1、預回火溫度對滲氮鋼的組織和耐磨性的影響無錫冶金機械廠(無錫214151李良福編譯摘要研究了滲氮鋼38Cr2M oAlA-G Cr15摩擦副在黃油介質中往復直線滑動時的摩擦技術特性、滲氮層的組織和在摩擦過程中組織的變化。業已指出,滲氮鋼的預高溫回火可作為調整表面層的組織狀態和耐磨性的因素。表面滲氮層對摩擦副的磨損動力學和耐久性水平起重要作用。關鍵詞預回火溫度滲氮鋼摩擦技術特性組織研究0前言滲氮是一種有效的并廣泛采用的機械零件的表面處理方法,其目的是提高制作零件之結構材料的耐磨性。此過程是用氮擴散滲入表面層。中碳合金鋼25Cr5M o,38CrM oAlA和其它一些鋼的傳統的氣體滲氮主要是在大氣壓

2、力下,于氣體介質中進行的。過程時間為1075h,視鋼的牌號而定。若過程在真空中進行,則滲氮的持續時間可大大縮短。在此基礎上開發了輝光放電滲氮(離子滲氮和利用低能氮等離子體的離子處理(離子注入氮。離子滲氮和離子注入氮處理的主要區別是能源,也就是在離子滲氮時是放電,而離子注入氮時是基本粒子的加速器。在采用高頻加熱時;采用超聲波振動時;在高壓下;在“沸騰”層內;在滲氮區內氣體介質強烈流動(在氣流中滲氮時,氣體滲氮的持續時間亦可縮短。迄今,應用最廣和最通用的滲氮方法仍是傳統的氣體滲氮,作為強化滲氮的基礎是加速氮的擴散。對鋼,影響氣體滲氮時氮擴散速度的因素除溫度-時間參數外還有預先熱處理的條件。滲氮鋼高

3、耐磨性的標志是它們的高硬度。但有關文獻表明,符合最大耐磨性的表面層組織和相應于最大硬度的組織是有區別的。因此,從摩擦技術出發不應該總是力圖在滲氮時達到鋼的最大硬度。這是因為在摩擦過程中變形區材料的組織和性能發生了變化,建立了可控制磨損程度的摩擦組織。同樣,摩擦時變形區的組織取決于滲氮層的原始組織。因此,在形成被滲氮合金的一定組織狀態的預先熱處理條件與建立它們特有的表面層組織狀態的滲氮條件以及作為變形區組織狀態之結果的摩擦技術特性之間存在一定的關系。求解這種關系可作為處理摩擦技術用途的材料和制作時解決工藝過程優化問題的鑰匙。本文目的是研究38Cr2M oAlA鋼預回火溫度對滲氮層的組織和性能、摩

4、擦時變形區的組織及耐磨性的影響。1研究方法和材料38Cr2M oAlA鋼試樣淬火后在500、550、600和650溫度下高溫回火10h。然后在分解的氨氣介質中于500溫度下氣體滲氮30h。磨損試驗是用往復直線滑動摩擦試驗機,在平均速度0.19m/s和正常壓力500N下于塑性潤滑脂黃油介質中進行的。對磨材料為淬火到HRC6062的G Cr15鋼試樣。試驗采用強化規范進行,其特點是在純潤滑材料(黃油內先試驗100h后,將摩擦副周期性地在添加2%含Al2O3顆粒之研磨膏的黃油中進行每次15h的磨損試驗。按試樣的質量損失和每隔5h試驗的摩擦系數評價了磨損強度。在摩擦試驗的前后,按傾斜攝影法對表層進行了

5、X光照相研究。該方法在于從具有平行線焦點的管陽極發出的射線束在嚴格固定的小角度下通過專門設計的視準裝置系統照射在被研究對象的表面上。根據計量學的必要條件,可用電離法或照相法記錄反射光束。該方法的主要特點是利用窄的( 10m、基本上平行的光束,從而給出在對被研究表面的傾角1°時(根據粗糙度進行攝影的可能性,并可根據被研究對象和輻射的性質獲得關于10-7 10-8m層的信息。同樣評價了沿滲氮層厚度的顯微硬度和維氏宏觀硬度。2研究結果圖1表示摩擦技術試驗的主要結果:38Cr2M oAlA 鋼磨損強度的變化取決于滲氮層的深度。至少清晰地顯示出四個區:磨合區;最低磨損區;第25卷第1期2004

6、年2月國外金屬熱處理G UOW AI J I NSH U RECH U LIV ol.25,NO.1Feb,2004高耐磨性區;直至劃傷的高磨損區。在符合所規定的摩擦規范的曲線段上顯示出兩個區:最低磨損區(當試樣的質量損失處于分析重量的敏感性極限上時和最高耐磨性區 。研究結果表明,預回火溫度顯著影響磨損過程。有工作能力區域的成層深度及其厚度與預回火溫度T 回火有關。當T 回火從500提高到650時,最低磨損區增大、向其深處移動,且高耐磨性區顯著增大,總體上至劃傷前的工作時間顯著增加。應該指出,G Cr15鋼對磨材料的磨損強度的變化曲線(見圖1,曲線1重現了滲氮鋼38Cr2M oAlA 磨損曲線

7、的形狀(見圖1,曲線2。滲氮鋼的機械性能特性(硬度和顯微硬度也指出了預回火溫度的影響。圖2所示為滲氮鋼38Cr2M oAlA 沿滲氮層厚度的顯微硬度和宏觀硬度a 以及和預回火溫度T 回火的關系b 、c 。顯微硬度沿滲氮層厚度的變化(按橫截面磨片評價,圖2a 和維氏硬度的變化圖2b 表明,回火溫度愈低,擴散區的硬度愈高。這些數據同樣在Fe +4%Cr 模擬合金的試樣上得到證實。但是,氮化物層的硬度(直接毗連自由表面的層,圖2c 與預回火溫度無關,其硬度較擴散層的顯微硬度低見(圖2a 。為了揭示耐磨性的組織因素,研究了摩擦前后滲氮層的相成分和主要組織組分的亞結構特性。在不同層厚(從-1m 到-10

8、m 的X 射線照片上進行相鑒別表明,直接毗連自由表面的層(滲氮層與預回火溫度無關,主要由-Fe 2N 相和少量-Fe 4N相組成。擴散區主要是含有少量氮化物的被滲氮的鐵基-固溶體。預回火溫度影響滲氮層的厚度。分析無損分層攝影所獲得的X 射線照片表明,當預回火溫度T 回火=500時,僅在深度t =1.59m 上確定有-相的衍射線,當T 回火=550時在t =2.31m 上,當T 回火=600時在t =3.61m 上,而當T 回火=650時在t =6.20m 上確定有-相的衍射線。因此,隨著預回火溫度的提高,氮化物層的厚度顯著增厚。此外,預回火溫度將影響主要組織組分的晶格缺陷的密度。顯然,滲氮鋼3

9、8Cr2M oAlA -相(Fe 基固溶體之(211的物理展寬隨著T 回火的提高而下降(圖3a ,這從淬火鋼回火時組織變化過程的觀點來看是符合規律的。-相X 射線衍射線的物理展寬同樣與T 回火有關(圖3b 。對T 回火=500的試樣,在深度18m 上,實際上不變(在毗連自由表面的層內僅呈現微弱的提高值的趨勢。在T 回火=550回火后,在28m 厚度的氮化物層內有相近的值,在厚度12m 的層內提高0.6倍。在600和650回火后試樣內的氮化物相的特點是在厚度為18m 的層內幾乎加倍地減小。這時對所有被分析的厚度和所有試樣都觀察到一個總的規律性:隨著預回火溫度的提高,-氮化物的X 射線衍射線的物理

10、展寬顯著增大 。72第1期李良福:預回火溫度對滲氮鋼的組織和耐磨性的影響眾所周知,X 射線衍射線的物理展寬的大小是三個主要分量的函數:嵌鑲塊的平均尺寸,晶格的微變形和化學成分的不均勻性。在評價擴散區內氮化物顆粒尺寸所顯示出的顆粒大小隨著預回火溫度的提高而增長的數據的基礎上,可以推斷,對值起主要作用的是化學成分的不均勻性,它同樣對摩擦時變形區內微觀和宏觀擴散過程的發展,也就是耐磨性,也是最重要的因素。由所列出的原始狀態下(摩擦前不同深度上滲氮層的耐磨性及其組織的數據,可得出兩個主要結論:第一,預回火溫度是影響38Cr2M oAlA 鋼滲氮時氮擴散的重要因素;第二,滲氮層組分的組織狀態顯著影響鋼的

11、耐磨性和鋼-鋼摩擦副的工作能力。摩擦時表面層內之變化的X 射線組織分析是根據圖1的數據,在相應于滲氮層特征區逐漸磨損的磨損曲線的不同點上進行的。業已確定,嚴格確定的滲氮層的組織組分對磨損水平是極為重要的。在最低摩擦區域內,變形區主要由-Fe 2N-氮化物組成。從最低摩擦區到高耐磨性區的過渡區域,與/相體積份額比的顯著增長相符合。在高耐磨性區域,摩擦時的變形區主要由被氮合金化的-固溶體、少量的合金元素的-氮化物所組成。評價不同磨損段的-固溶體衍射線和-氮化物衍射線的物理展寬(表明(圖4,a ,在變形區內的總是低于原始狀態下的該數值(即隨著回火溫度的提高,衍射線的物理展寬的增長量由于摩擦時的變形而

12、減小。因此,鋼在650預回火后滲氮時所形成之滲氮層的摩擦時的變形抗力,比在500、550和600時回火后的鋼上所形成的滲氮層要高。圖4作為示例列出了在50h 試驗后獲得的數據;所有磨損曲線都遵從對主要組織組分所顯示出的規律性,在晶格缺陷達到極限密度時變形層開始破壞 。3結果討論研究回火溫度之影響的結果,主要與滲氮層的結構有關。可以認為,隨著回火參數(溫度和保溫時間的提高,固溶體內析出的參與氮化物形成過程的碳化物份額增多。因此,按有關文獻作者的意見,用碳化物及氮化物形成元素合金化的鋼,如果回火后這些元素被結合在碳化物中,則預期通過滲氮其硬度提高不大。而且,當鋼內存在強碳化物形成元素(如鈦和釩時,

13、將加劇這些元素的碳化物的形成,而例如碳化鉻的形成則被抑制。鉻的存在,將加強滲氮時氮化物的形成,并促使硬度的提高。可以看出,隨著預回火溫度的提高,滲氮層的厚度發生變化。應該指出,有關在不同溫度下預回火后滲氮層對摩擦技術特性之影響的著作很少。其中主要著作表明,在氮化物和基體之間的共格鍵破壞程度愈大,則耐磨性愈高,而這對較高預回火溫度是具有代表性的。可以假設,在滲氮過程中,氮化物是由于預回火過程中造成合成元素偏析而形成的,因此它們與基體沒有共格鍵。在該情況談到的是擴散區,而未注意滲氮層。所進行的試驗屬于最嚴酷的:摩擦副經受往復直線(換向的運動,而試驗本身的時間相當長(在0.19m/s 的滑動速度下試

14、驗300h 以上,相當于摩擦路程200000m 以上。由于在500時滲氮30h ,38Cr2M oAlA 鋼的表面層具有對化學熱處理規范所特有的結構:氮化物相層;由被氮合金化的-固溶體和合金元素的氮化物所組成的擴散區;基體。根據許多研究數據,氮化物層、或者說化合物層,含有大量的微氣孔。一般微氣孔集中在氮化物層的外部區域,形成所謂的多孔邊緣。關于氣孔起源之本質的問題存在著爭論。現有若干種解釋形成氣孔之原因的假說。其中一種認為是由于基爾肯達爾(效應,其要點是在處理時鐵原子向內部擴散,而晶格缺陷則相反,從內部向外部擴散,最終效果是在表面層內形成高密度的氣孔。另一種假說將氣孔的形成解釋為殘余應力作用的

15、結果。第三種假說認為,氮原子在位錯、相間界面或在-相區內的晶界上結合成分子,這時產生的氮的壓力導致了氣孔的發展。在滲氮層硬度沿厚度變化的曲線上可定性地顯現出化合物層內氣孔的存在(見圖2。氮化物本身作為顆粒是很硬的,而由于存在氣孔,在整體上,表82國外金屬熱處理第25卷面層與次表層相比就較軟。根據圖2曲線判斷,沿表面層厚度具有良好的機械性能梯度,這對表面摩擦過程原則上是有利的。所進行的研究表明,化合物的顯微硬度與預回火溫度無關(見圖2c。但是,回火溫度將影響擴散區的硬度(見圖2b。這不僅由于回火溫度較高時晶格的微觀應力被去除,以及晶格變形較小的層經受滲氮,而且還由于鋼內的所有氮化物形成元素同時也

16、是碳化物形成元素,因此,在較高溫度預回火的過程中,它們在很大程度上被化合成碳化物。結果,在后續滲氮時只有不多數量的合金元素形成氮化物,從而導致較低的硬度(見圖2b。初始狀態下(摩擦前化合物層和擴散區的組織與預回火溫度有很大關系。正如評價物理展寬所表明(見圖3b,回火溫度愈高,-Fe2N值愈高。沿化合物層整個厚度都遵守這一規律。因此,眾多顆粒本身處于顯著不同的微觀應力狀態下。因而有理由假設,預回火溫度愈高,顆粒的硬度愈高。相反,預回火溫度愈高,-相的(211愈低(見圖3a,并且其內的氮化物顆粒尺寸將增長。這樣,從摩擦試驗前的組織特征的觀點,可指出38Cr2M oAlA滲氮鋼所具有的下述特點:沿滲

17、氮層厚度具有良好的性能梯度為實現表面摩擦所必要的條件;形成良好梯度的條件是滲氮層內存在多孔性;這時顆粒本身是足夠硬的,并且鋼的預回火溫度愈高,硬度愈高;化合物層的顆粒分布在擴散層上。預回火溫度愈高,則微觀應力值和擴散層的硬度愈低。這時應強調指出,在磨損曲線的階段(見圖1,變形區既包括氮化物表面層也包括擴散區,而當摩擦路程增大時它們的作用便發生變化。應特別注意磨損沿滲氮層深度分布曲線上的段。它的具有代表性的特點在于,在確定試樣質量損失的精度范圍內,磨損實際上等于零。磨損尺寸具有隨預回火溫度的提高而增大之趨勢的這一段磨損曲線與嚴格確定的相成分相對應。摩擦時的變形過程由氮化物及鄰近的基體層的參與來保

18、證。若試驗時間足夠短(如對T回火=550、600和650的試樣試驗50h,而滲氮層也足夠厚,則主要的變形過程在氮化物相顆粒內進行(見圖4a。這時,初始狀態下的氮化物強化愈甚(較大,則摩擦時(試驗50h 后它們的變形程度愈小(較小。對滲氮層厚度較大的試樣(較高的回火溫度,底層的變形程度較小。X射線組織分析結果表明,隨著試驗時間的增加,基體的(211隨預回火溫度的提高而趨于減小(見圖4b。因此,按規定的最低磨損規范,變形和破壞的過程主要集中在滲氮層內,而在基體的初始狀態下強化愈小,則它在變形時愈加可塑,這時本身在很小程度上變形。綜上所述,可以推測后續的最低磨損規范模型。被作為潤滑材料的貯槽、從而可

19、作為潤滑材料之潛在載體的氣孔所圍繞的強化的氮化物顆粒,在滑動時能夠“滾動”,而較軟的底層(擴散層保證它們易于嵌入和“滾動”。因而,表面的破壞縮小到最小。按此規范的摩擦過程可比擬為服從沙爾比定則的過程。按該定則,摩擦技術用途的材料應該由硬質顆粒和塑性基體組成。在此情況下,在較軟組織組分的緩沖作用下,壓力被傳遞到硬質組分上。目前,關于在化合物層內-和-相的數量比對在摩擦和磨損條件下工作能力之影響的數據甚少。按有關文獻,對-氮化物份額較多的化合物層,可以預期其耐磨性比-氮化物份額較多的層要高。本文所獲得的結果(見圖1以及關于在不同摩擦路段上相成分的數據,證實了那些文獻的說法。在化合物層的磨損范圍內,

20、更高的/相比率將導致表面破壞水平的變化:在曲線=f(h上產生磨損強度的急劇增加。磨損曲線實際上跳躍式地過渡到后面的高臺,即被稱之為高磨損區的區。在這些條件下,主要是屬于擴散區的層形成變形區。摩擦時主要組織組分沿變形區厚度之物理展寬的實驗曲線證明,當材料經受塑性變形的能力被完全耗盡時,隨著臨界位錯密度的聚集程度而發生磨損。在時間和層厚方面,區的寬度與鋼的預回火溫度有很大關系:回火溫度愈高,其寬度愈寬。所進行的全部試驗研究為下述推斷提供了基礎,即為了保證滑動摩擦時被滲氮強化鋼的高耐磨性,不僅必須充分重視擴散區(如同在實際中所作的那樣,而且要充分重視組織和化合物層的相成分。從摩擦技術觀點,只有綜合上述因素才能保證最大的效果。4結論138Cr2M oAlA鋼的高溫回火可作為調整滲氮層的組織狀態和耐磨性的因素。2主