1 气体渗氮原理
气体渗氮一般使用无水氨气(或氨+氢，或氨+氮)作为供氮介质。整个渗氮过程可分为分解、吸收及扩散三个过程，即氨的分解、钢件表面吸收氮原子、氮原子从表面向里扩散。 影响渗氮的因素很多，如温度、时间、压力、介质成分以及零件钢材成分和组织等。只有合理地控制这些因素，才能获得满意的渗氮结果。 (1) α相
真空海绵吸盘
氮在α-Fe中的间隙固溶体亦称含氮铁素体，体心立方点阵。590℃时，氮
在α-Fe中的溶解度最大，w
N ≈0.1%。随着温度下降，100℃时w
自锁器N
＝0.001%。α
相在缓慢冷却过程中将析出γ′相。
(2) γ相
氮在γ-Fe中的间隙固溶体亦称含氮奥氏体，面心立方点阵，存在于共析温度590℃以上。在650℃时，氮的最大溶解度为w
N
＝2.8%。缓冷时，在590℃发生γ相共析转变，生成共析组织(α+γ′)；如果快冷，则形成含氮的马氏体。
(3) γ′相
以Fe
监控八角杆4N为基体的固溶体，氮质量分数w
N
的变化范围为5.7%～6.1%。当氮质
量分数w
N 为5.9%时，成分符合Fe
4
N，晶体结构为氮原子占据面心立方晶格的间
隙位置上。γ′相在680℃以下稳定存在，680℃以上转变为ε相。
(4) ε相
以Fe
3N为基体的固溶体，w物理除垢
N
＝8.25%～11.0%，其晶体结构为在铁原子组成的
密集六方晶格的间隙位置上分布着氮原子。随着温度的降低，ε相中不断析出
γ′相。
(5) ξ相
为斜方晶格的间隙化合物，氮原子有序地分布于它的间隙位置。w
过线槽N
＝11.0%～
11.35%，分子式为Fe
2
N。温度高于490℃时，ξ相转变为ε相。
莲子脱皮机
渗氮通常在共析温度(590℃)以下进行。纯铁渗氮后，缓冷至室温，渗氮层
达组织由表及里为ε→ε+γ′→γ′→γ′+α→α。如果表面氮质量分数w
N
到11.0%左右，则ε相可能转变为ξ相。因ε、γ′和ξ相抗蚀性很强，在金相显微镜下为一个白亮层，难以清晰区分。
当渗氮温度超过590℃时，纯铁在室温的渗氮层组织由表及里为ε→ε+γ′→γ′→(α+γ′)共析→α+γ′。
渗氮后快速冷却，能够阻止共析转变与第二相析出。α相和ε相中不析出γ′相和ξ相，γ′相也将发生非扩散性转变，成为含氮马氏体。此时室温组织为ε→γ′→M(N)→α。
碳钢与纯铁渗氮层组织大致相同。但其固溶体和化合物中均含有碳，ε相
(C，N)，α相是氮与碳在α-Fe中的固溶体。由于铁的为含碳的氮化物相Fe 2～3
晶格中有碳原子存在，阻碍了氮原子扩散，特别是当钢中存在片状珠光体和渗碳体时，减少了易溶解氮的铁素体量，增大了氮原子的扩散路程。所以，当渗氮工艺参数相同时，随着钢的碳质量分数增加，渗氮层深度相应减小。
合金钢中渗氮层的形成基本上与碳钢相同，不同点是此时的氮不仅与铁发生作用，而且与合金元素也发生作用。如果在590℃以下进行渗氮，氮首先溶入α-Fe中，形成α相，当氮浓度达到α-Fe的饱和浓度后，便与氮化物形成元素发生作用。按照氮与合金元素亲和力的强弱，依次形成氮化物，最后形成铁的氮化物。继续渗氮，α相转变为γ′相。再继续渗氮，γ′相转变为ε相。
钢中大部分合金元素都能形成氮化物，如Ti、Al、V、Nb、W、Mo、Cr等。由于氮化物形成元素阻碍了氮原子扩散，就减少了渗氮层深度。而Mn、Si、Ni 等非氮化物形成元素，也会阻止钢对氮的吸收，降低氮浓度，减少渗氮层深度。
合金元素对渗氮层的强化机理有两种解释：一是认为这些合金氮化物在渗氮层中呈高度弥散均匀地分布，对渗氮层起着弥散强化的作用。有人测定出38CrMoAlA钢中的氮化物尺寸为20～50nm，主要分布在嵌镶块的边界上，对滑移有阻碍作用，从而产生显著的强化效果。二是认为Al、Cr、Mo等合金元素显著提高了渗氮层硬度，这是因为随着氮原子向里扩散，在渗氮层依次发生如下过程：
① 氮和合金元素的原子偏聚，形成所谓G—P区。
N型过渡氮化物的析出，这些与母相共格的偏聚区和过渡氮
② 有α″—Fe
16
化物的析出，使母相晶格产生很大的弹性畸变，由于与母相共格的偏聚区和过渡氮化物周围的弹性畸变应力场的作用，使位错运动受阻，从而使硬度急剧提高。
2 渗氮用钢及渗氮前的热处理
＝0.15%～0.45%的合通过渗氮提高耐磨与抗疲劳性能的零件，一般采用为w
C
金结构钢，如铬铝、铬钼、铬钼铝、铬镍钼、铬钼钒、铬镍钨等合金钢。以抗腐蚀为主要目的的零件可使用低碳钢、中碳钢，还有极少数用高碳钢和低合金钢。在腐蚀性较强介质中工作的零件可采用不锈钢。冷、热模具钢、高速刃具钢也采用渗氮工艺。常用渗氮钢种见表13-2-1。
渗氮处理是零件制造过程中的最后一道工序，零件渗氮后只需进行精磨或研磨加工。为了保证心部有良好的综合力学性能，消除加工应力，减小渗氮变形以及为渗氮作好组织准备，渗氮前零件一般都需进行预备热处理。结构钢渗氮前常用的预备热处理是调质处理，以获得回火索氏体组织。
渗氮件调质处理工艺对渗氮质量有很大的影响。若调质处理的温度太低或保温时间不够，调质后有游离的铁素体存在。由于氮在铁素体中的扩散速度较大，该处在渗氮后就会有较高的氮浓度，易形成针状氮化物，使渗氮层脆性增大，容易剥落。因此调质处理后，表面层不允许出现游离铁素体。相反，若淬火温度过高，淬火后晶粒变粗，氮化物优先沿晶界伸展，渗氮后出现波纹状或网状组织，也会使渗氮层脆性增大。
回火温度的高低可决定基体中碳化物的弥散度。回火温度太高，基体中碳化物弥散度减小，渗氮件心部强度、硬度不足，不能起支承硬而脆的渗氮层的作用。回火温度过低，心部强度、硬度过高，零件预备热处理后切削加工困难，并且还
会降低渗氮速度。所以，适当选择回火温度，既能使渗氮层和心部有较好的性能，又能获得一定的渗速。
对于形状复杂，尺寸稳定性及变形量要求很严的零件，在机加工、粗磨后要酌情进行稳定化处理，以便消除机加工所产生的内应力，保证渗氮处理变形量最小，组织稳定。稳定化处理温度应低于调质回火温度，保温时间一般为4～6h。
38CrMoAlA钢是国内外普遍采用的渗氮钢，该种钢的特点是渗氮后可以得到很高的硬度，具有良好的淬透性，同时由于Mo的加入，抑制了第二类回火脆性。因此，要求表面硬度高、耐磨性好，又要求心
部强度高的渗氮零件，普遍选用38CrMoAlA钢。
但是这种钢具有下列缺点：在冶炼上易出现柱状断口，易玷污非金属夹杂物；在轧钢中易形成裂纹和发纹，有过热敏感性；加热时脱碳严重，脱碳层将导致渗氮层脆性增加和硬度降低。所以，零件应留有较大的加工余量，以保证渗氮前切削掉脱碳层。
常用的几种渗氮钢的调质处理工艺及调质处理后的力学性能见表13-2-2。
表13-2-2
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