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不锈钢氮化.doc

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不锈钢氮化.doc

1.不锈钢渗氮铬镍系奥氏体不锈钢、CR13系马氏体不锈钢、低碳高铬系铁素体不锈钢等所制工件,虽然具有较高的高温强度,但耐磨性较差,常需为提高表面耐磨性而进行渗氮,不锈钢的渗氮温度常在500600℃,时间25~50H,层深010~030MM,渗氮前需去除工件表面的钝化膜,可用喷砂(应用于表面粗糙度要求不高的工件)、氢还原法等。也可在渗氮时向氨分解气中通入氯化铵使氧化膜还原。2304不锈钢渗铬固溶渗氮复合处理工艺研究(上海市机械制造工艺研究所田华)304不锈钢强度低,不能淬火强化,耐磨性差,为此可以通过渗铬在其表面得到耐磨、耐蚀、抗高温氧化的铬的碳化物层和铬的固溶体渗层,从而改善其强度低、耐磨性差等缺点。1渗铬渗剂及工艺控制渗剂的配制以铬粉或铬铁粉(通常为100目左右)、氧化铝、碘化铵或氯化铵,按适当比例配制,尽可能混合均匀。添加适量氟化钠可改善渗铬零件表面光洁度。渗铬选用带保护气氛的高温炉和耐热钢制坩埚,将搅拌均匀的渗剂装箱,放入试样,用耐火泥密封。渗铬过程中炉体内用99999高纯氮或99999高纯氩中性气氛保护,避免坩埚内表面渗剂的氧化、结块。渗铬温度可在9501100℃之间选择,保温结束炉冷至低温后出炉空冷。2固溶渗氮处理将渗铬后的试样彻底清洗后,进行真空固溶渗氮处理。加热时严格控制炉内氮气分压,工艺温度为10501150℃,氮气分压为11043105PA之间,保温结束可快冷至室温。3复合渗层显微硬度渗层表面硬度为10001200HV01。经试验研究,当硬度低于400HV5时固溶渗氮效果不显著;当硬度低于300HV5时,则必须重新进行固溶渗氮处理。因为铬是强氮化物形成元素,固溶渗氮后表面生成CR2N,只有CR2N相在复合渗层中占有相当比例时,才能显著提高工件表面渗层质量。经铬氮复合渗工艺处理后的试样表面主要为CR2N,且消除了Σ相。在铬氮复合渗工艺中,温度与保护气氛控制对渗层起着关键作用。经高温渗铬加固溶渗氮复合处理后,304不锈钢表面硬度达1000HV01以上,渗层深度为014MM,渗层脆性小。由于固溶渗氮处理温度高,可有效解决低温气体渗氮层浅、硬度底等缺点。另外,采用高压气冷冷却,可大幅度减少CR23C6的析出,避免晶间腐蚀。固溶渗氮可细化渗铬时的粗大晶粒,并使表面铬浓度扩散均匀,提高表面硬度、热硬性及抗腐蚀能力。摘自热处理技术与装备(2006,NO4)3马氏体不锈钢活塞环的气体氮化(武汉大学动力与机械学院肖文凯等)对6CR13MO马氏体不锈钢活塞环进行了加入NH4CL的洁净气体氮化处理试验,对产品进行了金相与硬度监测及装车试验,结果表明由于NH4CL的活化和催渗作用,经520℃8H氮化,渗层深度可达020MM,最高硬度可达1200HV,且大于800HV的有效层深达012MM以上,完全能够满足活塞环的使用要求,其使用寿命与镀铬环相当。该处理工艺可替代传统的有污染的镀铬工艺。摘自热加工工艺(2005,NO.8)4不锈钢的固溶渗氮处理(上海工程技术大学朱祖昌易普森工业炉(上海)有限公司曾爱群)不锈钢置于真空炉中,在10501150℃的固溶处理温度下通入纯氮(压力为PN2)进行渗氮处理,可以获得25MM深的渗氮层,同时保持优良的抗蚀性能。这是一种新的化学热处理工艺方法,称为固溶渗氮处理,标注为SOLNIT。此种方法首先是于1993年在WEISBADEN召开的AWT的热处理学术讨论会上由德国学者HBERNS提出,论文发表于HTM1994的杂志上。一般说来,不锈钢渗氮可以应用离子渗氮或盐浴渗氮(SURSULF或TENIFER方法)进行,但在这两种方法中会析出氮化物,从而引起基体中铬的贫化,致使其耐蚀性下降。氮和碳一样是扩大FE奥氏体相区的合金元素,在钢中可以间隙原子存在并使钢强化,但氮能提高钢的耐蚀性,所以获得高氮钢一直是人们追求的目标。钢中能溶解的氮比碳多,通过渗氮能避免铁素体相的出现,也能减少脆性第二相在奥氏体晶界上析出,这对材料使用性能的提高是有利的。氮是双原子气体,它具有强的三键,能广泛用作保护气体。但它在1000℃以上,会剧烈热解,所以在钢件表面拥有大量氮原子。存在于金属中的氮为原子态,以[N]表示,这样,在工件表面可实现下面的平衡212NN(1)反应式(1)的平衡常数KN为205052//NNNPNNKFNP(2)氮沿深度的浓度分布依据菲克第二定律进行求解,按半无限大工件的一维单方向扩散模型,计算并不复杂,相应的边界条件和初始条件为C(O,T)NS(钢件表面溶解的氮量%N);C(∞,T)NC;C(X,O)NC其解为NXNC(NSNC)2N1ERFDT上式中的ERF为高斯误差函数。只要氮在合金中的扩散系数DN(它与氮浓度无关)已知,氮沿工件表面至纵深方向的分布便可求得。在渗氮处理温度TN时,当渗层的NS大于溶解度极限,铬的氮化物CR2N发生沉淀。首先沉淀在奥氏体晶界,其次在奥氏体晶粒内非连续沉淀。对后一种沉淀,得到簿片状显微组织形态,虽基本保持为奥氏体。在本文中称为“珠光体”形态,它具有一定的脆性。这种沉淀的脆性氮化物可以通过固溶渗氮的平衡条件调整予以避免。固溶渗氮处理温度10501150℃;氮气分压PN2=00103MPA(013BAR);固溶渗氮时间24H;渗氮层深度可至25MM;固溶渗氮后的冷却采用液体淬火剂或高压气淬。应当指出,固溶渗氮温度高,会促使心部和渗层晶粒长大。一般对马氏体而言,第二相沉淀能起阻止晶粒长大的作用。但对奥氏体渗氮层,则在渗层后靠冷加工(如抛丸处理)方法细化。对于高铬铁素体不锈钢(如X2CRMONB182等),由于心部晶粒过于长大,不适合进行固溶渗氮;对马氏体型和FM型不锈钢,经固溶渗氮获得马氏体渗氮表层,如X6CRMO171经固溶渗氮淬火后,其心部约含15%(体积百分数)的马氏体,这样在渗氮处理温度TN时的显微组织为FA,能阻止心部组织的长大,故而能适合进行固溶渗氮;又如对钢X20CRMO13在TN时的显微组织几乎全部为奥氏体,其晶粒长大比前铁素体型不锈钢缓慢,能进行固溶渗氮。对两种M和FM型不锈钢经固溶渗氮并淬火后,表面层获得M残余奥氏体(A')组织,经深冷或在450℃附近的二次硬化回火使A'转变为马氏体,显然适合于制造轴承、工具和齿轮零件。对含镍马氏体不锈钢(如X4CRNIMO165),经固溶渗氮后获得较软的马氏体心部上存在奥氏体渗氮层的组织,其含氮量约达06%,随渗层深度增加,奥氏体量降低,相应的硬度增加,直至心部的马氏体硬度。获得这种组织是基于体积改变小和残存压应力的考虑。对含镍奥氏体不锈钢(如X5CRNIMO17132)经固溶渗氮后获得奥氏体的心部和表层,因为NI和N的交互作用系数ENNI为正,该钢的表面氮浓度NS约为05%。如果采用MN代替NI(因为ENMN为负值),则能提高表层氮的固溶度,使18CR18MN钢的NS达到09%。对于FA型不锈钢(如X2CRNIMON2253),经固溶渗氮后能获得较高强度的心部和表层,其(FA)的心部组织比X5CRNIMO17132具有两倍以上的屈服强度,又因为高铬低镍能使NS提高至09%,这种类型的不锈钢特别推荐采用固溶渗氮处理。固溶渗氮的工件装炉前必须予以清洗,经排除炉内空气后,在真空条件下或对流加热条件下,加热至固溶渗氮工艺温度(10501150℃),然后调整炉压和时间参数,使其达到所要求的表面含氮量和渗氮层深度。工艺参数调整可采用特定的计算机程序。固溶渗氮后工件采用最高的冷速淬至室温。如1MPA(10BAR)氮气的高压气淬方式。结束语固溶渗氮是一种新的化学热处理方法。它可对处于奥氏体状态的不锈钢,通过应用氮气在高温下热分解将氮溶入其表面并经淬火冷却,以获得高氮奥氏体或马氏体表面层,而心部仍保持固溶处理的组织和性能。这种处理方法能实现工件心部和表层的组织和性能的重新配合,得到广泛应用。处理过程中,工件表面平衡的含氮量NS随CR和MO的合金化,氮气压PN2的提高,以及随处理温度的降低至10501150℃温度范围较低端的提高。经过24H处理,表面渗层可达25MM。对给定的钢和工艺温度,NS由N2的分压决定,随CR、MO含量的提高,PN2从030MPA(30BAR)降至001MPA(01BAR)摘自机械工人(热加工)(2005,NO.6)5.2CR13钢的表面气体渗氮处理(哈工大材料科学与工程学院杨建群等)采用气体氮化处理不锈钢主要集中在奥氏体不锈钢和双相不锈钢,而对马氏体不锈钢进行气体渗氮的相关研究及报道尚不多见。材料2CR13(016~025C,≤100SI,≤100MN,≤0035P,≤0030S,1200~1400CR),圆盘件(Φ7010);氮化前调质工艺1030℃25MIN淬油,580℃30~40MIN回火,硬度420HV01。渗氮工艺520℃20H纯氨渗氮。调质处理后的晶粒度是影响2CR13马氏体不锈钢渗氮后表面质量的重要因素,而晶粒大小则有淬火温度决定,降低淬火温度使组织细化。1030℃是该钢的临界淬火温度。渗氮后基体组织为具有优异综合性能(足够的强度和高韧性)的回火索氏体,由细小的粒状碳化物和过饱和铁素体组成。基体局部区域组织保留了马氏体板条形态,这是由于2CR13不锈钢中的高CR在高温回火强烈阻碍碳化物的聚集、长大,以及延缓铁素体的回复和再结晶。由于铁素体没有进行充分的再结晶,显微组织继承了马氏体板条的亚结构及形貌,属正常组织。渗氮层耐磨性主要取决于渗层的厚度、强度及其微观组织结构。经对2CR13钢盘试样气体渗氮后横断面的显微组织观察可知,渗氮层与基体间有明显的界线,且界面整齐并缓慢变化,说明渗氮层与基体结合强度很大。渗氮层包括化合物层和扩散层,厚度约为165ΜM,其中化合物层约为10ΜM,利用XRD对渗氮层进行测试,结果表明,化合物层最表面主要为Γ/FE4N和少量的ΕFE3N两相组成。化合物层硬度最高约为1051HV01,约为渗氮前的25倍。摘自金属热处理(2009,NO.7)6.离子溅射在奥氏体不锈钢离子渗氮中的应用(中南民族大学何翔等)不锈钢硬度低(约280HV01)、耐磨性差,使其在许多场合的应用受到限制。提高不锈钢表面强度的方法主要有离子渗氮或渗碳(离子氮碳共渗)、微波渗氮、离子注入、物理气相沉积和化学气相沉积、电镀等。不锈钢中CR、NI含量比较高,在其表面形成了一层致密的钝化膜,在离子渗氮中,这层钝化膜阻碍了N离子的渗入。通过AR离子在强电场的加速下连续轰击工件表面,全方位摧毁其钝化膜,为N离子的吸收和扩散提供通道。本文利用自制的直流脉冲离子渗氮设备,以ARNH3为气源,在300~400℃之间采用低气压、高电压的放电参数来加强离子溅射,该预处理方法有效地去除奥氏体不锈钢(18CR12NI25MO,主要化学成分为006C,19023CR,1126NI,267MO,186MN,余量为FE)的表面钝化膜,使奥氏体不锈钢的渗氮层更深,表面硬度和硬度梯度均得到较大改善。奥氏体不锈钢经离子渗氮后,通过加强溅射的方法得到的试样(Φ2410MM)表面硬度在1200HV05以上,器深层深度达110ΜM,耐磨性能提高了4~5倍,CR与N的亲和力比FE与N的亲和力强,在表面形成了CR的氮化物,使奥氏体不锈钢表面CR的含量下降而使耐腐蚀性下降。工艺AR、NH3以21的体积比保持总气压为100~120MPA,温度为300~400℃,提高电压到最高值1000V加强溅射30MIN后再保温;氮化540℃(纯氨)8H,气压380~400MPA,最后加氨自然冷却。摘自金属热处理(2009,NO.6)7.00CR12NI9MO4CU2TI马氏体不锈钢离子渗氮组织和性能(浙江大学材料科学与工程系赵良峰等)摘要对00CR12NI9MO4GU2TI马氏体时效不锈钢进行了离子渗氮处理,研究了不同渗氮条件下所形成的渗氮层的相结构与性能。结果表明经离子渗氮后的00CR12NI9MO4CU2TI马氏体时效不锈钢的表面硬度、耐磨性都有明显的提高,表面硬度最高达到了1350HV005。当样品在400℃渗氮时,表层新相主要由Α相组成;当渗氮温度上升至500℃时,表层新相主要由ΑN相、Γ/FE4N相、Ε相组成,并有大量的CRN相组成;当渗氮温度上升至600℃时,Ε相、CRN的含量继续增加,Γ/FE4N相逐渐减少,ΑN相几乎完全分解。伴随着CRN相的生成,样品的耐磨性得到了提高,表面耐腐蚀性能有一定下降。实验还观察到该马氏体时效不锈钢渗氮层中有微裂纹产生,裂纹的形成与样品的残余内应力和氮化物相生成有关。结论1)00CR12NI9MO4GU2TI马氏体时效不锈钢离子渗氮层厚度随渗氮温度和时间的升高而增加,但当温度升到600℃时硬度开始降低,同时硬度也随着渗氮时间的增加增幅逐渐平缓,当时间过长时便开始下降。经离子渗氮的试样表面显微硬度最高达1350HV005400℃低温渗氮处理的渗氮层主要由N过饱和固溶体ΑN相组成;500℃渗氮试样表面渗氮层主要由Γ/FE4N相组成,并有少量CRN和Ε相生成;600℃常规高温渗氮试样表面的CRN和Ε相的量有所增加,Γ/FE4N相仍存在与渗氮层中,ΑN已基本消失;2)由质量磨损实验和中性NACL环境中的盐雾腐蚀测试结果均表明,随着渗氮时间和渗氮温度的上升表面的耐腐蚀性能均有下降,主要是由于CRN的析出导致表面出现贫铬现象,致使表面的耐腐蚀性能下降;高温和长时间下渗氮试样表面耐磨性的下降是由于表面氮浓度的饱和氮化物组织的长大导致的渗氮层疏松,脆性上升,耐磨性下降;3)渗氮层中裂纹是在渗氮结束后的冷却过程中产生的,裂纹的产生成残余内应力和氮化物相与基体的热膨胀系数不同有关。4)为了硬度和耐磨性达到最高的前提下,基体的强度也能达到最高,事先

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