CN104651858A - 一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，是继提高氮碳共渗钢材料工件强化层性能之后，对其强化层表面致密性改善的热处理工艺，该工艺实现了将氮碳共渗处理和奥氏体化处理“一体化”。该工艺步骤主要包括580℃±10℃、0.5～1.5h，且实验氮化势值为0.40～0.80atm^-1/2的短时低氮势氮碳共渗及680℃±10℃的奥氏体化处理的复合工艺和180℃±10℃的等温时效处理。本发明的热处理工艺操作简便，易于实现，有效抑制了奥氏体化处理期间的脱氮行为，解决了氮碳共渗强化层因孔洞而疏松的问题，并获得了完全致密的表面强化层。通过本发明的热处理工艺处理后的钢材料工件的表面硬度、韧性、光洁度和耐磨性均获得进一步提高。

Description

一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺

技术领域

本发明涉及表面热处理技术领域，特别是指一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺；具体是指一种短时低氮势氮碳共渗后直接奥氏体化处理提高渗层致密性的复合热处理工艺。

背景技术

在钢铁表面进行渗氮/氮碳共渗处理能够提高钢件表面的硬度、耐磨性、耐腐蚀性和抗疲劳强度等综合性能。因此，在许多工业领域得到广泛应用。氮碳共渗(软氮化)根据介质的不同，分为气体软氮化、液体软氮化、离子软氮化等。

根据国标CBT18177-2008的教导，传统的钢的气体渗氮工艺通常包括常规渗氮与短时渗氮两种，常规渗氮工艺时间通常在66-210小时，氨分解率为20-60％，短时渗氮时间为2-4小时，氨分解率为35-60％(见CBT18177-2008中8.6渗氮工艺)；上述氨分解率对应的渗氮气氛氮势为13.77-1.325atm^-1/2(见CBT18177-2008附录B)；本领域中，氮碳共渗除氮化时间有所缩短之外，其工艺参数一般情况下也是按国标CBT18177-2008的规定执行。

渗氮/氮碳共渗得到的渗层通常包括表面化合物层、中间过渡层、内部扩散层，传统渗氮/氮碳共渗的常规渗氮工艺得到的渗层中，表面化合物层普遍存在孔洞、疏松的组织缺陷，致使渗层的耐磨性和脆韧性较差；针对这种现象，潘建生教授团队于1997年发表在《金属热处理》第5期上的《短时渗氮工艺的研究》提出了采用短时高氮势渗氮工艺，该工艺已收录在国标CBT18177-2008中，采用短时高氮势渗氮工艺可以获得表面致密的化合物层，有效提高渗层的耐磨性，但渗层的脆韧性仍然较差；其原因在于：短时高氮势渗氮得到的渗层中的化合物层主要为脆性相ε-Fe_2-3N，致使渗层脆韧性较差。

针对这种现象，本发明人于2011年1月25日申报的专利申请号为201110026979的发明专利，提出了采用在传统氮碳共渗处理后进行奥氏体化处理和等温时效处理，获得了脆韧性和耐磨性较高的表面强化层。通过奥氏体化和等温时效处理，将渗层的化合物层溶解，化合物层中发生以下相变：奥氏体化过程，发生ε-Fe_2-3N→γ-Fe(N)的相变，随后进行的等温时效，发生γ-Fe(N)→(α-Fe+γ′-Fe₄N)的相变，使渗层的化合物层转变为超细贝氏体层，该强化层由于细晶强化，因而具有极优的韧性，但是，发现其致密性则相对于原始的化合物层有较大的下降。

另外，申请号为201110026979的发明专利，采取氮碳共渗冷却后的试样再进行奥氏体化等后续热处理，不仅工艺繁琐，耗时较长，不利于工业应用中的批量化生产，更大的问题在于氮碳共渗后的“冷却处理”对后续奥氏体化处理和等温时效处理起着极大的负面效应，具体体现在以下两个方面：a)若是氮碳共渗后采用水淬处理(快速冷去)，则会导致[N]向表层(ε相)偏聚，将大大延长奥氏体化处理时间(使ε相完全分解的时间)，与此同时增大了氮损失的程度；b)若是氮碳共渗后采用炉冷处理(缓慢冷却)，则次表层(扩散层)α基体中的Fe₄N等析出相已全部析出并长大，则后续控制析出相的人工时效处理便失去了意义。

总之，该工艺不仅操作繁复，耗时过长，而且由于奥氏体化处理阶段出现的渗氮强化层脱氮行为导致最终试样表层出现大量孔洞和裂纹，致使一系列表面性能由于孔洞层的存在而不能得到真实的反映，更与对尺寸和表面光洁度要求较高的精密工件的氮化处理相悖，故大幅降低了该工艺的实际应用价值。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是：针对在现有技术所存在的氮碳共渗强化层表面疏松的问题，提供一种操作简单、易于实现、可以完全消除氮碳共渗强化层孔洞和裂纹、有效提高钢材料工件氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺。

为解决上述技术问题，本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，采用下述方案实现：

将钢材进行氮碳共渗后直接随炉升温，在保护气氛下进行奥氏体化处理后水淬，然后进行等温时效处理，得到贝氏体表面强化层；贝氏体表面强化层为(α-Fe+α″-Fe₁₆N₂+γ′-Fe₄N)相，(见附图12)；

所述氮碳共渗工艺参数为：氮碳共渗温度为550～585℃，共渗时间为0.5～1.5h，炉气氮化势值为0.40～0.8atm^-1/2。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，所述共渗时间为0.6～1.3h，炉气氮化势值为0.45～0.75atm^-1/2。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，所述共渗时间为0.7～1.2h，炉气氮化势值为0.55～0.7atm^-1/2。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，所述共渗时间为0.8～1.1h，炉气氮化势值为0.6～0.7atm^-1/2。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，奥氏体化处理工艺参数为：保护气氛选自氮气、氩气中的一种，奥氏体化处理温度为675～695℃，保温1.5～2.5h。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，奥氏体化处理温度为680～690℃，保温1.6～2.3h。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，奥氏体化处理温度为680-685℃，保温1.8～2.1h。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，等温时效处理工艺参数为：在盐浴或油浴炉中，温度为145～200℃，保温8-20h。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，等温时效温度为：150～190℃，保温10-20h。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，等温时效温度为：165～185℃，保温13-20h。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，钢材选自碳钢、合金钢、中的一种。

本发明一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，碳钢选自10号碳钢，合金钢选自0Mn12Ni2钢。

发明人经过长期研究分析，认为现有技术公开的氮碳共渗后进行奥氏体化处理加等温时效处理之所以存在渗层致密性相对于原始的化合物层有较大下降的原因，主要是两个方面：第一，常规渗氮工艺得到的渗层中，表面化合物层本身就普遍存在孔洞、疏松的组织缺陷；第二，奥氏体化处理过程发生脱氮行为，导致基体表面孔洞及裂纹增加；上述两个原因，导致常规渗氮工艺得到的渗层发生孔洞层叠加效应，更进一步降低其表层的综合性能；对于短时氮碳共渗工艺得到的表面致密渗层，则由于奥氏体化处理过程，发生脱氮，使基体表面产生孔洞及裂纹，从而降低试样表面强化层的致密性，大幅降低了其表层的综合性能；其机理分析如下：

由于化合物层的主相ε-Fe_2-3N是一种特殊的六角晶格结构，该结构容纳[N]的浓度存在一个较大的弹性区间(wt％:4.5％～15％)，采用常规氮碳共渗或短时氮碳共渗工艺，其氮势都很高，导致化合物层N浓度值偏高，通常达到9％以上，因此，在奥氏体化处理阶段，当ε-Fe_2-3N相溶解，转变为γ-Fe(N)时，由于γ-Fe(N)相中固溶的N浓度值通常小于2.5％，远低于ε-Fe_2-3N相中N浓度值，因此，相变的过程，基体必然会发生脱氮行为，脱氮带来的直接效果是使得基体表面孔洞及裂纹的数目增加，脱氮残留的孔洞和裂纹等缺陷直接影响了试样表面强化层的致密性，从而大幅降低了其表层的综合性能。

基于以上分析，发明人进行了大量实验，通过调整氮碳共渗过程的氮化势及氮碳共渗时间的有机匹配，实现渗层中的化合物层的氮含量适中且渗层表面致密，杜绝了后续奥氏体化处理过程中脱氮现象的发生，从而得到表面致密度极高且综合机械性能优良的渗层。

本发明采用短时法低氮势氮碳共渗替代传统氮碳共渗，能够大幅提高试样表面致密性及综合性能，缩短工艺时间，实现工艺一体化，提高生产效率。其机理及验证简述于下：

采用低氮化势短时(0.5～1.5h)氮碳共渗，确保在氮碳共渗处理过程中获得完全致密的化合物层为基础，以最大限度的降低化合物层中N的浓度，避免了在奥氏体化处理中脱氮行为的发生，并获得致密的贝氏体表面强化层。一方面克服了常规的氮碳共渗处理，无法避免的在化合物层存在孔洞和裂纹的缺陷，另一方面克服了常规氮碳共渗及高氮势短时氮碳共渗化合物层中ε-Fe_2-3N相氮含量高，以至于在奥氏体化处理阶段脱氮产生孔洞、裂纹的缺陷。

发明人通过降低实验氨分压，从而降低实验氮化势值，证实是可以降低氮碳共渗化合物层的氮含量的；同时还证实了在奥氏体化处理阶段发生脱氮现象的主导因素是化合物层表层N浓度偏高并呈现梯度变化。具体实验证实过程如下：

发明人设置4组试样，截取2组氮碳共渗水淬试样，2组随炉进行奥氏体化处理及等温时效处理，氮碳共渗温度为580℃，选取的2组氮碳共渗水淬试样的氮化势值-时间分别为4.27atm^-1/2-1h和0.68atm^-1/2-4h的两组试样，通过电子探针波谱分析仪(WDS)检测结果分别见附图7、图8，前后两组试样的截面形貌图分别见附图9、10，可以看出：前者为完全致密的化合物层，后者是含孔洞和裂纹的化合物层；附图7曲线说明的是高氮化势(K_N＝4.27atm^-1/2)氮化处理试样的渗氮层由表及里存在高氮浓度-低氮浓度的梯度变化规律，且表层氮浓度较高，达到8％以上；而附图8曲线说明低氮化势(K_N＝0.68atm^-1/2)氮化处理试样的渗氮层氮浓度分布稳定在5％～6％之间，无梯度变化。而该高氮浓度层的产生是由于氮化气氛下的氮化势值较高，使[N]渗入基体表面的速率高于[N]在基体中的扩散速率，故使表层堆积更多氮原子，渗氮层氮浓度呈现梯度现象。

另外2组随炉处理试样的氮化势值-时间分别为4.27atm^-1/2-1h和0.68atm^-1/2-4h，经680℃±10℃保温2h水淬，最后置于180℃±5℃油浴炉进行等温时效处理14小时后；前者表面脱落，后者表面完好，即前者比后者在奥氏体化阶段脱氮行为更加剧烈，因此，通过WDS分析，证实在奥氏体化处理阶段发生脱氮的主导因素是化合物层表层N浓度偏高并呈现梯度变化。而降低炉气氮化势值之所以可以起到降低化合物层氮浓度及消除氮浓度梯度变化并抑制奥氏体化的脱氮行为，其原因可能是通过降低气氛氮化势值，降低了气氛向Fe基体供给[N]的速率，使之与[N]在Fe基体中的扩散速率相当，从而避免基体中的氮失衡，消除了基体表面堆积更多[N]为后续奥氏体化处理的脱氮行为带来的隐患。

因此把短时低氮势氮碳共渗与奥氏体化处理相结合并实现一体化能有效改善最表面强化层的致密性，并最终获得完全致密的贝氏体强化层。

本发明工艺方法采用的氮化势值是0.4-0.8atm^-1/2，颠覆了传统渗氮和氮碳共渗所采用的氮化势值(K_N)必须高于相应渗氮温度下的临界氮化势值的固有观念，最大限度的降低了ε相六角晶格结构的容氮量，有效抑制了奥氏体化处理的脱氮行为。

与现有技术相比，本发明能取得以下技术效果：

(1)经本发明各种热处理工艺技术方案处理后的碳素钢和合金钢的强化层的致密性及其力学性能相对于传统氮化处理后水淬的试样再经过奥氏体化处理和等温时效处理的试样而言，得到了极大的改善，并获得了完全致密的表面强化层。其中利用该发明的热处理工艺处理的碳素钢的表面硬度值为1023HV(采用HV-1000Z型显微硬度仪测试，实验载荷为0.49N，持续时间为15s，每个数值取20个测试点平均值)，传统工艺处理的试样表面最高硬度值431HV，提高了592HV，有效消除了传统工艺中由于奥氏体化处理时的脱氮行为而造成的表层硬度薄弱区。表面的脆韧性和耐磨性也得到了很大改善和提高。该工艺能有效弥补之前的热处理工艺所存在的表面因孔洞和裂纹而疏松的问题，并能很好的适应于一些对尺寸和表面光洁度要求很高的精密仪器的复合氮化处理工作。

(2)本发明通过低氮化势短时(0.5～1.5h)氮碳共渗，试样化合物层氮浓度均衡的稳定在ε相含氮量的最下限(5％～6％)，实验证明，在奥氏体化处理中，氮原子的扩散可以弥补短时氮化处理渗氮层过薄的缺陷，本发明实验证明，经过0.5-1.5小时低氮势氮碳共渗+奥氏体化处理及等温时效处理，强化层的厚度达到30μm，相对于短时高氮势氮化处理获得的15μm以下的致密强化层而言，其在厚度上有所突破(见附图11)。

(3)采用本发明方法处理的工件，表面致密性极高，在氮化势值为0.68atm^-1/2，氮碳共渗时间0.5-1.5小时后，经奥氏体化及等温时效处理后，经扫描电镜进行截面表征，强化层未见孔洞、裂纹(见附图2)。

(4)采用本发明方法处理的工件，表面脆韧性得到了极大的改善，在氮化势值为0.68atm^-1/2，氮碳共渗时间0.5-1.5小时后，经奥氏体化及等温时效处理后，经划痕试验仪表征，其表面强化层划痕周围未出现表皮脱落及裂纹扩展等缺陷(见附图4)。

(5)采用本发明方法处理的工件，表面耐磨性和光洁度得到了提高，在氮化势值为0.68atm^-1/2，氮碳共渗时间0.5-1.5小时后，经奥氏体化及等温时效处理后，经摩擦试验机表征，其摩擦损失量相对于传统工艺减少了0.2mg，摩擦系数为0.37，相对于传统工艺降低了37％，表面耐磨性和光洁度获得提高(见附图5)。

(6)本发明使用短时低氮势氮碳共渗处理，并实现了将氮碳共渗处理和奥氏体化处理在炉腔内一步完成，即一体化复合工艺，因此，减少了工业生产的成本、大大缩短了热处理时间和降低了工艺的复杂性，提高了实际生产应用的效率，并能实现高效率的批量化生产。

(7)本发明的各技术方案不仅可适用于不同的钢铁材料(如不仅适用于碳素钢、合金钢，铸铁等气体氮碳共渗)，也可适用于各种氮化工艺(例如离子氮碳共渗或盐浴氮碳等)，具有广泛的适应性和很好的工业应用前景。

综上所述，本发明技术方案首先以短时法氮碳共渗替代与之有本质区别的传统氮碳共渗方法，以先获得致密的化合物层为前提；其次，以短时低氮势氮碳共渗的方法进行氮化处理，颠覆了本领域关于临界氮化势的固有观念，以超低氮化势值获得低氮浓度的ε相，以抑制现有技术中存在的奥氏体化脱氮行为造成最终试样表面疏松的问题，获得了现有技术所不能实现的完全致密的贝氏体强化层，包括硬度在内的各项性能均获得进一步提高，即短时低氮势氮碳共渗+奥氏体化处理的有效结合带来了意料不到的优异性能；本发明工艺省略了氮碳共渗的冷却处理并克服了其所带来的后续负面影响，缩短了热处理时间、减少了工业成本、降低了能源消耗及工艺的复杂性，不仅提高了实际生产应用价值和实现了高效率的批量化生产，也符合二十一世纪热处理技术“精密、节能、清洁”的发展方向。

附图说明

附图1为本发明的热处理工艺图；

附图2为本发明实施例1中9组试样的截面扫描(SEM)二次形貌图；

附图3为本发明实施例1中9组试样的截面显微硬度曲线；

附图4为本发明实施例1中试样(c)和试样(i)的表面划痕形貌图；

附图5为本发明实施例1中试样(c)和试样(i)的摩擦系数-时间图；

附图6为本发明实施例2的0Mn12Ni2合金钢经本发明工艺处理后的截面显微硬度曲线；

附图7为氮碳共渗580℃、1h氮化势为：4.27atm^-1/2的水淬试样的N浓度随深度变化的电子探针波谱分析图(WDS)；

附图8为氮碳共渗580℃、4h氮化势为：0.68atm^-1/2的水淬试样的N浓度随深度变化的电子探针波谱分析图(WDS)；

附图9为氮碳共渗580℃、1h氮化势为4.27atm^-1/2的水淬试样的截面扫描(SEM)图；

附图10为氮碳共渗580℃、4h氮化势为0.68atm^-1/2的水淬试样的截面扫描(SEM)图；

附图11为580℃、1h氮化势为4.27atm^-1/2的短时高氮势氮碳共渗试样和试样(i)的截面扫描(SEM)图；

附图12为试样(i)的X射线衍射(XRD)图。

图中：

附图2中：试样编号依次为：a-i，试样(a-i)的氮化处理阶段的氮化势-处理时间工艺分别为：试样(a)4.27atm^-1/2-4h；试样(b)2.06atm^-1/2-4h；试样(c)0.68atm^-1/2-4h；试样(d)4.27atm^-1/2-1h；试样(e)2.06atm^-1/2-1h；试样(f)1.47atm^-1/2-1h；试样(g)1.03atm^-1/2-1h；试样(h)0.85atm^-1/2-1h；试样(i)0.68atm^-1/2-1h；

试样(a-g)的强化层均出现孔洞，试样(h)的强化层几乎不见孔洞；试样(i)的强化层致密，无孔洞；

附图3可以看出：试样(a-h)的强化层截面硬度均出现峰值，说明强化层表面由于孔洞疏松，造成了硬度薄弱区；而试样(i)截面硬度未出现峰值，说明表面完全致密化而获得了具有超高硬度的表面强化层，表层0～3.3μm区间的平均硬度值达到1023HV；

附图4(1)为试样(c)的表面划痕形貌图，图4(2)为试样(i)的表面划痕形貌图，可以看出：试样(c)的表面划痕周边出现表层局部脱落，其脱落处露出次表层的气孔；试样(i)的表面划痕周围完好无脱落，为极其致密且韧性较好的贝氏体强化层。

附图5中的曲线是在摩擦试验载荷为5N，转速为240rpm，试验时间为1800s得到的实施例1中试样(c)、试样(i)的摩擦系数-时间曲线；曲线(1)为试样(c)的摩擦系数-时间曲线，曲线(2)为试样(i)的摩擦系数-时间曲线；：对比附图5中曲线1、2，可知试样(i)表面粗糙度大幅降低，且耐磨性获得提高。

从附图6看出：氮碳共渗处理中氮化势值K_N为0.42atm^-1/2，氮化时间为1h时，12Mn合金钢表面硬度达到987HV，且其强化层厚度在100μm左右。

附图7曲线说明的是高氮化势(K_N＝4.27atm^-1/2)氮化处理试样的渗氮层由表及里存在高氮浓度-低氮浓度的梯度变化规律，且表层氮浓度较高，达到8％以上。

附图8曲线说明低氮化势(K_N＝0.68atm^-1/2)氮化处理试样的渗氮层氮浓度分布稳定在5％～6％之间，无梯度变化。

附图9看出：氮碳共渗580℃、1h氮化势为4.27atm^-1/2的水淬试样的截面强化层为完全致密的化合物层。

附图10看出：氮碳共渗580℃、4h氮化势为0.68atm^-1/2的水淬试样的截面强化层为含孔洞和裂纹的化合物层。

附图11看出：580℃、1h氮化势为4.27atm^-1/2的短时高氮势氮碳共渗试样截面致密强化层厚度为13.17μm；试样(i)的截面致密强化层厚度为40.14μm。

附图12看出：试样(i)贝氏体表面强化层为(α-Fe+α″-Fe₁₆N₂+γ′-Fe₄N)相。

具体实施方式

下面结合具体实施例及附图对本发明作进一步的说明。

本发明实施例中，采用以下仪器、设备对试样性能进行检测：

1、截面形貌采用FEI Quanta200型扫描电镜表征；

2、硬度采用HV-1000Z型显微硬度仪测试；

3、表面脆韧性采用WS-2004型划痕试验仪进行检测；

4、耐磨性采用UMT-3型摩擦试验机进行检测；

5、试件截面氮浓度采用JXA-8230型电子探针波谱分析仪检测。

6、试样表面强化层的物相分析采用SIEMENS DiffraktometerD-5000型X

射线衍射仪鉴定。

实施例1

试样采用10号碳钢，共9组试样，试样编号依次为：a-i，经580℃±10℃铁素体氮碳共渗后随炉升温至680℃±10℃，氮气保护奥氏体化处理2h后水淬，然后180℃±10℃等温时效14h，具体工艺参数及试样强化层情况见表1(孔洞层厚度采用FEI Quanta200型扫描电镜观察，并用电子尺测量，每个数值取20个测量数据取平均值；表面硬度采用HV-1000Z型显微硬度仪测试，实验载荷为0.49N，持续时间为15s，每个数值取20个测试点平均值)；

表1

利用FEI Quanta200型环境扫描电镜对9组试样截面强化层进行二次形貌像表征，结果见附图2；从图2看出：

氮碳共渗时间为4h的试样(a)～(c)，无论氮化势值高低，均出现了孔洞层，最大孔洞层厚度在40μm以上，其表面强化层随实验氮化势降低而呈现全脱落-预脱落-未脱落现象的变化规律，其中，试样(a)表面全脱落，试样(b)表面预脱落，试样(c)表面未脱落，说明低氮化势共渗可以有效消减奥氏体化过程的脱氮程度。

氮碳共渗时间为1h的试样(d)～(i)，随氮化势值的降低，孔洞层厚度逐步减小，当氮化势值为0.85atm^-1/2，只有高度弥撒分别的极少孔洞；除试样(d)以外，未见表面脱落。

对比以上2组实验结果，说明缩短氮碳共渗时间，降低氮化势值，可以有效提高强化层的致密性，最终获得致密强化层。

采用显微硬度仪(HV-1000Z型)对试样进行0.05kgf载荷下的表面(0～3.3μm)和截面的硬度测试，结果见附图3；由图3看出：

在4h的传统氮碳共渗+奥氏体化复合处理及等温时效处理的试样中，试样(a)由于氮损失完全，致使未形成表面强化层，截面硬度值保持在120HV左右；试样(b)、(c)，截面硬度出现峰值，说明强化层表面由于孔洞疏松,造成了硬度薄弱区的形成。

在1h短时氮碳共渗处理+奥氏体化复合处理及等温时效处理的试样中，试样(d)～(e)截面硬度同样出现一定厚度的硬度薄弱区；随着进一步降低氮碳共渗处理阶段的氮化势值，试样(f)、(g)、(h)靠近表面的硬度值开始逐渐提高，其硬度薄弱区的厚度也逐渐变窄；配合附图2可知，其表面疏松区逐渐致密化。氮碳共渗处理阶段的氮化势值为0.68atm^-1/2的试样(i)截面硬度未出现峰值，说明表面完全致密化而获得了具有超高硬度的表面强化层，表层0～3.3μm区间的平均硬度值达到1023HV。

利用WS-2004型划痕试验仪进行表面脆韧性检测，结果见附图4，由图4看出：

图4(1)为试样(c)的表面划痕形貌图，划痕周边出现表层局部脱落，其脱落处露出次表层的气孔；

图4(2)为试样(i)的表面划痕形貌图，划痕周围完好无脱落，为极其致密且韧性较好的贝氏体强化层。

采用UMT-3摩擦试验机进行耐磨性试验表征，结果见附图5，摩擦试验载荷为5N，转速为240rpm，试验时间为1800s。

图5中曲线(1)为试样(c)的摩擦系数-时间曲线，其稳定后的摩擦系数值为0.53，磨损质量约为0.5mg；

图5中曲线(2)为试样(i)的摩擦系数-时间曲线，稳定后的摩擦系数值为0.37，磨损量约为0.3mg，

对比附图5中曲线(1)、(2)，表明试样(i)表面粗糙度大幅降低，且耐磨性获得提高。因此，工件为碳素钢时，选择氮化势-时间(K_N-t)为0.68atm^-1/2-1h的短时低氮势工艺作为氮化处理阶段的最优选工艺。

实施例2

试样采用0Mn12Ni2合金钢，其试验方法与操作步骤与方案一相同，1组试件，经580℃±10℃铁素体氮碳共渗后随炉升温至680℃±10℃，氮气保护奥氏体化处理2h后水淬，然后180℃±10℃等温时效14h。

氮碳共渗处理时间为1h，实验氮化势值为0.42atm^-1/2。通过显微硬度仪对试样表面和截面进行显微硬度测试，结果见附图6，从附图6看出：氮碳共渗处理中氮化势值K_N为0.42atm^-1/2，氮化时间为1h时，试件表面硬度达到987HV，且其强化层厚度在100μm左右。

从实施例1、2的实验数据及检测结果可知：采用本发明方法对碳素钢或合金钢进行氮碳共渗，可以有效改善渗层表面的致密性和综合性能，特别是对于碳素钢，当氮碳共渗氮化势值降低至0.85atm^-1/2时，几乎不见强化层出现孔洞或裂纹，因此，本发明选择氮碳共渗工艺的最大氮化势值为0.8atm^-1/2，可以确保试样经奥氏体化及等温时效后，强化层不出现孔洞、裂纹，实现完全致密化。

以上所述仅是本发明的优选实施例，本发明的保护范围并不仅局限于上述实施例，凡属于本发明思路下的技术方案均属于本发明的保护范围。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理前提下的若干改进和润饰，均应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种提高氮碳共渗强化层表面致密性的复合热处理工艺，其特征在于：

将钢材进行氮碳共渗后直接随炉升温，在保护气氛下进行奥氏体化处理后水淬，然后进行等温时效处理，得到贝氏体表面强化层；

所述氮碳共渗工艺参数为：氮碳共渗温度为550～585℃，共渗时间为0.5～1.5h，炉气氮化势值为0.40～0.8atm^-1/2。

2.根据权利要求1所述的复合热处理工艺，其特征在于：所述共渗时间为0.6～1.3h，炉气氮化势值为0.45～0.75atm^-1/2。

3.根据权利要求1所述的复合热处理工艺，其特征在于：所述共渗时间为0.7～1.2h，炉气氮化势值为0.55～0.7atm^-1/2。

4.根据权利要求1所述的复合热处理工艺，其特征在于：所述共渗时间为0.8～1.1h，炉气氮化势值为0.6～0.7atm^-1/2。

5.根据权利要求1所述的复合热处理工艺，其特征在于：奥氏体化处理过程的保护气氛选自氮气、氩气中的一种。

6.根据权利要求1所述的复合热处理工艺，其特征在于：奥氏体化处理温度为675～695℃，保温1.5～2.5h。

7.根据权利要求1所述的复合热处理工艺，其特征在于：等温时效处理在盐浴或油浴炉中进行，温度为145～200℃，保温8～20h。

8.根据权利要求1所述的复合热处理工艺，其特征在于：钢材选自碳钢、合金钢中的一种。

9.根据权利要求8所述的复合热处理工艺，其特征在于：碳钢为10号钢，合金钢为0Mn12Ni2钢。

10.根据权利要求1-9任意一项所述的复合热处理工艺，其特征在于：贝氏体表面强化层为(α-Fe+α″-Fe₁₆N₂+γ′-Fe₄N)相。