一、热处理淬火所产生缺陷的分析(二)（论文文献综述）
赵顺利[1]（2017）在《喷射成形高合金高速钢的组织与性能研究》文中指出高速钢的生产目前大多采用常规铸造或电渣重熔的方法,再经过大变形量锻造或轧制以及复杂的热处理来改善钢中碳化物的尺寸与分布。但常规铸造或电渣重熔的冷却速度较慢,易导致偏析和碳化物粗大等问题,难以生产高品质高合金高速钢。ASP30高速钢是一种钴合金化粉末冶金高速钢,高达8.5%的含钴量对红硬性、硬度、抗回火性以及弹性模量有着显着的影响,因其综合性能优良,目前广泛应用于高端工具和模具。该产品目前只能采用粉末冶金工艺生产。本文选用瑞典UDDEHOLM公司生产的粉末冶金ASP30高速钢作为对比材料,采用宝钢100Kg喷射成形设备制备与ASP30同成分高速钢,简称喷射成形A30高速钢（SF A30）。在此基础上分析了喷射成形A30高速钢的微观组织及形成特点,揭示其细化机理,同时对存在的缺陷及相关原因进行分析研究。通过热模拟和热加工改善喷射成形A30高速钢的组织,得到优化的控制参数,并对其热处理后的性能进行研究,通过与ASP30高速钢的组织和性能进行对比,喷射成形工艺相对于粉末冶金工艺简单、流程短、成本低,证明了利用喷射成形制备高合金高速钢的可行性。喷射成形A30高速钢为晶粒细小、晶粒在8-20μm左右分布均匀的等轴晶组织;其微观组织由马氏体、残余奥氏体以及MC、M2C及M6C型碳化物组成。碳化物主要有两种形态:一种是尺寸在2μm左右的细小碳化物颗粒多沿晶界分布,另一种是呈针条状分布在晶界处,因锭坯尺寸比较大,后续冷却速度较慢,在基体中存在网状碳化物。喷射成形工艺所具有的快速凝固特点是喷射成形A30高速钢组织细化的关键因素;此外在雾化沉积过程中先凝固颗粒的形核作用以及凝固过程中先析出的MC碳化物限制了枝晶的生长,从而细化晶粒。但在喷射成形A30高速钢锭坯中存在少量缺陷,主要是因为雾化气体溶入沉积坯形成的气孔以及固态颗粒引起的填充间隙以及锭坯冷却过程引起的热裂。喷射成形A30高速钢在450℃时比铸态高速钢多一个放热峰,说明喷射成形工艺具有较高的冷却速度,固溶了较多合金元素,当加热到450℃时,合金元素获得足够能量并从基体析出。加热到650-700℃之间时残余奥氏体开始分解,加热到850℃铁素体向奥氏体转变反应达到最剧烈的阶段,而在1150℃附近对应于碳化物向奥氏体中的回溶。热压缩模拟实验表明喷射成形A30高速钢在950-1100℃温度范围内的真应力-应变曲线均为典型的再结晶曲线。当变形温度一定,变形速率越高,流变应力越大;变形速率一定,流变应力随着变形温度的升高而降低。热拉伸实验也进一步证实喷射成形A30高速钢在1000-1100℃具有良好的塑性。热压缩可以有效消除网状碳化物,细化晶粒,改善碳化物的形状和分布。热变形温度和变形量是决定喷射成形A30高速钢变形及球化退火后碳化物形貌、尺寸、分布的关键因素。喷射成形A30高速钢的最佳轧制温度区间为1000-1100℃。喷射成形A30高速钢的锻造及退火工艺组合参数为:在1120-1150℃温度范围内加热,始锻温度为1120℃,终锻温度为950℃,然后在880℃球化退火处理。当锻造比达到8以上时所得到的喷射成形A30高速钢的碳化物细小均匀,与ASP30高速钢相当。喷射成形A30高速钢在1100-1180℃的淬火区间内,530-580℃的回火温度区间内,喷射成形A30高速钢的硬度随着淬火温度的升高而增加,随着回火温度的升高而降低。其冲击韧性在560℃回火时最佳,说明在560℃左右回火,既可以保证硬度又可以保证韧性。同时喷射成形A30高速钢具有良好的抗回火性,尤其是在510℃回火12 h,在马氏体基体上析出大量细小弥散分布的二次碳化物,导致硬度增加。经相同热处理后的喷射成形A30高速钢的韧性低于ASP30高速钢,主要是与喷射成形A30的锻造工艺、碳化物形状、尺寸、分布以及氧氮等有关。经过加大锻造比及氧含量的控制,在喷射成形A30高速钢硬度稍高于ASP30高速钢的情况下,喷射成形A30高速钢的抗弯强度与ASP30高速钢相当,说明喷射成形A30高速钢经过严格控制可达到与ASP30高速钢相当的水平。经相同淬回火工艺处理的喷射成形A30高速钢与ASP30高速钢试样在滑动摩擦磨损过程中的主要磨损机制为磨粒磨损。在磨损过程中,基体中的高硬度碳化物有效抵御磨损,但喷射成形A30高速钢表面出现碳化物脱落现象。喷射成形A30高速钢内合理的碳化物尺寸以及分布有效提高了材料的耐磨性,在相同条件下喷射成形A30高速钢的耐磨性比ASP30高速钢提高了50%左右。喷射成形A30高速钢制备的铣刀在不同深冷热处理工艺并进行性能测试,结果表明喷射成形A30高速钢在一次回火后进行深冷处理得到的材料硬度最高,较其他工艺得到的材料硬度提高约1 HRC左右。并且一次回火后深冷处理对刀具的寿命提高最为显着,可提高35.88%。组织内碳化物形状与分布对铣刀的寿命有重要的影响,再加上深冷处理时残余奥氏体的转变以及从马氏体中弥散析出的大量的微细碳化物产生弥散强化,提高了材料的机械性能。
陈奎明[2]（2019）在《蠕墨铸铁激光熔覆表面强化工艺研究》文中认为近年来蠕墨铸铁的应用得到了长足的发展,蠕墨铸铁是一种石墨形态介于球状和片状之间的新型铸铁材料,由于它既有接近于球墨铸铁的力学性能,又有与灰口铸铁相似的良好铸造性能和导热性,因而颇受材料研究者关注,已成为发动机等关键部件的首选材料。体积小、重量轻、转速高、功率大的车辆发动机已经成为一种发展趋势,但所带来的热负荷、机械负荷在局部区域已逐渐接近或超过蠕墨铸铁材料的使用极限,局部表面强化的需求愈加强烈。对于蠕墨铸铁表面单一的激光淬火、激光熔凝、激光熔覆等表面强化工艺极易产生裂纹、气孔等缺陷。为减少以及避免缺陷的产生,本文采用激光熔凝和激光熔覆相结合的方式对蠕墨铸铁进行表面改性。本文以蠕墨铸铁作为实验对象,采用CO2激光作为热源,先对蠕墨铸铁表面进行激光熔凝处理,通过改变激光功率及扫描速度的方法,分析不同工艺参数下对熔凝层宏观形貌、微观组织及表面裂纹缺陷的影响。在无缺陷的熔凝层试样件上进行激光熔覆具有优良韧性的Ni201粉末作为中间连接层,采用正交试验的方法,确定出激光熔覆单道Ni201涂层的最优参数,分析了不同搭接率对Ni201涂层的影响,最后分析了最优搭接率下Ni201涂层的宏观形貌与微观组织,最终在Ni201涂层上激光熔覆Ni45+5%WC耐磨涂层。对蠕墨铸铁放入加热炉中进行传统淬火,对蠕墨铸铁表面激光熔凝以及在Ni201涂层上激光熔覆Ni45+5%WC涂层三种不同方法,对比三种不同方法的耐磨特性,研究其磨损机理。为研究在蠕墨铸铁表面直接激光熔覆和在熔凝层上激光熔覆,两种不同工艺熔覆层与基体的结合强度,采用万能试验机对熔覆层进行挤压试验,观察断裂位置以及断口形貌,分析断裂机理。激光熔凝功率2500W,扫描速度300mm/min以及二次热处理在功率1600W扫描速度200mm/min时熔凝层表面质量较好,且无裂纹,对熔凝层深度影响不大,达到试验要求。根据方差分析方法,得到激光熔覆Ni201涂层的最佳工艺参数为激光功率p=1600w、扫描速度v=500 mm/min和送粉速率L=6.8g/min。根据本实验的实际需求,在30%搭接率进行激光熔覆Ni201涂层符合本实验需求,涂层表面平整,熔宽为8.04mm,熔高为0.31mm,稀释率为49.2%。根据耐磨性试验,激光熔覆Ni45+5%WC涂层磨损体积明显低于传统淬火和激光熔凝,耐磨效果最好,相比于传统淬火耐磨性提高了1.6倍,相比于激光熔凝层提高了1.9倍。根据涂层结合强度检测试验,在熔凝层上激光熔覆涂层的平均结合强度约为直接在蠕墨铸铁激光熔覆的1.56倍。
刘春泉[3]（2020）在《高强高塑性中锰钢组织性能调控及奥氏体稳定性研究》文中指出近年来,全国汽车总量不断增加,导致由汽车排放产生的尾气以及能源消耗等问题日益严重。如何提高汽车用薄板钢的强塑积,尽可能实现汽车轻量化的同时兼顾驾驶安全,实现节能减排、安全低耗等价值成为关注和研究热点。目前,中锰钢（锰含量一般在3～11wt%）作为第3代先进高强钢,因其具有优异的抗拉强度、伸长率、强塑积、耐撞性和安全性,所以其在汽车板的应用中具有极大发展前景。本文设计了 5Mn,5Mn-Nb-Mo和4Mn-Nb-Mo三种不同成分体系中锰钢,主要研究了多种组织调控热处理工艺后实验钢的组织演变、力学性能、加工硬化行为、强塑化机理、奥氏体稳定性和TRIP效应。为中锰钢的性能优化以及工业化应用提供实验和理论基础。本文获得主要实验结果归纳如下:（1）5Mn实验钢的最佳奥氏体逆相变（ART）工艺参数为:625℃温度下临界退火4h并水冷至室温。热轧+ART、温轧+ART和冷轧+ART实验钢均表现出优异的强塑积,其中500℃温轧+ART实验钢性能最优,残余奥氏体（RA）含量达到56.8%,抗拉强度为1001MPa,伸长率为57.5%,强塑积可达57.6GPa·%。（2）淬火和回火（Q&T）工艺处理后的5Mn-Nb-Mo冷轧实验钢力学性能优于热轧实验钢。冷轧实验钢在625～675℃临界退火30min水淬,随后在200℃回火15min,获得了优异的综合性能,即RA含量最高可达到39%,抗拉强度为1059～1190MPa,伸长率为33～40%,强塑积为33.9～41.0GPa·%。最佳冷轧CR-650试样与最佳热轧HR-650试样相比,前者的韧窝尺寸更大更深,进而表现出更为优异的伸长率。（3）4Mn-Nb-Mo热轧实验钢最佳临界退火+淬火和配分（IA&QP）工艺参数为760℃临界区退火30min,180℃等温淬火10s并在350℃等温配分180s。该工艺下热轧实验钢展现出了最佳力学性能,即抗拉强度1231MPa,伸长率24.8%,强塑积可达30.5GPa·%。IA&QP工艺处理后4Mn-Nb-Mo热轧实验钢的抗拉强度均超过了 1024MPa,但伸长率和RA含量不高。（4）采用新型循环淬火和奥氏体逆相变（CQ-ART）工艺处理后的4Mn-Nb-Mo冷轧实验钢,晶粒尺寸得到了明显的细化,同时RA含量显着提高。两次循环淬火后的CQ2-ART冷轧试样具有最高RA含量（62.0%）、最佳晶粒尺寸（0.40μm）以及稳定性;这为RA在变形期间TRIP效应的产生提供了有力的保证。最终CQ2-ART试样获得了最优综合性能,即抗拉强度为838MPa,伸长率为90.8%,强塑积达到76.1GPa·%。（5）研究4Mn-Nb-Mo和5Mn-Nb-Mo实验钢奥氏体稳定性因素,发现Mn元素的含量是影响其稳定性的主要因素。不同晶粒尺寸和Mn含量的RA具有不同等级的RA稳定性。实验钢RA中存在明显的Mn配分行为,进而导致RA具有不同级别的稳定性,也因此表现出不同的加工硬化行为。本论文设计的4Mn-Nb-Mo和5Mn-Nb-Mo两种低合金实验钢在拥有明显综合性能优势的同时达到了尽量减少总合金元素含量的目的。（6）三种实验钢S3阶段加工硬化率曲线的大幅度波动归因于不连续TRIP效应。其原因在于RA在拉伸过程中转变为马氏体并且发生了体积膨胀,进而抵消部分应力集中并使应力转移到周围相中而产生协同变形,伴随着应力的松弛和转移;其次,实验钢中的RA需要有不同等级批次的稳定性,当应力值达到或超过该等级批次RA可发生相变的临界值才可产生TRIP效应。（7）Ms点受到RA中化学成分、晶粒尺寸、屈服强度和应力状态等作用影响。可通过将实验钢MSσ温度控制在使用温度以下,以获得更多更稳定的RA,进而产生更为广泛的TRIP效应,最终提高实验钢的综合性能。
张宁[4]（2015）在《WC颗粒增强钢基复合材料的组织及性能研究》文中研究表明随着经济和科技的不断发展,对现代工程结构材料性能的要求越来越高,越来越多样化。针对国家工程、矿山、建材机械和材料成型等领域对先进钢基复合材料的共性重大需求和先进钢基复合材料的国内外发展趋势,本文以克服制约国内先进钢基复合材料制备的科学瓶颈问题为出发点,将现有的电冶熔铸工艺方法加以改进联合研制出复合电冶熔铸的新工艺,制造出大体积、低成本、高性能的WC颗粒增强钢基复合材料。本文通过调整WC颗粒尺寸（50μm和100μm）和含量（25%、35%和45%）,采用复合电冶熔铸工艺制备了四种WC颗粒增强钢基复合材料,以及5Cr Ni Mo钢。铸造后的材料经退火和锻造处理。选择950℃、1000℃、1050℃三种加热淬火温度,180℃、220℃和300℃三种回火温度,共计六种工艺对复合材料进行热处理。通过对WC颗粒增强钢基复合材料的显微缺陷、表面成分、微观组织、硬度、弹性模量、断裂韧性、冲击韧度、断口形貌、WC形态、热疲劳裂纹、摩擦系数、磨损率等进行了测试研究,评价WC颗粒增强钢基复合材料的显微组织、微观结构、增强相分布形态、界面性能、表面力学性能、弯曲性能、冲击性能、热疲劳性能和二体磨损以及三体磨损的滑动摩擦学性能。通过本文的试验研究和理论分析,得出了以下主要结论:复合电冶熔铸工艺具有高能球磨混粉均匀、电渣重熔精炼净化、电磁搅拌颗粒分散、水冷结晶逐层快速凝固等特点,制备的WC颗粒增强钢基复合材料孔隙少、致密高、无夹杂,WC颗粒分布均匀,具有很少的缺陷。WC颗粒增强钢基复合材料熔铸原始态的显微组织主要由马氏体、残余奥氏体、共晶莱氏体和各类碳化物组成。通过退火处理,长条状碳化物溶解或部分溶解在钢基体中,大块状碳化物分解细化。再经锻造处理,热稳定性较高的树枝晶、骨骼状和鱼骨状共晶组织碎化。选择淬火温度在1000℃附近,可在保证一定的强硬性同时,提升材料的综合性能。低温回火时复合材料的组织转变主要是钢基体的组织转变,包括基体内碳的偏聚、马氏体的分解、残余奥氏体的转变和碳化物的析出与偏聚球化。显微组织主要由隐晶回火马氏体、碳化物及残余奥氏体组成。存在的碳化物类型主要为原始WC颗粒、较大的Fe3W3C团块状颗粒、Fe3W3C或M7C3枝晶状碳化物、弥散分布的Fe3W3C或M23C6二次碳化物。选择220℃附近回火,在保证强硬性同时,将获得更佳的组织。WC晶粒的溶解会使WC晶粒的棱角钝化,白色的大颗粒WC周围包裹着一圈Fe3W3C的黑色条带,增加WC与钢基体间的结合强度。EBSD和EDS分析得出,经高温淬火和低温回火后,该复合材料的大角度晶界大幅提高,晶粒尺寸显着变小,晶粒分布均匀化,产生细晶强化的作用。Cr元素主要分布在钢基体中较大晶粒处,而Ni元素则主要分布在较小的晶粒处。复合材料的洛氏硬度在950℃到1050℃淬火时达到HRC 6066,出现先上升后下降的波动。对比基体和中小块WC颗粒聚集区,大块硬质相的显微硬度变化幅度较小。热处理后钢基体的纳米硬度和弹性模量均有所提高,WC颗粒的测量值变化不大。复合材料的抗弯强度在950℃到1050℃淬火时达到16001650MPa,满足使用要求,并出现先上升后下降的波动。在锻造退火状态下,弯曲断口为准解理+韧窝的复合断口。淬火回火态时,复合材料表现出解理断裂+部分基体韧窝的断裂机制。25%粗颗粒WC复合材料具有较高的冲击韧度,热处理后达到14 J/cm2。WC含量越多,冲击断口的韧窝越少,逐渐从准解理过渡到解理断裂。而WC颗粒尺寸越大,WC颗粒越容易发生解理断裂。通过Sierpinski分维数的测量与计算方法进行分形研究,结果表明WC的分维数随热处理工艺的改变呈现不同的变化。高温淬火并回火时,WC的分维数由两条不同斜率的直线表示,出现两个WC的分维值,WC存在两组粒度与数量都不同的分形结构,其对应的WC颗粒区,有着不同的成分和组织结构。分维差值△D较大的对应为Fe3W3C复式碳化物,而分维差值△D较小的,则对应的WC颗粒形貌保留了锻造退火态时的性能和形态。淬火温度或回火温度越高,分维差值△D越大,WC的形貌变化越大。热疲劳裂纹孕育期较短,裂纹在V型缺口根部萌生热疲劳裂纹,其主要以一条主裂纹的形式呈不连续、间断性扩展。主裂纹的扩展方式主要为沿碳化物与钢基体界面扩展、穿过WC大颗粒和团块状碳化物扩展、沿网状碳化物链扩展、穿越WC小颗粒聚集区扩展、穿过鱼骨状碳化物扩展和穿越钢基体扩展。裂纹在试样表面扩展的主要形态为直线型、折线型或梯形、圆弧型以及分叉型,并发现“搭桥”型裂纹。热循环次数较多时,钢基体发生循环软化效应,降低了材料的热疲劳抗力。复合材料中,随着WC含量或颗粒度在一定范围内增大,摩擦系数呈提高的态势。二体磨损时,在1000℃淬火+180℃回火时,45%粗颗粒WC复合材料的耐磨性最好。磨损机制为磨粒磨损和氧化磨损。三体磨粒磨损时,摩擦系数在磨合期内呈现出更大的跳跃性,且磨合期比二体磨损更为延长。在950℃淬火+180℃回火时,45%粗WC复合材料的耐磨性最好。在二体磨损的环境下服役使用将发挥该复合材料的最佳耐磨性能。三体磨损的主要磨损机制为多次塑变或微观压入导致的变形层的疲劳断裂机制。综上所述,在一定的范围内,WC颗粒度越大,含量越高,则复合材料硬度越高,抗弯强度越低,抗冲击能力越差,而抗二体磨损和三体磨粒磨损性能越好。选择在1000℃附近加热淬火,220℃左右回火的45%粗颗粒WC复合材料可以获得较佳的组织结构和较优的综合性能。
郑小燕[5]（2008）在《H13模具钢热处理工艺优化及表面渗氮处理研究》文中研究指明本文结合生产实际,以提高挤压模具的使用寿命为目的,分析了取自生产实际的报废H13钢铝型材挤压模具渗氮层的失效形式,围绕H13挤压模具钢的热处理、渗氮工艺和热处理状态对H13模具钢渗氮层的影响等三个方面进行了系统的研究,并获得如下主要结论:1.H13钢挤压模具失效分析H13钢热挤压模具渗氮层由于软化、断裂和塑性变形等导致和加速磨损而引起失效。2.H13模具钢的热处理工艺优化H13钢经1050℃淬火后在560-600℃的温度下回火两次,可使其硬度达到较佳的使用范围（HRC48-52）,且韧性较好。3.渗氮工艺对H13模具钢渗氮层的影响采用渗氮工艺1处理的H13模具钢表面渗氮层厚度达0.24mm,其中白亮层厚度约10μm,表面硬度950HV（约67HRC）,表面化合物层结构致密。采用渗氮工艺2处理的H13模具钢表面渗氮层厚度约为25μm,没有白亮层,表面硬度为52HRC。经过渗氮工艺2二次渗氮后的H13模具钢表面渗氮层厚度未有增加,但模具表面形成了一层很薄的亮白氮化层,其厚度约为3μm,表面硬度为53.8HRC。4.热处理状态对H13模具钢渗氮层的影响渗氮前后芯部硬度相差不大,但渗氮处理后芯部组织进一步稳定:经“淬火+二次回火”和“淬火+三次回火”的试样渗氮后,渗氮层厚度均达到约0.24mm,致密化合物层厚度达10μm以上,表面硬度达950HV（约67HRC）,且表面耐磨性较好。这两种热处理状态下化合物层均由ε相（Fe2N）、γ′相和Fe3O4构成,扩散层均由α-Fe、ε相（Fe3N）、CrN相和γ′相构成,但各相含量有一定差别。而淬火态和“淬火+一次回火”态渗氮试样未能获得具有足够好综合性能的渗层组织。综合比较不同淬火加热温度,不同回火次数下H13模具钢的组织和性能,不同渗氮工艺下H13模具钢渗氮层的组织和性能,不同热处理态渗氮H13模具钢的化合物层及整个渗氮层厚度、渗氮层硬度及其向芯部的过度情况、渗层致密性及其缺陷和组织稳定性,铝型材挤压模具用H13钢的热处理及渗氮处理工艺应选用:1050℃淬火,560-600℃回火两次（要求较严格的模具应回火三次）,稳定渗氮阶段温度为540～570℃,渗氮时间12h,NH3分解率30～40%。
王晶[6]（2012）在《M5锆合金热处理工艺及组织性能研究》文中提出M5锆合金主要应用于核反应堆堆芯的燃料包壳和结构件。近年来,随着反应堆技术的不断更新发展,燃料包壳面临内应力、中子辐射、高温高压等越来越苛刻的环境,这对M5锆合金包壳管的组织和力学性能等提出了更高的要求。本文提出利用热处理工艺改善再结晶退火态M5锆合金的组织和性能,旨在提高核燃料包壳的寿命,为促进核燃料包壳国产化提供一定的理论参考和依据。本课题利用正交试验方法研究M5锆合金包壳管热处理工艺与组织与性能之间的关系。重点比较热处理后各种因素水平参数的M5锆合金包壳管的微观组织和力学性能,综合分析出热处理最优工艺。主要研究结果如下：利用光学金相显微镜,透射电镜,扫描电镜等分析方法对再结晶退火态的M5锆合金进行组织结构研究。结果显示,再结晶退火态组织为等轴晶粒,晶粒较为规整,晶粒尺寸细小,再结晶状态良好。基体晶内位错密度较大,较多的位错缠结,在晶粒内部和晶界上有较多的第二相粒子弥散析出。对退火态M5锆合金室温环向拉伸试样断口分析显示,宏观断口呈现灰色纤维状,微观断裂机理为微孔聚合型断裂,韧窝较深,尺寸较小。再结晶退火态的M5锆合金塑性良好,强度较低。保温不同时间的M5锆合金p相经水和盐水淬火都发生了β→α’组织转变,获得了板条马氏体组织。保温3min试样的晶粒直径最小,随着保温时间的延长,晶粒尺寸变大。显微硬度试验结果表明,保温3mmin试样的硬度值波动较小,组织较为均匀,显微硬度值高于退火态组织。M5锆合金β相热处理工艺的正交试验结果显示：淬火后组织都发生了马氏体相变,经过回火后,基本保留淬火后马氏体的形貌特征。淬火温度对其力学性能有显着影响,回火时间次之,回火温度影响不显着。升高淬火温度,合金的强度显着提高,塑性指标呈线性下降趋势。随着回火时间的延长,合金的强度指标出现先下降后升高,转折前出现最高值,转折后缓慢增加。塑性指标断后延伸率和断面收缩率有所下降。综合考虑M5锆合金热处理最优工艺为950℃淬火/3min+530℃回火/6h。
赵小囡[7]（2019）在《42CrMo钢偏航轴承套圈精车裂纹产生的原因分析》文中研究说明42CrMo钢因具有良好的锻造成形性,以及调质热处理后良好的综合力学性能等优势,而成为大型偏航轴承套圈常用材料。42CrMo钢偏航轴承套圈在公司前期的生产过程中,经过精车后发现靠近其内径的上端面上出现了裂纹而影响了产品的合格率。本文通过对42CrMo钢偏航轴承套圈上裂纹区域的化学成分及其分布、低倍组织、微观组织、非金属夹杂等项目的检测和分析,以及以DEFORM-3D软件为平台对其锻造制坯过程中原材料中心区域金属流向的有限元模拟,研究了裂纹产生的原因,并结合生产实际提出了相应的解决方案。论文所得结果如下:失效42CrMo钢偏航轴承套圈的低倍组织、化学成分、非金属夹杂物和力学性能等组织和性能均符合相关的国家标准和客户的要求。42CrMo钢偏航轴承套圈裂纹处径向截面上的C、P、S等元素均存在有不同程度的偏析,偏析分布情况与低倍腐蚀试样中心疏松区域形状相近。裂纹位于42CrMo钢偏航轴承套圈内径和上端面交界处附近,处于原材料中心疏松的边界位置处,为淬火裂纹,是由于原材料中心疏松处C元素含量存在有较为严重的偏析以及C元素含量偏高等因素共同作用引起的,且相比于其它部位,内径和上端面交界处稍快的冷却速度对其形成有一定的促进作用。锻造工序虽然可以去掉42CrMo钢偏航轴承套圈原材料中大部分的中心疏松区域,但中心疏松缺陷区仍将有少部分残留而不能完全去除。DEFORM-3D软件有限元模拟锻造制坯过程中原材料中心区域金属流向的结果较好地说明了 42CrMo钢偏航轴承套圈低倍组织所具有的独特形态的原因,也进一步证实了本文所提出的轴承套圈淬火裂纹形成原因的正确性。并结合实际生产提出下列两条解决方案:第一,建议钢厂通过连铸坯结晶过程中的冷却速度、或浇铸速度等工艺的控制,来减小连铸圆坯中心疏松区的直径,以利于42CrMo钢偏航轴承套圈在制坯过程中能够较完整地切除。第二,在不改变整体加工余量条件下,将现有的42CrMo钢偏航轴承套圈粗、精车过程中上、下端面对称尺寸加工的方法,改为加大上端面加工尺寸以去除已经出现裂纹的上、下端面的非对称尺寸加工方法。最终,公司通过采用钢厂所提供具有较小直径中心疏松区的连铸圆坯,在后续42CrMo钢偏航轴承套圈的生产过程中均没有在精车后出现淬火裂纹。
吴道祥[8]（2016）在《7050铝合金H型截面长轴锻件成形工艺优化及淬火残余应力消除研究》文中研究指明随着航空航天工业向轻量化发展,带有纵横内筋结构的H型截面铝合金锻件得到广泛的应用。这类构件由于承载大部分载荷且所处工作环境极为恶劣,被要求具有较高的尺寸精度、较好的组织流线分布及优良的综合力学性能。因此,对这类铝合金构件的成形工艺、热处理工艺及后期淬火残余应力消除工艺的研究对提高该类合金锻件的性能至关重要。论文采用热模拟实验、热模锻生产试验、常温力学拉伸、断裂韧性实验、显微组织观察（OM、SEM）、残余应力检测实验、冷压实验及有限元数值模拟,研究了7050铝合金H型截面锻件热模锻成形工艺,研究了固溶温度、淬火介质以及淬火转移时间对7050铝合金试件中第二相粒子、晶粒结构、材料强度及断裂韧性的影响,研究了7050铝合金构件在不同淬火工艺下的残余应力大小、分布及规律,研究了不同模压工艺对7050铝合金构件淬火残余应力的影响。相关结论如下:（1）采用Gleeble试验机对7050铝合金在温度300-450℃,应变速率为0.01-10s-1条件下对7050铝合金进行热压缩试验,得到了合金不同变形情况下的真实应力-应变曲线。对热压缩实验数据进行回归分析,基于双曲正弦Arrhenius方程,建立了用Z参数表示的7050铝合金本构关系。该本构模型为后期的数值模拟分析奠定理论基础。（2）基于响应面优化算法,对7050铝合金H型截面锻件热模锻成形工艺参数进行优化,将优化后的工艺参数应用到实际生产,获得成形质量完好的模锻件。通过对锻件热模锻成形中出现的充填不满、流线穿流、变形不均匀等缺陷问题的形成机理进行分析,结合数值模拟与响应面法（RSM）,对热模锻成形工艺参数进行优化,得到锻件成形最优工艺参数。（3）研究和揭示了不同固溶温度对7050铝合金组织和性能的影响。7050铝合金热处理过程中大部分的第二相粒子会随着固溶处理的进行逐渐的融入到基体中去,随着固溶温度的升高,第二相粒子逐渐减少而后趋于稳定。然而随着固溶温度的升高,晶粒发生再结晶的比例也会增大。因此,随着固溶温度升高,合金的强度以及断裂韧性先升高后降低,在固溶温度为470°C时达到峰值,此时合金的抗拉强度（σb）、屈服强度（σ0.2）以及断裂韧性（KIC）分别为567MPa、512MPa和37.2MPa·m1/2。（4）研究和揭示了不同淬火介质、淬火转移时间对7050铝合金组织和性能的影响。不同淬火介质、淬火转移时间对7050铝合金淬火过后第二相粒子体积分数有较为明显的影响,但对淬火过后的组织形态影响不大。四种淬火介质中盐浴淬火工艺下的淬火过后的铝合金中的第二相粒子体积分数最小,因而其时效过后的力学性能最好。其次是淬火介质为水时及淬火介质为20%PAG溶剂;空冷状态下的淬火过后的铝合金中的第二相粒子体积分数最大,因而其时效过后的力学性能最差。另外,水淬工艺下,随着淬火转移时间的增加,淬火过后合金中第二相粒子逐渐增多,时效后合金的力学性能逐渐下降。（5）研究和揭示了不同淬火介质、淬火转移时间对7050铝合金H型截面锻件淬火后残余应力的影响。锻件淬火后表层残余应力为拉应力,芯部为压应力。锻件淬火残余应力主要集中在过渡圆角区域,其随着锻件筋板的厚度增加而增大。另外,锻件表面淬火残余应力随着过渡圆角的增大而增大;芯部淬火残余应力随着过渡圆角的增大反而减小。四种淬火介质当中,淬火介质为空气时锻件淬火残余应力值最小,其次是20%PAG溶剂,水及NaCl溶液下的锻件淬火残余应力相对较高。随着淬火转移时间的增大,锻件截面过渡圆角区淬火残余应力值逐渐减小。（6）研究了不同冷压工艺对7050铝合金H型截面锻件淬火残余应力的影响。通过数值模拟确定先筋顶圆角同时下压,下压结束后再对锻件腹板部分进行冷压是最佳的冷压工艺。优化后的模具使得锻件整个截面淬火残余应力得到有效的控制,锻件残余应力消减到40 Mpa以下。随着模压量的增大,锻件截面过渡圆角区残余应力先减小后增大,在模压量为3%时达到最低值。模压后的试件表面残余应力实验结果与数值模拟结果比较吻合,实验测试值与数值模拟值误差在30MPa以内,说明采用数值模拟的方法测试试件淬火残余应力有着较高的精度。
张润森[9]（2015）在《开闭口圆环渗碳淬火残余应力与变形分析》文中研究说明渗碳淬火作为改变和提高材料性能的重要手段,在汽车、航空、及其他制造业领域有着广泛的应用。但淬火过程是一个复杂的多场耦合过程,传统热处理技术已经不能适应机械现代化的要求,应用计算机技术改造热处理已成为当务之急。本文针对开闭口圆环等常见工件的淬火应力与变形问题,基于大型有限元分析软件ANSYS,对渗碳开闭口圆环的淬火工艺进行仿真模拟,分析其温度场与应力场的分布规律和开口圆环工件淬火变形特点。基于传热学基本原理,热弹塑性理论,相变理论,采用有限元软件ANSYS,对渗碳开闭口圆环淬火冷却过程的温度场进行的数值模拟。根据模拟需要,将参数连续变化的渗碳层简化为阶梯变化,利用APDL语言编制了试件模型以及渗碳层模型,各种材料参数的输入的命令流文件,可方便模型和参数的修改,实现模拟渗碳淬火过程的参数化分析。考虑了马氏体相变潜热,并根据温度场的模拟结果对马氏体组织转变过程进行了预测。将温度场模拟结果作为预定义场,对渗碳开闭口圆环淬火过程中的应力场进行模拟,分析渗碳开闭口圆环在整个淬火过程中应力场的变化规律,以及最终残余应力的分布情况。并对残余应力场的分布特点进行了分析,为零件渗碳工艺的确定提供理论参考。对渗碳开口圆环淬火后的变形问题进行了分析,探究了引起变形的原因以及变形的种类,观察淬火过程中,在热应力和组织应力共同作用下产生的开口圆环淬火变形,通过对比模拟结果中各方向上变形量的数值,研究了不同淬火温度和不同冷却速度条件对淬火变形的影响。
史学星[10]（2008）在《临界区热处理对5NiCrMo钢性能与组织的影响》文中研究说明5NiCrMo钢是一种屈服强度不小于785Mpa的焊接结构用钢,它不但具有高强度,而且要求有良好的韧性,尤其是对低温韧性提出了很高的要求。传统上,5NiCrMo钢采用调质工艺进行生产,但存在着回火稳定性差、屈强比高等不足。为了解决调质工艺生产5NiCrMo钢的不足,并进一步提高钢的低温韧性,本文针对5NiCrMo钢开展了两相区二次淬火+回火（quenching+intercritical quenching+tempting,以下简称QLT处理）和淬火+回火（quenching and tempting,以下简称QT处理）的强韧化热处理工艺研究,系统研究了不同工艺参数对性能的影响,不同热处理状态下钢的微观组织。在此基础上,深入讨论了QLT热处理组织演变以及改善韧性的机理。两相区二次淬火温度、回火温度等工艺参数对力学性能有显着影响,结果表明:随着二次淬火温度升高,钢的强度先减小后增大,屈强比逐渐提高,低温韧性有下降倾向,在690℃左右钢的强韧性匹配最好。随着回火温度的升高,QLT热处理明显改善了钢的回火稳定性,屈强比降低,特别是低温韧性显着提高。随着回火时间的增加,QLT热处理-84℃的低温冲击功先增大后减小。此外两相区二次淬火温度、回火温度等工艺参数对逆转变奥氏体也有显着影响,结果表明:逆转变奥氏体含量随二次淬火温度升高,存在一个先增多、然后减少的趋势,即在690℃左右存在一个对应的逆转变奥氏体含量的峰值。随着回火温度的升高,逆转变奥氏体含量都增多。QT处理其含量均在2%以下,QLT处理可达到8.17%。随着回火时间的增加,QLT热处理生成的逆转变奥氏体含量先增大后减小。采用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）详细观察了不同状态下的组织,深入分析了QLT热处理组织演变过程,结果表明:QT热处理得到回火马氏体组织,沿原奥氏体晶界和板条边界有一些细小的碳化物析出;而QLT热处理得到回火二次马氏体+铁素体的混合组织,沿原奥氏体晶界和板条边界不仅有碳化物析出,还有颗粒、短条、岛状和长条状的逆转变奥氏体生成。逆转变奥氏体与基体遵从K-S位相关系。二次淬火马氏体随着二次淬火温度的变化,在形态、分布、数量以及成分等方面存在着很大的差异。通过两相区二次淬火,造成钢中的成分起伏,在随后的回火过程中,合金元素富集的部分区域Ac1点降低,低于回火温度,在这些区域钢中就形成了逆转变奥氏体。研究QLT热处理改善韧性的机理,结果表明,由于组织细化、晶界微量有害杂质元素分布状况的改善以及逆转变奥氏体的生成,有效地提高了钢的低温韧性。逆转变奥氏体是一种富碳镍锰相,镍含量达9.47%,锰含量达1.05%。只有在低温下稳定的逆转变奥氏体对低温韧性才有贡献,逆转变奥氏体的量越多,钢的低温韧性越好。
二、热处理淬火所产生缺陷的分析(二)（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、热处理淬火所产生缺陷的分析(二)（论文提纲范文）
（1）喷射成形高合金高速钢的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 粉末冶金技术及其在高速钢中的应用 |
| 1.3 喷射成形技术及其在钢铁材料中的应用 |
| 1.3.1 喷射成形技术原理 |
| 1.3.2 喷射成形技术在工模具钢领域的应用概况 |
| 1.3.3 喷射成形高速钢的研究 |
| 1.4 高速钢的研究进展 |
| 1.4.1 高速钢的发展简史 |
| 1.4.2 我国高速钢的生产与发展 |
| 1.4.3 合金元素在高速钢中的作用 |
| 1.4.4 高速钢中的碳化物 |
| 1.4.5 高速钢中的二次硬化与时效处理 |
| 1.4.5.1 高速钢回火时组织转变规律 |
| 1.4.5.2 二次硬化行为 |
| 1.4.6 高速钢的耐磨性研究 |
| 1.4.7 高速钢的深冷处理研究 |
| 1.5 本文的研究意义与内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料及制备 |
| 2.2 热变形实验 |
| 2.3 热处理 |
| 2.4 组织分析 |
| 2.5 热分析 |
| 2.6 性能测试实验 |
| 第三章 喷射成形A30高速钢微观组织及形成特点 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 喷射成形实验 |
| 3.3 喷射成形A30高速钢的微观组织 |
| 3.3.1 喷射成形A30高速钢的基体组织及相组成 |
| 3.3.2 喷射成形A30高速钢中的碳化物 |
| 3.3.3 喷射成形A30高速钢的夹杂物 |
| 3.3.4 喷射成形A30锭坯的缺陷及分析 |
| 3.3.5 喷射成形A30高速钢的合金元素分布特点 |
| 3.3.6 喷射成形雾化颗粒形貌及微观组织特征 |
| 3.3.7 喷射成形A30高速钢组织细化 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 喷射成形A30高速钢热加工工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 喷射成形A30高速钢加热过程的组织转变 |
| 4.3 喷射成形A30高速钢热压缩模拟实验研究 |
| 4.3.1 热压缩模拟实验方案 |
| 4.3.2 实验结果及分析 |
| 4.3.3 喷射成形A30高速钢热变形本构方程 |
| 4.3.4 热压缩参数对试样微观组织的影响及分析 |
| 4.4 喷射成形A30高速钢热拉伸模拟实验研究 |
| 4.4.1 热拉伸模拟实验方案 |
| 4.4.2 热拉伸实验结果及分析 |
| 4.5 喷射成形A30高速钢热轧过程组织演变规律研究 |
| 4.5.1 热轧实验方案 |
| 4.5.2 实验结果及分析 |
| 4.6 锻造变形对喷射成形A30高速钢组织的调控 |
| 4.6.1 锻造实验方案 |
| 4.6.2 高温均质化处理对喷射成形A30高速钢碳化物的调控及分析 |
| 4.6.2.1 共晶碳化物均匀溶解阶段(900-1100 ℃) |
| 4.6.2.2 共晶碳化物的熔断、断网和粒化阶段(≥1100 ℃) |
| 4.6.3 锻造变形对锭坯内部裂纹的消除及机理分析 |
| 4.7 退火处理对喷射成形A30高速钢组织的调控 |
| 4.7.1 退火实验方案 |
| 4.7.2 退火处理对喷射成形A30高速钢的调控及分析 |
| 4.8 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 喷射成形A30高速钢调质处理及性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 调质处理对喷射成形A30高速钢组织和性能的影响 |
| 5.2.1 调质处理实验方案 |
| 5.2.2 调质处理对喷射成形A30高速钢硬度的影响及分析 |
| 5.2.3 调质处理对喷射成形A30高速钢组织的影响及分析 |
| 5.2.4 调质处理对喷射成形A30高速钢韧性的影响及分析 |
| 5.3 调质处理对喷射成形A30高速钢抗弯强度的影响 |
| 5.3.1 实验方案 |
| 5.3.2 抗弯强度对比及分析 |
| 5.4 喷射成形A30高速钢的时效处理 |
| 5.4.1 时效处理实验方案 |
| 5.4.2 时效处理结果及分析 |
| 5.5 喷射成形A30高速钢的滑动摩擦磨损行为研究 |
| 5.5.1 磨损实验方案 |
| 5.5.2 磨损实验结果及分析 |
| 5.5.2.1 耐磨性对比 |
| 5.5.2.2 磨损过程摩擦系数变化特点 |
| 5.5.2.3 磨损表面特点及磨损机理分析 |
| 5.6 深冷处理对喷射成形A30高速钢铣刀性能的影响及分析 |
| 5.6.1 深冷实验方案 |
| 5.6.2 深冷处理实验结果及分析 |
| 5.6.2.1 深冷处理对喷射成形A30高速钢铣刀硬度和韧性的影响 |
| 5.6.2.2 深冷处理对喷射成形A30高速钢铣刀使用寿命的影响 |
| 5.6.2.3 深冷处理对喷射成形A30高速钢性能影响的机理分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 作者在攻读博士学位期间公开发表的论文 |
| 作者在攻读博士学位期间所参与的项目 |
| 致谢 |
（2）蠕墨铸铁激光熔覆表面强化工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景和意义 |
| 1.2 传统表面改性铸铁的国内外现状 |
| 1.3 激光表面熔凝技术 |
| 1.3.1 激光表面熔凝基本原理 |
| 1.3.2 激光表面熔凝的特点 |
| 1.3.3 激光表面熔凝硬化层深度与宽度的测定 |
| 1.3.4 激光表面熔凝工艺的研究现状 |
| 1.4 激光熔覆技术 |
| 1.4.1 激光熔覆基本原理 |
| 1.4.2 激光熔覆的特点 |
| 1.4.3 激光熔覆稀释率及其计算方法 |
| 1.4.4 激光熔覆工艺的研究现状与问题 |
| 1.5 研究目的、意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 试验主要研究内容 |
| 第2章 激光加工蠕墨铸铁试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 连接层材料 |
| 2.1.3 耐磨层材料 |
| 2.2 激光熔凝及熔覆设备 |
| 2.3 激光加工试验方法 |
| 2.3.1 激光熔凝试验方法 |
| 2.3.2 激光熔覆连接涂层试验方法 |
| 2.3.3 激光熔覆耐磨涂层试验方法 |
| 2.4 熔凝层及熔覆层组织与性能的研究方法 |
| 2.4.1 激光熔凝层及熔覆层开裂缺陷测试 |
| 2.4.2 激光熔凝层及熔覆层显微分析 |
| 2.4.3 摩擦磨损性能测试 |
| 2.4.4 涂层结合强度性能测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 蠕墨铸铁激光熔凝工艺参数优化 |
| 3.1 激光功率对熔凝层表面形貌的影响 |
| 3.1.1 激光熔凝层表面形貌及裂纹检测 |
| 3.1.2 激光功率对熔凝层表面粗糙度影响 |
| 3.1.3 激光功率对熔凝层深度影响 |
| 3.2 扫描速度对激光熔凝层表面形貌的影响 |
| 3.2.1 激光熔凝层表面形貌及裂纹检测 |
| 3.2.2 扫描速度对熔凝层表面粗糙度影响 |
| 3.2.3 扫描速度对熔凝层深度影响 |
| 3.3 熔凝工艺的优化选择与形貌特征分析 |
| 3.3.1 优化选择 |
| 3.3.2 激光熔凝层微观形貌 |
| 3.3.3 XRD物相分析 |
| 3.3.4 熔凝层C元素能谱分析 |
| 3.3.5 激光熔凝层微观组织分析 |
| 3.3.6 激光熔凝层显微硬度分析 |
| 3.4 二次激光热处理对熔凝层宏观形貌影响 |
| 3.4.1 二次激光热处理熔凝层表面形貌及裂纹检测 |
| 3.4.2 二次激光热处理对熔凝层表面粗糙度的影响 |
| 3.4.3 二次激光热处理对熔凝层深度的影响 |
| 3.5 二次激光热处理对激光熔凝层微观形貌特征分析 |
| 3.5.1 二次激光热处理对熔凝层XRD物相分析 |
| 3.5.2 二次激光热处理熔凝层微观组织分析 |
| 3.5.3 二次激光热处理熔凝层显微硬度分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 蠕墨铸铁激光熔覆工艺试验研究 |
| 4.1 激光熔覆Ni201 工艺优化 |
| 4.1.1 工艺参数对涂层宽度的影响 |
| 4.1.2 工艺参数对涂层高度的影响 |
| 4.1.3 工艺参数对涂层熔深的影响 |
| 4.1.4 工艺优化的确定 |
| 4.2 大面积激光熔覆Ni201 工艺与分析 |
| 4.2.1 搭接率对涂层宏观形貌的影响 |
| 4.2.2 搭接率对涂层截面形貌特征分析 |
| 4.2.3 Ni201 涂层微观特征分析 |
| 4.3 耐磨涂层实现与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 涂层耐磨性能与结合强度实验研究 |
| 5.1 摩擦磨损性能及磨损机制 |
| 5.1.1 表面强化层的平均硬度 |
| 5.1.2 耐磨涂层磨损状况分析 |
| 5.1.3 磨痕形貌和磨损机制分析 |
| 5.2 熔覆层结合强度分析 |
| 5.2.1 熔覆层结合强度 |
| 5.2.2 断裂位置检测 |
| 5.2.3 断口形貌与断裂机理分析 |
| 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 |
| 附录 攻读硕士期间取得的成果 |
| 致谢 |
（3）高强高塑性中锰钢组织性能调控及奥氏体稳定性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 第3代汽车钢的研究现状 |
| 1.3 相变诱发塑性(TRIP)效应 |
| 1.3.1 TRIP效应简介 |
| 1.3.2 TRIP的增强机制 |
| 1.3.3 TRIP钢的增塑机制 |
| 1.4 中锰钢的生产工艺及组织调控方法 |
| 1.4.1 ART工艺 |
| 1.4.2 Q&P工艺 |
| 1.4.3 Q&T工艺 |
| 1.5 中锰钢中奥氏体稳定性及影响因素 |
| 1.5.1 奥氏体的稳定性 |
| 1.5.2 奥氏体稳定性影响因素 |
| 1.6 本文研究目的、意义和内容 |
| 1.6.1 研究目的和意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 材料准备及实验方法 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.2 实验钢制备 |
| 2.2.1 冶炼制度 |
| 2.2.2 轧制制度 |
| 2.3 实验钢相组成计算及相变点测定 |
| 2.3.1 实验钢相组成计算 |
| 2.3.2 相变点(Ac1、Ac3)测定 |
| 2.4 实验钢的热处理 |
| 2.5 实验钢的力学性能测试方法 |
| 2.6 实验钢的组织观察分析 |
| 2.6.1 金相组织分析 |
| 2.6.2 扫描电镜组织分析 |
| 2.6.3 透射电镜组织分析 |
| 2.6.4 X射线衍射(XRD)相组成分析 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 5Mn钢的组织演变及力学性能 |
| 3.1 ART工艺对5Mn钢组织性能的影响 |
| 3.1.1 临界退火温度对组织-力学性能的影响 |
| 3.1.2 临界退火时间对组织-力学性能的影响 |
| 3.1.3 冷却制度对组织-力学性能的影响 |
| 3.2 不同轧制及热处理工艺对组织与力学性能的影响 |
| 3.2.1 不同轧制条件+ART工艺 |
| 3.2.2 不同轧制条件+Q&T工艺 |
| 3.2.3 热处理工艺对奥氏体含量及应变硬化行为的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 5Mn-Nb-Mo钢的组织演变及力学性能 |
| 4.1 Q&T工艺对5Mn-Nb-Mo钢组织性能的影响 |
| 4.1.1 显微组织演变 |
| 4.1.2 XRD分析 |
| 4.1.3 力学性能分析 |
| 4.1.4 微合金元素Nb和Mo的强化作用 |
| 4.1.5 加工硬化行为 |
| 4.1.6 C和Mn的配分行为 |
| 4.2 不同轧制工艺对组织与力学性能的影响 |
| 4.2.1 显微组织演变 |
| 4.2.2 XRD分析 |
| 4.2.3 力学性能分析 |
| 4.2.4 加工硬化行为 |
| 4.2.5 C和Mn的配分行为 |
| 4.2.6 拉伸断口分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 4Mn-Nb-Mo钢的组织演变及力学性能 |
| 5.1 IA&QP工艺对4Mn-Nb-Mo钢组织性能影响 |
| 5.1.1 退火温度对组织性能的影响 |
| 5.1.2 淬火温度对组织性能的影响 |
| 5.1.3 配分时间对组织性能的影响 |
| 5.2 CQ-ART工艺对4Mn-Nb-Mo钢组织性能影响 |
| 5.2.1 显微组织 |
| 5.2.2 XRD分析 |
| 5.2.3 力学性能分析 |
| 5.2.4 Mn和C的配分行为 |
| 5.2.5 Nb-Mo的强化作用 |
| 5.2.6 加工硬化行为 |
| 5.2.7 渗碳体析出行为 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 奥氏体的稳定性与TRIP效应 |
| 6.1 晶粒大小和化学成分对奥氏体稳定性的影响 |
| 6.2 不连续TRIP效应 |
| 6.3 M~σ_s点对奥氏体稳定性的影响 |
| 6.4 与更高锰含量中锰钢力学性能对比 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（4）WC颗粒增强钢基复合材料的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| Extended Abstract |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 颗粒增强金属基复合材料的发展、特点及应用 |
| 1.2 颗粒增强钢基复合材料的研究现状 |
| 1.3 课题来源及研究的意义 |
| 2 材料的制备与试验 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料和仪器 |
| 2.3 复合电冶熔铸工艺 |
| 2.4 热处理试验 |
| 2.5 测试方法 |
| 2.6 本章小结 |
| 3 WC颗粒增强钢基复合材料的显微组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 颗粒增强钢基复合材料的显微缺陷 |
| 3.3 复合电冶熔铸过程中WC热力学分析 |
| 3.4 熔铸原始态显微组织 |
| 3.5 锻造退火态显微组织 |
| 3.6 淬火回火态显微组织 |
| 3.7 复合材料微观结构的变化 |
| 3.8 本章小结 |
| 4 WC颗粒增强钢基复合材料的力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 WC颗粒增强钢基复合材料的洛氏硬度 |
| 4.3 WC颗粒增强钢基复合材料的显微硬度 |
| 4.4 WC颗粒增强钢基复合材料的纳米力学性能 |
| 4.5 WC颗粒增强钢基复合材料的弯曲性能 |
| 4.6 WC颗粒增强钢基复合材料的冲击性能 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 热处理前后WC形貌变化的分形研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Sierpinski分维数的测量与计算 |
| 5.3 图像分形提取并分维计算 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 WC颗粒增强钢基复合材料的热疲劳性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 裂纹的形成 |
| 6.3 裂纹的形态 |
| 6.4 热处理工艺对热疲劳性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 WC颗粒增强钢基复合材料的摩擦磨损性能 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 二体磨损试验 |
| 7.3 三体磨损试验 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（5）H13模具钢热处理工艺优化及表面渗氮处理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 课题来源及研究意义 |
| 1.2 挤压工模具的选材 |
| 1.2.1 模具加工方法及其工艺流程 |
| 1.2.2 挤压工模具的工作条件 |
| 1.2.3 铝型材挤压工模具的性能要求 |
| 1.2.4 铝型材挤压工模具的合理选材 |
| 1.3 H13钢的强化技术 |
| 1.3.1 H13钢的热处理工艺 |
| 1.3.2 H13钢的表面强化技术 |
| 1.4 铝型材挤压工模具的失效 |
| 1.4.1 热挤压工模具的早期失效 |
| 1.4.2 热挤压工模具的正常失效 |
| 1.5 文的主要研究内容和研究方案 |
| 1.5.1 主要研究内容 |
| 1.5.2 研究方案 |
| 第2章 H13钢挤压模具渗氮层失效分析 |
| 2.1 失效H13渗氮模具钢的选取 |
| 2.2 失效分析结果 |
| 2.3 讨论 |
| 第3章 H13模具钢的热处理工艺优化 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 挤压模具用H13钢主要的热处理工序 |
| 3.1.2 挤压模具用H13钢及热处理实验方案 |
| 3.2 H13钢热处理实验结果及分析 |
| 3.2.1 力学性能分析 |
| 3.2.2 细织分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 渗氮工艺对H13模具钢渗氮层的影响 |
| 4.1 试验方案 |
| 4.2 试验结果检测 |
| 4.3 H13模具钢渗氮处理实验结果及分析 |
| 4.3.1 渗氮工艺参数对渗氮质量的影响 |
| 4.3.2 渗氮次数对渗氮质量的影响 |
| 4.4 讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 热处理状态对H13模具钢渗氮层的影响 |
| 5.1 试样制备 |
| 5.1.1 热处理 |
| 5.1.2 渗氮处理 |
| 5.2 检测分析实验 |
| 5.2.1 组织分析 |
| 5.2.2 硬度测试 |
| 5.3 回火次数对渗氮后H13钢组织与硬度的影响 |
| 5.3.1 渗氮处理前芯部组织 |
| 5.3.2 渗氮处理后芯部组织 |
| 5.3.3 渗氮处理后渗层组织与硬度 |
| 5.4 渗氮层相结构及微观组织分析 |
| 5.4.1 X-ray衍射实验结果 |
| 5.4.2 能谱分析结果 |
| 5.4.3 透射电镜分析结果 |
| 5.5 渗氮层的耐磨性 |
| 5.5.1 试验方法 |
| 5.5.2 试验结果及分析 |
| 5.5.3 磨损机理分析 |
| 5.6 讨论 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
（6）M5锆合金热处理工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 世界核电的发展 |
| 1.2 核反应堆技术 |
| 1.2.1 沸水反应堆 |
| 1.2.2 重水反应堆 |
| 1.2.3 压水反应堆 |
| 1.3 核反应堆燃料包壳材料 |
| 1.3.1 锆合金 |
| 1.3.2 影响锆合金的合金元素 |
| 1.4 核反应堆用锆合金 |
| 1.4.1 锆-锡系列 |
| 1.4.2 锆-铌系列 |
| 1.4.3 锆-锡-铌系列 |
| 1.5 锆合金的热处理 |
| 1.6 锆合金的研究现状 |
| 1.6.1 热处理对锆合金组织性能的影响 |
| 1.6.2 锆合金的腐蚀行为 |
| 1.6.3 锆合金的吸氢行为 |
| 1.6.4 锆合金的辐照腐蚀 |
| 1.7 本文的研究目的和意义 |
| 1.8 研究内容 |
| 2 试验材料和方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法及过程 |
| 2.2.1 热处理制度 |
| 2.2.2 金相试样制备 |
| 2.2.3 透射电镜试样制备 |
| 2.2.4 维氏硬度试验 |
| 2.2.5 晶粒尺寸观测 |
| 2.2.6 拉伸试验 |
| 2.2.7 拉伸断口扫描 |
| 3 退火态M5锆合金显微组织和力学性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 退火态M5锆合金显微组织分析 |
| 3.2.1 退火态M5锆合金金相组织分析 |
| 3.2.2 退火态M5锆合金原始晶粒尺寸观测 |
| 3.2.3 退火态M5锆合金亚结构分析 |
| 3.3 退火态M5锆合金拉伸试验结果 |
| 3.4 退火态M5锆合金拉伸断口扫描分析 |
| 3.5 退火态M5锆合金的维氏硬度试验 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 M5锆合金马氏体初探 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 M5锆合金淬火后显微组织 |
| 4.2.1 淬火后M5锆合金的金相组织 |
| 4.2.2 淬火后M5锆合金晶粒尺寸观测 |
| 4.3 M5锆合金淬火后亚结构 |
| 4.4 M5锆合金的淬火后维氏硬度 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 M5锆合金热处理工艺设计 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 正交设计 |
| 5.3 各因素对M5锆合金力学性能影响 |
| 5.3.1 维氏硬度试验结果 |
| 5.3.2 拉伸试验结果 |
| 5.4 优化工艺的选择和验证 |
| 5.4.1 优化工艺的选择 |
| 5.4.2 优化工艺的验证 |
| 5.5 不同因素水平下M5合金拉伸断口形貌 |
| 5.6 各因素水平下M5锆合金组织形貌 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（7）42CrMo钢偏航轴承套圈精车裂纹产生的原因分析（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 常规偏航轴承套圈用钢 |
| 1.3 42CrMo钢的热处理工艺及其组织和性能 |
| 1.4 轴承套圈裂纹产生的原因及其预防措施 |
| 1.4.1 连铸钢原材料缺陷引起的裂纹及其预防措施 |
| 1.4.2 锻造缺陷引起的裂纹及其预防 |
| 1.4.3 调质处理过程中的淬火应力及产生的裂纹 |
| 1.5 本文的研究背景与内容 |
| 第二章 42CrMo钢偏航轴承套圈的生产过程及工艺参数 |
| 2.1 原材料 |
| 2.1.1 化学成分 |
| 2.1.2 低倍组织 |
| 2.1.3 非金属夹杂物 |
| 2.1.4 表面质量 |
| 2.1.5 尺寸要求 |
| 2.2 锻造生产设备及工艺流程 |
| 2.2.1 下料设备及工艺 |
| 2.2.2 锻造坯料加热设备及工艺 |
| 2.3 车加工生产设备及工艺流程 |
| 2.4 热处理生产设备及工艺流程 |
| 2.4.1 淬火工艺的确定 |
| 2.4.2 回火工艺的确定 |
| 2.5 小结 |
| 第三章 42CrMo钢偏航轴承套圈裂纹产生原因分析方法 |
| 3.1 分析方法 |
| 3.1.1 宏观位置及低倍分析 |
| 3.1.2 化学成分分析 |
| 3.1.3 微观分析 |
| 3.1.3.1 微观检测试样的制备 |
| 3.1.3.2 非金属夹杂物分析 |
| 3.1.3.3 金相组织分析 |
| 3.1.3.4 晶粒度检验 |
| 3.2 性能检验 |
| 3.2.1 力学性能检验 |
| 3.2.2 裂纹件硬度分布检验 |
| 3.3 断口形貌和裂纹形貌观察 |
| 3.4 42CrMo钢偏航轴承套圈实际淬火过程的系统观察 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 42CrMo钢偏航轴承套圈裂纹产生原因分析 |
| 4.1 试样的检测与分析 |
| 4.1.1 裂纹位置 |
| 4.1.2 裂纹形貌 |
| 4.1.3 裂纹件的化学成分 |
| 4.1.4 非金属夹杂物 |
| 4.1.5 金相组织 |
| 4.1.6 裂纹件的力学性能 |
| 4.1.7 裂纹件的硬度分布 |
| 4.1.8 裂纹件的化学成分分布 |
| 4.2 42CrMo钢偏航轴承套圈实际淬火过程的系统观察 |
| 4.4 小结 |
| 第五章 偏航轴承套圈制坯过程中金属流向的模拟研究 |
| 5.1 DEFORM-3D软件简介 |
| 5.2 模型的建立与边界条件的设定 |
| 5.2.1 模型的建立 |
| 5.2.2 边界条件的设定 |
| 5.2.3 热交换条件的设定 |
| 5.2.4 摩擦条件的设定 |
| 5.2.5 模具运动的设定 |
| 5.2.6 轴承套圈材料的设定 |
| 5.2.7 其它过程的设定 |
| 5.3 原材料中心疏松区域制坯中的金属流向分析 |
| 5.4 小结 |
| 第六章 结论与预防措施 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）7050铝合金H型截面长轴锻件成形工艺优化及淬火残余应力消除研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 课题背景 |
| 1.3 铝合金锻件模锻成形工艺研究现状 |
| 1.3.1 变形铝合金的分类及牌号 |
| 1.3.2 铝合金模锻工艺及其锻造特点 |
| 1.3.3 铝合金锻造常见缺陷 |
| 1.3.4 H型截面铝合金锻件研究现状 |
| 1.4 7XXX系铝合金热处理工艺 |
| 1.4.1 固溶处理 |
| 1.4.2 淬火工艺 |
| 1.4.3 时效工艺 |
| 1.5 铝合金淬火残余应力研究现状 |
| 1.5.1 残余应力的定义与分类 |
| 1.5.2 残余应力的产生机理 |
| 1.5.3 残余应力的测试 |
| 1.5.4 残余应力的消除 |
| 1.6 研究内容、目的及意义 |
| 1.6.1 本课题研究内容 |
| 1.6.2 本课题研究目的和意义 |
| 2 7050铝合金热力学行为研究 |
| 2.1 实验材料及方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 试验方法 |
| 2.2 7050铝合金真实应力应变曲线 |
| 2.3 7050铝合金本构模型 |
| 2.3.1 本构模型理论 |
| 2.3.2 本构模型的求解 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 7050铝合金H型截面构件热锻成形工艺优化 |
| 3.1 产品外形尺寸分析 |
| 3.2 锻件成形工艺分析 |
| 3.3 锻件生产试验及其缺陷 |
| 3.4 锻件成形数值模拟分析 |
| 3.4.1 刚粘塑性模型 |
| 3.4.2 有限元模拟参数 |
| 3.4.3 有限元模拟结果及分析 |
| 3.5 基于响应面法的工艺优化 |
| 3.5.1 响应面法 |
| 3.5.2 目标函数设计 |
| 3.5.3 试验设计及结果 |
| 3.5.4 响应面模型 |
| 3.5.5 试验优化 |
| 3.6 生产验证 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 7050铝合金试件热处理工艺研究 |
| 4.1 实验研究方法 |
| 4.1.1 实验方案 |
| 4.1.2 组织分析 |
| 4.1.3 性能测试 |
| 4.2 7050铝合金试件初始态DSC和SEM分析 |
| 4.3 固溶温度对7050铝合金试件组织和性能的影响 |
| 4.3.1 固溶温度对合金第二相粒子的影响 |
| 4.3.2 固溶温度对合金再结晶组织的影响 |
| 4.3.3 固溶温度对合金试件强度和断裂韧性的影响 |
| 4.3.4 不同温度固溶处理后合金试件断口形貌 |
| 4.4 淬火介质对7050铝合金试件组织和性能的影响 |
| 4.4.1 淬火介质对合金第二相粒子的影响 |
| 4.4.2 淬火介质对合金再结晶组织的影响 |
| 4.4.3 淬火介质对合金试件强度和断裂韧性的影响 |
| 4.4.4 不同介质淬火后合金试件断口形貌 |
| 4.5 淬火转移时间对7050铝合金试件组织和性能的影响 |
| 4.5.1 淬火转移时间对合金第二相粒子的影响 |
| 4.5.2 淬火转移时间对合金再结晶组织的影响 |
| 4.5.3 淬火转移时间对合金试件强度和断裂韧性的影响 |
| 4.5.4 不同淬火转移时间下合金试件断口形貌 |
| 4.6 分析与讨论 |
| 4.6.1 固溶温度 |
| 4.6.2 淬火介质和淬火转移时间 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 7050铝合金构件淬火残余应力的数值模拟研究 |
| 5.1 淬火过程数值模拟分析基本理论 |
| 5.1.1 假设条件 |
| 5.1.2 淬火过程温度场数学模型 |
| 5.1.3 淬火过程应力场数学模型 |
| 5.2 锻件淬火过程有限元模型 |
| 5.2.1 有限元模型的建立 |
| 5.2.2 材料参数 |
| 5.3 锻件淬火过程模拟仿真结果 |
| 5.3.1 温度场模拟结果及分析 |
| 5.3.2 应力场模拟结果及分析 |
| 5.4 锻件淬火残余应力影响因素分析 |
| 5.4.1 锻件截面尺寸和形状 |
| 5.4.2 淬火介质 |
| 5.4.3 淬火转移时间 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 模压法消除7050铝合金构件淬火残余应力的研究 |
| 6.1 模压过程数值模拟分析基本理论 |
| 6.1.1 模压法消除构件淬火残余应力基本原理 |
| 6.1.2 模压过程弹塑性本构模型 |
| 6.1.3 模压过程弹塑性应力应变关系 |
| 6.2 模压过程有限元模型 |
| 6.2.1 冷压模具设计 |
| 6.2.2 冷压工艺参数设置 |
| 6.3 模压模拟结果分析 |
| 6.4 冷压模具结构优化 |
| 6.5 模压量对锻件淬火残余应力的影响 |
| 6.6 模压法消除铝合金构件淬火残余应力实验研究 |
| 6.6.1 淬火及模压实验 |
| 6.6.2 残余应力测试 |
| 6.6.3 构件模压前后残余应力测试结果 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A. 作者攻读博士学位期间发表的论文目录 |
| B. 作者在攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（9）开闭口圆环渗碳淬火残余应力与变形分析（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景及意义 |
| 1.2 热处理数值模拟国内外研究进展 |
| 1.3 热处理过程的数值模拟 |
| 1.3.1 数值模拟计算的概述 |
| 1.3.2 有限单元法的概述 |
| 1.3.3 Ansys有限元软件热分析功能的简介 |
| 1.4 淬火技术存在的难点和问题 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 渗碳淬火过程的基本理论 |
| 2.1 淬火过程中的耦合关系 |
| 2.2 淬火过程温度场理论分析 |
| 2.2.1 温度场控制方程 |
| 2.2.2 初始条件 |
| 2.2.3 边界条件 |
| 2.3 淬火过程应力场的理论分析 |
| 2.3.1 残余应力的形成 |
| 2.3.2 残余应力的作用 |
| 2.3.3 关于热弹塑性问题的基本假设 |
| 2.3.4 热弹性力学基本理论 |
| 2.3.5 热塑性力学基本理论 |
| 2.4 相变动力学 |
| 2.4.1 相变过程的数学模型 |
| 2.4.2 相变潜热的计算 |
| 2.4.3 Scheil叠加法则 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 开闭口圆环渗碳淬火的有限元模型 |
| 3.1 温度场模拟分析 |
| 3.1.1 前处理 |
| 3.1.2 施加载荷 |
| 3.2 应力应变场模拟分析 |
| 3.2.1 材料属性的处理 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 淬火过程温度场应力场模拟结果分析 |
| 4.1 闭口圆环淬火模拟结果分析 |
| 4.1.1 温度场模拟结果分析 |
| 4.1.2 应力场模拟结果 |
| 4.2 开口圆环模拟结果 |
| 4.2.1 温度场模拟结果 |
| 4.2.2 开口圆环应力场模拟结果 |
| 4.2.3 应变场模拟结果 |
| 4.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（10）临界区热处理对5NiCrMo钢性能与组织的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 5NiCrMo钢概述 |
| 1.2.1 5NiCrMo钢中合金元素的作用 |
| 1.2.2 5NiCrMo钢的性能要求 |
| 1.2.3 5NiCrMo钢的组织特征 |
| 1.3 临界区奥氏体化动力学及组织演变特征 |
| 1.3.1 临界区奥氏体化动力学研究 |
| 1.3.2 临界区加热组织演变特征 |
| 1.4 低温钢的临界区热处理概述 |
| 1.4.1 临界区热处理对组织的影响 |
| 1.4.2 临界区热处理对力学性能的影响 |
| 1.4.3 临界区热处理改善韧性的机理 |
| 1.5 逆转变奥氏体 |
| 1.5.1 逆转变奥氏体的形成及形态分布 |
| 1.5.2 奥氏体的稳定化 |
| 1.6 本文研究的目的和主要内容 |
| 第二章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 淬透性测试 |
| 2.2.2 临界点和CCT曲线测试 |
| 2.2.3 热处理实验 |
| 2.2.4 性能测试 |
| 2.2.5 组织观察 |
| 2.2.6 逆转变奥氏体的定量分析 |
| 第三章 试验结果 |
| 3.1 淬透性测试结果 |
| 3.2 临界点和CCT曲线测试结果 |
| 3.2.1 临界点和CCT曲线 |
| 3.2.2 不同冷速下的显微组织和硬度 |
| 3.3 不同热处理工艺参数对力学性能的影响 |
| 3.3.1 两相区二次淬火温度对力学性能的影响 |
| 3.3.2 回火温度对力学性能的影响 |
| 3.3.3 回火时间对低温韧性的影响 |
| 3.4 不同热处理状态下的组织观察 |
| 3.4.1 QT热处理组织 |
| 3.4.2 QLT热处理组织 |
| 3.5 逆转变奥氏体的定量分析结果 |
| 3.5.1 X射线衍射定量分析结果 |
| 3.5.2 穆斯堡尔谱定量分析结果 |
| 第四章 分析与讨论 |
| 4.1 QLT热处理组织演变 |
| 4.2 两相区二次淬火过程对组织的影响 |
| 4.2.1 二次淬火马氏体随温度的变化规律 |
| 4.2.2 二次淬火对逆转变奥氏体形成的影响 |
| 4.2.3 二次淬火对逆转变奥氏体形成的影响 |
| 4.2.4 逆转变奥氏体的稳定性 |
| 4.3 QLT热处理改善韧性的机理 |
| 第五章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录A (攻读学位期间所承担的科研任务与发表论文目录) |
四、热处理淬火所产生缺陷的分析(二)（论文参考文献）
- [1]喷射成形高合金高速钢的组织与性能研究[D]. 赵顺利. 上海大学, 2017(06)
- [2]蠕墨铸铁激光熔覆表面强化工艺研究[D]. 陈奎明. 长春理工大学, 2019(01)
- [3]高强高塑性中锰钢组织性能调控及奥氏体稳定性研究[D]. 刘春泉. 武汉科技大学, 2020(01)
- [4]WC颗粒增强钢基复合材料的组织及性能研究[D]. 张宁. 中国矿业大学, 2015(02)
- [5]H13模具钢热处理工艺优化及表面渗氮处理研究[D]. 郑小燕. 中南大学, 2008(04)
- [6]M5锆合金热处理工艺及组织性能研究[D]. 王晶. 西安工业大学, 2012(07)
- [7]42CrMo钢偏航轴承套圈精车裂纹产生的原因分析[D]. 赵小囡. 大连交通大学, 2019(08)
- [8]7050铝合金H型截面长轴锻件成形工艺优化及淬火残余应力消除研究[D]. 吴道祥. 重庆大学, 2016(03)
- [9]开闭口圆环渗碳淬火残余应力与变形分析[D]. 张润森. 燕山大学, 2015(12)
- [10]临界区热处理对5NiCrMo钢性能与组织的影响[D]. 史学星. 昆明理工大学, 2008(09)