一、W_(18)Cr_4V高速钢铣刀锻造工艺的改进（论文文献综述）
李苏望[1]（2020）在《超高钒铌粉末冶金高速钢的强化机理与固相焊接工艺研究》文中指出粉末冶金高速钢（简称为粉末高速钢）作为机械加工中切削、切割工具的主要用材拥有着五十多年的历史,从采用大型中间钢包的气雾化-热等静压的第一代粉末高速钢到如今生产工艺多样化、组元多样化的第三代粉末高速钢,粉末高速钢逐渐完成了钢液成分的优化控制、雾化粉末性能的提升和各阶段生产设备的改良与升级;随后科研工作者针对工业化的需求,延伸至对材料高合金甚至超合金化的探索,着重于获得更佳的组织及性能;至此,更优合金化方案及更高性能的粉末高速钢层出不穷,也逐步发展成21世纪极具潜力与发展的刀具材料。本研究打破传统熔炼、雾化等工艺对合金元素加入的限制,通过DFT直接制备工艺引入超高含量钒铌进行复合强化,并从材料制备和强化两大关键过程进行研究,包括超高合金的固相烧结致密化、钒铌复合强化机理与成分优化、超高合金粉末高速钢强韧化等,逐步建立和完善超高合金粉末高速钢的致密化机制、超高钒铌的作用机理与限度以及超高合金粉末高速钢的强韧化工艺。其次,为降低高合金粉末高速钢的使用成本,提高材料利用率,研究尝试采用热压辅助扩散焊对ASP 60和W18Cr4V进行焊接以减少生产中粉末高速钢的使用量。文章主要结论如下:1.采用DFT直接制备工艺制备出不同成分配比的超高钒铌粉末高速钢,通过研究其致密化行为、显微组织及物相演变,建立起不同钒铌添加对材料致密度、组织及性能的影响。结果表明:（1）材料在1165℃烧结后均获得较高的致密度（≥99.13%）;（2）随着Nb含量的增加,材料中出现大量细小的亮白色WC颗粒、呈现桥接黏连的块状M6C碳化物及条状M2C碳化物,而M6C、M2C碳化物的出现显着降低了材料的强韧性;（3）材料在Nb含量为3%时取得最佳的综合力学性能及微观组织;（4）当Nb含量>5%时,材料表现出强烈的二次硬化作用,经三次回火后,硬度由淬火态58HRC迅速提升到72.6 HRC;（5）不同成分高钒铌粉末高速钢均具有良好的抗回火性。2.其次,研究采用热加工变形的方式对综合性能优异的S3成分粉末高速钢分别进行0%、10%、20%、30%、40%五种变形量的旋锻加工,并对不同旋锻变形量的组织、断口、力学性能（包括硬度、冲击韧性及抗弯强度）进行表征,研究发现:热变形加工可以有效提高材料的强韧性,当变形量达到40%时,材料的冲击韧性和弯曲强度相较于未旋锻加工的材料强韧性分别提升了43.86%和20.74%,达到10.43 J/cm2和3731.9 MPa。同时组织及断口分析发现,旋锻加工主要通过高密度位错及晶粒细化进行强化材料性能。3.采用热压辅助扩散焊对高性能粉末高速钢ASP 60与W18Cr4V进行对焊连接,并通过单一变量的原则分别对焊接温度、焊接压力以及焊接保温时间三个参数进行实验并摸索出最佳的焊接参数,结合各组参数下对焊材料的宏观形貌（焊后形貌、断口形貌等）、力学性能测试及微观组织（SEM）分析我们得出:当焊接温度为1000℃、焊接压力为25MPa及焊接保温时间为30min时材料获得最佳的焊接性能,此时材料抗拉强度为1157MPa,且断口沿着W18Cr4V一侧断裂。
赵顺利[2]（2017）在《喷射成形高合金高速钢的组织与性能研究》文中研究说明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。
吴红庆,吴晓春[3]（2017）在《国内外高速钢的研究现状和进展》文中指出概述了高速钢的市场现状,性能要求、分类和国内外高速钢的牌号。通过对近年来国内外高速钢研究现状和发展动态的阐述,着重分析了高速钢材料生产中关注的焦点共性问题,指出我国在高速钢发展上与国际水平相比的优势与不足,展望了未来高速钢的发展趋势。
邢艳梅[4]（2008）在《高速钢工模具的热处理工艺研究》文中认为高速钢因其优良的综合性能:红硬性、耐磨性且具有一定的韧性,被广泛用于制造各种工具及模具。而高速钢作为工、模具使用时的特殊性能,通常需要经过一定的热处理工艺后才能体现出来。为了提高高速钢工、模具的使用寿命,本要主要从高速钢化学成分、组织、热加工工艺、热处理转变工艺等方面进行分析,并指出决定其各种性能的主要因素。高速钢工模具的热加工工艺为锻造,热处理工艺过程主要包括锻造后的等温球化退火及精加工后的淬火与回火。本文针对生产过程中所用的W18Cr4V钢模具冲头使用寿命短、W18Cr4V钢半圆绞刀热处理后发生弯曲变形失效,从产生失效的原因,结合高速钢的成分特点、热处理机理,对该两种工模具的锻造工艺、热处理工艺加以改善研究,从而提高其使用寿命。
张强雄[5]（2018）在《纳米晶孕育剂变质细化高速钢的组织及性能研究》文中进行了进一步梳理W18Cr4V是最典型的高速钢,由于其在高温下具备高硬度、高强度及高韧性等优异性能,因而在工业上被广泛应用于刀具、钻头及高载荷模具的制备。然而随着现代工业化的快速发展,机加工对工具材料的要求越来越高,高速钢中碳化物粗大以及组织不均匀等缺陷造成其力学性能上的短板也逐渐被放大,本文利用纳米晶孕育剂对W18Cr4V高速钢的组织进行孕育处理,达到改善组织并提升其力学性能的目的。作者基于材料热力学原理合理设计了两种纳米晶Fe基孕育剂的成分组成,并利用原位自生法、快速凝固法及机械研磨法成功制备出薄带状Fe-Nb-V-Al-Yb-C孕育剂和粉末状Fe-Nb-V-Ti-N-C孕育剂。利用真空感应炉进行W18Cr4V高速钢的熔炼及孕育处理,并对试样进行多组热处理试验。采用金相、SEM、TEM、XRD等方法对孕育处理前后W18Cr4V高速钢的组织形貌及相成分进行检测分析,并且利用硬度计、摆锤试验机、磨损试验机对孕育处理前后的W18Cr4V高速钢进行了力学性能研究。研究结果表明:经快速凝固和机械研磨处理后的薄带状Fe-Nb-V-Al-Yb-C复合孕育剂和粉末状Fe-Nb-V-Ti-N-C复合孕育剂均是非晶纳米晶混合体;在Fe-Nb-V-Al-Yb-C复合孕育剂的基体上弥散有大量的纳米陶瓷颗粒,这些纳米颗粒包括NbC、VC及Fe3C等,在Fe-Nb-V-Ti-N-C复合孕育剂的基体上同样也弥散有大量的纳米陶瓷颗粒,这些纳米颗粒包括TiN、TiC及NbC等。经两种孕育剂孕育处理后,W18Cr4V高速钢铸态组织均有明显改善,其中的晶粒尺寸、网厚及枝晶间距等均得到显着细化,且Fe-Nb-V-Al-Yb-C孕育剂细化效果更好。此外,在孕育处理后的高速钢组织中发现,共晶碳化物M6C的与孕育剂所引进的Nb6C5相的面存在共格关系,马氏体相的面与Nb6C5相的存在共格关系。经孕育处理后,高速钢淬火晶粒均细化明显,高速钢回火组织中碳化物析出量更多、粒径更细且分布弥散均匀,回火马氏体含量增多且更加致密,其中Fe-Nb-V-Al-Yb-C孕育剂对组织改善效果更佳。同时回火后的高速钢在硬度、红硬性、冲击韧性及耐磨性方面均有显着提升,并且Fe-Nb-V-Al-Yb-C孕育剂对力学性能参数提升更高。
孙海霞[6]（2021）在《粉末高速钢的制备及组织性能的研究》文中研究指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。
盖立武[7]（2017）在《氟金云母玻璃陶瓷铣削加工性能研究》文中认为氟金云母陶瓷是一种新型的可加工玻璃陶瓷材料,因具有硬度、机械强度及耐磨性高,化学稳定性和热稳定性优良等特点而被广泛应用于新能源、生物医学、光电通讯、精密仪器、空间技术等工业生产及高新技术领域。但氟金云母陶瓷的加工效率低、加工成本高、刀具磨损快,限制了氟金云母陶瓷材料更加广泛的应用。本文选用TIALN涂层硬质合金刀具和W18Cr4V高速钢刀具对氟金云母陶瓷样件进行了干式铣削试验,全面系统的分析了铣削加工参数对氟金云母陶瓷材料切削加工过程中切削力、表面粗糙度和刀具磨损的影响,为实际生产中铣削氟金云母陶瓷材料工艺方案的制定提供理论依据。本文主要研究内容如下:首先,采用两种不同的铣刀对氟金云母陶瓷材料进行干式铣削试验,使用kistler测力仪测量铣削力的变化,利用TR110袖珍式粗糙度仪测量不同刀具切削加工后工件的表面粗糙度;用单因素法分析铣削加工参数对切削力和表面粗糙度的影响,用正交试验法探讨铣削加工参数对切削力和表面粗糙度影响的显着性,进而得出最优的铣削方案。试验结果表明:TIALN涂层硬质合金刀具表现出更好的切削性能,更适合加工氟金云母陶瓷材料。其次,采用多元线性回归分析法建立了切削氟金云母陶瓷材料的铣削力和表面粗糙度的预测模型,利用MATLAB软件对回归方程的显着性进行了检验。结果表明:TIALN涂层硬质合金刀具预测模型可以有效预测实际加工过程中的铣削力和表面粗糙度。最后,使用MV3020二维光学影像仪测量两种铣刀切削加工过程中刀具后刀面的磨损量VB,研究两种刀具干式铣削氟金云母陶瓷材料的使用寿命;利用S-4700扫描电镜观察铣削加工后刀具前刀面和后刀面的磨损形貌,并对磨损区域的特征点进行能谱分析,进而得出各切削刀具的磨损机理。试验结果表明:TIALN涂层硬质合金刀具是干式铣削氟金云母陶瓷材料更为理想的刀具。
贾成厂,吴立志[8]（2012）在《粉末冶金高速钢》文中研究指明高速钢是一种具有高硬度、高耐磨性和高耐热性的工具钢,500℃仍能保持高的硬度,且强度和韧性配合好,可以用来制造复杂的薄刃和耐冲击的金属切削刀具,也可制造高温轴承和冷挤压模具等。粉末冶金高速钢是采用粉末冶金工艺制备的高速钢,碳化物呈极细小的颗粒均匀地分布于基体,避免了熔炼法生产所造成的碳化物偏析而引起力学性能降低和热处理变形,能够大幅度提高其使用寿命。
赵时璐[9]（2010）在《多弧离子镀Ti-Al-Zr-Cr-N系复合硬质膜的制备、微结构与性能》文中认为在高速钢和硬质合金刀具表面沉积TiN等硬质膜,可提高刀具的硬度和耐磨性,从而提高刀具的切削性能和使用寿命。但随着数控加工机床的逐渐普及,高速切削已成为机械加工的主流,TiN薄膜刀具难以满足使用性能的要求。而另一方面,薄膜合金化、多层化和梯度化等复合形式可以实现提高硬质薄膜的综合性能和使用寿命。因此,本文旨在通过合金元素的添加和薄膜构成形式的变化来探索TiN基复合薄膜综合性能的改善。采用多弧离子镀技术,使用两个Ti-Al-Zr合金靶和一个纯Cr靶,在W18Cr4V高速钢和WC-8%Co硬质合金两种基体上成功地沉积了四种Ti-Al-Zr-Cr-N系复合硬质膜,即（Ti,Al,Zr,Cr）N多元膜、（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N和CrN/（Ti,Al,Zr,Cr）N多元双层膜以及TiAlZrCr/（Ti,Al,Zr,Cr）N多元梯度膜。利用扫描电镜（SEM）、激光扫描共聚焦光学显微镜、电子能谱仪（EDS）和X射线衍射（XRD）对四种复合膜的成分、形貌、粗糙度和微观结构进行了测量和表征;利用显微硬度计和划痕仪测评了四种复合膜的硬度和膜/基结合力;利用摩擦磨损试验机研究了四种复合膜在常温（15℃）和高温（500℃）条件下的耐磨损特性,并采用SEM观察了磨痕的表面形貌;同时对四种复合膜进行了600℃、700℃、800℃和900℃短时（4h）高温氧化实验及700℃和800℃长时（100h）高温循环氧化实验,并利用SEM、EDS和XRD观察和分析了试样表面的氧化膜。研究结果表明,获得的四种Ti-Al-Zr-Cr-N系复合硬质膜均具有B1-NaCl型的TiN面心立方结构;四种复合膜的成分除-50V偏压外,其它偏压下的变化均不明显;复合膜的表面都比较平整、致密,但仍然存在较多的大颗粒（微液滴）和微孔缺陷,同时增大偏压可以减少其表面的液滴污染现象,表面粗糙度有所改善;复合膜与基体之间无明显的缺陷,薄膜具有从基体到表面垂直生长的柱状晶组织;在不同的偏压下,四种复合膜的厚度大约为1～1.5μm,而且随着偏压的增大,其厚度有所减小。高速钢和硬质合金基体上的（Ti,Al,Zr,Cr）N多元膜的（Al+Zr+Cr）/（Ti+Al+Zr+Cr）原子比值分别为0.44～0.52和0.41～0.43,当其分别趋于0.44和0.41时,薄膜的显微硬度分别达到最大值3300HV0.01和3600HV0.01,膜/基结合力也分别达到最大值190N和200N。（Ti,Al,Zr,Cr）N多元膜的摩擦磨损机理均为以塑性变形为主要特征的粘着磨损,并伴有轻微的磨粒磨损。在常温和高温条件下磨损时,平均摩擦系数在0.3～0.5之间。薄膜的摩擦系数曲线和磨损表面形貌分析表明,随着沉积偏压的增加,其耐磨性有所提高,而且硬质合金基体略优于高速钢基体上薄膜的耐磨性。另外,在短时氧化条件下,高速钢和硬质合金基体上的（Ti,Al,Zr,Cr）N膜分别在800℃和700℃时具有良好的抗高温氧化性能,在XRD谱中观察到了金红石结构的TiO2;在长时氧化条件下,高速钢和硬质合金基体上（Ti,Al,Zr,Cr）N膜的抗高温循环氧化温度分别为700℃和600℃。（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N多元双层膜具有比（Ti,Al,Zr,Cr）N单层膜更高的硬度和更强的膜/基结合力。当高速钢和硬质合金基体上（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N膜的（Al+Zr+Cr）/（Ti+Al+Zr+Cr）原子比值分别达到0.44和0.40时,薄膜的显微硬度分别达到最大值3450HV0.01和4000HV0.01,膜/基结合力也分别达到最大值190N和＞200N。同时,（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N双层膜具有比（Ti,Al,Zr,Cr）N单层膜更优的耐磨损性能,其在常温和高温下磨损时的平均摩擦系数在0.3～0.35之间。而且,氧化增重、氧化膜的表面形貌及其相结构的分析表明,（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N双层膜具有比（Ti,Al,Zr,Cr）N单层膜更为良好的抗高温氧化性能。CrN/（Ti,Al,Zr,Cr）N多元双层膜具有比（Ti,Al,Zr,Cr）N单层膜更高、但略低于（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N双层膜的硬度,同时具有比（Ti,Al,Zr,Cr）N单层膜和（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N双层膜都强的膜/基结合力。当高速钢和硬质合金基体上CrN/（Ti,Al,Zr,Cr）N膜的（Al+Zr+Cr）/（Ti+Al+Zr+Cr）原子比值分别趋于0.45和0.40时,薄膜的显微硬度分别达到最大值3400HV0.01和3900HV0.01,膜/基结合力也分别达到最大值190N和＞200N。同时,CrN/（Ti,Al,Zr,Cr）N双层膜具有比（Ti,Al,Zr,Cr）N单层膜更优、但略低于（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N双层膜的耐磨损性能,其在常温和高温下磨损时的平均摩擦系数分别在0.3～0.4和0.3～0.45之间。而且,CrN/（Ti,Al,Zr,Cr）N双层膜具有比（Ti,Al,Zr,Cr）N单层膜更为良好的抗高温氧化性能。在短时氧化条件下,硬质合金基体上CrN/（Ti,Al,Zr,Cr）N膜的抗高温氧化温度进一步提高到800℃。TiAlZrCr/（Ti,Al,Zr,Cr）N多元梯度膜具有比（Ti,Al,Zr,Cr）N单层膜及（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N和CrN/（Ti,Al,Zr,Cr）N双层膜更高的硬度和更强的膜/基结合力。当高速钢和硬质合金基体上梯度膜的（Al+Zr+Cr）/（Ti+Al+Zr+Cr）原子比值分别达到0.45和0.39时,薄膜的显微硬度分别达到最大值3500HV0.01和4000HV0.01,膜/基结合力也分别达到最大值200N和＞200N。同时,TiAlZrCr/（Ti,Al,Zr,Cr）N梯度膜具有比（Ti,Al,Zr,Cr）N单层膜及（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N和CrN/（Ti,Al,Zr,Cr）N双层膜更优的耐磨性,其在常温和高温下磨损时的平均摩擦系数分别在0.25～0.3和0.3～0.35之间。而且,在短时氧化条件下,高速钢和硬质合金两种基体上的TiAlZrCr/（Ti,Al,Zr,Cr）N梯度膜在800℃时均具有良好的抗高温氧化性能;在长时氧化条件下,高速钢和硬质合金两种基体上TiAlZrCr/（Ti,Al,Zr,Cr）N梯度膜的抗高温循环氧化温度均为700℃,与（Ti,Al,Zr,Cr）N单层膜及（Ti,Al,Zr）N/（Ti,Al,Zr,Cr）N和CrN/（Ti,Al,Zr,Cr）N双层膜相比,其抗高温氧化性能得到了明显的改善。
王维青[10]（2012）在《硅影响M2高速钢中碳化物形成和转变的研究》文中指出在装备工业快速发展的今天，高速钢作为一种重要的工具材料，再次引起世界各国的关注，并作为前沿先进材料之一再次列入我国十二五科技发展规划中。通常情况下，高速钢在凝固过程中形成的网状共晶碳化物必须通过锻轧变形来破碎。多数情况下，变形需要多道次。而对一些大体积或大规格的产品进行变形是十分困难的，甚至是不可能的。即使对尺寸较小的产品，共晶碳化物的破碎效果有时也不能令人满意。已有资料表明硅对铸态组织中碳化物的类型有重要影响，且硅可能促进M2高速钢中M2C共晶碳化物在高温热处理时的分解。但这些研究是非常有限且零散的，所以弄清楚硅对通用型M2高速钢铸态组织中的碳化物以及高温热处理时M2C共晶碳化物分解过程的影响规律十分必要，从而使在小变形量时大尺寸产品中化合物的细化成为可能。因此，本课题的研究工作不仅具有较高的学术价值，还可以为实际生产中合理热处理工艺的制定提供理论依据，对于其它钢或者新钢种的开发也有一定的借鉴，具有较高的应用价值和重要意义。本文通过金相显微镜、扫描电子显微镜及能谱分析仪、X射线衍射分析仪、差热分析仪和Thermo-Calc软件计算等手段，系统研究了硅对M2高速钢铸态组织、热处理过程中共晶碳化物的分解及粗化和变形后的组织与性能的影响，结合热力学和动力学探讨了硅对碳化物形成和转变的影响机理。主要研究结果如下：添加硅会对铸态M2高速钢中共晶莱氏体和共析体产生重要影响。常规M2高速钢铸态组织中的共晶碳化物为富含钨和钼的片层状M2C。硅含量添加至0.8%时，共晶碳化物的类型和形貌没有明显变化。当硅含量为1.6%和2.4%时，共晶碳化物转变为“鱼骨”状M6C，片层状M2C碳化物完全消失。随着硅含量的增加，铸态组织中的共析体从无到有，且越来越发达，共析碳化物从片层状变为呈成簇的丝束状，外围有碳化物壳，主要为M6C碳化物。作为一种铁素体形成元素，硅的添加影响合金元素的分配系数和活度系数，从而更有利于M6C碳化物的形成。硅的添加扩大铁素体相区，增加了包晶反应后残余δ铁素体的量，从而在随后冷却中形成更多的共析体。添加硅促使高速钢中的M2C共晶碳化物在较低的温度或以更快的速度分解。在热处理过程中，片层状共晶碳化物M2C发生相变分解为细小的MC和M6C碳化物。随着保温温度的升高以及保温时间的延长，碳化物的分解越来越明显。M2高速钢在1100℃×4h、1150℃×2h和1200℃×30min的热处理中M2C碳化物完全分解，M2-0.8Si高速钢中的M2C碳化物分解完成的几种热处理工艺是1100℃×2h、1150℃×1h和1200℃×15min。硅的添加促进了相同热处理条件下钢中共晶碳化物M2C的分解，主要原因是增加分解产物的形核率。所述热处理条件下，硅的添加更利于碳化物的细化，M2-0.8Si钢中分解形成的颗粒状和条/“花生”状碳化物均比M2钢中的碳化物尺寸小。在1200℃以上的高温热处理过程中，共晶碳化物发生分解后形成的细小碳化物会发生聚集粗化，硅对高温处理过程中碳化物的粗化没有发现抑制作用。在1225℃保温15min时，M2和M2-0.8Si高速钢中的共晶碳化物分解，产物的尺寸分别约为0.63μm和0.65μm，比1200℃保温15min的碳化物颗粒大，和1200℃保温1h的相近。当保温时间超过30min，分解后的碳化物明显粗化，出现块状或角状碳化物，尺寸超过2μm。在1250℃的保温过程中，碳化物的粗化也很明显，成为块状或角状碳化物，尺寸可达7μm及以上，并出现一些由于局部重熔而形成新的MC共晶碳化物。总体而言，在1225℃以下进行热处理时，含硅高速钢中的分解产物尺寸并不比M2高速钢中分解产物的尺寸大。合适的分解温度应低于或等于1200℃。经锻造破碎后，M2-0.8Si高速钢锻坯中的碳化物比M2高速钢中的碳化物更加细小均匀，而M2-1.6Si和M2-2.4Si高速钢锻坯中由于“鱼骨”状共晶碳化物的破碎不完全仍有“鱼骨”状碳化物存在。M2-0.8Si高速钢锻前1165℃加热保温2.5h的锻坯获得较好的综合性能，其硬度为66.7HRC，抗弯强度达到3250MPa。经轧制后棒材中碳化物进一步破碎，但在硅含量为1.6%和2.4%的高速钢棒材中仍存在一些块状的碳化物，对性能不利。M2-0.8Si高速钢锻前1165℃加热保温2.5h经轧制的棒材的力学性能优于其它实验条件下的棒材，其获得较高综合性能的最佳热处理条件为：1180℃淬火540℃回火，其抗弯强度可达4183MPa，硬度为65.5HRC。片层状M2C碳化物的“相变细化”使得高速钢在锻造及轧制加工后棒材中的碳化物颗粒尺寸较小，而没发生相变的“鱼骨”状碳化物仅发生“机械碎化”，在后续加工中由于破碎不完全仍可能保留下来而对性能不利。可通过添加适量硅促进“相变细化”的程度，加之“机械碎化”来改善高速钢变形加工后产品中碳化物的分布和尺寸的减小。因此可实现对于变形量较小的大尺寸产品化合物的细化，降低生产加工成本，具有重要的应用价值。
二、W_(18)Cr_4V高速钢铣刀锻造工艺的改进（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、W_(18)Cr_4V高速钢铣刀锻造工艺的改进（论文提纲范文）
（1）超高钒铌粉末冶金高速钢的强化机理与固相焊接工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 高速钢的发展历史 |
| 1.3 高速钢的分类 |
| 1.3.1 通用型高速钢 |
| 1.3.2 高性能高速钢 |
| 1.3.3 粉末冶金高速钢 |
| 1.4 高速钢中主要合金化元素及其作用 |
| 1.5 粉末冶金高速钢的制备方法 |
| 1.5.1 气雾化-热等静压法 |
| 1.5.2 喷射成形 |
| 1.5.3 超固相液相烧结 |
| 1.5.4 直接制备工艺 |
| 1.6 异种高速钢的固相焊接技术 |
| 1.6.1 钎焊 |
| 1.6.2 摩擦焊 |
| 1.6.3 真空扩散焊 |
| 1.7 本论文的研究意义及内容 |
| 第2章 实验材料的制备和分析方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 超高钒铌粉末高速钢的制备与合金化实验流程 |
| 2.2.1 高能球磨 |
| 2.2.2 干燥、预氧化 |
| 2.2.3 压制与烧结 |
| 2.2.4 热处理 |
| 2.3 超高钒铌粉末高速钢强韧化工艺实验流程 |
| 2.3.1 旋锻 |
| 2.3.2 锻后热处理 |
| 2.4 ASP60与W18Cr4V的固相焊接实验流程 |
| 2.4.1 对焊准备与过程 |
| 2.4.2 热压辅助扩散焊 |
| 2.4.3 焊后热处理 |
| 2.5 实验原料及所用设备 |
| 2.5.1 成分设计及配比 |
| 2.5.2 试验设备型号与厂家 |
| 2.6 分析及测试方法 |
| 2.6.1 密度及收缩率表征 |
| 2.6.2 试样显微组织与相成分表征 |
| 2.6.3 试样力学性能表征 |
| 第3章 超高钒铌粉末高速钢的制备及成分优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 高钒铌粉末高速钢的致密化行为 |
| 3.3 高钒铌粉末高速钢的组织及物相分析 |
| 3.4 高钒铌粉末高速钢的力学性能研究 |
| 3.4.1 高钒铌粉末高速钢的力学性能 |
| 3.4.2 高钒铌粉末高速钢的二次硬化及抗回火性能 |
| 3.4.3 高钒铌粉末高速钢的耐磨性研究 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 超高钒铌粉末高速钢的强韧化机理研究 |
| 4.1 旋锻变形对S3粉末高速钢显微组织影响 |
| 4.1.1 不同旋锻变形量S3粉末高速钢的显微组织 |
| 4.1.2 不同旋锻变形量S3粉末高速钢的力学性能 |
| 4.2 本章小结 |
| 第5章 ASP60 粉末高速钢与W18Cr4V高速钢的固相焊接工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊接工艺对接头组织和性能的影响 |
| 5.2.1 焊接温度对接头组织和性能的影响 |
| 5.2.2 焊接压力对接头组织和性能的影响 |
| 5.2.3 保温时间对接头组织和性能的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间取得的研究成果 |
（2）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 |
（3）国内外高速钢的研究现状和进展（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 高速钢的性能要求 |
| 3 高速钢的分类 |
| 4 国内外高速钢的发展动态 |
| 4.1 熔炼高速钢 |
| 4.1.1 普通高速钢 |
| 4.1.2 高碳高速钢 |
| 4.1.3 高钒高速钢 |
| 4.1.4 含钴高速钢 |
| 4.1.5 含铝高速钢 |
| 4.1.6 其他类高速钢 |
| 4.2 粉末冶金高速钢 |
| 4.3 喷射成形高速钢 |
| 5 总结及发展预测 |
（4）高速钢工模具的热处理工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 研究的目的、意义 |
| 1.3 本文的研究内容 |
| 2 高速钢的化学成分特点分析 |
| 3 高速钢工模具的锻造工艺及锻后热处理工艺 |
| 3.1 高速钢的铸态组织分析 |
| 3.2 高速钢的锻造工艺及方法 |
| 3.2.1 锻造温度范围 |
| 3.2.2 锻造时的加热规范 |
| 3.2.3 加热火次的确定 |
| 3.2.4 锻造过程及方法 |
| 3.2.5 锻后冷却方法和锻后热处理工艺 |
| 4 高速钢工模具的热处理工艺 |
| 4.1 预热 |
| 4.2 淬火加热 |
| 4.3 淬火加热时间 |
| 4.4 冷却 |
| 4.5 回火 |
| 5 W18Cr4V高速钢冲头模具的热处理工艺改进研究 |
| 5.1 淬火加热温度对W18Cr4V模具冲头性能的影响 |
| 5.2 回火温度对冲头韧性的影响 |
| 6 W18Cr4V钢半圆绞刀的热处理工艺改进研究 |
| 6.1 半圆铰刀的常规热处理工艺过程及缺陷的产生 |
| 6.2 半圆绞刀的热处理工艺改进研究 |
| 6.2.1 预热 |
| 6.2.2 淬火加热 |
| 6.2.3 淬火冷却 |
| 6.2.4 铰刀的回火 |
| 6.2.5 半圆绞刀缺陷的控制 |
| 7 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
（5）纳米晶孕育剂变质细化高速钢的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 高速钢的历史追溯和发展现状 |
| 1.2.1 高速钢的历史追溯 |
| 1.2.2 高速钢的现状与发展前沿 |
| 1.3 孕育细化高速钢的必要性与研究现状 |
| 1.4 本文的研究目的及内容 |
| 第二章 试验材料和方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 孕育剂的设计和制备方法 |
| 2.2.1 Fe-Nb-V-Al-Yb-C孕育剂的设计和制备方法 |
| 2.2.2 Fe-Nb-V-Ti-N-C孕育剂的设计和制备方法 |
| 2.3 W18Cr4V高速钢的熔炼及孕育处理 |
| 2.4 W18Cr4V高速钢的锻造及热处理 |
| 2.4.1 W18Cr4V高速钢的锻造工艺 |
| 2.4.2 W18Cr4V高速钢的退火工艺 |
| 2.4.3 W18Cr4V高速钢的淬火工艺 |
| 2.4.4 W18Cr4V高速钢的回火工艺 |
| 2.5 检测及分析方法 |
| 2.5.1 检测设备 |
| 2.5.2 金相观察及分析 |
| 2.5.3 微观组织检测及分析 |
| 2.5.4 XRD物相分析 |
| 2.5.5 硬度及红硬性检测 |
| 2.5.6 冲击韧性检测 |
| 2.5.7 耐磨性检测 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 孕育剂的组织和相结构分析 |
| 3.1 孕育剂的宏观形貌 |
| 3.2 Fe-Nb-V-Al-Yb-C孕育剂的检测分析 |
| 3.3 Fe-Nb-V-Ti-N-C孕育剂的检测分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 孕育处理对W18Cr4V高速钢铸态组织的影响 |
| 4.1 W18Cr4V高速钢的凝固过程 |
| 4.2 孕育处理对W18Cr4V高速钢铸态组织的影响 |
| 4.2.1 铸态W18Cr4V高速钢的XRD分析 |
| 4.2.2 孕育处理对铸态W18Cr4V高速钢晶粒尺寸的影响 |
| 4.3 纳米晶孕育剂的细化机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 孕育处理对热处理后W18Cr4V高速钢组织及性能的影响 |
| 5.1 淬火温度对孕育处理后的W18Cr4V高速钢的影响 |
| 5.1.1 淬火温度对孕育处理后的W18Cr4V高速钢组织的影响 |
| 5.1.2 淬火温度对W18Cr4V高速钢硬度的影响 |
| 5.2 回火温度对孕育处理后的W18Cr4V高速钢的影响 |
| 5.2.1 回火温度对孕育处理后的W18Cr4V高速钢组织的影响 |
| 5.2.2 回火温度对W18Cr4V高速钢硬度的影响 |
| 5.3 孕育处理对热处理后W18Cr4V高速钢组织的影响 |
| 5.3.1 孕育处理对淬火态W18Cr4V高速钢组织的影响 |
| 5.3.2 孕育处理对回火态W18Cr4V高速钢组织的影响 |
| 5.3.3 纳米晶孕育剂变质细化W18Cr4V高速钢组织的过程机制 |
| 5.4 孕育处理对W18Cr4V高速钢力学性能的影响 |
| 5.4.1 孕育处理对W18Cr4V高速钢硬度和红硬性的影响 |
| 5.4.2 孕育处理对W18Cr4V高速钢冲击韧性的影响 |
| 5.4.3 孕育处理对W18Cr4V高速钢耐磨性的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间所取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（6）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 |
（7）氟金云母玻璃陶瓷铣削加工性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 玻璃陶瓷材料切削加工性评价 |
| 1.2.1 云母玻璃陶瓷的显微组织 |
| 1.2.2 玻璃陶瓷切削加工性能评定的方法 |
| 1.3 玻璃陶瓷材料的机械加工特性 |
| 1.3.1 玻璃陶瓷材料的机械加工特性 |
| 1.3.2 改善玻璃陶瓷材料机加工质量的途径 |
| 1.4 玻璃陶瓷材料的应用范围和发展趋势 |
| 1.4.1 玻璃陶瓷材料的应用 |
| 1.4.2 玻璃陶瓷材料的发展趋势 |
| 1.5 玻璃陶瓷材料的切削加工研究现状 |
| 1.6 本课题研究的主要工作 |
| 1.7 本章小结 |
| 第二章 铣削力试验与建模 |
| 2.1 试验条件 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.3 单因素试验 |
| 2.4 正交试验 |
| 2.4.1 TIALN涂层硬质合金铣刀正交试验 |
| 2.4.2 W18Cr4V高速钢铣刀正交试验 |
| 2.5 铣削力建模 |
| 2.5.1 TIALN涂层硬质合金刀具铣削力预测模型 |
| 2.5.2 W18Cr4V高速钢刀具铣削力预测模型 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 表面粗糙度的试验研究 |
| 3.1 试验条件 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.2.1 单因素试验 |
| 3.2.2 正交试验 |
| 3.3 表面粗糙度建模 |
| 3.3.1 TIALN涂层硬质合金刀具表面粗糙度建模 |
| 3.3.2 W18Cr4V表面粗糙度建模 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 刀具磨损试验研究 |
| 4.1 试验系统 |
| 4.2 刀具磨损试验 |
| 4.2.1 刀具磨损试验方案 |
| 4.2.2 刀具后刀面磨损试验结果 |
| 4.2.3 刀具后刀面磨损试验结果分析 |
| 4.3 刀具磨损形态分析 |
| 4.3.1 前刀面磨损 |
| 4.3.2 后刀面磨损 |
| 4.3.3 边界磨损 |
| 4.4 刀具磨损机理分析 |
| 4.4.1 TIALN涂层硬质合金刀具能谱分析 |
| 4.4.2 W18Cr4V高速钢刀具能谱分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间本人出版或公开发表的论着、论文 |
| 致谢 |
（8）粉末冶金高速钢（论文提纲范文）
| 高速钢的发展历程 |
| 粉末冶金高速钢的优点 |
| 高速钢的分类 |
| 高速钢的国内外发展现状与发展方向 |
（9）多弧离子镀Ti-Al-Zr-Cr-N系复合硬质膜的制备、微结构与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 硬质膜概述 |
| 1.3 氮化物硬质膜的研究进展 |
| 1.3.1 单一金属氮化物膜 |
| 1.3.2 氮化物膜的多元化发展 |
| 1.3.3 多元氮化物膜的多层和梯度化设计 |
| 1.4 氮化物膜刀具的应用现状 |
| 1.4.1 单一金属氮化物膜刀具 |
| 1.4.2 多元氮化物膜刀具 |
| 1.4.3 多元多层氮化物膜刀具 |
| 1.5 真空镀膜技术概述 |
| 1.5.1 真空镀膜技术分类 |
| 1.5.2 离子镀技术发展 |
| 1.5.3 多弧离子镀技术概述 |
| 1.6 研究目的和内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 多弧离子镀设备简介 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 靶材的选择与制备 |
| 2.2.2 基材的选择与预处理 |
| 2.3 镀膜工艺参数的选择 |
| 2.3.1 基体负偏压 |
| 2.3.2 气体分压 |
| 2.3.3 弧电流强度 |
| 2.3.4 本底真空度 |
| 2.3.5 试样温度 |
| 2.3.6 试样转动速率 |
| 2.3.7 沉积时间 |
| 2.3.8 磁场 |
| 2.4 薄膜的表征方法 |
| 2.4.1 薄膜表面和断口形貌观察 |
| 2.4.2 薄膜成分分析 |
| 2.4.3 薄膜相结构分析 |
| 2.4.4 薄膜硬度测试 |
| 2.4.5 膜/基结合力测试 |
| 2.4.6 薄膜耐磨性能研究 |
| 2.4.7 薄膜抗高温氧化性能研究 |
| 第3章 (Ti，Al，Zr，Cr) N多元单层膜的微结构与性能 |
| 3.1 (Ti，Al，Zr，Cr) N膜制备 |
| 3.2 (Ti，Al，Zr，Cr) N膜组织形貌 |
| 3.2.1 薄膜实物照片 |
| 3.2.2 薄膜表面形貌 |
| 3.2.3 薄膜表面粗糙度 |
| 3.2.4 薄膜断口形貌 |
| 3.3 (Ti，Al，Zr，Cr) N膜成分 |
| 3.3.1 薄膜表面成分 |
| 3.3.2 薄膜成分离析 |
| 3.4 (Ti，Al，Zr，Cr) N膜相结构 |
| 3.5 (Ti，Al，Zr，Cr) N膜硬度和膜/基结合力 |
| 3.5.1 薄膜硬度 |
| 3.5.2 膜/基结合力 |
| 3.6 (Ti，Al，Zr，Cr) N膜耐磨性 |
| 3.6.1 薄膜摩擦系数曲线 |
| 3.6.2 薄膜磨损表面形貌 |
| 3.7 (Ti，Al，Zr，Cr) N膜的高温氧化行为 |
| 3.7.1 薄膜短时高温氧化 |
| 3.7.2 薄膜长时高温循环氧化 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 (Ti，Al，Zr)N/( Ti，Al，Zr，Cr) N多元双层膜的微结构与性能 |
| 4.1 (Ti，Al，Zr)N/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜制备 |
| 4.2 (Ti，Al，Zr)N/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜断口形貌 |
| 4.3 (Ti，Al，Zr)N/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜成分 |
| 4.3.1 薄膜断面成分 |
| 4.3.2 薄膜表面成分 |
| 4.4 (Ti，Al，Zr)N/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜相结构 |
| 4.5 (Ti，Al，Zr)N/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜硬度和膜/基结合力 |
| 4.5.1 薄膜硬度 |
| 4.5.2 膜/基结合力 |
| 4.6 (Ti，Al，Zr)N/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜耐磨性 |
| 4.6.1 薄膜摩擦系数曲线 |
| 4.6.2 薄膜磨损表面形貌 |
| 4.7 (Ti，Al，Zr)N/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜的高温氧化行为 |
| 4.7.1 薄膜短时高温氧化 |
| 4.7.2 薄膜长时高温循环氧化 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 CrN/(Ti，Al，Zr，Cr)N多元双层膜的微结构与性能 |
| 5.1 CrN/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜制备 |
| 5.2 CrN/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜断口形貌 |
| 5.3 CrN/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜成分 |
| 5.3.1 薄膜断面成分 |
| 5.3.2 薄膜表面成分 |
| 5.4 CrN/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜相结构 |
| 5.5 CrN/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜硬度和膜/基结合力 |
| 5.5.1 薄膜硬度 |
| 5.5.2 膜/基结合力 |
| 5.6 CrN/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜耐磨性 |
| 5.6.1 薄膜摩擦系数曲线 |
| 5.6.2 薄膜磨损表面形貌 |
| 5.7 CrN/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜的高温氧化行为 |
| 5.7.1 薄膜短时高温氧化 |
| 5.7.2 薄膜长时高温循环氧化 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 TiAlZrCr/(Ti，Al，Zr，Cr)N多元梯度膜的微结构与性能 |
| 6.1 TiAlZrCr/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜制备 |
| 6.2 TiAlZrCr/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜断口形貌 |
| 6.3 TiAlZrCr/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜成分 |
| 6.3.1 薄膜断面成分 |
| 6.3.2 薄膜表面成分 |
| 6.4 TiAlZrCr/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜相结构 |
| 6.5 TiAlZrCr/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜硬度和膜/基结合力 |
| 6.5.1 薄膜硬度 |
| 6.5.2 膜/基结合力 |
| 6.6 TiAlZrCr/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜耐磨性 |
| 6.6.1 薄膜摩擦系数曲线 |
| 6.6.2 薄膜磨损表面形貌 |
| 6.7 TiAlZrCr/(Ti，Al，Zr，Cr)N膜的高温氧化行为 |
| 6.7.1 薄膜短时高温氧化 |
| 6.7.2 薄膜长时高温循环氧化 |
| 6.8 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 创新点 |
| 工作展望 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（10）硅影响M2高速钢中碳化物形成和转变的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高速钢的发展和研究现状 |
| 1.2.1 高速钢的发展 |
| 1.2.2 高速钢的分类 |
| 1.2.3 粉末冶金高速钢 |
| 1.2.4 高速钢表面处理技术 |
| 1.3 高速钢中的碳化物 |
| 1.3.1 一次碳化物和二次碳化物 |
| 1.3.2 初生碳化物类型的影响因素 |
| 1.3.3 碳化物尺寸和分布均匀性对性能的影响 |
| 1.4 高速钢中碳及合金元素的作用 |
| 1.4.1 高速钢中碳的作用 |
| 1.4.2 高速钢中主要合金元素的作用 |
| 1.4.3 高速钢中其它合金元素的作用 |
| 1.4.4 硅在高速钢中作用 |
| 1.5 M2（W6Mo5Cr4V2）高速钢的发展和研究现状 |
| 1.6 本课题研究的目的和意义 |
| 1.7 本文的主要研究内容和创新点 |
| 1.7.1 主要研究内容 |
| 1.7.2 创新点 |
| 2 硅影响 M2 高速钢铸态组织的研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 不同硅含量 M2 高速钢铸态显微组织的金相观察 |
| 2.3.2 不同硅含量 M2 高速钢铸态显微组织的扫描电镜观察 |
| 2.3.3 不同硅含量 M2 高速钢铸态组织中碳化物的成分分析 |
| 2.3.4 不同硅含量 M2 高速钢铸态显微组织中碳化物类型的物相分析 |
| 2.3.5 快速冷却的不同硅含量 M2 高速钢显微组织观察 |
| 2.3.6 快速冷却的不同硅含量 M2 高速钢中碳化物相的物相分析 |
| 2.4 分析讨论 |
| 2.4.1 M2 高速钢的凝固过程 |
| 2.4.2 硅对 M2 高速钢凝固及钢中碳化物类型的影响 |
| 2.4.3 Thermo-Calc 的热力学计算 |
| 2.4.4 冷却速度对不同硅含量 M2 高速钢中碳化物形成的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 硅影响热处理过程中高速钢共晶碳化物分解的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 热处理实验 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 高速钢中共晶碳化物分解的金相观察 |
| 3.3.2 高速钢中共晶碳化物分解的物相分析 |
| 3.4 分析讨论 |
| 3.4.1 M_2C 共晶碳化物的分解 |
| 3.4.2 影响 M_2C 共晶碳化物分解的因素 |
| 3.4.3 硅对 M_2C 共晶碳化物的分解的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 硅影响高速钢共晶碳化物分解产物形貌及其动力学的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 热处理过程中高速钢中共晶碳化物分解的扫描电镜观察 |
| 4.3.2 热处理过程中共晶碳化物分解的动力学研究 |
| 4.4 分析讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 硅影响高温热处理条件下碳化物粗化的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 高速钢中碳化物粗化的金相观察 |
| 5.3.2 高速钢中碳化物粗化的扫描电镜观察 |
| 5.3.3 高速钢中碳化物的物相分析 |
| 5.4 分析讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 硅影响变形后高速钢组织和力学性能的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料及方法 |
| 6.2.1 实验材料及热处理 |
| 6.2.2 组织观察 |
| 6.2.3 力学性能测定 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 硅对高速钢锻前保温过程中组织的影响 |
| 6.3.2 硅对高速钢锻坯显微组织和力学性能的影响 |
| 6.3.3 硅对高速钢棒材显微组织和力学性能的影响 |
| 6.4 分析讨论 |
| 6.4.1 硅对高速钢锻前保温过程中组织的影响 |
| 6.4.2 硅对高速钢锻坯组织和性能的影响 |
| 6.4.3 硅对高速钢棒材组织和性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 后续研究工作的展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
四、W_(18)Cr_4V高速钢铣刀锻造工艺的改进（论文参考文献）
- [1]超高钒铌粉末冶金高速钢的强化机理与固相焊接工艺研究[D]. 李苏望. 湘潭大学, 2020
- [2]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)
- [3]国内外高速钢的研究现状和进展[J]. 吴红庆,吴晓春. 模具制造, 2017(12)
- [4]高速钢工模具的热处理工艺研究[D]. 邢艳梅. 南京理工大学, 2008(02)
- [5]纳米晶孕育剂变质细化高速钢的组织及性能研究[D]. 张强雄. 河北工业大学, 2018(07)
- [6]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)
- [7]氟金云母玻璃陶瓷铣削加工性能研究[D]. 盖立武. 苏州大学, 2017(07)
- [8]粉末冶金高速钢[J]. 贾成厂,吴立志. 金属世界, 2012(02)
- [9]多弧离子镀Ti-Al-Zr-Cr-N系复合硬质膜的制备、微结构与性能[D]. 赵时璐. 东北大学, 2010(08)
- [10]硅影响M2高速钢中碳化物形成和转变的研究[D]. 王维青. 重庆大学, 2012(02)