35CrMo钢氮化淬火复合工艺的研究毕业论文.doc

第1章 绪 论1.1 课题背景随着近代工业的高速发展，加工制造业有了更高的要求，其中对表面强度和寿命要求也十分高。在这方面，现实应用中有很多处理方法：各种热处理方法及激光强化、电沉积镀层、电火花表面强化、气相沉积等表面强化新技术。其中氮化法以硬化质量高、氮化效率高而得到了广发的使用，并不断进步，使制造业使用的工具寿命大大提高。众多氮化法中离子氮化法在工业化进程中最为普及。离子渗氮法是由德国人B.Berghaus于1932年发明的1。该法是在0.110Torr的含氮气氛中，以炉体为阳极，被处理工件为阴极，在阴阳极间加上数百伏的直流电压，由于辉光放电现象便会产生像霓虹灯一样的紫色柔光覆盖在被处理工件的表面。此时，已离化了的气体成分被电场加速，撞击被处理工件表面而使其加热。同时依靠溅射及离子化作用等进行氮化处理。尽管离子渗氮技术的研究早在上世纪三十年代就开始了，但直至1967年，这一技术才达到工业实用阶段。六十年代末期，我国开始了离子渗氮工艺和设备的研究，进而由试制到生产应用并创新发展2。35CrMo合金结构钢,有很高的静力强度、冲击韧性及较高的疲劳极限，淬透性较40Cr高，高温下有高的蠕变强度与持久强度，长期工作温度可达 500；冷变形时塑性中等，焊接性差。用作在高负荷下工作的重要结构件，如车辆和发动机的传动件；汽轮发电机的转子、主轴、重载荷的传动轴，大断面零件。调质是传统的热处理工艺，广泛应用于中碳钢和合金钢的热处理工艺，调质后得到的索氏体组织，可以在很大程度上提高钢的硬度及耐磨性，另外还可以同时保证良好的冲击韧性及较高的抗疲劳强度，是目前最主要的热处理手段。但是其达到的硬度值一般都是有限的，在要求较高的环境中，仍然不能够满足其使用要求，为了弥补这一缺点，还需要进行后续处理来提高硬度、耐磨性，在众多的处理手段中，氮化方法应用最广，其中以离子氮化表面强化最为突出。随着现代工业的飞速发展，现在对于零件的性能有了更高的要求。仅靠常规的热处理或是单一的渗氮渗碳等表面处理技术已经不能满足工件的性能要求3。 为了进一步提高零件性能，近年来热国内外热处理工作者在复合热处理方面进行了深入研究，旨在提高金属材料硬度、耐磨性、疲劳强度和红硬性。随着渗氮技术的成熟，如气体渗氮、液体渗氮、离子渗氮等。渗氮淬火复合工艺近年来被提出并广泛地用于以中碳合金结构钢制造加工的各种零件和工模具的强化4。渗氮淬火即工件经渗氮或氮碳共渗后加热到+-Fe4N共析温度以上然后淬冷，使表面形成厚层含氮马氏体的复合化学热处理工艺。经此工艺处理的工件畸变小于渗碳件,而硬化层比常规渗氮处理的厚,能使钢件获得比普通淬火更高的硬度、耐磨性、疲劳强度和红硬性,适合于各种材料,因此具有广阔的应用前景5。1.2 离子氮化理论离子渗氮向工件渗入的氮元素，主要被电场加速的正离子碰撞含氮气体的分子或原子而形成的离子，并在工件附近富集形成的活性很强的氮原子6，氨气离子渗氮还包含像一般气体渗氮那样由氨气热分解而产生的活性氮原子。通过国内外学者大量的实验研究，对于低压稀薄渗氮介质在电场作用下的电离方式，高能电子、高能离子、高能中性原子之间的相互碰撞及其在钢件表面发生的吸附和溶解等界面反应、活性氮原子产生及内扩散等离子渗氮反应机理的认识日臻完善。 1965年德国JKolbel基于对离子渗氮所收集到的急冷溅射产物氮含量分析结果的推断，提出离子渗氮阴极溅射模型7。离子渗氮时，渗氮层是通过反应阴极溅射而形成的。真空炉内稀薄气体在阴极、阳极问直流高压下形成等离子体，阴极电压降的加速作用使得高能的N+、H+和NHj+等正离子轰击工件表面，轰击的能量可加热阴极工件、使工件产生二次电子发射，同时产生阴极溅射，打出C、N、O、Fe等原子产生阴极溅射。溅射出的Fe在等离子区与活性氮原子结合成FeN，再经过背散射沉积在工件表面。随后在离子轰击和热激活作用下，FeN发生分解，按照FeNFe2NFe3NFe4N分解析出的氮原子大部分向工件内部渗入，一部分返回到等离子区，重新与溅射出的铁原子结合8。1.2.1 离子氮化技术的应用离子氮化作为强化金属表面的一种化学热处理方法，广泛适用于铸铁、碳钢、合金钢、不锈钢及钛合金等。零件经离子渗氮处理后，可显著提高材料表面的硬度，使其具有高的耐磨性、疲劳强度，抗蚀能力及抗烧伤性等。氮化在机械工业、石油工业、国防工业等领域应用十分广泛，与渗碳、中温碳氮共渗相比，具有许多优点。渗氮改变了表面的化学成分和组织状态，因而也改变了金属材料在静载荷和交变应力下的强度性能、磨擦性、成形性及腐蚀性。渗氮的目的是提高金属零件的表面硬度、耐磨性、疲劳强度和抗腐蚀能力9。因此，普遍应用于各种精密的齿轮、高精密机床主轴和丝杠、镗杆等重载工件，在交变负荷下工作要求高疲劳强度的柴油机曲轴、内燃机曲轴、汽缸套、套环、螺杆等，要求变形小并具有一定抗热耐热能力的气阀（气门）、凸轮、成型模具和部分量具等10。 在离子渗氮的基础上，发展了离子氮碳共渗、离子氧氮碳共渗及离子硫氮碳共渗等新工艺。离子氮化作为七十年代兴起的一种新型渗氮方法，与气体渗氮相比具有渗氮速度快、渗氮层组织易于控制、脆性小、无环境污染、节约电能，气源、变形小等优点11。1.2.2 离子氮化特点1.离子氮化的优点：（1）渗氮速度快，生产周期短。浅层渗氮时的速度比气体渗氮速度快24倍；（2）离子渗氮层的组织和结构具有可控性。离子渗氮时，可以通过改变溅射速率和真空炉内的气体成分来控制渗氮层的结构和表面的相成分，是指获得纯扩散层、单一的相或相，保持硬、韧性。离子渗氮过程中有时也会出现+的混合相，但一般不超过8m12；（3）离子渗氮的变形量小，表面光洁，易于实现局部渗氮； （4）无公害，节约能源和气源，改善了工人工作环境劳动条件； （5）离子渗氮设备较复杂，操作要求严格，有些技术问题进一步研究解决。 除上述优点之外，离子渗氮还具有渗层性能（耐磨性、耐蚀性等）优于气体渗氮，设备维护费用低，使用寿命长，工作劳动强度小的特点。2.离子氮化存在的问题：（1）离子渗氮设备相对比较复杂，一次性的设备投资通常比气体渗氮高；（2）先进的工艺装备对劳动者的素质要求较高；（3）准确测定零件温度较困难；（4）离子渗氮的温度场是不均匀的温度场，要使所装各工件温度均匀一致较困难，需积累一定的经验；（5）渗氮层一般都比较薄，大约只有0.20.4mm，因此这就大大限制了其应用，这使得工件的表面的耐磨寿命大大降低，如何得到厚而致密的硬化层是目前存在的的主要问题。1.3 钢的常规热处理淬火工艺最早的史料记载见于汉书.王褒传中的“清水焠其峰”。 1863年，英国金相学家和地质学家展示了钢铁在显微镜下的六种不同的金相组织，证明了钢在加热和冷却时，内部会发生组织改变，钢中高温时的相在急冷时转变为一种较硬的相。法国人奥斯蒙德确立的铁的同素异构理论，以及英国人奥斯汀最早制定的铁碳相图，为现代热处理工艺初步奠定了理论基础12。钢的淬火就是将钢加热到临界温度（AC1或AC3）以上，保温一定的时间使之奥氏体化后，以大于临界冷却速度的冷速进行冷却的一种工艺过程。通常也将铝合金、铜合金、钛合金、钢化玻璃等材料的固溶处理或带有快速冷却过程的热处理工艺称为淬火。淬火能使钢强化的根本原因是相变，其组织在多数情况下主要为马氏体，有时也有主要为贝氏体或马氏体与贝氏体的混合物；此外还有少量的残余奥氏体和未溶的第二相。常用的淬冷介质有盐水、水、矿物油、空气等。根据冷却方法，淬火工艺分为单液淬火、双介质淬火、马氏体分级淬火和贝氏体等温淬火4类。一般来说，淬火后还必须有回火与之相配合，以达到下列目的：（1） 提高硬度和耐磨性，如刃具、量具、模具等；（2） 提高强韧性，如各种机器零件；（3） 提高硬磁性，如用高碳钢和磁钢制的永久磁铁；（4） 提高弹性，如各种弹簧；（5） 提高耐蚀性和耐热性，如不锈钢和耐热钢。可见，淬火是使钢强化和获得某些特殊使用性能的主要方法。1.3.1 淬火的应用钢淬火工艺最早的应用见于河北易县燕下都遗址出土的战国时代的钢制兵器。淬火的目的是使过冷奥氏体进行马氏体或贝氏体转变，得到马氏体或贝氏体组织，可以提高金属工件的硬度及耐磨性，因而广泛用于各种工、模、量具及要求表面耐磨的零件（如齿轮、轧辊、渗碳零件等）。通过淬火与不同温度的回火配合，可以大幅度提高金属的强度、韧性及疲劳强度，并可获得这些性能之间的配合（综合机械性能）以满足不同的使用要求11-13。另外淬火还可使一些特殊性能的钢获得一定的物理化学性能，如淬火使永磁钢增强其铁磁性、不锈钢提高其耐蚀性等。在现代生产工艺中，淬火的应用最为广泛，是传统热处理不可或缺的工艺手段。1.3.2 淬火工艺的发展现状 目前我国的淬火工艺还相对落后，国外的热处理厂家非常重视热处理过程中的冷却。根据产品的技术和工艺要求，可进行慢速冷却、油淬冷却、一次性气淬冷却等，正在推广应用高压气冷淬火。如快速气氛循环冷却：采用向冷却室喷射高压气体，由计算机控制流速和流量的变化，以达到在特定时间内冷却速度，从而实现热处理过程中所要求的冷却曲线，确保零件的热处理质量。以前采用气淬方式冷却的淬火气体有氮气、氦气等，现在用空气强烈喷射，使工件在极快速度下冷却，淬火后表面仅有极薄的氧化色膜，呈灰白色，零件色彩依然美观，而节约大量氮气和惰性气体，使热处理成本进一步下降。此外还有真空低压渗碳与高压气淬相结合：是当今一种先进的渗碳淬火工艺，它具有渗碳速度快、碳化物组织优良、淬火开裂和变形小、节约能源和渗碳剂原料、渗碳零件表面质量好、并有利于环保等特点14。目前，欧洲的热处理设备已大部分采用燃气辐射管，使用天然气加热。燃气加热技术和装备在欧洲已十分成熟，天然气烧嘴已有标准系列，由专业烧嘴厂制造供应，并将燃气辐射管的内管由不锈钢换成陶瓷，延长使用寿命并提高功率15。天然气加热提高能源利用率，降低生产成本。 1.3.3 淬火缺陷淬火时易产生的缺陷有很多16，主要有以下几点：（1）变形和开裂。淬火内应力是造成变形和开裂的根本原因。当内应力超过材料的屈服强度时便引起工件变形，当内应力超过材料的断裂强度时便造成工件开裂；（2）硬度不足。产生硬度不足的原因有：淬火冷速不足、淬火加热温度过低或保温时间过短、操作不当、表面脱碳；（3）软点。产生软点的原因有：工件原始的组织部均匀、工件表面局部脱碳或工件渗碳后其表面碳浓度不均、淬火介质的冷却能力不足；（4）氧化与脱碳。产生氧化与脱碳的原因有：工艺不合理、操作不当、设备原因等；第2章 实验材料、设备及实验方法2.1 试验材料及试件尺寸本实验材料为35CrMo钢。试件规格为：25mm10mm ，数量为7组。2.2 实验总过程及分组方案35CrMo钢的热处理工艺及性能分析工艺流程如下： 原材料试样分割预先热处理（850油淬，600回火）硬度测试离子氮化硬度层检验与金相观察淬火+回火处理硬度层检验与金相观察。本实验试件共分七组，七组实验具体工艺见表2-1。实验编号工艺参数1组调质2组调质+氮化（540，7h）；3组调质+氮化（560，7h）；4组调质+氮化（580，7h）；5组调质+氮化（560，7h）+850淬火+560回火；6组调质+氮化（560，7h）+850淬火+580回火；7组调质+氮化（560，7h）+850淬火+600回火。表2-1实验工艺参数2.3 离子氮化的工艺过程离子氮化的工艺过程主要包括渗氮前的预先热处理、工件清洗、装炉、打弧升温、保温、冷却降温及出炉等几个过程。2.3.1 预热处理由于渗氮是在 500580温度范围内进行，变形较小，因此渗氮处理在工件加工过程中，大多数是最后一道工序。只有少量精度要求很高的零件，在渗氮后还须精磨或研磨 (留磨量一般不大于 0.lmm)。为了保证零件的心部具有良好的综合机械性能，得到要求的组织，消除加工应力，减小氮化过程中的变形以及获得尽量好的氮化层性能，在渗氮前必须进行适当的预备热处理，即调质处理，以获得均匀回火索氏体组织11。氮化件调质处理工艺对氮化层质量有很大影响，调质处理时，淬火保温时间及淬火温度必须恰当，温度过低，调质后有游离铁素体存在，温度过高，则淬火后晶粒粗大，氮化物优先沿晶界伸展，氮化后氮化层的脆性增大。所以，调质处理时淬火温度一般都采用上限温度，这样可使合金元素均匀化，并得到高的淬火硬度。同时回火温度的高低可决定基体中碳化物的弥散度。应适当选择回火温度，以调整碳化物的弥散度，使其既能使渗层和心部有较好的性能，又可得到一定的渗速.调质后，组织中 (起码渗层以内)不得有块状铁素体，以免氮化后渗层脱落，产生严重脆性、变形等缺陷。心部游离铁素体不允许大于5%，以保证心部强度。零件调质时要注意氧化和脱碳，经调质处理后不得有脱碳层15。综上所述，采用淬火860,油冷;回火600,油冷。2.3.2 零件清洗离子渗氮对工件的清洗要求比气体渗氮更加严格，既要清洗掉工件表面的油污、锈斑、和画线遗留的紫色涂料，又要清除掉工件面上残存的油类等易挥发物，否则，随工件温度的升高，在挥发物蒸汽逸出处，将引起持续不断的电弧。集中不断的电弧将给操作人员的操作带来困难，并将延长升温过程，进而延长整个工艺周期，在挥发物蒸汽逸出处如果产生强烈的电弧还可能导致该部位局部烧熔。因此，清洗的目的是为了尽量减少打弧，避免打大弧，避免因强烈的弧光放电而损伤工件，使渗氮过程得以顺利进行。为除去本实验材料表面的铁锈首先在砂纸上将工件表面磨成光亮，然后用酒精清洗。清洗后的工件均须等工件表面蒸发干燥后方可装炉，清洗过程中还应一并除去工件上的锈斑、飞边毛刺，尽量避免将棉纱粘在工件上。对不锈钢不必像气体渗氮那样将钝化膜除掉，在渗氮开始时阴极溅射作用下，可打去该钝化膜，因此节省了大量的人力、物力和财力。2.3.3 装炉、工件的局部防护气体渗氮的局部防护常常仅限于非渗氮部位的防渗，而离子渗氮的局部防护概念则大为扩展，以下几种情况下均需考虑局部的防护问题。（1）工件上容易产生辉光集中而又可以将不渗氮的部位需要屏蔽。如工件上的小孔和窄缝沟槽；（2）不要求渗氮的部位或渗氮后还需要加工（磨削除外）而要求较软的部位；（3）为了减少变形，把渗氮局限在必需渗氮的部位；（4）工件上易形成应力集中的部位渗氮时应进行防护；（5）因不锈钢渗氮后耐蚀性大幅下降。因此，不锈钢工件上要求耐蚀性而不要求提高耐磨性的部位需要防护。局部防渗一般采用机械屏蔽方法，在不需要渗氮的地方插入、旋入、套上或盖上形状和尺寸合适的钢件，也可以利用工件不需要渗氮的表面相互接触屏蔽。屏蔽物和被屏蔽物处并不要求紧密配合，但应保证屏蔽边缘缝隙不大于0.5mm（此距离内放电辉光不能进入缝隙）。屏蔽物与工件处于同一电位，因此，屏蔽物也会起辉。屏蔽物可用普通碳钢制作，并可反复使用。2.3.4 合理装炉与气体渗氮炉不同，离子渗氮炉中的温度场是一个相对不均匀的温度场，但这并不意味着离子渗氮炉中工件的温度就一定不均匀。这里面牵涉到一个如何装炉的问题。不同的炉型，不同的零件结构，不同的装炉量，装炉方式均不相同，有时为了保证温度的均匀，还需设辅助阴极或辅助阳极。总之，合理的装炉方式需要根据生产实践和经验的积累来确定。装炉量一般根据炉子功率和渗氮零件（包括工夹具）起辉表面积确定。单位面积加热功率在0.53W/cm2范围内，取决于加热温度、零件结构、炉子结构和装炉量等因素。对于同样的零件，装炉量越大，达到同一渗氮温度所需的功率密度越小。因此，从提高生产率和节能的角度出发，在炉子功率、容积和操作允许的条件下，增大装炉量是合理的。此外热损失越小的炉子，功率密度越小。在生产实践中，往往还需随炉放置一定数量的试样。如果试样的温度与工件不一致，试样的渗层不能代表工件的渗层，那么，试样的放置是毫无意义的。离子渗氮对试样及其安放位置均有较高要求，试样的形状尺寸最好和工件相似，或者表面积或重量和工件相似，且试样的安放位置应尽可能反映整炉渗氮零件的处理状态。这些要求在生产实际中往往很难做到。因此，对于大批量小件的渗氮，可考虑直接检验实物，对大件和小批量零件则需根据实践经验合理制作和安放试样。2.3.5 抽真空和打弧零件装炉完毕后即可罩上炉罩，开启真空泵抽真空，待真空度抽至50Pa以上后，即可通电起辉。零件起辉后有一打散弧清理阶段。根据零件清洗的干净程度和零件装炉量的多少，打弧时间由几分钟至几小时不等。打弧阶段的气压、电压、电流等参数的正确调节极为重要。调节得好可以减少打弧时间。调节的方法主要是选用合适的电流密度。电流密度过大，打弧现象严重，甚至由于打弧使工件表面辉光熄灭。电流密度过小，则辉光清洁工件表面的作用缓慢，使打弧时间延长。采用低气压、高电压可以加强阴极溅射，缩短打弧时间。操作者应能正确地判断各种不同的打弧情况，这对维持正常生产是非常必要的。当打弧点没有固定位置，在工件表面上不断变换位置时，打弧将逐次减少直至停止打弧，电流电压随之升高，这种现象是打弧阶段的正常情况，打弧是由于刚起辉时零件表面的非导电物引起的，这种打弧有进一步清洁工件表面的作用。孔、沟槽中机油挥发引起的打弧，其特点是：当零件升温至200400时，弧点集中在出油孔洞、沟槽四周，打弧断续相间，这种打弧，不需要停炉。可以适当减少电压、气压，使打弧电流减小，油挥发干净之后，打弧自然停止。小缝或小孔引起的打弧，一般是集中在小缝或小孔处，连续打弧不间断。当减少氨气流量，降低气压，辉光厚度加厚时打弧停止。当气压超过某一定值后又引起严重打弧，遇到这种情况，首先要判断使小缝或小孔不断打弧的最高气压所决定的最大电流能否维持工件升温、保温的需要。若能维持、则渗氮处理还能勉强继续进行，若维持不打弧的电流太小，不能升温，就必须看清打弧源的位置，停泵吊起炉罩，消除引起打弧的根源，再重新抽真空升温。升温速度主要取决于零件表面的电流密度、零件体积与产生辉光的表面积之比以及零件的散热条件等。电流密度越大，升温速度越快。但升温速度不宜过快，以免工件温度不均匀。形状简单的零件升温可以快些。影响电流密度的主要因素是电压、气压和工件温度。当温度不变时，气压加大，电流密度也增加。气压太低时，辉光厚而散。往往电压加到最高，电流密度也不足以升高，这时一定要提高气压，使辉光减薄，电流密度即随之增加。电流密度还与工件温度有关，当气压、电压都不变时，温度升高气体密度减小，电流密度就减小。所以在升温过程中欲保持电流密度不变，就需要随着温度升高不断增加氨气流量或减少抽气率，或是加高电压。2.3.6 保温保温阶段的电流密度应比升温阶段小。实际需要多大电流密度才合适，需要有一个调整过程。调整的目的是使工件的温度保持不变。当工件温度在保温阶段还继续上升时，说明保温电流密度太大，需要继续减少，当工件温度在保温阶段内，温度开始下降，说明保温电流密度太小，应适当加大电流密度。调节电流密度的方法，可调电压或气压。当工件温度调节到渗氮温度，且已稳定时，不要经常调整电压和气压。正常保温阶段是很少打弧的，各项参数也不需要经常进行调整。实验确定35CrMo钢离子氮化的工艺为：离子渗氮温度为540、560、580，升温时间2小时，保温时间为6小时。2.3.7 冷却出炉保温结束后的冷却往往采用关闭阀门，停止抽气和供气，切断辉光电源，使零件在渗氮气氛中随炉冷却的方式，有些单位习惯于用停止供气，继续抽气使炉内保持较高的真空状态下，切断电源，让零件在真空状态下随炉冷却的方式。此法应该说不尽合理，因为在离子渗氮设备的低真空状态下反而易造成零件氧化。为了保护炉体并增加冷速，停炉后继续通冷却水，工件温度降到200以下方可出炉。对工件有特殊性能要求时，也可保温结束后油冷或通入大量惰性气体（如高纯N2）加速冷却。应当指出的是18，氮化完毕后不再继续使用氮化炉时，应使氮化炉保持真空状态，以免炉体长时间暴露于大气中，内部结构生锈或吸附气体而影响设备的真空度。但切记注意，下次使用炉子时，在打开炉罩或炉盖前，必须首先打开放气阀放气。否则，极易损坏设备。2.4 35CrMo钢氮化后的复合热处理氮化后的热处理（淬火和高温回火）是决定调质钢性能的关键热处理，是否能够得到细而均匀的组织，高而均匀的硬度及较高的耐磨性，与淬火前的组织、淬火温度、淬火时间、淬火介质及温度、回火温度及时间都有直接的关系。2.4.1 35CrMo钢的淬火工艺参数1. 35CrMo钢的淬火加热温度淬火温度应根据钢的AC3的温度确定，35CrMo的AC3为795820，依照碳素钢确定淬火温度的原则，为AC3 +3050即850左右。由此可计算出本次实验试件的淬火温度为850。2. 35CrMo钢的淬火保温时间 淬火保温时间是指工件装炉后从炉温回升到淬火温度时起算，直到出炉为止的时间。保温时间包括工件透热时间和组织转变时间。按照零件最大厚度或条件厚度来确定。影响保温时间的因素有很多，主要有：钢的成分、工件的形状与尺寸、加热介质、装炉情况、炉温等。按照合金钢的保温时间经验公式可以简单的算出保温时间，t=(1.21.5)D，D为计算厚度或者直径。由此可计算出本次实验试件的淬火保温时间约为15min。3. 35CrMo钢的淬火冷却 35CrMo钢一般采用油淬（10号、20号机油），硬度可保持在HRC3338，并可使强韧性得到良好的匹配。由此确定本次实验试件淬火采用10号机油常温冷却。2.4.2 35CrMo钢的回火工艺参数 钢的回火是将已经淬火的钢重新加热到一定温度，再用一定方法冷却称为回火。其目的是消除淬火产生的内应力，降低硬度和脆性，以取得预期的力学性能。 回火温度越高，工件硬度越低，基体组织中的碳化物弥散度愈小，渗氮时氮原子易渗入，渗氮层厚度也愈厚，但渗层硬度也愈低。因此，回火温度应根据对基体性能和渗层性能的要求综合确定。调质后理想的组织是细小均匀分布的马氏体组织，不允许存在粗大的索氏体组织，也不允许有较多的游离铁素体存在。调质引起的脱碳对渗层脆性和硬度影响很大，所以调质前的工件应留有足够的加工余量，以保证机械加工时能将脱碳层全部切除。由此确定本次实验试件采用560、580、600回火2h，油冷。2.5 试验设备2.5.1 离子氮化设备LDM2-25等离子渗氮炉实验中用到是LDM2-25等离子渗氮炉，具体包括：。（1） 设备组成 等离子渗氮炉由炉体、输电装置、真空获得系统、供电系统、供气系统、温度测量五部分组成。（2）主要参数：输出电压：0-1000V 最大电流：25A导通比：0.1-0.9 脉冲频率：20000HZ 灭弧速度：10s 极限真空：6.67Pa 有效工作空间：600800mm 最大加热面积：1.25104 cm2装炉量：0.5t 最高工作温度：650图2-1 LDM2-25等离子渗氮炉2.5.2 HXD-1000TMC/LCD显微硬度计主要技术指标： 试验力：1000、500、300、200、100、50、25、10gf试验力保持时间：560秒（12级）放大倍率：物镜：40倍、10倍；测量目镜：15倍硬度测试范围：53000HV物台调节范围：151590mm 分度值：0.01mm实验中除了使用离子氮化炉进行渗氮处理之外，还需要显微硬度计来测量GCr15轴承钢表面薄薄的氮化层硬度，以免用力过大，损伤氮化皮，使所测的硬度不真实。该实验中用到的是HXD-1000TMC/LCD显微硬度计。此设备除了测硬度之外，还可以应用于测定精密零件、金属组织及渗碳等硬化层的显微硬度，完成硬化层深度测量及曲线绘制，能够进行数据测量、统计分析、观察和拍摄金相显微组织。它包括机体、升降工作台、物镜压头转塔、自动加载机构、摄像照明系统、测微目镜系统、控制系统、图象分析系统等。2.5.3金相显微镜用于观察分析材料的金相显微组织，具有高性能无限远光学系统、完善的观察功能、先进的图像采集分析系统，可进行自动智能管理、控制操作、图像分析并生成报告。主要技术指标：光学系统： 校正多重色差，消除杂散光干扰目镜：25mm宽视场双目镜物镜：5、10、20、50、100倍平场复消色差物镜转盘：5位电动控制观察方式：明场、暗场、偏光光源：12V、100W卤素灯，自动调光载物台：127x83mm移动范围2.5.4 中温箱式电子炉本实验在淬火过程中需要应用中温箱式电阻炉。本系列电阻系周期作业式，供实验室、工矿企业、科研单位作元素分析测定和一般小型钢件淬火、退火、回火等热处理时加热用。主要技术参数：功率:7KW,功率可调,电压380V,额定温度:1000度,控温精度:5。第3章 实验结果及分析实验中的实验材料，经过机加工得到标准试件，用洛氏硬度计获得的基体硬度平均值为36HRC。3.1 硬度数据与分析用显微硬度计测得各组试件的硬度值，在测量硬化层厚度时采用100克力。为了能够得到表面渗层硬度，实验中第一个测量点选在距离表面50微米处，这样能够避免显微硬度计的探头损坏。之后各点取距离50到100微米矩形交错取点，使各点之间的不相互影响，干扰试验结果，实验采用氮化层有效厚度的标准为基体硬度上加50HV。以后各实验均用此法处理。3.1.1 各组实验硬度与分析第1组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火），用洛氏硬度计进行测量，其硬度值见表3-1。表3-1 第1组实验的试件硬度值位置123456平均硬度值（HRC）35.436.734.836.835.537.236.03第2组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（540，7h），其硬度值见表3-2。表3-2 第2组实验的试件硬度值深度（m）50150250350450550平均硬度值（HV）576.25546.23500.69408.17426.15326.50464.00第3组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（560，7h），其硬度值见表3-3。表3-3 第3组实验的试件硬度值深度（m）50150250350450550平均硬度值（HV）760.26642.34500.65479.36450.29336.12479.58第4组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（580，7h），其硬度值见表3-4。表3-4 第4组实验的试件硬度值深度（m）50150250350450550平均硬度值（HV）602.65556.38430.66427.39410.32358.59464.34第5组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（560，7h）+850淬火+560回火，其硬度值见表3-5。表3-5 第5组实验的试件硬度值深度（m）1002504005507008501000平均硬度值（HV）689.73780.27711.98736.33560.36428.55353.59628.69第6组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（560，7h）+850淬火+580回火，其硬度值见表3-6。表3-6 第6组的试件硬度值深度（m）1002504005507008501000平均硬度值（HV）702.63800.27802.22756.38625.39470.66362.57645.73第7组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（560，7h）+850淬火+600回火，其硬度值见表3-7。表3-7 第7组实验的试件硬度值深度（m）1002504005507008501000平均硬度值（HV）722.53775.68703.76640.36550.87416.27362.64623.41由表3-13-7表明，由于氮化后工件表面含氮马氏体的存在使工件表面硬度较常规热处理有明显提高，氮化后的工件再进行淬火回火处理使氮原子继续向心部扩散表面得到固溶氮的细微马氏体，使硬度进一步提高。随氮化温度升高，氮化物质点体积百分数增加，质点半径r增加，硬度升高，560时，达到强化的最佳临界半径rc。超过此温度，氧化物质点与基体共格关系降低，硬度反而有所降低19。7组实验硬度均值情况见表3-8。表3-8 7组实验的试件硬度均值实验编号1234567硬度均值（HV）356.24464.00479.58464.34628.69645.73623.41图3-1 各类实验的试件硬度均值对比 由图3-1表明：氮化淬火复合工艺处理后的试件平均硬度比单一氮化或普通热处理有显著提高。3.1.2 各组实验硬化层深度与分析1.离子氮化后的硬化层深度与分析实验采用氮化层有效厚度的标准为基体硬度上加50HV。第2组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（540，7h），基体硬度为352.34HV，其硬化层深度见图3-2。第2组实验图3-2 第2组实验显微硬度曲线由图3-2曲线显示可知硬化层深度为475.37m。第3组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（560，7h），基体硬度为355.16HV，其硬化层深度见图3-3。第3组实验图3-3 第3组实验显微硬度曲线由图3-3曲线显示可知硬化层深度为486.12m。第4组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（580，7h），基体硬度为360.05HV，其硬化层深度见图3-4。第4组实验图3-4 第4组实验显微硬度曲线由图3-4曲线显示可知硬化层深度为466.78m。图3-23-4是35CrMo钢氮化后的显微硬度曲线，通过以上曲线可以得到如下结论：（1）35CrMo钢在540580离子氮化后硬化层深度达到0.40.5mm；（2）第4组实验试件在560氮化后，硬化层深度可达到486.12m的最大值。（3）在540580范围内，随渗氮温度升高，相减少，相及Fe304增加，这是因为温度升高，氮原了扩散加强，使相氮浓度减少，容易改组成低氮浓度的相。渗氮温度升高，硬化层变厚的倾向，渗氮温度高于560时，化合物层和扩散层会减薄，这是因为高于一定温度后，相和相的退氮速度会大于形成相及相的速度，使化合物层减薄16。2.氮化淬火复合处理后的显微硬度曲线与分析第5组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（560，7h）+850淬火+560回火基体硬度为352.46HV，其硬化层深度见图3-5。第5组实验图3-5 第5组实验显微硬度曲线由图3-5曲线显示：渗氮层厚度为892.31m。第6组实验热处理工艺为：调质（850淬火+600回火）+氮化（560，7h）+850淬火+580回火基体硬度为354.82HV，其硬化层深度见图3-6。第6组实验图3-6 第6组实验显微硬度曲线由图