简介概要

离子轰击下高碳钢的脱碳对随后渗金属的影响

来源期刊：中国有色金属学报2001年第z2期

论文作者：李忠厚刘小萍赵金香高原徐重杨永富张文峰

文章页码：177 - 180

关键词：高碳钢；脱碳；渗金属；离子轰击

Key words：high carbon steel； decarbonizing； surface alloying； ion bombarding

摘要：研究了T8钢等离子体脱碳对随后渗金属的影响。介绍了两种处理工艺 ,一种是脱碳后渗金属 ,另一种是直接渗金属。结果表明 ,在离子轰击下 ,高碳钢表层产生严重的脱碳层 ,脱碳层的存在对随后的渗金属过程有着很大的影响。脱碳后渗金属 ,渗层厚度达80μm ;直接渗金属 ,渗层厚度仅15μm。在两种渗金属条件下 ,表面合金层的非碳化物形成元素Co含量差别不是很大 ,而强碳化物形成元素W和Mo的含量却有着显著差异 ,直接渗金属的 ,表层W和Mo含量几乎为零 ,而脱碳后渗金属的 ,表层W和Mo总量最大达到 6 %左右。

Abstract: Decarbonizing of high carbon steel under condition of ion bombarding and its effect on surface alloying soon afterwards were studied. Two processes were introduced, that is, the decarbonizing and then surface alloying, and the surface alloying directly. The results show that a serious decarbonizing layer in the surface of high carbon steel is produced by ion bombarding. The decarbonizing layer has striking influence on surface alloying. The thickness of the alloying layer is 80 μm in the decarbonizing and then surface alloying, but only 15 μm in the surface alloying directly. The content of cobalt which doesn’t form carbide doesn’t have a great difference in two processes, but that of tungsten and molybdenum make a great difference. The total content of tungsten and molybdenum is 6% or so in the decarbonizing and then surface alloying, but is almost zero in the surface alloying directly.

DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2001.s2.040

离子轰击下高碳钢的脱碳对随后渗金属的影响

李忠厚刘小萍赵金香高原徐重杨永富张文峰

太原理工大学表面工程研究所

华北工学院分院机械工程系

华北工学院分院机械工程系太原030024

摘要：

研究了T8钢等离子体脱碳对随后渗金属的影响。介绍了两种处理工艺 , 一种是脱碳后渗金属 , 另一种是直接渗金属。结果表明 , 在离子轰击下 , 高碳钢表层产生严重的脱碳层 , 脱碳层的存在对随后的渗金属过程有着很大的影响。脱碳后渗金属 , 渗层厚度达 80 μm ;直接渗金属 , 渗层厚度仅 15 μm。在两种渗金属条件下 , 表面合金层的非碳化物形成元素Co含量差别不是很大 , 而强碳化物形成元素W和Mo的含量却有着显著差异 , 直接渗金属的 , 表层W和Mo含量几乎为零 , 而脱碳后渗金属的 , 表层W和Mo总量最大达到 6 %左右。

关键词：

高碳钢;脱碳;渗金属;离子轰击;

中图分类号： TG156.8

收稿日期：2001-03-12

Decarbonizing of high-carbon steel under condition of ion bombarding and its effect on surface alloying

Abstract：

Decarbonizing of high carbon steel under condition of ion bombarding and its effect on surface alloying soon afterwards were studied. Two processes were introduced, that is, the decarbonizing and then surface alloying, and the surface alloying directly. The results show that a serious decarbonizing layer in the surface of high carbon steel is produced by ion bombarding. The decarbonizing layer has striking influence on surface alloying. The thickness of the alloying layer is 80?μm in the decarbonizing and then surface alloying, but only 15?μm in the surface alloying directly. The content of cobalt which doesn't form carbide doesn't have a great difference in two processes, but that of tungsten and molybdenum make a great difference. The total content of tungsten and molybdenum is 6% or so in the decarbonizing and then surface alloying, but is almost zero in the surface alloying directly.

Keyword：

high carbon steel; decarbonizing; surface alloying; ion bombarding;

Received： 2001-03-12

利用双层辉光离子渗金属技术 ^[1,2] , 在工业纯铁表面可形成具有表面超高硬度的Fe-Co-W-Mo时效合金 ^[3] 。由于基体是工业纯铁, 强度很低, 因而影响了这种表面材料在工业中的实际应用。为了使得这种Fe-Co-W-Mo表面时效合金能在工业上获得广泛应用, 必须改善基体材料的强度。而最廉价的提高基材强度的方法就是提高它的含碳量。 Fe-Co-W-Mo时效合金是一种微碳的高钴合金, 通过固溶时效处理, 析出金属间化合物能产生显著的时效硬化 ^[4,5,6,7] 。这样就存在一个矛盾, 一方面, 为了使基材具有高的强度就必须提高基材的碳含量; 另一方面, 为了发生金属间化合物强化, 基材表层应具有尽可能低的碳含量。在等离子体加工中, 高能离子轰击会使工件产生溅射现象 ^[8] 。这样, 通过离子轰击, 高碳钢表层的碳原子能够被除去。为解决这一矛盾, 本文作者采用等离子脱碳处理的T8钢作为基材进行Co, W, Mo表面合金化, 未脱碳处理的T8钢进行同样的渗金属对比试验, 研究等离子脱碳对随后表面合金化的影响。

1实验方法

将退火态的直径50 mm的T8钢圆棒加工成d50 mm×3 mm的试片, 进行脱碳及其渗金属试验。脱碳和渗金属均在我所10 kW渗金属炉中进行。由于源极部分的表面积与阴极部分的表面积相比要小得多, 因而, 在渗金属中, 源极能够获得1 400～1 500 V的高压, 而阴极电压只能达600～700 V。为了提高离子对工件的轰击效果, 我们将工件悬挂在源极上。工件悬挂在置于阴极支座上的料筐盒中央。为了在工件附近获得高的温度和高的溅射原子密度, 料筐被包围在置于炉体底座上的保温筐内。在保温筐和料筐的上口处加盖板。实验装置如图1所示。为了提高工件的环境温度, 使其能达到一定高温, 提高脱碳效果, 我们给阴极也施加低的电压。采用WDL-131光电温度计测定工件温度。脱碳采用如下工艺参数进行: 源极电压 (本试验中就是试片电压) 1 400 V, 源极电流密度70 A/m²; 阴极电压 (本试验中就是料筐空盒的电压) -350 V, 阴极电流密度5.5 A/m², 脱碳温度970～1 010 ℃, 脱碳时间5 h, 工作气压55 Pa, 工作气体为工业纯Ar。将脱碳后的工件取样, 制金相样品, 在光学显微镜下观察脱碳组织。

将具有良好脱碳效果的试样和未进行脱碳的试样在渗金属炉中进行渗金属试验。采用未脱碳的试片进行渗金属对比试验, 目的是研究脱碳对随后渗金属的影响。源极为Co45W35Mo20合金板, 尺寸为70 mm×20 mm×10 mm, 用粉末冶金方法制作。渗金属工艺参数为: 阴极电压-600 V, 阴极电流密度14.2 A/m², 源极电压-1 200 V, 源极电流密度35 A/m², 工作气压55 Pa, 工作温度950～1 000 ℃, 渗金属时间6 h。渗金属之后的试样制金相样品, 以观察渗层的金相组织。同时将样品在扫描电镜 (带能谱) 下进行表层成分分析, 为了提高测量精度, 采用6 μm×6 μm面扫描。

图1 离子轰击脱碳装置示意图

Fig.1 Sketch of device for decarbonizing1—Heat preservation box; 2—Furnace body; 3—Pedestal of cathode; 4—Specimen;5—Pedestal of source pole; 6—Charging basket; 7—Cover plates

2结果与讨论

图2所示为T8钢的原始组织, 组织为珠光体。图3所示是脱碳后试样的金相组织形貌。从照片可看出, 在珠光体变为铁素体后, 试样表层出现约100 μm厚的严重脱碳层。在严重脱碳层之下, 组织也发生很大变化, 条状铁素体增厚, 且出现更多粒状渗碳体。在Ar⁺轰击下, 表层碳原子被溅射出来, 通过抽气系统排出炉外。由于表层碳浓度降低, 结果建立起一个从表面指向内层的碳浓度梯度。在此浓度梯度的作用下, 碳原子沿着晶界和铁素体与渗碳体相界面从内向外迁移, 最后, 表层完全变成铁素体。内层铁素体片变厚说明内层的碳含量也在大大下降。

图2 T8钢的原始组织

Fig.2 Intrinsic structure of steel T8

图3 T8钢脱碳后的组织

Fig.3 Microstructure of steel T8 after decarbonizing

渗金属后制金相样品进行组织观察。图4所示是脱碳并渗金属后的显微组织, 图5所示是未脱碳直接渗金属后的显微组织。从图4可以看出, 在晶界有较多的细小金属间化合物析出, 渗层厚度约 80 μm, 与工业纯铁渗金属的渗层厚度差不多 ^[2] 。从图5可看出, 没有脱碳直接进行渗金属, 渗层厚度要小得多, 渗层厚度仅15 μm。它表明脱碳显著影响金属原子的输送。从样品溅射出来的碳原子与从源极溅射出来的W和Mo原子在空间结合形成碳化物, 结果使得在表面合金化中活性金属原子的数量大大减少。将渗金属试样在扫描电镜 (带能谱) 下进行渗层成分测定, 脱碳后渗金属的表层成分分布见表1, 没脱碳直接进行渗金属的表层成分分布见表2。

图4 T8钢脱碳并渗金属后的显微组织

Fig.4 Microstructure of steel T8 after decarbonizing and surface alloying

图5 T8钢直接渗金属后的显微组织

Fig.5 Microstructure of steel T8 aftersurface alloying

表1 T8钢脱碳后渗金属渗层成分分布 (质量分数, %)

Table 1 Composition distribution of surface alloying layer after decarbonizing and surface alloying for steel T8 (mass fraction, %)

Distance from surface/μm	Co	W	Mo
6	12.42	1.19	0.62
12	9.01	1.84	2.43
18	8.32	2.38	2.88
24	7.85	2.86	3.37
48	7.04	2.09	3.29
60	6.67	2.34	3.15
66	6.58	2.21	2.92
72	5.84	2.21	3.41
78	3.51	1.05	1.24

表2 T8钢直接渗金属后渗层成分分布 (质量分数, %)

Table 2 Composition distribution of surface alloying layer after surface alloying for steel T8 (mass fraction, %)

Distance from surface/μm	Co	W	Mo
6	10.85	0	0.20
12	7.09	0.21	0.47
18	5.43	0	0.25
24	3.04	0.10	0.15
30	1.05	0	0

从表1可以看出, 与工业纯铁进行表面Co, W, Mo三元共渗相比, 表层合金含量明显偏低, 特别是W和Mo的含量 ^[2] 。这主要是由于高碳钢脱碳后进行渗金属, 试片中心的碳含量较高, 用与工业纯铁同样的温度渗金属时, 工件会发生熔化, 因而不得不采用较低的渗金属温度。由于渗金属温度低, 从源极溅射出来的Co, W, Mo量不足, 同时, 工件温度较低, 降低了合金元素的扩散系数 ^[9] , 使得Co, W, Mo的渗入量减少。 W和Mo都是强碳化物形成元素, 尽管渗金属之前进行了脱碳处理, 但渗金属过程中, 在碳浓度梯度作用下, 心部的碳原子还会向表层运动 ^[10] , 从表层被溅射出来。溅射出来的碳原子会与从源极溅射出来的W和Mo原子结合, 形成化合物而沉积在工件表面或散落在料筐中。这样就大大减少了W和Mo活性原子的数量。 Co是非碳化物形成元素, 在此过程中, 活性Co原子的数量并未受到大的影响。因此, 在表1和表2两种处理工艺下, Co含量并没有大的差异, 而强碳化物形成元素W和Mo的含量却存在显著差别, 在脱碳后渗金属情况下, W和Mo总量为6%左右, 而在直接渗金属情况下, W和Mo总量几乎为零。

从表1和表2可以看出, 除Co外, W和Mo存在表层贫化。它说明表层贫化不仅与离子轰击时的溅射有关 ^[11] , 而且也与合金元素种类有关。在脱碳的T8钢表面形成的Fe-Co-W-Mo表面合金层具有非常强的时效硬化能力, 在1 190 ℃固溶后在400 ℃时效30 min, 表层硬度从固溶态的200 HV上升到1070 HV。关于这种表面时效硬化的时效组织和性能的论文可参见文献 [ 12] 。