影响化学热处理中原子扩散的因素--晶体结构与相变（Ⅱ）（续）

全全舍舍舍舍读书园地影响化学热处理中原子扩散的因素一晶体结构与相变续黄建洪内蒙古农机研究所，内蒙古呼和浩特010020FACTORSINFLUENCINGDIFFUSIONOFATOMDURINGTHERMOCHEMICALTREATMENTCRYSTALSTRUCTUREANDPHASETRANSFROMATIONCONTINUEDHUANGJIAN。HONGINNERMONGOLIARESEARCHINSTITUTEOFAGRIEULTRUALMACHINERY，HOHHOT010020，INNERMENGOLIACHINA中图分类号TG151文献标识码E文章编号100816902012060081042影响原子扩散的因素一晶体结构与相变21晶粒大小众所周知，晶界部位晶格畸变大，原子排列凌乱，原子处于高能状态，理应对扩散有利。许多文献都认为原子首先从晶界渗人内部。明克维奇的试验表明，碳在细晶粒的钨中扩散系数比在单晶钨中大3倍，钢中则不然。他对粗大到1个MM晶粒和细小到200个RAM晶粒的钢同炉渗N，结果层深都一样。普罗科信皿AFIPOKOMRIH进行了C和N在晶粒粗细不同的奥氏体中扩散的试验，也未发现有明显差别J。其原因值得研究。22晶体结构体心立方晶格的仪FE致密度比面心立方晶格的YFE小，所以各种元素在OLFE中的扩散系数都比在一FE中大得多。碳在各种温度下，在一FE中的扩散系数均比在YFE中大两个数量级以上，氮亦然。但是各元素在一FE中的溶解度都很低，一旦饱和即生成化合物，而化合物层就成为阻止原子向内扩散的屏障。N原子在相中的扩散系数只有在仅FE中的1601100，在Y相中则更低，约为8相的14L11。为此可用分段渗N或脉冲渗N法，调整各段温度和氨分解率，以控制炉内N势，以便既加速吸N又不生成较厚的8和Y屏障层，使N原子较JL1地向内扩散，加速渗N过程。但这在工艺操作上有一定难度，要精确计算好并用微机控制炉温和氨分解率才能实现。笔者认为，如利用各元素在一FE中的固溶度比在仅一FE的中大来加快化学热处理过程，将会有效得多。例如，将渗N温度提高到FEN系共析点590OC以上由于钢中含碳，只需提高到FENC三元共析点565以上即可，进行奥氏体NC共渗，速度就会大大加快。而这一结果是扩散层增厚，化合物层收稿日期20111209作者简介黄建洪1935一，男，广东梅县人，高级工程师，中国机械工程学会高级会员，长期从事材料热处理和摩擦磨损方面科研、生产、教学工作，曾获全国科学会奖、内蒙科学大会奖2项、内蒙科技成果二等奖、全军科学进步三等奖；所主持完成的国家自然科学基金59165005项目被评为国家基金委19891999优秀成果；发表论文90余篇，多篇被EI、CA、MA和俄PKAJ、日科技文献速报以及美国CDROM数据库收录。联系电话04716295007。多样，及其复杂。从表象看，齿轮的畸变是产生于热处理工序，但如上所述，热处理并非是导致齿轮畸变的唯一因素，还与齿轮的材质、结构形状、机加工工艺和锻造工艺等诸多因素有关。要解决齿轮的热处理畸变问题，必须通过设计人员、材料工作者、冷热加工工艺人员等的协同努力，否则必将事倍功半。参考文献1陈国民渗碳淬火齿轮的热处理变形C2011全国齿轮热处理变形技术培训及研讨会，郑州，20111232王爱香，顾敏齿轮渗碳淬火工艺及质量检验技术，渗碳淬火齿轮技术规范汇编Z郑州内部出版物，20073一L0热处理2012年第27卷第6期。81减薄，硬度略低，如掌握不好，化合物层还会有疏松。但疏松层可以储油，耐黏着磨损性能并不低，较厚的扩散层还提高了抗疲劳磨损性能，不过抗磨料磨损性能不及高硬度的致密氮化物层。渗C的同时渗N，使钢在590QC或565时就提前转变成一FE，C的溶解度增大。因而CN共渗速度比渗C快，温度低，节约能源，工件畸变小，设备和工具寿命均可延长，好处甚多。这里指的是提高C、N原子的固溶度而并非提高扩散系数。但加大了固溶度就避免过早生成化合物包括FE3C屏障层，同样达到促进C、N原子向钢中扩散，最终加速化学热处理过程的目的。23相变GRUZIN研究CO、CR、W等在钢中的扩散时发现，当MA转变时，这些元素在A中的扩散系数大增J。231快速加热奇金MHKNHN在快速加热例如利用自身电阻发热渗CR时发现，快速加热不保温，渗CR层比一般加热的深几倍。因为快速加热使奥氏体形核率大增，刚生成的A晶核活性高，因而加速了渗CR层的形成J。高频加热也有同样效果，但高频还有振荡磁场的效应。232相变超塑性2468时间H徐春花等对GCRL5和9SICR钢在接近各自AC点的730和760恒温下，利用相变超塑性边拉伸边渗BL1。结果发现，在接近ACL进行相变超塑变形渗B简称SPB时，1渗速比普通渗B快1倍以上；2渗层深度与渗硼时间呈直线关系而不是抛物线关系见图2；3渗B时间相同时，应变速率拉伸前100MM长试样每分钟拉长毫米数愈大，渗层愈深。两种工艺获得的渗B层组织也不同，SPB渗层硼化物为颗粒状，而非普通渗B的齿状。电子探针测定C、CR、SI分布表明，C、CR过渡区比较平缓，并且在硼化物前沿未出现SI的富集区。渗B层脆性也明显降低。出现这些变化是由于超塑态原子扩散迁移速率明显提高所致。因为在超塑变形时原子扩散系数约提高两个数量级。更重要的是，超塑变形时产生高密度的空位、位错、晶界、相界以及明显的晶界滑移等动态组织变化，都大大加速原子的扩散过程。细小的等轴硼化物晶粒具有曲折的晶界，使裂纹萌生和扩展遭遇更大的阻力，所以脆性降低。笔者认为，这是将相变与塑性变形两个促进扩散因素叠加的结果。该研究成果有望用于零件在模压超塑成形的同时进行渗B或其他化学热处理，以提高渗速，但需有配套工装。图2SPB时应变速率、渗B时间与渗层厚度引的关系应变速率124MMMIN；212MRRMIN；306MN1MIN；4一普通渗硼FIG2VARIATIONOFCASEDEPTH6WITHSTRAININGRATEANDBORONIZINGDURATIONDURINGSPBSTRAININGRATE124MMMIN；212MMMIN；306MMMIN；4一COMMONBORONIZING24冷塑性变形回复，预先冷变形对间隙原子扩散的有利影响将消冷塑性变形会增加金属晶体缺陷，使外加的部失，可能对化学热处理的作用不大，故未加利用。但分能量储存于金属内，这种能量属畸变能，非常有利前苏联学者康托罗维奇MEKOHTOPOBHQ等发现，于原子的扩散迁移。据明克维奇介绍，在变形后的冷塑性变形使纯铁和12CRNI3A钢渗碳层增深。黄铜中，锌的扩散系数可提高25倍，镍在变形铜241变形量问题中扩散系数可提高1000倍。变形后的钽TA在著名前苏联学者拉赫琴IOMITHH等提900CI渗CTA熔点为2980OC，900低于其再结出，25变形量将使22CRNIMO和15CR钢渗C层深晶温度，渗速可提高几倍。不过一般化学热处度、表面碳含量和硬度均有显著提高，而变形量超过理温度往往高于铁的再结晶温度约430。通常50则效果有所降低，但仍略高于未变形者。雷认为，冷变形组织在高于再结晶温度加热时将完全廷权院士等人的工作表明，15钢冷变形后86082。热处理2012年第27卷第6期3H碳氮共渗，渗层深度、C、N和硬度均有提高，变形量1530时最明显，继续提高变形量则效果稍有降低。20CRMNTI、18CRNIW钢也有类似效果。蒋百灵等对20钢渗B试验发现，冷变形可加大渗B层深度，但最大层深所对应的最佳变形量，随炉升温时是50，而到温装炉则为2030L17。242再结晶再结晶温度受诸多因素影响，变形量越大，再结晶温度越低，变形量达一定值后则趋于恒定；晶粒越细，再结晶温度越低；此外，还随加热速度，加热时间以及金属中合金元素、杂质元素的含量而变。因此要根据不同材料、不同零件，经过试验才能找到提高渗速所对应的最佳变形量。不过在许多情况下，间隙原子的渗入都对再结晶有阻碍作用。有试验表明，含0017C的钢，预先冷轧形变70，再经570X2H渗N，结果，试样心部发生再结晶，而N的扩散层内则保留着未发生再结晶的形变组织。这就使得冷塑变形后化学热处理，无论渗速是否提高，性能都有所改善。刘志儒对钢形变后57010H氮碳共渗，结果证明，FE未发生再结晶，但渗层脆性降低、强韧化效果显著。谷南驹对自行车钢件形变后盐浴NC共渗，渗层深度无变化，但接触疲劳强度明显提高。243陷阱雷廷权等发现，冷变形反而使渗N速度降低，渗层减薄。他们认为这可能是N原子对位错的钉扎作用或位错对N原子的陷阱作用，阻碍了N原子的扩散所致。但冷变形后渗N，对纯铁和20钢的强韧性都有提高。244喷丸喷丸也是一种使金属表面产生冷塑性变形的工艺方法。钢件喷丸后可以提高渗C、NC共渗的渗速和层深。笔者上世纪八九十年代与工厂合作做过多次试验和小量生产实践，均获得了成功。周潘兵等对H13钢喷丸后渗N，取得了明显的催渗效果，包括促进白亮层的形成，渗N层增厚和渗层硬度提高。他们认为，喷丸催渗的原因一是喷丸使金属表面粗糙度提高，扩大了表面吸附N的面积；二是喷了N渗入和扩散的通道。更惊人的是，卑多慧等采用特殊的超声喷丸纳米化技术，使纯铁甚至可在300OC低温下实现气体渗N，并得到与普通渗N相同的化合物层。25热塑性变形251锻后渗雷廷权等介绍，工件模锻后立即入炉渗C或CN共渗，然后直接淬火，可以节能省时，提高渗C速度、表面硬度和耐磨性。也可将经锻热淬火的工件的高温回火与渗N或NC共渗相结合，在保证心部充分强化的同时，加速渗N或NC共渗过程，提高耐磨性能。众所周知，热锻变形时奥氏体将形成大量位错，锻后淬火还会使这些位错在马氏体转变时增殖，并形成胞状亚结构。这些都为C、N原子的渗入提供大量扩散通道。但和形变热处理一样，锻后停留时间越短越好，以免停留期间因再结晶使形变效果减弱乃至消失。不言而喻，锻造加热时工件必须无氧化脱碳，并采用精锻工艺，零件在化学热处理后可直接使用。如再经磨削加工，则不但渗层变薄，表层应力重新分布，性能也大受影响。252渗后锻日本伏见慎二和中西荣三郎研究了先渗C再锻热淬火的工艺。20CRMNMO钢930CC渗C，炉冷，然后高频加热至1050模锻，成型后立即于840盐浴中保温30S，随后热油淬火，180回火。测试发现，有效硬化层增厚，表面压应力加大，破断功提高。笔者认为，后来的锻压变形当然不可能影响先前的渗速，但渗C后的高频加热，锻压和淬火M相变，都会使原先渗入的C原子继续向内扩散。在MS点较高的低碳钢心部先淬硬后，表面渗C层才发生M转变，这时体积胀大却受到心部的约束，结果表层残余压应力提高。渗C完毕再模锻，必然只能薄层精锻，变形量太大，恐难保渗C层均匀一致。253锻后NC共渗吴磊等对DOCR钢加热至1200锤锻，形变50后停留30S，油淬，该试样与普通调质处理试样同在丸表层产生弹塑性变形，使表层位错密度提高，增多5702H盐浴NC共渗，结果见表1、表2_2引。表1经不同工艺预处理的40CR钢的盐浴氦碳共渗层深度和硬度TABLE1DEPTHANDHARDNESSOFCASEOF40CRSTEELPRETREATEDBYDIFFERENTPROCEDURESANDTHENBATHNITROCARBURIZED热处理2012年第27卷第6期表240CR钢经不同工艺处理后的疲劳极限TABLE2FATIGUESTRENGTHOF40CRSTEELHEATTREATEDBYDIFFERENTPRACTICES26循环加热一降温在进行热扩散渗入的化学热处理过程中反复变化温度，可使处于弹性状态的金属表面不断产生拉伸和压缩应力，发生弹性变形，从而使晶体中空位移动的激活能降低，有利于提高原子的扩散系数，促进渗入原子的扩散。这种工艺可望用于金属低温处于弹性状态化学热处理。碳钢在200OC以下处在完全弹性状态，在500左右处于半弹性状态，耐热钢和高温合金处于弹性状态的温度更高。261热循环渗N据华克潋介绍，将工件加热到510530OC，在氨分解率为5060的气氛中渗氮2H，然后降温至340360OC，再加热到510530OC渗N，如此循环数次。热循环渗N不但渗速快，而且强度和韧性都有所提高。电镜分析发现，渗层中8相数量减少，氮化物弥散度提高。前苏联一轴承厂用此法对热冲模渗N，效果极佳J。262热循环CN共渗前苏联鄱萨尔斯基ABIOMAPCKR将20CR钢工件以10RAIN速度加热至880OC进行CN共渗，经一段时间后，工件移至降温室以30MIN速度降温至相变点以下，再送加热室进行第二循环CN共渗。如此反复几次，最后从共渗温度出炉淬火。结果发现，要求层深0811MM的工件，恒温共渗需13H40MIN，而热循环共渗仅需65H。两种工艺处理的工件剥层分析结果表明，渗层C分布完全相同，但表面和心部强度均有提高。263热循环高浓度CN共渗前苏联柯斯特列娃KOCTTIEBA对18CRMNTI钢进行高C、N浓度的热循环CN共渗。与上述不同的是，高温加热时，用渗C气氛，而在降温室则通氨气。分析表明，经循环CN共渗的工件渗层含N量大大提高，在表层0203MM处N浓度为31，是常规CN共渗层的L0倍。X射线结构分析表明，含高C高N的渗层9598均为奥氏体C、N总浓度达2，剩余的C和N与FE形成细小弥散的化合物，均匀分布在奥氏体内。所以这样的表层硬度高达637HV，冲击韧度达53JCM恒温共渗仅167JCM。上述工艺已用于处理20CRMNTI、20C