预回火温度对渗氮钢的组织和耐磨性的影响-

1、预回火温度对渗氮钢的组织和耐磨性的影响无锡冶金机械厂(无锡214151李良福编译摘要研究了渗氮钢38Cr2M oAlA-G Cr15摩擦副在黄油介质中往复直线滑动时的摩擦技术特性、渗氮层的组织和在摩擦过程中组织的变化。业已指出,渗氮钢的预高温回火可作为调整表面层的组织状态和耐磨性的因素。表面渗氮层对摩擦副的磨损动力学和耐久性水平起重要作用。关键词预回火温度渗氮钢摩擦技术特性组织研究0前言渗氮是一种有效的并广泛采用的机械零件的表面处理方法,其目的是提高制作零件之结构材料的耐磨性。此过程是用氮扩散渗入表面层。中碳合金钢25Cr5M o,38CrM oAlA和其它一些钢的传统的气体渗氮主要是在大气压

2、力下,于气体介质中进行的。过程时间为1075h,视钢的牌号而定。若过程在真空中进行,则渗氮的持续时间可大大缩短。在此基础上开发了辉光放电渗氮(离子渗氮和利用低能氮等离子体的离子处理(离子注入氮。离子渗氮和离子注入氮处理的主要区别是能源,也就是在离子渗氮时是放电,而离子注入氮时是基本粒子的加速器。在采用高频加热时;采用超声波振动时;在高压下;在“沸腾”层内;在渗氮区内气体介质强烈流动(在气流中渗氮时,气体渗氮的持续时间亦可缩短。迄今,应用最广和最通用的渗氮方法仍是传统的气体渗氮,作为强化渗氮的基础是加速氮的扩散。对钢,影响气体渗氮时氮扩散速度的因素除温度-时间参数外还有预先热处理的条件。渗氮钢高

3、耐磨性的标志是它们的高硬度。但有关文献表明,符合最大耐磨性的表面层组织和相应于最大硬度的组织是有区别的。因此,从摩擦技术出发不应该总是力图在渗氮时达到钢的最大硬度。这是因为在摩擦过程中变形区材料的组织和性能发生了变化,建立了可控制磨损程度的摩擦组织。同样,摩擦时变形区的组织取决于渗氮层的原始组织。因此,在形成被渗氮合金的一定组织状态的预先热处理条件与建立它们特有的表面层组织状态的渗氮条件以及作为变形区组织状态之结果的摩擦技术特性之间存在一定的关系。求解这种关系可作为处理摩擦技术用途的材料和制作时解决工艺过程优化问题的钥匙。本文目的是研究38Cr2M oAlA钢预回火温度对渗氮层的组织和性能、摩

4、擦时变形区的组织及耐磨性的影响。1研究方法和材料38Cr2M oAlA钢试样淬火后在500、550、600和650温度下高温回火10h。然后在分解的氨气介质中于500温度下气体渗氮30h。磨损试验是用往复直线滑动摩擦试验机,在平均速度0.19m/s和正常压力500N下于塑性润滑脂黄油介质中进行的。对磨材料为淬火到HRC6062的G Cr15钢试样。试验采用强化规范进行,其特点是在纯润滑材料(黄油内先试验100h后,将摩擦副周期性地在添加2%含Al2O3颗粒之研磨膏的黄油中进行每次15h的磨损试验。按试样的质量损失和每隔5h试验的摩擦系数评价了磨损强度。在摩擦试验的前后,按倾斜摄影法对表层进行了

5、X光照相研究。该方法在于从具有平行线焦点的管阳极发出的射线束在严格固定的小角度下通过专门设计的视准装置系统照射在被研究对象的表面上。根据计量学的必要条件,可用电离法或照相法记录反射光束。该方法的主要特点是利用窄的( 10m、基本上平行的光束,从而给出在对被研究表面的倾角1°时(根据粗糙度进行摄影的可能性,并可根据被研究对象和辐射的性质获得关于10-7 10-8m层的信息。同样评价了沿渗氮层厚度的显微硬度和维氏宏观硬度。2研究结果图1表示摩擦技术试验的主要结果:38Cr2M oAlA 钢磨损强度的变化取决于渗氮层的深度。至少清晰地显示出四个区:磨合区;最低磨损区;第25卷第1期2004

6、年2月国外金属热处理G UOW AI J I NSH U RECH U LIV ol.25,NO.1Feb,2004高耐磨性区;直至划伤的高磨损区。在符合所规定的摩擦规范的曲线段上显示出两个区:最低磨损区(当试样的质量损失处于分析重量的敏感性极限上时和最高耐磨性区 。研究结果表明,预回火温度显著影响磨损过程。有工作能力区域的成层深度及其厚度与预回火温度T 回火有关。当T 回火从500提高到650时,最低磨损区增大、向其深处移动,且高耐磨性区显著增大,总体上至划伤前的工作时间显著增加。应该指出,G Cr15钢对磨材料的磨损强度的变化曲线(见图1,曲线1重现了渗氮钢38Cr2M oAlA 磨损曲线

7、的形状(见图1,曲线2。渗氮钢的机械性能特性(硬度和显微硬度也指出了预回火温度的影响。图2所示为渗氮钢38Cr2M oAlA 沿渗氮层厚度的显微硬度和宏观硬度a 以及和预回火温度T 回火的关系b 、c 。显微硬度沿渗氮层厚度的变化(按横截面磨片评价,图2a 和维氏硬度的变化图2b 表明,回火温度愈低,扩散区的硬度愈高。这些数据同样在Fe +4%Cr 模拟合金的试样上得到证实。但是,氮化物层的硬度(直接毗连自由表面的层,图2c 与预回火温度无关,其硬度较扩散层的显微硬度低见(图2a 。为了揭示耐磨性的组织因素,研究了摩擦前后渗氮层的相成分和主要组织组分的亚结构特性。在不同层厚(从-1m 到-10

8、m 的X 射线照片上进行相鉴别表明,直接毗连自由表面的层(渗氮层与预回火温度无关,主要由-Fe 2N 相和少量-Fe 4N相组成。扩散区主要是含有少量氮化物的被渗氮的铁基-固溶体。预回火温度影响渗氮层的厚度。分析无损分层摄影所获得的X 射线照片表明,当预回火温度T 回火=500时,仅在深度t =1.59m 上确定有-相的衍射线,当T 回火=550时在t =2.31m 上,当T 回火=600时在t =3.61m 上,而当T 回火=650时在t =6.20m 上确定有-相的衍射线。因此,随着预回火温度的提高,氮化物层的厚度显著增厚。此外,预回火温度将影响主要组织组分的晶格缺陷的密度。显然,渗氮钢3

9、8Cr2M oAlA -相(Fe 基固溶体之(211的物理展宽随着T 回火的提高而下降(图3a ,这从淬火钢回火时组织变化过程的观点来看是符合规律的。-相X 射线衍射线的物理展宽同样与T 回火有关(图3b 。对T 回火=500的试样,在深度18m 上,实际上不变(在毗连自由表面的层内仅呈现微弱的提高值的趋势。在T 回火=550回火后,在28m 厚度的氮化物层内有相近的值,在厚度12m 的层内提高0.6倍。在600和650回火后试样内的氮化物相的特点是在厚度为18m 的层内几乎加倍地减小。这时对所有被分析的厚度和所有试样都观察到一个总的规律性:随着预回火温度的提高,-氮化物的X 射线衍射线的物理

10、展宽显著增大 。72第1期李良福:预回火温度对渗氮钢的组织和耐磨性的影响众所周知,X 射线衍射线的物理展宽的大小是三个主要分量的函数:嵌镶块的平均尺寸,晶格的微变形和化学成分的不均匀性。在评价扩散区内氮化物颗粒尺寸所显示出的颗粒大小随着预回火温度的提高而增长的数据的基础上,可以推断,对值起主要作用的是化学成分的不均匀性,它同样对摩擦时变形区内微观和宏观扩散过程的发展,也就是耐磨性,也是最重要的因素。由所列出的原始状态下(摩擦前不同深度上渗氮层的耐磨性及其组织的数据,可得出两个主要结论:第一,预回火温度是影响38Cr2M oAlA 钢渗氮时氮扩散的重要因素;第二,渗氮层组分的组织状态显著影响钢的

11、耐磨性和钢-钢摩擦副的工作能力。摩擦时表面层内之变化的X 射线组织分析是根据图1的数据,在相应于渗氮层特征区逐渐磨损的磨损曲线的不同点上进行的。业已确定,严格确定的渗氮层的组织组分对磨损水平是极为重要的。在最低摩擦区域内,变形区主要由-Fe 2N-氮化物组成。从最低摩擦区到高耐磨性区的过渡区域,与/相体积份额比的显著增长相符合。在高耐磨性区域,摩擦时的变形区主要由被氮合金化的-固溶体、少量的合金元素的-氮化物所组成。评价不同磨损段的-固溶体衍射线和-氮化物衍射线的物理展宽(表明(图4,a ,在变形区内的总是低于原始状态下的该数值(即随着回火温度的提高,衍射线的物理展宽的增长量由于摩擦时的变形而

12、减小。因此,钢在650预回火后渗氮时所形成之渗氮层的摩擦时的变形抗力,比在500、550和600时回火后的钢上所形成的渗氮层要高。图4作为示例列出了在50h 试验后获得的数据;所有磨损曲线都遵从对主要组织组分所显示出的规律性,在晶格缺陷达到极限密度时变形层开始破坏 。3结果讨论研究回火温度之影响的结果,主要与渗氮层的结构有关。可以认为,随着回火参数(温度和保温时间的提高,固溶体内析出的参与氮化物形成过程的碳化物份额增多。因此,按有关文献作者的意见,用碳化物及氮化物形成元素合金化的钢,如果回火后这些元素被结合在碳化物中,则预期通过渗氮其硬度提高不大。而且,当钢内存在强碳化物形成元素(如钛和钒时,

13、将加剧这些元素的碳化物的形成,而例如碳化铬的形成则被抑制。铬的存在,将加强渗氮时氮化物的形成,并促使硬度的提高。可以看出,随着预回火温度的提高,渗氮层的厚度发生变化。应该指出,有关在不同温度下预回火后渗氮层对摩擦技术特性之影响的著作很少。其中主要著作表明,在氮化物和基体之间的共格键破坏程度愈大,则耐磨性愈高,而这对较高预回火温度是具有代表性的。可以假设,在渗氮过程中,氮化物是由于预回火过程中造成合成元素偏析而形成的,因此它们与基体没有共格键。在该情况谈到的是扩散区,而未注意渗氮层。所进行的试验属于最严酷的:摩擦副经受往复直线(换向的运动,而试验本身的时间相当长(在0.19m/s 的滑动速度下试

14、验300h 以上,相当于摩擦路程200000m 以上。由于在500时渗氮30h ,38Cr2M oAlA 钢的表面层具有对化学热处理规范所特有的结构:氮化物相层;由被氮合金化的-固溶体和合金元素的氮化物所组成的扩散区;基体。根据许多研究数据,氮化物层、或者说化合物层,含有大量的微气孔。一般微气孔集中在氮化物层的外部区域,形成所谓的多孔边缘。关于气孔起源之本质的问题存在着争论。现有若干种解释形成气孔之原因的假说。其中一种认为是由于基尔肯达尔(效应,其要点是在处理时铁原子向内部扩散,而晶格缺陷则相反,从内部向外部扩散,最终效果是在表面层内形成高密度的气孔。另一种假说将气孔的形成解释为残余应力作用的

15、结果。第三种假说认为,氮原子在位错、相间界面或在-相区内的晶界上结合成分子,这时产生的氮的压力导致了气孔的发展。在渗氮层硬度沿厚度变化的曲线上可定性地显现出化合物层内气孔的存在(见图2。氮化物本身作为颗粒是很硬的,而由于存在气孔,在整体上,表82国外金属热处理第25卷面层与次表层相比就较软。根据图2曲线判断,沿表面层厚度具有良好的机械性能梯度,这对表面摩擦过程原则上是有利的。所进行的研究表明,化合物的显微硬度与预回火温度无关(见图2c。但是,回火温度将影响扩散区的硬度(见图2b。这不仅由于回火温度较高时晶格的微观应力被去除,以及晶格变形较小的层经受渗氮,而且还由于钢内的所有氮化物形成元素同时也

16、是碳化物形成元素,因此,在较高温度预回火的过程中,它们在很大程度上被化合成碳化物。结果,在后续渗氮时只有不多数量的合金元素形成氮化物,从而导致较低的硬度(见图2b。初始状态下(摩擦前化合物层和扩散区的组织与预回火温度有很大关系。正如评价物理展宽所表明(见图3b,回火温度愈高,-Fe2N值愈高。沿化合物层整个厚度都遵守这一规律。因此,众多颗粒本身处于显著不同的微观应力状态下。因而有理由假设,预回火温度愈高,颗粒的硬度愈高。相反,预回火温度愈高,-相的(211愈低(见图3a,并且其内的氮化物颗粒尺寸将增长。这样,从摩擦试验前的组织特征的观点,可指出38Cr2M oAlA渗氮钢所具有的下述特点:沿渗

17、氮层厚度具有良好的性能梯度为实现表面摩擦所必要的条件;形成良好梯度的条件是渗氮层内存在多孔性;这时颗粒本身是足够硬的,并且钢的预回火温度愈高,硬度愈高;化合物层的颗粒分布在扩散层上。预回火温度愈高,则微观应力值和扩散层的硬度愈低。这时应强调指出,在磨损曲线的阶段(见图1,变形区既包括氮化物表面层也包括扩散区,而当摩擦路程增大时它们的作用便发生变化。应特别注意磨损沿渗氮层深度分布曲线上的段。它的具有代表性的特点在于,在确定试样质量损失的精度范围内,磨损实际上等于零。磨损尺寸具有随预回火温度的提高而增大之趋势的这一段磨损曲线与严格确定的相成分相对应。摩擦时的变形过程由氮化物及邻近的基体层的参与来保

18、证。若试验时间足够短(如对T回火=550、600和650的试样试验50h,而渗氮层也足够厚,则主要的变形过程在氮化物相颗粒内进行(见图4a。这时,初始状态下的氮化物强化愈甚(较大,则摩擦时(试验50h 后它们的变形程度愈小(较小。对渗氮层厚度较大的试样(较高的回火温度,底层的变形程度较小。X射线组织分析结果表明,随着试验时间的增加,基体的(211随预回火温度的提高而趋于减小(见图4b。因此,按规定的最低磨损规范,变形和破坏的过程主要集中在渗氮层内,而在基体的初始状态下强化愈小,则它在变形时愈加可塑,这时本身在很小程度上变形。综上所述,可以推测后续的最低磨损规范模型。被作为润滑材料的贮槽、从而可

19、作为润滑材料之潜在载体的气孔所围绕的强化的氮化物颗粒,在滑动时能够“滚动”,而较软的底层(扩散层保证它们易于嵌入和“滚动”。因而,表面的破坏缩小到最小。按此规范的摩擦过程可比拟为服从沙尔比定则的过程。按该定则,摩擦技术用途的材料应该由硬质颗粒和塑性基体组成。在此情况下,在较软组织组分的缓冲作用下,压力被传递到硬质组分上。目前,关于在化合物层内-和-相的数量比对在摩擦和磨损条件下工作能力之影响的数据甚少。按有关文献,对-氮化物份额较多的化合物层,可以预期其耐磨性比-氮化物份额较多的层要高。本文所获得的结果(见图1以及关于在不同摩擦路段上相成分的数据,证实了那些文献的说法。在化合物层的磨损范围内,

20、更高的/相比率将导致表面破坏水平的变化:在曲线=f(h上产生磨损强度的急剧增加。磨损曲线实际上跳跃式地过渡到后面的高台,即被称之为高磨损区的区。在这些条件下,主要是属于扩散区的层形成变形区。摩擦时主要组织组分沿变形区厚度之物理展宽的实验曲线证明,当材料经受塑性变形的能力被完全耗尽时,随着临界位错密度的聚集程度而发生磨损。在时间和层厚方面,区的宽度与钢的预回火温度有很大关系:回火温度愈高,其宽度愈宽。所进行的全部试验研究为下述推断提供了基础,即为了保证滑动摩擦时被渗氮强化钢的高耐磨性,不仅必须充分重视扩散区(如同在实际中所作的那样,而且要充分重视组织和化合物层的相成分。从摩擦技术观点,只有综合上述因素才能保证最大的效果。4结论138Cr2M oAlA钢的高温回火可作为调整渗氮层的组织状态和耐磨性的因素。2主