压碎值，得出表3和图2。该试验条件为9150C，渗碳5h。可见煤油滴量在6ml/min的抗压碎值较高。
表3滴量与抗压碎值的关系
ml/min N 4 00 8 1750 煤油是一种含碳的有机液体，其中烷烃CnH2n+2占60%～65%，环烷烃CnH2n占20%～30%，其它烃CnH2n-6占7%～10%。它在高温下才能裂解(下限8750C)，裂解后的过剩碳较多，易于形成碳黑和结焦。滴量增加，碳势增加，加快了渗速，提高了渗碳层的厚度，使它的抗压碎值提高。但这不是说滴量越大越好，当滴量太大时，炉内碳势增加的同时，将产生碳黑，包围在渗碳钢珠的周围，使渗速降低；还由于碳势增加，造成渗碳和表层的过渡区产生过大的浓度梯度，裂纹在过渡区易产生和扩展。由于薄层渗碳时间较短，且在碳势不平衡的情况下进行，零件表面要求达到共析浓度，所以在刚渗碳时，可适当增加滴量(7ml/min)。当滴量太小时，碳势浓度不够，使渗碳不均匀，造成抗压碎负荷不稳定。 综上所述，在9150C，5h渗碳情况下，滴量以6ml/min为适宜。 3.5 接触疲劳强度与渗层深度的关系 这是需要重点分析的。 在9150C下，对不同渗层深度的钢珠进行疲劳试验，发现随渗层的增加，疲劳寿命提高。到达一定值后，随之下降。渗层深度为0.8mm(9150C渗碳5h直接淬火)的疲劳强度是原工艺的10倍。经分析，钢珠疲劳强度提高的原因归纳如下。 (1)提高了表面残余压应力
钢珠经浅层渗碳直接淬火后获得了较高的表面残余压应力。表面残余应力是由于心部与渗层的奥氏体转变为各种组织的顺序不同和表面高碳马氏体的比容不同而形成的。 具体而言，当钢珠受到一定的压力后，裂纹垂直于受力方向开裂。如果渗碳层表面有较高的残余应力，则可与外加载荷产生的使钢珠开裂的力相抵抗，从而提高抗压碎值。当渗层过深时会有过量的残余奥氏体游离碳化物出现，这些产物对残余压应力有害。如果渗层表层碳含量过高，存在大量残余奥氏体及其它异常组织，则渗层表层出现残余拉应力。渗层马氏体中碳含量越高，比容越大，渗层压应力越大。 试验证明，低碳钢渗碳层需经2.5～3h，表面碳浓度才趋于饱和。当渗层深小于0.65mm时，渗层碳浓度没有达到饱和，此时马氏体的比容随渗层含碳量的增加而增加，残余压应力又随马氏体比容的增加而增加。当渗层深大于0.65mm时，随含碳量的增加，表层残余奥氏体量增加，表层马氏体转变量相对减少，残余压应力降低，且此时渗层深，心部低碳马氏体量相对减少，表层高碳马氏体量大大增加，也使表面残余压应力降低。原工艺处理的钢珠接触疲劳性能不好，即属后一种情况。 形成机理：渗层与心部相比，存在着化学成分的很大差异，造成渗层中马氏体MS的变化。在淬火冷却过程中往往是心部首先转变为马氏体，而表层尚未达到MS点仍处于塑性的过冷奥氏体状态，心部转变所造成的体积膨胀引起的应力极易被表层的塑性变形所吸收。当温度降至表层MS点时，渗层马氏体转变所引起的体积膨胀受已强化的心部制约，造成表面受压，心部受拉的状态。
(2)细化了渗碳层马氏体及残余奥氏体
高碳马氏体以共格切变方式形成，当它长大到与其它马氏体片或晶界相遇时会产生冲击，形成应力场。由于高碳马氏体很脆，不能通过变形或滑移消除应力，导致微裂纹产生。且随马氏体针长度的增加，裂纹的敏感度也增加。热处理原理认为，表面针状马氏体的粗细，将直接影响渗层表面的接触疲劳寿命。粗针状马氏体中的微裂纹是引起接触疲劳破坏的天然裂纹源。
原工艺生产的钢珠，不仅渗层马氏体粗大(6～7级)，且残留奥氏体也呈粗大状，分布也不均匀。同时由于降温，析出非均匀的网状K，使表层马氏体转变量相对减少，表面的碳浓度为1.0%左右，这将进一步降低渗层的强韧性。新工艺生产的钢珠，表层针状马氏体较细(5级)，表面浓度0.8%左右，几乎看不出K存在，少量残留奥氏体也较均匀分布于细针状马氏体基体中，从而使表层的脆性降低，疲劳性能提高。
形成机理：渗碳表面的接触疲劳寿命与M有关，高碳马氏体是针片状，硬而脆，针越粗，越脆，并常伴随显微裂纹产生。在外加负荷作用下，它的裂纹迅速扩展。由于残余奥氏体的存在，使受负荷的表面产生了一定的塑性变形，接触面的宽度增加，从而相应地降低了接触面的压应力，提高了寿命。另一方面，由于塑性变形的作用，诱发奥氏体转变成马氏体，使之产生加工硬化，同样提高了寿命。还由于在断裂过程中，裂纹主要是沿马氏体区域扩展，很难穿过残余奥氏体，因此在一定应力作用下，沿马氏体发展的裂纹一旦到达马氏体与残余奥氏体面，裂纹就会停止发展。只有在提高外加负荷时，裂纹才会产生分岔，绕过残余奥氏体继续发展。因为裂纹产生分岔吸收能量，有利于韧性的提高。相反，如果表面存在拉应力，则促进产生因相互滑动引起的切应力，则促进产生因相互滑动引起的切应力。所以，有一定分布于马氏体周围的残余奥氏体能提高材料抵抗裂纹扩展的能力。
新工艺处理的试样经疲劳磨损后，其残余奥氏体比原试样明显减少，形成的马氏体较细小。因而马氏体细小且韧性好可强化表面，使之形成压应力状态，有利于提高其疲劳强度。试验发现，试样在发生疲劳破坏时，仍有部分残余奥氏体存在，它对韧性仍有利。 原工艺处理的试样表层残余奥氏体过量，呈块状分布于粗大M针和边缘，发生疲劳破坏时，基本上看不出残余奥氏体量的变化，相变强化效果大大降低，影响了寿命。
(3)有效硬化层的提高有利于疲劳性能的提高
钢珠发生交变接触应力时，其最大应力往往在表层或次表层。疲劳裂纹源一般产生在0.1mm～0.3mm的表层，这点被试验所证明。所以为了提高疲劳性能，应着重于提高危险层的硬度和强度，而不一定要加厚渗层。由试验得知：渗层厚小于0.75mm时，比原工艺的硬度提高4～5HRC，从而提高了危险层的强度，进而疲劳性能也提高，疲劳破坏的表面形貌分析也证实了这一点。
接触疲劳损伤实际上是裂纹萌生和扩展的过程，通过断口分析可以了解整个断裂过程。根据裂纹萌生及剥落的特征，接触疲劳可分为点蚀和剥落两类。凡裂纹萌生于表面的呈纤维状剥落为点蚀，新工艺的钢珠加负荷运转13.5h后表面麻点属于此类；裂纹萌生于表面呈片状剥落的为剥落，原工艺处理的钢珠加负荷运转1.5h后其表面因强度不足产生大片的深层剥落属此类。
造成这种情况的原因是原工艺钢珠的表面硬度低，这是由渗碳层中含有大量残余奥氏体且呈不规则分布所导致的。浓度分析表明：该钢珠表层碳浓度为1.0%左右，渗碳温度又高，故产生大量残余奥氏体。在接触应力作用下，尽管存在诱变马氏体，但数量较少，相变强化作用不明显，在应力作用下，软的残余奥氏体与硬的马氏之间产生相对滑动，使裂纹萌生并扩展至沿晶断裂，最后出现准解理断口。原工艺钢珠经历滑移――沿晶断裂――准解理，出现疲劳剥落。新工艺钢珠表层残余奥氏体诱变马氏体转变，表层强韧性好，在发生疲劳破坏时，只出现浅层准解理断口。
以上试验表明，残余奥氏体的强韧作用取决于残余奥氏体的机械稳定性，即一方面要存在一定数量的残余奥氏体，另一方面在接触应力下诱发马氏体相变。
总之，提高受应力作用大的表层或次表层的硬度，是提高疲劳寿命的有效途径，而不是靠提高渗层深度。
用于自行车的钢珠破坏的主要形式是疲劳破坏，但因疲劳破坏试验所需的时间较长，故企业大多采用压碎负荷来检测。但两者之间却没有一定的对应关系。从试验结果来看，新工艺疲劳强度值在渗层厚度等于0.75mm时最大，而抗压碎值随渗层的增厚而增加，也即随渗碳时间的延长而增加，但疲劳强度却同时降低了。以后轮载重500kg计算可知，钢珠的负荷不超过2 250N，这就是为什么不选用抗压碎负荷较高的长时间渗碳方法而采用疲劳强度较高而抗压碎负荷较低的热处理方法的原因。 4 钢珠热处理新工艺
综合考察抗压碎负荷和接触疲劳强度，根据上述的试验分析，从既经济又提高产品性能、质量、寿命的原则出发，确定的热处理工艺是9150C渗碳5h、直接淬火，见图3。
5 经济效益分析
(1)钢珠原工艺生产需7.25h，新工艺为5.67h，缩短了1.58h，生产效率提高了1.58/7.25=21%。
(2)渗碳温度由9300C降为9150C，且时间缩短，延长了渗碳炉的使用寿命。
(3)时间缩短，滴量降低，减少了煤油和甲醇的用量。
(4)磨损试验的使用寿命由原来的平均1.5h提高到13.5h，具有明显的经济、社会效益。 6 结论
(1)钢珠薄层渗碳新工艺经试验证明比原工艺具有许多优越性，对生产是有利的。
(2)新艺改善了钢珠的组织，心部得到了高强度的全部低碳马氏体组织，使渗层获得了强韧性好的细针状马氏体，减少了高碳马氏体造成的脆性及表层的残余奥氏体含量，使残余压应力增加，提高了抵抗表面裂纹的能力，且由于马氏体的诱发强化，提高了渗层表面强韧性和疲劳强度，从而以较薄的渗层得取了较高的抗压碎负荷。
(3)新工艺使钢珠获得了良好的金相组织及合理的渗碳层且浓度梯度平缓。采用直接淬火，增加淬火介质水的流速，使心部强度提高，增大了对硬化层的支撑作用。良好的渗层性能和心部性能保证了在渗层较薄的情况下疲劳强度有较大提高，同时压碎负荷降低。
(4)有效硬化层硬度提高，强化了易产生裂纹的危险区域的强度，有效地提高了疲劳强度。
(5)新工艺使生产周期缩短，生产效率提高，同时降低了物耗，提高了产品质量，具有较好的社会、经济效益。
淬火钢回火时,随着回火温度的升高,通常其强度,硬度降低，而塑性，韧性提高。但在某些温度范围内回火时，钢的冲击韧性不仅没有提高，反而显着降低，这种脆化现象称为回火脆性。
因此，一般不在 250－350度进行回火，这就是因为淬火钢在这个温度范围内回火时要发生回火脆性。这种回火脆性称为低温回火脆性或第产生低温回火脆性的原因，目前还不十分清楚。一般认为是由于碳化物以断续的薄片状沿马氏体片或马氏体条的界面析出所造成的。这种硬而脆的薄片碳化物与马氏体间的结合较弱，降低了马氏体晶界处的强度，因而使冲击韧性反而下降。
一类回火脆性。
将钢加热到临界点（AC3、ACcm）以上，进行完全奥氏化，然后在空气中冷却，这种热处理工艺，称为正火。
（一）正火工艺
正火的加热温度正化学成份AC3以上50-100℃；过共析钢的加热温度ACcm以上30-50℃。保温时间主要取决于工件有效厚度和加热炉的型式，如在箱式炉中加热时，可以每毫米有效厚度保温一分钟计算。保温后的冷却，一般可在空气中冷却，但一些大型工件或在气温较高的夏天，有时也采用吹风或喷雾冷却。
（二）正火后组织与性能
正火实质上是退火的一个特例。两者不同之处，主要在于冷却速度较快，过冷度较快，因而发生了伪共析转变，使组织中珠光量增多，且珠光钡钠慵渚啾湫　ＳΩ弥赋觯承└吆辖鸶挚绽浜螅芑竦帽词咸或马氏体组织，这是由于高合金钢的过冷奥氏体非常稳定，C曲线。
由于正火后的组织上的特点，故正火后的强度、硬度、韧性都比退火后的高，且塑性也并不降低。
正火的应用
正火与退火相比，钢的机械性能高，提价简便，生产周期短，能耗少，故在可能条件下，应优先考虑采用正火处理。目前的应用如下：
1.作为普通结构零件的最终热处理
2.改善低碳钢和低碳合金钢的切削加工性
3.作为中碳结构钢制作的较重要零件的预先热处理。
4.消除过共析钢中风状二次渗碳体，为球化退火作好组织准备
5.对一些大型的或形状较复杂的零件，淬火可能有开裂的危险进，正火也往往代替淬火、回火处理，而作为这类零件的最终热处理。 很靠右。此时己不能称其为正火，而称为空淬有关。为了增加低碳钢的硬度，可适当提高正火温度。 钢的化学热处理-氧氮共渗
当钢在渗氮的同时通入一些含氧的介质，即可实现其氧氮共渗处理。处理以后的工件兼有蒸汽处理我渗氮处理的共同优点。
1． 氧氮共渗的特点：氧氮共渗后渗层可分三个区，表面氧化膜，次表层氧化区和渗氮nitriding。表面氧化膜与次表层氧化区厚度相近，一般为2-4μm.氧氮共渗后形成多孔Fe3O4层具有良好的减摩擦性能、散热性能及抗粘着性能。
2． 氧氮共渗介质：氧氮共渗时一般用得较多的是不同浓度的氨水。氮原子向内扩散形成渗氮层，水分解形成氧原子向内扩散形成氧化层并在工件表面形成黑色氧化膜。
3． 氧氮共渗的主要用途： 氧氮共渗主要用于高速钢刀具的表面处理。共渗时的温度一般为540-590℃，时间通常为1-2小时。氨水浓度以25%-30%为宜。排气升温时通氨量应大些，以利于迅速排空炉内空气。共渗期间通氨量应适中，降温及扩散时应减少氨的滴入量。热处理炉可采用有1Cr18Ni9Ti不锈钢制成炉罐的井式氮化炉代用。炉罐应保护密封性（最好采用真空水冷橡胶密封）。炉顶应有一台密封循环风扇。炉内保持300-1000Pa的正压.
钢的热处理--软氮化
为了缩短氮化周期，并使氮化工艺不受钢种的限制，在近一、二十年间在原氮化工艺基础上发展了软氮化和离子氮化两种新氮化工艺
软氮化实质上是以渗氮为主的低温碳氮共渗，钢的氮原子渗及的同时，还有少量的碳原子渗入，其处理结果与前述一般气体氮相比，渗层硬度较低，脆性较小，故称为软氮化。
1.软氮化方法，软氮化方法分为气体软氮化和液体软氮化两大类。目前国内生产中应用最广泛的是气体软氮化。气体软氮化是在含有活性碳、氮原子的气氛中进行低温碳、氮共渗，常用的共渗介质有尿素、甲酰胺和三乙醇胺，它们在软氮化温度下发生热分解反应，产生活性碳、氮原子。
活性碳、氮原子被工件表面吸收，通过扩散渗入工件表层，从而获得以氮为主的碳氮共渗层。
气体软氮化温度常用560-570℃，因该温度下氮化层硬度值最高。氮化时间常为2-3小时，因为超过2.5小时，随时间延长，氮化层深度增加很慢。
2.软氮化层组织和软氮化特点：钢经软氮化后，表面最外层可获得几微米至几十微米的白层，它是由ε相、γ`相和含氮的渗碳体Fe3（C，N）所组成，次层为0。3-0。4毫米的扩散层，它主要是由γ`相和ε相组成。
软氮化具有以下特点：
(1)处理温度低，时间短，工件变形小。
(2)不受钢种限制，碳钢、低合金钢、工模具钢、不锈钢、铸铁及铁基粉未冶金材料均可进行软氮化处理。工件经软氮化后的表面硬度与氮化工艺及材料有关。
3.能显着地提高工件的疲劳极限、耐磨性和耐腐蚀性。在干摩擦条件下还具有抗擦伤和抗咬合等性能。
4.由于软氮化层不存在脆性ξ相，故氮化层硬而具有一定的韧性，不容易剥落。
因此，目前生产中软氮化巳广泛应用于模具、量具、高速钢刀具、曲轴、齿轮、气缸套等耐磨工件的处理。
应注意的是，气体软氮化目前存在问题是表层中铁氮化合物层厚度较薄（0.01-0.02mm），且氮化层硬度梯度较陡，故不宜在重载条件下工作。另外，在氮化过程中，炉中会产生HCN这种有毒气体，因此生产中要注意设备的密封，以免炉气漏出污染环境。
包含总结汇报、农林牧渔、计划方案、经管营销、教学研究、党团工作、自然科学、医药卫生、行业论文、出国留学以及金属热处理 heat treatment等内容。本文共4页
相关内容搜索