一、渗碳时碳化物的析出和长大（论文文献综述）
尹龙承[1]（2020）在《14Cr14Co13Mo4钢Ni缓冲层法渗碳及热处理工艺研究》文中研究表明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。
陈继直[2]（1983）在《渗碳时碳化物的析出和长大》文中研究说明本文研究了渗碳时碳化物的析出和长大过程;分析了碳化物相的结构和成分随温度的变化情况,定量测定了析出碳化物的平均直径和时间的关系.试验结果表明,渗碳时碳化物可以直接从高温奥氏体中恒温析出和长大,一般渗破条件下形成的块状碳化物是集聚式长大的结果,其平均半径和时间的1/3次方成正比.
陈继直[3]（1979）在《轧机轴承深层渗碳工艺的探讨》文中进行了进一步梳理本文在分析国内外轧机轴承热处理工艺质量的基础上,从轧机轴承的失效分析出发,研究了影响轧机轴承寿命的主要因素,进而探讨了渗碳时大块碳化物的形成机理及影响因素;针状碳化物的形成条件及其机制,从而了解到现行轧机轴承深层渗碳——热处理工艺缺陷的症结所在,提出了新的复合渗碳——热处理工艺规范。实验和生产试验证明,新工艺消除了块状碳化物,提高了淬火硬度和回火稳定性,改善了渗碳质量,缩短了渗碳周期。提高了轧机轴承的内在质量。
候韶凯[4]（2019）在《铬系合金体系中各碳化物类型形成的主控要素探讨及模型建立》文中认为上世纪七十年代开发的铬系耐磨合金虽然以其优异的性价比很快代替了镍硬铸铁而广泛应用于矿山、建材、冶金等行业,但该耐磨合金在应用过程中的强韧性不足严重制约其使用寿命及应用领域,这正是铬系耐磨铸铁的主要弱点。铬系耐磨合金凝固时的一次碳化物的析出类型、形态、大小等是影响其强韧性不足的主要因素,其中尤以碳化物结构类型最为关键。众所周知,铬系耐磨合金中的碳化物主要包括M3C、M7C3和M23C6这三种类型,对于这三种不同碳化物类型之间的转化关系,目前被广泛接受的观点是由Cr/C比值大小决定的,即随着Cr/C数值的增长,碳化物的类型逐渐由M3C向M7C3再向M23C6转变。显然Cr/C的比值大小同时受到Cr、C原子含量的共同影响,仅仅只通过比值来判断碳化物的类型很容易忽略这两个元素在碳化物转变过程中各自所起到的作用,未能体现出Cr、C原子供应量和偏聚程度的动力学条件对析出类型的本质影响。为此,本文通过分析不同Fe-Cr-C体系下凝固组织中析出碳化物类型的差异性,并结合3Cr13不锈钢渗碳、脱碳处理前后碳化物类型的转变特征,系统深入地研究了M3C、M7C3和M23C6型碳化物之间相互转变时不同原子间重组重构机制及其各元素对碳化物类型形成条件的影响程度。为今后更好地控制碳化物的类型,获得强韧性更好的铬系耐磨合金奠定了理论基础。得到的研究结果表明:（1）M3C型与M7C3型这两种碳化物的形成条件和转换并非是由Cr/C比值大小决定的,在满足一定的C偏聚量情况下,供Cr充足时形成M7C3型碳化物,供Cr不充足形成M3C型型碳化物,与二者的热力学稳定性没有太大关系。（2）M7C3型与M23C6型这两种碳化物的形成条件和转换也并非Cr/C比值大小决定的,在满足一定含铬的门槛值下,二者的形成和转换主要取决于C含量的高低,而与二者的热力学稳定性没有太大关系。（3）M3C型、M7C3型和M23C6型这三种碳化物都有各自的晶格架构模型和各元素含量门槛值的数值要求。M3C型碳化物是基于Fe、C原子而形成的Fe3C体系晶格架构,而Cr原子是作为溶质置换了其中部分的Fe原子。随着M3C型碳化物晶格架构中置换Cr原子的增加,以Fe原子为主体架构的M3C型碳化物体系中的Cr原子置换Fe原子的能力不会一直增加,而是在一个临界值时达到饱和,本实验测得的临界值约为17.9%。当铬含量的偏聚程度达到约28%时,才出现了新的M7C3型碳化物,这种类型的碳化物是以Cr-C组元为主体原子而形成的Cr7C3晶格架构,Fe原子作为溶质置换了Cr原子而形成的碳化物。这两种类型的碳化物中对Cr含量数值的要求存在一个断档值而并没有呈现出连续的增长。M23C6型碳化物同样是以Cr-C组元为主体原子而形成的Cr23C6晶格架构,也是Fe原子作为溶质置换了Cr原子而形成的碳化物,但是这两种类型的碳化物中对C原子的要求是不同的。M7C3型碳化物中的C含量约为8.8%,M23C6型碳化物中的C含量为5.5%左右。
陈继直,谷臣清,赵志宏,赵文英[5]（1982）在《渗碳时碳化物的析出形态》文中指出本文研究了渗碳过程中碳化物的析出形态。渗碳时碳化物的析出形态与过冷奥氏体连续冷却时析出的碳化物形态不同。渗碳时碳化物的析出形态与合金成分、碳势高低、工艺制度等因素有关。在不同方式下形成的碳化物其形成机制是不同的。
赵毅杰[6]（2018）在《梯度结构Ti（C,N）基金属陶瓷制备及表面细晶层形成动力学研究》文中研究指明针对目前均质Ti（C,N）基金属陶瓷硬度与强韧性难以兼顾的矛盾,以及涂层材料易脱落等问题,本文利用物质传输的原理,提出了在一个完整的烧结热循环中制备梯度结构金属陶瓷的新方法,以期制备出表面富含耐磨的硬质相和内部富含强韧的粘结相的Ti（C,N）基金属陶瓷。采用热分析（DTA）、X射线衍射（XRD）、扫描电镜（SEM）、X射线能谱（EDS）、电子探针（EPMA）、透射电镜（TEM）等现代材料分析测试手段,系统研究了梯度结构Ti（C,N）基金属陶瓷的制备工艺、组织结构和力学性能之间的内在关系。本文首先综述了Ti（C,N）基金属陶瓷发展概况和研究进展;总结了Ti（C,N）基金属陶瓷的成分和烧结技术对金属陶瓷组织和性能的影响;归纳了梯度结构金属陶瓷的研究现状;然后简述了经典的梯度结构硬质合金的制备原理及梯度形成动力学模型。在此基础上指出了本文研究的目的和意义。研究了碳添加量对金属陶瓷的致密化行为、组织结构演化和力学性能的影响规律,为在一个完整的热循环中采用负压渗碳法制备梯度结构金属陶瓷打下基础。得出如下结论:当C添加量≤1wt%时,随着C含量的增加,Ti（C,N）基金属陶的致密化温度点基本保持不变,为1340℃;而当C添加量>1wt%,达到1.5wt%时,其致密化温度点明显降低到1280℃。并且发现C添加量的变化基本不影响其升温过程中金属陶瓷物相的变化规律,但会明显影响碳化物在金属陶瓷中的溶解析出过程,最终影响显微组织结构。随着C添加量的增加,内环形相厚度逐渐增加,而外环形厚度逐渐降低。当C添加量为0wt.%时,Ti（C,N）基金属陶的综合力学性能较佳:抗弯强度为2070MPa,硬度为88.3HRA,适合进行梯度烧结。研究了负压渗碳主要工艺参数对Ti（C,N）基金属陶瓷显微组织和力学性能的影响。结果表明:渗碳后Ti（C,N）基金属陶瓷粘结相呈梯度分布,表层贫粘结相,致使其硬度得到明显的提高,但对抗弯强度影响较小。其中液相渗碳处理可获得较厚的梯度层,但表面贫粘结相幅度较小;三相区渗碳能提高表层贫粘结相幅度,但梯度层相对较薄;两步渗碳处理后,能很好的综合上述两种渗碳处理的优势,即梯度层厚度和表层贫粘结相幅度均提高。当金属陶瓷经两步渗碳处理后,表层贫粘结相层厚度和表面贫粘结相幅度分别为800μm和38.2%;金属陶瓷的抗弯强度为2084MPa,表面显微硬度为1913HV。渗碳过程中粘结相梯度的形成是液相压力差以及碳元素与其它合金元素的亲和力存在差异共同作用的结果。研究了烧结不同阶段氮化处理对Ti（C,N）基金属陶瓷显微组织结构和性能的影响,为在一个完整的热循环中利用氮化处理技术制备表面细晶梯度结构金属陶瓷奠定基础。得出如下结论:整个阶段、升温阶段及终烧阶段通入氮气制得的试样,由于高的氮势的存在,造成环形相消失,硬质相颗粒团聚长大现象严重,致使孔隙率均较高,最终导致力学性能明显下降;冷却阶段氮化处理的试样孔隙率较低,表层形成了约10μm的富TiN硬质相层,明显提高了表面硬度。冷却阶段氮化处理过程中,表面富硬质相层是由表面高的氮活度驱使内部的Ti原子向外迁移与N原子发生反应形成的。当氮化处理温度超过1240℃时,试样表层析出了WC、Mo2C,且随着时间的增加,析出物颗粒形貌呈长大趋势。研究了冷却阶段较低温度下氮化处理主要工艺参数对Ti（C,N）基金属陶瓷细晶梯度层形成的影响。当金属陶瓷经1200℃氮化处理30h时,表面高的氮活度造成环形相在粘结相中逐渐溶解,并以不同的形式析出,明显改变了距表面约6.6μm区域的硬质相形貌,主要由细小的TiN颗粒和近球形的芯壳结构硬质相颗粒组成,使材料的表面显微硬度得到极大的提高。在同一时间下,细晶梯度层厚度随氮化处理温度的升高而增厚;在同一氮化处理温度下,时间越长,形成的梯度层越厚。细晶梯度层的生长受合金元素迁移控制,但其生长速率不遵循抛物线规律。因此建立了金属陶瓷在较低温度下氮化处理时,表面细晶梯度层形成的动力学方程。根据该方程计算了不同氮化处理工艺下表面细晶梯度层厚度,所得结果与实验测试结果基本吻合。
张沂滨,乔毅南,王世清,时其(王全)[7]（1988）在《低碳低合金钢渗碳时碳化物的析出形态》文中研究表明本文研究了低碳低合金钢渗碳时渗层中析出碳化物的组织形态和相结构,发现其组织形态服从单相析出的Dube形态分类系统,一般常说的块状、角状、爪状和颗粒状等形态,实际是仿晶界、魏氏组织侧片和侧针等形态,由于析出时母相奥氏体的晶粒尺寸不同,析出物的尺寸和分布密度不同,呈现出了不同的碳化物组织形态。本文分析了碳化物的形核与长大过程,推出了碳原子扩散控制的碳化物界面的推移速度表达式。
陈继直[8]（1981）在《钢中的块状碳化物》文中研究指明本文研究了渗碳时碳化物相直接从高温奥氏体中的恒温析出,分析了碳化物相的结构和成份,并定量地测定了碳化物相的平均直径和时间的关系,讨论了碳化物相直接从高温奥氏体中恒温析出长大的机构及其影响因素。本文为渗碳热处理工艺的革新和正确选用合金渗碳钢提供了一些理论根据。
王艳辉[9]（2017）在《大功率风电轴承用纳米贝氏体钢化学成分设计与组织性能调控》文中研究指明本文依托国家863课题,对大功率风电主轴轴承用贝氏体渗碳钢的热处理工艺进行了优化,并进一步优化了化学成分。对最终优化出的主轴轴承圈用G23Cr2Ni2Si1Mo钢表面和心部的组织及性能进行了详细研究,并与经典的马氏体渗碳钢G20Cr2Ni4的组织和性能做了对比;研究了高碳纳米贝氏体轴承钢的显微组织,并探讨了轴承钢中未溶碳化物对纳米贝氏体相变的影响;研究了渗碳及高碳纳米贝氏体钢的滚动接触疲劳性能及其影响因素。通过对G20Cr2Ni4SiMo钢和G20Cr2Ni2SiMoAl钢渗碳后调质球化退火、表层组织和硬度以及心部力学性能的研究,最终优化出风电主轴轴承用贝氏体渗碳钢的球化退火工艺,并进一步优化了化学成分,最终确定了主轴轴承套圈可选用材料及热处理工艺。渗碳合金钢G23Cr2Ni2Si1Mo,经渗碳淬火、高温回火及最终二次淬火（低温等温淬火）后,表面层获得了包含纳米贝氏体、马氏体、未溶球状碳化物及残余奥氏体的混合组织。低温等温淬火试样与传统油淬试样做了对比。结果表明,等温淬火试样比油淬试样获得了更高的表面残余压应力及较厚的表层残余压应力层,并且200oC等温4 h,8 h及24 h试样的表面耐磨性比油淬试样分别高40%,58%和12%,此外等温淬火试样心部冲击韧性比传统油淬试样提高了20.8%-33.3%。对比研究了纳米贝氏体渗碳钢G23Cr2Ni2Si1Mo钢和马氏体渗碳钢G20Cr2Ni4的组织和性能。结果表明,G23Cr2Ni2Si1Mo钢经渗碳及随后的在200?C低温等温淬火后,表层得到了纳米贝氏体和弥散分布的未溶碳化物颗粒。与传统马氏体渗碳钢G20Cr2Ni4相比,贝氏体渗碳钢G23Cr2Ni2Si1Mo展现出更好的耐磨性和更高的滚动接触疲劳性能。此外,G23Cr2Ni2Si1Mo钢的淬透性和综合力学性能均优于G20Cr2Ni4钢。研究了新设计的高碳纳米贝氏体轴承钢GCr15Si1Mo的组织,并着重研究了该钢未溶碳化物对纳米贝氏体相变的影响,结果表明:GCr15Si1Mo钢经低温等温淬火处理后,得到由纳米贝氏体、马氏体、未溶碳化物和残余奥氏体组成的混合组织。组织中未溶碳化物含量越多,基体的C浓度起伏越大。基体中大的C浓度差,不仅有利于贝氏体铁素体在贫碳区形核,从而缩短了贝氏体相变的孕育期;而且有利于C原子的扩散,从而促进了贝氏体铁素体的长大。因此,组织中未溶碳化物含量越多,则纳米贝氏体相变速率越快,相变完成的总时间越少。在相同等温淬火温度下,即使组织中未溶碳化物体积分数不同,最终组织中得到的纳米贝氏体体积分数基本相同。研究了含相同体积分数未溶碳化物的渗碳以及高碳两种纳米贝氏体钢的滚动接触疲劳性能。结果表明:两种钢表面在化学成分、相组成、贝氏体铁素体板条尺寸、硬度值及残余压应力值大体相似的条件下,渗碳纳米贝氏体钢的滚动接触疲劳寿命比高碳纳米贝氏体钢表现出更大的优越性。渗碳纳米贝氏体钢优异的滚动接触疲劳性能,主要归功于该钢表层更加细小的碳化物的弥散分布、渗碳层中较大的残余压应力且较深的残余压应力层、较高的加工硬化能力以及表面较多的稳定的残余奥氏体的存在。
李俊,黄健,贾涛[10]（2020）在《初始组织对20CrMnTi钢伪渗碳过程中奥氏体化相变与晶粒长大行为的影响》文中研究指明研究了20CrMnTi钢球化退火过程中的渗碳体析出行为及其与铁素体回复和再结晶的相互作用,着重分析了热轧态、淬火态和球化态3种初始组织在伪渗碳过程中的奥氏体化相变与晶粒长大行为。结果表明,热轧态和淬火态试样分别具有均匀粗大的"铁素体+珠光体"组织和均匀细化的马氏体板条组织;在球化态试样中,由于球化时碳化物析出与马氏体基体回复、再结晶的相互作用,基体组织与碳化物均存在微观非均匀现象。经伪渗碳后,奥氏体平均晶粒尺寸按热轧态、淬火态和球化态次序依次减小,但不均匀性因子按该次序依次增大;与初始组织相关的奥氏体形核密度与形核均匀性是控制渗碳过程中奥氏体晶粒长大行为的关键因素之一。
二、渗碳时碳化物的析出和长大（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、渗碳时碳化物的析出和长大（论文提纲范文）
（1）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 |
（4）铬系合金体系中各碳化物类型形成的主控要素探讨及模型建立（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 铬系合金中碳化物的类型与结构 |
| 1.2 铬系合金中碳化物组织变化的影响因素 |
| 1.2.1 冷却速度 |
| 1.2.2 合金化 |
| 1.2.3 变质处理 |
| 1.3 铬系合金中碳化物的微观生长机制 |
| 1.3.1 碳化物的形核过程 |
| 1.3.2 碳化物的长大过程 |
| 1.4 选题意义 |
| 1.5 研究内容 |
| 2 试验材料及分析方法 |
| 引言 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 试样化学成分 |
| 2.3 总体实验方案 |
| 2.4 试样分析处理 |
| 2.4.1 金相组织观察及制备样品 |
| 2.4.2 XRD物相分析 |
| 2.4.3 扫描电镜观察以及能谱分析 |
| 2.4.4 TEM透射电镜分析 |
| 2.4.5 渗碳和脱碳分析 |
| 3 M_3C和 M_7C_3 碳化物之间转变的主控要素 |
| 引言 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.2 实验结果与分析 |
| 3.2.1 相同Cr/C条件下各组织形貌的差异 |
| 3.2.2 相同Cr/C条件下碳化物类型的差异 |
| 3.2.3 各种类型碳化物的元素分析 |
| 3.2.4 讨论 |
| 3.3 模型的建立 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 液态析出条件下M_7C_3与M_(23)C_6 碳化物之间转变的主控要素 |
| 引言 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.2 实验结果与分析 |
| 4.2.1 组织形貌分析 |
| 4.2.2 XRD物相分析 |
| 4.2.3 EDS元素面分析 |
| 4.2.4 EDS微区元素点分析 |
| 4.2.5 TEM分析 |
| 4.2.6 热力学分析 |
| 4.3 模型的建立 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 固态扩散条件下M_7C_3与M_(23)C_6 碳化物之间转变的主控要素 |
| 引言 |
| 5.1 实验条件及方法 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.2 试验结果及分析 |
| 5.2.1 显微组织分析 |
| 5.2.2 SEM分析 |
| 5.2.3 EDS分析 |
| 5.2.4 XRD分析 |
| 5.3 模型的建立 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录:研究生期间发表的论文 |
（6）梯度结构Ti（C,N）基金属陶瓷制备及表面细晶层形成动力学研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的研究进展 |
| 1.2.1 概述 |
| 1.2.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的成分设计 |
| 1.2.3 Ti(C,N)基金属陶瓷烧结技术 |
| 1.3 梯度结构金属陶瓷研究现状 |
| 1.3.1 构造法 |
| 1.3.2 传输法 |
| 1.4 经典的梯度结构硬质合金制备原理及动力学模型研究现状 |
| 1.4.1 表面贫Co芯部含η相的梯度结构硬质合金 |
| 1.4.2 表面贫Co无η相的梯度结构硬质合金 |
| 1.4.3 表面富粘结相的梯度结构硬质合金 |
| 1.5 本文的研究目的和研究内容 |
| 第二章 试验材料的制备及分析测试方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.3 Ti(C,N)基金属陶瓷成分配方 |
| 2.4 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备工艺过程 |
| 2.5 测试与分析 |
| 2.5.1 开口孔隙率测试 |
| 2.5.2 致密试样孔隙率测试 |
| 2.5.3 抗弯强度测试 |
| 2.5.4 硬度测试 |
| 2.5.5 差示扫描量热分析 |
| 2.5.6 物相分析 |
| 2.5.7 显微组织分析 |
| 第三章 碳含量对Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 金属陶瓷混合粉料的热分析 |
| 3.4 C添加量对金属陶瓷的致密化行为的影响 |
| 3.5 C添加量对金属陶瓷相成分演化的影响 |
| 3.6 C添加量对金属陶瓷显微组织演化的影响 |
| 3.7 C添加量对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 负压渗碳制备梯度结构Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.2.1 试样制备 |
| 4.2.2 测试与分析 |
| 4.3 液相渗碳制备梯度结构Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 4.3.1 工艺参数的确定 |
| 4.3.2 液相渗碳后Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织结构特点 |
| 4.3.3 液相渗碳时间对Ti(C,N)基金属陶瓷梯度结构形成的影响 |
| 4.3.4 液相渗碳对Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能的影响 |
| 4.3.5 液相渗碳处理Ti(C,N)基金属陶瓷梯度结构形成机理 |
| 4.4 三相区渗碳制备梯度结构Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 4.4.1 工艺参数的确定 |
| 4.4.2 三相区渗碳后Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织结构特点 |
| 4.5 两步渗碳制备梯度结构Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 4.5.1 工艺参数的确定 |
| 4.5.2 两步渗碳后Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织结构特点 |
| 4.6 不同渗碳工艺对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 氮化处理对Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.2.1 试样制备 |
| 5.2.2 测试与分析 |
| 5.3 烧结不同阶段氮化处理对金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 5.3.1 外观 |
| 5.3.2 孔隙率 |
| 5.3.3 显微组织 |
| 5.3.4 力学性能 |
| 5.4 冷却阶段氮化处理主要工艺参数对Ti(C,N)基金属陶瓷表面显微组织结构的影响 |
| 5.4.1 氮化处理温度对Ti(C,N)基金属陶瓷表面显微组织结构的影响 |
| 5.4.2 氮化处理时间对Ti(C,N)基金属陶瓷表面显微组织结构的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 氮化处理制备表面细晶梯度结构Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 试样制备 |
| 6.2.2 测试与分析 |
| 6.3 氮化处理后Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织和力学性能特点 |
| 6.3.1 外观 |
| 6.3.2 相组成 |
| 6.3.3 显微组织和成分分布 |
| 6.3.4 力学性能 |
| 6.4 氮化处理温度和时间对Ti(C,N)基金属陶瓷细晶梯度层形成的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 Ti(C,N)基金属陶瓷表面细晶梯度层的形成动力学 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 表面细晶梯度层的形成动力学模型建立 |
| 7.3 氮、钛原子在氮化处理过程中的扩散系数及有效扩散因子的计算 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 结论与展望 |
| 8.1 主要结论 |
| 8.2 全文主要创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
（9）大功率风电轴承用纳米贝氏体钢化学成分设计与组织性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 风力发电产业的发展 |
| 1.2.1 国内外风力发电市场的发展现状 |
| 1.2.2 我国风力发电设备制造水平现状 |
| 1.2.3 风电机组中的风电轴承 |
| 1.3 轴承钢的研究现状 |
| 1.3.1 轴承钢简介 |
| 1.3.2 马氏体轴承钢的研究进展 |
| 1.3.3 贝氏体轴承钢的研究进展 |
| 1.4 纳米贝氏体钢的组织及性能特征 |
| 1.4.1 纳米贝氏体的结构特点 |
| 1.4.2 纳米贝氏体组织中的贝氏体铁素体 |
| 1.4.3 纳米贝氏体中的残余奥氏体 |
| 1.4.4 纳米贝氏体钢的力学性能及其应用 |
| 1.5 纳米贝氏体在轴承中的应用进展 |
| 1.5.1 纳米贝氏体轴承钢的应用现状 |
| 1.5.2 纳米贝氏体轴承钢的应用展望 |
| 1.6 本文研究的主要内容 |
| 第2章 试验内容和方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 渗碳纳米贝氏体轴承钢化学成分设计 |
| 2.1.2 高碳纳米贝氏体轴承钢化学成分设计 |
| 2.2 材料的淬透性评价 |
| 2.2.1 端淬实验 |
| 2.2.2 理想临界直径的计算 |
| 2.3 相变点及相变动力学测试 |
| 2.4 材料的热处理 |
| 2.4.1 渗碳热处理 |
| 2.4.2 球化退火处理 |
| 2.4.3 贝氏体相变热处理 |
| 2.5 常规力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸性能测试 |
| 2.5.3 冲击性能测试 |
| 2.6 摩擦磨损试验 |
| 2.7 滚动接触疲劳试验 |
| 2.8 残余应力测试 |
| 2.9 微观组织分析 |
| 2.9.1 XRD分析 |
| 2.9.2 OM组织观察 |
| 2.9.3 TEM组织观察 |
| 2.9.4 SEM断口形貌和组织观察 |
| 2.9.5 三维形貌分析 |
| 2.9.6 EPMA分析 |
| 第3章 渗碳纳米贝氏体轴承钢化学成分优化和球化退火工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料及方法 |
| 3.3 试验结果与分析 |
| 3.3.1 渗碳性能分析 |
| 3.3.2 调质球化退火工艺探索 |
| 3.3.3 渗碳表层微观组织表征 |
| 3.3.4 心部力学性能测试 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 渗碳纳米贝氏体轴承钢的组织和性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料和方法 |
| 4.3 试验结果与分析 |
| 4.3.1 渗碳钢表层的组织和性能 |
| 4.3.2 渗碳钢心部的组织和性能 |
| 4.3.3 渗碳层残余应力的分布规律 |
| 4.4 渗碳纳米贝氏体与马氏体轴承钢组织性能对比 |
| 4.4.1 心部的性能对比 |
| 4.4.2 渗碳层的碳含量及硬度分布对比 |
| 4.4.3 表层的显微组织对比 |
| 4.4.4 表层的耐磨性对比 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 高碳纳米贝氏体轴承钢的组织及相变动力学研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料及方法 |
| 5.3 试验结果 |
| 5.3.1 微观组织结构 |
| 5.3.2 不同未溶碳化物含量下的贝氏体相变动力学 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 原奥氏体晶粒度对纳米贝氏体相变的影响 |
| 5.4.2 元素分布对纳米贝氏体相变的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 纳米贝氏体轴承钢的滚动接触疲劳性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料及方法 |
| 6.3 试验结果 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 未溶碳化物对滚动接触疲劳性能的影响 |
| 6.4.2 纳米贝氏体对滚动接触疲劳性能的影响 |
| 6.4.3 残余应力对滚动接触疲劳性能的影响 |
| 6.4.4 残余奥氏体对滚动接触疲劳性能的影响 |
| 6.4.5 加工硬化与滚动接触疲劳寿命之间的关联性 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（10）初始组织对20CrMnTi钢伪渗碳过程中奥氏体化相变与晶粒长大行为的影响（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 2 试验结果与分析 |
| 2.1 球化过程中的组织演变 |
| 2.2 伪渗碳加热过程的相变行为 |
| 2.3 伪渗碳等温过程中的晶粒长大 |
| 3 分析与讨论 |
| 3.1 球化时的渗碳体析出动力学行为 |
| 3.2 伪渗碳时的奥氏体化相变与非均匀晶粒长大 |
| 4 结论 |
四、渗碳时碳化物的析出和长大（论文参考文献）
- [1]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)
- [2]渗碳时碳化物的析出和长大[J]. 陈继直. 华中工学院学报, 1983(S1)
- [3]轧机轴承深层渗碳工艺的探讨[J]. 陈继直. 西安理工大学学报, 1979(01)
- [4]铬系合金体系中各碳化物类型形成的主控要素探讨及模型建立[D]. 候韶凯. 西安建筑科技大学, 2019(06)
- [5]渗碳时碳化物的析出形态[J]. 陈继直,谷臣清,赵志宏,赵文英. 西安理工大学学报, 1982(02)
- [6]梯度结构Ti（C,N）基金属陶瓷制备及表面细晶层形成动力学研究[D]. 赵毅杰. 南京航空航天大学, 2018(01)
- [7]低碳低合金钢渗碳时碳化物的析出形态[J]. 张沂滨,乔毅南,王世清,时其(王全). 金属热处理学报, 1988(01)
- [8]钢中的块状碳化物[J]. 陈继直. 西安理工大学学报, 1981(01)
- [9]大功率风电轴承用纳米贝氏体钢化学成分设计与组织性能调控[D]. 王艳辉. 燕山大学, 2017(05)
- [10]初始组织对20CrMnTi钢伪渗碳过程中奥氏体化相变与晶粒长大行为的影响[J]. 李俊,黄健,贾涛. 金属热处理, 2020(06)