渗碳体

摘要： 采用透射和扫描电子显微镜对碳钢中珠光体组织的亚结构进行了深入研究。结果表明:碳钢珠光体存在一个自身演变过程。与传统的通过C原子自由扩散的形核和生长机制不同,片层状珠光体可以由孪晶马氏体低温回火形成。由于淬火态孪晶马氏体中存在孪晶界面相,孪晶马氏体(α-Fe/ω-Fe_(3)C/α-Fe)具有微细片层状珠光体这样的特征。采用电子显微镜观察表明:淬火态马氏体中α-Fe和ω-Fe_(3)C相均极为细小,回火时发生再结晶和粗化,并且ω-Fe_(3)C相向θ-Fe_(3)C转变以及孪晶关系消失,导致形成稳定的珠光体组织。

摘要： 离异共析转变(DET)是高碳钢实现快速球化退火的重要理论依据。为了深入理解离异共析转变机理,采用定量金相方法,通过奥氏体中断淬火和等温转变试验对Fe-1C钢离异共析转变行为进行研究。结果表明,在共析温度以下,Fe-1C钢中离异共析转变与珠光体转变存在竞争,DET相体积分数与奥氏体化后残留的渗碳体粒子间距L_(θ)以及珠光体片层间距λ有关,DET相体积分数随λ/L_(θ)值的增加而增大。用基于JMAK方程的离异共析转变动力学模型计算了DET相体积分数随λ/L_(θ)的变化关系并与试验结果进行了比较拟合,试验测量值与计算拟合曲线吻合较好。λ/L_(θ)的值越大,离异共析转变时碳原子扩散所需距离相对于珠光体转变越短,就越有利于离异共析转变的发生。

摘要： 钢铁厂采用Q215带钢卷制方管时,在折弯处易发生严重开裂.为了降低钢管开裂率,从钢管显微组织和钢中夹杂物2个方面分析了钢管角部开裂的原因,通过探讨组织相变对中低碳钢冷变形性能的影响机理,制定合理的热轧和轧后冷却工艺参数,利用光学显微镜和扫描电镜分析了Q215钢中夹杂物和显微组织的性质,并利用J Mat Pro软件计算Q215钢的相变点、CCT和TTT曲线.结果表明:钢管开裂的主要原因是钢中存在沿着铁素体晶界析出的三次渗碳体,三次渗碳体属于硬脆相,在折弯变形时引起晶界处应力集中而产生裂纹;开裂的次要原因是钢中存在100μm以上的大尺寸硫化物夹杂.设置合理的调整热轧和冷却工艺参数,可以明显减少钢中三次渗碳体数量,增加了珠光体数量,显著降低钢管开裂率,为预防Q215及类似钢种的加工开裂提供参考依据.

摘要： 金属粉化机理是通过显微观察来进行研究的,研究认为粉化机理有两种:一是在金属表面形成了渗碳体沉积层,渗碳体颗粒又进一步催化了石墨核心的形成并使之进一步生长、膨胀导致了渗碳体的分解;二是奥氏体结构无法转化为渗碳体,石墨向金属内部直接生长,其粉化过程表现为以材料的外表面及内部晶界处的石墨生成为主,透射电子显微镜(TEM)表征已印证了金属内部的石墨生长.另外总结了温度、气相组成、表面氧化、合金成分等因素对金属粉化的影响作用.

摘要： 文章介绍了一种简单的通过碳素钢的名称测算出其退火、正火后的组织及含量比例,然后据此粗略地测算出此退火、正火后的碳素钢的基本力学性能指标的方法.通过这种理论推导测算所得出的力学性能指标与国家标准试验实测标准值相对比,误差不超过10％,可作为一种工程设计中碳素钢选材的预估算方法.

摘要： 当发生塑性变形时,传统的18%Cr、8%Ni奥氏体不锈钢会发生马氏体相变。这是由于室温下奥氏体不锈钢热态不稳定。图1所示的相图中可以看到,室温下预期的平衡相(真稳定平衡)为奥氏体(γ)、铁素体(α)、渗碳体。然而很少有商用不锈钢具有平衡组织。

摘要： 为了解决实际生产中球墨铸铁组织中存在游离渗碳体的问题,以中频感应炉熔炼的圆柱形球墨铸铁试棒为研究对象,用不同温度进行正火处理。研究了球墨铸铁经过正火处理后的组织与力学性能,结果表明,球墨铸铁正火处理时,正火温度是影响球墨铸铁基体中渗碳体分解而使得抗拉强度和延伸率提高的重要因素之一,且在930°C正火温度下,球墨铸铁中渗碳体产生分解。与铸态球墨铸铁相比,在正火温度870°C条件下,其抗拉强度增加至759 MPa,而延伸率下降到5.4%;当正火温度提高到930°C时,其抗拉强度没有明显变化,为744 MPa,而延伸率上升至9.5%。经过正火处理后的球墨铸铁基体中珠光体占比增加,且当温度由870°C提高至930°C时,球墨铸铁中珠光体含量进一步增多,这对球墨铸铁的实际生产具有一定的意义。

摘要： 为了解决实际生产中球墨铸铁组织中存在游离渗碳体的问题,以中频感应炉熔炼的圆柱形球墨铸铁试棒为研究对象,用不同温度进行正火处理。研究了球墨铸铁经过正火处理后的组织与力学性能,结果表明,球墨铸铁正火处理时,正火温度是影响球墨铸铁基体中渗碳体分解而使得抗拉强度和延伸率提高的重要因素之一,且在930°C正火温度下,球墨铸铁中渗碳体产生分解。与铸态球墨铸铁相比,在正火温度870°C条件下,其抗拉强度增加至759 MPa,而延伸率下降到5.4%;当正火温度提高到930°C时,其抗拉强度没有明显变化,为744 MPa,而延伸率上升至9.5%。经过正火处理后的球墨铸铁基体中珠光体占比增加,且当温度由870°C提高至930°C时,球墨铸铁中珠光体含量进一步增多,这对球墨铸铁的实际生产具有一定的意义。

摘要： 1关于化合物层(白亮层)疏松孔洞碳钢存在渗碳体,渗氮时可以形成含氮渗碳体Fe_(3)(C、N),转变为γ′-Fe_(4)(C、N),γ′-Fe_(2-3)(C、N),同时有γ′-Fe_(4)N,ε-Fe(2-3)N。合金钢中一部分合金元素会置换铁形成γ′-(Fe、Me)4N,ε-(Fe、Me)_(2-3)N等。形成化合物的厚度与氮浓度及时间有关,开始先形成γ′-Fe_(4)N,逐渐出现ε-Fe_(2-3)N,并不断增厚。随着层深增加,ε-Fe_(2-3)N晶粒粗化,疏松、微裂纹和孔洞不断发展。

摘要： 随着用户对高强船板钢低温韧性要求的日益提高,添加适当含量的Ni元素已成为改善其低温韧性的重要手段.研究了TMCP工艺下,高强船板钢中Ni质量分数(0.3％,0.6％,0.9％)对其显微组织及低温韧性的影响.结果 表明,随着Ni含量的增加,粒状贝氏体含量增加,大角度晶界比例提高,晶界间渗碳体数量减小,其形貌特征由仿晶界形向弥散分布的岛状转变;高比例的大角度晶界将提高裂纹传播阻力,提高钢板的冲击吸收功;而沿晶界分布的渗碳体会降低晶界间结合力,恶化钢板的低温冲击韧性.为降低生产成本,同时保证高强船板钢-80°C条件下的低温韧性,Ni质量分数控制在0.6％较为适宜.

摘要： 冷拔珠光体钢丝因其超高的强度,广泛应用于切割丝、钢帘线、桥梁缆索等重要的场合之中.冷拔形变过程中,伴随着钢丝强度的上升,钢丝的微观结构发生明显的改变,其中渗碳体的变化最引入关注.在渗碳体溶解现象并不明显的形变量下，珠光体钢丝在低温时效中，其强度与塑性都会发生明显的改变、扭转性能也会严重恶化，而此时无法利用渗碳体溶解现象进行解释;形变钢丝中渗碳体是否会在时效下发生结构变化，这可能是影响珠光体钢丝时效后性能变化的重要因素。大形变钢丝在时效后，渗碳体会转变为纳米晶的结构，这种纳米晶的结构成为层片间强有力的第二相强化，起到了钉扎位错的作用，对于钢丝强度有明显的贡献，同时因为渗碳体层片状的结构，热处理后均匀分布的纳米颗粒可能成为钢丝扭转韧性的阻碍，可能是钢丝扭转分层的重要原因。

摘要： 为了研究渗碳体的力学性能,采用萃取复型法制备了渗碳体样品.T8经过常规金相制样后,表面喷碳将渗碳体包覆,然后化学溶解使碳膜脱落.萃取复型得到的渗碳体呈球形或椭球形分布,与T8钢金相组织中渗碳体的大小、形态和分布吻合良好.通过对渗碳体进行EDS分析,Fe和C的原子比约为3∶1,和渗碳体Fe3C的化学组成相符.利用透射电子显微镜对渗碳体进行了衍射分析,获得的电子衍射花样和渗碳体的正交结构相符.

摘要： 球铁件中渗碳体按形成时期可细分为5种，即一次渗碳体、共晶渗碳体、二次渗碳体、共析渗碳体和三次渗碳体。套筒中渗碳体形态为针条状及莱氏体状，出现在铸件表层，心部很少或没有。因此，套筒的渗碳体是凝固结晶时形成的一次渗碳体和共晶渗碳体，并导致出现宏观的白口组织。通过调整成分设计、选择合适的原辅材料，控制生产工艺过程，后期批量生产的套筒质量优良，表面棱角等处无渗碳体，各项技术指标符合要求。该套筒的成功生产，提升了我厂铸造技术水平，增加了企业经济效益。

摘要： 从渗碳体的的缺陷机制和热力学机制二方面,综述冷拉珠光体钢丝渗碳体分解的研究进展;分析影响渗碳体分解的珠光体片层间距、渗碳体形态和合金元素3个主要因素,对未来研究的重点进行展望.

摘要： 在放大100倍的显微镜下观察，球铁缩松的边缘有渗碳体。本文介绍了球铁中的缩松与渗碳体可能产生的原因，分析了存在的问题。

摘要： 采用金相显微镜、扫描电镜对SPHC带钢边部组织和冷轧边裂样品进行观察,分析了热轧边部组织对冷轧边部质量的影响.SPHC带钢出现边部变形组织和粗晶组织的混合组织及基体上呈条状或链状分布的渗碳体,是造成冷轧带钢边裂的主要原因.通过提高终轧温度,减少边部温降等措施,避免了冷轧带钢边部开裂问题.

摘要： 汽车左转向节在装配过程中发生断裂.对左转向节断口进行了宏、微观检验、化学成分分析和硬度测试.结果表明,左转向节的断裂属脆性断裂,主要是显微组织中出现大量的渗碳体.使左转向节的脆性增大、韧性降低,而导致其在装配过程中断裂.

摘要： 汽车左转向节在装配过程中发生断裂。对左转向节断口进行了宏、微观检验、化学成分分析和硬度测试。结果表明,左转向节的断裂属脆性断裂,主要是显微组织中出现大量的渗碳体,使左转向节的脆性增大、韧性降低,而导致其在装配过程中断裂。

摘要： 汽车左转向节在装配过程中发生断裂。对左转向节断口进行了宏、微观检验、化学成分分析和硬度测试。结果表明,左转向节的断裂属脆性断裂,主要是显微组织中出现大量的渗碳体,使左转向节的脆性增大、韧性降低,而导致其在装配过程中断裂。

摘要： 用化学相分析、X射线小角散射、TRO法及高分辨透射电镜对薄板坯连铸连轧钛微合金化高强耐候钢中的纳米粒子的属性进行了综合分析。发现尺寸<36nm的粒子主要为纳米Fe3C及纳米TiC，它们对钢起显著的析出强化作用。粒径小于36nm纳米Fe3C的体积分数为同尺度TiC体积分数的4.4 倍，其析出强化作用不可忽略。Ti微合金化提高低碳热轧钢中小尺寸纳米Fe3C的体积分数，其机理有待进一步研究。

摘要： 一种抑制高铬高钴渗碳钢网状碳化物组织并提高渗碳速度的渗碳方法，本发明涉及材料表面热处理领域。本发明要解决现有高铬高钴渗碳钢易出现网状碳化物组织，导致材料的脆性高、抗疲劳性能差的技术问题。方法：一、在高铬高钴渗碳钢的表面镀一层金属膜；二、将镀膜工件进行渗碳。通过本方法，可以获得渗碳层无网状碳化物组织，碳化物在渗碳层中均匀分布的渗碳层组织。解决了高合金钢渗碳，容易出现网状碳化物组织的技术难题。本发明方法用于航空轴承齿轮领域中。

摘要： 一种气体渗碳用钢材，其用于制造渗碳钢部件，其中，母材的组成以质量%计，含有C：0.1~0.4%、Si：超过1.2~4.0%、Mn：0.2~3.0%、Cr：0.5~5.0%、Al：0.005~0.1%、S：0.001~0.3%、N：0.003~0.03%，且限制O为0.0050%以下、P为0.025%以下，并且当将Si、Mn和Cr的含量（质量%）记为[Si％]、[Mn%]、[Cr%]时，满足下式（1）；所述气体渗碳用钢材在从表面至2~50μm的深度的范围内，存在满足下式（2）的合金缺乏层。32≥3.5[Si%]+[Mn%]+3[Cr%]>9（1），3.5[Si%]+[Mn%]+3[Cr%]≤9（2）。

摘要： 气体保护无氧化淬火渗碳一体炉及其方法，所述气体保护无氧化淬火渗碳一体炉包括一加热室，该加热室由炉体和炉门围合而成的密闭空间构成；所述炉体或炉门上设有排气管，该排气管与所述加热室连通，所述排气管上设有点火口；所述加热室内设有硅碳棒；所述炉体或炉门上设有进气管，该进气管的进气口与一氨裂解装置的排气口连通，或者所述进气管的进气口与一液化气供应装置的供气口连通。本发明的加热室为一密闭的空间，当关闭炉门时，外界的空气将不能进入到加热室内；而处于加热室内的空气则由氨裂解气体或者是液化气带至排气管，在点火口处燃烧，从而使得加热室内的氧气越来越少，以致在金属工件加热到高温时，金属工件表面不会发生氧化反应。

摘要： 本发明涉及一种用于高温渗碳的Cr‑Mo钢及其渗碳方法、渗碳零部件，该用于高温渗碳的Cr‑Mo钢按重量百分比计具有如下化学组成：C 0.13～0.25，Si≤0.25，Mn 0.55～0.90，P≤0.035，S 0.020～0.040，Cr 0.85～1.25，Al 0.017～0.037，Ti 0.008～0.015，Nb 0.040～0.060，O≤15ppm，N 120ppm～170ppm，Ni 0.010～0.030，Cu 0.10～0.20，Mo≤0.06，V≤0.04，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明提供的高温渗碳用Cr‑Mo钢可以满足渗碳温度≥980°C时，零件晶粒度不粗于7级；本发明提供的连续炉高温渗碳方法采用三段预热式和低碳势扩散高温渗碳工艺，实现零件高效率渗碳，在保证零件的渗碳层深度为1.1～1.6mm的前提下，渗碳热处理周期可缩短至13.2h、渗碳时间短至7.2h，相对920°C～930°C渗碳效率提高25％～30％。

摘要： 一种抑制高铬高钴渗碳钢网状碳化物组织并提高渗碳速度的渗碳方法，本发明涉及材料表面热处理领域。本发明要解决现有高铬高钴渗碳钢易出现网状碳化物组织，导致材料的脆性高、抗疲劳性能差的技术问题。方法：一、在高铬高钴渗碳钢的表面镀一层金属膜；二、将镀膜工件进行渗碳。通过本方法，可以获得渗碳层无网状碳化物组织，碳化物在渗碳层中均匀分布的渗碳层组织。解决了高合金钢渗碳，容易出现网状碳化物组织的技术难题。本发明方法用于航空轴承齿轮领域中。

摘要： 本发明涉及金属处理技术领域，公开了一种渗碳剂，包括供碳剂、催渗剂、填充剂以及粘结剂，所述供碳剂为碳化硼、催渗剂为碳酸钡、填充剂为碳酸钙、粘结剂为糊精，其份数分别为碳化硼40‑50份、碳酸钡5‑15份、碳酸钙1‑2份、糊精1‑2份。本发明的渗碳剂具有渗碳效率高、渗碳程度易于控制的优点，利用该渗碳剂对铂金进行渗碳能够有效提升铂金制品的表面强度，从而提升铂金制品的质量，延长使用寿命，且使得铂金制品表面光洁美观。

摘要： 一种气体渗碳用钢材，其用于制造渗碳钢部件，其中，母材的组成以质量%计，含有C：0.1~0.4%、Si：超过1.2~4.0%、Mn：0.2~3.0%、Cr：0.5~5.0%、Al：0.005~0.1%、S：0.001~0.3%、N：0.003~0.03%，且限制O为0.0050%以下、P为0.025%以下，并且当将Si、Mn和Cr的含量（质量%）记为[Si％]、[Mn%]、[Cr%]时，满足下式（1）；所述气体渗碳用钢材在从表面至2~50μm的深度的范围内，存在满足下式（2）的合金缺乏层。32≥3.5[Si%]+[Mn%]+3[Cr%]>9（1）3.5[Si%]+[Mn%]+3[Cr%]≤9（2）。

摘要： 一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法，钢板的成分按质量百分比：Cr：0.95～1.05％，Mo：0.95～1.00％，Mn：0.68～0.75％，Ni：0.57～0.62％，Al：0.37～0.52％，C：0.39～0.45％，余量为Fe和不可避免杂质；铁素体钢板的微观结构为等轴铁素体晶粒，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，晶粒的直径在0.4～3μm，纳米级球形渗碳体的尺寸是70～150nm；铁素体钢板的厚度为1.4～2.0mm。制备方法：(1)气体保护下熔炼；(2)固溶处理后热轧；(3)热处理后温轧；(4)退火得成品钢板。本发明钢板，提高了钢板的屈服强度和抗拉强度，具有较好的加工性能和塑性变形能力；本发明制备方法简单，可工业化生产。

摘要： 本发明涉及一种用于检测铁素体钢奥氏体晶粒度的渗碳方法和渗碳设备，涉及热处理工艺领域。该方法包括以下步骤：配制渗碳剂，将石墨粉、乙酸钠、碳酸钠混合均匀；制备试样，在铁素体钢上截取试样，去除所述试样表面的脱碳层、氧化物和油污；固体渗碳，在渗碳设备内装入渗碳剂和若干个试样，将渗碳设备装入热处理炉进行渗碳热处理，随炉缓冷至550°C以下，出炉空冷至室温，产生包括1.10％≤碳的质量分数比≤1.30％的过共析区的渗碳层。该方法能在标准规定的要求下，产生足够的渗碳层并沿过共析区的奥氏体晶界析出完整、清晰的渗碳体网，勾勒出原奥氏体晶界，可用于实验室中采用固体渗碳法检测奥氏体晶粒度，方便、经济地检测奥氏体晶粒度。

摘要： 一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法，钢板的成分按质量百分比：Cr：0.95～1.05％，Mo：0.95～1.00％，Mn：0.68～0.75％，Ni：0.57～0.62％，Al：0.37～0.52％，C：0.39～0.45％，余量为Fe和不可避免杂质；铁素体钢板的微观结构为等轴铁素体晶粒，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，晶粒的直径在0.4～3μm，纳米级球形渗碳体的尺寸是70～150nm；铁素体钢板的厚度为1.4～2.0mm。制备方法：(1)气体保护下熔炼；(2)固溶处理后热轧；(3)热处理后温轧；(4)退火得成品钢板。本发明钢板，提高了钢板的屈服强度和抗拉强度，具有较好的加工性能和塑性变形能力；本发明制备方法简单，可工业化生产。