金属部件的表面处理 |
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| 申请号 | CN201280029799.6 | 申请日 | 2012-06-18 | 公开(公告)号 | CN103635601A | 公开(公告)日 | 2014-03-12 |
| 申请人 | 温欧尔公司; | 发明人 | 托尼·普瑞泽沃; 泰迪·马勒; 米歇尔·巴隆; 詹·萨缪尔; 伊曼纽尔·德朗萨尔; | ||||
| 摘要 | 本 发明 涉及用于金属部件 表面处理 的方法，其中，金属部件（1）的表面被暴露在实质上球形粒子的流，以这种方式，表面的每个部分收到所述粒子沿着几个主要入射范围，在表面的部分上几个主要的入射范围主要分散在一圆椎体或一圆椎形膜中，所述圆锥形膜具有一在10°到45°之间的外部半顶 角 ，直到纳米结构的表 面层 （3）具有，尤其是一大于50μm的平均厚度被获得，粒子具有一少于2mm和大于0.1mm的直径，并且以40m/s-100m/s之间的速度被投射。热化学处理随后被应用，尤其是渗氮类型的低温处理或低压 碳 氮共渗类型的高温处理。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种用于金属部件表面处理的方法，包含： |
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| 说明书全文 | 金属部件的表面处理[0002] 喷丸是一种广泛被用于改进金属表面一些特性的技术，例如疲劳寿命。一种喷丸处理方法典型地是以覆盖程度和强度为特点的，所述覆盖程度描述了受喷丸影响表面的比例，以及所述强度描述了作用在每一单元面积动能的量。在喷丸领域的文献规定了覆盖程度和强度参数范围，在所述范围之外，喷丸的材料发生劣化，例如破裂和疲劳寿命的减少。导致这些劣化的条件通常用术语“过度喷丸”表示。 [0003] 喷丸处理的后续研究通过增加在正常规定范围之外的喷丸处理，显著地提高了在表面层产生纳米结构材料的可能性。术语“纳米结构”表示获得一稳定相，所述稳定相的颗粒尺寸是大约几十纳米。在某些情况下，推定为材料的纳米结构阻止微裂隙的传播，从而上述的劣化不会发生。 [0005] 在用于产生纳米结构表面层的工艺中，注意可能必须采取：·在正入射下高速或非常高速地发射细小或非常细小粒子进入待处理样本的技术（细小粒子射击或气喷喷丸）。这些技术被专门描述在Iron and Steel Institute of Japan,ISIJ International,Vol47(2007),No.1,pp157-162页公开的内容中； ·在较低速度下振动较大粒子的技术，被称为超声波喷丸或表面机械研磨处理。这些技术被专门描述在Japan Institute of Metals Materials Transactions Vol.45,No.2(2004),pp376-379公开的内容中。 [0006] WO02/10461描述了在金属部件表面生成纳米结构的方法，其中，类似于捏成轴承滚珠的完美圆球被射入部分的碰撞点，所述部分在可变的入射范围之下。为了获得几十到几百微米的纳米结构厚度，机械地和/或热的加压于待处理的金属部件表面被说明。 [0008] WO02/10462描述了一种生成纳米结构的方法，其中，球通过球发射源被射入部分的碰撞点，为了在任一方向产生变形，所述部分沿着不同和可变的入射方向。这一方法也包含一个纳米结构层在550℃和350℃的温度下的化学处理步骤。 [0009] 根据一个实施例，本发明提供一用于金属部件表面处理的方法，包含：将金属部件表面暴露在大体上为球形的粒子的粒子流中，从而所述表面的任一部分沿着几个主要入射范围接收所述粒子，在表面部分粒子的主要入射范围被主要地分布在一圆椎体或一圆椎形薄膜中，所述圆锥形薄膜具有在10°到45°之间的外部半顶角，直到纳米结构的表面层制得。例如，表面层大于40μm或50μm的平均厚度被获得。 [0010] 粒子的直径小于2mm和大于0.1mm，并且以40m/s-100m/s之间的速度被发射。 [0011] 本发明核心的概念是创造一个或多个能够沿着变化的和受控制的入射范围撞击待处理表面的粒子流，为了施压于大量的材料原子滑移面。根据一个实施例，纳米结构的表面层具有大于40μm或50μm的平均厚度，纳米结构的表面层边界被界定为金属部件中硬度大于临界值的区域，所述临界值取决于制作所述部件的金属材料。 [0012] 根据一个实施例，关于表面处理的现有技术，所述硬度临界值是由金属的硬化来定义的，其等于在金属部件被处理表面获得50%硬化。在其它例子中，这个临界值可以被定义为其它参数的函数，尤其是当转换发生时材料中结晶相转换的位置。 [0013] 根据其他优选的实施例，类似方法可能具有一种或多种以下特征。 [0014] 根据一个实施例，粒子具有大于0.3mm和小于1.4mm的直径。 [0015] 根据一个实施例，粒子的入射范围被大体上连续不断地分布在圆椎或圆椎型薄膜中。 [0016] 在一个实施例中，圆椎或圆椎型薄膜具有10°到30°之间的外部半顶角。 [0018] 根据一个实施例，关于中心方向的部件表面的倾角在10°到30°之间，优选地，接近于15°。 [0019] 根据一个实施例，粒子以50-80m/s的速度被发射。 [0020] 根据一个实施例，粒子的硬度大于处理前部件的表面硬度。 [0021] 根据一个实施例，本发明从而提供一由上述方法处理的表面构成的金属部件，所述表面包含一纳米结构表面层，所述纳米结构具有一大于40μm或50μm的平均厚度，纳米结构的表面层边界被界定为金属部件中硬度大于临界值的区域，所述临界值取决于制作所述部件的金属材料。 [0022] 根据一个实施例，关于表面处理的现有技术，所述硬度临界值是由金属的硬化来定义的，其等于在金属部件被处理表面获得50%硬化。 [0023] 根据一个实施例，纳米结构的表面层具有大于100μm的平均厚度。 [0024] 根据一个实施例，本发明也提供一金属部件的表面处理设备，包含：一能够产生大体上球形粒子流的发射装置，所述粒子具有小于2mm和大于0.1mm的直径，并且以40m/s-100m/s之间的速度被发射， 一能够支持金属部件的支撑，支撑包含一暴露于粒子流的表面，和一能够修改关于粒子流支撑方向的促动器，从而在支撑表面的主要入射范围被主要地分布在圆椎或圆椎形薄膜中，所述圆椎或圆椎形薄膜具有在10°到45°之间的外部半顶角。 [0025] 根据一个实施例，发射装置是能够产生一股沿着中心方向射入的粒子，支撑的表面被倾斜地放置在所述中心位置，促动器能够装枢轴于支撑，支撑关于一轴线旋转，所述轴线与一股粒子中心方向同轴。 [0026] 以上所述的喷丸处理可以随后为热化学方法。根据一个实施例，金属部件的表面暴露在热化学条件下，所述热化学条件可以引起所述部件金属结构中物质的扩散，从而修饰至少从表面开始厚度的一部分上的金属部件化学成分。 [0027] 在上述喷丸方法中，形成在部件表面的高密度晶界可以被获得也被观测到。由于先前获得的材料纳米结构，扩散处理从而能够通过元素富集金属结构，同未经表面纳米结构的部分相比，所述元素扩散更快或/和到更大的深度或/和在更低的温度下。所述的热化学处理可以首先但不是唯一地影响纳米结构层。实际上，纳米结构区域能够独特地提供有效的进气道，为了也影响底层金属。 [0028] 根据一个实施例，所述部件由钢制成。热化学条件为一在300℃到590℃间的温度的渗氮条件，所述渗氮条件导致氮扩散到纳米结构表面层的钢的晶界里，这一过程导致分散在所述层上的细小沉淀物的生成。例如，以氮化物或碳氮化物形式的粒子细微地分散在纳米结构的表面层。 [0030] 根据一个实施例，金属部件由工具钢组成，并且表面暴露在粒子流直到至少40μm厚度的纳米结构层被获得，例如通过大于3000%的覆盖程度进行喷丸。 [0031] 根据一个实施例，热化学条件为一750℃到1100℃之间温度的低压碳氮化共渗条件，所述共渗条件导致纳米结构表面层的再结晶和氮扩散到再结晶表面层的钢的晶界里，这一过程生成或利于细微分散在再结晶表面层的碳氮化物粒子的形成。 [0032] 根据一个实施例，金属部件暴露在热化学条件的步骤包含：对金属部件逐步升温直至所述碳氮共渗温度并且保持温度在所述碳氮共渗温度，温度上升和温度保持的合并持续时间小于3小时。 [0033] 根据一个实施例，合并持续时间在0.5到1.5小时之间。 [0034] 根据一个实施例，表面暴露在400到1000%的覆盖程度的粒子流。 [0035] 类似地，其他热化学处理导致沉淀物的形成，根据分散的元素，所述沉淀物具有不同化学性质。总之，先前材料的纳米结构有利于以细小和分散的形式的沉淀物的结构，和抑制粗糙形式或弱化连续网形式的沉淀物的形成。 [0036] 根据一个实施例，发射装置是能够产生一股沿着中心方向射入的粒子，支撑的表面被倾斜地放置在所述中心位置，促动器能够装枢轴于支撑，支撑关于一轴线旋转，所述轴线与一股粒子中心方向同轴。 [0037] 本发明的一些方面是基于设计用于纳米结构化材料的想法之上，所述方法具有高的生产率以便在相对短的时间内制造相对厚的纳米结构层。本发明的另一些方面基于制作相对同质的纳米结构表面层的想法。本发明的一些方面是基于设计用于纳米结构化材料的想法之上，所述方法能够被应用于不同的几何形状，尤其是凹形。本发明的一些方面是基于设计纳米机构化材料方法的想法之上，所述方法相对容易和经济的实现。 [0039] 在这些图中：图1是纳米结构化金属表面的方法示意图。 [0040] 图2是适合于实施根据本发明的实施例方法的喷丸机原理透视图。 [0041] 图1是用于纳米结构化金属表面的方法示意图。 [0042] 图2是适合于实施根据本发明的实施例方法的喷丸机原理透视图。 [0043] 图3是由图2所示机器产生的粒子喷流示意图。 [0044] 图4是由图2所示的机器的操作图。 [0045] 图5显示的是几种喷丸条件下金属部件厚度的变化，它是一个关于被处理表面下方深度的函数。 [0046] 图6显示的是如图5中喷丸条件下纳米结构表面层厚度的变化，它是一个关于覆盖程度的函数。 [0047] 图7显示的是几个射出尺寸下处理时间的变化，它是一个关于覆盖程度的函数。 [0048] 图8显示的是喷丸条件下表面硬度和纳米结构表面层厚度的变化，它是一个关于覆盖程度的函数。 [0049] 图9显示的是被处理部件附件的各种模式下纳米结构表面层厚度的变化，它是一个关于覆盖程度的函数。 [0050] 图10显示的是几个喷丸条件下纳米结构表面层厚度的变化，它是一个关于如图2所示机器的支撑倾角的函数。 [0051] 图11显示的是几个喷丸条件下由不同金属材料制成的部件硬度的变化，它是一个关于被处理表面下方的深度的函数。 [0052] 图12显示的是不同金属材料中纳米结构表面厚度的变化，它是一个关于覆盖程度的函数。 [0053] 图13和14显示的是两个不同喷射速率下表面硬度和纳米结构表面层厚度的变化，它们是关于覆盖程度的函数。 [0054] 图15显示的是另一个喷丸条件下表面硬度和纳米结构表面层厚度的变化，它是一个关于覆盖程度的函数。 [0055] 图16是一由喷丸方法处理的代表撞击影响区域部分的横截面示意图。 [0056] 图17-20是纳米结构表面层的光学显微镜图。 [0057] 图21为未经在先喷丸的渗氮步骤下被处理部件中碳和氮的扩散曲线图。 [0058] 图22为先后经喷丸步骤、图21中渗氮步骤处理的部件中碳和氮的扩散曲线图。 [0059] 图23为先后经纳米结构化，渗氮步骤和喷丸步骤处理的部件以及只经渗氮步骤和喷丸步骤处理的部件中的各自残留应力轮廓图。 [0060] 图24为先后经喷丸步骤，低压碳氮共渗步骤处理的部件以及只经低压碳氮共渗步骤处理的部件中的各自维氏硬度轮廓图。 [0062] 图27和28分别为未经和经在先纳米结构化的520℃的气相渗氮处理，工具钢X38CrMoV5样品在表面附近的横截面的电子显微镜图。 [0063] 图29和30分别为未经和经在先纳米结构化的低压碳氮共渗处理，钢23MnCrMo5样品在表面附近的横截面的电子显微镜图像。 [0064] 图31显示的是用另一硬度测试方法的一些喷丸条件下金属部件硬度的变化，它是一个关于被处理表面下的深度的函数。 [0065] 图32为具有纳米结构表面层的金属部件的横截面示意图，所述纳米结构表面层是一个关于被处理表面下的深度的函数，测量硬度曲线也被放在图上。 [0066] 图33显示的是经喷丸处理部件的表面硬度和纳米结构表面层厚度的变化，它们是关于覆盖厚度的函数。 [0067] 图35显示的是根据如图34升温但还有1.5小时持续的模拟期间内时间、温度的变化。 [0068] 图36显示的是根据模拟温度如图34升温但还有3小时持续的模拟期间内时间、温度的变化。 [0069] 以下是关于喷丸方法的实施例描述，所述方法能够在金属部件上获得一纳米结构表面层。除非有相反情况指出，以下所述的本实验结果由平坦金属样品获得。 [0070] 参照图1，纳米结构化金属表面1的方法按照图示被显示。在左侧的图中，处理之前，一直到表面1的材料中晶粒2的尺寸典型地是几十到几百μm。在右侧的图中，处理之后，在表面层3上的材料中晶粒减少到几十nm，例如大约20nm，同时更大尺寸的晶粒持续存在在材料的更深处。随后，垂直于表面1和朝开始于表面的材料里面定位轴z被定义。表面充当维度的参考。在表面层3和未改变的材料深处之间晶粒尺寸的转换实际上比图中更平稳。 [0071] 在层3中材料的纳米结构化是稳定的直到温度上升到至少600℃。涂有类似纳米结构层的金属部件可能被用于各种各样行业，例如在耐磨性和抗疲劳性是关键特性的领域中的应用。 [0072] 参照图2，其描述了一可用于制造类似纳米结构化层的喷丸机器10。为了制造一股以速度V射出的射击，机器10包含一由发射库和一空气压缩机（没有显示）提供的发射喷嘴11，所述速度V根据射击粒子的尺寸可能不同。根据公知技术，作为一个变体，射击粒子的发射也可以使用叶片式涡轮机实现。普通的喷丸设备使得获得大约20m/s-大约120m/s之间范围的速度成为可能。 [0073] 所用的射击，优选地，由原子化的粒子构成。在相对具有优势的成本和较好的球形率下，例如大于或等于85%，类似粒子可能被大量的制造。他们的成本大体上低于如轴承滚珠的珠的成本，其制造方法是几乎统一的为了得到大于99%的球形率。 [0074] 可替代地，其它常规的喷丸媒介可以被使用，例如，有条件地切电线、玻璃微珠或陶瓷球。 [0075] 发射喷嘴11被固定在面对一移动支撑设备12，所述设备12被以下方式构造：一安装在回转马达中轴上的金属盘13，所述回转马达没有显示，例如一电动机，为了能够关于一固定支架19旋转。盘13的中心旋转轴是与喷嘴11的中心发射轴同轴。放置在盘13之上的是一可倾斜的支撑14，其相对于盘13倾斜的角度可以通过螺丝的部件调整。在可倾斜支撑14的中心部分周围固定的是夹紧装置15，所述夹紧装置15装备有平行于支撑14的螺丝16。为了在夹紧装置15和其松开之间固定部分，螺丝16可以固定在待处理部分上，所述松开是为了在处理后取出部分。 [0076] 参考图3，按照图示描述了由发射喷嘴11制造的一股粒子20。喷射20具有一近似于圆椎形的形状，所述圆椎形形状具有半顶角β。半顶角β可能被测量，例如，作为在被撞击区域21的半径ρ和从区域21到喷嘴11的孔口22之间的距离L之间的比例。 [0077] 参考图4，喷丸机器10的操作原则被描述。对于一平行于支撑14的平坦样本，处于喷射20的中心轴25周围的表面部分收到粒子，所述粒子关于局部法线方向27入射角（α-β）。处在喷射20相对边缘的表面部分收到粒子，所述粒子关于局部法线方向28入射角（α+β）。 [0078] 当在粒子发射期间支撑设备12转动，处于喷射20中样本的任何部分撞击在处于差不多圆椎形薄膜的入射范围中。这个圆锥形薄膜是薄的，朝向与角度保持一致的喷射中心，和更大范围地朝向包含（α-β）和（α+β）之间所有角度的喷射外围。如果β≥α，圆锥形薄膜简化成一圆锥体。在支撑设备12旋转期间，被处理表面区域可能撞击处在圆锥形薄膜中所有仰角值角度。机器10的这个特性使得在不同金属上相对高生产力的制作纳米结构化层成为可能，其将在以下测试中重新计算。在以下测试中，角度β等于8°左右，并且距离L等于300mm左右。当然，它不排除一小部分粒子沿着喷射20的主要方向的外部不规则轨道线被射入。 [0079] 以下描述的测试被不同种类的撞击执行，其主要特性在图1中被提到，根据SAE J444标准。撞击类型的公称直径被定义在分布的中数直径上：撞击类型的粒子重量的50%被认为具有小于公称直径的直径，并且50%具有一更大的直径。 [0080] 表1：根据SAE J444标准的撞击特性测试1 图2重新计算在平坦样本E24钢（低合金钢：0.2%、C：1.5%、Mn：98.2%、Fe）机器10上实施的第一次测试的结果，所述样本以一倾斜α＝15°夹在支撑14上固定。在这个表中记录的是在测试中所用的撞击类型、射入速度V、覆盖程度R、获得的纳米结构层的厚度zn、样本反面的维氏硬度、和在两种硬度之间的比例，被称作获得硬度。 [0081] 覆盖R的程度是一由喷丸撞击表面部分的比例测量。在现有描述中，它被定义为如下：100%的参考指出大量的撞击被射出，所述撞击数据上足以撞击被暴露表面的98%。超过100%，一线性规律被适用于参考值。1000%的覆盖程度因此指出10倍于参考数量的量被射入。在恒定流速下，覆盖程度因此也是样本处理时间的测量。 [0082] 纳米结构层的厚度zn通过两种方法获得：由光学显微镜观察和关于深度z的材料表面硬度的函数观察。 [0083] 通过光学显微镜，测得的厚度是对应于纳米结构化区域3形象化非晶形层厚度的9个观察值的算术平均值。被处理样本的宽度在三个区域上被扫描并且每个区域进行三次测量，其确保测试方法的再现性。 [0084] 显微镜观察随后与表面硬度相互关联，为了确定观察到的视觉上非晶区确实符合于硬度的峰值，所述硬度的峰值源自于通过纳米大小晶粒的作用硬化。 [0085] 制作硬度分布的方法存在于制作一台阶为50μm的压痕线，所述压痕线开始于带有微型维式硬度测试计的最外面，所述维式硬度测试计具有一带有负载100g（HV0.1）处理镜头的椎体顶端。样本和纳米结构层的表面在光学镜中被视觉化。硬度分布因此被获得从深度50μm到500μm。表达的值是三个压痕线的平均值，为了具有一可靠的和可重复的测量。 [0086] 在硬度分布和厚度zn之间的联系通过图5的协助可以更精确地被解释。图5代表由上述带有R=3000%样本的测试1中解释的方法获得的硬度分布。弯曲30对应于类型S170的射击。弯曲31对应于类型S280的射击。弯曲32对应于类型S330的射击。弯曲33对应于类型S550的射击。在所有的弯曲30-33中，非常高硬度的区域34出现，其与纳米结构层3对应，并且第二区域35出现，其硬度随深度的降低更平稳并与材料的机械硬化相对应。纳米结构层3的边界因此必须对应一硬度斜坡上陡峭的变化。这点在图5中被证实，所述图5中厚度zn由外表上观察获得，所述外表上观察被标绘为一每种射击的点划相间的线。 [0087] 更具体的说，对于图5中测试的四种类型射击，纳米化结构层3的边界外表上观察大体上对应于硬度等于表面硬度值中间中数值的区域，其在这里被一深度50μm的第一测量点表现出来，并且硬化值远超表面，其材料还未被喷丸实质上影响，所述喷丸被一深度500μm的第一测量点表现出来。 [0088] 纳米结构层3量的定义可能因此由硬度曲线函数来提供：纳米结构层3是由喷丸处理制造的材料硬化的区域，所述喷丸处理是大于或等于样本表面获得最大硬化的50%。这个经验定义已经被实验性地证实用于大于750%覆盖程度，如以下所述。 [0089] 图6代表在外表上观察到的厚度zn中的变化，所述厚度与喷丸处理时间呈函数关系，所述喷丸处理时间由四种类型射击的覆盖程度R测得。曲线36对应于类型S170射击。曲线37对应于类型S280射击。曲线38对应于类型S330射击。曲线39对应于类型S550射击。曲线36-39证明了纳米结构层3的探测临界值和其厚度的饱和临界值。尤其是，在测试1中超出R=3000%厚度不再显著变化。 [0090] 图6证明了来自测试1的所有射击是可能获得超出100μm、甚至是140μm的厚度zn。这个数据也证明了类型S280和S330射击（曲线37和38）的两个优点。一方面，纳米结构层3看起来比带有更大粒子（S550）或更小粒子（S170）显著地在一低覆盖程度R，大约300%。另一方面，比起更大粒子（S550）或更小粒子（S170），厚度zn达到它的顶峰在一更高的水平上。 [0091] 用最大粒子（S550、曲线39）没有获得最大厚度zn被认为意外的。这个观察，不管怎样，被存在的竞争效应解释，当落弹数的尺寸增加的时候，在一方面每个粒子的动能增加，其涉及在每个粒子撞击时材料塑形变形更深和更强烈，并且在另一方面，撞击之间的平均间隔的增加涉及撞击更不均匀的空间分布。 [0092] 在图16中描绘的竞争，其中，撞击影响区域，也被认为纳米晶化裂片，通过半球形呈现。然而近的撞击在整个被处理表面产生相对统一的厚度，相对定距离的撞击产生边缘区域，所述边缘区域中材料变形在一相对小的厚度z0之上，并且中心区域，其中，材料变形在一相对大的厚度z1之上。厚度zn可以被观察到在z0和z1之间。 [0093] 粒子尺寸上的另一个特性是具有可观察效应，所述可观察效应是沿着被处理表面厚度zn的一致性。这个特性是以厚度zn的标准偏差l为特征的。图3重新计算来自图1样本中测得的值，其显微照片被重现在图17-19中。对于选择的覆盖程度，与类型S330得到厚度相比，看起来最大类型S550射击提供一平均厚度，但是标准偏差l加倍。图17-19也使得观察纳米晶化裂片成为可能。 [0094] 表3：测试1中纳米结构厚度的标准偏差更多的，取决于入射喷嘴11的性质，获得一个所给程度的覆盖，所需的时间可能随着粒子大小增加。图7代表，对于一种传统的入射喷嘴类型，覆盖程度R随着两个不同粒子尺寸的入射时间t的变化，所有条件在其它方面相同。曲线40是有关类型S550和曲线41是关于类型S280。在类型1中，为了形成一个100μm厚度，107s需要类型S550，与此同时， 30s需要类型S330和75s需要类型S280。因此被看作，在生产力方面最理想的射击类型，也就是说在每个单位时间内产生最大的纳米结构化厚度，位于S550粒子尺寸之下。 [0095] 测试1因此显示了大粒子相反生产力效果随着类型S550射击开始产生，并且这不利于使用甚至更大的尺寸。 [0096] 图8证明了在纳米结构化厚度zn和被处理表面观察到的硬化之间的关系。曲线42代表厚度zn（左手轴）和曲线43代表与在测试1中类型S280的覆盖R之间函数关系的表面的维式硬度（右手轴）。曲线43证明加工硬化效应，其引起在区域45硬度上的第一次增加，所述区域45开始于没有形成纳米大小晶粒的最初硬度，并且材料的纳米结构化效果引起区域46中硬度的第二次增加。 [0097] 测试2为了评价在测试1中夹子15夹在部分的选择性影响，用类型S280射击在与测试1类似的情况下实施测试2，所述与测试1类似的情况下是在没有施加夹持压力的情况下将样本黏附地结合样本到支撑14。图9显示在测试2中（方形标志）厚度zn与覆盖R的函数关系，叠加在测试1的曲线42上。在两个测试的结果之间没有显著的不同产生，在硬度测量中也没有产生，其意味着在测试1中通过夹持固定部分与观察到的纳米结构化效应没有因果关系。 [0098] 测试3为了评价关于射击喷射处理的部分的定位影响，测试3在与测试1类似的条件下由类型S170、S280和S330射击下被实施，其通过在0°和45°之间变化角度α和支撑设备12的转动。在测试3中获得纳米结构化厚度被记录在表4中。 [0099] 表4：R=3000%测试3中纳米结构化厚度观察到每种类型的射击厚度zn随着角度α变化，为了非常清楚地在大约α=15°时达到峰值。也观察到对于α=0°支撑的转动不产生任何显著效果但是实质上增加了厚度zn当支撑被倾斜时。这些观察显示在射入时粒子撞击的产物在被处理表面任意点不同，其实质上增加了纳米结构化方法的生产力。尤其是，这些粒子被分布在圆椎或一圆椎形薄膜，在这个测试中，所述圆椎或圆椎形薄膜具有10°-45°之间的外部半顶角。 [0100] 图10表现了来自表4支撑转动的结果。曲线50对应于类型S170射击。曲线51对应于类型S280射击。曲线52对应于类型S330射击。 [0101] 为了评价在纳米结构化方法中被处理材料性质的影响，使用不同材料实施测试。理论上，不同材料具有不同接受能力来剧烈塑性变形并因此来纳米晶化。在剧烈塑形变形下的晶粒细化过程取决于许多内在和外在的因素，例如材料的结构和堆垛层错能（SFE）。材料的堆垛层错能能量越高，例如纯铁，各种各样的滑移面激活和位移的产生更困难，所述位移对于晶粒必要过程中必须的。金属的晶体结构和其它元素例如碳或其它金属元素的可选择形式，特别是在支持移位变形的沉淀物形式，因此对纳米结构化生产力有影响。 [0102] 测试4在与类型S280射击的测试1类似的情况下用304L不锈钢和32CrMoV13结构钢样本进行对照测试。图11描绘了这些测试的结果，所述测试是类同于图5的陈述对于R=3000%的硬度分布而言。曲线53对应于304L不锈钢。曲线54对应于32CrMoV13结构钢。这些材料的硬度分布对应于测试1中观察到的趋势。图11中区域34和区域35具有如图5中相同的意思。来自测试1（E24钢）的曲线31通过对比的方式标绘。被观察到的厚度zn视觉上是对于E24为143μm、32CrMoV13结构钢为176μm和304L不锈钢为155μm。 [0103] 再次，对于上述所给的曲线54和31经验的定量的定义的有效性被观察到。 [0104] 这个定义清楚地与曲线53（304L钢）对应当硬化的参考被选在深度300μm时。参考的选择是通过针对304L钢变化微观结构来解释，在材料喷丸期间，尤其是在喷丸第一阶段到材料加工硬化阶段。 [0105] 在材料喷丸的第一阶段，一定量的304L钢的奥式体被转化成为形变马氏体。这种形变马氏体的转变使硬度显著地增加。在曲线53中，在300μm和350μm之间可见硬度显著的减少。硬度的减少整个对应于奥式相位转变区域并且相位具有一高的形变马氏体容量。在第二步，纳米结构层3看起来在马氏阶段。因此，开始于大于350μm的厚度，304L钢的样本具有它奥式体原始的硬度，并且对于厚度小于300μm材料的硬度同时被纳米结构化层和形变马氏体的出现增加。因此，用于决定纳米结构层的参考硬度是在形变马氏体最深层的硬度，这里是大约300μm。 [0106] 测试5在类似于类型S170射击的测试1中用含有0.03C（99.8%Fe）纯铁样本进行对照测试。 纯铁被假设为对于晶粒细化最不优选的材料之一，因为它的铁氧体结构和它的高SFE能量 2 （大约200mJ/m）。来自图12的曲线55代表由这个测试产生的厚度zn，外表上观察，与覆盖R成函数关系。来自测试1（E24钢）的曲线36是通过对比的方式标绘。 [0107] 因而确定E24钢纳米晶化（在R=750%时出现纳米结构层）比纯铁（在R=1000%时出现纳米结构层）更快速，并且在饱和状态具有一更厚的纳米结构层（zn=130μm对比于zn=100μm）。测试5显示对于可以设想的大部分材料方法有可能获得厚于100μm纳米结构层。 [0108] 测试6为了评价更小粒子的效果，测试在含有0.03C（99.8%Fe）纯铁样本和类型S070射击中进行。其它条件类似于测试1. 图13描述了在类似于图8中描述由入射速率V=60m/s获得的结果。曲线60代表表面的维式硬度和曲线61代表外表上观察到的厚度zn。被观察到从R=30000%开始zn在接近于60μm的水平上饱和。对于例如类型S070的小粒子，这种程度的覆盖被快速地得到，例如用普通喷丸材料在少于300s时得到。 [0109] 图14描述了在类似图8的描述中速率=92m/s的入射速度获得的结果。曲线62代表表面的维式硬度和曲线63代表厚度zn。被观察到从R=30000%开始zn在接近于80μm到90μm的水平上饱和。 [0110] 测试8这里将描述第二系列测试。在第二系列的测试中，样本的硬度分布是用一更精确的方法测量，为了提供纳米结构层的定义，所述纳米结构层只基于材料的硬度曲线。 [0111] 表10重新计算第二系列的测试的结果，所述第二系列的测试是根据表2中所述测试1中相同条件下进行的。 [0112] 在第二系列测试中用于制造硬度分布的方法存在于制作一台阶为10μm的压痕线，所述压痕线开始于来自从最外端表面到深度100μm的20μm处，压痕线随后为台阶50μm被延伸至300μm深处。压痕线是用一微型维式硬度测试计制成的，所述维式硬度测试计具有一带有负载25g（HV0.1）处理镜头的椎体顶端。这是含有1μm台阶的机械化表格的Buehler Micromet5104显微硬度计和Buehler Omnimet Mhtsa控制和测量软件。硬度分布因此被获得从深度20μm到300μm。表达的值是三个压痕线的平均值，为了具有一可靠的和可重复的测量.。与先前测试同样的方式，样本表面和纳米结构化层用光学显微镜直观观察。样本的观察使用一Zeiss axio范围A1显微镜、一Qimaging Micropublisher5.0RTV摄像头、一Zeiss EC EPIPLAN X10/0.2HD镜头和Axiovision4.8软件。 [0113] 表10的三栏中对应于表2中前三栏。第四栏提到了纳米结构层的厚度，由zn标示硬度。确实，在测试8中，纳米结构层znh是由一仅基于表面硬度的方法获得，所述表面硬度与深度z成函数关系。为了这个，硬度临界值是由在表面层测得硬度和样本深层硬度之间硬度计算中间值得到的，所述深层硬度是指材料没有被喷丸实质上改变。纳米结构层znh的厚度因此对应于硬度增加的深度，所述硬度增加等于在处理表面之后样本表面观察到的硬度增加的一半。第五和六栏提到在处理面和没有处理面中样本表面的硬度。这些值与测量硬度曲线中第一次测量点相对应，也就是说深度20μm。总体上，比测试1在更接近于表面处测得硬度，因此硬度值高于表2中的值。确实，在表面附近的晶粒的尺寸根据坡度不同。因而，在一最外端表面区域，晶粒的尺寸在10-50nm间变化，并且在更深的区域，晶粒的尺寸在几十纳米到几百纳米间变化。进一步地，硬度用比测试2中更大的负载测得硬度。材料中制造的压痕因而具有比测试1中更大的直径和因此产生更低准确率的测量。 [0114] 表10最后一栏提到厚度测量znh的不确定边缘，所述不确定边缘是由显微硬度测量计的不确定性引起的。确实，硬度测量对于E24钢具有大约±10维式硬度的不确定性、对于32CrMoV13钢具有大约±9.5维式硬度的不确定性和对于304L钢具有大约±13.5维式硬度的不确定性。为了硬度测量中更好的准确性，硬度测试计负载适应于与材料硬度呈函数关系：对于硬度更大的材料使用更大的负载。因而，负载25g（HV0.050）被用于32CrMoV13钢和304L钢。 [0115] 图31代表对于样本用以上解释方法获得的硬度分布，所述样本对应于R=3000%测试1中样本。曲线170对应于类型S170射击。曲线172对应于类型S330射击。曲线173对应于类型S550射击。在所有曲线170、171和173中，出现一对应于纳米结构化层3的非常高硬度的区域，并且在出现一硬度随深度的减少更平稳区域，其对应于材料的机械硬化。 [0116] 通过举例的方式，在图31中，硬度值174在深层测得和最大硬度值175在样本表面层测得，结合曲线170，其分别等于142和300维式硬度。对应的临界值171具有一221维式硬度值，其对应于在样本深处测得的硬度值74和在样本表面层测得最大硬度值75之间的中间值。 [0117] 这个临界值使得它可能决定纳米结构化层的厚度，所述纳米结构化层对于测试具有一大约等于81.5μm的值，所述测试对应于S170射击。 [0118] 纳米结构层的厚度znh的不确定范围因此是由硬度临界值和硬度不确定范围决定的。通过举例的方式，对于先前描述了221维式硬度的临界值171，纳米结构化层厚度的临界值被用硬度值185和186标绘，所述硬度值185和186分别为231维式硬度和211维氏硬度。因此，纳米结构化层的厚度位于大约69-92μm之间。纳米结构化层的厚度的不确定范围在表10中表示。因而，由于硬度的不确定性，测得的纳米结构化层本身也具有测量不确定性。 [0119] 如先前所述，基于硬度满足视觉测定的方法之上的第二测试方法：图32形象地描述了用光学显微镜管擦到的样本区域，所述样本对应于图21（S170在R=3000%时喷丸）的曲线170。来自样本表面与深度z成函数关系的硬度分布170是在这些区域图示标绘。 [0120] 图32中观察到的是一纳米结构层177，所述纳米结构层177对应于材料大体上非晶形和同种的区域。层177对应于图17-19中观察到的深色区域。层177从部分的表面176延伸到第二层178。这个第二层178对应于区域，在所述区域中观察到晶粒并且经历的尺寸由晶界随深度增长限定。在光学显微图中，层178对应于区域，所述区域对比开始于层 177从突变延伸。第二层178对应于材料的加工硬化区域。第三层179包含晶粒大小保持不变的区域。硬度临界值171大体上符合视觉上观察到的在纳米结构表面层177和层178之间的边界184。 [0121] 在表2中列出的视觉上观察到厚度值znh和在表10中列出厚度值之间的差别主要源自表2中提到的测量的相对高不确定边缘，典型地达到±30μm。实际上，在表2中列出的视觉化观察包含过渡层178的一部分，其解释更高硬度值。 [0122] 基于上面描述的测量硬度的方法可以显示当纳米结构化层薄的时候光学观察的不同，其对应于测试8中少于750%覆盖程度时样本的情况。决定纳米结构化层厚度的另一种方法然后被使用。这种其它方法也基于从硬度临界值确定纳米结构化层厚度的原则。这种方法开始于观察当它出现在样本的时候并因此具有一很薄的厚度，纳米结构层3在表面具有一硬度值，其对应于这个临界值。通过描述的方法，参考图33，曲线180代表与覆盖成函数关系的纳米结构化层的厚度，以及曲线181代表对于S170喷丸测试与覆盖成函数关系的样本表面硬度。纳米结构化层最小能测得的厚度182出现与覆盖150%。然而，在纳米结构化层出现期间测得的表面硬度是226维式硬度。这个硬度临界226构成对于决定处理之后覆盖小于750%纳米结构化层的厚度的临界值的真实值。这个可替代值具有一接近于硬度临界值的值，所述硬度临界值是在R=3000%时中间值（221维式硬度）的帮助下确定的。在表10中列出的测试8，硬度临界值是由覆盖值小于750%的其它方法确定的。在表10中，由这个其它方法确定值带有星号。 [0123] 这些结果应该与那些在上面图4所述的国际ISIJ出版物比较，其中，所用的Fe-3.3Si合金同Fe-0.03C相比具有一铁氧体晶体结构。测试6证明获得一覆盖程度上更大的纳米结构化厚度，粒子尺寸和入射速率都小于这个出版物。需要注意的是覆盖程度的比较要求校准，因为这两个案例中不同的定义。更低入射速度的使用能证明有利于减少被处理表面的粗糙度或保护材料更易受微裂隙的攻击。 [0124] 测试7测试7是用含有0.03C（99.8%Fe）和类型S170射击的纯铁样本进行的。其它的条件类似于测试1。 [0125] 图15表述了在类似于图8描述中速度V=57m/s入射获得的结果。曲线64代表表面的维式硬度和曲线65代表厚度zn。在图8中数字44、45和46具有相同意思。被观察到厚度在接近于100μm的水平上饱和。 [0126] 在表2中列出的视觉上观察到厚度值和在表3中列出厚度值之间的差别主要源自表2中提到的测量的相对高不确定边缘，典型地达到±30μm。实际上，在表2中列出的视觉化观察包含过渡层78的一部分，其解释更高硬度值。 [0127] 基于上面描述的测量硬度的方法可以显示当纳米结构化层薄的时候光学观察的不同，其对应于测试8中少于750%覆盖程度时样本的情况。决定纳米结构化层厚度的另一种方法然后被使用。这种其它方法也基于从硬度临界值确定纳米结构化层厚度的原则。这种方法开始于观察当它出现在样本的时候并因此具有一很薄的厚度，纳米结构层3在表面具有一硬度值，其对应于这个临界值。通过描述的方法，参考图23，曲线80代表与覆盖成函数关系的纳米结构化层的厚度，以及曲线81代表对于S170喷丸测试与覆盖成函数关系的样本表面硬度。纳米结构化层最小能测得的厚度82出现与覆盖150%。然而，在纳米结构化层出现期间测得的表面硬度是226维式硬度。这个硬度临界226构成对于决定处理之后覆盖小于750%纳米结构化层的厚度的临界值的真实值。这个可替代值具有一接近于硬度临界值的值，所述硬度临界值是在R=3000%时中间值（221维式硬度）的帮助下确定的。在表3中列出的测试8，硬度临界值是由覆盖值小于750%的其它方法确定的。在表3中，由这个其它方法确定值带有星号。 [0128] 这些结果应该与那些上面引述的材料转化出版物中的表3（a）和4（b）比较。尤其是，更大的厚度在更短的时间以及比相同大小的射击的超声波喷丸（USSP）更灵活的方法中被获得。 [0129] 尽管上述的结果是在平坦的金属样本上获得的，所用方法适用于任何形状的金属部件。尤其是，为了处理一非平面表面，有可能依次处理非平面表面的限制性部分，通过每次定位被处理表面部分，从而参考平面表面先前描述的角度条件大概尊重非平面表面的每个相继部分。表达“相继部分”在这里被理解为平均表面部分，所述表面部分与局部曲率半径相比相对较小，因此一表面部分的平均定位可以被定义，并且于射入的射击尺寸相对较大，以至于大量的撞击可以在统计学上视觉化。 [0130] 一些非平面的几何图形能够产生多种撞击，所述撞击由部分上的一和相同粒子，这就是说反弹。然而，考虑到反弹导致高能量损失，推定其是粒子主要入射，这就是说，在最重要部分的第一次撞击之前的入射。 [0131] 如果不期望，甚至也不可能进行以上提到的对于被处理部分的每个表面部分的定位条件，优选地是定义在最后使用中最容易被施压的金属部件的部分，这被认为是部件的工作表面。例如，小齿轮的工作表面通常齿基。纳米结构化处理小齿轮因此可以被进行，在一特别的实施例中，通过相继地定位面对粒子流的齿基，来进行粒子在齿基表面上的最主要入射的特别定位。 [0132] 单喷射喷嘴已在实施例图2的机器中描述。然而，也可以设想带有多个喷射喷嘴的机器。这些喷射喷嘴可能被特别的安排用于沿着几个不同的入射定位部件的相同表面。喷嘴喷射也可以被安排用来定位被处理部件各种各样的表面。 [0133] 喷丸和热化学方法的组合先前所述的纳米结构方法可以与热化学处理结合，以便通过扩散修饰金属材料的表面层化学成分和提供给它们特定的机械、物理、化学性质，例如为了提高耐磨性，抗疲劳性，高温或低温的抗氧化性，或耐腐蚀性。在这种情况下，表面化学修饰不损害金属中心的化学成分。表面化学修饰可以与加热处理结合。分散成分和加热处理的选择取决于表面上和中心内的所需性质。 [0134] 在下表9中，能够用于提到的这个目的的主要热化学处理。 [0135] 表9：主要热化学处理化学体系 名称 所需抗性 Fe–N 渗氮 摩擦（磨损）-腐蚀疲劳 Fe–C 渗碳 摩擦（磨损）-高负载下相关疲劳 Fe-C-N 碳氮共渗 摩擦（磨损）-温和负载下相关疲劳 Fe–S 渗硫 摩擦（占取-磨损） Fe-S-N 硫氮共渗 摩擦（占取-磨损）-腐蚀-疲劳 Fe-C-N-S 硫碳氮共渗 摩擦（占取-磨损）-腐蚀-疲劳 Fe–B 渗硼 摩擦（磨损） Fe-Al 渗铝 高温氧化 Fe-Cr 渗铬 磨损-氧化 Fe-Cr-Al 铬铝共渗 磨损-高温氧化 Fe-Si 渗硅 耐酸性 由于纳米结构处理的现有设备，可以把不经发生在纳米结构相的大量再结晶就可以进行的热化学处理即相对低温的处理，和导致纳米结构相的大量再结晶即相对高温的处理，区别开来是有用的。 [0136] 低温处理在热化学处理中，对于钢，温度不能超过约590℃。在扩散过程中，纳米结构化层中的晶粒尺寸大体上不会变化。材料的纳米结构有增加晶界的效果，所述晶界出现在部件的外表面并因此有助于扩散过程。从而观测到，在纳米结构喷丸后进行的扩散过程与没有纳米结构的过程相比在动力学和扩散深度上有更高的效率。而且，纳米结构限定了晶界的尺寸和连通，结果是沉淀现象，尤其是碳氮化物的沉淀，被控制在纳米结构层内。 [0138] 未经喷丸的渗氮部件上，一层具有3到5微米厚度的氮奥氏体被形成。经喷丸的渗氮部件上，一层混合马氏体/奥氏体结构的氮富集纳米结构黑色层可以在4到10微米的深度间观测到。 [0139] 在25-50g的负载下，部件表面的维氏硬度被测量。经现有喷丸处理，其增加了约30%并且可以达到约1000HV。 [0140] 图21和22分别为氮和碳的浓度（质量分数），它们是关于深度的函数。分别代表了一个未经在先喷丸的渗氮处理的部件（曲线70和71）和一个先后经喷丸渗氮的部件（曲线73和74）。 [0141] 未经喷丸处理，扩散在约5微米停止，和0.06%的含氮率。表面含氮率为约11%。碳富集亚层72的存在也可以在氮扩散之前观测到，在约5微米的深度处。 [0142] 经在先喷丸处理，氮原子扩散变得更深了。表面的富集度为约9%。经过喷丸处理的碳富集亚层变稀释，从而附加的连续的碳浓度分布曲线得以产生。 [0143] 测试8.2一个304L不锈钢的平坦样品被使用。渗氮在400℃下的等离子体炉内超过100h的保留得以实现。 [0144] 温度的升高有利于氮扩散到更深的深度。未经喷丸的部件上，一个主要由氮奥氏体构成的平坦的白层形成在8-10微米的深度。以纳米结构黑层为特征的喷丸部件具有8-15微米的深度。由于先前喷丸，富集深度增加可以变化到50%。 [0145] 关于未经在先喷丸的渗氮处理，晶粒在硬化效应上至少为15%。表面的维氏硬度测试相对于未经在先喷丸的1150HV趋向1300HV。 [0146] 而且，像测试8.1的所述现象也被观测到，即经喷丸处理的附加的连续的碳浓度分布曲线。 [0147] 对于类型304L、304、316或316L奥氏体不锈钢，特别是通过减小晶粒的尺寸和从奥氏体到马氏体的局部或整个转换，也被称为形变诱发马氏体，硬化得以发生。然而，形变诱发马氏体的形成往往大大地降低这些钢的耐腐蚀性。从而，在所述材料中太高覆盖的喷丸降低材料的耐腐蚀性。因此本发明人观测到，对于这种类型的钢，1000-2000%间的覆盖存在最佳折衷，即为了硬化效应带来的优势又不很大地降低耐腐蚀性质。 [0148] 测试9.1一个约600℃下淬火回火的32CrMoV13结构钢的平坦样品被使用。 [0149] 未经喷丸处理就在480℃下渗氮的部件上面，一层薄的同质的氮化铁白层具有1-2微米的厚度被观测到，许多碳氮化物网沉淀存在于扩散层。当氮浓度增加时，这些沉淀往往易于形成一个相对连续层，所述连续层由部件的脆性部分构成并且易于从表面剥落。 [0150] 经过纳米结构，480℃下渗氮的部件上，有1-3微米的厚度白层的增长的开始。在纳米结构层中，氮扩散没有伴随着明显的氮化物或碳氮化物的网的出现。相对于只有氮化物，归功于在先喷丸处理，表面的这一硬度增加了约15%。 [0151] 测试9.2一个约600℃下淬火回火的32CrMoV13结构钢的平坦样品被使用。 [0152] 图25是一电子显微镜图，其显示的是表面附近的样品横截面，在520℃用气相渗氮处理而未经在先纳米结构。未经喷丸，在与扩散层的接触面的白层80下半部分，亚层的存在被观测到。这有利于碳氮化物网连接的发展，并因此脆化，所述碳氮化物网在数字79明显被看见。 [0153] 图26是一电子显微镜图，其显示的是表面附近的样品横截面，在520℃用气相渗氮处理而经在先纳米结构。经在先纳米结构，520℃气态渗氮处理维持纳米结构材料的层，碳氮化物沉淀细微地分散在晶界中，受到纳米结构处理的影响而没有在层内形成碳氮化物的网。氮扩散深度，约260微米，并没有受到纳米结构处理的不利影响。白层中的最外层的氮富集含量超过14%，以便经纳米结构处理趋向18%。 [0154] 通过不仅在表面而且在表面前100微米上纳米结构处理的效果，额外的硬化能被获得，估计为约10%。表面硬度趋向于1000HV。 [0155] 在两种处理中，白层80的厚度非常相似，大概为10微米。50微米的深度，氮含量很接近：经纳米结构为1.5%，未经纳米结构为1.3%。 [0156] 图23代表根据不同处理深度的残余压应力。 [0157] 正方形：渗氮处理随后喷丸三角形：纳米结构处理随后相继渗氮处理和喷丸 依据压应力值到50μm的深度，两个应力分布大体上相同。超过50μm的深度，经过纳米结构、渗氮和喷丸处理的样品相对于只经过渗氮和喷丸的显示在压力值和深度上明显的增长。压深度的增加接近200微米。当剪应力很深和位于这一区域，尤其是轧制应力的情况下，这可能有利于疲劳特性。 [0158] 通常，可以看到，覆盖为1000%-2000%间的喷丸有可能获得硬化的机械性质与结构钢尤其是32CrMoV13钢上的钢表面光滑的最佳折衷。所述硬化的机械性质由氮的相对深扩散造成。甚至，超过2000%，喷丸导致的变形产生在表面光滑，可以证明不适合所述钢的典型使用，尤其在精密机械和齿轮。 [0159] 测试9.3一个X38CrMoV5工具钢的平坦样品被使用，经过520℃下的气相渗氮处理所述样品淬火并双倍回火至40-43HRC。 [0160] 图27是一光学显微镜图，显示的是经过渗氮处理未经在先纳米结构的样品横截面。图28为一光学显微镜图，显示的是经在先纳米结构后渗氮处理的样品横截面。接近样品表面的区域在每个时间被显示。 [0161] 纳米结构处理使保留碳氮化物网沉淀的高衰减的纳米结构成为可能，如图27数字79所示。520℃下的渗氮处理也使获得一样深的渗碳层成为可能，所述渗氮层经过或未经纳米结构处理。传统的氮富集深度分别为未经纳米结构处理的145微米和经过纳米结构处理的170微米。表面维氏硬度为相同的水平并且约为1300HV。 [0162] 在这一测试中，纳米结构的存在因此限制了在白层80下碳氮化物网沉淀。所预期的晶粒具有更好的影响和抗散裂强度。结果是更长的使用寿命。 [0163] 对于工具钢，尤其是X38CrMoV5钢，可以观测到，纳米结构层具有至少40μm的厚度，使渗氮能够明显的改善。特别是所述厚度可以使用类型S170射击经至少3000%的覆盖获得。使用更大尺寸的射击，典型为S280或S330，通过减少覆盖可能得到所述厚度，但是处理部件的表面光滑明显的退化。 [0164] 高温处理低温扩散过程限制了成分的原子尺寸，使扩散到金属成为可能。另一方面，高温过程，对于钢要超过约750℃，再结晶发生，可以移动表面纳米结构。尤其一个在低压碳氮共渗过程中的高温是必要的，所述低压碳氮共渗存在于注射高热氮原子到真空室，并且与传统地碳氮共渗方法相比限制材料的氧化成为可能。 [0165] 然而，本发明人已经发现还可以获得细晶再结晶，经前面喷丸处理的部件受到高温处理，例如低压碳氮共渗。再结晶尺寸取决于通过喷丸获得的应变硬化程度、温度和热化学处理的持续时间。 [0166] 由于晶粒的细度，例如依据NF A04-102标准，大于或等于10，优选大于或等于12，可以获得出现在表面的晶界的高密度，这有利于扩散和可能增加碳氮共渗层的氮的浓度以及可选择地碳的浓度和扩散速率。另外，先前纳米结构处理使抑制稠密碳氮化物网的沉淀也变得可能被观测到，它是部件表面脆性的原因之一。 [0167] 以下为关于表7的重复的低压碳氮共渗测试阐述了这些观点。 [0168] 测试10处理样品为一齿轮的齿。对于极度强烈的纳米结构条件，本发明人观测到粗晶再结晶。 因此，400-1000%的覆盖被认为是最合适的喷丸条件。 [0169] 为了评估根据时间的再结晶，样品受到不同模式下升温的测试，为了实现最终将温度保持在880℃。三个总处理时间被测试：0.5h、1.5h和3h。每个时间，样品露天冷却。此外已知，火炉的升温动力学影响再结晶的性质和逐步加热利于细晶再结晶。这就是为什么下面示例中选择相对平缓的升温曲线。 [0170] 为了确定最佳喷丸条件，测试在不同覆盖程度和不同类型的射击下进行。按照NFA04-102标准的晶粒指数被测量每个样品的表面，所述每个样品与处理的持续时间和相应的覆盖程度相一致。 [0171] 测试的结果被列在下表11：表11：根据进行表面处理的样品上的晶粒尺寸和处理时间T 纳米结构样品上，下面的结构在升温结束时和冷却中被观测到： T=0.5h，相应的从200到800℃平缓上升：极细的铁素体晶粒（指数≥12）能够在表面被观测到。仅在下面，再结晶的开始被观测到，但是很快没有纳米结构的结构出现了。 [0172] 在测试T=0.5h中的温度曲线如图34所示。首先，温度在到达约T=0.3h的位置处880℃的保留200之前，缓慢上升。温度保留200被维持到T=0.5h。 [0173] 尽管，这个简短的热处理因为在表面获得晶粒的细度看上去十分有利，由于材料的热惰性，并不能适用于所有情况，所述热惰性可以阻止被处理部件在一旦所述部件的尺寸变大的短时间内获得的恒温。 [0174] T=1.5h，相应的从200到800℃上升，有两个中间保留：极细晶粒也出现表面，在小于等于1000%的覆盖，所述覆盖取决于射击的尺寸。很明显可以看到，再结晶的三倍大的边界变得越来越明显，并且，当覆盖R增大时影响更大的深度。对于R=1000%，这种钢表面上的铁素体晶粒的放大现象被观测到，可以导致小于12的晶粒指数。 [0175] 在测试T=1.5h中的温度曲线如图35所示。温度上升直至760℃的保留201，并被维持到约T=0.75h。然后温度上升至约850℃的温度的保留202，被维持到T=1.25h。然后温度停到880℃的最终保留203，直到测试的结束。 [0176] T=3h，相应的从200到800℃上升，有三个中间保留，所有的受测试纳米结构导致铁素体晶粒的放大现象在表面上有小于或等于9的指数并且刚刚在表面上。然后，下面，细晶再结晶是完全确定的。 [0177] 在测试T=3h中的温度曲线如图36所示。测试中，温度依靠三个温度保留缓慢升到880℃的温度保留204：在约533℃的第一保留205随后到T=1h，约630℃的第二保留206，随后到T=2h，约74℃的第三保留207，保留204在约T=2.75h被实现。 [0178] 因此可以观测到，当热处理时间太长，粗晶再结晶发生（指数<10），然而，当热处理的持续时间小于3小时，有可能观测到细晶（指数≥10）。因此，1.5h高温处理似乎是在标准机械部件上获得细晶再结晶的很好的妥协。然而，获得的晶粒尺寸即取决于热处理参数又取决于在先喷丸参数。 [0179] 因此，可以注意到，太大的覆盖，即大于或等于1000%的覆盖，有利于粗晶粒的再结晶，尤其在1.5h的处理。此外，本发明人观测到，当覆盖程度太大时，喷丸生产的部件的变形变得太大，降低了表面光滑。这尤其是样品受到1000%的覆盖程度的原因。因此，本发明人已经观测到小于或等于1000%的覆盖程度使在避免晶粒放大时表面光滑的最佳折衷变得可能。尤其，在表面光滑是将被处理部件的必要性质的这种情况下，减小覆盖程度可能有必要。既然这样，400-500%的覆盖可以被使用。 [0180] 类似的定量和定性结果已经在由20MnCr5和27MnCr5齿轮式钢组成的样品中被观测到。以上所述的观察结果适用于其它合金钢，尤其是齿轮式钢20CrMo4、27CrMo4、18MnCrB5、29MnCr5、15MnCrMo5、18NiCrMo5或20NiCrMo7。 [0181] 对于R=500%和T=1.5h，平均晶粒尺寸为约3.3μm，也就是被计算的十二个形成的边界在表面上超过40μm。 [0182] 图29是一显示为样品横截面的光学显微镜图像，所述样品经过低压碳氮共渗处理而未经在先纳米结构。图30是一显示为样品横截面的光学显微镜图像，所述样品经过在先纳米结构后的低压碳氮共渗。样品的区域落在0.4到0.6mm的深度如每个时间所示。对于低压碳氮共渗测试，时间T=1.5h被保留。测试导致纳米结构使碳氮化物网消失被观测到。并且，对于未经在先喷丸的样品，在碳氮共渗处理结束时，由马氏体和在晶界上碳氮化物网的开端组成的结构被观测到，所述晶界可见于图29的数字79。然而，具有纳米结构的表面只包含马氏体，所述表面难以被攻击，碳氮化物的小球分布在所述表面。在样品表面的依据NF A04-102所测晶粒尺寸指数对于图29的样品等于9，对于图30的样品等于12。可以假设碳氮化物的小球晶界有同晶粒尺寸成正比的尺寸，从而晶粒的细度以连接网的形式阻止碳氮化物沉淀的渗透。 [0183] 图24代表在低压碳氮共渗后根据深度的样品硬度，有在先喷丸(曲线75)和没有在先喷丸(曲线76)。归功于在先纳米结构，在硬化深度上的明显增加被观测到。650硬度的深度从没有纳米结构的0.41mm移动到有纳米结构的0.54mm被观测到。 [0184] 碳浓度分布上，仅仅碳氮共渗的样品和经历两种处理的样品间，没有变化被观测到。另一方面，纳米结构提高了表面下氮分布超过第一个毫米的两成。这解释了更高的硬度水平。在下表8中这一增长被测量。 [0185] 表8：低压碳氮共渗后的根据深度的氮原子的质量分数（%）深度z（mm） 没有纳米结构的样品 纳米结构的样品 增加（%） 0.06 0.13 0.21 62 0.10 0.12 0.16 33 0.15 0.10 0.14 40 0.20 0.09 0.11 22 0.25 0.08 0.08 0 尽管本发明已经联合几个特殊的实施例被描述。这是显而易见的，它决不限制并且包含部件的所有技术替代以及它们的结合体，如果后者在本发明的范围之内。 [0186] 特别地，在举例中描述的实施例与最初的均质材料相关，所述均质材料在喷丸方法中描述，其使得形成相对厚的纳米结构化层成为可能。通过纳米结构化层的厚度对所给材料个性化覆盖的程度是有可能的，这种覆盖使得所述纳米结构化层厚度有可能获得。因此，对一具有其他在先处理的材料实施类似程度的覆盖也能够有效地产生纳米结构化表面层，甚至这种预先处理的材料不对应于所述例子，例如一非均质材料。 [0187] 动词“具有”、“包含”或“包括”和它的结合形式的使用不排除除了在权利要求书中提到的那些之外的元件或步骤的存在。对于成分或步骤中的不定冠词“一个”或“一种”不排除，除非有相反的提到，类似元素或步骤的复数形式。几个部件或模块可能被一和相同材料元件描述。 [0188] 在权利要求书中，在括号中任何参考标记不能被解释为权利要求书的限制。 [0189] 表2：测试1，E24钢，射击源的洛氏硬度=48HRC表6：喷丸后的渗氮处理 表7：喷丸后低压碳氮共渗处理 表10：测试8，表1相一致的样品，E24钢，射击的洛氏硬度=48HRC |
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