一、磨料磨损时化学成分和组织对钢的耐磨性的影响（论文文献综述）
段嘉旭[1]（2021）在《Fe-C-Mo-V堆焊合金磨粒磨损行为研究》文中提出近年来,采用堆焊法修复工业零部件的焊材大多为性价比较好的Fe-Cr-C系堆焊合金。Fe-C-Mo-V堆焊合金是一种新型的高钒高钼铁基堆焊合金,这种新型堆焊合金具有优良的耐磨性,在市场上已有良好表现,但这类堆焊合金磨损行为研究见诸报道较少,因此研究其磨损机理对实践应用具有指导意义。本文对新型Fe-C-Mo-V堆焊合金分别进行了动载冲击磨损试验、环块三体磨损试验以及干砂橡胶轮磨损试验,利用化学成分检测、光学物相分析、微观组织及性能检测等表征方法,较系统地研究了Fe-C-Mo-V堆焊合金在不同磨粒磨损环境下的磨损行为及其机理,并与Fe-C-Cr-Nb堆焊合金进行了对比,分析了两种堆焊合金在相同工况条件下的耐磨性及其耐磨机理的异同。结果表明,Fe-C-Mo-V堆焊合金熔敷金属的显微组织主要由合金奥氏体基体,层片状合金碳化物（M2C和M3C,M=Fe,Mo,Mn）以及VC硬质相构成,并含有少量铁素体和马氏体/奥氏体组织（M-A组织）。Fe-C-Cr-Nb堆焊合金熔敷金属的显微组织主要由奥氏体基体、网状共晶碳化物、Nb C硬质相以及少量M23C6和M3C碳化物构成。与Fe-C-Cr-Nb堆焊合金相比,Fe-C-Mo-V堆焊合金熔敷金属中碳化物的体积百分数明显大于Fe-C-Cr-Nb堆焊合金,VC硬质相形状近似圆球形,且碳化物呈层片状而非网状;二者奥氏体基体和共晶碳化物界面处均存在显微裂纹。动载冲击磨损试验结果表明,在冲击磨粒磨损条件下,当冲击能量在1J～7J范围时,Fe-C-Mo-V堆焊合金熔敷金属的磨损失重随冲击能量的增加而显着减小,当冲击能量超过5J时,磨损失重变化很小。环块三体磨损试验结果表明,在滑动磨粒磨损条件下,载荷为10N时,体积磨损率随转速提高先下降,当转速超过30 r/min时,体积磨损率逐渐增加;当载荷大于10N时,提高转速,Fe-C-Mo-V堆焊合金熔敷金属的体积磨损率表现为缓慢下降的趋势。干砂橡胶轮磨损试验结果表明,在滚动磨粒磨损条件下,当磨损里程相同、载荷相同时,随着转速的提高,Fe-C-Mo-V堆焊合金熔敷金属的磨损失重和体积磨损率逐渐下降。对磨损后试样的宏观形貌、磨痕亚表面显微组织和硬度测试分析表明,磨损程度主要与奥氏体基体是否发生马氏体转变、VC硬质相和层片状合金碳化物的是否破碎剥落以及磨痕亚表面硬化程度有密切关联性。在冲击磨粒磨损、滑动磨粒磨损和滚动磨粒磨损条件下均表现出:其他条件相同,在低载荷（或低转速）时,发生了磨粒切削奥氏体基体,VC硬质相和层片状合金碳化物的破碎剥落,磨痕亚表面加工硬化程度低;高载荷（或高转速）时,奥氏体基体转变成马氏体组织,磨粒对基体的磨损程度减弱,体积磨损率降低。滑动或滚动磨粒磨损条件下,研磨区磨损最严重。Fe-C-Mo-V堆焊合金熔敷金属在磨粒磨损条件下的磨损机制为:当载荷（或转速）较低,表面加工硬化程度较低,磨粒并未发生大幅度破碎,同时由于该熔敷金属中碳化物周围存在显微裂纹,磨粒和裂纹存在相互作用,因所受挤压力较小,磨粒部分嵌入裂纹中,将裂纹间隙增大或直接将碳化物剥离而留下剥落坑。在循环载荷（挤压或滑动）作用下,石英砂磨粒将被挤进剥落坑并嵌入基体,导致显着磨损。当载荷（或转速）较高时,表面加工硬化程度较高,磨粒逐渐发生大幅度的破碎,磨粒挤压切削作用减弱。同时由于VC硬质相、层片状合金碳化物的协同保护作用,使得材料磨损失重和体积磨损率降低。相对而言,Fe-C-Cr-Nb堆焊合金适用于高冲击能量、高载荷和高速（或高载荷且高速）磨粒磨损条件下使用。Fe-C-Mo-V堆焊合金在低（中）冲击能量（或低转速）磨粒磨损条件下的耐磨性明显高于前者,在高冲击能量、高载荷和高速（或高载荷且高速）磨粒磨损条件下的耐磨性优于前者,应用范围较广。
韩佳源[2]（2021）在《陶瓷颗粒增强高铬铸铁基复合材料堆焊工艺研究》文中指出目前,ZTA（ZrO2Toughen Al2O3）颗粒增强高铬铸铁基复合材料广泛应用于磨煤机磨辊及磨盘,立磨磨辊等粉磨领域中。虽然这种复合材料耐磨性较好,但由其制备的工件均属于一次性使用产品。由于磨损过程的不均匀性,通常在主要研磨区复合材料部分磨损失效时就更换新的工件,但非主要研磨区仍有大量复合材料存在,就此一次性报废会造成极大的浪费,不利于资源节约与可持续发展。因此,研究ZTA颗粒增强高铬铸铁基复合材料的堆焊工艺具有重要意义。本文首先采用正交试验法对高铬铸铁的堆焊工艺进行了研究,利用优化出的焊接工艺在ZTA颗粒增强高铬铸铁基复合材料上进行了焊接层间温度与焊接热源距离的优化。首先借助交点法、截线法以及软件辅助等手段对熔敷金属的应力释放裂纹及显微组织进行观察分析,探索得到最优的高铬铸铁焊接工艺。然后利用优化后的焊接工艺在ZTA颗粒增强高铬铸铁基复合材料上探索层间温度及热源距离对复合材料显微组织及界面的影响。利用体式显微镜、光学显微镜、扫描电子显微镜、能谱仪等设备对焊后复合材料的界面结构、显微组织及成分分布进行观察分析,得到最优的层间温度与热源距离。结果表明,焊接电流、焊接速度、层间温度的变化均会对熔敷金属显微组织及应力释放裂纹产生显着的影响,三者之间需要良好的匹配才能够获得组织性能优良的熔敷层。通过正交试验,得到优良的熔敷层组织与性能的基本焊接工艺参数为:焊接电流310-330A,焊接速度900mm/min,层间温度小于100℃。在以上工艺条件下得到的熔敷金属组织碳化物体积分数最高、硬度最高、应力释放裂纹分布最均匀。采用不同的层间温度对ZTA颗粒增强高铬铸铁基复合材料进行堆焊时,随着层间温度的升高,ZTA颗粒与高铬铸铁之间的界面逐渐恶化,层间温度越高,界面处产生的ZTA颗粒断裂、高铬铸铁的断裂剥落等缺陷越多。当界面结合强度较差时,容易在界面处萌生新的裂纹,导致材料失效。在热源距离10mm条件下,层间温度为30℃时进行堆焊,未见焊接对复合区界面产生明显影响。利用前述优化的焊接工艺,采用不同的热源距离对ZTA颗粒增强高铬铸铁基复合材料进行堆焊时,随着热源距离的增加,ZTA颗粒与高铬铸铁之间的界面受到的影响越来越小。在热源距离为0mm时,焊道无法成型,造成ZTA颗粒熔解、剥落。出现ZTA颗粒断裂及剥落的主要是因为在焊接热源的影响下发生体积收缩与膨胀,但超出材料本身的断裂韧性,故产生了裂纹及剥落坑等缺陷。在热源距离为4mm时出现ZTA颗粒与高铬铸铁界面剥离的情况,部分ZTA颗粒呈现块状剥落;在热源距离为8mm和10mm时未见对复合材料区产生明显影响,ZTA颗粒与高铬铸铁基体结合紧密,能够有效抵抗裂纹在界面处的扩展。因此,在层间温度为30℃时,热源距离为8mm条件下适用于复合材料堆焊。
迟一鸣[3]（2021）在《铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能》文中研究表明铝合金比强度高、导电导热性好、易于加工、并且具有一定的耐蚀性,因此在汽车制造、航空航天等领域有着广泛的应用。然而,铝合金表面硬度低、耐磨性差,这些不足极大地限制了其在摩擦磨损环境中的使用。表面改性技术可以在保持铝合金本身优异性能的基础上提高其表面性能,为制造业的“高效、节能”发展提供有效手段。除了热喷涂、电镀、阳极氧化、微弧氧化等表面技术,激光表面改性拥有快速凝固、热影响小、冶金结合好等特点,随着激光器的发展,铝合金表面激光改性技术受到了越来越多的关注。本文设计了“Fe+Al”、“Fe基合金”、“Fe基合金+B4C”、“Fe基合金+B4C+Ti”、“Fe基合金+h-BN”、“Fe基合金+h-BN+Ti”六种合金化材料体系,通过预置涂层法在6061铝合金表面制备出金属间化合物涂层,或以金属间化合物为基、多元陶瓷为增强相的复合涂层,综合讨论了合金化材料成分配比、激光工艺参数等对合金化层组织及性能的影响,并分析了原位生成陶瓷相的界面结构、形核机制及生长机理。使用不同配比的Fe粉和Al粉作为合金化材料,制备得到的合金化层主要由Fe4Al13,FeAl,Fe3Al和α-Al构成组成。富Fe熔体由于比重较大下沉至熔池底部,形成以“白亮带”为特征的过渡区,组织具有分层现象。此外,Fe和Al之间的放热反应促使界面处的基体进一步熔化,最终形成“锯齿状”界面。70Fe-30Al涂层耐磨性最好,磨损体积为基体的9.2%。使用Fe基合金作为预置涂层材料制备的合金化层由先析出的Fe-Al化合物及网状共晶组织构成,合金化层组织均匀致密,硬度约为459 HV0.2,是基体的6.8倍,磨损体积减小至基体的11.33%。选用“Fe基合金+B4C”体系制备的合金化层主要由Fe4Al33,FeAl,Fe3Al,Cr2B,CrB,Cr2B3,AlB2,Cr23C6,Cr7C3,Al4C3,α-Al组成。涂层硬度随预置粉末中B4C添加量的增多逐渐升高,添加20 wt.%B4C时,合金化层硬度高达531 HV0.2,但此时涂层脆性增加,缺陷增多,耐磨性变差。B4C添加量为10 wt.%的合金化层磨损失重最小,仅为基体的18.2%。向“Fe基合金+B4C”材料体系中添加Ti粉能够改善熔池的润湿性,并可通过Ti与B4C的反应原位生成TiC、TiB2等细小的强化相。合金化层主要由Fe4Al13,Cr2B,Cr7C3,TiB2,TiC和α-Al组成,当Ti的添加量提高到45 wt.%时,合金化层中还生成了 Al3Ti。添加30 wt.%Ti的涂层性能最好,硬度高达520 HV0.2,磨损体积仅为基体的7.2%。当Ti的添加量提高到45 wt.%后,合金化层组织的粗化及脆性相Al3Ti的形成导致硬度和耐磨性有所下降。在“Fe基合金+10 wt.%B4C+30 wt.%Ti”合金化层中,TiC小颗粒在先析出的短棒状TiB2表面异质形核,形成了 TiB2/TiC复合组织。两相界面存在[1210]TiB2//[011]TiC和（0001）TiB2//（111）TiC的晶体学位向关系,错配度仅为1.049%,表明TiB2可为TiC异质形核的最有效核心。“Fe基合金+h-BN”材料体系制备的合金化层主要由Fe4Al13,（Fe,Cr）,AlN,Cr2B,FeNx,α-Al等物相组成。激光合金化过程中密度较小的h-BN上浮到熔池表面造成严重烧损,且其含量增加到10 wt.%时熔池燃烧剧烈、合金化层稀释率过高,硬度和耐磨性急剧下降。向“Fe基合金+h-BN”材料体系中添加Ti粉能够减少预置涂层材料的烧损、改善熔池的润湿性,并通过Ti与h-BN的反应原位生成TiN,TiB2和TiB等强化相进一步提高表面性能。在熔池凝固过程中,AlN以亚稳态面心立方结构在先析出的颗粒状TiN表面异质形核并包围其生长,形成TiN/AlN复合组织。两相的晶面错配度约为9%,为中等有效形核。在室温、200℃和400℃下,添加15 wt.%Ti的合金化层磨损体积分别为相同条件下基体的8.2%、7.4%和10.1%,耐磨性显着提高。
王从[4]（2021）在《超声滚压对316L不锈钢和Mg-Al-Zn镁合金微观组织及性能的影响研究》文中研究表明
姚耔杉[5]（2021）在《低合金高强度复相耐磨钢组织性能调控及耐磨机理研究》文中研究说明随着经济和社会的不断发展,市场对于低合金高强度耐磨钢的需求越来越广泛,同时,随着环境污染和资源损耗的压力与日俱增,低合金高强度耐磨钢的发展目标已不仅限于对性能的追求,研究综合性能优异,且兼具资源节约型及环境友好型的低合金高强度耐磨钢是科研人员关注的焦点之一。然而,目前国内针对耐磨钢的生产还存在较多问题,主要表现在产品合金成分相对较高、产品组织类型单一（基本以回火马氏体为主）、生产工艺及方式较为传统（基本以轧后离线淬火+回火方式）、产品厚度规格有限（20～40mm）、缺乏高牌号产品的生产技术和经验、产品容易出现翘曲和延迟开裂等问题。因此,优化低合金高强度耐磨钢成分体系、多元化丰富低合金高强度耐磨钢生产工艺、设计和分析不同组织类型低合金高强度耐磨钢的综合性能及适用环境、改善低合金高强度耐磨钢应内应力较大导致翘曲开裂等问题,对于提高国内低合金高强度耐磨钢品质、丰富和完善国内低合金高强度耐磨钢品种、提升国际市场竞争力等方面具有重要意义。本研究设计了不同成分的实验钢种,通过控制轧制及控制冷却获得目标组织类型,对轧后板材进行热处理工艺研究,并对轧后和热处理后的实验钢种进行组织、力学性能及磨损性能检验和分析,探索了合金元素Cr和Ni对低合金耐磨钢相变、力学性能和磨损性能的影响规律,以及强化机理;阐明了不同显微组织构成对低合金耐磨钢力学性能及磨损性能的影响规律;制备出以贝氏体组织为主的低合金耐磨钢,研究了热处理工艺对贝氏体耐磨钢力学性能和磨损性能的影响规律;同时设计了NM400级别低合金马氏体耐磨钢直接淬火+回火工艺。得到以下主要结论:（1）经轧制和冷却工艺处理后,合金元素Ni和Cr均可有效改善实验钢轧后屈服强度、抗拉强度、低温冲击韧性及布氏硬度;单独添加Ni元素,对屈服强度和低温冲击韧性改善效果更好,单独添加Cr元素对于抗拉强度和布氏硬度的提升效果更为明显,复合添加Ni和Cr元素,大幅提升实验钢的抗拉强度和布氏硬度,但屈服强度和低温冲击韧性低于单独添加Ni元素的效果。（2）相同等温淬火工艺处理下,单独添加Cr元素和复合添加Ni和Cr元素可以使贝氏体相变量增加,而单独添加Ni元素降低贝氏体相变量;合金元素Cr或Ni的添加会降低贝氏体相变速率,Ni元素对贝氏体相变速率的抑制作用大于Cr元素,而复合添加Ni和Cr元素则会进一步降低了贝氏体相变速率。（3）连续冷却处理对低温冲击韧性的改善效果较为明显,等温处理由于碳化物析出导致低温冲击韧性降低;连续冷却工艺下,Ni的添加有效改善了低温冲击韧性,复合添加Ni和Cr虽然提高了硬度,但却降低了低温冲击韧性;等温冷却工艺下,Ni的添加对低温冲击韧性的改善效果不明显,复合添加Ni和Cr有效提高了低温冲击韧性,同时提高了硬度。（4）不同低合金耐磨钢连续冷却后获得贝氏体和马氏体的体积分数分别为20.63%和79.37%、26.41%和73.59%、35.26%和64.74%;单独添加Ni元素减少了由于剥落磨损引起的磨损失重,从而改善实验钢的耐磨性能;复合添加Cr和Ni元素实验钢由于具备较高的硬度和强度,在磨损早期的重量损失较小,但由于恶化低温冲击韧性导致磨损后期磨损率增加。（5）含Ni低合金耐磨钢等温淬火200s和400s后,获得贝氏体体积分数分别为68.72%和82.06%;随着贝氏体/马氏体双相组织中贝氏体含量的增加,冲击韧性,断裂伸长率和屈强比增加,而硬度,抗拉强度,屈服强度以及强塑积降低;贝氏体体积分数小在低冲击载荷磨损条件下耐磨性更佳,而贝氏体体积分数高在较大冲击载荷磨损条件下展现出更好的耐磨性能以及相对稳定的磨损量。（6）通过轧制后先快冷后空冷工艺,成功制备出满足NM450级别要求,以贝氏体组织为主的低合金耐磨钢;不同回火和等温工艺研究表明,该钢种200℃回火30min后综合力学性能和磨损性能最佳,320℃等温淬火不同时间以及400℃等温3min、6min处理均能有效提升耐磨性,而360℃等温后耐磨性能均下降。（7）不同淬火工艺对低合金马氏体耐磨钢显微组织、硬度及残余应力影响规律研究表明,随淬火温度的升高,实验钢表面轧制方向的残余应力逐渐增大。淬火温度940℃以下,实验钢硬度随淬火温度的升高略微增加;当淬火温度升高到1150℃时,实验钢表面硬度明显下降。此外,随着淬火终点温度的降低,实验钢表面轧制方向上的残余应力以及硬度均逐渐增大。在此基础上,开发出满足性能要求的低合金马氏体耐磨钢在线直接淬火+回火工艺,并进行了工业试制。
柳茂[6]（2021）在《超高铬高碳双相钢的腐蚀磨损性能研究》文中指出双相不锈钢兼具铁素体不锈钢与奥氏体不锈钢优良的强韧性、焊接性及耐蚀综合性能,使其在核电站阀体、主冷却剂管道和海水循环泵叶轮等方面得到广泛应用。但对于推力轴承盘这类高性能制造关键零部件,在核主泵启、停阶段需承受腐蚀和磨损的双重伤害,双相不锈钢的耐磨性能远远达不到要求。已有学者通过合金化工艺,在双相不锈钢的基础之上开发出了一种性能优异的超高铬高碳双相钢,但对其研究仍停留在铸造工艺、凝固过程、固溶组织及力学性能等方面。本文通过模拟核主泵推力轴承盘服役环境条件,以金属模、熔模两种铸型得到的1.5%C-40%Cr超高铬高碳双相钢为研究对象,对比分析其化学腐蚀与电化学腐蚀性能;考察其在干摩擦和水润滑条件的摩擦学特性;同时与推力轴承盘常用材料-Stellite12合金的腐蚀磨损性能进行对比,来综合评估其作为备选材料的可能性。研究结果表明:（1）超高铬高碳双相钢的固溶组织均由α、γ和M23C6组成,比例接近于1:1:1,且表现出相近的力学性能。合金在硼酸溶液中的浸泡试验表明,其年腐蚀速率随温度升高显着增大,而随浸泡时间长短变化不大。在推力轴承盘正常使用温度50℃条件下,金属模、熔模铸造超高铬高碳双相钢的平均年腐蚀速率比较接近,分别为3.45μm/a、3.58μm/a,均低于Stellite12合金,表现出较好的耐化学腐蚀性能。（2）超高铬高碳双相钢在硼酸溶液中的阳极极化曲线出现明显的钝化过程,且钝化区间较长,电化学腐蚀参数均优于Stellite12合金,表现出良好的电化学腐蚀性能。尤其熔模铸造超高铬高碳双相钢的自腐蚀电位较正,自腐蚀电流密度最小,腐蚀倾向最低,腐蚀动力学阻力最大。在3.5%的Na Cl溶液中,该合金钢的阳极极化曲线扫描范围内未发现钝化过程。熔模铸造超高铬高碳双相钢的自腐蚀电位较正,自腐蚀电流密度最小,耐氯蚀性能依然最优;而金属模铸造超高铬高碳双相钢的腐蚀表面出现大小不一点蚀坑,表现出最差的耐氯蚀性能。（3）在干摩擦条件下,超高铬高碳双相钢表面同时发生磨粒磨损、黏着磨损及疲劳磨损,且磨损体积较大,耐磨性能较差。而该合金钢与PEEKCA30在水润滑条件下配副时的摩擦系数及比磨损率受载荷、转速影响较大,均呈先显着降低,然后缓慢增大的趋势。其中金属模铸造超高铬高碳双相钢的磨损表面因碳化物脱落,出现网状纹路、麻点等仿生非光滑特征,具有最低的摩擦系数和比磨损率,与PEEKCA30配副对磨时表现出优异的摩擦学特性。
陈东旭[7]（2021）在《TA2工业纯钛盐浴碳氮铬钒共渗工艺研究与机理分析》文中研究指明TA2工业纯钛具有比强度高、耐腐蚀性与焊接性能强等特点,被广泛应用于船舶、化工、海洋等领域,但其表面硬度和摩擦磨损性能较差,极易发生磨损和空蚀问题,严重影响产品的使用寿命和安全性。本课题研究一种新的钛合金表面处理工艺──盐浴碳氮铬钒复合共渗（简称复合共渗）,在材料表面生成高硬度的复合共渗层以提高耐磨性和抗空蚀性能,进一步拓展TA2钛合金的应用,主要研究成果如下:（1）基于TA2合金进行复合共渗试验,研究了共渗时间、共渗温度对共渗层显微硬度的影响,并以显微硬度为指标进行四因素三水平正交实验。研究发现,随着共渗时间、共渗温度不断提升,渗层硬度呈上升趋势,平均显微硬度可达1408HV,相比未处理试样（200HV）、碳氮共渗试样（627HV）分别提升604%、124%。正交试验得到典型工艺参数为:共渗温度850℃、共渗时间4h、供铬剂7.5%、供钒剂10%。（2）使用光学显微镜、白光干涉仪等观察复合共渗层表面与横截面显微形貌,可以观察到共渗层表面致密、均匀,覆盖了处理前试样表面的划痕、凹坑等缺陷;横截面由表及里依次为化合物层、过渡层、基体,没有疏松层、气泡、裂纹等问题;化合物层厚度可达77μm,远大于碳氮共渗处理与TD法渗金属处理的渗层厚度。（3）通过XRD检测复合共渗层物相,结果显示渗层中主要物相为Ti N、Ti8C5以及VC、Cr7C3、V8C7等高硬度化合物。结合显微硬度变化和EDS分析,对复合共渗机理进行研究,在共渗前期C、N原子通过间隙扩散迅速渗入,而Cr、V原子扩散机理为置换扩散或空位扩散,共渗温度大于700℃且共渗时间超过2h才能大量渗入。根据菲克扩散第二定律以及阿伦尼乌斯公式,计算得出复合共渗处理的扩散激活能Q=79.26 k J/mol,推导出复合共渗处理扩散方程:l2=1.897?10-9exp（-9533.68/T）t。（4）对复合共渗试样、碳氮共渗试样、未处理试样进行多种工况条件下的往复式摩擦磨损实验,通过超景深显微镜和白光干涉仪观察磨痕二维、三维形貌并分析磨损机理。在干摩擦、Na Cl溶液润滑和油润滑条件下,复合共渗试样的比磨损率相比未处理试样分别降低50%、42%、47%,说明复合共渗处理能够有效提升TA2合金的耐磨性。三种试样磨痕表面均出现大量犁沟和粘着坑,主要磨损机理为磨粒磨损和粘着磨损,随着实验载荷的提升,试样粘着磨损和塑性变形加剧,在较高滑动速度下试样表面出现疲劳磨损现象。（5）对复合共渗试样、碳氮共渗试样、未处理试样进行超声振动空蚀实验、电化学腐蚀实验与静态拉伸实验,研究复合共渗处理对TA2合金抗空蚀性能、耐腐蚀性能以及基体强度的影响。实验结果表明,复合共渗试样的空蚀累积失重相比未处理试样和碳氮共渗试样分别降低50%、43%,同时复合共渗试样表面空蚀坑的深度和数量也远低于未处理试样与碳氮共渗试样,说明复合共渗处理能够明显提升TA2合金抗空蚀性能;复合共渗试样自腐蚀电位相比未处理试样提升0.17V,腐蚀电流密度降低37%,说明复合共渗处理使材料耐腐蚀性能得到增强;拉伸试样经800℃、900℃复合共渗处理后,抗拉强度分别降低15%、19%,而断面收缩率分别提升31%、42%,原因是TA2合金在高温下长时间保存后晶粒尺寸增大,材料强度降低而塑性提升。
葛茹[8]（2021）在《时效处理Fe-0.88C-17Mn钢的碳化物析出行为及力学性能研究》文中指出高锰钢因其在高冲击载荷下优异的加工硬化能力,而被广泛应用于抗冲击载荷的耐磨件中。然而,传统高锰钢由于初始硬度和屈服强度较低,在使用初期或低冲击应力条件下往往会因为加工硬化不足而无法获得足够的耐磨性。本论文以Fe-0.88C-17Mn高锰钢为研究对象,对其进行了不同时效温度和保温时间处理,并运用金相（OM）、扫描电镜（SEM）、电子探针（EPMA）、透射电镜（TEM）和纳米压痕等方法研究了时效处理后高锰钢中碳化物析出行为和力学性能的变化,同时通过冲击磨料磨损实验,研究不同时效温度和保温时间处理高锰钢的耐磨性能和磨损机制。主要研究结果如下:（1）高锰钢在经时效处理后,碳化物逐渐从基体中析出,时效处理的温度和保温时间是决定碳化物的析出数量、尺寸和弥散程度的主要原因。随着时效温度的升高,基体中微米级尺寸的碳化物发生明显粗化。当时效温度为400℃,随着时效保温时间延长,实验钢中微米级碳化物未发生明显粗化,但分布更加均匀。钢中亚微米级和纳米级的V2C粒子尺寸、体积分数和弥散程度均随时效温度的升高和时效时间的延长而增大,而未经时效处理（UT）的高锰钢中几乎不含有纳米级的V2C粒子。400℃保温24 h处理（AT24）高锰钢的碳化物达到了最佳的析出状态和弥散效果。（2）随着时效温度的增加,高锰钢的屈服强度和加工硬化能力均有明显提升,500T钢的屈服强度为537 MPa,相较于UT钢增加了91 MPa。同时,UT、400T、450T和500T钢的纳米硬度分别为7.67 GPa、8.82 GPa、9.96 GPa和12.33 GPa,杨氏模量分别为235 GPa、240.5 GPa、255.7 GPa和290.6 GPa。500T钢的加工硬化层厚度约为3900μm,是UT钢的2.5倍,其加工硬化指数为0.643。随着时效时间的延长,AT24钢的屈服强度为548 MPa,同时瞬时加工硬化速率达到了极高的75 GPa,展现出了优异的加工硬化能力。AT24钢的纳米硬度和杨氏模量分别为16.86 GPa和370 GPa。高锰钢的沉淀强化增量随着时效温度和时间的增长而增大,500T钢和AT24钢沉淀强化增量分别为:198.05 MPa和277.9 MPa,时效时间处理展现出比时效温度处理更好的强化效应。（3）高锰钢的耐磨性能随着时效温度和保温时间的增长而提高。在冲击磨料磨损的初始阶段,时效温度处理的试样相对于时间显示出更好的耐磨性能。这是因为不同时效温度处理后试样基体中的微米级碳化物尺寸较大,这些具有极高硬度的微米级碳化物附在磨损表面增强了基体抵御微切削的能力。而随着冲击磨损的进行,试样表面因累积了足够的冲击能量,进而产生加工硬化,时效温度处理试样的磨损失重优势减小,而AT24钢获得最佳力学性能和耐磨性。这是因为时效时间处理的试样具有更好析出行为和沉淀强化增量,从而表现出更好的加工硬化能力（高硬度和高屈服强度）,极大地提高了试样的冲击磨损性。（4）微米级碳化物通过抵抗硬质磨粒的微切削作用来提高高锰钢的耐磨性。由于磨损初期高锰钢表面未获得足够的加工硬化,奥氏体基体本身的硬度和屈服强度较低,对微米级碳化物的支撑作用不足,导致碳化物从磨损表面脱离而降低耐磨性。高锰钢经时效处理后,基体中析出的大量纳米级V2C粒子通过对位错运动的阻碍,提高了体基体的屈服强度,进而对微米级碳化物提供更强的支撑作用,最终使高锰钢的耐磨性能大幅度增强。高锰钢的磨损机制由微切削向塑性变形转变。
刘天祥[9]（2021）在《BG800轴承钢耐磨性能与疲劳行为的研究》文中研究说明随航空航天技术的发展,要求轴承钢具有高的强韧性能,高的表面硬度,高的耐磨性以及高的抗疲劳性能。BG800轴承钢作为一种渗碳高温不锈轴承钢能够满足日趋复杂服役环境的需要。对钢中高合金含量、多相组织所导致的复杂磨损现象和疲劳行为等问题,基于组织与性能调控的基础上,进行经渗碳后钢的摩擦磨损试验和旋转弯曲疲劳试验,研究钢的摩擦磨损性能、探究其磨损机理和磨损模式;研究钢的旋转弯曲疲劳性能,探究钢的疲劳性能影响因素,揭示了钢的疲劳裂纹萌生机制和扩展机理。渗碳高温不锈轴承钢的调控微观组织与性能研究表明:试验钢经合适的热处理工艺后获得较好的综合力学性能,抗拉强度、屈服强度、冲击韧性和硬度分别为1913MPa、1523MPa、53J和52.1HRC,钢的显微组织为板条马氏体、残余奥氏体和M6C、M2C型碳化物。M6C和M2C碳化物的尺寸和数量对钢的性能具有显着影响。钢的摩擦磨损试样和疲劳试样渗碳层深度分别达到1.4mm和0.8mm,碳化物主要为M23C6和M6C,疲劳试样表面压应力达到408MPa。渗碳高温不锈轴承钢的摩擦磨损性能与微观机制试验结果表明:加载力增加,稳定磨损阶段摩擦系数减小,磨损模式由粘着磨损变为粘着磨损和M23C6颗粒磨粒磨损,磨损体积显着增加;滑动速度增加,磨损模式未发生改变,磨损体积缓慢增加;建立基于加载力和滑动速度的磨损功耗和磨损体积的模型V=2.83F1.5 5vt。模型计算数值与试验测试数据符合良好。加载力增加,磨损体积呈指数增长。滑动速度增加,磨损体积呈线性倍数增长。不同表面加工精度的渗碳高温不锈轴承钢的旋转弯曲疲劳试验结果表明:钢的试样表面加工精度Ra为1.616μm,其中值疲劳强度达到913.3MPa,疲劳断口的主要起裂方式为表面加工缺陷和次表面碳化物起裂,分别占比71.4%和28.6%。钢的试样表面加工精度Ra为0.545μm,其中值疲劳强度达到1026.7MPa,疲劳断口的起裂方式主要为内部碳化物和表面缺口起裂分布占比70.6%和23.5%。循环次数和应力强度因子与表面缺陷特征尺寸、承载应力有关,其中深犁沟形状涉及应力集中而直接影响疲劳循环次数。GBF区面积与循环次数呈正相关,萌生裂纹的应力强度因子越低,疲劳寿命越高。
蔺健全[10]（2021）在《激光熔覆CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的制备及其组织和性能研究》文中指出高熵合金作为一种新型合金,具有优异的力学性能、耐腐蚀性、高温抗氧化性等。目前,高熵合金已经成为最有发展潜力的材料之一。针对H13钢在用作汽车连杆热锻模时,由于服役条件苛刻造成表面出现热磨损、高温氧化和热疲劳等而失效,导致其使用寿命大大降低。如何提高H13钢的耐磨耐蚀性以及高温抗氧化性,成为提高其使用寿命的关键。因此,本文根据高熵合金的设计理念,采用激光熔覆在H13钢表面制备CoCrFeMnNi高熵合金涂层,通过添加不同含量的B元素（x=0、0.2、0.4、0.6、0.8 at%）研究了CoCrFeMnNiBx高熵合金的显微组织、相结构、力学性能、耐磨性能和高温抗氧化性,得到以下研究结果。CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层具有典型的树枝晶组织和枝晶间组织,无B添加时,树枝晶组织为多主元结构的FCC相,枝晶间组织为富Mn的共晶组织。添加B元素后,树枝晶组织仍然以多主元的FCC作为基体相,从枝晶间组织中析出了条状的富Cr的M2B相（M主要为Cr、Fe）。随着B元素不断增加,M2B相组织由细条状的（Cr,Fe）2B变为粗条状的Cr2B相组织。采用纳米压痕对CoCrFeMnNi B0.8涂层组织中的基体相和M2B相的力学性质进行了分析,发现涂层组织中的M2B相的平均杨氏模量和硬度值分别达到了329.71 GPa和14.69 GPa,分别是基体相的1.5倍和3.12倍。CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的硬度和耐磨性随着B含量的增加而升高。当不添加B时,高熵合金涂层的硬度仅为192.38 HV0.2,相对耐磨性为122.93 m/mm3;当x=0.8时,合金硬度和相对耐磨性分别是未加B时的3.85倍和2.19倍。磨损机理主要由氧化磨损和粘着磨损转变为粘着磨损。CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的高温抗氧化性介于完全抗氧化性与不抗氧化层性之间。氧化层的结构主要由氧化层外层、氧化层内层和扩散层组成,氧化层较为疏松,对合金的抗氧化产生不利影响,氧化层较为致密,阻止氧化的进一步发生,扩散层主要是含Fe、Cr的氧化物与合金基体接触的部分主要是含M2B的微突起,对氧化层起到钉扎作用,对抗氧化起到一定积极作用。
二、磨料磨损时化学成分和组织对钢的耐磨性的影响（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、磨料磨损时化学成分和组织对钢的耐磨性的影响（论文提纲范文）
（1）Fe-C-Mo-V堆焊合金磨粒磨损行为研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 第1章 引言 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 Fe-C-Cr系和Fe-C-Mo系高合金钢组织性能 |
| 1.3 材料的磨粒磨损 |
| 1.3.1 磨粒磨损的定义及分类 |
| 1.3.2 磨粒磨损机理 |
| 1.3.3 影响磨粒磨损的因素 |
| 1.4 含钒高合金钢研究现状 |
| 1.4.1 含钒高合金钢组织及性能 |
| 1.4.2 含钒高合金钢磨损行为 |
| 1.5 研究内容及意义 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.6 技术路线 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 焊接工艺设计 |
| 2.2.2 取样尺寸设计 |
| 2.2.3 磨损试验设计 |
| 2.2.3.1 动载冲击磨损试验 |
| 2.2.3.2 环块三体磨损试验 |
| 2.2.3.3 干砂橡胶轮磨损试验 |
| 2.2.4 测试分析方法 |
| 2.2.4.1 成分分析 |
| 2.2.4.2 显微组织分析 |
| 2.2.4.3 磨痕形貌分析 |
| 2.2.4.4 显微硬度分析 |
| 2.3 试验设备 |
| 2.3.1 焊接设备 |
| 2.3.2 磨损试验机 |
| 2.3.3 检测表征仪器及设备 |
| 第3章 Fe-C-Mo-V堆焊合金熔敷金属显微组织及性能研究 |
| 3.1 熔敷金属显微组织分析 |
| 3.1.1 熔敷金属化学成分分析 |
| 3.1.2 相关物相焊接冶金反应热力学分析 |
| 3.1.3 熔敷金属物相组成分析 |
| 3.1.3.1 OM分析 |
| 3.1.3.2 XRD结果分析 |
| 3.1.3.3 显微硬度测量 |
| 3.1.3.4 SEM/EDS分析 |
| 3.1.3.5 熔敷金属物相体积百分数测量 |
| 3.2 Fe-C-Mo-V堆焊合金和Fe-C-Cr-Nb堆焊合金硬度对比 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 冲击磨粒环境下材料的磨损行为研究 |
| 4.1 动载冲击磨损试验结果 |
| 4.2 动载冲击磨损试验结果分析 |
| 4.2.1 磨痕宏观形貌分析 |
| 4.2.2 磨痕3D形貌分析 |
| 4.2.3 磨痕微观形貌分析 |
| 4.2.4 磨损前后表面硬度变化 |
| 4.2.5 磨痕亚表面组织形貌分析 |
| 4.2.6 磨损机理分析 |
| 4.3 Fe-C-Mo-V堆焊合金和Fe-C-Cr-Nb堆焊合金耐磨性对比 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 滑动磨粒环境下材料的磨损行为研究 |
| 5.1 环块三体磨损试验结果 |
| 5.2 环块三体磨损试验结果分析 |
| 5.2.1 磨痕宏观形貌分析 |
| 5.2.2 磨痕3D形貌分析 |
| 5.2.2.1 研磨区磨痕3D形貌 |
| 5.2.2.2 滑动磨损区磨痕3D形貌 |
| 5.2.2.3 研磨区磨痕深度及面积测量 |
| 5.2.2.4 研磨区与滑动磨损区磨痕粗糙度测量 |
| 5.2.3 磨痕表面微观组织形貌分析 |
| 5.2.3.1 磨痕研磨区SEM |
| 5.2.3.2 磨痕滑动磨损区SEM |
| 5.2.4 磨损前后表面硬度变化 |
| 5.2.5 磨痕亚表面组织形貌分析 |
| 5.2.5.1 磨痕研磨区亚表面SEM |
| 5.2.5.2 磨痕滑动磨损区亚表面SEM |
| 5.2.6 磨损机理分析 |
| 5.3 Fe-C-Mo-V堆焊合金和Fe-C-Cr-Nb堆焊合金耐磨性对比 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 滚动磨粒环境下材料的磨损行为研究 |
| 6.1 干砂橡胶轮磨损试验结果 |
| 6.2 干砂橡胶轮磨损试验结果分析 |
| 6.2.1 磨痕宏观形貌分析 |
| 6.2.2 磨痕3D形貌分析 |
| 6.2.3 磨痕最深处微观组织形貌分析 |
| 6.2.4 磨痕最深处硬度变化 |
| 6.2.5 磨痕最深处亚表面组织形貌分析 |
| 6.2.6 磨损机理分析 |
| 6.3 Fe-C-Mo-V堆焊合金和Fe-C-Cr-Nb堆焊合金耐磨性对比 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间发表的学术论文与研究成果 |
（2）陶瓷颗粒增强高铬铸铁基复合材料堆焊工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 引言 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 陶瓷颗粒增强金属基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 陶瓷颗粒增强金属基复合材料概述 |
| 1.2.2 常用金属基体及陶瓷颗粒特点 |
| 1.2.3 陶瓷颗粒增强金属基复合材料的制备 |
| 1.2.4 陶瓷颗粒增强高铬铸铁基复合材料的界面特性 |
| 1.3 立磨磨辊的发展 |
| 1.4 PRHC可焊性分析 |
| 1.5 研究内容及意义 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.6 技术路线 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验母材 |
| 2.1.2 焊丝材料 |
| 2.2 焊接设备及焊接实验过程 |
| 2.2.1 焊接设备 |
| 2.2.2 焊接实验过程 |
| 2.2.2.1 焊前处理 |
| 2.2.2.2 焊接过程 |
| 2.3 宏观形貌分析 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.4.1 金相试样制备 |
| 2.4.2 OM分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜/能谱仪分析 |
| 2.4.4 体积百分数测定 |
| 2.5 裂纹检测 |
| 2.6 硬度测试 |
| 2.6.1 维氏硬度测试 |
| 2.6.2 洛氏硬度测试 |
| 第3章 高铬铸铁堆焊工艺研究 |
| 3.1 高铬铸铁、焊接材料及热影响区显微组织分析 |
| 3.1.1 高铬铸铁化学成分分析 |
| 3.1.2 高铬铸铁硬度及显微组织分析 |
| 3.1.3 熔敷金属化学成分分析 |
| 3.1.4 熔敷金属硬度及显微组织分析 |
| 3.1.5 热影响区显微组织分析 |
| 3.2 正交实验设计 |
| 3.2.1 各因素水平的选择 |
| 3.2.2 正交试验优选标准 |
| 3.3 实验结果及分析 |
| 3.3.1 裂纹着色探伤实验结果 |
| 3.3.2 显微组织分析 |
| 3.3.3 洛氏硬度测试结果 |
| 3.3.4 正交试验数据分析 |
| 3.4 实验结果验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 层间温度对复合材料显微组织及界面结合性的影响 |
| 4.1 层间温度对复合材料界面结合形貌的影响 |
| 4.1.1 复合材料界面分类及作用 |
| 4.1.2 焊前复合材料裂纹分析 |
| 4.1.3 焊前显微组织分析 |
| 4.1.4 焊后复合材料裂纹分析 |
| 4.1.5 宏观形貌分析 |
| 4.2 层间温度对复合材料显微组织的影响 |
| 4.2.1 热影响区显微组织分析 |
| 4.2.2 复合材料界面结合性分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 热源距离对复合材料显微组织及界面结合性的影响 |
| 5.1 热源距离对复合材料界面结合形貌的影响 |
| 5.1.1 焊前复合材料裂纹分析 |
| 5.1.2 焊前显微组织分析 |
| 5.1.3 焊后复合材料裂纹分析 |
| 5.1.4 宏观形貌分析 |
| 5.2 热源距离对复合材料显微组织的影响 |
| 5.2.1 热影响区显微组织分析 |
| 5.2.2 复合材料界面结合性分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间发表的学术论文与研究成果 |
（3）铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 铝及铝合金表面改性技术 |
| 1.2.1 阳极氧化 |
| 1.2.2 电镀、化学镀 |
| 1.2.3 热喷涂 |
| 1.2.4 微弧氧化 |
| 1.2.5 激光表面改性 |
| 1.3 铝合金表面激光合金化技术的研究进展 |
| 1.3.1 激光合金化工艺 |
| 1.3.2 涂层材料设计原则 |
| 1.3.3 合金化层材料体系 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 涂层材料 |
| 2.2 激光合金化试验 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 预置涂层制备 |
| 2.2.3 激光合金化 |
| 2.3 材料表征与性能测试 |
| 2.3.1 金相试样制备 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 电子探针分析 |
| 2.3.4 X射线衍射分析 |
| 2.3.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.6 显微硬度测试 |
| 2.3.7 磨损试验 |
| 2.3.8 三维磨损形貌分析 |
| 第3章 Fe-Al合金化层的微观组织和耐磨性能 |
| 3.1 涂层材料设计 |
| 3.2 激光合金化Fe-Al涂层的组织与性能 |
| 3.2.1 合金化层的物相组成 |
| 3.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 3.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.3 激光合金化JG-3 Fe基合金涂层的组织与性能 |
| 3.3.1 试验设计及初步分析 |
| 3.3.2 合金化层的物相分析 |
| 3.3.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.3.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 激光合金化Fe基合金-B_4C-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 4.1 B_4C添加量对合金化层的影响 |
| 4.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 4.1.2 合金化层的物相组成 |
| 4.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 4.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 4.2.1 正交试验设计 |
| 4.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 4.2.3 合金化层的物相组成 |
| 4.2.4 合金化层的微观组织结构 |
| 4.2.5 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.3 合金化层中TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.3.1 TiB_2/TiC复合组织的TEM分析 |
| 4.3.2 TiB_2/TiC界面错配度计算 |
| 4.3.3 TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 激光合金化Fe基合金-BN-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 5.1 BN添加量对合金化层的影响 |
| 5.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 5.1.2 合金化层的物相组成 |
| 5.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 5.2.1 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 5.2.2 合金化层的物相组成 |
| 5.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.3 合金化层中TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.3.1 TiN/AlN复合组织的TEM分析 |
| 5.3.2 TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 本文的主要创新点 |
| 攻读博士学位期间的学术成果和获奖情况 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（5）低合金高强度复相耐磨钢组织性能调控及耐磨机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 低合金耐磨钢概述 |
| 1.3 低合金耐磨钢性能要求 |
| 1.3.1 硬度 |
| 1.3.2 韧塑性 |
| 1.3.3 我国耐磨钢性能标准 |
| 1.4 低合金耐磨钢研究现状 |
| 1.4.1 马氏体耐磨钢研究 |
| 1.4.2 贝氏体耐磨钢研究 |
| 1.4.3 复相耐磨钢研究 |
| 1.4.4 合金化元素在钢中的作用 |
| 1.5 磨损机理 |
| 1.5.1 磨料磨损 |
| 1.5.2 腐蚀磨损 |
| 1.5.3 疲劳磨损 |
| 1.5.4 冲蚀磨损 |
| 1.5.5 黏着磨损 |
| 1.6 耐磨钢存在的问题 |
| 1.7 本文研究意义 |
| 第2章 实验材料成分、组织设计及研究方法 |
| 2.1 实验钢成分设计 |
| 2.1.1 引言 |
| 2.1.2 成分设计 |
| 2.2 低合金耐磨钢显微组织设计 |
| 2.2.1 显微组织设计依据 |
| 2.2.2 贝氏体耐磨钢及贝氏体为主复相耐磨钢 |
| 2.2.3 直接淬火马氏体耐磨钢 |
| 2.3 轧制及热处理 |
| 2.3.1 轧制冷却工艺 |
| 2.3.2 轧后热处理 |
| 2.3.3 回火处理 |
| 2.4 数据处理 |
| 2.4.1 MUCG83与JMat Pro7.0 |
| 2.4.2 Origin Pro9.0 |
| 2.4.3 其他数据处理及图像处理软件 |
| 2.5 主要实验设备 |
| 2.5.1 热模拟实验 |
| 2.5.2 光学显微组织观察 |
| 2.5.3 扫描电镜 |
| 2.5.4 透射电镜 |
| 2.5.5 X射线衍射物相分析 |
| 2.5.6 X射线衍射应力检测 |
| 2.5.7 力学性能检测 |
| 2.5.8 三体冲击磨料磨损 |
| 第3章 合金元素Cr、Ni对贝氏体耐磨钢组织和性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Cr、Ni贝氏体耐磨钢轧制冷却及轧后组织性能 |
| 3.2.1 实验工艺 |
| 3.2.2 结果与讨论 |
| 3.3 Cr、Ni元素对贝氏体耐磨钢中贝氏体相变及力学性能影响 |
| 3.3.1 实验工艺 |
| 3.3.2 结果与讨论 |
| 3.4 合金元素Ni对不同冷却方式贝氏体耐磨钢低温冲击韧性影响 |
| 3.4.1 实验工艺 |
| 3.4.2 结果与讨论 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 贝氏体/马氏体复相耐磨钢组织、力学性能控制及磨损机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 连续冷却工艺对贝氏体/马氏体复相耐磨钢组织与性能影响 |
| 4.2.1 实验工艺 |
| 4.2.2 结果与讨论 |
| 4.3 等温淬火工艺对贝氏体/马氏体复相耐磨钢组织与性能影响规律 |
| 4.3.1 实验工艺 |
| 4.3.2 结果与讨论 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 高Si无碳化物低合金贝氏体耐磨钢制备与组织性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 低合金贝氏体耐磨钢轧制冷却处理 |
| 5.2.1 实验工艺 |
| 5.2.2 结果与讨论 |
| 5.3 低合金贝氏体耐磨钢回火工艺研究 |
| 5.3.1 实验工艺 |
| 5.3.2 结果与讨论 |
| 5.4 等温淬火工艺对低合金贝氏体耐磨钢组织性能影响规律 |
| 5.4.1 实验工艺 |
| 5.4.2 结果与讨论 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 不同工艺低合金耐磨钢残余应力与组织性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 淬火温度对马氏体耐磨钢组织、硬度及残余应力的影响 |
| 6.2.1 实验工艺 |
| 6.2.2 实验结果 |
| 6.3 淬火终点温度对马氏体耐磨钢组织、硬度及残余应力的影响 |
| 6.3.1 实验工艺 |
| 6.3.2 实验结果 |
| 6.4 在线直接淬火马氏体耐磨钢组织性能分析 |
| 6.4.1 实验工艺 |
| 6.4.2 结果与讨论 |
| 6.5 小结 |
| 第7章 低合金贝氏体耐磨钢磨损机理影响研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 低合金贝氏体耐磨钢回火处理磨损性能 |
| 7.2.1 单周期磨损量 |
| 7.2.2 累计磨损量 |
| 7.2.3 磨损形貌 |
| 7.2.4 相对耐磨性 |
| 7.3 低合金贝氏体耐磨钢等温淬火处理磨损性能 |
| 7.3.1 单周期磨损量 |
| 7.3.2 累积磨损量 |
| 7.3.3 磨损形貌 |
| 7.3.4 相对耐磨性 |
| 7.4 小结 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 课题展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 1.科研成果 |
| 2.获奖情况 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（6）超高铬高碳双相钢的腐蚀磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 金属腐蚀概述 |
| 1.3 金属的磨损类型及影响因素 |
| 1.3.1 金属的磨损类型 |
| 1.3.2 影响因素 |
| 1.4 高铬合金概述 |
| 1.4.1 高铬合金 |
| 1.4.2 高铬合金的腐蚀磨损性能研究 |
| 1.4.3 超高铬高碳双相钢的腐蚀磨损性能研究现状 |
| 1.5 研究目的及内容 |
| 2 实验材料、设备及实验分析方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 合金与PEEKCA30 |
| 2.1.2 腐蚀液及磨损介质 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验方法及性能表征 |
| 2.3.1 腐蚀性能测试 |
| 2.3.2 磨损性能测试 |
| 2.3.3 分析表征方法 |
| 3 铸造凝固速度对超高铬高碳双相钢的固溶组织性能的影响 |
| 3.1 超高铬高碳双相钢的铸态组织分析 |
| 3.2 合金的固溶组织及性能分析 |
| 3.2.1 EPMA形貌观察与组织分析 |
| 3.2.2 合金的力学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 合金的腐蚀性能 |
| 4.1 合金的化学腐蚀性能 |
| 4.1.1 温度对合金化学腐蚀性能的影响 |
| 4.1.2 浸泡时间对合金化学腐蚀性能的影响 |
| 4.2 合金的电化学腐蚀性能 |
| 4.2.1 合金在硼酸溶液中的电化学腐蚀性能 |
| 4.2.2 合金在3.5%的Na Cl溶液中的电化学腐蚀性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 合金摩擦学性能 |
| 5.1 合金的干摩擦学性能 |
| 5.1.1 摩擦系数 |
| 5.1.2 磨痕轮廓及磨损体积 |
| 5.1.3 比磨损率 |
| 5.1.4 磨痕微观形貌 |
| 5.2 合金的水润滑摩擦学性能 |
| 5.2.1 不同载荷条件下的摩擦磨损性能 |
| 5.2.2 不同滑动速度下的摩擦磨损性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（7）TA2工业纯钛盐浴碳氮铬钒共渗工艺研究与机理分析（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 钛及钛合金 |
| 1.2.1 钛合金特性 |
| 1.2.2 钛合金的应用 |
| 1.3 钛合金的摩擦磨损 |
| 1.3.1 金属的摩擦磨损 |
| 1.3.2 钛合金的摩擦磨损 |
| 1.4 钛合金的空蚀 |
| 1.4.1 金属材料的空蚀 |
| 1.4.2 钛合金的空蚀研究 |
| 1.5 盐浴碳氮铬钒复合共渗处理 |
| 1.5.1 盐浴碳氮共渗处理 |
| 1.5.2 TD处理 |
| 1.5.3 盐浴碳氮铬钒复合共渗 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第二章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 复合共渗试验材料及设备 |
| 2.3 复合共渗试验工艺流程 |
| 2.4 研究方法及相关设备 |
| 2.4.1 显微硬度分析 |
| 2.4.2 金相显微组织、渗层形貌与表面粗糙度分析 |
| 2.4.3 XRD物相分析和EDS元素分析 |
| 2.4.4 摩擦磨损性能分析 |
| 2.4.5 抗空蚀性能分析 |
| 2.4.6 耐腐蚀性能分析 |
| 2.4.7 拉伸性能分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 复合共渗层特性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 显微硬度分析 |
| 3.2.1 共渗时间与共渗温度对渗层硬度的影响 |
| 3.2.2 横截面渗层硬度分布 |
| 3.2.3 工艺参数优化 |
| 3.3 复合共渗层形貌分析 |
| 3.3.1 表面形貌分析 |
| 3.3.2 横截面形貌分析 |
| 3.3.3 表面粗糙度分析 |
| 3.4 成分分析 |
| 3.4.1 XRD物相分析 |
| 3.4.2 EDS表面能谱分析 |
| 3.5 盐浴复合共渗机理 |
| 3.5.1 扩散激活能与扩散方程 |
| 3.5.2 反应机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 表面摩擦磨损性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 载荷对摩擦磨损性能影响 |
| 4.2.1 摩擦系数 |
| 4.2.2 比磨损率 |
| 4.2.3 磨痕形貌 |
| 4.2.4 三维磨损形貌 |
| 4.3 滑动速度对摩擦磨损性能影响 |
| 4.3.1 摩擦系数 |
| 4.3.2 比磨损率 |
| 4.3.3 磨痕形貌 |
| 4.3.4 三维磨损形貌 |
| 4.4 润滑条件对摩擦磨损性能影响 |
| 4.4.1 摩擦系数 |
| 4.4.2 比磨损率 |
| 4.4.3 磨痕形貌 |
| 4.4.4 三维磨损形貌 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 抗空蚀性能、耐腐蚀性能及拉伸性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 抗空蚀性能分析 |
| 5.2.1 空蚀失重分析 |
| 5.2.2 空蚀形貌分析 |
| 5.3 耐腐蚀性能分析 |
| 5.4 拉伸性能分析 |
| 5.4.1 拉伸性能分析 |
| 5.4.2 拉伸断口形貌与金相显微形貌 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录:作者在攻读硕士学位期间发表的论文 |
（8）时效处理Fe-0.88C-17Mn钢的碳化物析出行为及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 高锰钢的发展 |
| 1.2 高锰钢的组织与性能 |
| 1.2.1 高锰钢的显微组织 |
| 1.2.2 高锰钢中碳化物的分类及强化机理 |
| 1.2.3 高锰钢的力学性能 |
| 1.3 高锰钢的时效处理 |
| 1.3.1 时效强化机理 |
| 1.3.2 时效分类 |
| 1.4 高锰钢的加工硬化及机制 |
| 1.4.1 形变诱发马氏体相变硬化机制 |
| 1.4.2 孪晶硬化机制 |
| 1.4.3 位错硬化机制 |
| 1.4.4 动态应变时效硬化机制 |
| 1.4.5 综合作用硬化机制 |
| 1.4.6 Fe-Mn-C原子团硬化机制 |
| 1.5 高锰钢的磨损性能 |
| 1.6 本文研究内容及意义 |
| 第二章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料制备 |
| 2.2 热处理工艺流程 |
| 2.2.1 不同时效温度处理工艺 |
| 2.2.2 不同时效时间处理工艺 |
| 2.3 显微组织表征 |
| 2.3.1 化学成分检测 |
| 2.3.2 金相(OM)组织分析 |
| 2.3.3 扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.3.4 电子探针(EPMA)分析 |
| 2.3.5 透射电镜(TEM)分析 |
| 2.4 力学性能表征 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸性能测试 |
| 2.4.3 冲击韧性测试 |
| 2.4.4 微观性能测试 |
| 2.5 耐磨性能分析 |
| 2.5.1 冲击磨料磨损测试 |
| 2.5.2 加工硬化性能分析 |
| 2.5.3 磨损形貌及磨损机理分析 |
| 第三章 时效温度对高锰钢碳化物析出行为及性能的影响 |
| 3.1 不同时效温度处理高锰钢碳化物析出行为的变化 |
| 3.2 不同时效温度处理高锰钢力学性能变化 |
| 3.2.1 高锰钢的宏观力学性能分析 |
| 3.2.2 高锰钢微观力学性能分析 |
| 3.3 不同时效温度处理高锰钢冲击磨料磨损性能的变化 |
| 3.3.1 加工硬化性能与耐磨性能分析 |
| 3.3.2 磨损表面形貌分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 时效时间对高锰钢碳化物析出行为及性能的影响 |
| 4.1 不同时效时间处理高锰钢碳化物析出行为的变化 |
| 4.2 不同时效时间处理高锰钢力学性能的变化 |
| 4.2.1 高锰钢宏观力学性能分析 |
| 4.2.2 冲击韧性断口分析 |
| 4.2.3 微观力学性能分析 |
| 4.3 不同时效时间处理高锰钢冲击磨料磨损性能的变化 |
| 4.3.1 耐磨性能分析 |
| 4.3.2 磨损表面形貌分析 |
| 4.3.3 高锰钢冲击磨料磨损机理探究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录A 攻读硕士学位期间的研究成果 |
| 附录B 攻读硕士学位期间的获奖情况 |
（9）BG800轴承钢耐磨性能与疲劳行为的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 轴承钢的发展与研究现状 |
| 1.2.1 渗碳轴承钢 |
| 1.2.2 高温轴承钢 |
| 1.2.3 不锈轴承钢 |
| 1.3 轴承钢渗碳技术的发展 |
| 1.4 轴承钢的摩擦磨损性能 |
| 1.5 轴承钢的旋转弯曲疲劳性能 |
| 1.5.1 疲劳裂纹的萌生与扩展 |
| 1.5.2 疲劳性能的影响因素 |
| 1.6 课题研究的意义和内容 |
| 1.6.1 课题研究的目的和意义 |
| 1.6.2 课题研究的主要内容 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料及试样制备 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试样制备 |
| 2.2 试验仪器及试验方法 |
| 2.2.1 力学性能测试 |
| 2.2.2 组织观察 |
| 2.2.3 物相分析及残余应力测定 |
| 2.2.4 摩擦磨损试验 |
| 2.2.5 旋转弯曲疲劳试验 |
| 第三章 渗碳不锈轴承钢组织与力学性能变化规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热处理工艺对钢的组织及力学性能影响 |
| 3.2.1 淬火温度对钢的组织和力学性能影响 |
| 3.2.2 回火温度对钢的组织和力学性能影响 |
| 3.3 试验钢的显微组织与力学性能的影响行为 |
| 3.3.1 不同热处理工艺下钢的晶粒度 |
| 3.3.2 M6C型碳化物的强化作用 |
| 3.3.3 M2C型碳化物的强化作用 |
| 3.4 试验钢的渗碳渗层的硬度分布及组织特征 |
| 3.4.1 摩擦磨损试样渗碳层硬度分布 |
| 3.4.2 摩擦磨损试样有效渗层显微组织 |
| 3.4.3 旋转弯曲疲劳试样渗层硬度分布 |
| 3.4.4 旋转弯曲疲劳试样渗层组织特征 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 渗碳不锈轴承钢的摩擦磨损性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 轴承钢的摩擦磨损性能分析 |
| 4.2.1 钢的摩擦系数 |
| 4.2.2 加载力对钢的摩擦磨损性能的影响 |
| 4.2.3 滑动速度对钢的摩擦磨损性能的影响 |
| 4.2.4 钢的磨损功耗与磨损机制 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 渗碳不锈轴承钢的旋转弯曲疲劳性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 钢的夹杂和表面加工状态 |
| 5.3 钢的旋转弯曲疲劳性能 |
| 5.3.1 旋转弯曲疲劳强度 |
| 5.3.2 疲劳断口形貌 |
| 5.4 疲劳裂纹萌生与扩展 |
| 5.4.1 疲劳裂纹的萌生 |
| 5.4.2 疲劳裂纹的扩展 |
| 5.5 表面缺陷对疲劳性能的影响 |
| 5.6 渗层碳化物对疲劳性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录:攻读硕士期间发表论文 |
（10）激光熔覆CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的制备及其组织和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金概述 |
| 1.2.1 高熵合金的定义 |
| 1.2.2 高熵合金的理论基础 |
| 1.2.3 高熵合金的四大效应 |
| 1.3 高熵合金的相结构和判断依据 |
| 1.3.1 高熵合金的相结构 |
| 1.3.2 高熵合金相形成判据 |
| 1.4 高熵合金的制备方法 |
| 1.4.1 高熵合金块体的制备方法 |
| 1.4.2 高熵合金粉末的制备方法 |
| 1.4.3 高熵合金薄膜和涂层的制备方法 |
| 1.5 高熵合金涂层的研究进展 |
| 1.6 本论文研究目的及内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 1.6.3 技术路线 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 高熵合金涂层成分设计 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 基体材料 |
| 2.2.2 涂层材料 |
| 2.3 粉末的预置 |
| 2.4 激光熔覆实验设备 |
| 2.5 涂层组织结构分析 |
| 2.5.1 涂层XRD物相分析 |
| 2.5.2 涂层组织及成分分析 |
| 2.6 涂层的性能测试 |
| 2.6.1 显微硬度测试 |
| 2.6.2 纳米压痕测试 |
| 2.6.3 摩擦磨损测试 |
| 2.6.4 高温抗氧化性能测试 |
| 第三章 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的组织和力学性能 |
| 3.1 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的宏观形貌 |
| 3.2 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的相结构 |
| 3.3 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的微观组织及微区成分 |
| 3.3.1 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的显微组织 |
| 3.3.2 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的微区成分分析 |
| 3.4 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的显微硬度 |
| 3.5 纳米压痕研究M_2B相的力学性质 |
| 3.6 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的摩擦磨损性能 |
| 3.6.1 涂层的摩擦磨损性能分析 |
| 3.6.2 涂层的磨损形貌及磨损机理分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的高温抗氧化性能 |
| 4.1 CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的氧化动力学 |
| 4.1.1 高熵合金涂层的氧化动力学 |
| 4.1.2 高熵合金涂层的氧化动力学方程 |
| 4.2 涂层表面的氧化产物研究 |
| 4.2.1 涂层氧化产物的相结构分析 |
| 4.2.2 涂层氧化后的微观表面形貌以及成分分析 |
| 4.2.3 涂层氧化后的微观截面形貌以及成分分析 |
| 4.3 涂层的高温抗氧化机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读学位期间获得研究成果 |
四、磨料磨损时化学成分和组织对钢的耐磨性的影响（论文参考文献）
- [1]Fe-C-Mo-V堆焊合金磨粒磨损行为研究[D]. 段嘉旭. 机械科学研究总院, 2021(01)
- [2]陶瓷颗粒增强高铬铸铁基复合材料堆焊工艺研究[D]. 韩佳源. 机械科学研究总院, 2021(01)
- [3]铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能[D]. 迟一鸣. 山东大学, 2021(10)
- [4]超声滚压对316L不锈钢和Mg-Al-Zn镁合金微观组织及性能的影响研究[D]. 王从. 中国矿业大学, 2021
- [5]低合金高强度复相耐磨钢组织性能调控及耐磨机理研究[D]. 姚耔杉. 武汉科技大学, 2021(01)
- [6]超高铬高碳双相钢的腐蚀磨损性能研究[D]. 柳茂. 大连理工大学, 2021(01)
- [7]TA2工业纯钛盐浴碳氮铬钒共渗工艺研究与机理分析[D]. 陈东旭. 江南大学, 2021(01)
- [8]时效处理Fe-0.88C-17Mn钢的碳化物析出行为及力学性能研究[D]. 葛茹. 昆明理工大学, 2021(01)
- [9]BG800轴承钢耐磨性能与疲劳行为的研究[D]. 刘天祥. 昆明理工大学, 2021(01)
- [10]激光熔覆CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的制备及其组织和性能研究[D]. 蔺健全. 昆明理工大学, 2021(01)