氮氢比对H13钢离子渗氮组织和耐磨性能的影响

针对H13钢离子渗氮精密热锻模具出现早期疲劳裂纹或龟裂问题,开展温度520℃、气压250 Pa、不同氮氢比条件下的离子渗氮试验,以考察渗氮气氛中氮氢比对渗层组织及耐磨性能的影响规律。利用X射线衍射仪、共聚焦显微镜、扫描电镜、显微硬度计和摩擦磨损试验机分析不同氮氢比渗氮后渗层的相结构、显微组织、显微硬度及耐磨性能。结果表明:渗氮时间3 h、氮氢比为1∶3、1∶4、1∶5时,渗层物相主要由ε-Fe_(2-3)N、γ′-Fe_(4)N、α_(N)-Fe(N)相组成,氮氢比为1∶8时渗层物相主要为γ′和αN相;渗层深度及硬度随渗氮气氛中氮浓度降低而减小,氮氢比为1∶8时,延长渗氮时间可增加渗层厚度,在60μm渗层深度内硬度可达800~900 HV_(0.1)。氮氢比为1∶3、1∶4的渗层的磨损机理以疲劳磨损为主;氮氢比为1∶5、1∶8的渗层的磨损机理以磨粒磨损为主。采用氮氢比为1∶8对H13钢进行离子渗氮,渗层中无化合物层和脉状组织,渗层可获得适中的硬度和较佳的韧性,具有较好的耐磨性能。

31CrMoV9钢离子渗氮层的微动摩擦磨损特性研究

针对31CrMoV9钢基体及其渗氮层,采用切向微动磨损试验机开展球/平面接触模式下的切向微动磨损试验探究了在法向载荷为20 N时,不同位移幅值下(D=5、10、50μm)的切向微动损伤机制和损伤演变规律.采用X射线衍射仪(XRD)对试样表层物相进行分析,扫描电子显微镜(SEM)和白光干涉仪对试样磨损区进行形貌表征,能谱仪(EDS)和电子探针显微分析仪(EPMA)进行化学元素分析.结果表明:离子渗氮处理后在基体表面形成了化合物层和扩散层,显著提高了表面硬度.在法向载荷F_(n)=20 N时,随着微动位移幅值的增大,31CrMoV9基体及其渗氮层的微动运行区均由部分滑移区逐渐向混合、完全滑移区转变,磨损体积增大,磨损更加严重,稳定阶段的摩擦系数逐渐增大.在部分滑移区和完全滑移区,渗氮层较基体在稳定阶段的摩擦系数更小,而在混合区基体的摩擦系数更小在混合区和完全滑移区时,基体及渗氮层的损伤机制均为剥层、磨粒磨损和氧化磨损.离子渗氮生成的化合物层能提高材料的抗微动磨损性能,在D=10和50μm时,磨损率分别降低了约38.5%和70.2%.研究结果可为轨道交通等领域结构件的选材和抗微动磨损设计提供参考.

表面等离子渗氮对TiAlN涂层TiCN基金属陶瓷性能的影响

针对TiCN基金属陶瓷,调节不同N_(2)/Ar流量比对其进行等离子渗氮,并在渗氮样品表面沉积TiAlN涂层。采用GIXRD、EDS、SEM、HR-TEM、划痕测试、纳米压痕测试和光学图像测试仪等研究了渗氮过程N_(2)/Ar流量比对涂层组织结构、膜基界面状态、力学性能和涂层金属陶瓷刀片切削性能的影响。结果表明,随着N_(2)/Ar流量比的提高,TiAlN涂层晶粒逐渐细化,涂层厚度不断降低,基体表面仍有黏结相残留,进而影响表面涂层的生长和性能。当N_(2)/Ar流量比为1时,膜基界面处存在硬质相生长区和富黏结相生长区两种涂层生长区域,涂层在硬质相表面为共格外延生长,富黏结相区域存在原子排列紊乱的过渡区,涂层为半共格外延生长;涂层(200)晶面取向最强,织构系数为1.91;涂层硬模比(H/E)最高,为0.094。当N_(2)/Ar流量比为2时,TiAlN涂层的硬度和弹性模量均最高,分别为34.15GPa和416.64GPa。在切削加工过程中,切削接触区域主要发生磨粒磨损和粘着磨损。当N_(2)/Ar流量比为1时,涂层TiCN基金属陶瓷刀片切削性能最佳。

2Cr13钢离子渗氮和WCrAlTiSiN离子镀复合处理及电化学行为

马氏体不锈钢的常规表面改性方法基本局限在单一化学热处理或镀膜,对表面性能的提升有限。对2Cr13不锈钢进行离子渗氮与多弧离子镀WCrAlTiSiN纳米多层涂层复合强化处理,研究其在天然海水环境中的耐腐蚀性能。采用不同的表面强化工艺,即未处理(Untreated)、低温渗氮处理(LPN)、高温渗氮处理(HPN)、单一镀膜处理(Coating)、低温渗氮+镀膜处理(LPN+C)和高温渗氮+镀膜处理(HPN+C)。采用X射线衍射、光学显微镜、透射电子显微镜和维氏硬度计对不同样品的组织结构、化学成分和硬度等进行表征。采用电化学阻抗法和动态电位极化法对2Cr13在天然黄海海水中的电化学行为进行测试。试验结果表明:WCrAlTiSiN涂层可在一定程度上提升腐蚀性能,但是溶液中的Cl^(−)通过较薄单一涂层的缺陷侵入基体。LPN样品因渗氮层的存在提升了一定的耐腐蚀性能,而HPN样品因为渗氮温度过高而导致CrN大量析出,使得样品表面出现“贫Cr”现象,耐腐蚀性能下降。复合处理样品的渗氮层-WCrAlTiSiN涂层可形成保护屏障,有效阻止电荷转移和电流从阳极流向阴极,提高2Cr13钢在海水环境中的耐腐蚀性能。通过离子渗氮-多弧离子镀WCrAlTiSiN纳米涂层复合强化方法可有效提升马氏体不锈钢在海水中的耐腐蚀性能。

空心阴极放电复合稀土氧化物对Ti6Al4V合金离子渗氮组织及性能的影响

目的改善Ti6Al4V合金的耐磨和耐蚀性能,探究辅助渗氮手段的引入对Ti6Al4V合金离子渗氮组织和性能的影响。方法利用空心阴极放电(Hollow Cathode Discharge,HCD)及稀土氧化物(Y_(2)O_(3)纳米颗粒)辅助在720℃对Ti6Al4V合金进行4 h离子渗氮处理。通过光学显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射仪、显微硬度测试仪、往复式摩擦磨损实验仪以及电化学工作站,对比研究常规离子渗氮、HCD辅助离子渗氮以及HCD复合稀土氧化物辅助离子渗氮3种条件下Ti6Al4V合金的渗氮组织和性能。结果HCD复合稀土氧化物辅助离子渗氮条件下,Ti6Al4V合金表面生成约126μm厚的渗氮层,分别是常规离子渗氮条件和HCD辅助离子渗氮条件的3.1、2.4倍。化合物层中,TiN含量显著增加,渗氮层表面硬度达到1067.9HV0.05。渗氮层整体硬度明显提高,且硬度梯度降低。Ti6Al4V合金的摩擦系数从常规离子渗氮时的0.4降至0.2。同时,TiN含量的提高,使Ti6Al4V合金在3.5%NaCl溶液中的自腐蚀电流降低,极化电阻增大,耐蚀性能得到改善。结论HCD复合Y_(2)O_(3)辅助可显著提高氮势,促进氮向Ti6Al4V合金内快速扩散,提高合金的硬度,改善合金的耐磨性能和耐蚀性能。

高频电源与活性屏离子渗氮对表面纳米化TC4钛合金渗氮层结合力的影响

目的 评估高频电源对喷丸纳米化TC4钛合金离子渗氮层结合力的影响,进一步探究在高频电源+活性屏工艺组合上,渗氮参数优化对渗氮层结合力的影响。方法 选取直流电源–500℃-20 h-300 Pa离子渗氮试样与高频电源–500℃-20 h-200 Pa离子渗氮试样,分别进行XRD、扫描电镜和划痕试验,对结构、形貌与结合力分析。在高频电源基础上,进一步选取活性屏优化前、后参数的渗氮试样进行结构、形貌和结合力对比。结果 通过划痕测试发现,高频电源渗氮层的声信号平稳,划痕无剥落,渗氮层摩擦力信号突增的载荷值有一定提升。在高频电源+活性屏工艺组合下,优化后渗氮试样的Ti N和Ti2N层厚度比优化前渗氮试样的厚度明显增加。声信号上表现为更平稳及无明显突变,且优化后试样的渗氮层摩擦力信号突增的载荷值较优化前均增加。结论 高频电源抑制了传统直流电源渗氮过程中的打弧现象,缓解了渗氮层内部的热应力聚集,提高了渗氮层的表面性能,对渗氮层载荷承受力和结合力有一定的提升作用。在高频电源与活性屏组合工艺下,优化后渗氮试样的渗氮动力学条件更好,Ti2N层厚度显著增加,提高了基体中氮扩散层的性能。同时,Ti2N厚度的增加可以减缓TiN层与基体的成分与性能的突变,从而提升渗氮层与基体的结合力。

离子渗氮对38CrMoAl钢组织及摩擦磨损性能影响

560℃下,以氮气和氩气的混合气体为氮源,对38CrMoAl钢表面进行离子渗氮,研究了离子渗氮后38CrMoAl钢的磨擦磨损性能。结果表明,随着混合气体中N2体积分数增大,渗氮层厚度增加,渗氮层表面硬度呈现先增大后减小的趋势。通过调节混合气体中N_(2)的体积分数,可以改变活性氮原子数量从而改变渗氮层的物相组成,当N_(2)和Ar体积比2∶3时,渗氮层中以γ′-Fe4N相为主相、ε-Fe_(2-3)N相为次相;当N2和Ar体积比3∶2时,渗氮层中ε-Fe_(2-3)N相成为主相、γ′-Fe_(4)N相为次相。与基体材料相比,离子渗氮试样具有更小的摩擦系数,耐磨性得到提高,在N2和Ar体积比3∶2时,渗氮试样的化合物层厚度为21.4μm,平均摩擦系数达到0.26,表现出良好的耐磨性。摩擦磨损机制为疲劳磨损、磨粒磨损和氧化磨损。

小模数齿轮离子渗氮层深均匀性研究

探讨了炉压对小模数齿轮离子渗氮齿根层深均匀性的影响。结果表明:低炉压时,齿根渗氮层较浅,不能形成连续的渗氮白亮层,采用饱和硫酸铜溶液侵蚀会出现铜色沉积。随着炉压提高,齿根渗氮层深提高,表面渗氮白亮层连续,当炉压提高到680Pa时,齿根渗氮层深达到节圆层深的87%,渗氮层均匀。

渗氮温度对Y10钢表面离子渗氮层组织和性能的影响

在不同温度(480,500,520,540℃)下对经过淬火和回火处理的Y10钢进行离子渗氮处理,研究了渗氮温度对渗氮层显微组织、硬度和高温摩擦磨损性能的影响。结果表明:不同温度离子渗氮后Y10钢表面渗氮层中均不存在白亮的化合物层,主要为氮扩散层;渗氮层的氮化物主要为ε(Fe_(3)N)和γ′(Fe_(4)N),随渗氮温度升高,ε(Fe_(3)N)相的衍射峰强度降低,γ′(Fe_(4)N)相的衍射峰强度升高,α-Fe相衍射峰趋于消失,渗氮层厚度增加;随着渗氮温度由480℃升高到540℃,渗氮层硬度由880 HV增加到999 HV,稳定摩擦因数由0.75降至0.65,磨损质量损失由0.74 mg降至0.34 mg,高温耐磨性能提高,这主要与渗氮层中形成更多的高硬度氮化物有关。

奥氏体不锈钢的低温离子渗氮或渗碳

众所周知:奥氏体不锈钢具有良好的耐蚀性,但其硬度低、摩擦性能差,在很大程度上限制了其应用。采用常规的表面化学热处理虽然可以提高表面硬度及耐磨性,但往往出现耐蚀性下降现象。如常规的表面渗氮处理后,硬度升高,但由于氮与铬形成氮铬化合物,使表面基体铬的含量下降,直接影响耐蚀性。研究发现,奥氏体不锈钢进行一种低温离子渗氮或渗碳,不仅可以提高表面硬度及耐磨性,还能保持其相似或略好的耐蚀性。

40Cr钢循环离子渗氮工艺及渗层硬度研究

目的探索循环离子渗氮与常规恒温离子渗氮技术的工艺效果。方法先对试样进行调质处理,分组进行离子渗氮,固定氨气和乙醇的流量,改变渗氮时间和渗氮温度两种工艺参数及渗氮工艺,分别测定渗氮后各试样的表面硬度及渗层厚度,观察其金相组织,并分析每组试样渗氮层的性能。结果循环离子渗氮530 6 h℃试样的表面硬度最高,随着渗氮温度的升高和渗氮时间的延长,试样的表面硬度增加,但是当温度超过530℃、时间超过6 h后,试样的表面硬度反而降低。循环渗氮550 10 h℃试样的渗层厚度最厚,随着渗氮温度的升高和渗氮时间的增加,试样的渗层厚度变厚,但时间超过6 h后,渗层厚度的增加较缓慢,6、8、10 h试样的渗层厚度差别不大。相同的渗氮温度下,循环渗氮6 h的试样的渗层厚度基本与常规恒温渗氮10 h试样的渗层厚度一样,相同渗氮时间内,循环渗氮510℃的试样的表面硬度高于恒温渗氮550℃试样的表面硬度,且两者的渗层厚度相差不多。结论循环离子渗氮工艺优于常规的恒温离子渗氮,循环离子渗氮550 8 h℃试样的综合性能最好。

偏压对活性屏离子渗氮工艺的影响

通过对40C钢进行活性屏离子渗氮处理,研究了在活性屏离子渗氮工艺过程中工件所加的偏压对渗氮层的影响。试验结果表明,在不加偏压或偏压较低的情况下,对距离活性屏较近的工件,其表面有一定厚度的渗氮层形成,硬度提高;而距离活性屏较远的工件,其表面几乎没有渗氮层的形成,但当增大偏压至400~450 V时,工件表面产生弱的辉光放电,距离活性屏较远的工件表面也有渗氮层形成。通过控制偏压值,可以使工件表面形成厚度均匀的渗氮层,提高工件硬度;同时也可以避免直流离子渗氮过程中产生的打弧、边缘效应等问题。

不同等离子渗氮工艺对渗层性能的影响

对两种高温合金钢25Cr2Ni2MoCoVMA 钢和25Cr3Mo2NiWVNb 钢进行了研究,以探究不同等离子渗氮工艺对渗层性能的影响规律。结果表明: 影响渗氮效果的主要因素为温度,温度主要影响氮原子的扩散速率,高的扩散速率有利于氮原子向内扩散,但不利于在表面形成高硬度氮化物;渗氮时间增加,随距表面的距离增加,渗氮层的硬度值下降趋势呈现先增大后减小的规律;氮氢比例对渗氮层的硬度梯度和深度硬度影响不大,在低温情况下,氮气含量更高一些对渗氮有利;渗氮电压和压强对渗层的硬度无明显影响效果,适当的电压和压强可以保证等离子放电正常;等离子渗氮后的试样沿轴向和横截面方向渗层的均匀性较好,厚度最大偏差≤±0.04mm。

05Cr17Ni4Cu4Nb不锈钢活塞杆成品离子渗氮工艺研究

05Cr17Ni4Cu4Nb不锈钢活塞杆经过有效稳定化处理和微变形等温多段离子渗氮,达到表面硬度850~1100HV5、硬化层深度0.20~0.25 mm,脆性等级≤Ⅰ级,活塞杆径向圆跳动不大于0.04 mm,实现了硬度、层深、脆性等级以及弯曲变形都符合使用要求的成品离子渗氮。

活性屏离子渗氮技术的研究

在真空室内放置一个钢制网状圆筒 ,并与直流高压电的负极相接 ,在直流电场的作用下 ,通过气体离子对圆筒的轰击溅射 ,产生了一些纳米数量级的活性粒子 ,利用这些高活性的纳米粒子簇可以对放置在圆筒内的钢件表面进行渗氮处理。试验证明 ,这些活性粒子是中性的Fe4 N粒子 ,被处理的工件既可以处于悬浮电位 ,也可以接地。活性屏离子渗氮可以获得和直流离子渗氮同样的处理效果 ,并解决了直流离子渗氮技术多年来一直存在的许多难以克服的问题。

30Cr2MoV钢离子渗氮工艺的改进

本文对 30Cr2MoV钢进行了变温离子渗氮和普通离子渗氮两种工艺处理 ,借助显微硬度计和X射线衍射仪进行了分析。结果表明

稀土元素对2205双相不锈钢500℃离子渗氮动力学的影响

对2205双相不锈钢在NH3中500℃有无稀土等离子体渗氮动力学(8,16,24 h)进行了对比研究.含稀土(La)渗氮8 h时,有效硬化层(78.3μm)、化合物层(58.3μm)、扩散层(20.0μm)增厚率都是最高的,分别为33.8%,17.8%,122.2%.试样渗氮24 h后,表面硬度最高为1866.7 HV_(0.025),渗氮层最高硬度为1782 HV_(0.025),是芯部硬度(365 HV_(0.025))的4.9倍.稀土等离子体渗氮后,γ′-Fe_(4)N衍射峰变高,峰值变强,稀土的加入减少了ε-Fe_(2-3)N相的析出.相较于无稀土等离子体渗氮,加入稀土后的扩散系数K提高了22.8%,达到了1.51×10^(-13) m^(2)·s^(-1).

纯氮离子渗氮工艺及机理研究

采用高电压低气压、闭炉保温的渗氮工艺对合金钢在纯氮气氛下进行离子渗氮 ,测定了渗氮层的硬度梯度、渗层深度和相组成。在相同的渗氮时间里 ,纯氮离子渗氮获得了比以氨气作为渗氮气源进行离子渗氮更好的效果。而且克服了氨气渗氮容易产生环境污染的缺点。通过对纯氮渗氮不同工艺的对比试验 ,发现只有在足够高的电压下才有明显的渗氮效果。分析了离子渗氮过程中阴极位降区离子的行为 ,也对渗氮电压如何影响活性氮原子的产生进行了定量的计算 ,探讨了纯氮离子渗氮的机理。

离子渗氮炉的隔热层和快速冷却系统

离子渗氮具有渗速快，渗层组织易于控制，脆性小，无公害等优点。经离子渗氮后的零件，其表面硬度高，耐磨性好，且耐腐蚀性和疲劳强度都有较大的提高。由于其经济性和无污染，它的应用范围不断扩大。这一技术具有高度灵活性，可用于解决磨擦条件下的许多问题，如磨损、疲劳、腐蚀、

稀土对38CrMoAl钢离子渗氮层结构和性能的影响

研究了稀土对 38Cr Mo Al钢离子渗氮层微观结构和性能的影响。结果表明 :加稀土离子渗氮后 ,化合物层中γ 相的含量明显增加 ,且在距表面 0 .0 8mm扩散层处存在许多小位错环、位错和胞状亚结构 ;加稀土离子渗氮的表面硬度和普通离子渗氮相近 ,而耐磨性和耐热疲劳性优于普通离子渗氮 ,在渗层厚度增加的情况下 ,渗层脆性并不增加。