马氏体和残余奥氏体加碳化物→马氏体加残余奥氏体→马氏体→心部组织。心部组织在完全淬火情况下为低碳马氏体;淬火温度较低的为马氏体加游离铁素体;在淬透性较差的钢中,心部为曲氏体加铁素体。2:渗碳件的性能渗碳件的性能是渗层和心部的组织结构即及渗层深度与工件直径相对比例等因素的综合反应。1)渗碳层的组织结构其组织结构包括渗碳层碳浓度分布曲线、基体组织、渗层中的第二相分布、数量和形状。一般希望渗层浓度梯度平缓。表面含碳量应控制在0.9%左右。渗层中的残余奥氏体的量不宜超过30%,2)心部组织对渗碳件性能的影响合适的心部组织应为低碳马氏体。但在零件尺寸较大时,也允许为曲氏体或索氏体,根据零件来决定,但不允许有大块状或多量的铁素体。3)渗碳层与心部的匹配对渗碳件性能的影响渗碳???的深度越深,可以承载接触应力越大。六:渗碳缺陷及控制:缺陷主要有以下几种:1:黑色组织:在含Gr,Mn及Si等合金元素的渗碳钢渗碳淬火后,在深渗层表面组织中出现沿晶界呈现断续网状的黑色组织。如下图5-22所示:钢渗碳淬火后在未经腐蚀的金相试样上看到的黑色组织预防黑色组织的办法是注意渗碳炉的密封性能,降低炉气中的含氧量.一旦工件上出现黑色组织时,若其深度不超过0.02mm,可以增加一道磨削工序,把其磨去,或进行表面喷丸处理。5-22黑色组织5-23反常组织2.反常组织这种组织在前述过共析钢退火组织缺陷中已看到过。其特征是在先共析渗碳体周围出现铁索体层.在渗碳件中,常在钢中含氧量较高(如沸腾钢)的固体渗碳时看到。图5-23为渗碳层中看到的反常组织。具有反常组织的钢经淬火后易出现软点。补救办法是,适当提高淬火温度或适当延长淬火加热的保温时间,使奥氏体均匀化,并采用较快的淬火冷却速度。3,执笸刺蓟镒橹?形成原因可能是由于渗碳剂活性太大,渗碳阶段温度过高,扩散阶段温度过低及渗碳时间过长引起。预防补救的办法是分析其原因,采取相应措施,对已出现粗大网状碳化物的零件可以进行温度高于ACcm的高温淬火或正火。4.渗碳层深度不均匀成因很多,可能由于原材料中带状组织严重,也可能由于渗碳件表面局部结焦或沉积碳黑,炉气循环不均匀,零件表面有氧化膜或不干净,炉温不均匀,零件在炉内放置不当等所造成.预防措施,应分析其具体原因,采取相应措施。5.表层贫碳或脱碳其成因是扩散期炉内气氛碳势过低,或高温出炉后在空气中缓冷时氧化脱碳,补救办法是在碳势较高的渗碳介质中进行补渗。在脱碳层小于0.02mm情况下可以采用把其磨去或喷丸等办法进行补救。6.表面腐蚀和氧化渗碳剂不纯,含杂质多,如硫或硫酸盐的含量高,液体渗碳后零件表面粘有残盐,均会引起腐蚀.渗碳后零件出炉温度过高,等温盐浴或淬火加热盐浴脱氧不良,都可引起表面氧化,应仔细控制渗碳剂盐浴成分,并对零件表面及时清洗,5.3金属的渗氮向金属表面渗入氮元素的工艺称为渗氮,通常也称为氮化。钢渗氮可以获得比渗碳更高的表面硬度和耐磨性,渗氮后的表面硬度可以高达HV950-1200(相当于HRC65~72),而且到600℃仍可维持相当高的硬度。渗氮还可获得比渗碳更高的弯曲疲劳强度.此外,由于渗氮温度较低(500一570℃之间),故变形很小.渗氮也可以提高工件的抗腐蚀性能.但是渗氮工艺过程较长,渗层也较薄,不能承受太大的接触应力。目前除了钢以外,其它如钛、钼等难熔金属及其合金也广泛地采用渗氮.一、钢的渗氮原理(请观看视频演示)1.铁-氮状态图铁氮状态图是研究钢的渗氮的基础。Fe-N系中可以形成如下五种相:α相--氮在α-Fe中的间隙固溶体。氮在α-Fe中的最大溶解度为0.1%(在590℃)。γ相--氮在γ-Fe中的间隙固溶体,存在于共析温度590℃以上。共析点的氮含量为2.35%(重量)。γ'相--可变成分的间隙相化合物。其晶体结构为氮原子有序地分布于由铁原子组成的面心立方晶格的间隙位置上.氮的含量为5.7、6.1%(重量)之间.当含氮量为5.9%时化合物结构为Fe4N.因此,它是以Fe4N为基的固溶体。γ'相在680℃以上发生分解并溶解于§相中。§相--含氮量很宽的化合物.其晶体结构为在由铁原子组成的密集六方晶格的间隙位置上分布着氮原子。在一般渗氮温度下,§相的含氮量大致在8.25-11.0%范围内变化。因此它是以Fe3N为基的固溶体。∑相--为斜方晶格的间隙化合物,氮原子有序地分布于它的间隙位置。也可认为是§相的扭曲变体(为六方晶格),含氮在11.0-11.35%范围,分子式为Fe2N。其稳定温度为450℃以下,超过450℃则分解。在Fe-N系中,有两个共析转变温度,即650℃,§→α+γ',及590℃,γ→α+γ'。其中γ相即为含氮奥氏体。当其从高于590℃的温度迅速冷却时将发生马氏体转变,其转变机构和含碳奥氏体的马氏体转变一样.含氮马氏体α'是氮在α-Fe中