合金钢渗氮的组织和扩散层中的沉淀硬化

　　合金钢渗氮时除了表面可能形成化合物层之外，其扩散层较易腐蚀，比基体暗，而且硬度提高。用透射电镜观察，可以看到扩散层出现超显微的沉淀物(图11.23)酷似AL-CU合金淬火时效组织

　　当钢中含有与氮的亲和力较强的合金元累时，这些合金元素对扩散层的沉淀硬化过程的影响表现在两个方面

　　(1)大约在300 Y以下置换型原子基本上不能移动，只能通过淬火时效产生类似M’或Y’的沉淀，而不可能通过合金元素本身的扩散形成合金氮化物。合金元素的影响只在于沉淀物的数量和尺寸o

　　( 2)随着温度升高，合金元素活动能力逐渐增大，合金原子将直接参与沉淀过程。由于大多数稳定的合金氮化物(平衡相)的品格类型或点阵常数与。—F6基体相差较远.界面能较大，以致平衡相的沉淀需要很大的形核功和较大的临界晶核尺寸，需要有足够多的合金元素原子聚集在一起才有可能构成这种平衡相的点阵。在温度还不够高的情况下，平衡相沉淀是十分困难的，正因为如此，在铁合金和合金钢的渗氮过程中，扩散层中的沉淀过程将随着温度的变化而变化。JackL”认为，铁合金渗氮时，沉淀过程的顺序通常是

　　常用的渗氮温度(约5001)正处在氮原子能长程扩散而置换型原子只能短程扩散(几个原子间距)的“中间温度”范围，将发生置换型原子与氮原子的混合偏聚。

　　团11.24(a)表示在渗氮之前，钢或铁合金中的合金原子处于无序分布状态，及至氮扩散至该处，由于这些合金原于与氮的亲和力较强，因而产生了使这些原先天序的合金原子和氮原子聚集在一起的趋势。限于在“中间温度”范围内合金原子的扩散能力，这种氮与合金元素的混合偏聚和有序化的过程只可能在若干个原子间距的小范围内实现。离得稍远一点的一些合金元素原子只能各自组成另外的“混合偏聚区”，如图11.24(b)所示。在偏聚区内合金原子取代了。—Fe点阵结点上的部分铁原于。在合金原子周围，氮原于处在点阵的间隙内。偏聚区呈薄片状，惯习面是基体的(100)。。在500Y左右，偏庚区只有一层原子厚度和几个原子间距的宽度，并不构成独立的结晶点阵，与基体完全共格。

　　沉淀物的形成消耗了固溶体中的氮，但是由于氮的扩散能力很强，能够很快地从等活度的气体中转移到扩散层内，使该处的氮活度维持原先的水平，称为等活度时效’*。铁合金在渗氮温度下形成的等活度时效产物(混合侗聚区)的体积密度.大大超过一般固镕淬火时效产物的体积密度，因此，铁合金渗氮扩散层的强化十分显著(表11.1)。并且这种混合倔聚区一旦形成就相当稳定，甚至在700 Y加热几小时，仍能保持高硬度。

　　随麓温度的升裔，置换型原于的活动能力逐步提高，伯聚区尺寸逐步增大，并且在垂直于圆盘平面的周边上产生了非共格。在这一阶段，沉淀物的晶体结构和M”—n MN：相似，但只有2。3个原于层的厦度。温度进一步升高，将出现一个或几个中间相。在足够高的温度下长期时效.将得到平衡的氮化物相。