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德国渗氮技术会议论文选集
一对盐浴氮碳共渗化学机理的研究
包迪斯，乌尔利希/杜尔弗利特有限责任公司哈瑙
皮利泽尔，卡尔奥托/奥托冯古里克大学马格德堡
福兰克，哈根/奥托冯古里克大学马格德堡
在盐浴中对钢进行氮碳共渗已经长期牢固地占领了热处理市场[1]。
其主要原因是：
-盐浴氮碳共渗的结构件的质量好；
-工艺具有灵活性；
-当今时代大多数从业单位都具有简便的自动化工艺设备；
-由于上述几点而产生了较好的经济效益。
人们往往认为盐浴氮碳共渗法会造成环境污染，最近不来梅（Bremen）大学通过生态平衡研究表明，这种认识是一种偏见[2]。
因此，本文不仅根据最新知识来表明对上述认识的看法，而且还阐述盐浴氮碳共渗在生态方面的知识。
我们讲解这些知识会使盐浴氮碳共渗法的使用者对该方法产生新的更加浓厚的兴趣。
为了经常性地不断地改进盐浴氮碳共渗法，必须深入地了解盐浴氮碳共渗的化学和物理过程。
为此，我们与马格德堡（Magdeburg）大学的皮利泽尔教授博士先生合作，在我们的技工校中对所研究的项目进行了一些简便的物理-化学试验，对这些试验我们报道如下：
在盐浴氮碳共渗过程中，氮来源于在盐浴中以氰酸钾或氰酸钠的形式存在的氰酸盐。
明白该工艺过程的关键问题不仅在于来源于氰酸盐的氮是通过什么途径到达结构件表面的，而且还在于哪些主要因素影响着氮元素的传递。
在盐浴氮碳共渗工艺的大多数出版物[3、4]中都可以看到下列化学反应式：
（1）2NCO-+O2→CO3-+CO+N2“氰酸盐烧损”
（2）4NCO-→CO3-+2CN-+CO+N2“氰酸盐分解”
这种生成氮的反应（在空气中）是氰化物与氰酸盐之间的平衡可逆反应：
（3）CNO-CN-+1/2O2T=580℃/空气
该平衡态势（不完全，但主要）取决于温度。
在渗碳盐浴中（T>900℃），平衡完全在氰化物这一侧，这里的氰酸盐的平衡浓度大约为0.4%，（重量计，下同），而在氮碳共渗的盐浴中，其情况则正好相反，我们可以大约以4%的氰化物来考虑平衡浓度。
但很可惜，我们尚未在文献中见到这种平衡与温度关系的系统研究。
在一般情况下，盐浴氮碳共渗时，氮和碳的传递是用公式（4）和（5）来表示的：
（4）xFe+1/2N2→FexN[x=2～4]
（5）3Fe+2CO→Fe3C+CO2
然而下面我们想将兴趣集中于反应式
（1）和
（2）上。
这里需要提出的问题是，氮化活性氮首先是在这两个反应式中的哪一个反应式中形成的。
只要在真空中排出氧气或在惰性气体中（比如在惰性气体“氩气”中）操作氮化盐浴就可以回答这个问题。
如果盐浴氮碳共渗完全或主要按反应式
（1）进行，那么在排除氧气的情况下，在结构件的表面上根本不会形成氮碳共渗层。
如果盐浴氮碳共渗取决于反应式
（2），则必须在真空中或在惰性气体气氛中形成与在空气中相同的氮碳共渗层。
在研究过程中进行了精确的试验。
为了保证再现性，后来又以略为改变边界条件的方式反复多次做过试验。
试验装置的结构
一台由耐热钢制成的渗碳炉（曲颈甑）（其直径为44厘米，内部净高度为70厘米）配备一个车削加工的法兰和一个冷却盖。
渗碳炉的容量大约为105升。
在冷却盖和渗碳炉法兰之间有一个由丁腈橡胶（别尔布南橡胶）制成的O形密封圈，该密封圈是从外部进行冷却的，由此而确保真空气密性密封。
在冷却盖上设置有过压阀、试样闸门、用于热电偶和真空测定仪的通道、窥视窗和用于抽真空或通风的管接头。
在渗碳炉中设置一个直径为18厘米/高度为30厘米的钛坩埚和一个TF1®氮碳共渗盐浴槽。
坩埚的容量为12公斤盐浴。
必须选择对氮碳共渗盐浴最具抗腐蚀性的钛。
渗碳炉通过一台电气坩埚炉进行加热。
图1是试验装置的结构草图。
1.真空渗碳炉2.加热炉室3.钛内衬坩埚4.盐浴槽
5.材料试样6.坩埚夹持器7.炉子/支架8.渗碳炉盖
9.窥视窗10.试样闸门/取样管接头11.过压阀
12.备用管接头/压力表13.带钛保护管的热电偶
14.抽吸管接头和气体输入管15.冷却装置
TF1®盐浴以下述常规工艺参数进行操作:
温度:
580℃;处理时间:
90分钟;氰酸盐含量:
36～38%;氰化物含量:
4%;
铁含量:
10～40ppm（注：
在其它试验中还要高一些）;冷却:
在渗碳炉或空气/水中
在打开炉盖和按通常技术条件通入微风的情况下，首先对各种不同材料的试样进行氮碳共渗，以便确定盐浴的标准活性。
然后立即封闭渗碳炉，并用一个二级旋转分流阀（式）真空泵抽真空，在使之真空化之后才通入氩气。
所达到的真空度一般为10-2毫巴。
在此，我们达不到小于8×10-3毫巴的真空度。
然而，我们认为这样的真空度足以排除空气中的氧气的影响。
为了排出溶解在盐浴中的氧气，在对试样进行处理之前，先抽真空，并反复六次充氩气。
为了消除铁的影响，试验时尽可能地采用无铁盐浴，Fe含量在40ppm以下。
值得提及的是，在真空状态并充入氩气的情况下，操作TF1盐浴比我们所想象的要简单得多，问题也少得多。
在开始抽真空时可以看见完全平衡的清澈的盐浴在大量冒泡，这就标志着不是少量的空气和氩气在580℃温度条件下溶解于盐浴之中。
盐浴自身的蒸发比我们想象的要少得多。
这样，当试验结束时，在渗碳炉和炉盖的冷却部分只覆盖了一层极薄的盐层，其样子好象是白糖颗粒。
根本没有看见冲击式的排气和产生大量蒸汽的想象。
试验结果
试验结果见附录中的图1和图2以及表1和表2。
在试验开始时（在空气中）对各种材料精确地获得了所希望的化合物层厚度。
在真空状态下，尤其是在氩气状态下我们看到化合物层的厚度减薄了，但其化合物层的结构却没有重大变化。
在空气和真空之间化合物层厚度减少大约30%，而在空气和氩气之间减少大约50%，化合物层中的铁-γ-氮化物的含量略微有所增加。
通过观察得到的结果是，在盐浴中进行氮碳共渗时，反应式
（1）和
（2）是作为两个竞争性反应同向进行的。
二者共同对结构件表面起到氮碳共渗的作用。
表1在不同的气氛之中化合物层的厚度，单位：
微米
（盐浴TF1/580℃/90分钟/Fe～20ppm）
C15
42CrMo4
X45CrSi9
化合物层（%）
化合物层（%）
化合物层（%）
可侵蚀区（%）
空气
18（100）
18（100）
12（100）
46（100）
真空
12（66）
12（66）
10（83）
66（145）
氩气
10（55）
10（55）
8（66）
56（120）
真空度～10-2毫巴
开始50小时之后
%CN-3.93.8
%NCO-37.836.7
表2在不同的气氛之中化合物层的厚度，单位：
微米
（盐浴TF1/580℃/90分钟/Fe～10-40ppm）
C15
42CrMo4
化合物层（%）
化合物层（%）
化合物层（%）
空气
18（100）
16（100）
14（100）
真空
12（66）
10（62）
10（71）
氩气
9（50）
8（50）
6（43）
真空度～10-1毫巴
从空气到真空的化合物层厚度减少大约30%，从空气到氩气的化合物层厚度减少大约50%，由此可以得出结论，反应式
（1），也就是氰酸盐的氧化仅仅只有30%至最高50%起到了氮碳共渗的作用。
以这种形式进行定量是非常谨慎的，而且只能看成是粗略的估计。
如果想要对这两种反应的作用分别作出比较精确的界定，并将其作为牢固的科学基础，则必须采用费用高昂的同位素试验。
上述两种反应所起的作用不总是相同的，而是与材料相关的。
此外，实际上结构件表面上的氰酸盐的分解反应所起的作用比氰酸盐的氧化所起的作用要大些。
结论
A）与材料的关系：
在结构件的表面上进行分解反应时，材料的化学成分及其催化活性、钝化性或污染性（沾污性）起着很大的作用。
氰酸盐的分解反应在有些材料上具有很强的活性，而且很快就达到很高的氮浓度（根据反应式
（2）的反应优势）。
在有些材料上氰酸盐的分解反应非常缓慢（根据反应式
（1）的反应优势）。
以前在评定时，对按反应式
（2）进行的氰酸盐的分解反应所起的作用实际上是低估了。
对上述的实际回答应该是，盐浴的活性与材料是相适应的，比如：
在采用“惰性”材料时通过添加剂来激活氰酸盐的分解。
结论是，在进行盐浴氮碳共渗时，必须考虑与材料具有较为密切的关系。
基本原则是：
对盐浴中的所有一切物质（从铸件到阀门钢）都必须预先推测其相对性（相互关系）。
B）与工艺的关系：
降低氧化的氰酸盐的消耗是有意义的。
应消除对结构件不直接起氮化作用的所有反应，其中包括所谓的氰酸盐的自然烧损，当未处理结构件时（没有任何结构件被处理时），这种自然烧损的确是存在的。
对此可采取的措施是：
将盐浴惰性化、降低温度、在加入其它活性成份（比如：
锂离子）的同时降低氰酸盐的浓度。
展望：
盐浴氮碳共渗既不是连续性试验研究的工艺，也不是令人厌倦的工艺，而是对科学从业人员提出挑战的、生动活泼的、令人感兴趣的工艺，而且将来会获得新的知识来更经济地改善这一工艺过程。
与表1相关的图1
与表2相关的图2
参考文献（略译）
（原文25-34页）
二对铁基材形成氮化物所产生孔洞的认识
歇罗特尔，维勒尔，淬火技术及金属加工有限责任公司
泽门里茨斯彭格勒，阿尔弗雷德弗赖贝格
摘要
莫氏体（Molnit）是存在于铁质材料渗氮层中的一种主要组成部分。
经过这样处理的结构件所有性质都会受到影响。
对于Molnit的形成机理，有各种不同的假设。
一般来说，由于它的形成，促进了氮气中氮原子的重组。
然而，至今对此尚缺乏清楚的检测。
人们尝试通过模型试验来支持重组理论的有效性，所获得的结果有助于阐明孔洞的形成过程。
能量条件和几何条件对于铁-氮体系孔洞形成是决定性的。
首先，应存在一种热动力（氮浓度、氮活度、氮势），其次，必须具有用于重组的位置，这种重组包括晶核形成和孔洞生长（基体中的位错、晶体缺位和缺陷）。
当氮达到最高活度时，给予热动力所需的反应压力。
利用被称作“扩散-重组”体（DIREK）的物体作为大模型（macromodele）（有或无试验薄片）进行试验，证实重组理论。
显然，氢气和氢原子对孔洞晶核（germinal）形成起主要作用。
人们假设氢原子先于氮原子扩散，并在氢气中重组成用于孔洞形成的晶核（位错、缝隙、微裂纹等）。
在此扩散的氮原子随后在氮气中生长阶段重组，其促使压力增加导致表层产生或大或小的疏松度。
（法文）
1.问题的由来
根据不同的用途而采用不同的方法来使氮富集于铁基材料之中，可采用的方法是：
渗氮、氮碳共渗、硫氮共渗、在中温和高温条件下进行氮碳共渗、渗氮。
在制定工艺规程时也可以采用温度、保温时间、有效介质的成份等不同的工艺参数。
从组织结构和相位的角度来看，在差异极大的结构层外部不仅出现氮化铁相γ和ε以及N-（c-）马氏体和残余奥氏体和α-铁，还出现了珠光体或贝氏体这样的典型的组织成份，在未经过腐蚀和经过腐蚀的状态下用光学显微镜对这些组织结构进行检测时，可以清晰地看到球状、长条状乃至类似于隧道的形状。
在电子显微镜下观察时，可以清晰地看到组织结构中的空腔（空隙-Hohlraum）。
在早期的文献
（1）中，曾经有人建议将这种组织结构称之为莫氏体（Molnit，），并将该形成过程称之为莫氏体化，其原因是该组织结构类似于石墨，并在铁-碳材料系列中出现石墨化现象。
该组织结构主要以其几何形状（比如：
大小、形状和尺寸以及组份）而很少以其内涵（材质）去或多或少地影响含氮层的力学、物理和化学性能，因此其使用性能相当于被（氮化）处理的工件（2～7）。
这样，孔洞（孔隙-Poren）就在渗氮化合层中根据其从外向内逐步减少的组份（份额）的情况而在硬度、杨氏模数和压应力的变化过程中产生正值梯度。
因此，准确地知道产生孔洞和影响该过程的确切原因是我们的强烈愿望，而且也具有重要的理论价值。
关于形成孔洞的原因、条件和机理，在氮的富集工艺的发展过程中已经发表过许多不同的看法、假说和理论文章，下面我们按年代顺序来作一简要的概括。
2.对莫氏组织结构的认识的发展过程
2.1观测、确定、说明
1906年，布劳恩（8）：
半白口铁（麻口铁）上半部分的细小气孔是氮化物，是过饱和的生铁在出炉时由于分解作用而产生的，并在此时析出氮。
1923年，弗瑞（9）：
在气体氮化（680℃，65小时）电解铁的氮化物层中的圆形暗“相”，主要出现在晶界上，称之为“氮化物Ⅰ”：
Fe2N，含11.1%的氮。
1929年，艾布斯坦（10）：
非常纯净的气体氮化的铁的组织结构图。
在氮化层中可鉴别的暗灰色组织结构沿其裂纹和空隙（空腔）中显现出氧化铁，因为在未经腐蚀状态下的该组织结构图与氧化层很相似。
1933年，尼希戈里（11）：
对照文献（9、10）说明自己对气体氮化的γ，-Fe2N层的鉴定结果。
对“黑色”扁球体（弗瑞：
氮化物Ⅰ）既可定义为“相”，也可确定为“空隙”。
如果确定为空隙，则要么是在磨削抛光时通过微粒产生的，要么是在NH3裂解（分解）时由于活性氢而还原氮化物产生的。
瓦伦蒂勒1953年才首次报道关于在碳氮共渗硬化的边缘产生的空腔问题（12）。
2.2形成孔洞的理论
1964年、1973年，布伦罗塞尔（13、14）：
首次将在碳氮共渗硬化的马氏体和氮碳共渗层中观察到的深色（暗色）组份（孔洞）与由于ε相的不稳定性而析出分子氮联系起来；重组（重新结合）理论，科洛茨斯瓦瑞（15）在内应力状态下发现了在氮碳共渗化合层中形成孔洞的原因。
然而，与此相反，马涛塞克等人（16）却宣称：
当氮沿晶界扩散到铁原子具有强烈互扩散作用的表面上时则产生孔洞，而且他们由此而找到了产生所谓的“克尔肯达尔效应”（Kirkendall-Effekt）（17）的原因。
霍夫曼等人（18）对氮化和氮碳共渗时产生孔洞的认识方面的知识水平做了较详细的概括性总结。
最重要的是，洛赛先生使用GDOES光谱仪证实了存在于化合层中的分子氮（19）。
长期以来，认为只有在ε化合层中才出现孔洞的观点占了上风。
在乌利德（20）、斯维特弗格尔等人（21）和兰门伯（22）发表的文献中对在γ,化合层中出现的孔洞作了详细说明。
其中值得观注的是，在文献（21）中证实了初始状态（熔炼方式：
已有的空位（缺位））对孔洞的数量具有很大的影响作用。
从目前的认识水平出发，对形成孔洞的模拟试验应具备下述先决条件。
在铁-氮材料系统中形成孔洞是在扩散过程中形成的。
在扩散过程中，被溶解和被化合的N原子重组成N2气分子。
该过程的标志是形核（形成晶核）和生长。
要完成这一过程必须满足下列两个先决条件：
-几何条件：
具有适合于重组的位置（空间）；
-能量条件：
在所在相中氮具有一定的浓度（具有相应的活性）。
可以对位错（位置转移）设定最小可能的位置，然而这只适合于形成孔洞的初期，而不适合于真正的氮分子化。
所有较大的空腔都可以视为适合于氮的分子化的潜在位置。
在相（位）转变和形成新的相时，交换位置的过程有助于重组。
图1和图2中的表现形式就是上述言论的依据。
在图1中，与铁-氮的状态图联系起来表明在ε和γ，化合层以及马氏体N-C层中形成孔洞的情况（ε和γ，化合层以及马氏体N-C层是在不同的温度和一定氮含量的条件下形成的）。
米登多夫等人（23）通过新的试验证实，在ζ化合层中也有孔洞腔。
在所示出的Fe-N图中，具有形成孔洞“活性”的位置作了标记。
用各单个相位区中的氮的活性变化图（图2）尝试以温度为620℃时为例来标明形成孔洞的能量“位置”。
波德沃斯等人针对奥氏体区而对aN的变化阐明了理论依据（24）。
对其它相区示意性地注明了活性的变化情况。
图1：
证实在渗氮和氮化层中存在着孔洞
a）根据Fe-N图示出的参考位置（条件）；b）渗氮N-马氏体层中的孔洞，RFe20：
760℃，5h/H2O，NH3；c）A1（Fe-N）气体氮化层中的孔洞，RFe20：
620℃，4.5h，渗碳炉冷却；
d）在ζ-相上的气体渗氮层中的孔洞，Fe单晶，st板（钢板）475℃、10；24小时。
根据米登多夫等人（23）提供的图。
图2：
Fe-N系统的相中的活性变化（示意图）和形成孔洞的潜在位置
对再重组理论的重要验证是示于图3的对化合层的生长的鉴定结果，在该化合层中生长前沿与以材料分离（物质分离）的形式表现出来的横向缺位相互交汇。
正如图中所见到的那样，在将扩散的N原子作为衰减物的位置上，氮是通过重组而被消耗的，因此在该位置（标记A处）上不能形成化合层。
只有当化合层在材料分离的侧面成长到很充分的时候，所产生的空隙（间隙（Lücke）（标记B）才能闭合。
所生成的大孔洞的“阴影”只有在化合层的前沿大大地向前推进的情况下才会缩小（标记C）。
图3：
材料与表面成平行分离的气体氮碳共渗化合层的组织结构图
C45钢，620℃，5小时，渗碳炉冷却，NH3+CO2
3.所进行的试验及研讨
从上述考虑以及对形成孔洞假设的两个基本先决条件出发，为奠定重组理论（莫尔尼特化）进行了三个模型试验：
扩散重组体（DIREK）、宏观模型孔洞、薄膜孔洞模型
3.1扩散重组体（DIREK）
3.1.1说明
从图3中所示出的缺位对化合层的生长所起的作用出发开发了宏观模型，并对扩散的氮的重组人为地制造了位置（空间）。
对由深冲钢板StTZ制成的其厚度为0.5毫米、直径为52毫米的两块圆环片的边缘进行气密性密封。
此外，通过在侧面钻孔，使之成为非气密性DIREK体。
为了验证在两个外侧面上进行的氮的扩散反应而在某些DIREK体上设置5微米厚的铁薄膜（铁薄膜K约含0.1%C，H约含1.0%C），就象渗碳时测定碳时所使用的薄膜片那样。
这些薄膜片用于测定在重组空间中由于反应所产生的质量（指重量）和化学成份的变化。
DIREK体在不同的温度和处理时间条件下周期性地进行渗氮和氮碳共渗工艺。
每个周期前的7.5小时和每个周期后的每个7.5小时测定一次厚度和质量（指重量）。
它们的差值就是所说的用于物质传递尤其是用于形成孔洞所消耗了的物质。
3.1.2结果
典型的试验结果见图4～6，这些图只是于620℃时在氮化气氛中进行处理的例子。
在处理过程中，考虑厚度增加1毫米，其质量（指重量）连续性增加（见图5a、b）。
在钻孔体上虽然由于吸收物质而增加了质量，但DIREK体却没有膨胀。
我们由这种性能推断，DIREK体膨胀是由于扩散的N原子重组成N2气体分子时因内部压力升高的结果。
由此而将具有位能的位置上的扩散元素的重组的验证归结于模型功能的效果。
对在DIREK体上进行的试验过程和反应感兴趣的是薄膜片内部的性能。
在图6中对薄膜片K和H（它们要么各单独在一个DIREK体中，要么都一起在一个DIREK体中）示出了氮和碳的分析值。
从图中可以看出，发生了渗氮过程和脱碳过程。
薄膜片K的起始值为：
N=0.04%（重量计，下同），C=0.044%和O=0.01%，根据分析，其中的氮明显地增加了，此时在单独位于体内的薄膜片（具有2.3%）中的氮含量调定得较高。
图4：
处理前后所采用的DIREK体的插图
图5a：
DIREK体（密封并钻孔）的厚度与处理持续时间（周期）的关系
图5b：
DIREK体的重量增加与处理持续时间的关系
图6：
8次处理（每次在NH3气氛中在620℃温度条件下处理5.5小时）
后在DIREK体中（重组空间）的薄膜片的氮和碳的含量
薄膜片H（起始值为N=0.01%，C=0.964%和O=0.01%）被脱碳了，而且富集了氮。
由此而对可能发生的反应产生了如下的说法。
因为由已经重组的N2气体不太可能产生增氮，所以在模型的孔洞中必然形成氨气。
为此，必然需要氢气的存在。
那么也只有通过薄膜片H脱碳这一客观事实才能有氢气的存在。
但此后必然继续产生甲烷。
据此，莫尔尼特过程（莫氏过程）所扩散的N原子比只进行持续扩散的N原子多些。
显然氢气有效地参与了整个反应过程。
3.2用宏观模型孔洞进行试验
弗格尔壤先生（25）从DIREK试验的知识出发，对重组空间中的气氛的定性和定量分析进行了试验研究。
为此制定了一个专用的器具（称之为“试验用孔洞”），通过该器具可以跟踪压力变化，并对气氛进行分析。
试验结果基本上证实了已经由DIREK试验所得出的结论。
根据该结论，模型孔洞空间中含有氮，而且氮承受着逐渐增大的压力。
在产生压力的过程中，在时间方面具有典型性和可再现性，这一点通过两个阶段表现出来（26）。
在第一个阶段中，压力在短时间内（大约1小时）增大到最大，但增加到不足1巴，然后就保持恒定：
几个小时之后开始第二阶段的压力增大，直至增加到9.5巴。
在这一段时间内氢气含量下降。
值得注意的是，第一阶段的总压力正好相当于第二阶段的氢气的局部压力值。
显然，在形成孔洞时氢气的快速扩散起到了“一马当先的作用”，并为后来的易于分子化或临时才为重组寻找位置的反应较慢且较大的氮原子充当“安排宿营地的人”（在移位时生成孔洞雏形）。
随着压力的增加，孔洞进入长大阶段，在这个阶段中与向外部的可逆传递（传输）和氢气的重组相关（25）。
3.3采用金属薄膜–孔洞–模型进行试验
3.3.1试验的进行
对厚度为50微米（最终扩散空间）的Fe薄膜片多次地（最多可达7次）于温度为575℃，持续时间为5.5小时条件下进行气体氮碳共渗。
在进行第一次气体氮碳共渗之前和每一次气体氮碳共渗之后都进行一次体积和质量（指重量）的测定。
由质量（指重量）和体积数据确定薄膜片的密度（比重）和氮碳共渗气氛的位标（浓度），并由密度推导出孔洞的体积。
孔洞体积的零位（零点）以γ，氮化物为7.16克/厘米3的密度为基准。
在对薄膜片进行5次和7次试验之后再对氮和碳进行分析。
3.3.2试验结果
图7示出与处理持续的时间（周期）相关的特性值
图7：
与处理持续时间（处理7次，处理持续时间为5.5小时）相关的
厚度为50微米的铁薄膜片的密度和孔洞体积的曲线走势；气体氮碳
共渗575℃，5.5小时，NH3+CO2以及附加：
气体渗氮550℃，36
小时，KN=5.5
在对每一批试样进行处理时，数值的波动与试验条件（被处理的试样的表面）是相适应的。
经过5次和7次试验的薄膜片的分析值与由质量（指重量）变化推导出来的物质位标（浓度）完全相符。
在此值得注意的是，尽管氮碳共渗气氛的物质位标（浓度）是相对稳定的，但密度却连续下降，而孔洞的体积与之相应地增大。
这就证明莫尔尼特化（莫氏化）过程是连续地推进的，因此薄膜片的孔洞的尺寸以及孔洞的体积也连续不断地增大。
莫尔尼特化与传递（传输）和重组的不同之处在于没有可逆过程。
与上述试验结果联系起来考虑，一些著作者通过等离子氮化层对氢气的传输的新近试验研究是令人感兴趣的，在当前也是可以理解的。
查克洛泽姆斯基等人（27）确信，氢气的扩散受到化合层的抑制，因为化合层是起障碍物的作用的，从而保护基体不受氢气的腐蚀。
鲁纳尔斯卡等人（28）也发现，化合层中的H2的聚集对氢气传入金属有防碍作用，并由此而降低氢气的损伤作用。
库拉先生（29、30、31）将ε化合层的微弱摩擦力归结于六边形的ε氢化物相，由此而产生了氢气的“自润滑效应”。
为了探明氢对莫尔尼特化（莫氏化）所起的作用和对氮的富集层性能的影响，还需要将来继续进行试验研究。
4.结束语
采用三个模型试验所得到的试验结果，证实了在形成孔洞时氮的重组理论现象。
在形成孔洞阶段，DIREK体的重组空间中的压力增大，从而导致它产生膨胀。
其原因在于扩散出来的N原子重组成N2气体。
这一过程是不可逆的。
显然是氢气在形成孔洞的雏形阶段起了重要作用。
快速扩散的氢原子的扩散和重组是可逆的。
此外，在重组空
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