35CrMoA钢激光淬火/渗氮层中氮分布及耐蚀性分析

对35CrMoA钢进行激光淬火/渗氮复合处理,采用SEMM,XRD,EPMA,M352腐蚀系统研究了激光淬火/渗氮层的显微组织、物相、N元素分布及耐蚀性,并与气体渗氮层对比.结果表明,激光淬火/渗氮化合物层中ε-Fe3N含量较高,ζ-Fe2N相较低,表面氮浓度较低,渗氮层中氮分布较均匀,氮浓度降低趋势平缓,普通渗氮层表...     

38CrMoAl钢520℃不同气氛离子渗氮层表征EI北大核心CSCD

为探索不同气氛对渗氮层组织和性能的影响,采用温度为520℃,时间为4 h、8 h和12 h,气氛分别为氨气或氨气+氮气混合气氛条件对38CrMoAl钢进行等离子体渗氮。利用金相显微镜、显微硬度计、X射线衍射仪、扫描电镜和电化学工作站,对改性层的截面显微组织、显微硬度、渗层脆性、相组成、形貌成分以及耐蚀性等进行表征。氨气渗氮后,渗层厚度平均为249.4μm,平均增质量2.30 mg/cm^(2),4 h后硬度达到最大990.5 HV_(0.05)氨氮混合气氛渗氮后,渗层厚度平均为294.8μm,平均增质量2.39 mg/cm^(2),4 h后硬度达到最大1000.2 HV_(0.05)。氨气渗氮层主要相为γ'-Fe_(4)N,次要相为ε-Fe_(2-3)N;氨氮混合气氛渗氮层中主要相变为ε-Fe_(2-3)N,次要相为γ'-Fe_(4)N。氨氮混合气氛渗氮4 h后,改性层腐蚀速率最小(108.05μm/a),电流密度下降到最低(9.19μA/cm^(2))。     

2Cr13钢440℃等离子体渗氮

对2Cr13钢进行了440℃等离子体渗氮,利用金相显微镜(OM)、分析天平、X射线衍射仪(XRD)、显微硬度计和电化学工作站等仪器,对渗氮层的显微结构、增重、相组成、硬度分布和耐腐蚀性能进行了测试。结果表明:2Cr13钢在440℃氮氢比为1∶3条件下渗氮4 h、8 h和16 h后,渗氮层厚度逐渐增加,最厚为58.9μm;渗氮层质量随时间的增加而增大,增重最高为1.57×10~(-3)g/cm~2;渗氮层显微硬度显著增高,最大为1170.0 HV0.05;渗氮层表面由ε-Fe_3N和γ'-Fe_4N组成;渗氮层表面极化曲线出现钝化区,腐蚀速率显著下降,耐蚀性显著提高。     

钢表面渗氮层的定性、定量物相分析

一、前言为了提高钢表面的使用性能,通常把钢材进行表面氮化处理,使其形成表面渗氮层从而提高钢表面的耐磨性和抗腐蚀性能。众所周知,渗氮层中γ＇-Fe_4N和各种含氮量的ε相都能强化钢的表面。但ξ-Fe_2N却为脆性相对钢表面性能起着有害作用。因此定性定量测定渗氮层中的各相及其含量对改进渗氮工艺使其提高各种强化相的含量,抑制ξ-Fe_2N相的产生都是很有意义的。渗氮层的X射线相分析,一向为人们所关注。但由于人们所使用的1-1236(ε-Fe_3N)和3-0925(ε-Fe_(2-3)N)JCPDS卡片存在着错     

35CrMoA钢激光淬火/渗氮改性层脆性研究

研究了气体渗氮层和激光淬火/渗氮层的N分布、微观结构、显微硬度及脆性。结果表明,激光淬火后的组织晶粒细小,晶界和位错、孪晶等缺陷数量增加,而N在晶界和缺陷处扩散激活能降低,使N的扩散速度和扩散通量提高,渗氮层厚度增加;同时渗氮层晶粒细小致密,细小的高硬度的Cr2N颗粒数目增加,使显微硬度值显著提高,渗氮层脆断的临界压力由气体渗氮层的3 N提高到激光淬火/渗氮层的6 N。     

GCr15钢气体渗氮+淬火复合处理及干摩擦行为

用气体渗氮+淬火(N+Q)复合处理技术对GCr15进行表面强化,并与单纯的气体渗氮、淬火进行比较,系统研究了硬化层的物相、组织结构及干摩擦特性。结果表明:530℃气体渗氮9 h后,渗氮层的化合物层为ε相,厚度约为40μm;而渗氮之后淬火(N+Q)复合处理使氮化物完全分解,促使N元素向基体扩散,扩散区深约900μm,N固溶强化作用使得扩散区硬度比淬火硬度约高200 HV0.1,但是因氮化物分解产生孔隙致使表层硬度下降。分别在20 N和100 N载荷进行往复干摩擦试验,气体渗氮与N+Q复合处理都能有效降低摩擦因数。在20 N载荷时,N+Q复合处理试样体积磨损率低于渗氮与淬火试样;而在100 N载荷时,因其表面孔隙,使得初始磨损比淬火试样严重,但是磨损一段时间后耐磨性能提高。     

气体催化渗氮对12Cr1MoV钢力学性能的影响

对12Cr1MoV钢进行了气体催化渗氮表面改性处理,通过光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射仪分析了渗氮层组织和物相,利用显微硬度计和摩擦磨损试验机评价了其力学性能。结果表明:采用气体催化渗氮处理后的样件表面形成了13μm厚的ε-Fe_(2-3)N化合物层以及约900μm扩散层;化合物层表面显微压痕无开裂现象,拉伸试验时化合物层无崩落现象,这表明气体催化渗氮改善了化合物层的强韧性;渗氮后12Cr1MoV钢的强度提高,其屈服强度为460 MPa,抗拉强度为550 MPa,伸长率约为10.9%。摩擦磨损试验表明12Cr1MoV催化气体渗氮后具有较好的耐磨性。     

1Cr12Ni3MoVN钢渗氮层的组织与性能

研究了调质态1Cr12Ni3MoVN钢在580℃、氨分解率30%～70%条件下,气体渗氮4、8、16和32 h渗氮层的组织结构和性能。利用OM、SEM、EDS和XRD对渗氮层的显微组织、表面相结构、磨痕形貌等进行表征,并对渗氮层的显微硬度及摩擦磨损性能进行测试。结果表明,渗氮层组织致密均匀,包括化合物层、中间扩散层和过渡层,表层主要由ε-Fe_(2-3)N相和γ'-Fe_4N相组成,并含有少量CrN化合物;随渗氮时间延长,渗氮层厚度近似呈抛物线规律增加,但表面硬度降低。经渗氮后钢的耐磨性大幅度提高,表面仅呈现轻度磨损。     

2Cr13不锈钢活性屏等离子体源渗氮层组织与耐蚀性能

目的 探讨活性屏等离子体源渗氮技术提高马氏体不锈钢硬度与耐蚀性能的可行性。方法 将2Cr13马氏体不锈钢进行350～550℃、6 h活性屏等离子体源渗氮处理,采用光学显微镜（OM）、电子探针显微分析仪（EPMA）和X射线衍射仪（XRD）分析渗氮层的组织、成分和相结构,使用显微硬度计测试渗氮层的显微硬度,利用电化学腐蚀试验解析评估渗氮层的耐蚀性能。结果 经活性屏等离子体源渗氮处理后,可在马氏体不锈钢表面形成厚度为2～45μm,N原子分数为20%～25%的渗氮层,其表面显微硬度达1050～1350HV0.25,是基体硬度的4～5倍。350℃时,渗氮层以ε-Fe_2-3N相为主,且含有少量αN相;450℃时,渗氮层由αN、ε-Fe_2-3N和γ’-Fe₄N相构成;渗氮温度升至550℃时,渗氮层由α-Fe、CrN和γ’-Fe4N相构成,αN、ε-Fe2-3N相消失。350、450℃时,渗氮层在3.5%NaCl溶液中的阳极极化曲线出现明显钝化区,而未渗氮的2Cr13不锈钢并未发现钝化区,自腐蚀电位E_corr由未渗...     

直流电场对42CrMo钢盐浴渗氮催渗与改性作用

以42CrMo钢为材料,对比研究了传统和直流电场催渗盐浴渗氮技术。利用光学显微镜、显微硬度计和X射线衍射仪对渗层的显微组织、渗层厚度、硬度及物相进行了测试和分析。研究结果表明:直流电场可以显著提高盐浴渗氮速度,降低渗氮温度或缩短渗氮时间;在外加电压7.5 V直流电场条件下,保温时间为80 min时,处理温度530℃获得的化合物层厚度与同样时间常规盐浴渗氮560℃时获得的层深相近,约为6.7μm,处理温度为560℃时化合物层厚度提高到12.1μm。虽然直流电场不改变42CrMo钢盐浴渗氮层的主要物相,均由ε-Fe_3N相、γ'-Fe_4N相和Cr N相构成,但直流电场盐浴渗氮后渗层中硬度较高的γ'-Fe_4N相的相对含量更高。因此,直流电场盐浴渗氮处理后的42CrMo钢的截面显微硬度大幅度的提高,经过575℃×80 min,7.5 V盐浴渗氮后的试样截面显微硬度达到1100 HV0.01,是基体硬度的3倍。同时,施加电场盐浴渗氮使42CrMo钢耐蚀性比常规盐浴渗氮进一步提高。     

渗扩时间比对AISI 316不锈钢渗氮层组织与性能的影响

采用真空两段渗氮工艺,在不同的强渗、扩散时间下对AISI 316不锈钢进行渗氮处理,通过X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)、光学显微镜(OM)、显微硬度测试和摩擦磨损试验等分析了渗氮层的组织和性能。结果表明,经过12 h的真空渗氮后,AISI 316不锈钢表面形成了一层由γ′-Fe₄N、ε-Fe_2-3N和CrN等相组成的渗氮层,其表面硬度和耐磨性能相较于基体均有明显的提高。其中,渗扩时间比为1∶1(强渗6 h、扩散6 h)时的渗层厚度约为96 μm,表面硬度约为1069 HV0.5,是基体表面硬度的4.5倍,在20 N载荷下的磨损量约为基体的1/3;渗扩时间比为1∶2(强渗4 h、扩散8 h)时的渗层厚度约为120 μm,ε-Fe_2-3N相衍射峰增强,在20 N载荷下的磨损量约为基体的1/30。延长扩散时间能增加渗氮层厚度,改善表面形貌,进一步提高不锈钢的耐磨性。     

3Cr13钢450℃不同气氛等离子体渗氮层表征

对3Cr13钢在450 ℃氨气和氨氮混合气氛中分别渗氮4、8和12 h后的渗氮层进行了对比。利用光学显微镜、显微硬度计、X射线衍射仪、电化学工作站对渗氮层截面显微组织、显微硬度、相组成以及耐蚀性进行了表征。氨气渗氮层由化合物层和白亮层组成,而氨气和氮气混合气氛渗氮层中没有出现白亮层。氨气渗氮12 h后,渗氮层的表面硬度为1050.0 HV0.05;表面化合物层主要相为ε-Fe_2-3N,次要相为γ′-Fe₄N,出现了少量的CrN,白亮层相组成为γ′-Fe₄N;渗氮后极化曲线钝化区变宽,自腐蚀电流密度减小,耐蚀性提高。氨氮混合气氛渗氮12 h后,渗层的表面硬度为998.0 HV0.05;气氛中N浓度升高,渗氮8 h后CrN含量增加,次要相由氨气渗氮8 h的γ′-Fe₄N变为CrN;随着渗氮时间延长至12 h,渗层的自腐蚀电流密度降低,钝化区略有变宽,耐蚀性略有提高。     

离子渗氮温度对Fe-C-Cr-Ni-Mn-V沉淀硬化型奥氏体不锈钢渗层组织和性能的影响

采用离子渗氮工艺对一种Fe-C-Cr-Ni-Mn-V沉淀硬化型奥氏体不锈钢进行表面改性处理。利用光学显微镜(OM)、X射线衍射(XRD)、电子探针显微分析仪(EPMA)和维氏硬度计对不同离子渗氮温度下渗层的组织和性能进行了研究。结果表明,Fe-C-Cr-Ni-Mn-V沉淀硬化型奥氏体不锈钢经430~520 ℃离子渗氮处理10 h后,试样表面均形成一层厚度均匀的渗氮层,表面硬度显著增大。随着离子渗氮温度的升高,渗层厚度增大,520 ℃渗氮时渗层厚度达到78 μm。当渗氮温度为430 ℃时,渗层表面主要由γ_N+CrN+γ′-Fe₄N相组成;当渗氮温度升高至520 ℃时,渗层表面主要由γ′-Fe₄N+CrN+ε-Fe_2-3N相组成。在3种渗氮温度下,渗层中均有CrN析出,导致渗层耐蚀性低于基体组织。     

钒对Cr12Mo模具钢渗氮层及其摩擦学行为的影响

在Cr12Mo和Cr12MoV模具钢表面进行气体渗氮处理,对比分析了V对Cr12Mo模具钢渗氮层显微结构及其摩擦学行为的影响。结果表明,气体渗氮后两种模具钢的表面均制备出深度约120 μm的渗氮层,由表及里依次为渗氮层、扩散层和基体;V提高了模具钢的耐磨性,Cr12MoV表现出较好的耐磨效果;相比V对模具钢基体和扩散层硬度的提升而言,V对渗氮层最大硬度值附近区域的硬度提升幅度更为明显;V对两种模具钢渗氮层耐磨性的影响并不明显,但V的主要贡献在于促进了渗氮时N的有效渗入,大大提高了渗氮层与扩散层间的界面结合力,避免了渗氮层与扩散层间的开裂,促使磨损机制由疲劳磨损转变为黏着磨损,进一步提高了渗氮层的服役寿命。     

38CrMoAlA、40Cr钢经不同渗氮工艺处理后的性能研究

研究了38CrMoAlA和40Cr钢经气体渗氮、气体氮碳共渗、离子渗氮处理后渗氮层的组织、硬度、摩擦磨损和腐蚀性能。试验结果表明，38CrMoAlA钢渗氮层的硬度及在3．5％NaCl溶液中的耐蚀性能高于40Cr钢，但抗摩擦磨损性能不如40Cr钢。依气体渗氮、气体氮碳共渗到离子渗氮的顺序，渗氮层的抗磨损性能逐次提高，但抗腐蚀能力逐次降低。从钢的化学成分、渗氮层的硬度和韧性出发，对38CrMoAlA和40Cr钢渗氮层的性能差异进行了分析与总结。     

二次调质离子渗氮工艺参数对35CrMo钢耐蚀性的影响

采用不同的回火温度、渗氮温度和N2与H2的比例,对35CrMo钢进行热处理,通过正交试验分析这些参数对渗氮层耐蚀性的影响。结果表明,最佳的耐蚀性热处理工艺为回火温度550℃、渗氮温度540℃、氮气与氢气流量比为1∶5。XRD分析表明白亮层组织以γ’相为主,并含一定量的α-Fe(N)和ε相,这种组织有很好的耐蚀性,且具有较小的的脆性。     

17-4PH不锈钢激光气体渗氮层显微组织与摩擦学性能

目的 提高17-4PH马氏体沉淀硬化不锈钢的表面硬度及耐磨性。方法 采用光纤激光器对17-4PH不锈钢进行激光气体氮化,采用不同激光功率在其表面制备渗氮层。利用光学显微镜(OM)、电子扫描显微镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)等设备分析渗氮层的显微组织和相组成;借助显微硬度仪测试渗氮层截面深度方向的硬度;采用多功能摩擦磨损试验机测试基体、渗氮层的摩擦学性能,并通过SEM分析磨痕形貌,揭示基体与渗氮层的磨损机制。结果 在渗氮前样品组织为回火马氏体,经激光渗氮后样品表面形成了由板条马氏体组成的熔化区和回火马氏体组成的热影响区构成的渗氮层。经渗氮后,样品的硬度均得到提高。在激光功率3 000 W下,渗氮层的表面硬度最高,达到了415HV0.2,约是基体硬度的1.2倍,渗氮层的硬度随着深度的增加呈下降趋势,在深度为2.6 mm处其硬度与基体一致。在回火马氏体向板条马氏体转变的相变强化,以及氮原子(以固溶方式进入基体)的固溶强化作用下,提高了渗氮层的硬度。经渗氮后,样品的摩擦因数均高于基体,但渗氮后其磨损量相较于基体有所减少,在激光功率3 000 W下,其磨损体积最小,相较于基体减少了62%。在激光功率2 500 W下马氏体转变不完全,在激光功率3 500 W下渗氮层出现了裂纹,都降低了渗氮层的硬度,其耐磨性也随之减小,且都略低于在3 000 W下。磨损机制由渗氮前的以黏着磨损为主,转变为渗氮后的以磨粒磨损为主。结论 在17-4PH马氏体沉淀硬化不锈钢表面进行激光渗氮后,其表面硬度和耐磨性均得到提高,在激光功率3 000 W下制备的渗氮层具有较高的表面硬度和优异的耐磨性。     

盐浴渗氮处理对FeCrMnNiAl0.2Ti0.1高熵合金组织及性能的影响

采用盐浴渗氮的化学热处理方法对FeCrMnNiAl_0.2Ti_0.1高熵合金进行表面强化,主要工艺为预热+盐浴渗氮+氧化,研究渗氮温度对渗层和性能的影响。采用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪研究不同渗氮温度下高熵合金的组织结构和物相,利用显微硬度计和W-2000摩擦磨损试验机分别测量硬度和耐磨性。结果表明,经过盐浴渗氮后,高熵合金表面形成含氮化物和氧化物的复合渗层,渗氮层深度最高为27.1 μm,硬度最高可达1080.0 HV0.2。盐浴渗氮可以有效提高高熵合金的耐磨性,改善摩擦学行为,640 ℃渗氮试样的磨损率仅为0.025 mm³/(N·m),与铸态相比降低了约76.7%。     

Influence of Plasma Nitriding on the Microstructure, Wear, and Corrosion Properties of Quenched 30CrMnSiA Steel

The oil-quenched 30CrMnSiA steel specimens have been pulse plasma-nitrided for 4 h using a constant 25% N₂-75% H₂ gaseous mixture. Different nitriding temperatures varying from 400 to 560 °C have been used to investigate the effects of treatment temperature on the microstructure, microhardness, wear, and corrosion resistances of the surface layers of the nitrided specimens. The results show that significant surface-hardened layer consisting of compound and diffusion layers can be obtained when the oil-quenched steel (α′-Fe) are plasma-nitrided at these experimental conditions, and the compound layer mainly consists of ε-Fe_2-3N and γ′-Fe₄N phases. Lower temperature (400-500 °C) nitriding favors the formation of ε-Fe_2-3N phase in surface layer, while a monophase γ′-Fe₄N layer can be obtained when the nitriding is carried out at a higher temperature (560 °C). With increasing nitriding temperature, the compound layer thickness increases firstly from 2-3 μm (400 °C) to 8 μm (500 °C) and then decreases to 4.5 μm (560 °C). The surface roughness increases remarkably, and both the surface and inner microhardness of the nitrided samples decrease as increasing the temperature. The compact compound layers with more ε-Fe_2-3N phase can be obtained at lower temperature and have much higher wear and corrosion resistances than those compound layers formed employing 500-560 °C plasma nitriding.     

Microstructure and Properties of SAE 2205 Stainless Steel After Salt Bath Nitrocarburizing at 450 °C

Nitrocarburizing of the type SAE 2205 duplex stainless steel was conducted at 450 °C, using a type of salt bath chemical surface treatment, and the microstructure and properties of the nitrided surface were systematically researched. Experimental results revealed that a modified layer transformed on the surface of samples with the thickness ranging from 3 to 28 μm changed with the treatment time. After 2205 duplex stainless steel was subjected to salt bath nitriding at 450 °C for time less than 8 h, the preexisting ferrite zone in the surface transformed into austenite by active nitrogen diffusion. The main phase of the nitrided layer was the expanded austenite. When the treatment time was extended to 16 h, the preexisting ferrite zone in the expanded austenite was decomposed and transformed partially into ε-nitride precipitate. When the treatment time extended to 40 h, the preexisting ferrite zone in the expanded austenite was transformed into ε-nitride and CrN precipitate. Further, a large amount of nitride precipitated from preexisting austenite zone. The nitrided layer depth thickness changed intensively with the increasing nitriding time. The growth of the nitride layer takes place mainly by nitrogen diffusion according to the expected parabolic rate law. The salt bath nitriding can effectively improve the surface hardness. The maximum values measured from the treated surface are observed to be approximately 1400 HV_0.1 after 8 h, which is about 3.5 times as hard as the untreated material (396 HV_0.1). Low-temperature nitriding can improve the erosion/corrosion resistance. After nitriding for 4 h, the sample has the best corrosion resistance.