APP下载

氮气压强对铁基激光氮化层组织与物相的影响研究

2015-06-02樊宇等

科技创新导报 2015年8期

樊宇等

摘 要:激光气体氮化(LGN)技术已发展日趋成熟,与传统氮化工艺相比拥有诸多优点。目前,大量研究均集中在对钛合金表面的激光氮化处理。为实现在铁基表面激光氮化处理,本文以工业纯铁(99.60%)为研究对象,采用4000 W型光纤激光器,外加自行设计的气体分压控制系统(国家专利201410065557.3),通过提高氮气压强,在较低功率密度和较高扫描速度条件实现铁基表面激光氮化处理。并利用XRD分析氮化层物相组成,利用SEM对激光氮化层组织进行分析。研究结果表明当N2压强大于或等于1.1 MPa时,可以在较低的功率密度下(1.78×104 W·cm-2)制得以ε-Fe3N和γ-Fe4N为主的铁氮化合物,并且随着N2压强的增大,生成的铁氮化合物的含量相对增多,激光氮化层厚度大约13 μm且分布较为均匀,未发现明显的裂纹与气孔等缺陷。

关键词:激光氮化 氮气压强 铁氮化合物 XRD

中图分类号:TG156 文献标识码:A 文章编号:1674-098X(2015)03(b)-0035-03

1 引言

金属表面渗氮是一项古老的表面处理技术。以氮化过程中母材的状态进行分类的话,可以将氮化过程分为:氮化处理时母材为固态的渗氮过程与氮化处理时母材为液态的渗氮过程。传统的渗氮过程,无论是气体渗氮、盐浴渗氮还是离子渗氮,在氮化过程中母材都是以固体状态存在,而对母材处于液态状态进行渗氮的研究则很少。传统渗氮技术温度通常控制在580 ℃左右,之所以这样是由于氮在体心立方点阵的铁素体中的扩散系数,要比氮在面心立方点阵的奥氏体中的扩散系数大很多,所以在这个温度范围内金属表面具有更好的吸附氮的能力。但是由于氮在α-Fe中的溶解度很低,渗氮过程中,表面的氮浓度会很快超过其在α-Fe中的溶解度而析出,并形成铁氮化合物,发生反应扩散,所以对材料进行氮化时母材通常处于铁素体态。传统氮化处理往往需要在较高的温度下(500 ℃以上)进行,处理时间长达数十小时,不仅能耗大且对于尺寸精度要求较高的金属材料在如此高温下长时间退火后会丧失其基材性能或出现形变。大幅度提高氮化层冶金结合性和氮化效率,改善氮化层的不均匀性及易实现氮化处理局部化成为长期以来表面氮化技术应用中所必须解决的重要技术瓶颈。由于受到“平台化困境”的制约,传统氮化工艺的改进很难完成。随着高能激光表面技术的突破,又有学者提出激光淬火加表面氮化的复合处理。尽管这种新的表面复合处理工艺有一定的应用前景,但是该处理方法对材料进行重复加热,一方面导致了能源的浪费,延长了工艺流程,增加了生产成本,另一方面存在难以定位渗氮,且工件易氧化,脱碳和变形等问题。

激光气体氮化技术是20世纪80年代发展起来的一项表面改性技术。相比较传统氮化技术与激光淬火加表面氮化的复合处理,激光氮化具有生产周期短、成本低、氮化层厚、冶金结合性稳定不易脱落,易于实现局部化处理,坏境温度要求低和对基材的热损害小等诸多优点[1]。随着研究的不断深入,激光气体氮化设备实现了工艺简单,造价较低,设备简化等特点,因而具有很高的实际应用价值[2]。

早在1986年Ktayama等最先提出激光气体氮化的方法,迄今为止已得到了广泛的研究。目前,大量的研究报告均集中在对钛合金表面的激光氮化处理[3-7],国内外少量研究者[8-11]围绕黑色金属开展激光氮化的研究。根据资料显示,我国关于激光氮化应用于黑色金属的研究始于20世纪90年代初左右,最初的的名称叫做“材料表面金属/非金属元素激光合金化”。郑克全和张思玉在其研究中报导了大量在碳钢、铸铁及合金钢表面进行金属或非金属元素激光氮化的情况,但是他们的研究停留在1995年左右。之后,Yilbas与杨玉玲等诸多研究者又对铁基激光氮化进行了进一步的研究,前人研究的内容主要围绕激光功率密度与扫描速度对铁氮化合物的生成进行,如,杨玉玲[12]提出只有在功率密度大于或等于7.8×105W·cm-2和扫描速度低于8.33 mm.sec-1时才能生成铁氮化合物,而采用的氮气压强0.6 MPa;Yilbas[13]在其工具钢激光氮化研究中给出的激光氮化参数则为:功率密度2.2×104 W·cm-2,扫描速度80 mm.sec-1和氮气压强0.6 MPa;Yilbas在低合金钢激光氮化研究中给出的激光氮化参数为:峰值功率密度4.35×104 W·cm-2和扫描速度100 mm.sec-1和氮气压强0.6 MPa。可以看出,在氮气压强不变的情况下,只有提高激光功率密度或降低扫描速度才能实现钢铁基材料表面激光氮化处理,这样必然制约了设备自身的功率或大幅降低了氮化效率。那么能否通过改变氮气压强,在低功率密度和高扫描速度的条件下实现钢铁基表面激光氮化效果呢?该文从这一角度出发进行研究,采用自行设计的气体分压控制系统,通过提高氮气压强,在低功率密度和高扫描速度条件实现铁基表面激光氮化处理,为激光气体氮化工艺优化和工业应用提供基础。

2 试验方法

激光氮化试验所采用的材料为工业纯铁(99.60%),切割成20 mm×20 mm×2 mm的试样。激光氮化前将原材料表面打磨去除氧化膜,并用乙醇溶液清洗干凈。激光氮化采用IPG-Photonics4000W型光纤激光器(如图1所示),加装自行设计的通氮气样品室,激光束透过密封的玻璃样品室与内部样品发生反应。为增加氮的溶解度,在样品室进气与出气端增加了自行设计的气体分压控制系统(图2所示),可有效调节氮气分压并保持稳定(已申报国家专利201410065557.3)。激光氮化工艺参数包括:功率3500 W,光斑直径5 mm,扫描速度60 mm.sec-1,N2预热温度200 ℃,氮气流量20 mL·min-1。采用Simens D8 Advance XRD分析氮化层物相组成,扫描速度为0.1sec/step,采样间隔为0.019450(step)。采用Philips XL30型扫描电镜(SEM)对激光氮化层组织进行分析。

在其他條件不变的情况下,采用不同的N2压强对几组试样进行激光氮化处理。表1为激光氮化工艺参数。

3 结果与讨论

图3(a-f)为不同的N2压强下激光氮化试样的XRD结果。由图可知,只有在N2压强大于或等于1.1 MPa时才能生成铁氮化合物,该化合物主要包括ε-Fe3N和γ-Fe4N。由图3(c-f)可以看出,随着N2压强的增大,氮化物峰强度有增强的趋势。这说明N2压强的大小影响铁氮化合物的生成和物相的相对含量。

研究表明,激光气体氮化区别于其他氮化方法的最大优点是氮化速度极快,而其本质是气体及金属材料表面的相互作用。影响这种相互作用的除了有激光功率密度与扫描速度之外,N2压强的大小直接影响氮在金属中的溶解。

激光氮化时,由于氮在铁中的溶解是典型的吸热溶解,形成的液态金属铁对于氮气的溶解度要远远大于在固态铁的溶解度。而氮气作为双原子分子,一方面以分子形式吸附溶入至液态金属熔池中,另一方面氮分子在金属熔池表面的高温汽化区分解成氮原子,再以原子形式吸附溶解至金属熔池中(氮的分解温度在4400 K左右,因而不可能在液态铁熔池中分解)。在液态高温条件下,大量的氮原子与氮分子就是这样溶解在金属熔池中的。而激光氮化的冷却速度极大(一般高达107~108 ℃.sec-1)[9],所以实际上材料表面冷却时,大量的过饱和氮溶入在金属表面,而部分析出氮原子则与Fe及其他合金元素生成稳定的化合物。在保持激光功率密度和扫描速度不变的前提下,通过增大气体分压可以增大氮在金属熔池中的溶解度(具体原理如公式1所示),从而影响铁氮化合物的生成。

S=kx√Px (1)

其中S为溶解度,Px为气体分压,Kx为常数,取决于温度和金属种类。

图4为激光氮化SEM截面形貌。氮化层厚度大约为13 μm且分布较为均匀,氮化层的最表层是由富氮区域形成的白亮层,厚度在1-2 μm左右,白亮层以下为渗氮层,即在激光快速熔凝及氮在金属熔池中的扩散溶解的共同作用下形成的以ε-Fe3N和γ-Fe4N为主的铁氮化合物层。激光氮化层中未发现明显的裂纹与气孔等缺陷。

4 结论

(1)在工业纯铁(99.60%%)表面,利用4000 W高功率光纤激光器外加自行设计的气体分压控制系统,可以在较低的功率密度下(1.78×104W·cm-2)制得以ε-Fe3N和γ-Fe4N为主的铁氮化合物。

(2)激光氮化时,在功率密度和扫描速度保持不变的情况下,N2压强大于或等于1.1 MPa时才能生成铁氮化合物,并且随着N2压强的增大,生成的铁氮化合物的含量相对增多。

(3)SEM形貌显示,激光氮化层厚度大约13 μm且分布较为均匀,未发现明显的裂纹与气孔等缺陷。

参考文献

[1] D.H?che,P.Schaaf.Laser nitriding: investigations on the model system TiN.A review[J].Heat Mass Transfer,2011,47:519-540.

[2] E.C.Santos,M.Morita,M.Shiomi et al..Laser gas nitriding of pure titanium using CW and pulsed Nd:YAG lasers[J]. Surface&Coatings Technology,2006,201:1635-1642.

[3] H.C.Man,N.Q.Zhao.Enhancing the adhesive boding strength of NiTi shape memory alloys by laser gas nitriding and selevtive etching[J].Applied Surface Science,2006,253:1595-1600.

[4] J.H.Abboud.Effect of processing parameters on titanium nitrided surface layers produced by laser gas nitriding[J]. Surface&Coatings Technology,2013,214:19-29.

[5] A.Biswas,L.Li,U.K.Chatterjee et al..Diode laser assisted surface nitriding of Ti6Al4V:properties of the nitrided surface[J]. Metallurgical and Materials Transaction A,2009,40A:3031-3037.

[6] 付现桥,韩彬,王勇,等.TA2表面激光气体氮化组织结构和耐蚀性研究[J]. 中国激光,2011,38(4):0403004-1-0403004-6.

[7] 于永泗,赵群,张立文,等.钛合金激光渗氮层的组织与性能研究[J].金属热处理,2003,28(12):21-24.

[8] P.Schaaf.Iron nitrides and laser nitriding of steel[J].Hyperfine Interactions,1998,111:113-119.

[9] C.Illgner,P.Schaaf,K.P.Lieb et al..Laser nitriding of iron: Nitrogen profiles and phases[J]. Applied Physics A,1995,61:1-5.

[10] B.S.Yilbas,A.F.M.Arif,C. Karatas et al..Laser gas-assisted nitriding of steel:residual stress analysis[J].Industrial Lubrication and Tribology,2010,62(4):214-223.

[11] G.Wu,R.Wang,J.Yang et al..Study of laser nitriding on the GCR15 steel surface[J].Physics Procedia,2011,18:285-290.

[12] Y.L.Yang,C.S.Liu,F.J.Sun etal..Study on reducing the core loss of grain oriented silicon steel and improving its aging property by laser nitriding technique in atmospheric ambient[J].Acta Metallurgical Sinica(English Letters),2005,18(4):533-538.

[13] B.S.Yilbas,A.F.M.Arif,C. Karatas et al.Laser Nitriding of tool steel:thermal stress analysis [J].Int J Adv Manuf Technol,2010,49:1009-1018.