变温两段渗碳工艺研究

本文讨论了变温两段渗碳工艺原理，并通过实验证明了这是一种渗碳速度快，有实用价值的渗碳工艺方法     

20CrMnTi钢带状偏析对渗碳后组织的影响

针对20CrMnTi钢中，具有不同带状的原始组织试样进行渗碳试验和分析，得出对渗碳淬火后马氏体大小和残奥含量有明显影响。并讨论改善办法。     

超细钨粉碳化时碳黑粒径对WC粉化合碳的影响

采用超细颗粒（０．３５μｍ）钨粉与不同粒径（０．１,０．３,０．８,４．５μｍ）的碳黑粉,按Ｗ＋Ｃ＝ＷＣ的反应式配碳,在氢气保护下,于８３０－１３００℃保温４０ｍｉｎ,研究碳黑粒径、碳化温度对ＷＣ粉的化合碳含量及物相组成的影响,ＸＲＤ分析物相组成,用化学分析测定碳含量（质量分数）结果表明;当使用０．１μｍ的超细碳黑,温度大于９３０℃时,ＷＣ粉的含碳量可达理论含量,但在此温度下,随着使用的碳黑粒径增大,ＷＣ粉中的化合碳含量急速下降,例如在９５０℃下,使用０．３μｍ的碳黑只能使ＷＣ粉化合碳达到５．２％,使用０．８μｍ碳黑时,ＷＣ的化合碳为３．１８％。     

W6 Mo5 Cr4 V_2钢真空离子渗碳的研究

本试验利用 X 射线物相分析、电解萃取、化学相分离和扫描电镜对 W6Mo5Cr4V2钢进行了真空离子渗碳的试验研究.结果指出,随着渗层碳浓度增加,碳化物数量明显增加:同时碳化物由低碳相(M_6C)向高硬度高碳相(M_2C,MC)转化.这两者均使渗碳层耐磨性提高;渗层淬火奥氏体量增加.在渗层含碳量为1.08～1.45%的范围内,耐磨性随含碳量的增加而提高。     

冷却壁水管铸造过程中氧化渗碳及防护

针对高炉冷却壁的铸造过程,分析了此过程中冷却水管的渗碳和内表面的氧化机理及对冷却壁使用性能的影响．在此基础上概述、归纳了几种防护和消除的方法．     

渗碳气氛中碳势理论表达式及精确测定

论述了渗碳气氛中碳势的意义及影响因素，根据渗碳反应热力学与传质动力学的基本理论推导了碳势的准确表达式，并据此得出了快速，精确测定碳势的新方法。     

纳米V8C7粉末的制备

将V2O5溶解于有机酸溶液中, 通过喷雾干燥制得非晶态含钒的粉末前驱体, 将前驱体粉末还原/碳化后得到V8C7粉末. 采用X射线衍射仪﹑扫描电镜﹑透射电镜﹑碳氧分析仪对工艺过程产品进行分析. 结果表明: 前驱体是粒度为10～20 μm非晶态球形粉末, 当温度升高到400 ℃时, 前驱体粉末开始分解;当温度升高到600 ℃时, 前驱体粉末全部转变为V2O3与游离C原子级别混合均匀的复合粉末;随着温度的升高, 游离C还原碳化V2O3, 当温度升高到800 ℃时, 出现V4C3相;在约1 100 ℃时, 得到相成分均一的V8C7粉末, 其形貌是粒径为30～50 nm的一次颗粒形成的多孔空壳球形, 其总C含量为17.38%, 游离C含量为0.47%. 前驱体粉末在加热过程中相成分转变过程为: V2O3→V4C3→V8C7, 不经历V2O3 转变为VO的过程.     

Fe-V合金碳化物析出型渗碳(CDC)组织

通过金相显微镜、扫描电子显微镜及X射线分析研究了Fe V合金CDC处理后表层的相组成、渗层组织和碳的扩散行为·结果表明所有Fe V合金渗层组织由表及里依次为γ +V4 C3 ,α +V4 C3 及α ,最表层碳化物的尺寸为 2 5 0nm ,随渗层的深入碳化物颗粒有所粗化 ,在α相区碳化物的尺寸达 2 5 μm ;CDC处理得到的奥氏体区的厚度与渗碳时间的平方根成正比 ,碳的扩散速度随合金质量分数的增加而降低·     

渗碳滴剂的热解特性及碳黑的形成过程

采用正交试验法，对滴注式气体渗碳（尤其是深层渗碳）过程中的６种常用滴剂进行了观察研究。结果表明，不同滴剂的热分解特性不同，碳黑的形成机制亦不同；正确地选择滴剂、滴量和工艺参数，能够有效地调节碳黑析出和控制渗碳质量。     

未服役Cr35Ni45Nb合金真空渗碳行为及相演化机理

采用乙炔真空渗碳工艺对未服役的Cr35Ni45Nb乙烯裂解炉管进行了加速渗碳处理,并采用X射线衍射、扫描电镜、定量电子探针等手段对渗碳前后炉管内壁的渗碳行为及相演化机理进行了系统分析.结果表明:炉管高温渗碳过程的主要控制因素由初期的扩散控制逐渐变为扩散-表面反应综合控制;渗碳过程属多元多相反应扩散范畴,炉管内侧横截面随渗碳深度的不同依次出现了表面碳化物层、亚表层贫碳化物区、片层状碳化物层、规则几何碳化物区、扩散区、弱影响区等六个区域,这六个区域共同组成了M7C3、M7C3-M23C6混合区和M23C6的三级垂直层状分布.贫碳化物区的形成原因是表面碳化物层的形成造成亚表层贫Cr;片层状碳化物的形成源于碳在高镍铬合金中的低渗透性以及析出物进一步的阻碍效应.