38CrMoAl钢负压感应快速渗氮工艺及性能

利用自主研制的真空感应渗氮装置在38CrMoAl钢表面制备渗氮层,探讨渗氮压力对渗氮层组织与性能的影响,并采用SEM、自动显微硬度测试、滑动干摩擦及电化学极化试验等分析了渗氮硬化层的显微组织、硬度、耐磨性与耐蚀性。结果表明:经渗氮处理后的试样表层平整,白亮层、扩散层、基体之间过渡平缓。随着渗氮压力的上升,渗层厚度增加,渗层硬度、耐磨性先提高后下降,-30 kPa时表面硬度达到1200 HV0.025,耐磨性提高约5倍。     

38CrMoAl钢负压感应快速渗氮工艺及性能北大核心CSCD

利用自主研制的真空感应渗氮装置在38CrMoAl钢表面制备渗氮层,探讨渗氮压力对渗氮层组织与性能的影响,并采用SEM、自动显微硬度测试、滑动干摩擦及电化学极化试验等分析了渗氮硬化层的显微组织、硬度、耐磨性与耐蚀性。结果表明:经渗氮处理后的试样表层平整,白亮层、扩散层、基体之间过渡平缓。随着渗氮压力的上升,渗层厚度增加,渗层硬度、耐磨性先提高后下降,-30 kPa时表面硬度达到1200 HV0.025,耐磨性提高约5倍。     

不同渗氮温度下38CrMoAl钢低氮氢比无白亮层离子渗氮

为提高变速器锥盘使用寿命,以锥盘用38CrMoAl钢为研究材料,采用不同渗氮温度低氮氢比离子渗氮进行表面改性。利用光学显微镜、X射线衍射仪、显微硬度计、摩擦磨损试验机对渗氮后的38CrMoAl钢显微组织、物相、硬度、渗层脆性及耐磨性进行了测试和分析。结果表明:38CrMoAl钢经520℃,N2∶H2=1∶4和540℃,N_2∶H_2=1∶5离子渗氮后表层无白亮层生成,XRD分析表明表层无γ'-Fe4N相,说明离子渗氮时通过改变渗氮温度和氮氢比可以避免白亮层生成,只形成渗氮扩散层。研究还发现,渗氮层的脆性显著降低,韧性和耐磨性提高,为促进无白亮层离子渗氮技术更好地应用于变速器锥盘的表面改性提供了参考。     

38CrMoAl钢空心阴极辅助离子渗氮

对38CrMoAl钢空心阴极辅助离子渗氮技术进行了正交优化,并对优化工艺处理试样的性能做了检测。结果表明,38CrMoAl钢空心阴极辅助离子渗氮的最优工艺条件为渗氮温度540 ℃、时间4 h,渗氮试样既可作阳极又可作阴极。经最优工艺渗氮后,38CrMoAl钢渗氮层表面化合物致密、组织均匀,粗糙度Ra值达到0.1 μm,表面光洁度能达到10级;表面显微硬度达到1100~1200 HV0.1,是渗氮前试样的4~5倍;渗氮层深度达到300 μm。     

脱碳层对38CrMoAl钢离子渗氮的影响

对表面残存不同厚度脱碳层的38CrMoAl钢塔形试样进行离子渗氮,借助显微硬度计、光学显微镜、扫描电镜等多种手段,对试样渗速、硬度及渗氮前后的微观组织进行研究。结果表明,在残余的脱碳层里存在较严重的魏氏组织;残余脱碳越严重魏氏组织越多;离子渗氮的渗速随着表面脱碳层厚度的增加先增加后降低;魏氏组织中大量的铁素体为氮原子扩散提供了快速渗入通道及形成大量氮化物的场所,在渗层表面形成大量的鱼骨状、网状、脉状氮化物,数量随着脱碳层的增加而增加,并且不断向渗层深处延伸。38CrMoAl钢表面残存脱碳层虽然有加快渗速的作用,但会增加渗层的不良组织,增加渗层剥落的风险。故38CrMoAl钢制工件做普通调质应适当加大加工余量。     

离子渗氮工艺对液压柱塞用38CrMoAl钢组织和性能的影响

对液压柱塞用38CrMoAl钢进行了低温离子渗氮,采用金相显微镜、X射线衍射仪、显微硬度计对处理后的38CrMoAl钢试样的显微组织、表面硬度和渗层脆性进行了分析。研究结果表明,相比于510 ℃常规离子渗氮,38CrMoAl钢经450 ℃×6 h低温离子渗氮后无白亮层产生,且XRD表明38CrMoAl钢表面无γ'-Fe4N相生成。同时,压痕周围无裂纹产生且硬度高于510 ℃×6 h常规离子渗氮。     

退氮处理对合金钢渗氮层性能及组织的影响

对不同钢渗氮层在高于590℃不同温度退氮处理，然后测定其组织和性能的变化，结果表明，退氮处理后，所有试验钢的渗氮层硬度均有不同程度的下降，以38CrMoAl钢硬度下降最少，但表面有网状裂纹，再重新渗氮硬度不可能恢复；不锈钢经退氮处理可降低渗氮层脆性，增加渗层深度。     

38CrMoAl钢钛催渗等离子氮化工艺研究

目的 探究38CrMoAl钢钛催渗等离子渗氮工艺及机理.方法 在其他工艺参数确定的情况下,通过常规等离子渗氮与钛催渗等离子渗氮处理对比试验,研究38CrMoAl钢钛催渗离子渗氮处理随渗氮时间的变化规律.对试样进行表面硬度、渗层深度检测和显微金相组织与SEM形貌的观察,探究不同处理工艺的催渗效果及钛催渗等离子渗氮的机理.结果 在渗氮的前3 h,渗氮层厚度增加明显,当渗氮时间超过3 h后,其氮化层的厚度便趋于饱和.对比不同时间(3、5、8 h)钛催渗等离子渗氮的表面硬度,差距不大.综合得出38CrMoAl钢在渗氮温度535℃、氨气流量2.0 L/min的工艺参数下,钛催渗等离子渗氮效率最优的渗氮时间为3 h,其表面硬度为1160.8HV,渗层深度为300μm,优于常规离子渗氮8 h的作用效果.结论 38CrMoAl钢试样经过钛催渗等离子渗氮后,渗层的表面硬度和深度明显高于常规离子渗氮.钛的加入可以促使合金元素向表面富集,有利于表面合金化,提升渗氮效率,增强渗氮效果.     

渗氮温度对40Cr钢QPQ组织与性能的影响

采用光学显微镜(OM)对不同渗氮温度QPQ处理的40Cr钢表面渗氮层显微组织进行观察分析,同时进行维氏硬度试验与销盘摩擦磨损试验,获得渗氮层硬度梯度与磨损失重,并观察分析了磨损表面SEM形貌。结果表明,经不同渗氮温度的QPQ处理后,40Cr钢表面均形成了由氧化膜层、化合物层与扩散层构成的表面渗氮层。但随渗氮温度的升高,其渗氮层厚度呈先增加后减小的变化趋势,4种渗氮温度(580、600、620、640 ℃)下样品有效渗层深度分别为0.14、0.20、0.29、0.26 mm。随渗氮温度的升高,磨损量呈先减小后增大的趋势,在620 ℃下达到最低值。4种渗氮温度下磨损形式均以磨粒磨损与粘着磨损为主,但随着渗氮温度升高带来渗氮层厚度与硬度的变化,磨损程度呈现逐渐减轻的趋势。     

Q235钢离子渗铬及渗氮复合处理的耐磨性

利用针状铬丝在Q235钢表面进行1000 ℃×4 h等离子渗铬,对渗铬试样分别进行(480、520、560 ℃)×6 h的离子渗氮处理.对经过渗铬和离子渗氮处理的试样进行磨粒磨损耐磨性试验.结果表明,Q235钢渗铬后表面铬含量为22wt%,渗层厚度为50 μm.渗铬层经渗氮处理形成了含铬氮化物(CrN、Cr2N)及少量含铬碳化物(Cr23C6)组成的表面强化层,表面显微硬度最高达1500 HV0.1.磨粒磨损试验表明,与未处理Q235 试样比较,渗铬并经过480、520、560 ℃离子渗氮处理的试样耐磨性分别提高了1.50、3.05和1.44倍;520 ℃离子渗氮试样较T10钢淬火+低温回火试样及3Cr13离子渗氮试样分别提高了2.20倍和2.73倍.     

离子渗氮工艺参数对4Cr5MoSiV钢表层组织与性能的影响

目的 研究离子渗氮的温度及时间对4Cr5MoSiV钢渗氮层组织、表面硬度及耐磨性的影响,获得提高硬度、耐磨性的最优工艺参数。方法 对4Cr5MoSiV钢表面进行离子渗氮处理,渗氮温度分别为450、480、510、540 ℃,保温时间分别为5、10、15、20 h。利用维氏显微硬度仪测量渗层深度及表面硬度;利用X射线衍射仪分析渗层物相组成;利用摩擦磨损试验机评价试样耐磨性;通过扫描电镜观察表面磨痕区域。结果 离子渗氮渗层表面的物相主要为γ''-Fe4N相和ε-Fe2~3N相。在实验范围内,随着温度的升高或时间的增加,材料渗层深度、表面硬度增加,磨损率减少,但当温度过高或时间过长时,表面硬度下降,磨损率增加。在480 ℃的条件下进行20 h离子渗氮的材料,表面具有最好的摩擦学性能,表面硬度为1147 HV0.2,磨损率为2.13×10-5 mm3/(N?m),渗氮层深0.24 mm,化合物层深14.05 μm,摩擦系数为0.45,磨损状态为磨粒磨损。结论 离子渗氮是适合于变截面弹簧的表面强化方式,可以在材料表面形成具有一定厚度、均匀分布的渗氮层组织,显著提升表面硬度和耐磨性,降低摩擦系数。     

新型渗氮钢的力学性能及渗氮特性

采用真空感应炉冶炼了低铝和无铝新型渗氮钢,研究了不同温度回火后钢的显微组织和力学性能.结果表明,在1000MPa强度级别下,试验钢的韧性明显高于常用的渗氮钢38CrMoAl.渗氮试验表明,在相同渗氮条件下,无铝试验钢渗层深度大、低铝渗氮钢的渗层硬度高,试验钢都具有较优良的综合渗氮性能.     

低温离子氮碳共渗温度对AerMet100钢摩擦学性能的影响

研究了不同温度对AerMet100钢渗氮层和氮碳共渗层的显微组织、表面硬度、渗层截面硬度梯度以及耐磨性的影响,并考察了渗层的磨损机理。结果表明,氮碳共渗层相较于渗氮层表面生成的化合物更加细小,表面更加平整光滑;离子渗氮、离子氮碳共渗处理都可显著提高AerMet100钢的表面硬度;随着温度的增加,共渗层厚度也明显增加;氮碳共渗层比渗氮层具有更低的摩擦因数,在共渗温度为480 ℃时氮碳共渗试样具有最低摩擦因数和磨损率,表现出最佳的耐磨性。渗氮层的磨损机理为氧化磨损和表面疲劳磨损,氮碳共渗层的磨损机理为氧化磨损、磨粒磨损以及表面疲劳磨损。     

38CrMoAl钢表面离子渗氮层剥落原因分析

在生产中发现不同形状38CrMoAl钢产品进行离子渗氮时,易出现渗氮层剥落的现象。通过对剥落处的外观观察、渗层硬度梯度测试、渗层金相OM和SEM观察,对剥落原因进行了分析。结果表明:在实际生产中,38CrMoAl钢产品由于氧化脱碳层较厚、淬火畸变较大、加工余量较小等原因,极易出现氧化脱碳层加工去除不完全现象,残余的氧化脱碳层会导致渗氮层表面硬度下降,并且在渗层内易产生大量微裂纹,情况严重时,还会导致渗层表面出现剥落现象。     

304奥氏体不锈钢低气压离子渗氮组织与性能研究

在400℃、低气压下对304奥氏体不锈钢进行低温低压离子渗氮处理。采用扫描电镜、显微硬度计及万能摩擦试验机对表面改性后的304奥氏体不锈钢渗层组织、硬度及耐磨性进行了测试和分析。结果表明:304奥氏体不锈钢低温低气压渗氮形成了明显的白亮层;低气压对304奥氏体不锈钢离子渗氮具有良好的催渗效果,即渗层厚度随气压的减小而增加,在100 Pa条件下,渗层厚度达到最大值51.7μm;渗氮后试样表面硬度达到最大值1100 HV0.01;低温低气压离子渗氮能够提高304奥氏体不锈钢耐磨性,80 Pa和100 Pa是提高304奥氏体不锈钢耐磨性的最佳气压。     

氨水浓度对38CrMoAl钢液相等离子体电解渗氮层显微组织及性能的影响

在不同氨水浓度的电解液中，采用液相等离子体渗透技术在38CrMoAl钢表面制备了渗氮层。采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)等对渗氮层的显微组织、相组成进行了观察和分析，并采用Parstat2273电化学工作站测试了渗氮层的耐蚀性能，并对其显微硬度和耐磨性进行了测试，研究了氨水浓度对38CrMoAl钢液相等离子体渗氮显微组织与性能的影响。结果表明：随着氨水浓度的增大，渗氮层中的白亮层厚度呈增加趋势，分布着针状的氮化物和细小碳化物的扩散层厚度和渗氮层最大显微硬度值呈先增加后降低的趋势；当氨水浓度为60%时，渗氮层厚度达160μm,其中扩散层为112μm,渗氮层硬度最高为1023 HV0.1,约是基体硬度的3.5倍；渗氮层主要以Fe₂N、Fe₃N相等为主；渗氮层的耐磨性能和耐腐蚀优于基体。     

温度对38CrMoAl钢离子氮化渗层性能的影响

本文研究了520、550和570℃三种离子氮化温度对38CrMoAl钢的渗层深度、表面硬度、表面脆性、脉状组织、心部组织的影响。结果表明:在520~550℃时,渗层深度、表面硬度随温度的变化不大;550℃以上,随温度的提高,渗层深度提高、表面硬度下降的幅度较大,570℃氮化的脉状组织级别略高,但还是可以满足应用要求。38CrMoAl钢渗氮速度快、表面硬度高、不易出现脆性、渗层性能优良,可以根据工件的氮化层深、表面硬度要求在520~570℃之间选择氮化温度。     

1Cr11Ni2W2MoV钢的离子渗氮

利用脉冲直流辉光等离子技术,对1Cr11Ni2W2MoV马氏体热强不锈钢进行不同工艺参数的离子渗氮。利用光学显微镜、显微硬度计、XRD对渗氮层的显微组织及硬度进行了分析。结果表明,在所选用的离子渗氮工艺参数下,1Cr11Ni2W2MoV钢渗层只由扩散层组成,渗氮温度≤560℃时,渗层主要由固溶N原子的α相组成,并伴有少量的γ'-Fe4N和CrN析出;随着渗氮温度的升高和渗氮时间的延长,固溶N原子的α相逐渐转变成γ'-Fe4N相,当处理温度达到590℃时,渗层主要由γ'-Fe4N和Cr N组成。离子渗氮后渗层的表面硬度较未渗氮前有显著的提高,在一定范围内,渗层的表面硬度和渗层深度都随着渗氮温度和渗氮时间的增加而增加,渗层硬度梯度分布也随着渗氮时间的延长变得平缓。     

20CrMnTi钢快速感应渗氮强化

采用真空感应渗氮方法在20Cr Mn Ti钢表面制备渗氮层,利用X射线衍射仪、扫描电镜、显微硬度计和摩擦磨损试验机等分析了渗氮层的物相、组织结构、致密性、显微硬度梯度和耐磨性。结果表明:真空脉冲感应渗氮1 h就能够制备出较为致密的渗氮层,其硬度超过800 HV0.025,扩散层深度达到300μm;渗氮层主要由合金氮化物(Mn_4N,Cr_2N)和铁氮化合物(Fe_(4.4)N,Fe_3N,Fe_2N)组成,随着渗氮压力的增加,渗氮层由含氮量低的铁氮化合物逐渐转变为高氮的铁氮化合物;感应渗氮的气体压力对渗氮层的厚度影响不大,随着渗氮气体压力的增加,渗氮层的厚度有小幅度的增加,但是当渗氮气体压力过大时,渗氮层的脆性增大;当渗氮气体压力为-30 k Pa时,渗氮层的磨损率最低,大大提高了基体的耐磨性。     

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。