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低温复合渗铬是指将基材进行渗氮处理后,再进行低温渗铬处理获得复合渗铬层的工艺过程。本文首先概述了纳米晶材料的研究现状,指出材料表面纳米化是纳米材料工程应用的重要方面；其次指出渗铬温度仍然偏高、渗层生成速度较慢是现阶段低温复合渗铬工艺存在的主要问题,同时指出虽然氮化铬纳米粉、纳米线的制备研究较多,但氮化铬纳米块体的研究却很少；指出了用低温复合渗铬实现钢材表面纳米化的可行性。
针对低温复合渗铬研究中存在的问题,根据热力学计算结果,改进了盐浴配方,并成功实现了在经过540～560℃离子渗氮5.5h的钢材(纯铁、20、45、T10、H13钢)上,进行500～610℃盐浴渗铬处理以获得低温复合渗铬层(简称渗铬层)的新工艺。采用X射线衍射仪、金相显微镜、扫描电镜及能谱、透射电镜系统研究了上述钢材在500～610℃渗铬的相变特征。
研究发现,复合渗铬层在消耗原渗氮化合物层(即“白亮层”)的基础上形成,铁氮化合物层的含氮量及其消耗对复合渗铬层厚度起决定作用；渗氮扩散层中的氮原子(N)对渗铬层的形成贡献极少,铁氮化合物层中的N消耗完毕后,复合渗铬层的增厚也结束。复合渗铬层终止在铁氮化合物层与基体的交界处。渗氮表面层中N原子可以向试样表面扩散与铬原子(Cr)反应形成渗铬层(有效消耗),也可以向试样内部扩散,不与Cr反应,从而形成N原子的无效消耗。较低温渗铬时N原子的无效消耗量少,故较低温度下Cr的渗入深度比较高温度的大(渗铬温度范围为500～610℃)。基材中的C对低温复合渗层的形成没有贡献,不过在500～550℃渗铬较长时间仍然可以检测到C的迁移过程；610℃附近渗铬较长时间后,在复合渗铬层靠近基材的一侧可观测到少量脱碳区。
500℃～550℃渗铬获得的复合渗铬层由CrN及α-Fe相组成,且随渗铬保温时间延长,不会出现新的含铬相。在610℃附近渗铬保温较短时间获得的复合渗铬层仍然由CrN及α-Fe相组成,延长渗铬保温时间,将出现Cr2N相和极少量的Cr2O3;在700℃附近渗铬所获得的复合渗铬层中出现含碳相M7C3。选择适当参数,可在不同温度(500℃～610℃)渗铬获得纳米结构的低温复合渗铬层。透射电镜观察显示,500℃～550℃渗铬获得的纳米结构复合渗铬层最外层由纳米CrN晶粒(晶粒尺寸在20～90 nm间)组成,次外层由纳米CrN晶及被纳米CrN晶包围的、晶粒较大的α-Fe相组成,最内层为新生α-Fe单相层。610℃下在加Si的盐浴中渗铬可获得Cr2N/CrN双层结构的复合渗铬化合物层；透射电镜观察表明,最外层的Cr2N层晶粒尺寸为200～300nm,次外层CrN相层晶粒尺寸为60～80nm。碳钢铁氮化合物层在渗铬过程中的转变路线为ε→γ’→α-Fe,所释放的N原子一部分与Cr反应形成铬氮化合物。纯铁复合渗铬时,在γ'→α-Fe转变过程中将出现α"-Fe16N2相,即纯铁复合渗铬时,渗氮化合物层的转变路线为ε→γ'→α"-Fe。α"-Fe16N2相在渗铬过程中形成,并在室温时效过程中逐渐消失。
低温复合渗铬层的形成是Cr扩散进入基材表面并与N反应的结果；ε层在发生ε→γ'转变过程中形成微孔,这些微孔的聚集、连通为Cr扩散提供了快速扩散通道。快速扩散通道的形成为低温复合渗铬提供了动力学有利条件。降低渗铬温度,可减缓N原子由铁氮化合物相释放的速度,从而形成N原子等待Cr原子扩散到来的情形,这这是低温复合渗铬层形成的另一有利条件。通过适当控制Cr、N的扩散速度,在H13钢上500℃下渗铬获得了约23μm的纳米结构复合渗铬层。
在相同复合渗铬工艺下不同基材上获得的复合渗铬层具有相同的性能。复合渗铬化合物层硬度可达1500Hv以上。复合渗铬层与基材间结合良好。腐蚀性能研究发现,复合渗铬层在5％H2SO4水溶液中表现出显著的阳极钝化效应,且Cr2N耐阳极腐蚀性比CrN好。摩擦性能测试发现,纳米结构复合渗铬层摩擦系数小,而CrN单层结构的摩擦系数又比Cr2N/CrN双层结构的小。