纯铁高温两段离子渗氮层内的反常组织

采用ＳＥＭ和Ｘ射线薄膜掠射装置测定了工业纯针在Ｆｅ－Ｎ共析温度以上两段高离子渗氮层的组织形态和γ、α两相沿渗层深度的分布。发现对应渗层的亚析成分存在网状分布的γ相并构成富γ相域；带状的α相区与基体邻接。     

1Cr11Ni2W2MoV钢的离子渗氮

利用脉冲直流辉光等离子技术,对1Cr11Ni2W2MoV马氏体热强不锈钢进行不同工艺参数的离子渗氮。利用光学显微镜、显微硬度计、XRD对渗氮层的显微组织及硬度进行了分析。结果表明,在所选用的离子渗氮工艺参数下,1Cr11Ni2W2MoV钢渗层只由扩散层组成,渗氮温度≤560℃时,渗层主要由固溶N原子的α相组成,并伴有少量的γ'-Fe4N和CrN析出;随着渗氮温度的升高和渗氮时间的延长,固溶N原子的α相逐渐转变成γ'-Fe4N相,当处理温度达到590℃时,渗层主要由γ'-Fe4N和Cr N组成。离子渗氮后渗层的表面硬度较未渗氮前有显著的提高,在一定范围内,渗层的表面硬度和渗层深度都随着渗氮温度和渗氮时间的增加而增加,渗层硬度梯度分布也随着渗氮时间的延长变得平缓。     

离子渗氮温度对Fe-C-Cr-Ni-Mn-V沉淀硬化型奥氏体不锈钢渗层组织和性能的影响

采用离子渗氮工艺对一种Fe-C-Cr-Ni-Mn-V沉淀硬化型奥氏体不锈钢进行表面改性处理。利用光学显微镜(OM)、X射线衍射(XRD)、电子探针显微分析仪(EPMA)和维氏硬度计对不同离子渗氮温度下渗层的组织和性能进行了研究。结果表明,Fe-C-Cr-Ni-Mn-V沉淀硬化型奥氏体不锈钢经430~520 ℃离子渗氮处理10 h后,试样表面均形成一层厚度均匀的渗氮层,表面硬度显著增大。随着离子渗氮温度的升高,渗层厚度增大,520 ℃渗氮时渗层厚度达到78 μm。当渗氮温度为430 ℃时,渗层表面主要由γ_N+CrN+γ′-Fe₄N相组成;当渗氮温度升高至520 ℃时,渗层表面主要由γ′-Fe₄N+CrN+ε-Fe_2-3N相组成。在3种渗氮温度下,渗层中均有CrN析出,导致渗层耐蚀性低于基体组织。     

离子渗氮层的组织形貌和γ′－ε界面结构SCIEI

使用电子显微镜研究了５５０℃，６ｈ离子渗氮的３５ＣｒＭｏ钢渗层的组织形貌和界面结构．结果表明，渗层外层为分层相间分布的ε＋γ′条带状组织。在化合物内层的γ′相中有空位盘、位错、层错四面体和孪晶．ε相和γ′相之间的界面光滑且平直．除了观察到一个原子层结构台阶，也发现多个原子层高度的结构台阶．大量晶体缺陷的存在是加速离子渗氮过程的主要原因。     

0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的高周疲劳性能研究

以新型高性能渗氮轴承钢0.30C-Cr-W为对象,研究了经真空离子渗后的氮层微观组织及高周旋转弯曲疲劳性能。结果表明:实验钢渗氮后渗层中化合物层为γ'-Fe_4N和VN相,VN的平均等效直径为80 nm,弥散分布在γ'-Fe_4N中;扩散层晶界析出大量VN,晶内有大量细小弥散的M_3C;渗氮后在107循环周次下的中值疲劳强度为850MPa。起裂方式为夹杂起裂和表面缺陷起裂,在这两种起裂方式下,渗层可有效的提高疲劳寿命。     

离子渗氮层的组织形貌和γ′－ε界面结构

使用电子显微镜研究了５５０℃，６ｈ离子渗氮的３５ＣｒＭｏ钢渗层的组织形貌和界面结构．结果表明，渗层外层为分层相间分布的ε＋γ′条带状组织。在化合物内层的γ′相中有空位盘、位错、层错四面体和孪晶．ε相和γ′相之间的界面光滑且平直．除了观察到一个原子层结构台阶，也发现多个原子层高度的结构台阶．大量晶体缺陷的存在是加速离子渗氮过程的主要原因。     

MORPHOLOGY OF ION-NITRIDED LAYER AND STRUCTURE OF γ'/ε INTERFACES

使用电子显微镜研究了５５０℃，６ｈ离子渗氮的３５ＣｒＭｏ钢渗层的组织形貌和界面结构．结果表明，渗层外层为分层相间分布的ε＋γ′条带状组织。在化合物内层的γ′相中有空位盘、位错、层错四面体和孪晶．ε相和γ′相之间的界面光滑且平直．除了观察到一个原子层结构台阶，也发现多个原子层高度的结构台阶．大量晶体缺陷的存在是加速离子渗氮过程的主要原因。     

304 不锈钢低温离子渗氮及氮碳共渗处理

目的研究304不锈钢离子渗氮层和氮碳共渗层的组织、硬度及耐磨、耐蚀性能,并考察渗层的磨损机理。方法利用离子渗氮及氮碳共渗工艺在304不锈钢表面获得硬化层,利用XRD,OM及共聚焦显微镜、显微硬度仪、电化学测试仪,分析处理前后渗层的组织、相结构及渗层的硬度及耐磨耐蚀性能。结果 304不锈钢氮碳共渗和渗氮层主要为S相层,在相同工艺条件下,氮碳共渗工艺获得的渗层为γN+γC的复合渗层,且厚度大于单一渗氮层。渗氮层和氮碳共渗层硬度约为基体硬度的3.5倍。在干滑动摩擦条件下,氮碳共渗层比渗氮层具有更好的耐磨性能;渗氮层的磨损机理为磨粒磨损的犁沟效应和断裂,氮碳共渗层的磨损机理为磨粒磨损的犁沟和微切削。电化学测试表明,渗氮层和氮碳共渗层的耐蚀性能均优于基体。结论 304不锈钢在420℃进行离子渗氮和氮碳共渗处理后,硬度和耐磨性能可大幅提高,且氮碳共渗处理效果更佳。     

氧化层对渗氮动力学的影响

以纯铁为对象,采用增重测量、X射线衍射分析和扫描电镜显微分析方法就充分预氧化对渗氮的作用进行研究。结果表明,渗氮初期,预氧化纯铁表面发生Fe3O4氧化层向ε-Fe3N相的转化;氮原子极易穿过Fe3O4氧化层渗入基体,并在氧化层之下的铁基体形成γ’氮化物;γ＇氮化物呈指状延伸生长,使得纯铁渗氮时的化合物层平直界面失稳。渗氮后,与未预氧化试样相比,扣除氧化层本身氮化带来的贡献,预氧化试样的催渗增重达45％,证实较厚的Fe3O4氧化层不仅不会阻碍渗氮,反而具有明显的催渗作用,并提出了两种可能的催渗机理。     

3Cr13钢450℃不同气氛等离子体渗氮层表征

对3Cr13钢在450 ℃氨气和氨氮混合气氛中分别渗氮4、8和12 h后的渗氮层进行了对比。利用光学显微镜、显微硬度计、X射线衍射仪、电化学工作站对渗氮层截面显微组织、显微硬度、相组成以及耐蚀性进行了表征。氨气渗氮层由化合物层和白亮层组成,而氨气和氮气混合气氛渗氮层中没有出现白亮层。氨气渗氮12 h后,渗氮层的表面硬度为1050.0 HV0.05;表面化合物层主要相为ε-Fe_2-3N,次要相为γ′-Fe₄N,出现了少量的CrN,白亮层相组成为γ′-Fe₄N;渗氮后极化曲线钝化区变宽,自腐蚀电流密度减小,耐蚀性提高。氨氮混合气氛渗氮12 h后,渗层的表面硬度为998.0 HV0.05;气氛中N浓度升高,渗氮8 h后CrN含量增加,次要相由氨气渗氮8 h的γ′-Fe₄N变为CrN;随着渗氮时间延长至12 h,渗层的自腐蚀电流密度降低,钝化区略有变宽,耐蚀性略有提高。     

面向零件形状的计算机图形库的开发

论述了CAD技术中参数化设计的三种建模方法，重点介绍了基于特征的参数化建模原理。在此基础上，分析机械设计中的机构结构，归纳出其零件的几何特征构成。设计了机构CAD图形库，并提出了该图形库生成步骤和人机交互界面。     

FeCrAIW电弧喷涂层组织的致密化研究

采用激光辐照对FeCrAlW电弧喷涂层的组织进行致密化处理,借助扫描电镜和X衍射对涂层的组织进行了分析.测试了涂层的显微硬度.结果表明:涂层组织致密度提高,孔隙率明显降低.随着激光扫描速度的增加,涂层的显微硬度降低.在较低的扫描速度下,涂层与基体之间形成互熔区,涂层与基体之间产生良好的冶金结合.     

胫骨生物陶瓷复合材料的微结构增韧机理

扫描电镜观察显示胫骨是一种由羟基磷灰石和胶原蛋白组成的自然生物陶瓷复合材料.羟基磷灰石具有层状的微结构并且平行于骨的表面排列.观察也显示这些羟基磷灰石层又是由许多羟基磷灰石片所组成,这些羟基磷灰石片具有长而薄的形状,也以平行的方式整齐排列.基于在胫骨中观察到的羟基磷灰石片的微结构特征,通过微结构模型分析及实验,研究了羟基磷灰石片平行排列微结构的最大拔出能.结果表明,羟基磷灰石片长而薄的形状以及平行排列方式增加了其最大拔出能,进而提高了骨的断裂韧性.     

高等教育国际化与中国高等教育施化力培育

本文从化层、化型、化向与化力等方面考察高等教育国际化的应然本质属性 ,描述与分析中国高等教育在国际化潮流中表现出的发展态势 ,针对种种态势提出中国高等教育核心施化力培育战略 ,以使中国高等教育乃至世界高等教育真正地走向国际化     

Comparative analysis of functional possibilities of methods of pulse treatment of a melt

This paper describes the general features of the functional methods of electrohydropulse, pulse electrocurrent, and magnetic pulse treatment processes of the melt in order to positively vary its crystallizaton ability.     

Effect of solidification rate of the structure of alloys of the system Fe-W

Conclusion In alloy Fe-42% W atomized with a cooling rate during solidification within the limits from 5·10³ to 1·10⁵°C/sec with the maximum cooling rate (not less than 10⁵°C/sec) precipitation of -phase (Fe₇W₆) from the liquid melt is suppressed. In granules of alloy obtained with a high solidification rate it is possible to achieve total dissolution of tungsten in solid solution (42%). Subsequent heating causes precipitation of -phase in dispersed form.I. P. Bardin Central Scientific-Research Institute of Ferrous Metallurgy (TsNIIChERMET) Moscow. Translated from Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka Metallov, No. 9, pp. 34–36, September, 1990.