的发生，从而得到表面致密度极高且综合机械性能优良的渗 层。
[0026] 本发明采用短时法低氮势氮碳共渗替代传统氮碳共渗，能够大幅提高试样表面致 密性及综合性能，缩短工艺时间，实现工艺一体化，提高生产效率。其机理及验证简述于 下：
[0027] 采用低氮化势短时（0. 5~1. 5h)氮碳共渗，确保在氮碳共渗处理过程中获得完全 致密的化合物层为基础，以最大限度的降低化合物层中N的浓度，避免了在奥氏体化处理 中脱氮行为的发生，并获得致密的贝氏体表面强化层。一方面克服了常规的氮碳共渗处理， 无法避免的在化合物层存在孔洞和裂纹的缺陷，另一方面克服了常规氮碳共渗及高氮势短 时氮碳共渗化合物层中e-Fe2_3N相氮含量高，以至于在奥氏体化处理阶段脱氮产生孔洞、 裂纹的缺陷。
[0028] 发明人通过降低实验氨分压，从而降低实验氮化势值，证实是可以降低氮碳共渗 化合物层的氮含量的；同时还证实了在奥氏体化处理阶段发生脱氮现象的主导因素是化合 物层表层N浓度偏高并呈现梯度变化。具体实验证实过程如下：
[0029] 发明人设置4组试样，截取2组氮碳共渗水淬试样，2组随炉进行奥氏体化处理及 等温时效处理，氮碳共渗温度为580°C，选取的2组氮碳共渗水淬试样的氮化势值-时间分 别为4. 27atnT1/2-lh和0. 68atnT1/2-4h的两组试样，通过电子探针波谱分析仪（WDS)检测结 果分别见附图7、图8,前后两组试样的截面形貌图分别见附图9、10,可以看出：前者为完全 致密的化合物层，后者是含孔洞和裂纹的化合物层；附图7曲线说明的是高氮化势（Kn= 4. 27atnT1/2)氮化处理试样的渗氮层由表及里存在高氮浓度-低氮浓度的梯度变化规律，且 表层氮浓度较高，达到8%以上；而附图8曲线说明低氮化势（KN= 0. 68atnT1/2)氮化处理 试样的渗氮层氮浓度分布稳定在5%~6%之间，无梯度变化。而该高氮浓度层的产生是由 于氮化气氛下的氮化势值较高，使[N]渗入基体表面的速率高于[N]在基体中的扩散速率， 故使表层堆积更多氮原子，渗氮层氮浓度呈现梯度现象。
[0030] 另外2组随炉处理试样的氮化势值-时间分别为4. 27atnT1/2-lh和0? 68atnT1/2-4h， 经680°C±10°C保温2h水淬，最后置于180°C±5°C油浴炉进行等温时效处理14小时后； 前者表面脱落，后者表面完好，即前者比后者在奥氏体化阶段脱氮行为更加剧烈，因此，通 过WDS分析，证实在奥氏体化处理阶段发生脱氮的主导因素是化合物层表层N浓度偏高并 呈现梯度变化。而降低炉气氮化势值之所以可以起到降低化合物层氮浓度及消除氮浓度梯 度变化并抑制奥氏体化的脱氮行为，其原因可能是通过降低气氛氮化势值，降低了气氛向 Fe基体供给[N]的速率，使之与[N]在Fe基体中的扩散速率相当，从而避免基体中的氮失 衡，消除了基体表面堆积更多[N]为后续奥氏体化处理的脱氮行为带来的隐患。
[0031] 因此把短时低氮势氮碳共渗与奥氏体化处理相结合并实现一体化能有效改善最 表面强化层的致密性，并最终获得完全致密的贝氏体强化层。
[0032] 本发明工艺方法采用的氮化势值是0.4-0. 8atnT1/2,颠覆了传统渗氮和氮碳共渗 所采用的氮化势值（KN)必须高于相应渗氮温度下的临界氮化势值的固有观念，最大限度的 降低了e相六角晶格结构的容氮量，有效抑制了奥氏体化处理的脱氮行为。
[0033] 与现有技术相比，本发明能取得以下技术效果：
[0034] (1)经本发明各种热处理工艺技术方案处理后的碳素钢和合金钢的强化层的致密 性及其力学性能相对于传统氮化处理后水淬的试样再经过奥氏体化处理和等温时效处理 的试样而言，得到了极大的改善，并获得了完全致密的表面强化层。其中利用该发明的热处 理工艺处理的碳素钢的表面硬度值为1023HV(采用HV-1000Z型显微硬度仪测试,实验载荷 为0. 49N，持续时间为15s，每个数值取20个测试点平均值），传统工艺处理的试样表面最高 硬度值431HV，提高了 592HV，有效消除了传统工艺中由于奥氏体化处理时的脱氮行为而造 成的表层硬度薄弱区。表面的脆韧性和耐磨性也得到了很大改善和提高。该工艺能有效弥 补之前的热处理工艺所存在的表面因孔洞和裂纹而疏松的问题，并能很好的适应于一些对 尺寸和表面光洁度要求很高的精密仪器的复合氮化处理工作。
[0035] (2)本发明通过低氮化势短时（0. 5~1. 5h)氮碳共渗，试样化合物层氮浓度均衡 的稳定在e相含氮量的最下限（5%~6%)，实验证明，在奥氏体化处理中，氮原子的扩散 可以弥补短时氮化处理渗氮层过薄的缺陷，本发明实验证明，经过〇. 5-1. 5小时低氮势氮 碳共渗+奥氏体化处理及等温时效处理，强化层的厚度达到30ym，相对于短时高氮势氮化 处理获得的15ym以下的致密强化层而言，其在厚度上有所突破（见附图11)。
[0036] (3)采用本发明方法处理的工件，表面致密性极高，在氮化势值为0.68atnT1/2,氮 碳共渗时间0. 5-1. 5小时后，经奥氏体化及等温时效处理后，经扫描电镜进行截面表征，强 化层未见孔洞、裂纹（见附图2)。
[0037] (4)采用本发明方法处理的工件，表面脆韧性得到了极大的改善，在氮化势值为 0. 68atnT1/2,氮碳共渗时间0. 5-1. 5小时后，经奥氏体化及等温时效处理后，经划痕试验仪 表征，其表面强化层划痕周围未出现表皮脱落及裂纹扩展等缺陷（见附图4)。
[0038] (5)采用本发明方法处理的工件，表面耐磨性和光洁度得到了提高，在氮化势值为 0.68atnT1/2,氮碳共渗时间0.5-1. 5小时后，经奥氏体化及等温时效处理后，经摩擦试验机 表征，其摩擦损失量相对于传统工艺减少了 0. 2mg，摩擦系数为0. 37,相对于传统工艺降低 了 37%，表面耐磨性和光洁度获得提高（见附图5)。
[0039] (6)本发明使用短时低氮势氮碳共渗处理，并实现了将氮碳共渗处理和奥氏体化 处理在炉腔内一步完成，即一体化复合工艺，因此，减少了工业生产的成本、大大缩短了热 处理时间和降低了工艺的复杂性，提高了实际生产应用的效率，并能实现高效率的批量化 生产。
[0040] (7)本发明的各技术方案不仅可适用于不同的钢铁材料（如不仅适用于碳素钢、 合金钢，铸铁等气体氮碳共渗），也可适用于各种氮化工艺（例如离子氮碳共渗或盐浴氮碳 等），具有广泛的适应性和很好的工业应用前景。
[0041] 综上所述，本发明技术方案首先以短时法氮碳共渗替代与之有本质区别的传统氮 碳共渗方法，以先获得致密的化合物层为前提；其次，以短时低氮势氮碳共渗的方法进行 氮化处理，颠覆了本领域关于临界氮化势的固有观念，以超低氮化势值获得低氮浓度的e 相，以抑制现有技术中存在的奥氏体化脱氮行为造成最终试样表面疏松的问题，获得了现 有技术所不能实现的完全致密的贝氏体强化层，包括硬度在内的各项性能均获得进一步提 高，即短时低氮势氮碳共渗+奥氏体化处理的有效结合带来了意料不到的优异性能；本发 明工艺省略了氮碳共渗的冷却处理并克服了其所带来的后续负面影响，缩短了热处理时 间、减少了工业成本、降低了能源消耗及工艺的复杂性，不仅提高了实际生产应用价值和实 现了高效率的批量化生产，也符合二十一世纪热处理技术"精密、节能、清洁"的发展方向。
【附图说明】
[0042] 附图1为本发明的热处理工艺图；
[0043] 附图2为本发明实施例1中9组试样的截面扫描（SEM)二次形貌图；
[0044] 附图3为本发明实施例1中9组试样的截面显微硬度曲线；
[0045] 附图4为本发明实施例1中试样（c)和试样（i)的表面划痕形貌图；
[0046] 附图5为本发明实施例1中试样（c)和试样⑴的摩擦系数-时间图；
[0047] 附图6为本发明实施例2的0Mnl2Ni2合金钢经本发明工艺处理后的截面显微硬 度曲线；
[0048]附图7为氮碳共渗580°C、lh氮化势为：4.27atm_1/2的水淬试样的N浓度随深度变 化的电子探针波谱分析图（WDS);
[0049] 附图8为氮碳共渗580°C、4h氮化势为：0.68atnT1/2的水淬试