河南安润金属表面处理有限公司

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　　河南安润金属表面处理有限公司是在武汉热处理有限公司、武汉丰而顺热处理设备有限公司、中南民族大学等离子体研究所等单位的大力支持下成立的一家采用新技术工艺的技术服务企业，专门承接金属零部件的离子氮化工艺处理服务。　　公司拥有多台金属表面离子渗氮设备及特种材料渗氮炉，设备由计算机全程控制，实現高硬度、高精度的氮化处理，被氮化的产品变型小，耐磨性及耐腐蚀性强，外观金黄银亮是一种全新的渗氮方法，现已广泛应用于汽车、造船、塑料机械、纺织机械、石化机械、仪器、齿轮、驱动轴、蜗轮与蜗杆、机床主轴、挤压机杆、套筒、凸轮、瓦楞纸轧辊、丝杆、曲轴、阀、模具、减速机的同步环、液压缸、导向板等许多领域。

　　模具热处理变形是模具处理过程的主要缺陷之一，对一些复杂模具，常因热处理变形而报废，因此控制复杂模具的变形一直成为热处理生产中的关键问题。　　众所周知，模具在热处理时，特别是在淬火过程中，由于模具截面各部分加热和冷却速度的不一致而引起的温度差，加之组织转变的不等时性等原因，使得模具截面各部分体积胀缩不均匀，组织转变的不均匀，从而引起“组织应力”和模具内外温差所引起的热应力。当其内应力超过模具的屈服*限时,就会引起模具的变形。　　因此，减少和控制复杂模具变形乃是广大热处理工作者的一项重要的研究课题。　　本文就复杂模具变形状况、变形原因的研究，来探讨减少和控制复杂模具变形的措施，以提高模具产品的质量和使用寿命。　　一、模具材料的影响　　1.模具的选材　　某机械厂从选材和热处理简便考虑，选择T10A钢制造截面尺寸相差悬殊、要求淬火后变形较小的较复杂模具，硬度要求56-60HRC。热处理后模具硬度符合技术要求，但模具变形较大，无法使用，造成模具报废。后来该厂采用微变形钢Cr12钢制造，模具热处理后硬度和变形量都符合要求。　　因此制造复杂、要求变形较小的模具，要尽量选用微变形钢，如空淬钢等。　　2.模具材质的影响　　某厂送来一批Cr12MoV钢较复杂模具，模具都带有￠60mm圆孔，模具热处理后，部分模具圆孔出现椭圆，造成模具报废。　　一般来说Cr12MoV钢是微变形钢，不应该出现较大变形。我们对变形严重的模具进行金相分析发现，模具钢中含有大量共晶碳化物，且呈带状和块状分布。　　(1)模具椭圆(变形)产生的原因　这是因为模具钢中呈一定方向分布的不均匀碳化物的存在，碳化物的膨胀系数比钢的基体组织小30%左右，加热时它阻止模具内孔膨胀，冷却时又阻止模具内孔收缩，使模具内孔发生不均匀的变形，使模具的圆孔出现椭圆。　　(2)预防措施　 ①在制造复杂模具时，要尽量选择碳化物偏析较小的模具钢，不要图便宜，选用小钢厂生产的材质较差钢材。②对存在碳化物严重偏析的模具钢要进行合理锻造，来打碎碳化物晶块，降低碳化物不均匀分布的等级，消除性能的各向异性。③对锻后的模具钢要进行调质热处理，使之获得碳化物分布均匀、细小和弥散的索氏体组织、从而减少复杂模具热处理后的变形。④对于尺寸较大或无法锻造的模具，可采用固溶双细化处理，使碳化物细化、分布均匀，棱角圆整化，可达到减少模具热处理变形的目的。　　二、模具结构设计的影响　　有些模具选材和钢的材质都很好，往往因为模具结构设计不合理，如薄边、尖角、沟槽、突变的台阶、厚薄悬殊等，造成模具热处理后变形较大。　　1、变形的原因　　由于模具各处厚薄不均或存在尖锐圆角，因此在淬火时引起模具各部位之间的热应力和组织应力的不同，导致各部位体积膨胀的不同，使模具淬火后产生变形。　　2、 预防措施　　设计模具时，在满足实际生产需要的情况下，应尽量减少模具厚薄悬殊，结构不对称，在模具的厚薄交界处，尽可能采用平滑过渡等结构设计。根据模具的变形规律，预留加工余量，在淬火后不致于因为模具变形而使模具报废。　　对形状特别复杂的模具，为使淬火时冷却均匀，可采用给合结构。　　三、模具制造工序及残余应力的影响　　在工厂经常发现，一些形状复杂、精度要求高的模具，在热处理后变形较大，经认真调查后发现，模具在机械加工和热处理未进行任何预先热处理。　　1、 变形原因　　在机械加工过程中的残余应力和淬火后的应力叠加，了模具热处理后的变形。　　2、 预防措施　　(1)粗加工后、半精加工前应进行一次去应力退火，即(630-680)℃×(3-4)h炉冷至500℃以下出炉空冷，也可采用400℃×(2-3)h去应力处理。　　(2)降低淬火温度，减少淬火后的残余应力。　　(3) 采用淬油170℃出油空冷(分级淬火)。　　(4)采用等温淬火工艺可减少淬火残余应力。　　采用以上措施可使模具淬火后残余应力减少，模具变形较小。　　四、热处理加热工艺的影响　　1、加热速度的影响　　模具热处理后的变形一般都认为是冷却造成的，这是不正确的。模具特别是复杂模具，加工工艺的正确与否对模具的变形往往产生较大的影响，对一些模具加热工艺的对比可明显看出，加热速度较快，往往产生较大的变形。　　(1)变形的原因　　任何金属加热时都要膨胀，由于钢在加热时，同一个模具内，各部分的温度不均(即加热的不均匀)就必然会造成模具内各部分的膨胀不一致性，从而形成因加热不均的内应力。在钢的相变点以下温度，不均匀的加热主要产生热应力，超过相变温度加热不均匀，还会产生组织转变的不等时性，既产生组织应力。因此加热速度越快，模具表面与心部的温度差别越大，应力也越大，模具热处理后产生的变形也越大。　　(2)预防措施　　对复杂模具在相变点以下加热时应缓慢加热，一般来说，模具真空热处理变形要比盐浴炉加热淬火小得多。采用预热，对于低合金钢模具可采用一次预热(550-620℃);对于高合金刚模具应采用二次预热(550-620℃和800-850℃)。　　2、加热温度的影响　　一些厂家为了保证模具达到较高硬度，认为需提高淬火加热温度。但是生产实践表明，这种做法是不恰当的，对于复杂模具，同样是采用正常的加热温度下进行加热淬火，在允许的上限温度加热后的热处理变形要比在允许的下限温度加热的热处理变形大得多。　　(1)变形原因　　众所周知，淬火加热温度越高，钢的晶粒越趋长大，由于较大晶粒能使淬透性增加，则使淬火冷却时产生的应力越大。再之，由于复杂模具大多由中高合金钢制造，如果淬火温度高，则因Ms点低，组织中残留奥氏体量增多，加大模具热处理后变形。　　(2)预防措施　　在保证模具的技术条件的情况下合理选择加热温度，尽量选用下限淬火加热温度，以减少冷却时的应力，从而减少复杂的热处理变形。　　五、残留奥氏体的影响　　一些高合金模具钢，如Cr12MoV钢模具在淬火和低温回火后，模具的长、宽、高皆发生缩小现象，这是因为模具淬火后残留奥氏体量过多而引起的。　　1、变形原因　　因合金钢(如Cr12MoV钢)淬火后含有大量残留奥氏体，钢中各种组织有不同的比体积，奥氏体的比体积小，这是高合金钢模具淬火低温回火后体积发生缩小的主要原因。钢的各种组织的比体积按下列顺序递减：马氏体-回火索氏体-珠光体-奥氏体　　2、预防措施　　(1)适当降低淬火温度。正如前面叙述过的淬火加热温度越高，残留奥氏体量越大，因此选择适当的淬火加热温度是减少模具缩小的重要措施。一般在保证模具技术要求的情况下，要考虑模具的综合性能，适当降低模具的淬火加热温度。　　(2)一些数据表明，Cr12MoV钢模具淬火后，500℃回火较200℃回火的残留奥氏体量少了一半，所以在保证模具技术要求的前提下，应适当提高回火温度。生产实践表明：Cr12MoV钢模具500℃回火模具变形量小，而硬度降低不多(2~3HRC)。　　(3)模具淬火后采取冷处理是减少残留奥氏体量的*佳工艺，也是减少模具变形、稳定使用时发生尺寸变化的措施，因此复杂模具一般应采用深冷处理。

　　不锈钢多用于强化学腐蚀的工况下,在医药、食饮等民用加工业得到广泛的应用。但由于硬度低、耐磨性差,使其在许多场合应用受到制约。如在颗粒悬浮液中、零件处于相对摩擦工况时,耐磨性就成为突出矛盾。近20年来,离子渗氮技术的发展和完善为不锈钢表面硬化开创了重要的技术途径,离子渗氮已成为不锈钢、钛及其合金表面强化方法的较好选择。　　1、离子渗氮处理不锈钢的优点　　(1) 不锈钢表面通常由一层*薄**密的钝化膜(Cr2O3、Fe2O3、NiO等)所覆盖。这种钝化膜坚固稳定,具有很强的阻渗效应。在离子渗氮的工况下,由于等离子以高速能势连续轰击工件以及由此产生的溅射效应,可、全过程地摧毁不锈钢表面的原生钝化膜和再生钝化膜,活化金属亚表层,从而利于氮的吸附和扩散。　　(2)离子渗氮在保持较高表面硬度的同时,能够硬化层深度,从而获得更密实的渗氮层。密实的渗氮层是获得高耐磨性的前提,有研究证明,离子渗氮的零件比气体渗氮的零件耐磨性高 1倍,且渗层梯度平缓,与基体无明显界限,通常可在 500 ~550℃下进行,离子渗速是气体渗速的2倍。　　(3) 离子渗氮是在较低的温度和较快的速度下进行,故零件耐蚀性比气体渗氮要好,光洁度更好,渗氮后单面增量形变不大于 0.02mm,比气体渗氮小1倍,可作为件的**一道加工工序。　　(4) 离子渗氮可采用遮盖法进行局部掩盖来实现零件局部表面渗氮,使未渗氮的不锈钢表面仍保持原有的耐蚀性。　　(5) 离子渗氮可较充分的控制渗层组织,可添加催渗剂提高渗氮效果。试验表明,采用丙酮、稀土元素、钛和多种活化剂共渗,渗速可提高 20%左右。　　2、渗氮不锈钢的选材　　2、1　渗氮不锈钢分类渗氮不锈钢主要包括马氏体不锈钢、奥氏体不锈钢与沉淀硬化型不锈钢 3类。其中马氏体系列的主要有 1Cr13、2Cr13、3Cr13、1Cr5Mo、1Cr13Al与 2Cr13Mo等; 奥氏体系列的主要有: 0Cr18Ni9、1Cr18Ni9、1Cr18Ni9Ti、Cr18Ni12Mo2Ti与 4Cr14Ni14W2Mo等;还有以 0Cr17Ni4Cu4Nb为代表的沉淀硬化型不锈钢系列,均有良好的渗氮硬化效果。另外,铁素体的Cr17、Cr17Ti及马氏体奥氏体的 15CrMoV等也有良好的渗氮效果。　　2、2　渗氮不锈钢的选材从可渗性好的角度出发,选用与氮亲合力强的多合金元素不锈钢有利于渗氮处理。首先这些元素可使基体组织在较高温下具有稳定性,因此可使零件在较高温度下进行渗氮,也使零件变形减小,渗氮时间缩短。有资料表明,钢中含有 0.6% ~1%钒,不但能细化晶粒,而且渗氮时在晶粒内部和晶粒边界析出分散的氮化物,消除铬钢在渗氮时沿晶粒边界的连续氮化物网,显著提高渗层的耐磨性和抗疲劳强度,适于零件保持高精度。不锈钢中含钛对渗氮也有良好的影响,不但可以在高温下保持组织的稳定性,而且是渗氮的催渗剂。当钢中钛与碳比(质量比 )为 6 5 ~9 5时,可使渗氮层硬度明显提高,含钛钢的渗氮温度可在600℃下进行,渗氮后可用于中等负荷、 高摩擦和交变负荷下工作。合金元素可以在渗氮亚表面层形成细小弥散坚硬的氮化物骨架,如Cr2N,硬度可达1600HV;含Mo的合金钢,渗氮后形成氮碳化合物,硬度可达1800HV;Ti的渗氮物Ti2N、TiN硬度为 1200 ~2000HV;V的渗氮物硬度可达 1900HV;含Al钢对渗氮效果更有独到之处。实践证明,马氏体不锈钢比奥氏体不锈钢更易渗氮处理。如 2Cr13 不锈钢离子渗氮 8h, 可形成0. 15mm的渗层和 700 ~800HV的硬度;而 1Cr18Ni9经离子渗氮 10h仅能形成 0. 08 ~0. 12mm的渗层,即使再延长时间,其后的渗速也很慢,可见在耐蚀性允许的情况下,为提高耐磨性 ,应优先考虑马氏体不锈钢可渗性好的优势。通常奥氏体不锈钢在渗氮过程中,因氮在其中的扩散系数远低于αFe,大量合金元素的存在(例如 1Cr18Ni9Ti含合金元素 30%左右,是 2Cr13的 2倍),它们将阻碍氮原子扩散过程的进行,因此可以获得较高表面硬度,而要获得较深渗层厚度就比较困难。　　2、3　渗氮不锈钢的使用范围马氏体不锈钢中, 1Cr13、2Cr13、3Cr13在 30℃以下、弱腐蚀介质中(如盐水、某些低浓度有机酸、硝酸 )均有良好的耐蚀性,对海水、淡水、水蒸汽、空气等,也有足够的耐蚀性;Cr17、Cr17Ti可耐氧化性酸类,如一定温度和浓度的硝酸,以及大部分有机酸 (醋酸、蚁酸、乳酸、草酸除外 )和有机盐的水溶液;Cr17MoTi抗酸性更高,例如对有机酸(醋酸、果酸及其热酸 ),其耐蚀性甚至比 1Cr18Ni9还好。奥氏体不锈钢中,以1Cr18Ni9Ti为代表,通常用在强腐蚀介质中 ,特别是Cr18Ni12Mo2Ti,耐蚀性更好,多用在低浓度硫酸,沸腾磷酸、蚁酸、醋酸 、尿素,制碱等行业,以及低分子环烷酸、低分子脂肪酸制作设备,用于食饮、医药业,产品更“ 绿化”。以上材料,经离子渗氮处理后,均可达到表面硬化效果,多用于离心泵的口环、轴保护套 、叶轮、承磨环、柱塞泵的活塞、连杆套等,以及搅拌器下轴套、离心机推料盘、刮刀、以及高压阀座及阀杆等,使用寿命成倍增加。

　　离子渗氮重要的特点之一是可以通过控制渗氮气氛的组成、气压、电参数、温度等因素来控制表面化合物层(俗称白亮层)的结构和扩散层组织，从而满足零件的服役条件和对性能的要求。　　离子渗氮化合物层常遇到的氮化物相有两种：γ，-Fe4N相和ε-Fe2-3N相，离子氮碳共渗(俗称软氮化)还可能出现Fe3C相。γ，单相具有*小的脆性，但耐磨性较差，ε单相脆性也较小，并有较好的耐磨性和抗磨合性能。合金结构钢离子渗氮时一般均得到双相(γ，+ε或ε+γ，)组织，脆性较单相大些，耐磨性较好;离子氮碳共渗得到ε+Fe3C(少量)组织，脆性并不增加，而有**的耐磨性。　　一、影响化合物层中ε和γ，相含量的因素　　影响离子渗氮化合物层结构的因素很多，有渗氮气氛的影响，钢材成分和组织方面的影响，还有渗氮温度、时间、气压等工艺方面的影响因素。　　(一)渗氮气氛的影响　　离子渗氮气氛中氮和碳的含量是影响化合物层相结构的重要因素。　　1)气氛含氮量对化合物层相结构的影响　　随着气氛含氮量增加，化合物层中ε相含量增多，白亮层也随之增厚。如40Cr钢用氨气渗氮时，ε相含量相当多，改用分解氨后则大大减少。　　2)气氛中添加含碳气体将γ，形成，而得到以ε相为主或ε单相结构的化合物层。　　如气氛中加入丙烷(C3H8)后，化合物层中ε含量迅速增多，基本由ε单相组成。含碳量再增多则化合物层中开始出现Fe3C，含碳量继续增多，则Fe3C增多，ε减少直到完全消失　　离子渗氮需要严格控制气氛中含碳量，使之能得到ε单相或ε+少量Fe3C的双相组织。这样的组织其硬度和耐磨性均比单纯离子氮化有较大提高。如45钢在含80%N2的氮氢气氛中570℃渗氮3小时，表面硬度只有575-603HV0.5，加入丙烷气后，当含碳量达到临界值(不出现Fe3C的**含碳量)时，ε相化合物层的硬度达730-781 HV0.5。　　(二)钢材成分和组织的影响　　随着钢中含碳量及合金元素增加，氮化层中ε相也随之增多。　　基体组织硬度较高者，渗氮层表面硬度也较高，而且化合物层较厚，其中ε相也较多。　　一般来说，调质组织渗氮化合物层中的ε相含量比正火组织少。　　(三)渗氮保温时间的影响　　40Cr钢化合物层厚度在渗氮初期增长较快，保温2-4小时后变化不大。而38CrMoAl钢化合物层厚度则随时间延长而增厚，保温24小时后，这种趋势仍然保持着。　　一般合金结构钢在用分解氨渗氮时，随保温时间延长，ε相减少，γ，相增多，长时间保温后，化合物层基本由γ，相组成。　　(四)渗氮温度的影响　　40Cr钢渗氮时，从500℃升到达560℃，化合物层中ε和γ，均增加，当升到580-600℃时，ε相突然减少，γ，相数量猛增，当温度升到620℃，γ，相数量急剧减少，升到650℃以上则化合物层分解。　　(五)气压的影响　　离子渗氮化合物层的厚度在某一*佳气压下出现**值，氮化物ε相的含量和气压也有类似的关系。如40Cr钢在530℃渗氮，气压为400Pa时，化合物层中ε相含量*多，而在570℃渗氮，这一气压值为530Pa。　　二、获得各种化合物层组织的工艺方法　　(一)γ，单相化合物层的获得　　γ，相在室温时它的含氮量为5.7-6.1%，相区狭窄，所以γ，单相化合物层比较薄，通常认为可达8um。碳在γ，相中的溶解度不大，室温时**溶碳能力为0.2%。由此可见，获得γ，相的条件是渗氮表面贫碳和氮含量偏低。所以降低气氛氮势，强化脱碳过程将有利于γ，的获得。　　用以下方法之一，可以获得γ，单相化合物层：　　(1)降低气氛的含碳量　　用含氮25%的氮氢混合气或者热分解氨不容易得到γ，单相化合物层，不论是38CrMoAl还是40Cr钢，甚至碳钢都程度不同地含有ε相，若进一步降低气氛含氮量到10%时，上述几种钢材都能得到γ，单相化合物层。　　(2)降低炉气压力　　低气压、高电压，强化溅射和脱碳作用，有利于化合物层中γ，的形成。40Cr钢和38CrMoAl钢在含氮25%的氮氢气氛中530℃渗氮，当气压为160Pa时能得到薄薄的γ，单相化合物层，可以在保温前1-3小时内用低气压，而在以后的保温过程中用一般气压渗氮。这样γ，单相层可由1-2um增加到4-5um。提高渗氮温度还能使它进一步增厚。　　(3)预脱碳法　　用热分解氨离子渗氮时，只有工业纯铁容易得到γ，单相化合物层。因此可以设想，如果使材料表面先形成一层脱碳层，随后再渗氮，就可以得到γ，单相化合物层。如40Cr和38CrMoAl试样先用氢气起辉升温，达到530℃后保温1小时，然后改用25%N2-H2或热分解氨继续渗氮，都得到了γ，单相化合物层。　　(4)延长离子渗氮时间　　碳钢、40Cr等材料用分解氨离子渗氮时，随着渗氮时间延长，化合物层中ε相逐渐减少。　　(二)ε单相和ε加少量Fe3C化合物层的获得　　离子氮碳共渗气氛中碳量达到临界值时，就能得到ε单相化合物层。如果超过临界含碳量，则得到ε+Fe3C化合物层。图2给出了45钢在570-590℃离子氮碳共渗3小时，气氛的组成与化合物层组织之间的关系。可见，ε相单相区非常狭窄，在图中仅仅是一条线，即是临界含碳量曲线。这就意味着获得ε单相的工艺性较差，气氛配比控制得很严格才能做到。否则经常得到的是ε+Fe3C双相化合物层。而形成ε+Fe3C化合物层的气相配比范围却比较宽，生产上容易控制。Fe3C的存在能提高渗氮层的耐磨性，而且少量Fe3C和ε双相化合物层的脆性并不比ε单相差。因此，离子氮碳共渗获得ε+少量Fe3C化合物层是有利而无害的。图2中阴影所示部分为离子氮碳共渗气氛的配比范围。在阴影内，于570-590℃渗氮3小时，正火45钢表面可以得到15-30um的ε或ε+Fe3C构成的化合物层。气氛含氮量低，含碳量高，化合物层较薄，反之则厚。如果不需要过厚的化合物层，可以把共渗时间缩短至1-2小时。当然，临界含碳量也要作相应调整。　　离子氮碳共渗的温度以570-590℃，时间以2-4小时为宜，气压一般用270-530Pa。　　氮气加丙烷共渗也同样能得到ε相或ε+Fe3C化合物层。渗层表面呈银灰色，虽然不用氢气，但丙烷中含有的氢足以防止表面氧化。这种工艺不需要氢气，便于在生产中应用。　　(三)用酒精和丙酮进行离子软氮化　　目前国内在生产上常用酒精和丙酮进行离子软氮化，也能得到增加化合物层中ε相含量的效果。一般得到ε-Fe2-3(CN)+γ，-Fe4N双相化合物层，但是ε相的含量较普通离子渗氮多，因而表面硬度和耐磨性都有进一步提高。　　操作时先通氨气升温，到温后在按一定比例送入含碳气氛。酒精和丙酮蒸气是采用负压抽入的办法通入炉内。在氨/乙醇和氨/丙酮的流量比为9/1-7/3范围内，表面硬度以8/2为**;化合物层的厚度在流量比9/1-8/2范围内变化不大，再增加含碳气氛，化合物层显著减薄;不同流量比对扩散层深度的影响不大。比较氨/乙醇和氨/丙酮这两类气氛，后者能获得更高的表面硬度，较厚的化合物层和较深的扩散层。其混合比以氨/丙酮=9/1-8/2为好。　　三、无化合物层渗氮表面的获得　　渗氮时化合物层，形成的纯扩散层组织具有很高的强韧性，称之为高韧性渗氮层。　　产生纯扩散层有两种办法：　　(一)两段处理法：　　先正常离子渗氮，得到γ，或γ，+ε化合物层的扩散层，然后采用氢、氩等气体辉光放电，靠离子轰击，使已形成的化合物层分解。　　(二)控制含氮量：　　在整个过程中保持等离子区的低氮势，以避免在表面产生γ，氮化物的晶核。但此时氮势应恰好仅低于临界值，以使扩散层能被氮所饱和，并且在硬度和深度上不致比通常的扩散层加化合物层降低太多。

　　与气体渗氮相比，离子氮化具有许多优点，主要表现在：　　(一)由于离子氮化不是依靠化学反应作用，而是利用离子化了的含氮气体进行氮化处理，所以无需防止公害的环保设备。因此，离子氮化法也被称为二十一世纪的“绿色氮化法”。　　(二)离子氮化是在真空中进行，因而可获得无氧化的加工表面，也不会损坏被处理工件的表面光洁度。而且由于是在低温下进行处理(380℃起即可进行氮化处理)，被处理工件的变形量小，尺寸稳定性好，可以满足模具及高精度的零部件要求，处理后无需再进行加工，*适合于成品的处理。　　(三)气体氮化时间长表面粗糙，硬而脆不耐磨。气体渗氮的工件，表面通常会出现较厚(20um以上)的化合物层，这是由ε+γ′两相组成的不均匀混合物层，里层则为扩散层。因此，在化合物层内产生三向显微应力，若在此应力方向上再略加外力，就会产生微小裂纹，此裂纹逐渐扩展而使整个化合物层剥落。含铬、铝渗氮钢的化合物层很脆，气体渗氮后一般均要把它磨去后才能使用。而离子渗氮可以通过控制气氛中氮气和氢气的比例，可以获得5-30um厚的脆性较小的ε相单相层或0-8um厚的韧性γ′相单相层，也可以得到韧性更优的无化合物层而仅有扩散层的渗氮层，这样可以不需要磨削直接装机使用。　　(四)由于不锈钢表面钝化膜的阻碍，传统的气体氮化前做去钝处理，因工艺十分繁杂，且不易控制，效果也难保证。离子渗氮的溅射作用可有效地除去这层钝化膜，而无需做去钝处理，因此离子氮化工艺为不锈钢的表面强化提供了一条新的途径。　　(五)经离子渗氮的工件氮化层致密性好，硬度高，耐磨性、抗咬合性及抗蚀性等方面均优于气体渗氮。

　　离子渗氮法是由德国人B.Berghaus于1932年发明的。该法在0.1-10Torr的含氮气氛中，以炉体为阳*，被处理工件为阴*，在阴阳*间加上数百伏的直流电压，由于辉光放电现象便会产生象霓虹灯一样的柔光覆盖在被处理工件的表面。此时，已离子化了的气体成份被电场加速，撞击被处理工件表面使其加热。同时依靠溅射及离子化作用等进行氮化处理。　　综上所述，离子氮化是在真空炉体内，通过稀薄气体放电，形成由离子、电子和中性粒子所构成的局部电离状态(即等离子体)中进行处理的。　　离子渗氮开始应用于生产实际，至今已经有四十余年，离子渗氮已经成为离子热处理技术中成熟、普及、富有生命力的工艺之一。作为一种全新的渗氮方法，现已广泛应用于汽车、机床、造船、纺织机械、石化机械、仪器、挤压成型机、齿轮、驱动轴、蜗轮、蜗杆、机床主轴、套筒、凸轮、瓦楞纸轧辊、丝杠、曲轴、阀、减速机的同步环、液压缸、导电码线筒、模具、量刃具等许多领域、其应用范围随着工艺的不断开发将日益扩大。

　　离子渗氮是在低真空的含氮气氛中，以炉体为阳*，被处理工件为阴*，在阴阳*间加上数百伏的直流电压，使之产生的辉光放电进行渗氮处理的化学热处理工艺。离子渗氮有多种名称，如离子氮化、辉光放电氮化、离子轰击渗氮、等离子体渗氮等。