一、中碳合金奥氏体异常分解与碳化物粒化（论文文献综述）
代鑫[1]（2021）在《核压力容器用大锻件SA508-Ⅳ钢疲劳性能的研究》文中认为核电站发电与其它发电方式相比具有安全、高效、经济和环保等特点,因此越来越受到关注。核反应堆压力容器是核电站的重要组件,它长期服役于高温、高压和中子辐照等恶劣环境下。此外,核压力容器在服役期间会遭受来自启/停堆、紧急停止和温度波动等过程带来的循环热应力影响,因此ASME规范将核压力容器在服役期间遭受的疲劳损伤做为一个安全考核标准。SA508-Ⅳ钢作为新一代核反应堆压力容器的候选材料,弥补了现役材料SA508-Ⅲ钢淬透性差和低温韧性不足的问题。大锻件SA508-Ⅳ钢的尺寸为φ2000mm× 700 mm（壁厚）,远超以往核压力容器的尺寸。壁厚的增加会导致核压力容器在调质热处理时出现壁厚效应:表面由于冷速大而形成马氏体,心部由于冷速小而形成粒状贝氏体。不同显微组织会导致不同的力学性能和疲劳性能。此外,调质热处理工艺是核压力容器应用之前必不可少的热处理步骤之一,而粒状贝氏体中的M/A岛在调质热处理过程中会分解为贝氏体铁素体和细小碳化物,显微组织演化对材料的力学和疲劳性能具有决定性的影响。核压力容器的锻件属于大型锻造,混晶是锻造过程中常出现的缺陷之一。因此,本文首先利用热压缩试验研究了铸件SA508-Ⅳ钢的锻造工艺,以便获得均匀的显微组织,为后续疲劳试验做准备。主要研究内容和结论如下:（1）利用热压缩试验研究了 SA508-Ⅳ钢的锻造工艺。热压缩试验是在温度为950-1250℃,应变速率为0.001-1 s-1,真应变为0.7的条件下进行。根据热压缩实验结果计算出SA508-Ⅳ钢的激活能为328.73 KJ mol-1。根据真应力-真应变曲线建立了 SA508-Ⅳ钢的本构方程和动态再结晶方程。根据流动应力-应变数据绘制出SA508-Ⅳ钢的热加工图。通过热加工图和显微组织的分析确定出SA508-Ⅳ钢的最优锻造工艺:温度为1050-1175℃,应变速率为0.01-0.1 s-1,在此区间锻造出的晶粒均匀细小,晶粒尺寸为18-62 μm。（2）分别研究了具有马氏体和粒状贝氏体显微组织的SA508-Ⅳ钢力学性能和疲劳性能。力学实验结果表明:马氏体SA508-Ⅳ钢的抗拉强度和冲击韧性分别为830 MPa和158 J,粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢的抗拉强度和冲击韧性分别为811 MPa和115 J。马氏体SA508-Ⅳ钢比粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢具有更好的抗拉强度和冲击韧性,马氏体冲击断口表现为韧窝断裂,而粒状贝氏体则表现为脆性断裂。疲劳实验结果表明:在应变幅±0.45%的条件下,马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳寿命为2717周次,粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳寿命为1545周次,马氏体材料的疲劳寿命高于粒状贝氏体。马氏体材料具有比粒状贝氏体更少的裂纹萌生点、更窄的疲劳条带间距和更多的大角度晶界体积分数。更少的裂纹萌生点意味着更少的疲劳裂纹,更窄的疲劳条带间距意味着更慢的裂纹扩展速率,更多的大角度晶界体积分数则可以更有效的阻碍疲劳裂纹扩展,这些原因导致了马氏体SA508-Ⅳ钢具有更高的疲劳寿命。（3）研究了回火温度对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢显微组织演化的影响以及显微组织演化对其力学性能和疲劳性能的影响。粒状贝氏体试样分别在595℃、620℃、630℃、640℃和675℃回火15 h进行调质热处理。实验验结果表明当回火温度为595℃时,强化相M/A岛发生分解。回火温度升高到630℃时,更多的强化相M/A岛发生分解,导致软化相贝氏体铁素体基体增多,M/A周围应力集中被释放,裂纹萌生形核点减少,材料的抗拉强度从781 MPa降低到738 MPa,韧性由112 J增加到126 J,在应变幅为±0.45%的条件下,疲劳寿命从2145周次增加到2853周次。回火温度升高到675℃时,达到了 SA508-Ⅳ钢的AC1温度,回火后的显微组织为马氏体、铁素体加少量未溶的碳化物,马氏体结构提供强度,材料的抗拉强度增加到863 MPa;裂纹萌生在铁素体相内和马氏体与铁素体相界处,裂纹萌生形核点增多,材料的韧性降低到57 J,疲劳寿命降低到1509周次。（4）研究了回火时间对粒状贝氏体中M/A岛分解的影响以及M/A岛分解和分解产物对其力学性能和疲劳性能的影响。粒状贝氏体试样在630℃分别回火保温30 min、2 h、5 h、15 h和45 h进行调质热处理。在回火30 min时,晶界处的M/A岛优先发生分解,材料的抗拉强度为906MPa,冲击韧性为75 J,在应变幅为±0.45%的条件下,疲劳寿命为1257周次。随着回火保温时间的延长,更多的强化相M/A岛分解为贝氏体铁素体基体和细小的碳化物,应力集中被释放,裂纹萌生形核点减少,裂纹扩展速率降低,导致材料的韧性和疲劳寿命增加;软化相贝氏体铁素体基体增多,导致材料的抗拉强度降低。当回火时间增加到45h时,M/A岛完全分解为贝氏体铁素基体和细小的M3C型碳化物,裂纹萌生形核点最少,裂纹扩展速率最慢,材料的抗拉强度降低到675 MPa,韧性增加到156 J,疲劳寿命增加到2205周次,疲劳性能最好。
孙宸[2]（2021）在《厚大断面42CrMo4钢组织调控与强韧化机制研究》文中研究表明42CrMo4中碳轴承钢具有高强韧性及良好的疲劳性能,广泛应用于风力发电机主轴及轴承、盾构机主轴承套圈等厚大断面关键结构件的制造。目前,国内在厚大断面钢构件纯净度、偏析、晶粒尺寸及组织均匀性控制方面与国际先进水平存在差距,导致材料低温冲击韧性无法满足5MW级及以上规格的风机主轴与轴承、3m级及以上规格的盾构机主轴承等高端产品要求,相关产品严重依赖进口。针对上述问题,本文通过对厚大断面42CrMo4钢构件进行实物解剖与全断面组织性能分析,阐明不同位置处韧性危害相的形成机制与危害机理,探究晶粒尺寸控制、夹杂物控制与组织均匀性控制原理与工艺,并依据研究成果对3m级42CrMo4钢回转支承构件进行了工艺设计与工业化制造。论文的主要研究内容和结论包括:（1）通过对厚大断面42CrMo4钢构件进行实物解剖分析,明确了构件从表面至心部组织与性能的演化规律,发现了构件不同位置处冲击韧性低的主要原因。结果表明,构件表面为全马氏体组织,随着取样位置的加深,贝氏体组织含量快速增加,至皮下50mm处,贝氏体组织含量达到约80%并在之后保持稳定。此外,构件皮下20mm处即开始出现白块异常组织（BK）。目前国产厚大断面42CrMo4钢构件冲击韧性低的问题表现为两个方面:一是表面冲击功偏低,大量存在的长条形晶界析出相导致了这一问题;二是心部冲击不达标,淬透性不足导致的贝氏体含量增加以及白块组织的存在是导致此问题的主要原因。此外,晶粒尺寸粗大以及大尺寸夹杂物的存在,也是导致心部及表面冲击韧性低的重要因素。（2）研究了构件内部出现的白块组织,阐明了其特征、形成机制与危害机理。结果表明,心部BK组织为过冷奥氏体中的贫碳区,轮廓不规则,可跨越原奥氏体界面生长,其上分布的细小、弥散渗碳体与基体之间存在特定位向关系:[001]α//[011]M3C,（111）M3C 5±1 deg from（100）α,（111）M3C 3±1 deg from（010）α。BK组织本质上为块状相变铁素体的自回火产物,其形成经过高温区扩散、中温区块状相变以及低温区回火三个阶段。成分起伏及扩散所产生的贫碳区在构件内部高应力作用下通过块状相变机制转变成为BK组织基体,在后续冷却过程中,BK组织基体中过饱和的碳析出成为细小、弥散、与基体具有特定位向关系的渗碳体。在冲击载荷作用下,BK组织边界及内部存在的不规则碳化物周围产生高应力集中,低硬度的BK组织会率先到达抗拉极限,产生微裂纹并扩展进入周围组织,大幅降低材料的裂纹萌生功。（3）探究了表面组织中长条形晶界碳化物的形成机制与影响因素,并基于研究结果设计了新型热处理工艺。结果表明,奥氏体化温度可显着影响基体碳含量与晶界密度,从而影响回火过程中M3C碳化物的形核速率,进而改变其形貌与分布。基于上述原理,设计了新型淬火工艺,通过设置550-600℃保温段以及提高奥氏体化温度至880℃,实现了回火态晶界析出相的球化,在强度基本不变的情况下大幅提升了材料的冲击韧性。（4）系统研究了钒微合金化对42CrMo4钢晶粒尺寸、淬透性以及强韧性的影响。结果表明,钒的添加导致奥氏体化过程中未溶MC含量增加,尺寸减小,带来晶粒尺寸的显着细化。880℃奥氏体化条件下,材料淬透性随着钒含量的增加呈现先升高后降低而后再升高的变化趋势,高钒条件下钒会在晶界处大量偏聚,导致钒的淬透性系数大幅提高,因此材料淬透性的再次升高。强化机制方面,高钒条件下位错强化效应的大幅减弱导致了 42CrMo4钢淬火态组织强度的降低,而纳米级MC碳化物强烈的析出强化效应则导致了回火态组织强度的升高。韧化机制方面,钒的加入会降低42CrMo4钢的上平台功,但同时会降低42CrMo4钢的韧脆转变温度。前者主要由于纳米级MC碳化物对位错的强钉扎效应导致了塑性变形功的降低,后者则归因于晶粒尺寸细化带来的裂纹扩展功的升高。（5）系统研究了稀土含量对42CrMo4钢中夹杂物演化行为的影响。结果表明,在高S低O条件下,随着稀土含量的增加,稀土与钢中杂质元素的结合顺序为S→O→As→P→C。稀土的适量加入可将MnS以及Al2O3变质成为球化良好的细小稀土硫化物,提高材料韧性。（6）依据上述研究结果进行了 3m级42CrMo4钢回转支承构件的工业化制造。结果表明,通过稀土纯净化处理、微合金化处理以及热处理工艺调控,试制套圈晶粒尺寸达到8.0级,夹杂物细小弥散,表面组织中回火析出相球化良好。试环全截面硬度差保持在±15HB,心部力学性能可达到Re≥720MPa,Rm≥840MPa,A≥15%,Z≥60%,AKv（-20℃）≥40J 的指标要求。
孙海霞[3]（2021）在《粉末高速钢的制备及组织性能的研究》文中研究说明粉末高速钢是粉末冶金高速钢的简称,是通过采用粉末冶金方法制备得到致密钢坯,再经热变形、热处理而得到的高速钢。粉末冶金技术解决了传统高速钢冶炼过程中一次碳化物粗大和组织严重偏析等问题,改善了组织的同时使用性能得到极大的提升。粉末高速钢具有无成分偏析、晶粒细小、碳化物细小、热处理变形小、硬度均匀、韧性和耐磨性良好等诸多优点,广泛用于制造难加工材料的切削工具,尤其适合制作大型拉刀、立铣刀、滚刀和剃齿刀。粉末高速钢的生产工艺技术在国外已经成熟,主要集中在少数发达国家,对我国实行技术封锁,我国的粉末高速钢材料和产品多依赖进口,我国一直致力于该技术的研究和产品试制,目前仍处于研发和试生产阶段。粉末高速钢中出现的粉末颗粒粗大、原始粉末颗粒边界（Prior Particle Boundary,简称PPB）问题、陶瓷夹杂问题以及烧结窗较窄、烧结工艺控制难度较高等问题是制约粉末高速钢性能提升的关键,也是各国研究人员旨在解决和突破的技术难点。本文以实现高性能粉末高速钢的制备为目标,以ASSAB PM30粉末高速钢为研究对象,进行粉末特性和制备工艺的研究,采用“粉末制备-成形烧结-组织分析-性能测试”的研究思路,归纳影响烧结致密度和组织均匀性的关键因素;在此基础上研发了新的高速钢粉末制备技术,并对粉末烧结特性进行研究;进一步地研究热处理工艺及性能;最后对氮化物强化粉末高速钢的组织、性能及氮气反应烧结机理进行研究。对气雾化高速钢粉末的形貌、粒径、压制性、粉末组织等进行分析,表明传统高速钢粉末具有粒径较粗、压制性较差的特点,适宜采用包套热等静压工艺烧结。在包套热等静压烧结过程中,发现存在PPB和微观组织不均匀的问题。分析表明:PPB问题主要是由于高温产生气体无法排出,在冷却过程中以孔洞的形式存在于粉末颗粒表面而产生的;微观组织不均匀主要是由于粉末组织不均匀导致的。为解决上述问题,分别采用常压烧结、粉末筛分、球磨等处理。研究发现:与氩气气氛烧结相比,真空烧结更有助于烧结致密化;相比于筛分处理,球磨处理的效果更好,能够有效改善组织均匀性,极大地提高粉末的利用率。真空烧结下,筛分的细粉（<30μm）的最佳烧结温度（Optimum Sintering Temperature,简称 OST）为 1250℃,致密度达 99.0%;球磨48h后,在1250℃进行烧结,粉末高速钢的密度为7.98g/cm3,致密度达99.3%。细粉具有较好的烧结性,有助于改善粉末高速钢的组织。为了获得粒径更细的高速钢粉末,采用水气联合雾化工艺进行粉末制备,平均冷速为103～104K/s,粉末平均粒径D50为9.64μm。相比于气雾化粉末,细粉得率和组织均匀性得到了极大的提高,然而粉末氧含量较高。研究发现,通过碳脱氧可以消除粉末高速钢中的大部分有害氧,氧含量可从2300ppm降至65ppm,没有出现PPB问题。水气联合雾化的高速钢细粉具有较好的烧结性,相比于气雾化粉末,水气联合雾化粉末的OST更低、致密度更高、组织更均匀。在真空条件下,水气联合雾化粉末的OST为1230℃,烧结密度为7.98g/cm3,致密度可达99.3%,碳化物仅有1～2μm且分布均匀。为获得最佳的力学性能,对ASSAB PM30粉末高速钢进行热处理,同时分别添加0、0.3、0.6wt.%C和0、1.0、2.0wt.%Ti,并对其组织和性能进行分析。结果表明:添加0.3wt.%C和2.0wt.%Ti的粉末高速钢综合性能最好。此外,在对强度要求不高、硬度要求较高的领域,可以通过多添加碳含量的方式来提高硬度,添加0.6wt.%C的样品硬度达68.1HRC。同时,为了进一步提高样品致密度,分别采用无包套热等静压和锻造处理,均可获得全致密粉末高速钢,致密度达99.9%,综合性能良好。此时,经无包套热等静压和锻造处理的样品抗弯强度、冲击功和硬度分别为4253MPa、3698MPa,20～26J、25～30J,65.3HRC、65.2HRC,性能堪比第三代粉末高速钢。通过反应烧结,可以获得细小VN强化的粉末高速钢。通过对高速钢粉末烧结过程中形成VC和VN的稳定性进行分析,发现从室温到1300℃,VN相的反应吉布斯自由能为负,且均大于VC相;VN相的形成能也小于VC相,分别为-9.44895eV和-9.08125eV,表明VN相更稳定。因此,含钒高速钢粉末在氮气气氛烧结过程中,氮与钒会发生原位反应,形成VN强化相。由于氮参与反应,使得基体中碳含量过剩,打破了原有的碳平衡。为了实现新的碳氮平衡,分别研究碳含量1.2wt.%、1.0wt.%和0.8wt.%的粉末高速钢烧结组织和性能。结果表明:碳含量为1.0wt.%时,样品中碳/氮达到平衡状态。此时,碳化物最细小、组织最均匀,碳化物主要为M6C,氮化物主要为VN,M6C的晶粒尺寸约为1μm,MN的晶粒尺寸约为0.5μm,样品具有最优的综合力学性能,硬度为65HRC,抗弯强度为3011MPa,冲击功为18～22J。
刘国亮[4]（2020）在《铁素体/奥氏体异相钢焊接接头的金属学研究》文中指出近年来,铁素体钢/奥氏体钢的异相焊接被广泛用于石油化工、核电能源、海洋工程等工业领域,是一种兼具功能性与经济性的钢结构连接方案。迄今为止,异相钢焊接一直未解决的关键难题之一是:焊缝与焊接热影响区的成分不一致,使焊后热处理难以同时改善这两个区域的性能。以此为主攻方向,在本论文对应的研究工作中,采用自熔焊和添加焊等两种电子束焊连方式,实现了低活化铁素体钢（国产CLAM钢）与奥氏体不锈钢（316L）的异相焊接。通过对焊接工艺和焊后热处理方案的改进,兼顾了焊缝与焊接热影响区的力学性能,并跟踪观测了焊接和焊后热处理过程中显微组织的形成与演化,获得以下结果:（1）发现在异相不锈钢焊缝金属的同一 δ铁素体晶粒中,与母相δ铁素体分别呈现K-S取向关系及无理取向关系的γ晶粒可以同时出现。提出了一个涉及强热激活与高冷速联合作用的部分再结晶机制解释了这一现象。进一步发现当δ/γ两相之间呈现K-S取向关系时,γ相在随后冷却过程中发生的γ→α相变中倾向于转变为全板条马氏体;而当δ/γ两相之间呈现无理取向关系时,γ相在随后的γ→α相变中倾向于生成部分多边形的α相,可用于减轻焊缝金属的硬化趋势。（2）发现异相自熔焊接接头中奥氏体钢一侧无热影响区,热影响区集中于铁素体钢一侧。焊接热影响区与焊缝金属在焊后回火过程中硬度随温度变化趋势不一致:焊接热影响区硬度随着回火温度升高而逐渐减低,而焊缝金属在620℃回火时硬度降至最低值,在620℃以下或以上回火时,随着回火温度降低或升高,硬度逐渐增加。提出了一个兼顾焊接热影响区与焊缝金属力学性能的临界时效（680℃/4h）加临界回火（600℃/4h）的两步法焊后热处理工艺。发现第一步临界时效使得CLAM钢焊接热影响区的硬度降低到了一个最优值,而第二步临界回火进一步使得焊缝金属包含更多的残余奥氏体与临界铁素体,同时CLAM钢焊接热影响区不受影响。（3）在添加焊的情况下,发现添加310S不锈钢的焊缝成分涨落小于添加纯镍的焊缝中的成分涨落,但层状组织却主要出现在310S不锈钢焊缝中。提出镍元素对焊缝金属相变路径的影响机制,解释了成分涨落与组织涨落不一致的反常现象。提出了一个高温正火加回火的热处理方案,可有效降低CLAM钢焊接热影响区的淬硬和焊缝中层状组织对热扰动的敏感性。发现在冲击变形过程中,添加纯镍的焊缝金属因缺少有效晶界且不发生TRIP效应,其冲击韧性甚至低于自熔焊缝金属。
阮士朋[5]（2020）在《高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控》文中进行了进一步梳理硼作为一种廉价的微合金元素,因在钢中能够发挥优异的作用而得到了广泛地研究和应用,如利用硼提高淬透性的作用而开发的含硼冷镦钢就在紧固件领域得到了快速的发展。此外,作为冷镦用途,含硼冷镦钢还要求具备良好的组织和强塑性匹配以及优异的表面质量和夹杂物控制,疲劳性能是含硼冷镦钢综合性能的体现。钢中化学组分以及加工工艺参数等均会对含硼冷镦钢的相变规律及组织性能产生较大的影响。本文围绕含硼冷镦钢的淬透性、组织和强塑性的影响因素及调控进行了系统分析研究,并对硼钢裂纹来源及演变规律、大颗粒夹杂物控制以及疲劳特性进行了相关研究和分析,为提高含硼冷镦钢的综合性能提供指导。通过对含硼冷镦钢的淬透性能及其影响因素定量研究,发现在冷镦钢中单独添加B元素对提高淬透性不明显,同时添加B和Ti元素可使淬透性明显提高,这主要是由于Ti可起到固氮作用从而增加有效硼含量;同时试验发现在含硼钢中适当添加Cr或Mn元素有利于进一步提高淬透性,S含量过高会降低含硼钢的淬透性;对低碳硼钢10B21淬透性研究发现,10B21的淬火硬度随着Ti/N的增加而升高,当Ti/N大于6时可完全淬透。研究了奥氏体化温度对硼钢淬火硬度的影响,随奥氏体化温度的升高,硼钢的淬火硬度呈先上升后缓慢降低的趋势,在奥氏体化温度为870℃时,硼钢淬火硬度达到最高。比较了 JMatPro模拟法、理想临界直径法和非线性方程法计算的硼钢端淬曲线与Jominy法试验的端淬曲线之间的差异,对于硼钢来说不同计算方法与试验方法之间都存在一定的偏差,不能很好地计算出硼钢的端淬曲线,本研究利用硼钢淬火临界直径数据,通过多元回归的方法获得了含硼冷镦钢淬火临界直径与主要化学元素的关系方程式:DH=0.35=-23.9+19.3 × C+17.9 × Si+28.1 × Mn+23.8 × Cr+6403 ×B+24.3 × Ti,通过该方程式可以很好地预测硼钢的淬火临界直径。在含硼冷镦钢组织和强塑性的影响因素研究方面,分别研究了不同组分含硼冷镦钢的相变规律,并结合轧钢工艺参数优化实现对中碳、低碳和超低碳硼钢的组织和强塑性的良好调控。对于含有0.0021%B+0.035%Ti的中碳-4#硼钢来说,通过采取高温轧制+缓冷工艺可以使盘条的抗拉强度降低到595MPa以下,满足了下游工序免退火加工要求。对含有0.0050%B+0.066%Ti的低碳-4#硼钢来说,较高的B和Ti含量提高了钢的淬透性,常规工艺轧制下抗拉强度升高到469MPa,而塑性降低较少,这主要是由于获得了准多边形铁素体组织;通过优化控冷工艺可使盘条抗拉强度降低到373MPa。对于超低碳硼钢来说,当添加0.0055%的B时,晶粒粗化明显,晶粒度级别由7.5级降低到6级,同时盘条的抗拉强度由295MPa降低到275MPa;但当添加0.0020%的B时,热轧盘条的显微组织和晶粒度、力学性能无明显变化,这与B/N有关,B/N越大,晶粒粗化效果越明显。对含硼钢表面质量的跟踪研究发现,含硼钢盘条的表面缺陷80%以上是由钢坯缺陷遗传造成的,主要表现为裂纹和结疤,且在裂纹周围能够发现脱碳或高温氧化物等特征;对硼钢钢坯质量跟踪发现,钢坯裂纹主要存在于钢坯角部的振痕处,裂纹沿晶界分布和扩展。硼钢加钛后的高温热塑性明显优于不加钛的硼钢。当钢中Ti/N≥4时可降低硼钢的裂纹敏感性。通过在低碳硼钢方坯表面人工预制裂纹的方式研究了含硼冷镦钢的钢坯表面裂纹在轧制过程的演变规律。随着变形量的增加,裂纹深度逐渐变浅,按照盘条裂纹深度不超过0.05mm计算,推导出钢坯临界裂纹深度d0与轧制盘条直径D之间满足关系式:d0=8.28/D。钢坯表面横裂纹经多道次轧制变形后也会演变为较短的纵裂纹,裂纹横截面形貌呈小角度折叠状。研究了非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物尺寸和类型的影响,结果显示,相对于钙处理工艺,非钙处理工艺可使含硼冷镦钢中氧化物夹杂类型由钙铝酸盐类复合夹杂转变为镁铝尖晶石为主的夹杂,夹杂物尺寸明显减小。研究了含硼冷镦钢制备的8.8级螺栓的疲劳性能,当交变载荷取平均载荷的10%时,在平均载荷不超过保证载荷的65%时,螺栓疲劳寿命可达到500万次,螺栓的条件疲劳极限为438.96MPa。当平均载荷为保证载荷的50%时,螺栓的疲劳S-N曲线可表达为线性关系式lgΔσ=3.317-0.252 ×lgN。换算为有效应力后,其关系式可表达为lgσ=3.24-0.152×lgN。通过转换,获得了在不同应力比下,螺栓服役500万次所对应的归一化预紧应力和预紧扭矩与应力比R的关系曲线,通过该关系曲线可以预测在不同应力比下螺栓的疲劳性能,并可以实现对螺栓预紧力和预紧扭矩的合理调控。
尹龙承[6]（2020）在《14Cr14Co13Mo4钢Ni缓冲层法渗碳及热处理工艺研究》文中研究指明14Cr14Co13Mo4钢是渗碳型高温马氏体不锈钢,是为提高航空发动机轴承性能和使用寿命而研制的新一代轴承钢。14Cr14Co13Mo4钢的设计目标是经过渗碳、淬火和回火,使渗碳层具有高体积分数、均匀弥散分布的碳化物,心部保持良好的韧性。渗碳热处理后的14Cr14Co13Mo4钢具有表面红硬度高、耐磨性好、抗疲劳剥落能力强、表面和心部具有良好的强韧配合等优点,同时具有一定的耐腐蚀性能。但是在实际应用中,出现了渗碳层容易形成严重的网状碳化物组织,过渡区硬度比心部硬度低等现象。为了消除渗碳层中的网状碳化物组织进而提升材料的性能,需要对14Cr14Co13Mo4钢在低压脉冲渗碳过程中碳的扩散和碳化物析出规律,淬火过程碳原子的扩散及碳化物的回溶规律,碳化物对渗碳层硬度、摩擦及腐蚀性能的影响规律等科学问题进行深入研究。低压脉冲渗碳的特点是由一系列的强渗和扩散周期组成。单凭试验的方法难以获得14Cr14Co13Mo4钢在低压脉冲渗碳过程中的碳扩散规律。本论文建立了基于多元复相分散系的14Cr14Co13Mo4钢低压脉冲渗碳模型,设计了四组渗碳工艺,并通过渗碳实验验证了模型计算结果的准确性。微观组织分析结果表明,渗碳层中析出的碳化物类型受碳浓度的影响。在高碳浓度区析出的主要是M7C3型碳化物,在低碳浓度区析出的主要是M23C6型碳化物。14Cr14Co13Mo4钢表面吸收碳能力超强,存在着快速形成致密碳化物层阻碍后续碳扩散的问题。为了避免在钢表面形成致密碳化物层,发明了一种新的Ni缓冲层法调节低压脉冲渗碳,简称缓冲层法低压脉冲渗碳,即在14Cr14Co13Mo4钢表面预镀不同厚度的Ni膜或Fe-Ni膜,在渗碳工艺不变的情况下,实现了对14Cr14Co13Mo4钢的低压脉冲渗碳过程碳扩散行为的调节。研究表明,在14Cr14Co13Mo4钢表面预镀不同厚度的Ni膜或Fe-Ni膜,利用碳在Ni膜或Fe-Ni膜中的低固溶度和碳原子穿过不同厚度的膜需要的时间不同,影响在低压脉冲渗碳强渗阶段进入到钢表面的碳原子通量,降低渗碳层表面的碳浓度,使碳化物的分布比未镀膜试样更加均匀。渗碳后渗层的碳化物含量高、硬度高、韧性差,需要经过高温淬火,使碳化物发生部分回溶,改善碳化物的分布。在高温淬火过程中同时发生碳化物的回溶,心部晶粒的长大和碳原子向心部的宏观扩散,三个过程之间相互联系、相互影响。碳化物的稳定性受碳化物的类型、大小、碳化物的化学成分等因素的共同影响。研究表明,碳浓度在1.8 wt.%至0.14 wt.%范围内,M23C6、M6C和M7C3的回溶温度分别在1080°C、1100°C和1270°C附近。淬火过程中渗碳层中的碳原子向心部扩散,促进了碳浓度下降区域碳化物的回溶。提高淬火温度,可以促进渗碳层中碳原子向心部扩散及碳化物的回溶,有利于消除网状碳化物组织,但是会导致心部晶粒的长大和过渡区残余奥氏体含量升高。1060°C淬火可以降低过渡区残余奥氏体含量,避免出现过渡区软化现象。淬火马氏体内应力大,容易引起开裂,需要及时进行回火调整组织。回火冷处理过程中,淬火马氏体和残余奥氏体分解,并伴有回火M23C6碳化物的析出。在510°C回火后的渗碳层中观察到了纳米尺寸的Laves相颗粒。未镀膜试样热处理后渗碳层中的碳化物呈长条形、半连续网状分布。预镀5.2μm Ni膜试样经过A1工艺渗碳、1060°C淬火、530°C回火后,渗碳层中的碳化物呈球形、均匀弥散分布,消除了网状碳化物组织。研究了渗碳层微观组织对14Cr14Co13Mo4钢硬度、摩擦及腐蚀性能的影响。渗碳层中M7C3的体积分数与显微硬度之间呈线性关系。M7C3的硬度和弹性模量分别为21.2 GPa和369.8 GPa。M7C3的体积分数从10.42%增加到16.65%,硬度从713 HV提高到803 HV,在干滑动摩擦条件下,磨损率从5.27×10-6mm3/N·m下降到1.30×10-6 mm3/N·m,磨损机制以氧化磨损为主。M7C3的体积分数从10.42%增加到16.65%,在3.5 wt.%Na Cl溶液中的腐蚀电位从-0.484 V下降到-0.569 V,腐蚀电流密度从5.98×10-7 A/cm2增加到2.33×10-6 A/cm2,极化电阻从2.46×104W/cm2下降到3.61×103W/cm2。渗碳层在3.5 wt.%Na Cl溶液中的腐蚀机制主要是点腐蚀。渗碳层表面M7C3碳化物有效提高了渗层表面的硬度,从而提高了材料的耐磨性能,但是降低了表面的耐腐蚀性能。
潘栋[7]（2020）在《电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响》文中研究指明先进高强度钢凭借其优异的力学性能、良好的成型性能以及较低的制造成本,在汽车制造、军工以及航天等领域有着十分广阔的应用前景。纵观第一代到第三代先进高强钢的发展历程,以“复相、多尺度”为基础的调控理论研制具有“亚稳相、超细晶基体”等特点的超级钢逐渐受到青睐。现今,在轻量化和智能制造等一些列工业背景下,如何更快速高效且低能耗地开发更轻质、高性能的钢材也成为了材料加工领域的研究热点。高能瞬时电脉冲处理,自电致塑性效应被发现以来,就备受材料研究人员的关注。近些年来,伴随着对非平衡固态相变机理、多物理场作用下微观结构的演变规律以及相应伴生现象的深入研究,电致强化这一概念也逐渐受到重视,电脉冲处理在钢铁材料的强韧化等方面也实现了一定程度的工程化应用。此外,基于电子风冲击、电迁移效应对快速相变以及再结晶的影响,采用脉冲电流对钢材进行细化及强韧化处理完全符合第三代先进高强钢的开发宗旨和组织性能要求特点。但以往的工作多集中在对电脉冲处理诱发的组织细化以及强塑性同时提升等方面的浅层研究,而缺乏对位错组态、界面迁移、晶体取向以及析出行为等方向的实质性深入探索。因此,研究脉冲电流作用下钢材的亚结构演化及强韧化机理,对进一步丰富和完善钢的非平衡相变理论以及开发新型的强韧化工艺有着重要的实际意义。本文采用高能瞬时电脉冲处理对两种强化类型完全不同的钢材（42CrMo钢及T250钢）进行了增强、增韧处理。同时,结合相应的传统热处理,规律性地研究了脉冲电流对不同钢材显微组织及亚结构的影响、定量地分析了脉冲电流作用下钢材的强韧化机理、归纳概括了不同处理方式对钢材具体作用机制的差异。具体的研究结果如下:（1）采用电脉冲处理高效地实现了钢材的晶粒细化,明确了脉冲电流诱导晶粒细化的具体机理。瞬时的高能量输入显着降低了奥氏体相变能障,极大地提高了奥氏体的形核率,短时间的作用以及随后快速的水冷处理抑制了奥氏体晶粒的长大。电脉冲处理后,淬火态42CrMo钢的晶粒细化了56.3%,固溶态T250钢的晶粒尺寸下降了74.6%。（2）揭示出电脉冲处理提高钢材中残余奥氏体稳定性的具体机制:i)若处理前钢材中的合金元素是不均匀分布的,则电脉冲处理的瞬时性也就决定了处理后的元素无法充分均匀化,奥氏体稳定化元素浓度高的区域将为残余奥氏体的形成提供足够的化学驱动力;ii)晶粒的细化以及电脉冲处理过程中界面处大量晶体缺陷的形成,使马氏体与奥氏体的界面能得到提高,这将使马氏体的生长提前停滞,同时马氏体转变起始温度也会显着下降;iii)奥氏体向马氏体转变是一个体积膨胀的过程,电脉冲处理过程中存在的热压应力可有效地抑制马氏体转变。（3）脉冲电流特定的物理场分布及物理效应可明显改变亚结构及第二相的形态和分布。受热压应力的影响,原本在高层错能钢材中难以形成的堆垛层错在电脉冲处理中得以形成,而堆垛层错的形成又为回火态42CrMo钢中超细珠光体类组织的形成奠定了基础;合金元素贫瘠区与富集区之间的应力可促进孪晶或残余奥氏体的形成;电子风强烈冲击界面形成大量的晶体缺陷,可使第二相主动地浸润晶界,而若使界面处的缺陷得到回复,第二相则被动浸润其他界面;多个物理场的重叠可使亚结构的分布具有方向性,如42CrMo钢中沿电流方向分布的位错、T250钢中沿电流方向分布的Ni3（Ti,Al）团簇;电迁移效应可促进位错形成具有小角度取向差的亚晶界。（4）研究发现脉冲电流对最优滑移系上原子或位错运动的促进,可使沿电流方向的特定取向强度增强,形成了沿电流方向（ED）的织构。如固溶态T250钢中{112}//ED织构、TS+EPA态T250钢中残余奥氏体{111}//ED及EPS+EPA态T250钢中小角度{110}//ED织构的形成。（5）电脉冲处理有促进钢材中复相组织形成的趋势。对于传统调质态的42CrMo钢,其组织仅包含索氏体,而受板条/孪晶马氏体短时间处理回火抗性的差异以及残余奥氏体稳定性提高的影响,电脉冲处理后的42CrMo钢中包含回火马氏体、索氏体及残余奥氏体这三种组织;对于传统时效态T250钢,其内部只存在η-Ni3（Ti,Mo）相,而受电流对非均匀形核的影响,电脉冲处理后的T250钢中包含Ni3（Ti,Al）团簇、Ni2.67Ti1.33相以及大尺度NiTi金属间化合物这三种析出物。（6）通过电脉冲处理,成功地在短时间内,同时且大幅提升了42CrMo钢与T250钢的强度与塑性,定量分析了高能脉冲电流作用下不同类型钢材的强韧化机制,结果表明:i)采用脉冲电流进行淬火或固溶处理可提高晶界强化以及位错强化的强度贡献,而若进行回火或时效处理则可更显着地提高析出强化对强度的贡献;ii)电脉冲处理能增大必要几何位错的滑移距离,提高有利晶体取向的含量以及高施密特因子的比例,使钢材具有更大的塑性变形量;iii)利用电脉冲处理形成的复相组织在性能上的耦合及变形上的协调,钢材的强韧性也能得到有效改善。综上所述,经电脉冲处理后具有最优性能的42CrMo钢与T250钢的综合力学性能分别比传统处理态的钢材提高了22.82%和117.26%,增强、增韧效果十分明显。同时,也揭示出电脉冲处理过程中异于常态处理的组织、亚结构变化及力学行为,为丰富极端非平衡相变理论、更高效地开发具有更高力学性能的先进高强钢提供了充足的实验依据和技术参考。
李德发[8]（2020）在《Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究》文中研究指明随着科学技术的不断发展、对未知领域的深入探索,耐磨钢服役工况也越来越复杂和严酷,对综合性能（如耐磨、焊接、疲劳、腐蚀、加工成型）提出了更高要求。本文针对煤炭采运等复杂工况下对耐磨钢综合性能的需求,通过理论分析、成分设计、组织选择和工艺控制,研制了Ti微合金化马氏体耐磨钢。采用热模拟、实验室工艺实验、工业化试制、力学性能检测（拉伸、冲击、冷弯、疲劳、残余应力）、微观组织表征（高温共聚焦显微镜、光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射分析、透射电镜）、物相分析、应用性能研究（浸泡腐蚀实验、电化学测试、搅拌磨损实验、焊接实验、HIC实验）等方法,研究了Ti第二相析出及马氏体组织结构的控制方法,分析了Ti微合金化马氏体耐磨钢工业化生产中出现的典型问题并提出关键控制要点,最终开发出“精细马氏体+纳米析出相”的高强韧性HB500耐磨钢,实现了工业化稳定生产,并深入研究了该钢的综合应用性能。主要研究内容和结果如下:首先,研究了Ti微合金化耐磨钢加热过程中奥氏体晶粒长大趋势、控制轧制阶段的热变形行为、控制冷却和热处理阶段的相变行为,通过全流程工艺控制奥氏体晶粒尺寸、Ti的析出、微观组织和性能,为工业化生产提供依据。奥氏体晶粒尺寸随加热温度和保温时间的函数关系分别为lnD=7.26-4982/T、D=4.32t0.21。Ti的C、N析出相在高温阶段稳定性好,能有效钉扎奥氏体晶界移动;奥氏体晶粒越细,越有利于相变形核和晶内二次形核,使马氏体组织更细。热变形提高了马氏体相变温度,同时降低了马氏体相变的临界冷却速度,有利于细化马氏体组织;奥氏体再结晶区轧制温度应控制在1000～1100℃,再结晶奥氏体晶粒得到充分细化并保持均匀,纳米尺寸的Ti第二相粒子在形变诱导作用下大量析出阻止再结晶晶粒粗化;未再结晶区变形温度较低时可获得具有大量畸变的奥氏体,有利于相变形核从而细化组织,奥氏体未再结晶温度应控制在880℃左右,终轧温度应控制在820℃～860℃。工艺实验研究表明DQ+RQ+T工艺是获得纳米级Ti的析出相和细化马氏体组织的最佳工艺途径,从而获得最佳的强韧性匹配。其次,以上述实验研究为基础,确定了Ti微合金化耐磨钢成分控制范围和核心工艺控制参数,并通过工业试制逐步解决了工业生产上存在的一些典型问题,如铸坯裂纹、大颗粒TiN夹杂、回火脆性、残余应力、延迟裂纹等,形成了Ti微合金化耐磨钢工业生产关键工艺控制要点。工业化生产实践表明,Ti微合金化耐磨钢具有良好的强韧性匹配,且性能控制稳定,力学性能高于国家标准要求,组织和性能均匀性良好,8mm和30mm钢板平均有效晶粒尺寸分别为1.96μm和2.28μm,达到了细晶化效果;通过细化晶粒提高了低温韧性,疲劳性能优于普通Cr-Ni-Mo-Nb系耐磨钢;Ti的第二相析出达到纳米级,不会对冲击韧性和疲劳性能造成损害。最后,通过与普通Cr-Ni-Mo-Nb系马氏体耐磨钢对比,研究了Ti微合金化耐磨钢的耐腐蚀磨损性能和抗焊接裂纹性能。两种实验钢腐蚀与磨损交互作用分量占腐蚀磨损速率的比例分别为25.09%和40.18%,是导致腐蚀磨损的重要原因,较弱的腐蚀与磨损交互作用使Ti微合金化耐磨钢具有更好的耐腐蚀磨损性能。表层应变硬化改变了材料表面、晶界、晶粒内部状态是产生腐蚀与磨损交互作用的主要原因,而细化晶粒能减弱应变硬化,是提高耐腐蚀磨损性能的根本原因。Ti微合金化耐磨钢所采用的成分设计能避免CGHAZ区域产生异常组织而导致的组织脆化;Ti在高温阶段的未溶第二相能有效阻止焊接热循环过程中奥氏体晶粒粗化,从而细化CGHAZ组织降低粗晶脆化倾向;焊接热影响区HIC实验表明,Ti微合金化耐磨钢抗氢致裂纹能力更强,进一步佐证了细化晶粒对降低焊接裂纹敏感性的作用。本文所开发的Ti微合金化HB500耐磨钢已实现了低成本、高性能、稳定化生产,可满足多种复杂工况下耐磨钢应用性能需求,具有很好的应用前景。
孙满意[9]（2020）在《电子束熔炼M35高速钢的组织及碳化物研究》文中研究指明高速钢具有优异的综合性能,可以适应十分复杂的工作环境。高速钢组织由基体+碳化物组成,细小且弥散分布的碳化物是其优良性能的保证,一般通过熔炼+锻造的方式得到。在高速钢发展过程中为了增强其综合性能,适应愈发复杂的工作环境,不断向其中添加新的合金元素,复杂的成分导致熔炼得到的高速钢中碳化物粗大、偏析严重,感应熔炼+电渣重熔双联工艺可以在一定程度上改善碳化物粗大偏析的问题。电子束熔炼（EBM）技术使用的水冷铜坩埚可以在熔炼结束后给予液态金属高的冷却速度,并且具备能量密度高、可控性好的优点,有利于改善高速钢组织中碳化物状态,提高高速钢性能。本文提出以电子束熔炼工艺制备M35（W6Mo5Cr4V2Co5）高速钢,探究电子束熔炼对M35高速钢组织碳化物的影响,并且对制备得到的铸态M35高速钢进行高温热处理,实现了对M35高速钢铸态组织的细化以及碳化物的改善。通过对M35高速钢的成分检测、显微组织及碳化物的观察,得到以下结论:（1）电子束熔炼制备不改变M35高速钢的主要成分配比,但由于真空熔炼中Mn元素饱和蒸气压很高,挥发速率较高,导致高速钢铸锭中Mn元素含量显着降低;（2）EBM-M35高速钢铸态组织细小,平均树枝晶间距为20μm,不同区域组织差异较小;碳化物的类型主要为MC型和M2C型碳化物,同时M2C型碳化物的形态出现由片层状向纤维状的转变。（3）在铸态EBM-M35高速钢高温热处理的过程中,随着热处理温度的上升和保温时间的延长,枝晶间距不断增大,片层状M2C型碳化物的片层间距及纤维状M2C型碳化物的纤维间距变小。同时碳化物会发生断裂及球化,但温度过高或保温时间过长,会导致碳化物的异常长大。（4）铸态EBM-M35高速钢热处理最佳工艺参数为1180℃,保温30min。此工艺下铸态高速钢组织中碳化物网断裂,碳化物发生断裂以及球化,细小的碳化物在组织中更均匀弥散的分布,获得热处理最佳组织。（5）铸态EBM-M35在热处理过程中,可以利用较低的热处理温度或者较短的热处理时间完成碳化物的断裂及球化,以较低的成本完成铸态高速钢的组织优化。
秦世斌[10]（2020）在《合金化及热处理对GX160CrMoV12钢组织和力学性能的影响》文中进行了进一步梳理GX160CrMoV12钢具有高硬度高耐磨性的特点,广泛应用于模具制造和机械制造领域。然而,GX160CrMoV12钢晶界上分布着粗大网状共晶碳化物,使钢的强度和韧性明显降低。因此,需要改善其晶界上共晶碳化物的形态和分布。在保证GX160CrMoV12钢硬度的基础上提高其韧性,是将GX160CrMoV12钢应用于反击式破碎机板锤的关键。本文以GX160CrMoV12钢为研究对象,通过添加Ti、Ni、Y等合金化组元及热处理工艺优化,结合金相观察、SEM及EDS分析、XRD分析、硬度和冲击韧性测试等方法,研究合金化和热处理对GX160CrMoV12-Ti-Ni-Y钢的组织和力学性能的影响,以优化的合金成分和热处理工艺制备出GX160CrMoV12-Ti-Ni-Y钢。得出如下主要结论:（1）添加0.5%Ti可显着细化GX160CrMoV12钢共晶碳化物。Ni添加量由0.5%增加到1.5%,铸态显微组织等轴化,二次枝晶臂粗化。Y添加量由0.1%增加到0.3%,铸态等轴晶组织的晶粒尺寸减小,二次枝晶臂细化,共晶碳化物形态由粗大块状向细小条状、孤立岛状转变,分布由连续网状向不连续网状转变。GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢的晶粒细小、共晶碳化物尺寸最小且呈断网分布、硬度最高为44HRC,为最优化的铸态合金成分。（2）GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢等温温度740℃退火处理后球化效果最好,球粒状碳化物弥散分布在晶内;由于720℃的等温温度低,导致扩散受限,其显微组织为短片状珠光体+共晶碳化物;由于760℃的等温温度高,导致过冷度小珠光体共析转变并未完全发生。（3）GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢在960℃淬火后得到的组织为隐针马氏体+残余奥氏体+碳化物。随着淬火温度的升高,共晶碳化物逐渐溶解,马氏体尺寸变大,残余奥氏体含量升高,硬度先升高再降低。最优淬火温度为1040℃,此时,整体网状碳化物上出现普遍熔断现象,分布较为弥散,基体为细针马氏体,硬度为61.6HRC,较GX160CrMoV12钢的硬度提高了8%。（4）GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢在100℃、200℃和300℃回火后的组织为回火马氏体+共晶碳化物。随着回火温度升高,硬度降低,冲击韧度升高。最优回火温度为200℃,此时硬度为61.4HRC,冲击韧度为11.3 J/cm2。较GX160CrMoV12钢相比,GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢的冲击韧度提高了69%,其硬度提高了9%。
二、中碳合金奥氏体异常分解与碳化物粒化（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、中碳合金奥氏体异常分解与碳化物粒化（论文提纲范文）
（1）核压力容器用大锻件SA508-Ⅳ钢疲劳性能的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 研究背景 |
| 2.2 核反应堆压力容器用钢 |
| 2.2.1 核反应堆压力容器用钢的发展 |
| 2.2.2 合金元素对SA508-Ⅳ钢的影响 |
| 2.2.3 热处理工艺对SA508-Ⅳ钢的影响 |
| 2.2.4 核反应堆压力容器用钢的特点 |
| 2.3 核反应堆压力容器疲劳失效行为 |
| 2.4 影响核反应堆压力容器用钢疲劳性能的因素 |
| 2.4.1 材料对核反应堆压力容器用钢疲劳性能的影响 |
| 2.4.2 环境对核反应堆压力容器用钢疲劳性能的影响 |
| 2.5 核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.1 第一代核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.2 第二代核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.3 第三代核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.4 第四代核反应堆压力容器用钢力学性能 |
| 2.6 本文研究的目的和内容 |
| 3 实验材料和试验方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 热模拟试验 |
| 3.3 力学试验 |
| 3.3.1 拉伸试验 |
| 3.3.2 冲击试验 |
| 3.3.3 硬度试验 |
| 3.3.4 疲劳试验 |
| 3.4 显微组织观察和分析 |
| 3.4.1 光学显微镜(OM)分析 |
| 3.4.2 体式显微镜分析 |
| 3.4.3 扫描电镜(SEM)分析 |
| 3.4.4 透射电镜(TEM)分析 |
| 3.4.5 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 4 SA508-Ⅳ钢锻造工艺 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法与步骤 |
| 4.3 SA508-Ⅳ钢高温流变模型 |
| 4.3.1 SA508-Ⅳ钢真应力-真应变曲线 |
| 4.3.2 SA508-Ⅳ钢本构方程的建立 |
| 4.3.3 流变曲线的临界条件 |
| 4.4 SA508-Ⅳ钢动态再结晶体积分数模型 |
| 4.5 SA508-Ⅳ钢热加工图 |
| 4.5.1 热加工图简介 |
| 4.5.2 热加工图与显微组织演化的关系 |
| 4.5.3 热加工过程中动态再结晶的形核与长大示意图 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢疲劳性能差异 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法与步骤 |
| 5.3 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的显微组织 |
| 5.4 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的性能 |
| 5.4.1 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的力学性能 |
| 5.4.2 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳性能 |
| 5.4.3 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳断口 |
| 5.4.4 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳裂纹萌生和扩展 |
| 5.4.5 M/A岛和微裂纹萌生的关系 |
| 5.4.6 大角度晶界对疲劳裂纹扩展的影响 |
| 5.4.7 不同显微组织的SA508-Ⅳ钢疲劳裂纹萌生和扩展示意图 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法与步骤 |
| 6.3 回火温度对粒状贝氏体显微组织演化的影响 |
| 6.4 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢性能的影响 |
| 6.4.1 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢力学性能的影响 |
| 6.4.2 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 6.4.3 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳断口的影响 |
| 6.4.4 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳裂纹萌生和扩展的影响 |
| 6.4.5 不同回火温度下SA508-Ⅳ钢疲劳裂纹萌生和扩展示意图 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 粒状贝氏体中M/A岛分解对SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法与步骤 |
| 7.3 回火时间对粒状贝氏体显微组织演化的影响 |
| 7.4 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢性能的影响 |
| 7.4.1 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢力学性能的影响 |
| 7.4.2 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 7.4.3 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢疲劳断口的影响 |
| 7.4.4 M/A岛分解对粒状贝氏体材料疲劳裂纹萌生和扩展的影响 |
| 7.4.5 不同回火时间下疲劳裂纹萌生和扩展示意图 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论、创新点及展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）厚大断面42CrMo4钢组织调控与强韧化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 厚大断面42CrMo4钢构件概述 |
| 1.2.1 风电领域 |
| 1.2.2 盾构机主轴承 |
| 1.2.3 厚大断面42CrMo4钢构件服役性能要求与生产工艺 |
| 1.3 厚大断面42CrMo4钢构件中的组织及其研究现状 |
| 1.4 厚大断面42CrMo4钢构件成分设计 |
| 1.5 选题背景与主要研究内容 |
| 第2章 全断面组织性能分析与心部白色块状组织研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 化学成分及夹杂物分析 |
| 2.2.3 组织观察与力学性能测试 |
| 2.3 厚大断面42CrMo4钢构件全断面组织性能分析 |
| 2.3.1 组织演化 |
| 2.3.2 夹杂物演化 |
| 2.3.3 性能演化 |
| 2.4 心部白色块状组织研究 |
| 2.4.1 白块组织结构表征 |
| 2.4.2 BK组织的形成机制 |
| 2.4.3 BK组织对性能的影响 |
| 2.4.4 BK组织的韧性危害机制 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 42CrMo4钢回火析出相调控及强韧化机制研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 不同回火温度研究实验 |
| 3.2.2 不同奥氏体化温度研究实验 |
| 3.2.3 微观组织观察 |
| 3.2.4 力学性能测试 |
| 3.3 回火参数对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 3.3.1 回火温度对于42CrMo4钢组织的影响 |
| 3.3.2 回火温度对于42CrMo4钢性能的影响 |
| 3.4 奥氏体化温度对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 3.4.1 奥氏体化温度对组织结构的影响 |
| 3.4.2 奥氏体化温度对性能的影响 |
| 3.4.3 回火初始状态对晶界析出相影响机制 |
| 3.4.4 强韧化机制 |
| 3.4.5 调控工艺 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 钒微合金化对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.2.1 材料与热处理 |
| 4.2.2 微观组织表征 |
| 4.2.3 连续冷却转变曲线测定 |
| 4.2.4 淬透性试验 |
| 4.2.5 力学性能测试 |
| 4.3 钒含量对相变的影响 |
| 4.4 钒对淬火态组织的影响 |
| 4.4.1 未溶碳化物 |
| 4.4.2 晶粒尺寸 |
| 4.4.3 位错密度 |
| 4.5 钒对回火态组织的影响 |
| 4.5.1 晶粒尺寸 |
| 4.5.2 位错密度 |
| 4.6 钒对淬透性的影响 |
| 4.6.1 钒含量对淬透性的影响 |
| 4.6.2 钒对淬透性的影响机制 |
| 4.7 钒对强韧化机制的影响 |
| 4.7.1 力学性能 |
| 4.7.2 强化机制 |
| 4.7.3 韧化机制 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 稀土对42CrMo4钢中夹杂物的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 材料制备与化学成分分析 |
| 5.2.2 夹杂物表征与分析 |
| 5.2.3 CCT曲线测定及组织观察 |
| 5.2.4 材料热处理制度与晶粒尺寸观察 |
| 5.3 稀土对钢中夹杂物的影响 |
| 5.3.1 稀土对夹杂物形貌、类型与元素分布的影响 |
| 5.3.2 稀土对夹杂物尺寸、含量与数量的影响 |
| 5.4 稀土对晶粒尺寸的影响 |
| 5.5 稀土对淬透性的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 厚大断面42CrMo4钢回转支承构件工业化制备 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 生产工艺设计 |
| 6.2.1 冶炼与浇注 |
| 6.2.2 锻造与锻后热处理 |
| 6.2.3 性能热处理 |
| 6.3 试制构件组织性能分析 |
| 6.3.1 夹杂物分析 |
| 6.3.2 晶粒尺寸与组织观察 |
| 6.3.3 硬度 |
| 6.3.4 力学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（3）粉末高速钢的制备及组织性能的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高速钢 |
| 2.1.1 高速钢的发展 |
| 2.1.2 高速钢的生产工艺 |
| 2.1.3 高速钢中的合金元素及碳化物 |
| 2.2 粉末高速钢 |
| 2.2.1 制粉工艺 |
| 2.2.2 成形工艺 |
| 2.2.3 烧结工艺 |
| 2.3 选题意义及研究内容 |
| 2.3.1 课题来源 |
| 2.3.2 选题意义 |
| 2.3.3 主要研究内容 |
| 3 研究方案及检测方法 |
| 3.1 研究方案 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 化学成分定性及定量分析 |
| 3.2.2 粒度分析 |
| 3.2.3 粉末的流动性 |
| 3.2.4 粉末的松装密度 |
| 3.2.5 粉末的振实密度 |
| 3.2.6 物相分析 |
| 3.2.7 密度测量 |
| 3.2.8 显微形貌观察与分析 |
| 3.2.9 第一性原理计算方法 |
| 3.2.10 力学性能测试 |
| 4 气雾化粉末的烧结特性及工艺研究 |
| 4.1 试验材料和方法 |
| 4.2 粉末性能及组织研究 |
| 4.2.1 粉末形貌和性能 |
| 4.2.2 粉末的压制性 |
| 4.2.3 粉末的组织 |
| 4.3 碳化物的析出长大规律 |
| 4.4 气雾化粉末的包套热等静压组织 |
| 4.5 烧结工艺和粉末处理对气雾化粉末烧结组织和密度的影响 |
| 4.5.1 气雾化粉末的气氛烧结组织及特性 |
| 4.5.2 气雾化粉末的真空烧结组织及特性 |
| 4.5.3 粉末粒径对组织和密度的影响 |
| 4.5.4 粉末处理对组织和密度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 微细高速钢粉末的烧结特性和组织研究 |
| 5.1 试验材料和方法 |
| 5.2 粉末性能及组织研究 |
| 5.2.1 粉末形貌和性能 |
| 5.2.2 粉末的压制性 |
| 5.2.3 粉末的组织 |
| 5.3 碳化物的析出长大规律 |
| 5.4 微细高速钢粉末在烧结过程中的氧分析 |
| 5.5 微细高速钢粉末的包套热等静压组织 |
| 5.6 烧结工艺对微细高速钢粉末的烧结组织和密度的影响 |
| 5.6.1 气氛烧结 |
| 5.6.2 真空烧结 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 粉末高速钢的组织及性能研究 |
| 6.1 试验材料和方法 |
| 6.2 热处理工艺及对粉末高速钢组织和硬度的影响 |
| 6.2.1 淬火工艺及组织 |
| 6.2.2 回火组织及硬度 |
| 6.3 粉末高速钢的性能对比 |
| 6.4 化学添加对组织和性能的影响 |
| 6.4.1 碳含量对组织和性能的影响 |
| 6.4.2 添加Ti对组织和强度的影响 |
| 6.5 强化致密化对粉末高速钢组织和性能的影响 |
| 6.5.1 无包套热等静压处理对组织和密度的影响 |
| 6.5.2 锻造处理对组织和密度的影响 |
| 6.5.3 性能 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 氮化物强化粉末高速钢的组织性能及机理研究 |
| 7.1 试验材料和方法 |
| 7.2 氮气反应烧结机理分析 |
| 7.2.1 反应吉布斯自由能计算 |
| 7.2.2 相形成能计算 |
| 7.3 组织及性能分析 |
| 7.3.1 烧结密度 |
| 7.3.2 显微组织 |
| 7.3.3 相分析 |
| 7.3.4 力学性能 |
| 7.4 强化机理分析 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论和创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）铁素体/奥氏体异相钢焊接接头的金属学研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 铁素体/奥氏体异相钢焊接的必要性 |
| 2.2 异相钢电子束焊接研究现状 |
| 2.3 异相钢焊接过程中的δ→γ相变研究 |
| 2.4 异相钢焊接接头的焊后热处理(PWHT)研究 |
| 2.5 异相钢可焊性研究 |
| 2.5.1 异相钢焊接的复杂性 |
| 2.5.2 改进异相钢焊接冶金性能方法 |
| 2.6 研究意义 |
| 2.7 研究内容及技术路线 |
| 3 铁素体/奥氏体异相钢焊接热循环中δ→γ相变研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 计算异相钢(高能束)焊缝金属平均成分 |
| 3.3.2 异相钢焊缝金属的组织 |
| 3.3.3 δ-ferrite晶内同时出现K-S与无理取向关系的γ晶粒 |
| 3.3.4 高温δ→γ相变特点及对γ→α相变的影响 |
| 3.3.5 截面效应之探讨 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 焊后热处理中异相自熔CLAM/316L电子束焊接接头的组织演化与力学性能变化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 标准热处理态的CLAM钢微观组织 |
| 4.3.2 焊态下自熔CLAM/316L电子束焊接接头微观组织 |
| 4.3.3 一步回火处理的自熔CLAM/316L电子束焊接接头的组织演化及性能变化 |
| 4.3.4 自熔CLAM/316L电子束焊接接头不同区域的相分布 |
| 4.3.5 两步回火处理对自熔CLAM/316L电子束焊接接头的组织与性能影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 填充金属箔的异相CLAM/316L电子束焊接接头的层状组织形成机理及其在焊后热处理中的演化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 焊态填充金属箔的CLAM/316L电子束焊接接头组织与性能 |
| 5.3.2 层状组织在一步回火处理过程中的演化及对力学性能影响 |
| 5.3.3 两步热处理对层状组织及焊接接头力学性能的影响 |
| 5.3.4 异种高能束填充焊带状偏析(层状组织)的形成机制 |
| 5.3.5 异种焊接接头中3种类型δ-ferrite在热处理过程中的演化 |
| 5.3.6 异相不锈钢电子束焊接接头组织与力学性能关系 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 7 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 冷镦钢的发展现状及趋势 |
| 2.1.1 冷镦钢制品的发展 |
| 2.1.2 冷镦钢的发展 |
| 2.1.3 含硼冷镦钢的发展 |
| 2.2 含硼冷镦钢的研究现状 |
| 2.2.1 含硼冷镦钢的淬透性能 |
| 2.2.2 含硼冷镦钢的组织及力学性能 |
| 2.2.3 含硼冷镦钢的表面质量 |
| 2.2.4 含硼冷镦钢的疲劳性能 |
| 2.3 本课题研究目的及意义 |
| 2.3.1 当前研究中存在的问题 |
| 2.3.2 本课题的研究目的及意义 |
| 3 研究内容及研究方法 |
| 3.1 本课题研究内容 |
| 3.2 技术路线图 |
| 3.3 研究方法 |
| 4 含硼冷镦钢淬透性的影响因素研究与调控 |
| 4.1 化学成分对淬透性影响的定量研究 |
| 4.1.1 B和Ti对淬透性的影响 |
| 4.1.2 Cr对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.3 Mn对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.4 S对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.5 N及Ti/N对淬透性的影响 |
| 4.2 热处理工艺对淬透性的影响 |
| 4.3 淬透性的计算方法与试验方法对比 |
| 4.4 含硼冷镦钢淬火临界直径的预测及调控 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 含硼冷镦钢的组织及强塑性研究与调控 |
| 5.1 不同组分含硼冷镦钢的相变规律研究 |
| 5.1.1 中碳-4#硼钢的相变规律 |
| 5.1.2 低碳-4#硼钢的相变规律 |
| 5.1.3 超低碳-2#硼钢的相变规律 |
| 5.2 不同组分含硼冷镦钢的组织和强塑性调控 |
| 5.2.1 轧钢工艺对中碳-4#硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.2.2 轧钢工艺对低碳-4硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.2.3 B和B/N对超低碳硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.3 化学组分和规格对含硼冷镦钢抗拉强度的影响规律及应用 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 含硼冷镦钢的表面裂纹来源及演变规律研究 |
| 6.1 含硼冷镦钢典型表面裂纹及来源分析 |
| 6.2 B和Ti对含硼冷镦钢高温热塑性的影响 |
| 6.3 Ti/N对含硼冷镦钢裂纹敏感性的影响 |
| 6.4 硼钢钢坯裂纹在轧制过程的演变规律研究 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 含硼冷镦钢的夹杂物及疲劳特性研究 |
| 7.1 含硼冷镦钢的夹杂物研究 |
| 7.1.1 含硼冷镦钢中典型夹杂物分析 |
| 7.1.2 非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物数量和尺寸的影响 |
| 7.1.3 非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物类型的影响 |
| 7.2 含硼冷镦钢螺栓的疲劳性能研究 |
| 7.2.1 平均载荷对含硼钢螺栓疲劳性能的影响 |
| 7.2.2 8.8级含硼钢螺栓的条件疲劳极限 |
| 7.2.3 8.8级含硼钢螺栓的疲劳S-N曲线 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 9 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）14Cr14Co13Mo4钢Ni缓冲层法渗碳及热处理工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及目的意义 |
| 1.2 轴承钢简介 |
| 1.2.1 轴承钢的发展 |
| 1.2.2 轴承钢的使用性能 |
| 1.2.3 碳化物对轴承钢性能影响 |
| 1.2.4 第三代轴承钢的研究现状 |
| 1.3 低压脉冲渗碳技术 |
| 1.3.1 渗碳技术简介 |
| 1.3.2 低压脉冲渗碳原理及控制参数 |
| 1.3.3 低合金钢低压脉冲渗碳模型 |
| 1.4 高合金钢渗碳研究现状 |
| 1.5 轴承钢微观组织调控技术简介 |
| 1.5.1 网状碳化物组织控制 |
| 1.5.2 残余奥氏体控制 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第2章 14Cr14Co13Mo4 钢渗碳过程相组成与渗层碳浓度计算及实验设计 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 14Cr14Co13Mo4 钢渗碳过程相组成计算及相变分析 |
| 2.3 14Cr14Co13Mo4 钢低压脉冲渗碳碳浓度分布计算机模拟 |
| 2.3.1 14Cr14Co13Mo4 钢低压脉冲渗碳模型 |
| 2.3.2 14Cr14Co13Mo4 钢低压脉冲渗碳工艺设计 |
| 2.4 Fe-Ni或 Ni缓冲层法调控14Cr14Co13Mo4 钢低压脉冲渗碳 |
| 2.4.1 缓冲层法低压脉冲渗碳思想的提出 |
| 2.4.2 14Cr14Co13Mo4钢Fe-Ni缓冲层低压脉冲渗碳模拟 |
| 2.4.3 Fe-Ni或 Ni缓冲层制备 |
| 2.5 实验设备及工艺 |
| 2.6 材料与分析方法 |
| 2.6.1 微观组织分析 |
| 2.6.2 物相分析 |
| 2.6.3 成分分析 |
| 2.6.4 性能分析 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 Fe-Ni或 Ni缓冲层对14Cr14Co13Mo4 钢渗碳层微观组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 低压脉冲渗碳工艺参数对14Cr14Co13Mo4 钢微观组织影响 |
| 3.2.1 低压脉冲渗碳模拟结果实验验证 |
| 3.2.2 14Cr14Co13Mo4 钢渗碳层微观组织形貌 |
| 3.2.3 14Cr14Co13Mo4 钢渗碳层碳化物类型及分布 |
| 3.2.4 14Cr14Co13Mo4 钢渗碳层碳化物合金成分 |
| 3.3 Fe-Ni或 Ni缓冲层对14Cr14Co13Mo4 钢渗碳影响 |
| 3.3.1 Fe-Ni或 Ni缓冲层对渗碳层碳浓度分布影响 |
| 3.3.2 Fe-Ni或 Ni缓冲层对渗碳层碳化物形态及分布影响 |
| 3.3.3 渗碳过程中Fe-Ni或 Ni缓冲层与钢基体之间元素扩散 |
| 3.3.4 Fe-Ni或 Ni缓冲层调控渗碳层碳化物形态机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 缓冲层渗碳后14Cr14Co13Mo4 钢的淬火和回火行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 淬火温度对14Cr14Co13Mo4 钢微观组织影响 |
| 4.2.1 14Cr14Co13Mo4 钢中碳化物回溶行为 |
| 4.2.2 14Cr14Co13Mo4 钢心部晶粒长大动力学 |
| 4.2.3 14Cr14Co13Mo4 钢中碳原子扩散 |
| 4.3 14Cr14Co13Mo4 钢的回火行为 |
| 4.3.1 回火工艺参数对微观组织形貌影响 |
| 4.3.2 回火过程中的第二相析出行为 |
| 4.3.3 回火工艺参数对残余奥氏体含量的影响 |
| 4.4 Fe-Ni或 Ni缓冲层渗碳后渗层的淬火和回火行为 |
| 4.4.1 Fe-Ni或 Ni缓冲层对渗碳层碳化物形态的影响 |
| 4.4.2 Fe-Ni或 Ni缓冲层对表面化学成分的影响 |
| 4.4.3 Fe-Ni或 Ni缓冲层对表面物相结构的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 14Cr14Co13Mo4 钢缓冲层法渗碳热处理后的性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微观组织对14Cr14Co13Mo4 钢硬度影响 |
| 5.2.1 渗碳层中各相纳米压痕硬度分析 |
| 5.2.2 渗碳层中碳化物含量对硬度影响 |
| 5.2.3 过渡区残余奥氏体含量对硬度的影响 |
| 5.2.4 Fe-Ni或 Ni缓冲层对渗层表面硬度的影响 |
| 5.3 微观组织对14Cr14Co13Mo4 钢摩擦磨损性能影响 |
| 5.3.1 干摩擦条件下碳化物对摩擦系数的影响 |
| 5.3.2 干摩擦条件下碳化物对磨损机制的影响 |
| 5.4 微观组织对14Cr14Co13Mo4 钢电化学腐蚀性能影响 |
| 5.4.1 渗层表面碳化物含量对电化学腐蚀行为影响 |
| 5.4.2 Fe-Ni或 Ni缓冲层对渗层表面电化学腐蚀行为影响 |
| 5.5 14Cr14Co13Mo4 钢低压脉冲渗碳热处理工艺优化方法 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 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 |
（7）电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题目的与意义 |
| 1.2 钢铁材料的研究现状 |
| 1.3 42 CrMo钢简介 |
| 1.3.1 42 CrMo钢的国内外发展背景 |
| 1.3.2 42 CrMo钢的组织及性能特点 |
| 1.3.3 42 CrMo钢的国内研究现状 |
| 1.3.4 42 CrMo钢的国外研究现状 |
| 1.4 马氏体时效钢简介 |
| 1.4.1 马氏体时效钢的国内外发展背景 |
| 1.4.2 T-250 马氏体时效钢的由来 |
| 1.4.3 马氏体时效钢的性能特征 |
| 1.4.4 马氏体时效钢的国内外应用现状 |
| 1.4.5 马氏体时效钢的国内研究现状 |
| 1.4.6 马氏体时效钢的国外研究现状 |
| 1.5 金属材料的强韧化研究背景 |
| 1.5.1 几大主要强化机制 |
| 1.5.2 新强韧化机理的国内外研究现状 |
| 1.5.3 金属材料的组织细化方法 |
| 1.5.3.1 铸态组织的细化 |
| 1.5.3.2 形变、热处理以及形变+热处理 |
| 1.5.3.3 冶金 |
| 1.5.3.4 特种处理 |
| 1.5.4 钢铁材料传统晶粒细化工艺存在的问题 |
| 1.6 高能瞬时电脉冲处理简介 |
| 1.6.1 电脉冲处理的物理效应 |
| 1.6.2 脉冲电流物理效应的实质体现 |
| 1.6.2.1 电致塑性 |
| 1.6.2.2 脉冲电流诱发再结晶 |
| 1.6.2.3 位错组态的改变 |
| 1.6.2.4 脉冲电流诱导析出与回溶 |
| 1.6.2.5 PLC效应的改变 |
| 1.6.2.6 快速固态相变 |
| 1.6.2.7 电流对钢材奥氏体化机制的影响 |
| 1.6.2.8 特殊性能的改善 |
| 1.6.3 电脉冲处理的应用概述 |
| 1.6.3.1 电脉冲处理的工业化背景 |
| 1.6.3.2 电脉冲处理的数学模型 |
| 1.7 应用电脉冲技术进行钢材强韧化的可行性探讨 |
| 1.8 本文应用电脉冲技术拟解决的问题 |
| 1.9 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 42 CrMo钢的制备 |
| 2.1.2 T250 钢的制备 |
| 2.1.3 初始态显微组织 |
| 2.2 实验工艺及方案 |
| 2.2.1 42 CrMo钢的实验流程 |
| 2.2.2 T250 钢的实验流程 |
| 2.3 电脉冲处理装置 |
| 2.4 实验设备 |
| 2.4.1 硬件 |
| 2.4.2 软件 |
| 2.5 试样制备 |
| 2.5.1 显微组织观察、表征及硬度测试 |
| 2.5.2 TEM样品制备 |
| 2.5.3 原奥氏体晶界观察 |
| 2.5.4 EBSD样品制备 |
| 2.5.5 AFM样品制备 |
| 2.5.6 APT样品制备 |
| 2.5.7 拉伸测试样品制备 |
| 2.5.8 XPS样品制备 |
| 2.5.9 DSC样品制备 |
| 2.5.10 断口分析 |
| 2.5.11 试样尺寸 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 电脉冲处理过程中的有限元数值模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多物理场耦合的理论基础 |
| 3.2.1 经典热力学理论与基本方程 |
| 3.2.2 耦合场方程 |
| 3.3 电脉冲处理T250 钢的有限元模拟 |
| 3.3.1 模拟预设置 |
| 3.3.2 几何定义及网格划分 |
| 3.3.3 材料属性定义 |
| 3.3.4 边界条件设定与载荷施加 |
| 3.4 电脉冲处理模拟结果及后处理 |
| 3.4.1 温度场分布 |
| 3.4.2 电流密度分布 |
| 3.4.3 应力分布 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 电脉冲淬火处理对42CrMo钢组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同时长脉冲电流作用下淬火态42CrMo钢的组织与性能 |
| 4.2.1 显微组织演变 |
| 4.2.2 硬度变化 |
| 4.3 脉冲电流作用下42CrMo钢的组织演变机理 |
| 4.3.1 晶粒细化 |
| 4.3.2 亚结构变化 |
| 4.3.3 残余奥氏体稳定性的提高 |
| 4.3.4 马氏体的转变机制 |
| 4.4 脉冲电流作用下42CrMo钢的强韧化 |
| 4.4.1 拉伸性能 |
| 4.4.2 强化机理 |
| 4.4.3 韧化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 电脉冲回火处理对42CrMo钢组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TQ态42CrMo钢的回火处理 |
| 5.2.1 不同时长EPT处理对TQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.2.2 不同温度TT处理对TQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.3 EPQ态42CrMo钢的回火处理 |
| 5.3.1 不同时长EPT处理对EPQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.3.2 不同温度TT处理对EPQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.4 42 CrMo钢回火过程的机理分析 |
| 5.4.1 组织演变机制 |
| 5.4.2 组织-性能关系以及力学行为 |
| 5.5 层片碳化物的形成机理及其对强韧性的影响 |
| 5.5.1 形成机制 |
| 5.5.2 层状碳化物对力学性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 电脉冲固溶处理对T250 钢组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 T250 钢的EPS处理的工艺优化 |
| 6.2.1 显微组织 |
| 6.2.2 拉伸性能及断口分析 |
| 6.3 固溶态T250 钢组织演变及强韧化机理分析 |
| 6.3.1 显微组织及亚结构转变机制 |
| 6.3.2 强化机制 |
| 6.3.3 韧化机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 电脉冲时效处理对TS态 T250 钢组织与性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 时效态TS试样的时效硬化曲线及拉伸性能 |
| 7.3 时效态TS试样的显微组织 |
| 7.3.1 马氏体的回复及逆变奥氏体的形成 |
| 7.3.2 析出行为 |
| 7.4 TS+EPA(280 ms)试样中NixTiy相的形成及演化机理 |
| 7.5 时效态TS试样的强韧化机理 |
| 7.5.1 强化机制 |
| 7.5.2 基于第一性原理的NixTiy相的分子动力学模拟 |
| 7.5.3 韧化机理 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 电脉冲时效处理对EPS态 T250 钢组织与性能的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 时效态EPS试样的时效硬化曲线 |
| 8.3 时效态EPS试样的显微组织 |
| 8.4 纳米逆变奥氏体的形成机理 |
| 8.5 时效态EPS试样的强韧化机理 |
| 8.5.1 强化机制 |
| 8.5.2 韧化机制 |
| 8.6 本章小结 |
| 第9章 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（8）Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 耐磨钢的发展 |
| 1.2.1 发展概述 |
| 1.2.2 耐磨钢主要种类及研究现状 |
| 1.3 磨损形式及磨损机理 |
| 1.3.1 磨损的复杂性 |
| 1.3.2 主要磨损形式及其作用机理 |
| 1.4 复杂工况对耐磨钢性能的要求 |
| 1.4.1 耐腐蚀性能 |
| 1.4.2 焊接性能 |
| 1.4.3 加工和成形性能 |
| 1.4.4 力学性能 |
| 1.5 低合金马氏体耐磨钢 |
| 1.5.1 低合金马氏体耐磨钢生产现状 |
| 1.5.2 合金元素的利用 |
| 1.5.3 马氏体微观结构及控制工艺 |
| 1.5.4 主要存在的问题 |
| 1.6 本文研究的目的、意义和主要内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 HB500耐磨钢力学性能指标 |
| 2.1.2 HB500耐磨钢组织与成分设计 |
| 2.1.3 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 材料制备及工艺研究 |
| 2.2.2 实验研究 |
| 2.2.3 微观组织结构表征 |
| 2.2.4 物相分析 |
| 2.2.5 残余应力检测 |
| 2.2.6 力学性能检测 |
| 第3章 TI微合金化耐磨钢相变规律及制造工艺研究 |
| 3.1 奥氏体晶粒长大趋势及对组织转变的影响 |
| 3.1.1 实验方案 |
| 3.1.2 实验结果 |
| 3.1.3 微合金化对奥氏体晶粒长大趋势的影响 |
| 3.1.4 奥氏体晶粒对马氏体相变的影响 |
| 3.2 奥氏体连续冷却过程中的相变规律 |
| 3.2.1 实验方案 |
| 3.2.2 连续冷却过程中的组织转变 |
| 3.2.3 热变形对相变规律的影响 |
| 3.3 热变形行为研究 |
| 3.3.1 实验方案 |
| 3.3.2 奥氏体再结晶区变形温度对再结晶晶粒尺寸的影响 |
| 3.3.3 奥氏体未再结晶区变形对细化组织的影响 |
| 3.4 轧后冷却和热处理工艺对组织和性能的影响 |
| 3.4.1 实验方案 |
| 3.4.2 实验钢微观组织与力学性能 |
| 3.4.3 Ti在轧后冷却和热处理过程中的析出行为 |
| 3.4.4 轧后冷却和热处理对微观组织的影响 |
| 3.4.5 含Ti实验钢强韧化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 工业化试验及组织性能研究 |
| 4.1 化学成分及工艺流程 |
| 4.1.1 目标成分及控制范围 |
| 4.1.2 工艺流程及控制要点 |
| 4.2 典型问题及控制方法 |
| 4.2.1 铸坯裂纹及TiN夹杂物控制 |
| 4.2.2 回火脆性与残余应力控制 |
| 4.2.3 马氏体钢延迟裂纹控制 |
| 4.3 工业生产钢板组织与性能分析 |
| 4.3.1 组织与性能稳定性分析 |
| 4.3.2 组织与性能均匀性分析 |
| 4.3.3 系列温度冲击韧性 |
| 4.3.4 疲劳性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 TI微合金化耐磨钢的耐腐蚀磨损性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 实验材料微观组织与力学性能 |
| 5.4 耐腐蚀性能 |
| 5.5 耐磨损性能 |
| 5.6 耐腐蚀磨损性能 |
| 5.6.1 磨损对腐蚀的加速作用 |
| 5.6.2 腐蚀对磨损的加速作用 |
| 5.6.3 耐腐蚀磨损性能及腐蚀与磨损交互作用 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 TI微合金化耐磨钢焊接性能研究 |
| 6.1 微合金元素对焊接热影响区脆性的影响 |
| 6.1.1 实验方案 |
| 6.1.2 实验结果 |
| 6.1.3 分析与讨论 |
| 6.1.4 小结 |
| 6.2 焊接裂纹敏感性实验研究 |
| 6.2.1 实验方案 |
| 6.2.2 热影响区最高硬度及组织分析 |
| 6.2.3 焊接热影响区HIC裂纹率 |
| 6.2.4 小结 |
| 第7章 结论和创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（9）电子束熔炼M35高速钢的组织及碳化物研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 高速钢的发展历史 |
| 1.1.1 高速钢的发展 |
| 1.1.2 M35高速钢 |
| 1.2 高速钢的性能 |
| 1.3 高速钢的组织特点 |
| 1.4 高速钢中碳化物类型 |
| 1.5 碳化物对高速钢的影响 |
| 1.6 碳化物组织优化 |
| 1.6.1 冷却速度与碳化物之间的关系 |
| 1.6.2 增大冷却速度 |
| 1.7 电子束熔炼技术 |
| 1.7.1 电子束熔炼技术原理 |
| 1.7.2 电子束熔炼技术特点 |
| 1.8 本文研究目的和主要研究内容 |
| 1.8.1 研究目的 |
| 1.8.2 主要内容 |
| 2 研究路线及方法 |
| 2.1 实验路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.3.1 电子束熔炼炉 |
| 2.3.2 热处理炉 |
| 2.3.3 实验过程中其余设备及材料 |
| 2.4 实验参数设计 |
| 2.4.1 电子束熔炼M35高速钢 |
| 2.4.2 铸态电子束熔炼M35高速钢热处理 |
| 2.5 实验过程 |
| 2.5.1 电子束熔炼M35高速钢 |
| 2.5.2 电子束熔炼M35高速钢热处理 |
| 2.6 高速钢组织结构分析方法 |
| 2.6.1 成分检测 |
| 2.6.2 金相观察 |
| 2.6.3 碳化物观察 |
| 3 电子束熔炼制备M35高速钢 |
| 3.1 电子束熔炼M35高速钢原理 |
| 3.2 电子束熔炼M35高速钢 |
| 3.3 成分检测 |
| 3.4 组织检测 |
| 3.4.1 金相组织 |
| 3.4.2 碳化物观察 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 电子束熔炼M35高速钢热处理 |
| 4.1 M2C型碳化物的分解 |
| 4.1.1 碳化物分解球化动力学驱动力 |
| 4.1.2 碳化物分解的热力学驱动力 |
| 4.2 高速钢热处理组织观察 |
| 4.3 高速钢热处理碳化物观察 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（10）合金化及热处理对GX160CrMoV12钢组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.1.1 国内外板锤材料的选用和研究概况 |
| 1.1.2 高锰钢 |
| 1.1.3 高铬铸铁 |
| 1.1.4 高碳高铬钢 |
| 1.2 板锤用高碳高铬钢的概况 |
| 1.2.1 GX160CrMoV12 钢的凝固过程和凝固组织 |
| 1.2.2 GX160CrMoV12 钢中的合金元素的作用 |
| 1.2.3 板锤用GX160CrMoV12 钢存在的问题 |
| 1.3 改善高碳高铬钢组织和力学性能的方法 |
| 1.3.1 合金化 |
| 1.3.2 变质处理 |
| 1.3.3 热处理 |
| 1.4 研究内容 |
| 1.5 研究目的及意义 |
| 1.6 技术路线 |
| 2 实验过程及研究方法 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 合金制备 |
| 2.3.1 合金熔炼 |
| 2.3.2 热处理工艺 |
| 2.4 微观组织观察 |
| 2.4.1 金相观察 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜 |
| 2.4.3 X射线衍射分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 冲击韧性测试 |
| 3 Ti、Ni、Y对铸态GX160CrMoV12 钢组织和硬度的影响 |
| 3.1 GX160CrMoV12钢 |
| 3.2 Ti对铸态GX160CrMoV12-x Ti钢组织的影响 |
| 3.3 Ni对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-x Ni-0.1Y钢组织和硬度的影响 |
| 3.3.1 Ni对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-x Ni-0.1Y钢枝晶的影响 |
| 3.3.2 Ni对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-x Ni-0.1Y钢碳化物形态和分布的影响 |
| 3.3.3 Ni对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-x Ni-0.1Y钢硬度的影响 |
| 3.4 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-0.5Ni-x Y钢组织和硬度的影响 |
| 3.4.1 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-0.5Ni-x Y钢枝晶的影响 |
| 3.4.2 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-0.5Ni-x Y钢碳化物形态和分布的影响 |
| 3.4.3 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-0.5Ni-x Y钢硬度的影响 |
| 3.5 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢组织和硬度的影响 |
| 3.5.1 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢枝晶的影响 |
| 3.5.2 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢碳化物形态和分布的影响 |
| 3.5.3 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢硬度的影响 |
| 3.5.4 铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢的XRD分析 |
| 3.5.5 铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢的SEM分析 |
| 3.5.6 GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢的合金元素分布 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 热处理工艺对GX160CrMoV12-Ti-Ni-Y钢组织和力学性能的影响 |
| 4.1 退火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织和硬度的影响 |
| 4.1.1 退火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织的影响 |
| 4.1.2 退火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢硬度的影响 |
| 4.2 添加Ti、Ni、Y对退火态GX160CrMoV12 钢组织的影响 |
| 4.2.1 添加Ti、Ni、Y对退火态GX160CrMoV12 钢硬度的影响 |
| 4.3 淬火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织和硬度的影响 |
| 4.3.1 淬火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织的影响 |
| 4.3.2 淬火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢共晶碳化物溶解的影响 |
| 4.3.3 淬火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢硬度的影响 |
| 4.4 添加Ti、Ni、Y对淬火态GX160CrMoV12 钢组织和硬度的影响 |
| 4.4.1 添加Ti、Ni、Y对淬火态GX160CrMoV12 钢组织的影响 |
| 4.4.2 添加Ti、Ni、Y对淬火态GX160CrMoV12 钢共晶碳化物溶解情况的影响 |
| 4.4.3 添加Ti、Ni、Y对淬火态GX160CrMoV12 钢硬度的影响 |
| 4.5 回火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织和力学性能的影响 |
| 4.5.1 回火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织的影响 |
| 4.5.2 回火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢硬度的影响 |
| 4.5.3 回火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢冲击韧性的影响 |
| 4.6 添加Ti、Ni、Y对回火态GX160CrMoV12 钢的影响 |
| 4.6.1 添加Ti、Ni、Y对回火态GX160CrMoV12 钢组织的影响 |
| 4.6.2 添加Ti、Ni、Y对回火态GX160CrMoV12 钢硬度和冲击韧性的影响 |
| 4.7 本章总结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 主要结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文与研究成果 |
| 致谢 |
四、中碳合金奥氏体异常分解与碳化物粒化（论文参考文献）
- [1]核压力容器用大锻件SA508-Ⅳ钢疲劳性能的研究[D]. 代鑫. 北京科技大学, 2021
- [2]厚大断面42CrMo4钢组织调控与强韧化机制研究[D]. 孙宸. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [3]粉末高速钢的制备及组织性能的研究[D]. 孙海霞. 北京科技大学, 2021(02)
- [4]铁素体/奥氏体异相钢焊接接头的金属学研究[D]. 刘国亮. 北京科技大学, 2020(02)
- [5]高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控[D]. 阮士朋. 北京科技大学, 2020(01)
- [6]14Cr14Co13Mo4钢Ni缓冲层法渗碳及热处理工艺研究[D]. 尹龙承. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [7]电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响[D]. 潘栋. 吉林大学, 2020(08)
- [8]Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究[D]. 李德发. 武汉科技大学, 2020(01)
- [9]电子束熔炼M35高速钢的组织及碳化物研究[D]. 孙满意. 大连理工大学, 2020(02)
- [10]合金化及热处理对GX160CrMoV12钢组织和力学性能的影响[D]. 秦世斌. 郑州大学, 2020(02)