超短时间感应加热渗氮对SACM645钢显微组织与硬度的影响

《Metals》：Effect of Ultrashort-Time Induction Heating Nitriding on Microstructure and Hardness of SACM645 Steel

　　

SACM645钢是一种含有铝、铬和钼的代表性渗氮钢，广泛应用于要求高表面硬度、耐磨性和疲劳强度的机械部件。由于其强化响应强烈受氮吸收和氮化物形成的影响，SACM645为评估快速渗氮工艺提供了合适的模型材料。本研究将感应加热（IH）渗氮应用于SACM645钢，以阐明在超短加工时间下快速渗氮的可行性和特性。采用高频IH在570 °C下对圆柱试样进行不同时间的渗氮处理，并通过光学显微镜、SEM/EBSD、EPMA和显微硬度测试系统分析了所得显微组织、氮含量分布和硬度分布。仅8 min内即形成了化合物层并伴随表面硬度提高，近表面硬度达到819 HV0.1。表面氮含量迅速增加至约7–8 mass%。化合物层形成后，其生长遵循扩散控制动力学，与经典渗氮模型一致。化合物层主要由ε相组成。在扩散层中，无论渗氮时间长短，局部氮含量与硬度增量之间均观察到强烈的线性相关性。这些结果表明，IH渗氮能够在短加工时间内实现快速表面硬化和可控的化合物层形成，为SACM645钢的快速渗氮提供了一种合理的方法。

超短时间感应加热渗氮对SACM645钢的研究解读

一、研究背景与意义

随着全球脱碳和可持续发展趋势的推进，对节能制造工艺的需求日益迫切。汽车、工业机械和能源系统中的零部件日益要求具备优异的耐磨性和疲劳性能，以延长使用寿命并降低维护需求。热化学表面硬化技术，特别是渗氮处理，在满足这些要求方面发挥着关键作用，因为它能够在最小尺寸变形的情况下提高表面硬度、耐磨性和疲劳强度。因此，渗氮已成为众多工业应用中不可或缺的工艺。

SACM645钢是一种典型的铝-铬-钼渗氮钢，广泛用于要求高表面硬度、耐磨性和疲劳强度的机械部件。其高渗氮响应主要归因于扩散层中涉及铝和铬的细小合金氮化物和/或碳氮化物的形成，而钼则有助于在热暴露期间维持机械稳定性。基于这些特性，SACM645是评估快速氮吸收和氮化物形成如何影响超短时间感应加热渗氮过程中显微组织演变和硬度发展的合适材料。

在工业上广泛使用的常规气体软渗氮工艺中，采用加热至约525–625 °C的炉子和含NH₃的气氛，形成通常由表面ε-Fe_2–3N和界面处γ′-Fe₄N组成的化合物层，以及下方的扩散层。在Fe–N二元体系中，ε相在高氮含量下稳定，而γ′相在较低氮含量下形成。对于实际渗氮钢，Fe–N–C三元体系也很重要；已有研究表明碳稳定ε相，并报道了相应的Lehrer图。化合物层的生长行为已进一步通过Fe–N和Fe–C–N体系中的相稳定性、抛物线增厚动力学、渗氮势（K_N）对ε/γ′相组成的影响以及驱动层内相变的碳含量梯度来描述。此外，ε/γ′相平衡的控制近来因其对疲劳性能的强烈影响而变得重要，从而推动了K_N控制渗氮、基于Lehrer图的工艺设计以及旨在优化相组成和力学性能的混合热化学-机械处理的发展。

尽管取得了这些进展，常规渗氮处理需要长时间加热和保温——通常数小时——导致高能耗和生产效率受限。相比之下，感应加热（IH）能够实现快速、局部和非接触式加热，使部件表面在数秒内达到目标温度。然而，尽管已有一些研究探索了IH辅助表面处理工艺，钢材在超快IH加工下的渗氮行为仍未被充分理解——特别是氮吸收和扩散行为、显微组织演变以及由此产生的硬度分布。基于这些考虑，本研究旨在阐明超短时间感应加热渗氮对商用渗氮钢SACM645的氮含量分布、硬度分布、氮依赖性显微组织特征以及整体显微组织，为IH实现的快速渗氮的可行性和机制提供基础见解。

二、关键技术方法

研究人员采用高频感应加热渗氮装置对SACM645钢（大同特殊钢株式会社，日本爱知）圆柱试样（直径10 mm，长10 mm）进行表面热处理。试样先经880 °C奥氏体化60 min油淬、690 °C回火120 min水冷的调质预处理。渗氮前在490 °C大气环境中进行9 min脱脂氧化处理，随后在80,000 Pa初始NH₃压力、570 °C恒温下进行不同时间（8–180 min）的IH渗氮。表征方法包括：光学显微镜（OM）观察经2%硝酸酒精溶液浸蚀后的化合物层显微组织并测量其厚度；配备场发射扫描电子显微镜（FE-SEM）的电子背散射衍射（EBSD）进行近表面区域物相鉴定；场发射电子探针显微分析仪（FE-EPMA）进行氮含量线分析；自动维氏硬度计在0.1 kgf载荷、15 s保载时间下测量硬度分布。

三、研究结果

3.1 显微组织

光学显微观察显示，所有渗氮条件下近表面区域均形成白色化合物层，其厚度随渗氮时间增加而系统增大：8 min时约5.4 μm，180 min时增至约15.5 μm。由于渗氮温度（570 °C）低于回火温度（690 °C），内部区域的回火组织得以保留。SEM和EBSD分析表明，渗氮45、90和180 min的试样中，化合物层主要鉴定为hcp相，即以ε相（ε-Fe_2–3N）为主，局部检测到少量γ′相（γ′-Fe₄N），呈现ε/γ′混合相组成。化合物层下方基体组织呈马氏体形态，化合物层本身也表现出与基体相当的极细晶粒组织。较短渗氮时间下化合物层晶粒极细，限制了菊池花样的质量获取，但在可鉴定区域仍提示ε和γ′相共存。此外，渗氮90和180 min的试样中，化合物层内观察到细小孔洞，部分孔洞局部连通。

3.2 氮含量分布

EPMA线分析结果显示，所有渗氮条件下表面附近氮含量均迅速增加至约7–8 mass%，且几乎与渗氮时间无关，表明IH条件下表面氮饱和快速实现。在约6 μm（8 min）、10 μm（16和45 min）和16 μm（90和180 min）深度处观察到氮含量急剧下降至约2 mass%的尖峰状变化，这些深度与显微组织和EBSD物相图谱确定的化合物层厚度高度一致，可解释为富氮化合物层与下方扩散层之间的界面。在此界面以下，氮含量随距表面距离增加而逐渐降低。在扩散层内给定深度处，氮含量随渗氮时间增加而系统增大，表明延长IH渗氮时间增强了氮的渗透和积累。

3.3 硬度

硬度分布测试表明，即使最短渗氮时间8 min，近表面区域硬度即达到819 HV0.1，相比基体平均硬度约260 HV0.1显著提高。随着渗氮时间增加，硬度保持升高的深度明显增大，且硬度分布形状发生系统性变化：短时间渗氮时硬度随距表面距离增加而陡降，长时间渗氮时硬度梯度变得更平缓并延伸至更深处。硬度分布与EPMA氮含量分布良好对应，支持硬度增加主要由氮含量控制的解释。若以相对基体硬度增加超过50 HV0.1作为有效硬化深度判据，8 min渗氮试样的有效硬化深度约为80 μm，而180 min渗氮试样增加至约200 μm。

四、讨论与结论

讨论部分指出，IH渗氮的两个显著特征为：第一，仅8 min超短处理时间内即可形成化合物层并伴随表面硬度显著提高，表面氮含量快速达到约7–8 mass%的高水平且几乎不随进一步延长渗氮时间而变化，表明IH渗氮快速建立了以高氮活性为特征的渗氮活性表面条件。这一快速形成可能归因于初始高NH₃分压（80,000 Pa，无H₂稀释的势控制）以及渗氮前氧化处理产生的氧化膜对氨分解和氮转移的催化作用。第二，化合物层厚度与渗氮时间平方根之间呈现清晰线性关系（R² = 0.975），符合抛物线生长行为，表明化合物层形成后其生长遵循扩散控制动力学，与Somers和Mittemeijer建立的经典气体渗氮化合物层生长模型一致。IH的作用并非改变化合物层的基本生长规律，而是通过快速建立高氮活性的渗氮活性表面来加速扩散控制状态的启动。ε相为主的相组成与Fe–C–N体系中碳稳定ε相的热力学考虑一致。然而，长时间渗氮导致化合物层内形成细小孔洞和孔隙，表明处理时间增加不一定带来化合物层质量的改善，存在优化处理窗口。在扩散层中，各渗氮时间下局部氮含量与硬度增量（ΔHV）之间均呈现强正相关（R² = 0.91–0.99），且不同渗氮时间的数据几乎落在相同的线性趋势上，表明扩散层硬化行为主要由局部氮含量而非渗氮时间本身控制，与已有研究关于渗氮钢扩散层强化机制（氮固溶强化与细小氮化物/碳氮化物析出强化的联合贡献）的结论一致。

研究结论可翻译为：本研究证明感应加热（IH）渗氮能够在超短处理时间内实现SACM645钢的快速表面硬化和可控化合物层形成，同时保持与常规渗氮机制一致的扩散控制生长行为。具体而言：快速表面硬化——仅8 min IH渗氮即实现了连续化合物层和819 HV0.1的高表面硬度，伴随表面氮含量的快速饱和；扩散控制生长——层形成后，化合物层生长遵循扩散控制（抛物线）动力学，表明IH加速了扩散控制条件的建立而不改变基本生长机制；工艺设计意义——扩散层中的硬化主要受局部氮含量而非渗氮时间控制，为设计短处理时间的IH渗氮工艺提供了合理依据。该研究发表在《Metals》期刊上。