一、气体C,N共渗层黑色组织本质的研究（论文文献综述）
陈宏涛[1]（2014）在《奥氏体不锈钢低温稀土氮碳共渗层相结构及其性质研究》文中指出奥氏体不锈钢表面改性是表面工程领域中的研究热点之一。奥氏体不锈钢低温化学热处理可获得无铬化物析出的单相改性层，使材料表面兼具优异的耐磨性和耐蚀性。提高处理温度或延长处理时间时，改性层中会析出Cr的化合物，导致了材料表面耐蚀性的下降。当前工艺技术很难制备较厚的单相改性层。单相层的相结构为间隙超饱和的膨胀奥氏体，也称为S相。S相的优异性能得到了广泛的研究，但其晶体学和形成机制仍未获得解决。本论文将低温稀土氮碳共渗技术应用于奥氏体不锈钢AISI304和AISI316的表面改性，以期利用稀土元素的催渗和微合金化作用提高改性层的厚度和改善韧性。利用第一性原理计算的方法对γ-Fe中合金原子的交互作用进行了研究，进而从原子和电子尺度对S相的晶体结构和形成机制进行表征；同时对共渗层中析出相的晶体结构，稳定性，弹性和电子性质等进行了研究，以揭示析出相对改性层性能的影响。AISI304和AISI316钢在430C和460C稀土氮碳共渗时，较佳的稀土添加量分别为0.05L/min和0.1L/min，稀土添加提高了氮碳共渗的速度。430C稀土氮碳共渗动力学中，共渗层厚度随时间延长而增厚；相同共渗工艺条件下，AISI304钢比AISI316钢的共渗层厚，且渗层中析出相更多；短时间共渗（≤8h），共渗层为单一SN相（含N的S相）；延长处理时间，共渗层中CrN析出，发生了SN相向ε-Fe2-3N和γ′-Fe4N的转变。低温稀土氮碳共渗后，渗层显微硬度较基体提高4倍以上，最高可达1790HV；磨损机制由未处理态的严重粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损转变为轻微的粘着磨损和氧化疲劳磨损，磨损失重显着降低，耐磨性能提高。AISI316钢430C稀土氮碳共渗8h后，自腐蚀电位由未处理态的-143mv提高至-28mv，且钝化区扩大，耐蚀性提高。在微氮稀土渗碳中：增加乙醇流量可以获得更厚的渗层和减少渗层内的CrN析出；提高共渗温度或延长处理时间均诱发了共渗层内的马氏体相变和CrN析出；稀土的添加可以起到催渗的效果，但也加速了渗层内的马氏体相变和CrN析出。AISI316钢的460oC共渗层的相结构为S相，少量α′-Fe和CrN，显微组织为纳米级的条状晶粒。AISI304钢的共渗层分为两层：外层的马氏体相变层和里层的SC相（含C的S相）层。马氏体相变机制为应力诱发马氏体转变，S相分解为MX相和α′，S→α′+MX。应力来源为SC相内间隙原子的超饱和固溶和SC相与类MX相的晶格错配。在γ-Fe中，金属原子对Cr-Cr、Mo-Mo、Ti-Ti和Cr-Mo的第二近邻构型为最稳定分布，Cr-Ni的第一近邻构型为最稳定分布，Ni-Ni和Mn-Mn倾向于随机分布。间隙原子N-N、C-C和N-C的交互作用是浓度相关的：间隙原子浓度为20.wt%时，第二近邻构型为最稳定的分布方式；间隙原子浓度为11.1wt%时，原子间距离增加时交互作用由排斥变为吸引；在间隙原子浓度为5.9wt%，N-N的第一和第二近邻构型分别为强的和弱的排斥作用，而C-C第一和第二近邻构型分别为弱的和强的排斥作用，N-C之间均为强的排斥作用。在γ-Fe中，Cr、Mo和Ni与第一近邻的N或C之间均为排斥作用；Mn对第一近邻的N/C具有吸引作用；Ti对第一近邻的N为吸引作用，与第一近邻C为排除作用。SN相不具有理想的晶体结构，晶格中金属原子保持了准面心立方结构，N占据了Cr，Mo等原子的最近邻八面体间隙并形成短程有序。SN相是由于在低温条件下，合金元素的扩散被抑制，N扩散进入奥氏体的晶格中占据稳定或亚稳占位而形成的间隙超饱和的固溶体。N在不同间隙的占据稳定性的差异导致了N的化学势的不同，进而为N的扩散提供了驱动力。在SN相的生长过程中：N的稳定占位形成了SN相；亚稳占位和不稳定占位是N的扩散通道；SN层的生长需要界面位置N的堆积，且受N的反应扩散控制。SC相也不具有理想的晶体结构，金属原子为准面心立方结构，C占据部分完全由Fe构成八面体间隙，而不易于占据合金原子的最近邻间隙，而形成短程有序。在SC相和奥氏体不锈钢的晶格中，C在不同间隙位置的占位稳定性的不同导致了C的化学势差异，提供了C的扩散驱动力。与奥氏体不锈钢相比，C在SC相中有更高的扩散速率，形成了高C浓度的SC相层。在奥氏体不锈钢中，C的更高的占位稳定性导致了SC相中C向奥氏体不锈钢中的扩散和SC相层的生长。SC相层的生长受C的纯扩散控制。氮化物稳定性排序为：η-Fe2N>ε-Fe2N>ζ-Fe2N>ε-Fe3N>γ′-Fe4N>ZB-FeN> α"-Fe16N2>RS-FeN。密排六方ε-Fe6CxNy相中，间隙原子之间为排斥作用。间隙原子的稳定排布方式，增强了p-d杂化强度，降低了费米面附件的态密度，提高了ε-Fe6CxNy相的剪切模量。CrN中部分Cr原子可以被Fe、Mo、Ni、Mn、Ti等取代，形成稳定的三元合金Cr0.75Me0.25N；在Cr2N的晶格中，N原子优先占据1a和2d阵点，其次是2c阵点，最后是1b位置；N原子的稳定占位方式使得Cr2N具有更高的弹性模量和剪切模量。
韩靖[2]（2004）在《20钢制纺织钢领无毒液体C-N-Re共渗研究》文中研究指明环锭细纱机在我国纺织工业中占有最高比例,而钢领是细纱机及捻线机上卷捻部分的关键零件之一,它与高速旋转的钢丝圈组成一对摩檫副,其工作条件恶劣（高速、高温、高压、单支撑面接触）,易磨损、耗量大、更换频繁。同时,钢领的性能直接关系到纺纱质量及产品成本,为降低和稳定纺纱张力,减少断头,减少成纱毛羽,提高纺纱质量,节约钢材、能源,降低成本,就必须提高钢领的硬度、耐磨性、光洁度和减少其变形量,延长其使用寿命。目前,通常选用20钢为原材料制作钢领,为满足钢领对硬度、耐磨性、光洁度和变形量的要求,重庆润丰纺织机械专件有限公司对20钢制钢领采用井式炉气体碳氮共渗4小时后沙封缓冷至室温,然后在氰化钠盐浴中二次加热至高温淬火,最后低温回火。这在一定程度上保证了钢领的硬度和耐磨性,但该热处理工艺成本高,工艺周期长,生产率低;钢领因二次加热淬火增加了钢领的变形量,恶化了产品质量,降低了成材率;气体碳氮共渗所用的甲醇对神经具有损伤作用,同时加热盐浴炉所用的氰化钠具有剧烈毒性,对环境造成极大的污染。 本课题研究鉴于对钢领综合性能的要求和优化重庆润丰纺织机械专件有限公司的现行热处理制度,研制以55%KCl+45%NaCl作为基础盐,用“603”无毒液体渗碳剂+适量氯化氨+微量的稀土盐等作为“混合渗剂”,对20 钢制纺织钢领进行无毒液体C-N-Re共渗研究。首先,在实验室对小批量的钢领采用不同时间和不同共渗温度进行无毒液体C-N-Re共渗初试,检测共渗钢领的表面质量、变形量、硬度（包括显微硬度）和剥层碳含量,分析共渗钢领的金相组织,评定出共渗钢领的综合性能和共渗层组织最佳的共渗温度和共渗时间,制定中试的共渗热处理制度。其次,到厂方设计一类似于实际生产的共渗盐浴炉,利用初试总结出的共渗热处理制度对较大批量的钢领进行无毒液体C-N-Re共渗热处理中试,对钢领的综合性能和共渗层组织进行分析,当共渗钢领的综合性能和共渗层组织满足相关技术标准后,将中试产品进行装车实验,结果表明:用实验确定的渗剂配方和工艺参数是合理的,处理出的产品质量在使用性能达到了纺织行业的技术要求。最后,根据初试和中试制定出实用于大批量生产的共渗热处理工艺和共渗渗剂配方,配置共渗盐浴炉和淬火液,对钢领进行大批量无毒液体C-N-Re共渗生产,经对共渗产品的综合性能和共渗层组织分别进行测定和分析,结果表明:共渗产品的硬度和渗层深度均优于原气体共渗工艺,产品的变形量在相关标准规定范围内,共渗层组织也满足技术要求,并且20钢制纺织钢领的无毒液体C-N-Re共渗工艺时<WP=5>间大大缩短,降低了生产周期,提高了生产率。 最终,通过本课题的研究,为重庆润丰纺织机械专件有限公司开发出一生产周期短,成本低,污染小,产品质量优良的“无毒液体C-N-Re共渗工艺”。该工艺不但满足重庆润丰纺织机械专件有限公司,而且还实用类似于生产钢领的小型渗碳零件的企业。该工艺的推广运用将对降低产品成本、提高生产率和减少环境污染有极其重要的意义。
郑少华[3]（2014）在《表面复合处理工艺对合金钢紧固件力学性能和抗腐蚀性能的影响》文中进行了进一步梳理经多元共渗复合处理以及多元共渗+化学镀表面复合处理的20Cr紧固件和42CrMo高强螺栓,其抗疲劳性能和耐腐蚀性能均得到了大幅度的提高。拉伸试验表明,SUS304不锈钢螺栓的抗拉强度613MPa,屈服强度310MPa;SUS201不锈钢螺栓的抗拉强度748MPa,屈服强度385MPa.20Cr紧固件经多元共渗复合处理后,抗拉强度大幅度提高,最高可达524MPa,对应的屈服强度425MPa,已经明显高于SUS304不锈钢螺栓的屈服强度。疲劳试验表明,SUS304的条件疲劳强度S-1（107）=158MPa,SUS201的条件疲劳强度s-1（107）=169Mpa.20Cr经多元共渗复合处理后,工艺2的条件疲劳强度在200-238MPa之间,工艺3的条件疲劳强度在238MPa-277MPa之间,工艺4的条件疲劳强度位于238MPa-277MPa之间,此三种工艺下的条件疲劳强度均高于SUS304和SUS201。经多元共渗+化学镀Ni-P复合表面处理的42CrMo（调质处理）高强螺栓,其疲劳性能也明显优于SUS304不锈钢和SUS201不锈钢。盐雾试验表明：SUS304盐雾腐蚀120h出锈,SUS201经12h出锈,20Cr原材4h出锈。20Cr多元共渗后,工艺1经12h出锈,工艺2经44h出锈,工艺3经90h出锈,工艺4经120h出锈。其中工艺4的出锈时间和304相等,盐雾腐蚀9级之后,工艺4的腐蚀速率大于304不锈钢。20Cr螺栓经多元共渗+化学镀Ni-P复合处理后,盐雾腐蚀190h出锈,360h依然维持在9级,耐腐蚀性能显着优于SUS304和SUS201:42CrMo高强螺栓经多元共渗+化学镀Ni-P复合处理后,盐雾腐蚀166h开始出锈,9级水平停留时间超过304不锈钢螺栓和201不锈钢螺栓。本试验探索出了一种制备高防腐、高抗疲劳性能紧固件的表面复合处理技术,用此技术制备的20Cr螺栓可用来替代SUS304不锈钢螺栓和SUS201不锈钢螺栓,同时还可降低成本,具有广阔的市场应用前景。
陈汪林[4]（2013）在《08F钢氮碳共渗及后续热处理过程中的相变》文中研究指明铁素体氮碳共渗（低于592℃）是一种向工件表面渗入氮、碳原子来强化材料表面的化学热处理工艺,该工艺能显着地提高工件表面的硬度、耐磨性、抗腐蚀性等等,因此在工业上有非常广泛的应用。钢的氮碳共渗层微观组织一般由化合物层和扩散层组成,有时也会在化合物层和扩散层形成一层过渡层。在常规的钢的氮碳共渗工艺中,由ε-Fe2-3（C,N）、γ’-Fe4（C,N）组成的化合物层优先在钢的表面形成,并赋予表面高硬度和耐磨性。但是化合物层的厚度有限且本身硬而脆,甚至可能含有大量的空洞等,这往往会降低钢的疲劳性能,因此在许多情况下要避免化合物层的形成。迄今为止,人们对化合物层的形成机制还存在一些争议,并且对化合物层后续强化热处理尚缺乏深入研究。本论文采用可控离子氮碳共渗工艺（温度为560-580℃）在08F钢的表面形成一层介于化合物层、扩散层之间的过渡层来探讨氮碳共渗化合物层的相变机理,并对含有化合物层的离子氮碳共渗08F钢试样进行后续强化研究。本文利用金相显微镜、X-射线衍射仪、扫描电子显微镜、电子探针、透射电子显微镜等先进表征手段,并结合第一性原理计算,系统研究了 08F钢氮碳共渗层及其后续强化层的微观组织,揭示了 08F钢在氮碳共渗及后续热处理等各个阶段的相变机理。同时,采用显微硬度计和纳米力学测试仪研究了不同制备工艺下的各个强化层的力学性能,得到如下结论:（1）通过控制氮碳共渗气氛的成分成功实现了在化合物层与扩散层之间形成一个可控的过渡层,该过渡层不仅能显着地提高材料的表面硬度和韧性,而且还能提供氮碳共渗化合物层相变过程不同阶段的微观组织,为揭示其相变机制探讨提供了实验依据。（2）过渡层中微观组织特征提供了如下相变信息:（ⅰ）在过渡层中观察到珠光体团,说明在氮碳共渗过程中经历了奥氏体（γ-N/C）阶段;（ⅱ）在珠光体团周围观察到了等轴块状的γ’晶粒,且γ’晶粒中存在大量的孪晶,说明γ’晶粒是在氮碳共渗过程中从γ-N/C相中析出的先共析γ’相;（ⅲ）在γ’层中存在三重孪晶,由于γ’相与ε相存在固有的晶体学位向关系,即:{111}γ’//{0001}ε,因此γ’层中的三重孪晶说明γ’不可能来自ε相的分解;（ⅳ）在γ’相孪晶界面上观察到片条状的ε相,说明在氮碳共渗温度下,ε相能在γ’晶粒内部形核和生长。（3）第一原理计算得出,相同C:N原子比的ε-Fe3CxN1-x氮化物形成焓总是低于γ’-Fe4CxN1-x氮化物形成焓,因此在氮碳共渗过程中能自发进行γ’+N/C→ε相变。（4）揭示了氮碳共渗化合物层相变序列应该为:α-Fe + N/C → γ-N/C + N/C→γ’+N/C → ε,该相变序列不仅能很好地解释化合物层和过渡层的形成,而且还能解释扩散层中晶界析出相的形成,因此本文纠正了以往认同的氮碳共渗化合物层的相变序列（即:α-Fe + N/C →ε→γ’）。（5）将含有化合物层的离子氮碳共渗08F钢在700℃C盐浴炉中进行不同时间等温奥氏体化处理,成功制备了一定厚度的低碳富氮的Fe-C-N奥氏体层,该奥氏体层具有很好的热稳定性,在水冷过程中能保留下来。（6）氮碳共渗化合物层在700℃奥氏体化过程中分解过程可描述为:ε + γ’→γ’ + γ-N/C→γ-N/C,分解过程中释放出的活性N、C原子使毗邻的α-Fe相转变成γ-N（C）相,从而使表层的奥氏体层厚度增加。氮碳共渗化合物层的奥氏体化过程为扩散型相变,因此需要足够长的时间完成奥氏体化转变,本文所研究的氮碳共渗化合物层的完全奥氏体时间是5h。（7）Fe-C-N奥氏体在225℃等温14h时效过程中分解为超细贝氏体组织,其分解方程为:γ-N/C →γ’+ α-Fe。这种超细贝氏体层硬度高达1200HV0.245N且具有优良的韧性。超细贝氏体的微观组织和性能受奥氏体化保温时间的影响:在未完全奥氏体化阶段,贝氏体层厚度和试样表面硬度随奥氏体化保温时间的延长而增加;当奥氏体保温时间达到5h时,原化合物层完全转变称均匀的Fe-C-N奥氏体组织,其回火试样的贝氏体强化层厚度和表面硬度均达到峰值;当奥氏体保温时间超过5h后,其时效样品表面硬度随奥氏体化时间的延长而降低,而强化层厚度几乎保持不变。（8）氮碳共渗试样在后续的贝氏体相变强化过程中,其扩散层的晶界区域也发生超细贝氏体相变,且贝氏体区域连接起来形成强化网。（9）Fe-C-N奥氏体在225℃C等温过程中的贝氏体相变机制为:首先,Fe-C-N奥氏体通过调幅分解,形成贫N、C区和富N、C区;其次,富N、C奥氏体中N、C原子达到一定浓度时,将通过N、C原子的有序化转变成pre-γ’相,随后转变成γ’相;最后,贫N、C奥氏体以切变机制转变成含N、C原子过饱和α-Fe相,并在随后的时效过程中发生N、C原子脱溶,析出高密度的α"相。由于氮、碳原子在晶界等缺陷处的扩散速度与晶粒内部不同,这导致同一贝氏体区域出现无定型的下贝氏体和具有羽毛特征的上贝氏体。无论是上贝氏体组织,还是下贝氏体组织,γ’相总是贝氏体相变领先相,且γ’相和原γ相保持立方-立方型位向关系。
张蓬予[5]（2020）在《低碳钢表面液相等离子体电解碳氮共渗的研究》文中提出船用活塞销用于连接活塞和连杆,长期暴露于高温环境,在承受较大周期性冲击载荷的同时,又因难以形成润滑油膜,润滑条件差,承受往复的摩擦磨损,这些复杂且恶劣的工作环境要求活塞销必须具有足够的刚度、强度和耐磨性能,因此,本文选择活塞销的常用材料低碳钢为对象,采用液相等离子体电解技术在其表面制备碳氮共渗层,进一步提高其摩擦学性能。本文首先采用不同体系、不同配方的电解液进行了电解液体系的探索实验,分析了低碳钢在各种电解液体系下实验的共渗效果;然后制定实验方案,创新采用阶段式电压对低碳钢进行液相等离子体电解碳氮共渗处理,并通过SEM/BSE、XRD、EDS、显微硬度仪、摩擦磨损实验机等,对共渗层的微观结构、组成及摩擦学性能进行测试;探索对比了不同模式下的能耗情况。研究结果表明:低碳钢在尿素+甘油体系电解液中进行碳氮共渗处理,反应过程连续、稳定,制备的渗层厚度均匀,且实验成本可控,适合作为实验用电解液;实验条件下获得了均匀致密的碳氮共渗层,阶段式电压能明显提升共渗效果,渗层厚度高达161.34μm,与现有文献相比约提升了 13.0%,渗层硬度高达800HV以上,为基体硬度的3倍左右;渗层表面存在球凸起、凹坑、熔融物及放电通道等形貌,随着工作电压的升高,渗层表面球凸起等形貌减少并趋于平整;共渗层包含Fe5C2、Fe3C、Fe2-3N、Fe4N等物相,适当提高电压有利于C、N元素的渗入,实验条件下反应以渗氮为主;采用阶段式电压进行实验除了提升共渗效果之外,还可以明显降低能耗,实验条件能耗降低3.34%;摩擦磨损实验显示碳氮共渗处理后的样品有着明显的耐磨减摩效果,阶段电压条件制备的样品摩擦系数最低稳定在0.5左右,相比较基体的平均摩擦系数降低了 71%左右,磨痕深度最低为10.65μm,相比基体降低了 87%左右。
邹勇[6]（2013）在《钛合金表面强化处理工艺及其性能研究》文中研究指明本文通过渗碳以及气体多元共渗的方法对TC4钛合金进行表面强化处理,探索出一种提高钛合金表面耐磨性的新工艺。实验对TC4进行渗碳处理以及渗碳+多元共渗复合处理两种工艺,对处理后样品分别进行了金相显微组织、XRD分析,同时测试了样品的显微硬度、耐磨性、电化学极化曲线及拉伸性能。金相组织、XRD分析表明,TC4渗碳后渗层最表层组织为AlTi3C和Ti60,渗层厚度为451μm;经渗碳+多元共渗后最表层组织为AlTi3C、AlTi3N和Ti02,渗层厚度为65μm。显微硬度梯度分布表明,TC4经渗碳后最高硬度为1400HVo.025,经渗碳+多元共渗后最高硬度为1050HVo.025,硬化层深度更深,梯度变化趋势变缓。摩擦磨损试验表明,TC4原材在1N作用力下与SiC对磨时,摩擦系数为0.4,经渗碳后表面摩擦系数为0.12,经渗碳+多元共渗后为0.12-0.15；相同转数4000n下,原材磨损量是渗碳样品的21.5倍,是渗碳+多元共渗样品的113倍,耐磨性大幅度提高。极化曲线理论分析表明,TC4经过两种表面处理工艺后,腐蚀电位升高,表明腐蚀倾向变小；腐蚀电流变大,表明腐蚀速度加快。应力应变曲线、伸长率分析测试表明,TC4经过两种表面处理工艺后,抗拉强度保持稳定,塑性有所下降,应变硬化加强。通过以上实验及分析表明,TC4经过渗碳+多元共渗复合表面处理后,耐磨性大量提高,同时保证了其抗腐蚀性能以及拉伸强度。
陕西机械学院热处理教研室[7]（1978）在《碳氮共渗的黑色组织及其工艺控制》文中研究表明本文在试验基础上,结合有关资料,提出碳氮共渗黑色组织的分类问题;说明了黑色组织的本质及形成机理;研究了黑色组织产生的工艺条件及减轻黑色组织的工艺措施。
张程菘[8]（2015）在《铁基合金等离子体稀土氮碳共渗组织超细化与深层扩散机制》文中研究表明M50Ni L钢是新一代的高强轴承钢,广泛应用于航空制造业等高端装备制造业。对于轴承而言,其失效形式主要为接触疲劳失效和磨损失效,因此要求其具有优异的表面性能。然而目前对于M50Ni L钢的表面改性技术却鲜有报道。如何在轴承钢表面获得超细化的组织且较深的改性层一直以来是化学热处理的研究热点。本文针对M50Ni L钢稀土氮碳共渗层的高强韧性的性能要求,将等离子体稀土氮碳共渗技术应用于M50Ni L钢的表面改性。基于循环相变超细化思想,设计了变温循环稀土氮碳共渗工艺,以期实现共渗组织超细化;同时研究了不同铁基合金低温稀土共渗过程中的稀土元素催渗机制。在不同相区对M50Ni L钢进行稀土氮碳共渗,研究温度、氮氢比及共渗时间对共渗层组织结构的影响。结果表明:M50Ni L钢a相区稀土氮碳共渗层无化合物层,共渗层微结构为粗大的板条马氏体。共渗层的相组成主要为a′N、g′-Fe4N及e-Fe2-3N,且相结构随温度变化较大,随氮氢比变化不明显。g相区稀土氮碳共渗层组织同样无化合物层,相结构受温度及氮氢比影响较大。相同氮氢比下,g′-Fe4N含量随温度升高而减少;当氮氢比为0.3:0.1 L/min时,650°C下共渗1h后,开始形成g-Fe N0.076,说明奥氏体化开始。以不同相区M50Ni L钢稀土氮碳共渗层相结构演变规律为基础,通过热力计算设计了变温循环共渗工艺,在共渗层表面上获得了纳米级的超细组织,而在共渗层内部30mm处局部得到了超细化的组织。其中,g?a相区（降温）循环共渗表面超细化组织由a′N+g′-Fe4N或单一的g′-Fe4N组成,g相区（升温）循环共渗表面超细化组织由a′N和非晶组成。M50Ni L钢变温循环稀土氮碳共渗超细化机制为:首先,g相区共渗过程中发生奥氏体化,形成g-Fe N0.076,其次在后续的降、升温循环过程中反复发生g-Fe N0.076®a′N+g′-Fe4N转变以及马氏体相变（g®a′N）。与此同时合金元素导致e和g′氮化物的稳定性下降,使其在共渗过程中不易长大,最终形成超细化共渗层组织。M50Ni L钢经不同相区稀土氮碳共渗后,硬度及耐磨性均大幅提高。磨损机制随磨损速度由氧化疲劳磨损逐渐转变为磨粒磨损和粘着磨损。其中g?a相区（降温）循环2次共渗层具有最优的耐磨性。而稀土La的加入能够抑制共渗层的脆性,提高共渗层的强韧性,增强共渗层的耐磨性。超细化共渗层耐磨性提高得益于其特殊的表面组织结构。细小的含氮马氏体+弥散析出的g′-Fe4N组织有利于提高共渗层的强韧性和耐磨性。稀土元素在化学热处理中被证实具有明显的催渗效果,然而其催渗机制尚未得到很好的揭示,尤其在等离子体低温稀土共渗中。本文的实验和热力学计算结果证实:等离子体低温稀土共渗过程中La与N之间的作用是相互吸引的。通过实验和理论计算提出等离子体低温稀土共渗过程中稀土催化机制:首先,稀土共渗过程中,在La和La Fe O3的共同作用下,使共渗表面变得粗糙,比表面积增大,有利于N的吸附;其次La对N的吸引提高了表面N的活度,与此同时通过La Fe O3对O的吸附,使得共渗表面N原子与La分离而向内深层扩散。基于对含合金元素La Fe O3晶体氧空位形成能的计算,解释了高合金钢不催渗的原因,同时提出了深层渗氮钢的设计思想,即:深层渗氮钢的成分选择上应含有适量的Ni元素,同时应尽量减少Cr、Mo、V等元素的含量。
郭文廷[9]（2012）在《20CrMnTi液相等离子电解碳氮共渗研究》文中进行了进一步梳理本文采用液相等离子电解渗透技术在尿素水溶液体系下对齿轮钢20CrMnTi进行碳氮共渗处理，采用金相组织观察、显微硬度测试、XRD物相分析、扫描电镜观察、元素分布分析等方法探讨了不同放电类型，加载电压，和渗透时间对渗透效果的影响。并通过多次重复实验分析了尿素水溶液体系作为液相等离子电解碳氮共渗电解液的稳定性。结果显示：处理过程中等离子放电阶段包含两种放电类型，其中A类放电对碳氮共渗的本质过程没有影响，但是对工件表面的清洁和活化具有显着作用。B类放电为液相等离子电解碳氮共渗处理过程的主要影响因素。但是B类放电过于剧烈，控制难度大。本文通过往电路中串联分压槽的方式基本解决了其控制问题。并通过A类放电和B类放电相结合的处理工艺能完成快速高效的碳氮共渗过程。在不同的起弧电压下处理相同时间后所获得的渗层组织基本一致（都为表层的细针状马氏体组织及少量碳化物和残余奥氏体，心部为马氏体组织）、渗层厚度差异不明显。为保持处理阶段放电电弧的可控性，加载电压应在保证起弧的前提下越低越好。本文在180V处理即可获得良好的渗透层。处理时间过长会导致由于控制不当等因素导致渗层性能恶化，本文处理时间目前最长以5min为宜。在起弧电压为240V，处理时间为1min的情况下，采用不同尿素浓度的电解液处理试样，发现尿素浓度越多，渗层厚度越厚，但是当尿素浓度超过20%以后，其渗层厚度提高并不显着，因此，为了避免渗剂的浪费选用处理尿素浓度为20%为宜。极化曲线测试表明处理后的试样其耐蚀性能相比于原始试样耐蚀性有所提高。通过对处理不同时间试样进行元素分布分析得出，在水系电解液中处理工件会由于水蒸气的存在使得处理表面产生氧化皮，虽然表面的氧化皮可以通过后续的A类放电过程得以除去，但是由于处理过程的温度高，在距离表面10到20μm处有氧元素的渗入和非马氏体组织的出现。通过对尿素体系电解液稳定性能分析得出，尿素体系电解液处理2min就会有较快速的分解，其尿素浓度就下降了50%左右，且重复处理4次后其渗透效果基本消失。处理后溶液中有较多的钛的C、N化合物沉淀。
唐丽娜[10]（2013）在《淬火态30CrMnSiA和42CrMo钢等离子体稀土氮碳共渗层组织与性能》文中研究说明本文对淬火态30CrMnSiA和42CrMo钢进行了不同气氛、温度和时间的等离子体渗氮及有无稀土氮碳共渗工艺处理，利用金相组织观察（OM）、X射线衍射（XRD）、扫描电镜观察（SEM）及能谱分析（EDS）、透射电镜观察（TEM）等分析测试方法研究了各工艺参数对改性层的组织结构、力学性能、耐磨性及耐腐蚀性能的影响。30CrMnSiA和42CrMo钢淬火后组织为马氏体，等离子渗氮及氮碳共渗层均由化合物层和扩散层组成。在460oC以上进行等离子体氮碳共渗时稀土的添加能够改善渗层组织；560C添加0.5L/min稀土共渗时渗层组织由“三层”结构组成，即表面5μm化合物层、中间40μm耐蚀白层以及传统的扩散层。等离子体渗氮及氮碳共渗层主要由ε-Fe2-3N和γ′-Fe4N(ε-Fe2-3（N,C）和γ′-Fe4N)组成，处理温度升高，改性层中ε-Fe2-3N(ε-Fe2-3（N,C）)相对含量减少。等离子体渗氮时，400oC和560oC渗氮时渗层中出现含氮马氏体’-FeN相；460oC渗氮时，随着渗氮时间延长渗层中ε-Fe2-3N相含量先增多后减少，长时间（16h）渗氮后γ′-Fe4N-（200）发生择优取向。等离子体氮碳共渗时，γ′-Fe4N相在（200）晶面的择优取向随着温度的升高和时间的延长而减弱。利用稀土添加量可以调控共渗层相组成，适当添加有助于ε-Fe2-3（N,C）相形成，同时使γ′-Fe4N的（200）晶面择优取向现象增强；560oC共渗稀土添加量达到0.5L/min时表面形成Fe3C相。渗氮气氛对表面形貌影响不大，表面氮化物颗粒随着渗氮温度的升高聚集长大，表面粗糙度增大。氮碳共渗时，稀土添加提高了表面氮化物颗粒密度，促进氮化物聚集长大；560oC×8h添加0.5L/min稀土共渗时，表面形貌由花瓣片状组织转变为平均尺寸为100nm300nm的细小短棒状组织（Fe3C+少量氮化物），表面粗糙度显着降低。而EDS结果表明稀土元素可以渗入到材料内部一定深度，且能够促进氮元素向内扩散。淬火态30CrMnSiA钢等离子体渗氮及氮碳共渗改性层内主要为纳米尺寸的氮化物以及少量纳米级含氮马氏体α’-FeN组织（50nm100nm）；而稀土的添加有助于形成小尺寸含氮碳的马氏体组织，并在一定范围内随着稀土添加量的增多纳米化程度提高。纳米晶形成机制是高过饱和淬火组织在氮、碳渗入过程中表层析出纳米级氮化物，并在固有合金元素和渗入的氮、碳、稀土等共同作用下引起的渗层内应力增大，在位错密度较高的地方使位错亚结构移动、合并或者重排形成亚晶或纳米晶，实现表面纳米化。淬火态30CrMnSiA硬度为HV500，经等离子体渗氮及氮碳共渗后表面硬度显着提高，最高可达HV1122.6，表面和心部硬度随渗氮温度升高而降低。从EDS检测和有效硬化层结果可知，稀土的添加可以促使氮、碳向内扩散，但不同温度共渗时稀土较佳添加量有所不同，500oC稀土添加0.05L/min时有效硬化层最厚，而560oC×8h共渗稀土添加0.3L/min时氮向内扩散最远，且有效硬化层最厚。淬火态30CrMnSiA和42CrMo钢经等离子体渗氮及氮碳共渗处理后，心部硬度同时发生变化，与常规调质后效果相当，实现表面改性与心部组织回火同时进行。拉伸试验结果表明，与调质态30CrMnSiA钢经等离子体氮碳共渗后相比，淬火态试样共渗处理后强度升高而韧性有所下降，而稀土共渗后强度不降低但韧性增加，表明30CrMnSiA钢“淬火+稀土共渗”处理可以代替传统的“调质+氮碳共渗”复合工艺，且能够满足性能指标要求。等离子体渗氮及氮碳共渗处理降低了材料的摩擦系数，而30CrMnSiA钢渗氮层、氮碳共渗层及稀土共渗层的体积磨损率较淬火态试样分别降低了74%、78%和82%，材料耐磨性显着提高。淬火态试样的磨损机制主要是以粘着磨损为主，局部有塑性变形，伴随着表面疲劳及氧化；试验载荷的大小并不改变磨损机制，只影响磨损程度；渗氮层及氮碳共渗层的主要磨损机制均为程度不一的粘着磨损，没有明显塑性变形；而稀土共渗表层主要为轻微的粘着磨损，稀土的添加进一步提高了材料的耐磨性。等离子体渗氮及氮碳共渗工艺提高了材料的耐腐蚀性能，使材料从严重的全面均匀腐蚀转变成点蚀。30CrMnSiA钢460C等离子体渗氮层耐蚀性较好，而42CrMo钢560C等离子体渗氮层耐蚀性较好。氮碳共渗层的耐蚀性较渗氮层进一步提高，42CrMo钢的腐蚀机理从渗氮层的层内严重间隙腐蚀转变为浅表层腐蚀。而稀土的添加可以拓展腐蚀的钝化区，进一步提高耐蚀性。
二、气体C,N共渗层黑色组织本质的研究（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、气体C,N共渗层黑色组织本质的研究（论文提纲范文）
（1）奥氏体不锈钢低温稀土氮碳共渗层相结构及其性质研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的和意义 |
| 1.2 奥氏体不锈钢低温化学热处理研究现状 |
| 1.2.1 低温化学热处理工艺及渗层组织性能 |
| 1.2.2 低温共渗层形成机制 |
| 1.3 稀土化学热处理发展趋势 |
| 1.4 第一性原理在金属材料研究中的应用 |
| 1.4.1 化合物相的性质表征 |
| 1.4.2 原子的固溶与扩散及其交互作用 |
| 1.4.3 晶体缺陷表征 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料和研究方法 |
| 2.1 试验材料与实验设备 |
| 2.2 试验工艺方案 |
| 2.2.1 低温稀土氮碳共渗 |
| 2.2.2 低温微氮稀土渗碳 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 组织结构分析和形貌观察 |
| 2.3.2 显微硬度测试 |
| 2.3.3 磨擦磨损测试 |
| 2.3.4 耐蚀性能测试 |
| 2.4 第一原理计算方法 |
| 2.4.1 软件和收敛 |
| 2.4.2 相关计算公式 |
| 第3章 奥氏体不锈钢低温稀土氮碳共渗研究 |
| 3.1 NH_3流量对渗层组织和性能影响 |
| 3.1.1 NH_3流量对渗层组织结构影响 |
| 3.1.2 NH_3流量对渗层硬度和耐蚀性影响 |
| 3.2 稀土添加对共渗层组织结构和性能影响 |
| 3.2.1 稀土添加对共渗层组织影响 |
| 3.2.2 稀土添加对共渗层硬度和耐蚀性影响 |
| 3.3 稀土共渗动力学及渗层性能 |
| 3.3.1 共渗层增厚及组织结构演变规律 |
| 3.3.2 共渗层中显微硬度分布 |
| 3.3.3 共渗层的耐磨性能 |
| 3.3.4 共渗层的耐蚀性能 |
| 3.4 低温微氮稀土渗碳层组织与性能 |
| 3.4.1 流量和温度对有无稀土添加共渗层组织结构的影响 |
| 3.4.2 渗层中马氏体相变与机制 |
| 3.4.3 渗层的强韧性表征 |
| 3.4.4 渗层的耐蚀性能 |
| 3.5 低温共渗层中的S_N和S_C相及析出相形成讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 低温共渗层中S_N和S_C的晶体结构和形成机制 |
| 4.1 γ-（Fe-N）和γ-（Fe-C）的磁性与N/C原子的扩散 |
| 4.2 γ-Fe中合金原子的交互作用 |
| 4.2.1 置换合金原子的交互作用 |
| 4.2.2 N-N/C-C/N-C在γ-Fe中的交互作用 |
| 4.2.3 合金元素与间隙原子的交互作用 |
| 4.3 S_N相的晶体结构及形成机制 |
| 4.3.1 S_N相晶体结构的物理描述 |
| 4.3.2 S_N相中合金元素的择优取代 |
| 4.3.3 S_N相中N原子的偏聚 |
| 4.3.4 N和C在S_N相中的扩散 |
| 4.3.5 S_N相的晶体结构 |
| 4.3.6 S_N相的形成和生长机制 |
| 4.4 S_C相的晶体结构及形成机制 |
| 4.4.1 S_C相晶体结构的物理描述 |
| 4.4.2 S_C相中合金元素的占位和C的偏聚 |
| 4.4.3 S_C相的晶体结构及其形成和生长机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 低温共渗层中析出相的性质 |
| 5.1 铁氮化合物的稳定性和弹性性质 |
| 5.2 ε-Fe_6C_xN_y相的晶体结构和弹性性质 |
| 5.3 合金掺杂CrN的稳定性和弹性性质 |
| 5.4 Cr_2N的晶体结构和弹性性质 |
| 5.5 共渗层中的优先析出相及其对性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（2）20钢制纺织钢领无毒液体C-N-Re共渗研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题的提出背景 |
| 1.1.1 钢领的磨损机理和失效形式 |
| 1.1.2 重庆润丰公司钢领热处理工艺概况 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.3 研究目的、内容 |
| 1.4 本章小结 |
| 2 钢的化学热处理 |
| 2.1 渗剂应具备的性能 |
| 2.2 渗剂中的物理化学过程 |
| 2.3 化学热处理中的相界面反应 |
| 2.4 渗入原子在固相中的扩散 |
| 2.5 钢的渗碳 |
| 2.5.1 常用渗碳钢及其选择 |
| 2.5.2 常用渗碳介质的类型、特性和选用 |
| 2.5.3 碳氮共渗的渗层组织与性能 |
| 2.5.4 碳氮共渗层中的缺陷 |
| 2.6 稀土元素在钢的化学热处理中的运用 |
| 2.7 本章小结 |
| 3 关于20钢 |
| 3.1 钢号比较 |
| 3.2 化学成分 |
| 3.3 力学性能 |
| 3.4 物理常数 |
| 3.5 20钢过冷奥氏体却转变曲线 |
| 3.6 常温组织 |
| 3.7 本章小节 |
| 4 原工艺分析 |
| 4.1 重庆润丰纺织机械专件厂钢领热处理工艺现状 |
| 4.2 重庆润丰纺织机械专件厂钢领热处理原工艺分析 |
| 4.3 本章小节 |
| 5 试验方案 |
| 5.1 稀土在化学热处理中的作用 |
| 5.2 基础盐的选择配制 |
| 5.3 配制混合渗剂 |
| 5.4 溶解基盐及调制盐浴 |
| 5.5 试验设备 |
| 5.6 制定实验工艺 |
| 5.7 试验步骤 |
| 5.8 质量分析内容 |
| 5.9 确定最佳工艺制度 |
| 5.10 小结 |
| 6 初试 |
| 6.1 设备及器材 |
| 6.2 实验原理 |
| 6.3 钢领的行业标准 |
| 6.4 共渗准备 |
| 6.4.1 烘炉 |
| 6.4.2 基础盐的选择及配制 |
| 6.4.3 配制混合渗剂 |
| 6.4.4 溶解基盐及调制盐浴 |
| 6.4.5 制定实验工艺 |
| 6.5 共渗 |
| 6.6 试验结果 |
| 6.6.1 硬度测定 |
| 6.6.2 剥层分析 |
| 6.6.3 金相分析 |
| 6.7 讨论 |
| 6.7.1 稀土元素 |
| 6.7.2 氮的作用 |
| 6.8 影响因素 |
| 6.9 共渗效果 |
| 6.10 制定中试工艺 |
| 6.11 本章小结 |
| 7 中试 |
| 7.1 中试设备 |
| 7.2 中试准备 |
| 7.3 中试过程 |
| 7.4 质量分析 |
| 7.5 金相分析 |
| 7.6 生产准备 |
| 7.7 本章小结 |
| 8 生产试验与投产 |
| 8.1 生产设备及检测仪器 |
| 8.2 基础盐及混合渗剂 |
| 8.3 热处理生产工艺 |
| 8.4 C-N-RE共渗 |
| 8.4.1 共渗盐浴 |
| 8.4.2 C-N-Re共渗过程 |
| 8.4.3 盐浴管理 |
| 8.5 质量检测 |
| 8.5.1 硬度 |
| 8.5.2 剥层分析 |
| 8.5.3 稀土元素分析 |
| 8.5.4 变形量检测 |
| 8.6 金相分析 |
| 8.7 透射电镜分析 |
| 8.8 断口分析 |
| 8.9 生产情况 |
| 8.10 本章小结 |
| 9 效益分析 |
| 9.1 经济效益 |
| 9.2 社会效益 |
| 9.3 本章小结 |
| 10 结论 |
| 致 谢 |
| 参考文献 |
| 附 录 |
（3）表面复合处理工艺对合金钢紧固件力学性能和抗腐蚀性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 紧固件概述 |
| 1.1.1 紧固件行业现状 |
| 1.1.2 不锈钢螺栓 |
| 1.1.3 高强度螺栓 |
| 1.1.4 普通螺栓 |
| 1.2 紧固件的表面处理 |
| 1.2.1 紧固件的表面处理方法 |
| 1.2.2 紧固件表面处理存在的问题 |
| 1.3 低温气体多元共渗简介 |
| 1.3.1 多元共渗的基本原理 |
| 1.3.2 多元共渗的特点 |
| 1.4 本文研究的内容和意义 |
| 1.4.1 紧固件的重要性与存在的问题 |
| 1.4.2 课题研究内容 |
| 1.4.3 课题意义 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 实验流程 |
| 2.2.2 金相试验 |
| 2.2.3 中性盐雾腐蚀试验 |
| 2.2.4 显微硬度试验 |
| 2.2.5 拉伸试验 |
| 2.2.6 疲劳试验 |
| 2.2.7 XRD的分析原理与方法 |
| 2.2.8 扫描电镜 |
| 2.2.9 极化曲线测试 |
| 第3章 试验工艺 |
| 3.1 20Cr高温多元工艺 |
| 3.2 20Cr低温多元工艺 |
| 3.3 多元共渗+化学镀Ni-P复合处理 |
| 第4章 渗层组织与耐腐蚀性能分析 |
| 4.1 20Cr螺栓高温多元+低温多元复合处理后的金相组织分析 |
| 4.1.1 高温多元处理后的金相组织分析 |
| 4.1.2 高温多元+低温多元处理后的金相组织分析 |
| 4.2 20Cr、42CrMo多元+化学镀复合处理后金相组织分析 |
| 4.3 XRD测量与分析 |
| 4.4 抗腐蚀性能分析 |
| 4.4.1 中性盐雾腐蚀试验 |
| 4.4.2 不锈钢的极化曲线分析 |
| 4.4.3 20Cr复合处理后的极化曲线分析 |
| 4.4.4 42CrMo复合处理后的极化曲线分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 紧固件力学性能分析 |
| 5.1 渗层结合力测试 |
| 5.2 显微硬度测试 |
| 5.3 拉伸性能测试 |
| 5.3.1 标准试样拉伸试验 |
| 5.3.2 螺栓拉伸试验 |
| 5.3.3 拉伸断口SEM分析 |
| 5.4 疲劳性能测试 |
| 5.4.1 旋转弯曲疲劳试验 |
| 5.4.2 拉压疲劳极限与旋转弯曲疲劳极限之间的换算 |
| 5.4.3 原材疲劳断口SEM分析 |
| 5.4.4 多元共渗样品疲劳断口SEM分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 分析与讨论 |
| 6.1 相图理论与组织结构分析 |
| 6.1.1 化学反应原理 |
| 6.1.2 Fe-N二元相图 |
| 6.1.3 Fe-N化合物结构与物相的关联性分析 |
| 6.2 主要力学性能机理分析 |
| 6.2.1 拉伸性能分析 |
| 6.2.2 疲劳性能分析 |
| 6.3 抗腐蚀性能机理分析 |
| 6.3.1 多元共渗复合处理后耐蚀性能分析 |
| 6.3.2 多元共渗+化学镀复合处理后耐蚀性能分析 |
| 6.3.3 从化学成分角度分析不锈钢的耐蚀性能差异 |
| 6.4 复合处理成本分析 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（4）08F钢氮碳共渗及后续热处理过程中的相变（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 离子氮碳共渗原理 |
| 1.2.1 Fe-N状态图 |
| 1.2.2 Fe-C-N等温截面图 |
| 1.2.3 氮(碳)化合物层的形成机制 |
| 1.2.4 氮(碳)化合层相组成及晶体结构 |
| 1.3 Fe-N奥氏体转变机制 |
| 1.3.1 氮对Fe-N奥氏体相变的影响 |
| 1.3.2 高氮奥氏体中间隙原子分布规律 |
| 1.3.3 Fe-N奥氏体珠光体转变机制 |
| 1.3.4 Fe-C合金中温转变机制 |
| 1.3.5 Fe-N奥氏体中温转变理论 |
| 1.3.6 Fe-C-N三元奥氏体中温转变机制 |
| 1.3.7 Fe-N马氏体转变机制 |
| 1.4 本课题的选题意义、研究目标和主要研究内容 |
| 1.4.1 本文选题意义 |
| 1.4.2 本文研究目的 |
| 1.4.3 本文研究的主要内容 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 离子氮碳共渗工艺 |
| 2.2.3 奥氏体化设备及其工艺 |
| 2.3 分析方法 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 韧性测试 |
| 2.3.3 XRD分析 |
| 2.3.4 金相观察 |
| 2.3.5 扫描电子显微镜(SEM)分析与能谱(EDS)分析 |
| 2.3.6 电子探针分析(EPMA)与波谱分析(WDS) |
| 2.3.7 透射电镜分析 |
| 2.4 Fe-C-N奥氏体含N、C原子含量的测定 |
| 第3章 化合物层和过渡层微观结构表征及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 氮碳共渗试样显微组织的观察 |
| 3.2.1 气氛对氮碳共渗试样横截面微观组织的影响 |
| 3.2.2 B样品横截面组织XRD分析 |
| 3.3 OM观察及微区成分分析 |
| 3.4 过渡层微观组织SEM观察 |
| 3.5 过渡层中珠光体子层TEM观察 |
| 3.5.1 珠光体层显微表征 |
| 3.5.2 片状珠光体中α-Fe相和γ'相形貌及晶体学位向关系 |
| 3.5.3 先共析γ'相TEM形貌及晶体学位向关系 |
| 3.5.4 粒状珠光体TEM观察及晶体学位向关系 |
| 3.5.5 珠光体形成机制 |
| 3.5.6 珠光体层中γ'相孪晶形成机制 |
| 3.6 TL中γ'子层分析 |
| 3.6.1 γ'相TEM观察 |
| 3.6.2 TL中γ'相孪晶观察 |
| 3.7 化合物层中微观组织TEM观察 |
| 3.8 ε相和γ'相形成焓 |
| 3.9 γ'相三重孪晶形成机制 |
| 3.10 氮碳共渗层性能表征 |
| 3.11 本章小结 |
| 第4章 扩散层微观结构及其显微表征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 B样品扩散层中晶界析出相中微观组织SEM观察 |
| 4.2.1 腐蚀方法对晶界析出相形貌的影响 |
| 4.2.2 晶界析出相中N、C元素含量测定 |
| 4.2.3 粗糙型晶界析出相的TEM分析及晶体学位向关系 |
| 4.2.4 晶界析出相中贝氏体组织中各相间的晶体学位相关系 |
| 4.2.5 光滑型晶界析出相TEM观察 |
| 4.2.6 晶界析出相的形成机理 |
| 4.3 离子氮碳共渗试样扩散层中γ'相形貌观察 |
| 4.3.1 扩散层中γ'相SEM观察 |
| 4.3.2 氮碳共渗试样扩散层中γ'相TEM观察 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Fe-C-N奥氏体及其中温转变产物的显微组织与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Fe-C-N奥氏体制备 |
| 5.2.1 奥氏体化过程中的XRD分析 |
| 5.2.2 Fe-C-N奥氏体N和C浓度测定 |
| 5.3 含N、C元素均匀的Fe-C-N奥氏体中温转变 |
| 5.3.1 Fe-C-N奥氏体等温时效过程中的相演变 |
| 5.3.2 Fe-C-N奥氏体液氮深淬火及其回火组织 |
| 5.4 奥氏体化保温时间对样品横截面微观组织影响 |
| 5.5 奥氏体化时间对最终样品强化层性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 Fe-C-N奥氏体中温转变机制研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 淬火态试样TEM观察 |
| 6.2.1 强化层显微组织研究 |
| 6.2.2 扩散层中晶界组织的显微组织研究 |
| 6.3 淬火+自然时效1 6月试样TEM观察 |
| 6.3.1 自然时效态强化层显微组织研究 |
| 6.3.2 扩散层中晶界组织自然时效态组织的研究 |
| 6.4 700℃奥氏体化保温5h+225℃时效14h试样TEM观察 |
| 6.4.1 时效态样品强化层TEM观察 |
| 6.4.2 时效态样品晶界组织TEM观察 |
| 6.5 Fe-C-N贝氏体产物精细结构 |
| 6.6 Fe-C-N贝氏体转变机制 |
| 6.6.1 Fe-C-N合金晶界转变机制 |
| 6.6.2 Fe-C-N合金晶内转变机制 |
| 6.7 本章小结 |
| 结论 |
| 本论文的创新点和以后工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（5）低碳钢表面液相等离子体电解碳氮共渗的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 钢铁表面强化技术 |
| 1.1.1 常用的钢铁表面强化工艺 |
| 1.1.2 碳氮共渗工艺 |
| 1.2 传统碳氮共渗工艺 |
| 1.2.1 液体碳氮共渗 |
| 1.2.2 气体碳氮共渗 |
| 1.2.3 离子轰击碳氮共渗 |
| 1.3 液相等离子体电解渗透技术 |
| 1.3.1 等离子体 |
| 1.3.2 液相等离子体电解渗透技术的基本原理 |
| 1.3.3 液相等离子体电解渗透技术的性能 |
| 1.4 钢铁表面处理的背景及意义 |
| 1.5 论文选题依据及主要研究内容 |
| 2 实验与表征方法 |
| 2.1 实验装置及主要设备 |
| 2.2 实验材料及试剂 |
| 2.3 实验方案 |
| 2.4 表征方法 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 物相分析 |
| 2.4.3 表面及截面形貌观察分析 |
| 2.4.4 渗层元素分布分析 |
| 2.4.5 摩擦磨损实验 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 液相等离子体电解碳氮共渗电解液体系的探索 |
| 3.1 甲酰胺电解液体系 |
| 3.2 乙醇胺电解液体系 |
| 3.3 尿素电解液体系 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 碳氮共渗层的微观组成结构及表面硬度 |
| 4.1 工作电压对渗层微观组成结构及表面硬度的影响 |
| 4.1.1 渗层的表面形貌 |
| 4.1.2 渗层的截面形貌及厚度 |
| 4.1.3 渗层的硬度分析 |
| 4.1.4 渗层的物相分析 |
| 4.1.5 渗层的截面元素分布分析 |
| 4.2 阶段式电压对渗层微观组成结构及表面硬度的影响 |
| 4.2.1 渗层的表面形貌 |
| 4.2.2 渗层的截面形貌及厚度 |
| 4.2.3 渗层的硬度分析 |
| 4.2.4 渗层的物相分析 |
| 4.2.5 渗层的截面元素分布分析 |
| 4.3 能耗对比分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 碳氮共渗层的摩擦学性能 |
| 5.1 渗层摩擦学性能表征 |
| 5.2 工作电压对渗层摩擦学性能的影响 |
| 5.2.1 渗层的摩擦系数分析 |
| 5.2.2 渗层的磨损分析 |
| 5.3 分段式电压对渗层摩擦学性能的影响 |
| 5.3.1 渗层的摩擦系数分析 |
| 5.3.2 渗层的磨损分析 |
| 5.4 碳氮共渗层耐磨减摩机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间的科研成果 |
（6）钛合金表面强化处理工艺及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 钛及钛合金 |
| 1.1.1 钛及钛合金的性质 |
| 1.1.2 钛合金的应用 |
| 1.1.3 钛合金的应用缺陷 |
| 1.2 钛合金表面处理国内外现状 |
| 1.3 渗碳技术简介 |
| 1.4 多元共渗技术简介 |
| 1.5 本文研究的内容和意义 |
| 第2章 实验方法及原理 |
| 2.1 实验材料及方案 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验流程 |
| 2.1.3 实验工艺 |
| 2.2 试样制备及实验设备 |
| 2.2.1 试样加工 |
| 2.2.2 工艺设备 |
| 2.3 物相分析设备及原理 |
| 2.3.1 金相组织 |
| 2.3.2 激光扫描金相显微镜 |
| 2.3.3 X射线衍射(XRD) |
| 2.4 性能测试方法及原理 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 摩擦磨损测试 |
| 2.4.3 极化曲线测试 |
| 2.4.4 拉伸性能测试 |
| 第3章 TC4表面复合处理后渗层物相分析 |
| 3.1 宏观观察 |
| 3.2 金相组织观察与分析 |
| 3.2.1 截面金相组织观察与分析 |
| 3.2.2 渗层金相组织观察与分析 |
| 3.2.3 3D激光金相组织观察与分析 |
| 3.3 XRD结果与分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 TC4表面复合处理后性能测试结果与分析 |
| 4.1 显微硬度变化 |
| 4.2 摩擦磨损试验结果与分析 |
| 4.2.1 摩擦系数 |
| 4.2.2 磨损量-转数关系 |
| 4.3 极化曲线结果与分析 |
| 4.4 拉伸试验结果与分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 分析与讨论 |
| 5.1 TC4表面复合处理工艺选取 |
| 5.1.1 温度的确定 |
| 5.1.2 保温时间的确定 |
| 5.2 表面处理后耐磨性提高的原因分析 |
| 5.3 表面处理后其他性能变化的原因 |
| 5.3.1 抗蚀性变化原因分析 |
| 5.3.2 拉伸性能变化原因分析 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及科研成果 |
（8）铁基合金等离子体稀土氮碳共渗组织超细化与深层扩散机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的和意义 |
| 1.2 化学热处理深层扩渗研究进展 |
| 1.2.1 渗氮与氮碳共渗 |
| 1.2.2 深层复合改性 |
| 1.2.3 稀土催渗效应与机制 |
| 1.3 表面组织超细化研究进展 |
| 1.3.1 塑性变形超细化 |
| 1.3.2 特殊热处理超细化 |
| 1.4 化学热处理改性层微结构第一性原理计算 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 试验材料及尺寸 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.2.1 热处理设备 |
| 2.2.2 等离子体稀土氮碳共渗设备 |
| 2.3 工艺方案 |
| 2.3.1 渗前预处理 |
| 2.3.2 a相区稀土氮碳共渗 |
| 2.3.3 g相区稀土氮碳共渗 |
| 2.3.4 变温循环稀土氮碳共渗 |
| 2.3.5 稀土共渗 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 相结构分析 |
| 2.4.3 微观组织观察 |
| 2.4.4 表层化学键合分析 |
| 2.5 共渗层性能表征 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 磨损性能测试 |
| 2.6 共渗层微结构第一性原理计算 |
| 第3章 M50Ni L钢等离子体稀土共渗层组织超细化与微观机理 |
| 3.1 稀土氮碳共渗层组织结构演变及元素分布规律 |
| 3.1.1 工艺参数对渗层组织与结构的影响 |
| 3.1.2 稀土共渗层相结构演变规律及渗入元素分布 |
| 3.1.3 稀土元素渗入及其分布规律 |
| 3.2 稀土氮碳共渗超细化研究 |
| 3.2.1 稀土氮碳共渗组织超细化思想 |
| 3.2.2 超细化稀土氮碳共渗层制备工艺设计的热力学计算 |
| 3.2.3 稀土氮碳共渗超细化层的表征 |
| 3.2.4 组织超细化对深层扩散的影响 |
| 3.3 稀土氮碳共渗层形成机理 |
| 3.3.1 合金元素对氮化物稳定性影响的第一性原理计算 |
| 3.3.2 稀土共渗层超细化机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 M50NiL钢等离子体稀土氮碳共渗层力学性能与强韧化机理 |
| 4.1 a相区稀土氮碳共渗层力学性能 |
| 4.1.1 共渗层硬度及磨损性能 |
| 4.1.2 共渗温度对共渗层耐磨性的影响 |
| 4.2 γ相区稀土氮碳共渗层力学性能 |
| 4.3 变温循环稀土共渗层力学性能 |
| 4.3.1 γ相区循环共渗层硬度及磨损性能 |
| 4.3.2 γ?a相区循环共渗层硬度及磨损性能 |
| 4.4 a相区纯La添加氮碳共渗层耐磨性能 |
| 4.5 稀土氮碳共渗层强韧化机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 等离子体低温共渗过程稀土催化效应与深层扩散机制 |
| 5.1 纯La添加渗氮过程中La/N交互作用 |
| 5.1.1 La/N交互作用现象 |
| 5.1.2 La/N交互作用热力学计算 |
| 5.2 纯La添加氮碳共渗层组织结构及演化规律 |
| 5.2.1 稀土催化温度的热力学计算 |
| 5.2.2 稀土共渗层的组织结构及演化规律 |
| 5.3 稀土催渗机理 |
| 5.4 深层渗氮钢的设计思想 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（9）20CrMnTi液相等离子电解碳氮共渗研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题的依据及意义 |
| 1.2 渗碳及碳氮共渗技术 |
| 1.3 液相等离子电解技术发展过程 |
| 1.4 液相等离子体电解放电现象 |
| 1.5 液相等离子体电解技术的应用领域 |
| 1.5.1 液相等离子体电解氧化（微弧氧化） |
| 1.5.2 液相等离子电解渗透技术 PES |
| 1.5.3 液相等离子电解表面清洁 |
| 1.6 等离子体物理及液相等离子电解渗透机理简介 |
| 1.6.1 等离子体物理简介 |
| 1.6.2 液相等离子放电机理简介 |
| 1.7 论文研究的主要内容 |
| 第2章 实验内容及方法 |
| 2.1 电解液体系的选择 |
| 2.2 实验材料及实验方案 |
| 2.3 实验装置及主要设备 |
| 2.4 实验内容 |
| 2.4.1 起弧条件的探索 |
| 2.4.2 试样表面温度测试 |
| 2.4.3 显微硬度测试及金相观察 |
| 2.4.4 XRD 物相分析 |
| 2.4.5 表面形貌观察 |
| 2.4.6 渗层元素分布分析 |
| 2.4.7 耐蚀性能测试 |
| 第3章 试验结果分析 |
| 3.1 放电现象的观察 |
| 3.1.1 电流、电压与放电类型的关系 |
| 3.2 不同放电类型对液相等离子碳氮共渗的处理效果 |
| 3.2.1 两类放电类型处理时试样的表面温度 |
| 3.2.2 两种放电类型处理后试样的表面形貌 |
| 3.2.3 A 类放电作用机理及清洁效果 |
| 3.2.4 B 类放电的缺陷及其控制措施 |
| 3.2.5 不同放电类型处理对显微硬度及截面金相组织的影响 |
| 3.2.6 小结 |
| 3.3 工艺参数探索 |
| 3.3.1 不同起弧电压下处理时间对渗层组织的影响 |
| 3.3.2 不同起弧电压下处理时间对渗层硬度的影响 |
| 3.3.3 不同的尿素含量对试样的渗层性能影响 |
| 3.3.4 小结 |
| 3.4 渗层性能检测及渗透机理探索 |
| 3.4.1 渗层 XRD 物相分析 |
| 3.4.2 渗层截面 SEM 形貌分析 |
| 3.4.3 不同处理时间后渗层元素分布分析 |
| 3.4.4 液相等离子碳氮共渗工件耐蚀性能对比 |
| 3.4.5 小结 |
| 3.5 尿素水溶液电解液体系稳定性分析 |
| 3.5.1 电解液重复试验效果对比 |
| 3.5.2 电解液沉淀 XRD 分析 |
| 3.5.3 电解液处理前后尿素浓度化学分析 |
| 3.5.4 小结 |
| 结论及展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（10）淬火态30CrMnSiA和42CrMo钢等离子体稀土氮碳共渗层组织与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 等离子表面改性技术 |
| 1.2.1 等离子体渗氮技术 |
| 1.2.2 等离子体氮碳共渗技术 |
| 1.2.3 稀土共渗技术 |
| 1.3 中碳低合金钢表面改性研究现状 |
| 1.3.1 30CrMnSiA 钢表面改性研究现状 |
| 1.3.2 42CrMo 钢等离子体表面改性研究现状 |
| 1.4 材料纳米化技术 |
| 1.4.1 材料整体纳米化技术 |
| 1.4.2 材料表面纳米化技术 |
| 1.5 论文研究目的意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 论文研究目的和意义 |
| 1.5.2 论文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 试验设备 |
| 2.4 试验工艺方案 |
| 2.4.1 渗前奥氏体化工艺方案 |
| 2.4.2 等离子体渗氮工艺方案 |
| 2.4.3 等离子体有无稀土氮碳共渗工艺方案 |
| 2.5 分析测试方法 |
| 2.5.1 组织结构分析 |
| 2.5.2 力学性能测试 |
| 2.5.3 渗层摩擦磨损性能测试 |
| 2.5.4 渗层耐腐蚀性能测试 |
| 第3章 30CrMnSiA 和 42CrMo 钢等离子体渗氮层组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 等离子体渗氮层金相组织 |
| 3.2.1 渗氮气氛对渗氮层金相组织的影响 |
| 3.2.2 温度对渗氮层金相组织的影响 |
| 3.2.3 不同温度渗氮后渗层增厚动力学 |
| 3.3 等离子体渗氮表层相组成 |
| 3.3.1 渗氮气氛对渗氮表层相组成的影响 |
| 3.3.2 温度对渗氮表层相组成的影响 |
| 3.3.3 渗氮时间对渗氮表层相组成的影响 |
| 3.4 等离子体渗氮表面形貌及成分 |
| 3.4.1 渗氮气氛对渗氮表面形貌及成分的影响 |
| 3.4.2 温度对渗氮表面形貌及成分的影响 |
| 3.4.3 渗氮时间对渗氮表面形貌及成分的影响 |
| 3.4.4 等离子体渗氮层中元素分布 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 30CrMnSiA 和 42CrMo 钢等离子体稀土氮碳共渗层组织结构 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 等离子体稀土氮碳共渗层金相组织 |
| 4.2.1 温度及稀土对氮碳共渗层金相组织的影响 |
| 4.2.2 氮氢比对稀土氮碳共渗层金相组织的影响 |
| 4.2.3 稀土添加量对共渗层金相组织的影响 |
| 4.2.4 等离子体稀土氮碳共渗层增厚动力学 |
| 4.3 等离子体稀土氮碳共渗层相组成 |
| 4.3.1 温度及稀土对氮碳共渗层相组成的影响 |
| 4.3.2 氮氢比对稀土氮碳共渗层相组成的影响 |
| 4.3.3 稀土添加量对氮碳共渗层相组成的影响 |
| 4.3.4 时间对稀土氮碳共渗层相组成的影响 |
| 4.4 等离子体稀土氮碳共渗表面形貌及成分 |
| 4.4.1 温度及稀土对氮碳共渗表面形貌及成分的影响 |
| 4.4.2 氮氢比对稀土氮碳共表面形貌和成分的影响 |
| 4.4.3 稀土添加量对氮碳共渗表面形貌和成分的影响 |
| 4.4.4 等离子体稀土氮碳共渗层中元素分布 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 等离子体渗氮及稀土氮碳共渗纳米化与微观机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 共渗纳米化思想 |
| 5.3 等离子体渗氮及稀土氮碳共渗纳米化 |
| 5.3.1 30CrMnSiA 钢渗氮层显微组织 TEM 观察 |
| 5.3.2 30CrMnSiA 钢稀土氮碳共渗层显微组织 TEM 观察 |
| 5.3.3 42CrMo 钢渗氮及氮碳共渗层显微组织 TEM 观察 |
| 5.4 等离子体渗氮层及氮碳共渗层纳米化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 30CrMnSiA 和 42CrMo 钢等离子体渗氮及稀土氮碳共渗层性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 等离子体渗氮层硬度 |
| 6.2.1 渗氮气氛对渗氮层硬度的影响 |
| 6.2.2 温度和时间对渗氮层硬度的影响 |
| 6.3 等离子体稀土氮碳共渗层硬度 |
| 6.3.1 温度和稀土对氮碳共渗层硬度的影响 |
| 6.3.2 氮氢比对稀土氮碳共渗层硬度的影响 |
| 6.3.3 稀土添加量对稀土氮碳共渗层硬度的影响 |
| 6.3.4 时间对稀土氮碳共渗层硬度的影响 |
| 6.4 30CrMnSiA 钢等离子体稀土氮碳共渗后拉伸性能 |
| 6.4.1 拉伸试验结果 |
| 6.4.2 拉伸断口分析 |
| 6.4.3 氮碳共渗后强韧化机理 |
| 6.5 等离子体渗氮层及稀土氮碳共渗层耐磨性能 |
| 6.5.1 渗氮层的摩擦磨损行为与磨损机制 |
| 6.5.2 氮碳共渗层的摩擦磨损行为及磨损机制 |
| 6.6 等离子体渗氮层及稀土氮碳共渗层耐腐蚀性能 |
| 6.6.1 渗氮层耐蚀性及腐蚀机理 |
| 6.6.2 氮碳共渗层耐蚀性及腐蚀机理 |
| 6.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、气体C,N共渗层黑色组织本质的研究（论文参考文献）
- [1]奥氏体不锈钢低温稀土氮碳共渗层相结构及其性质研究[D]. 陈宏涛. 哈尔滨工业大学, 2014(12)
- [2]20钢制纺织钢领无毒液体C-N-Re共渗研究[D]. 韩靖. 重庆大学, 2004(01)
- [3]表面复合处理工艺对合金钢紧固件力学性能和抗腐蚀性能的影响[D]. 郑少华. 西南交通大学, 2014(09)
- [4]08F钢氮碳共渗及后续热处理过程中的相变[D]. 陈汪林. 湖南大学, 2013(01)
- [5]低碳钢表面液相等离子体电解碳氮共渗的研究[D]. 张蓬予. 大连海事大学, 2020(01)
- [6]钛合金表面强化处理工艺及其性能研究[D]. 邹勇. 西南交通大学, 2013(11)
- [7]碳氮共渗的黑色组织及其工艺控制[J]. 陕西机械学院热处理教研室. 西安理工大学学报, 1978(01)
- [8]铁基合金等离子体稀土氮碳共渗组织超细化与深层扩散机制[D]. 张程菘. 哈尔滨工业大学, 2015(02)
- [9]20CrMnTi液相等离子电解碳氮共渗研究[D]. 郭文廷. 南昌航空大学, 2012(01)
- [10]淬火态30CrMnSiA和42CrMo钢等离子体稀土氮碳共渗层组织与性能[D]. 唐丽娜. 哈尔滨工业大学, 2013(02)