Ck50含有什么成分
Ck50 大大提高了LF炉的热效率，造渣10min后，基本形成了w（FeO+MnO）＜1%的渣系，且碱度较高，满足了脱硫的热力学条件，获得了良好的脱硫效果。造渣过程埋弧效果好从表2可以看出：在平均吨钢用量为9.31kg合成渣和2.79kg埋弧渣的条件下合成渣配合埋弧渣一起使用精炼10min后及精炼完成时的硫含量，η12，η14分别表示出钢到精炼前及出钢到精炼完成的脱硫率。
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1.1206
德国料号：1.1206
德国牌号：Ck50
化学成分： C50E
C：0,47 - 0,55
Si：max. 0,40
Mn：0,60 - 0,90
P：max. 0,035
S：max. 0,030
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Ck50 对马氏体强化来说，碳对强化的贡献较大，但是脆化的作用也较大。1.6511高碳量下形成脆性大、强度高的孪晶马氏体组织，而低碳量下形成塑韧性高、强度则较低的板条马氏体组织。应用低碳马氏体强化有好的塑韧性，为弥补其强化效果的不足，可配合沉淀强化的方法，这就是马氏体时效钢的方法，以及特殊碳化物（vc等）沉淀后的低碳马氏体淬火法，或者应用中碳马氏体强化和超细晶粒强化相结合的方法，这就是低淬透性表面强化刚的快速感应加热淬火法和调质合金结构钢az的周期快速加热淬火法。
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Ck50 随着电子欠缺程度下降，金属原子半径随之减小，碳和金属元素的原子半径比rc/rm增加，合金C化物由间隙相向间隙化合物变化，C化物的稳定性减弱，其相应熔化温度和在A中溶解温度降低，其生成自由能的值减小，相应的硬度值下降。具有面心立方点阵的VC碳化物，稳定性高，约在900~950℃温度开始溶解，在1100℃以上开始大量溶解（溶解终结温度为1413℃）[17]；它在500~700℃回火过程中析出，不易聚集长大，能作为钢中强化相。中等碳化物形成元素W 、Mo形成的M2C和MC 碳化物具有密排和简单六方点阵，它们的稳定性较差些，亦具较高的硬度、熔点和溶解温度，仍可作为在500~650℃范围使用钢的强化相。M23C6(如Cr23C6等)具有复杂立方点阵，稳定性更差，结合强度较弱，熔点和溶解温度较低（在1090℃溶入A中），只有在少数耐热钢中经综合合金化后才有较高稳定性（如（CrFeMoW）23C6,可作为强化相。具有复杂六方结构的M7C3(如Cr7C3、 Fe4Cr3C3或Fe2Cr5C3)的稳定性更差，它和Fe3C类碳化物一样很易溶解和析出，具有较大的聚集长大速度，一般不能作为高温强化相[17]。我们仍从Fe-Cr-C三元相图可以简便了解H13钢中的合金碳化物相。按Fe-Cr-C系700℃[18~20]和870℃[9]三元等温截面的相图,对含0.4%C钢中,随Cr量增加会出现（FeCr）3C（M3C）和（CrFe）7C3(M7C3)型合金碳化物。注意在870℃图上,只有含Cr量大于11%才会出现M23C6）。另外根据Fe-Cr-C三元系在5%Cr时的垂直截面,对含0.40%C的钢在退火状态下为α相（约固溶1%Cr）和（CrFe）7C3合金C化物。当加热至791℃以上形成奥氏体A和进入（α+A+M7C3）三相区,在795℃左右进入（A+M7C3）两相区,约在970℃时,（CrFe）7C3消失,进入单相A区。当基体含C量﹤0.33%时,在793℃左右才存在（M7C3+M23C6和A）的三相区,在796℃进入（A+M7C3）区（0.30%C时），以后一直保持到液相。钢中残留的M7C3有阻止A晶粒长大的作用。Nilson提出，对1.5%C-13%Cr的成分合金，欠稳定（CrFe）23C6不形成[20]。当然,单以Fe-Cr-C三元系分析会有一些偏差,要考虑加入合金元素的影响。
