一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法.pdf

一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法，本发明涉及钢的改性方法。本发明要解决现有技术对钢的表面处理无法制备同时具有高硬度和厚硬化层的问题。方法：一、预处理；二、渗氮；三、激光淬火，即完成使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法。本发明用于一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法。

权利要求书
1.  一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法，其特征在于一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法是按照以下步骤进行的：
一、预处理：依次用240目和800目水砂纸将钢表面打磨光亮，然后将打磨后的钢依次置于乙醇和丙酮中超声清洗，得到预处理后的钢；
二、渗氮：对预处理后的钢进行渗氮，然后在氮气气氛或氨气气氛下，将钢随炉冷却至室温，得到渗氮后的钢；所述的渗氮温度为400℃～620℃，所述的渗氮时间为2h～16h；
三、激光淬火：在氩气气氛或氮气气氛下，将渗氮后的钢进行黑化处理，然后对黑化处理后的钢表面进行激光淬火，所述的激光功率为1kW～5kW，扫描速度为10mm/s～30mm/s，即完成使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法。

2.  根据权利要求1所述的一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法，其特征在于步骤二中所述的渗氮为离子渗氮、气体渗氮或盐浴渗氮。

3.  根据权利要求2所述的一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法，其特征在于所述的离子渗氮具体是按以下步骤进行的：将预处理后的钢置于脉冲等离子体多元共渗炉中，通入渗剂，将脉冲等离子体多元共渗炉升温至400℃～620℃，然后在温度为400℃～620℃、炉压为150Pa～400Pa及渗剂等离子体轰击氛围下保持2h～8h，即完成离子渗氮；所述的渗剂为N2和H2的混合气体或含氮气氛。

4.  根据权利要求1所述的一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法，其特征在于步骤三中所述的激光功率为1kW，扫描速度为10mm/s。

5.  根据权利要求1所述的一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法，其特征在于步骤三中所述的激光功率为1kW，扫描速度为15mm/s。

说明书一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法
技术领域
本发明涉及钢的改性方法。
背景技术
钢铁是机械制造、交通运输及航空航天等各行业装备制造的基石。通过化学热处理(如渗氮、渗碳、氮碳共渗、碳氮共渗、多元共渗等)，可以大幅度提高钢制件表面层的力学性能，如表面硬度及耐磨性能。然而，装备的传动件、转动件等的疲劳损伤多发生在钢的表面层，因此改性层的厚度及硬度对钢制件的疲劳性能有很大影响。常规的渗氮处理，可在钢制件表面获得一定厚度的硬化层。提高制件的耐磨性能和疲劳寿命。对于渗氮钢而言，要获得厚度超过0.6mm的渗氮层，需要的渗氮时间数十乃至上百小时，渗氮层组织粗化，力学性能、尤其是渗氮层硬度显著降低，且零件的变形超差。例如，38CrMoAl钢520℃离子渗氮4h，表面硬度可达HV1100，渗氮层厚度小于0.2mm；为了获得0.6mm以上的渗氮层，渗氮时间需要50h以上，此时表面硬度降至HV700-800。因此，通过渗氮处理获得高表面硬度和厚渗层，尚难实现。
钢的快速表面淬火是指在固态下使钢的表面层一定深度范围内快速加热至奥氏体化温度以上，随后快速冷却获得马氏体使钢表层硬化，而心部仍保持淬火前的组织状态，从而获得较厚的表面淬火层实现表层硬化，同时心部又有足够的塑性、韧性。常见的表面淬火方法有感应加热淬火、火焰加热淬火、激光表面加热淬火、电子束表面加热淬火等。例如，对于渗氮钢而言，通过表面激光快速加热淬火后，淬硬层厚度可达0.6mm，由于表面淬火不改淬硬层中的合金化元素的含量，故相变硬化层硬度较低(HV500-700)。可见，与渗氮相比，表层快速加热淬火可以短时获得厚的硬化层，但是淬硬层硬度较低。因此，快速加热淬火同样不能实现表层高硬度和厚硬化层二者的兼顾。
发明内容
本发明要解决现有技术对钢的表面处理无法制备同时具有高硬度和厚硬化层的问题，而提供一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法。
一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法，具体是按照以下步骤进行的：
一、预处理：依次用240目和800目水砂纸将钢表面打磨光亮，然后将打磨后的钢依次置于乙醇和丙酮中超声清洗，得到预处理后的钢；
二、渗氮：对预处理后的钢进行渗氮，然后在氮气气氛或氨气气氛下，将钢随炉冷却至室温，得到渗氮后的钢；所述的渗氮温度为400℃～620℃，所述的渗氮时间为2h～16h；
三、激光淬火：在氩气气氛或氮气气氛下，将渗氮后的钢进行黑化处理，然后对黑化处理后的钢表面进行激光淬火，所述的激光功率为1kW～5kW，扫描速度为10mm/s～30mm/s，即完成使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法。
本发明的有益效果是：1、本发明首先在钢表面获得渗氮层，氮原子由表及里扩散至一定深度，改变了合金钢表层部分的化学成分。然后经过激光淬火处理，使钢表层发生马氏体相变。复合热处理工艺改善了钢表面的金相组织和力学性能，使改性层的厚度、硬度、耐磨性能及抗疲劳性能得到了显著提高，延长其服役寿命，解决了单一渗氮理或单一激光淬火处理改性层的厚度薄或硬度低的难题，即改性层实现了硬度和厚度同步倍增；2、本发明缩短了处理时间，在得到相同厚度改性层时，处理时间大幅度缩短。
本发明用于一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法。
附图说明
图1为经过不同方法表面改性处理后的钢显微硬度曲线；1为实施例一制备的复合改性后的钢；2为对比实验一制备的渗氮后的钢；3为对比实验二制备的激光淬火后的钢；
图2为经过不同方法表面改性处理后的钢的硬化层厚度；1为实施例一制备的复合改性后的钢；2为对比实验一制备的渗氮后的钢；3为对比实验二制备的激光淬火后的钢；
图3为经过不同方法表面改性处理后的钢的摩擦系数曲线；1为实施例一制备的复合改性后的钢；2为对比实验一制备的渗氮后的钢；
图4为经过不同方法表面改性处理后的钢的磨损率示意图；1为实施例一制备的复合改性后的钢；2为对比实验一制备的渗氮后的钢；
图5为经过不同方法表面改性处理后的钢显微硬度曲线；1为实施例二制备的复合改性后的钢；2为对比实验三制备的渗氮后的钢；3为对比实验四制备的激光淬火后的钢；
图6为经过不同方法表面改性处理后的钢的硬化层厚度；1为实施例二制备的复合改性后的钢；2为对比实验三制备的渗氮后的钢；3为对比实验四制备的激光淬火后的钢。
具体实施方式
本发明技术方案不局限于以下所列举的具体实施方式，还包括各具体实施方式之间的任意组合。
具体实施方式一：本实施方式所述的一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬 度倍增的复合改性方法，具体是按照以下步骤进行的：
一、预处理：依次用240目和800目水砂纸将钢表面打磨光亮，然后将打磨后的钢依次置于乙醇和丙酮中超声清洗，得到预处理后的钢；
二、渗氮：对预处理后的钢进行渗氮，然后在氮气气氛或氨气气氛下，将钢随炉冷却至室温，得到渗氮后的钢；所述的渗氮温度为400℃～620℃，所述的渗氮时间为2h～16h；
三、激光淬火：在氩气气氛或氮气气氛下，将渗氮后的钢进行黑化处理，然后对黑化处理后的钢表面进行激光淬火，所述的激光功率为1kW～5kW，扫描速度为10mm/s～30mm/s，即完成使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法。
本实施方式渗氮时间为常规渗氮时间的1/5以下。
本实施方式钢表面激光淬火前，应进行常规的黑化处理以增加激光吸收率；
本实施方式钢表面激光淬火应进行常规的防氧化保护处理，如氮气或氩气保护。
本实施方式表面激光淬火，是快速加热后钢靠自身导热输出表面层热量，实现淬火的过程，不采用任何冷却介质。
本实施方式复合改性方法中渗氮所采用的温度与单一渗氮工艺温度一致(即低于600℃)，所采用的渗氮时间较单一渗氮工艺时间缩短50％以上。
本实施方式钢渗氮结束后在氮气或氨气保护下，从渗氮温度随炉冷却至室温，避免冷却过程中发生表面氧化。
本实施方式的有益效果是：1、本实施方式首先在钢表面获得渗氮层，氮原子由表及里扩散至一定深度，改变了合金钢表层部分的化学成分。然后经过激光淬火处理，使钢表层发生马氏体相变。复合热处理工艺改善了钢表面的金相组织和力学性能，使改性层的厚度、硬度、耐磨性能及抗疲劳性能得到了显著提高，延长其服役寿命，解决了单一渗氮理或单一激光淬火处理改性层的厚度薄或硬度低的难题，即改性层实现了硬度和厚度同步倍增；2、本实施方式缩短了处理时间，在得到相同厚度改性层时，处理时间大幅度缩短。
复合改性层厚度倍增机制在于N元素的引入使Fe-C二元共析点的727℃降低到Fe-C-N三相点的565℃，因此在激光淬火过程中，钢表面能够发生马氏体相变强化的深度增加。而N原子的固溶强化及相变过程中的细晶作用使复合改性层的硬度大幅度提高。
具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是：步骤二中所述的渗氮为离子渗氮、气体渗氮或盐浴渗氮。其它与具体实施方式一相同。
具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一或二之一不同的是：所述的离 子渗氮具体是按以下步骤进行的：将预处理后的钢置于脉冲等离子体多元共渗炉中，通入渗剂，将脉冲等离子体多元共渗炉升温至400℃～620℃，然后在温度为400℃～620℃、炉压为150Pa～400Pa及渗剂等离子体轰击氛围下保持2h～8h，即完成离子渗氮；所述的渗剂为N2和H2的混合气体或含氮气氛。其它与具体实施方式一或二相同。
具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式一至三之一不同的是：步骤三中所述的激光功率为1kW，扫描速度为10mm/s。其它与具体实施方式一至三相同。
具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式一至四之一不同的是：步骤三中所述的激光功率为1kW，扫描速度为15mm/s。其它与具体实施方式一至四相同。
具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式一至五之一不同的是：步骤一中所述的钢为30CrMnSiA钢或38CrMoAl钢。其它与具体实施方式一至五相同。
具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式一至六之一不同的是：步骤二中所述的渗氮温度为500℃。其它与具体实施方式一至六相同。
具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式一至七之一不同的是：步骤二中所述的渗氮温度为460℃。其它与具体实施方式一至七相同。
具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式一至八之一不同的是：步骤二中所述的渗氮温度为540℃。其它与具体实施方式一至八相同。
具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式一至九之一不同的是：步骤二中所述的渗氮温度为420℃。其它与具体实施方式一至九相同。
具体实施方式十一：本实施方式与具体实施方式一至十之一不同的是：步骤三中所述的扫描速度为20mm/s。其它与具体实施方式一至十相同。
具体实施方式十二：本实施方式与具体实施方式一至十一之一不同的是：步骤三中所述的扫描速度为25mm/s。其它与具体实施方式一至十一相同。
具体实施方式十三：本实施方式与具体实施方式一至十二之一不同的是：步骤三中所述的扫描速度为30mm/s。其它与具体实施方式一至十二相同。
采用以下实施例验证本发明的有益效果：
实施例一：
本实施例所述的一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法，具体是按照以下步骤进行的：
一、预处理：依次用240目和800目水砂纸将钢表面打磨光亮，然后将打磨后的钢依次置于乙醇和丙酮中超声清洗，得到预处理后的钢；
二、渗氮：将预处理后的钢置于脉冲等离子体多元共渗炉中，通入渗剂，将脉冲等离子体多元共渗炉升温至500℃，然后在温度为500℃、炉压为200Pa～240Pa及渗剂等离子体轰击氛围下保持8h，然后在氮气气氛下，将钢随脉冲等离子体多元共渗炉冷却至室温，得到渗氮后的钢；所述的渗剂为N2和H2的混合气体；所述的N2和H2的体积流量比为1:3；
三、激光淬火：在氮气气氛下，将渗氮后的钢进行黑化处理，然后对黑化处理后的钢表面进行激光淬火，所述的激光功率为1kW，扫描速度为15mm/s，得到复合改性后的钢，即完成使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法。
步骤一中所述的钢为30CrMnSiA。
对比实验一：
一、预处理：依次用240目和800目水砂纸将钢表面打磨光亮，然后将打磨后的钢依次置于乙醇和丙酮中超声清洗，得到预处理后的钢；
二、渗氮：将预处理后的钢置于脉冲等离子体多元共渗炉中，通入渗剂，将脉冲等离子体多元共渗炉升温至500℃，然后在温度为500℃、炉压为200Pa～240Pa及渗剂等离子体轰击氛围下保持8h，然后在氮气气氛下，将钢随脉冲等离子体多元共渗炉冷却至室温，得到渗氮后的钢；所述的渗剂为N2和H2的混合气体；所述的N2和H2的体积流量比为1:3。
步骤一中所述的钢为30CrMnSiA。
对比实验二：
一、预处理：依次用240目和800目水砂纸将钢表面打磨光亮，然后将打磨后的钢依次置于乙醇和丙酮中超声清洗，得到预处理后的钢；
二、在氮气气氛下，将预处理后的钢进行黑化处理，然后对黑化处理后的钢表面进行激光淬火，所述的激光功率为1kW，扫描速度为15mm/s，即得到激光淬火后的钢。
步骤一中所述的钢为30CrMnSiA。
对实施例一制备的复合改性后的钢、对比实验一制备的渗氮后的钢及对比实验二制备的激光淬火后的钢进行显微硬度测试。测试条件：采用HV-1000型维氏显微硬度计，载荷为100g，加载时间为15s。图1为经过不同方法表面改性处理后的钢显微硬度曲线。1为实施例一制备的复合改性后的钢；2为对比实验一制备的渗氮后的钢；3为对比实验二制备的激光淬火后的钢；由图可知，复合改性方法在钢表面形成了平均硬度约800HV0.1的高硬度平台，相比于单一渗氮或是激光淬火层，其硬度倍增。
图2为经过不同方法表面改性处理后的钢的硬化层厚度；1为实施例一制备的复合改性后的钢；2为对比实验一制备的渗氮后的钢；3为对比实验二制备的激光淬火后的钢；由图可知，实施例一制备的复合改性后的钢表面获得的复合改性层厚度可达到512μm，相比于渗氮后的渗层厚度401μm增厚111μm，相比于激光淬火后的钢硬化层厚度255μm增厚一倍。
对实施例一制备的复合改性后的钢及对比实验一制备的渗氮后的钢进行摩擦磨损性能测试，其中摩擦磨损性能测试条件为：在Pin-On-Disk-1-AUTO型摩擦磨损试验机上，试盘为复合处理后的30CrMnSiA钢(Φ25mm×5mm)；偶件对磨试球材质为WC，直径5mm；试验在干摩擦条件下进行，载荷10N，转速为200r/min，试验时间为3600s。图3是经过不同方法表面改性处理后的钢的摩擦系数曲线；1为实施例一制备的复合改性后的钢；2为对比实验一制备的渗氮后的钢；由图3可知，离子渗氮层的稳定摩擦系数为0.53，复合改性层的稳定摩擦系数为0.42。
图4是经过不同方法表面改性处理后的钢的磨损率示意图；1为实施例一制备的复合改性后的钢；2为对比实验一制备的渗氮后的钢；相比于离子渗氮层，实施例一制备的复合改性后的钢磨损率由1.67×10-3mg/m降低到2.8×10-4mg/m。
实施例二：
本实施例所述的一种使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法，具体是按照以下步骤进行的：
一、预处理：依次用240目和800目水砂纸将钢表面打磨光亮，然后将打磨后的钢依次置于乙醇和丙酮中超声清洗，得到预处理后的钢；
二、渗氮：将预处理后的钢置于脉冲等离子体多元共渗炉中，通入渗剂，将脉冲等离子体多元共渗炉升温至420℃，然后在温度为420℃、炉压为200Pa～240Pa及渗剂等离子体轰击氛围下保持2h，然后在氮气气氛下，将钢随脉冲等离子体多元共渗炉冷却至室温，得到渗氮后的钢；所述的渗剂为N2和H2的混合气体；所述的N2和H2的体积流量比为1:3；
三、在氮气气氛下，将渗氮后的钢进行黑化处理，然后对黑化处理后的钢表面进行激光淬火，所述的激光功率为1kW，扫描速度为10mm/s，得到复合改性后的钢，即完成使钢的渗氮或快速加热淬火硬化层厚度和硬度倍增的复合改性方法。
步骤一中所述的钢为38CrMoAl。
对比实验三：
一、预处理：依次用240目和800目水砂纸将钢表面打磨光亮，然后将打磨后的钢依次置于乙醇和丙酮中超声清洗，得到预处理后的钢；
二、渗氮：将预处理后的钢置于脉冲等离子体多元共渗炉中，通入渗剂，将脉冲等离子体多元共渗炉升温至420℃，然后在温度为420℃、炉压为200Pa～240Pa及渗剂等离子体轰击氛围下保持2h，然后在氮气气氛下，将钢随脉冲等离子体多元共渗炉冷却至室温，得到渗氮后的钢；所述的渗剂为N2和H2的混合气体；所述的N2和H2的体积流量比为1:3。
步骤一中所述的钢为38CrMoAl。
对比实验四：
一、预处理：依次用240目和800目水砂纸将钢表面打磨光亮，然后将打磨后的钢依次置于乙醇和丙酮中超声清洗，得到预处理后的钢；
二、在氮气气氛下，将预处理后的钢进行黑化处理，然后对黑化处理后的钢表面进行激光淬火，所述的激光功率为1kW，扫描速度为10mm/s，即得到激光淬火后的钢。
步骤一中所述的钢为38CrMoAl。
图5为经过不同方法表面改性处理后的钢显微硬度曲线；1为实施例二制备的复合改性后的钢；2为对比实验三制备的渗氮后的钢；3为对比实验四制备的激光淬火后的钢；测试条件：采用HV-1000型维氏显微硬度计，载荷为100g，加载时间为15s，由图可知，复合改性方法在钢表面形成了平均硬度约700HV0.1的硬度平台，相比于单一渗氮或是激光淬火层，其硬度倍增。
图6为经过不同方法表面改性处理后的钢的硬化层厚度；1为实施例二制备的复合改性后的钢；2为对比实验三制备的渗氮后的钢；3为对比实验四制备的激光淬火后的钢；由图可知，实施例二制备的复合改性后的钢复合改性层厚度可达到786μm，相比于碳氮共渗后的渗层厚度166μm增厚289μm，相比于激光淬火改性层厚度620μm增厚497μm。