一、Icr13钢等温及回火碳化物特征及其对一次裂纹扩展的电镜观察（论文文献综述）
曾艳[1]（2019）在《压铸模具钢在热机械载荷作用下的微观组织演变行为研究》文中研究指明在恶劣的使用环境下,热疲劳开裂是压铸模具最重要的失效形式之一。压铸模具在服役过程中受到的机械应力和热应力波动均会诱发细小裂纹,这些裂纹将进一步扩展并最终导致材料失效。然而由于试验条件的限制,目前的研究工作多集中于研究热疲劳过程中热应力对材料微观结构的影响,而对于机械应力这部分的影响则鲜有涉及。由于当温度和应变场同时交变时,很难分析机械应变部分对材料显微结构的影响,因此本文聚焦于恒定温度下的单轴加载应变控制试验,并借助光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）、透射电子显微镜（TEM）等检测手段系统研究了压铸模具材料在热机械载荷作用下的微观组织演变规律,探究了材料在热机械载荷作用下的循环软化和损伤机理,并率先揭示了压铸模具材料中存在应变诱导碳化物析出和粗化的现象,能够为合金成分和热处理工艺的优化提供理论依据,也能为材料的失效分析以及模具设计提供理论指导。利用膨胀仪对4Cr5Mo2NiV钢的相变特性进行了测定,并综合考虑晶粒度、残余奥氏体及强韧性配比对4Cr5Mo2NiV钢的热处理工艺进行了优化。结果表明:4Cr5Mo2NiV钢的最佳淬火温度为1030℃,回火工艺为于600～610℃回火两次,每次保温2h。与4Cr5Mo2V钢相比,4Cr5Mo2NiV钢的淬透性得到较大提高,同时仍具有优良的热稳定性能,满足当前大截面压铸模具的要求。基于恒定温度下单轴机械应变控制模式首先以广泛应用于压铸模具制造中的4Cr5MoSiV1（H13）钢为对象进行了试探性试验。结果表明:外加机械应变使材料发生了形变,加速了材料的软化,并且对材料中碳化物的数量和尺寸也有较大影响。其次,重点对4Cr5Mo2NiV钢的等温疲劳性能进行了研究。结果表明:随着机械应变幅值的增加,4Cr5Mo2NiV的等温疲劳寿命降低,在循环周期为40 s,试验温度为600℃的条件下,当加载的机械应变幅值由0.5%增加至1.1%时,材料的疲劳寿命由633周次下降至169周次。机械应变使材料的形变和损伤程度增加,主裂纹垂直于加载方向而萌生,最大裂纹处于试样标距部分的正中间。最后,采用OM、SEM、XRD和TEM等微观分析手段对比研究了机械载荷作用和静态等温过程中材料的马氏体回复程度、位错密度和位错组态变化以及碳化物的析出和粗化等微观结构的演变规律。结果表明:在应变幅为-0.7%～+0.7%的机械应变作用下循环4 h后,试样的位错密度由淬回火态时的21.38×1015 m-2下降至8.14×1015m-2,而位错组态则由原先的高密度的缠结状态转化为低密度的网状分布状态。静态等温4 h时试样中单位面积的碳化物数量为24.7个/μm2,而加载机械应变幅值为0.7%循环4 h时此值已达到77.1个/μm2。其中长轴小于100 nm的短棒状和直径小于100 nm的小球状以及椭球状碳化物的单位面积数量分别由静态等温时的9.5个μm2、7.0个μm2、1.5个/μm2增加为28.3个/μμm2、38.8个/μm2、4.4个/μm2。热机械载荷作用下碳化物的平均等效半径的三次方与试验时间并非呈线型关系,其碳化物的粗化速率远大于等温时效过程中的粗化速率。马氏体的回复、位错的运动及碳化物的析出和粗化是材料发生循环软化和累积损伤的主要原因。
陈杰[2]（2020）在《新冶炼工艺下H13型钢的热处理工艺及组织性能研究》文中进行了进一步梳理H13钢（国内牌号4Cr5MoSiV1）是目前世界范围内应用最广泛的热作模具钢之一,具有优良的淬透性、热强性、红硬性,还具有较高的韧性、良好的抗热疲劳性能及抗热裂能力,广泛应用于压铸模具、挤压模具与热锻模具。目前国产H13钢的质量同国外优质H13钢相比仍存在较大差距,其主要技术指标无法满足高性能特种材料的技术要求,材料的洁净度、均匀性、晶粒度等重要指标仍达不到国际先进水平。课题组与某企业合作,以稳定生产高品质H13钢为目标,通过该企业自主发明的新冶炼技术,冶炼出牌号分别为H13A、H13R、JB11U、JB13U的4种H13型热作模具钢,本文以该4种牌号H13型的退火态模具钢为原材料,借助直读光谱仪、金相显微镜、扫描电镜、冲击试验机等设备,研究新冶炼工艺下不同成分的H13型模具钢冶金质量及其组织与性能,并与进口淬回火态的H13钢作对比,重点研究新冶炼工艺下的国产H13钢的热疲劳性能特性及其在热疲劳过程中组织变化。研究结果表明:1、4种试验钢的主要合金元素含量均控制得较好,杂质元素S和P的含量均较低,S含量均低于10ppm,P含量低于130ppm,控制水平已达到北美压铸协会NADCA#207-97标准中最高水平。4种试验钢在光镜下和扫描电镜下均未发现硫化物夹杂;均存在氧化铝类夹杂物,大部分夹杂物尺寸小于5μm。H13A钢试样显微清洁度最好,夹杂物较少且其尺寸小。2、H13A钢、H13R钢、JB13U钢的退火组织、淬火组织以及回火组织中均存在明显带状偏析,合金元素分布不均匀;其中H13A钢带状偏析最为明显,严重影响了钢的性能的等向性,其横向冲击强度极低;H13A钢奥氏体晶粒最细,碳化物细小,硬度最高（48.7HRC）,纵向冲击功（47.4J）最高。JB11U钢中退火、淬火、回火后的组织均匀性较好,不存在明显带状偏析,冲击功纵横比达到了0.99,显示出良好的等向性。H13R钢和JB13U钢奥氏体晶粒相对较大,存在一次未溶共晶碳化物,其冲击功等力学性能介于H13A与JB11U之间。3、在回火过程中,H13A钢、H13R钢、JB11U钢、JB13U钢均存在二次硬化现象,二次硬化峰温度区间为480530℃,H13A钢二次硬化现象最为明显。JB11U钢的二次硬化峰值温度在490℃左右,当回火温度高于二次硬化峰的温度时,硬度下降速度较快;H13A钢的二次硬化峰值温度约为510℃,且温度超过二次硬化峰的温度时,硬度下降速度较慢。H13A钢热稳定性最好,在620℃保温下,硬度始终保持最高,下降速度较慢;保温30h后,H13A钢硬度为36.5HRC,高于进口H13钢（34.3HRC）。H13A钢具有优良的高温回火稳定性和热稳定性。4、采用自行研制的全自动自约束型热疲劳试验机对4种试验钢进行热疲劳试验研究,循环上限温度700℃,下限温度室温。经3000次冷热循环,H13A试验钢热疲劳裂纹细小,热疲劳性能最好;JB11U试验钢热疲劳裂纹粗大,主裂纹呈平行趋势分布,裂纹深度最深,达到25.5μm,热疲劳性能最差。新冶炼工艺下生产的4种试验钢的洁净度较高,晶粒度均大于8.5级。H13A钢610℃回火后硬度最高（48.7HRC）,纵向冲击功（47.4J）最高;淬火后回火,其二次硬化现象最明显,二次硬化峰值温度约为510℃;H13A钢具有最好的热稳定性能和热疲劳性能,综合性能最优。
孙晓文[3]（2020）在《纳米贝氏体热模具钢的制备及其回火组织和力学性能》文中提出纳米贝氏体组织具有良好的综合力学性能,广泛在桥梁、舰船、滚动轴承、铁轨和车辆装甲板等方面显示了潜在的应用。贝氏体的韧性和热稳定性比马氏体高,故纳米贝氏体用于热作模具钢可能显示出性能优势。本文通过增加H13热模具钢的Si含量,得到富Si的H13钢（Si-H13）,以确保低温等温淬火获得纳米贝氏体组织,并对不同预备热处理、等温淬火和多次回火组织和力学性能进行研究。Si-H13钢经1050?C和1150?C保温10min淬火+720?C保温1h回火预备热处理后,得到回火屈氏体和球状未溶碳化物。然后进行最终热处理,即将预处理试样加热到1030?C保温10 min后迅速放到350和360?C（Ms点以上20?C和30?C）的盐浴中进行等温淬火,然后进行560?C×1h的一次回火、560?C×1h+580?C×1h的两次回火和560?C×1h+580?C×1h+600?C×1h的三次回火处理。对等温淬火及回火的试样进行硬度、拉伸性能和U型缺口冲击功测试,并用扫描电镜、透射电镜和X射线衍射仪对试样微观组织和断口形貌进行了分析。结果表明,Si-H13钢的原始胚料和预处理试样在1030?C保温10 min奥氏体化后测得的MS点均为330?C。经淬火+回火预处理后,Si-H13钢通过等温淬火得到了由贝氏体铁素体板条和薄膜奥氏体组成的纳米贝氏体组织,贝氏体铁素体板条厚度为95～112nm。在相同预处理条件下,等温淬火温度越高,贝氏体生成量越少,贝氏体铁素体板条尺寸变宽,由于等温淬火结束后冷却过程中,块状残余奥氏体向马氏体转变,残余奥氏体含量减少,冲击功、抗拉强度和延伸率减小。相同等温淬火条件下,与1050?C预处理试样相比,1150?C预处理的试样中存在较多的块状M/A组织,冲击功和延伸率较低,硬度较高。在多次回火条件下,1050和1150?C预处理+等温淬火的试样在一次回火后,出现了二次硬化现象,硬度达到最高值,而冲击功达到最低值。二次回火和三次回火的硬度呈下降趋势,而韧性升高。1050和1150?C预处理+等温淬火试样的屈服强度较低,经两次回火处理后,屈服强度提高600MPa,抗拉强度和延伸率较小程度的下降。在350?C等温淬火+两次回火条件下,1150?C预处理的试样中贝氏体铁素体板条界析出了细小碳化物,而1050?C预处理的试样中并未发现碳化物的析出。Si-H13钢经1050?C淬火+720?C回火预处理,1030?C奥氏体化+350?C等温淬火后,综合力学性能优异,其硬度为52.8HRC、抗拉强度为1996MPa、延伸率为11%和冲击功为29J。最佳回火工艺为560?C×1 h+580?C×1 h两次回火,其硬度为50.2HRC、抗拉强度为1950MPa、延伸率为8.9%和冲击功为18J。
朱健[4]（2021）在《稀土微合金化电渣重熔H13钢的强韧性调控方法及机制》文中认为4Cr5MoSiV1（AISIH13）热作模具钢是目前应用范围最广、应用量最大的热作模具钢。随着模具产业向大型、复杂、精密、高寿命等方向发展,模具钢的强韧性不足越来越成为制约模具服役寿命和服役安全的瓶颈问题。本文针对H13钢铸锭质量优化、强韧性调控和断裂机制等关键问题,开展了稀土微合金化、电渣重熔和热处理制度优化的基础研究,揭示了 2000 MPa级超高强高韧稀土 H13钢的强韧性调控方法和机制,明确了该稀土 H13钢的塑性形变行为和断裂机制。首先采用自主研制的电渣重熔设备,制定了合理的稀土渣系和电渣重熔参数,实现了 H13钢铸锭中稀土（0.01 wt.%）的有效添加。采用热力学计算了 1600℃高温熔池中C、Si、Al和Ca元素还原稀土氧化物的自由能,结果表明H13钢中的Si基本不能还原稀土氧化物,起还原作用的是钢中的C以及稀土渣系中的Al和Ca元素。稀土硫氧化物RE202S可以抑制二次枝晶、减少晶界处液析碳化物和细化夹杂物,从而提高铸锭组织的均匀性。与未添加稀土的H13钢试样相比,添加0.03 wt.%稀土 La的H13钢热锻淬回火试样的断后伸长率提高15.8%,冲击韧性提高67.8%,同时强度略有提高。采用预回火+回火处理可有效提高H13钢综合力学性能。对于无稀土 H13 钢 1030℃淬火试样,经 640℃（10 min）预回火+600℃（30 min）回火处理后,强度和韧性同时提升,其抗拉强度为1921 MPa、屈服强度为1533 MPa、冲击韧性为13.8 J·cm-2、断后伸长率为11.8%。对于稀土电渣H13钢1030℃淬火试样,预回火+回火处理后获得了抗拉强度2029 MPa、屈服强度1654 MPa、断后伸长率9.3%的超高强高韧良好匹配。相比常规回火工艺,预回火+回火处理的稀土电渣H13钢试样中的位错密度（5.72×1014m-2）提高73.3%,碳化物的单位面积数量（10.1μm-2）增加21.7%,从而显着提高了位错强化和析出强化。稀土将Ms点提高了 18℃,导致马氏体转变驱动力增大,同时V1/V2变体对的含量增加,因此大角度晶界（>45°）密度增加了 55.4%,从而在保留2000 MPa的高强度条件下使H13钢的断后伸长率达到10.7%,冲击功提高一倍。采用原位TEM拉伸结合离位EBSD分析,研究了 2000 MPa级稀土 H13钢拉伸过程中的塑性形变行为和断裂机制,发现微裂纹以裂纹尖端钝化机制形核,以锯齿状“Z”字形方式扩展,晶界处的残余奥氏体存在应力诱导相变效应,残余奥氏体和大角度晶界可以阻碍裂纹扩展。
周青春[5]（2012）在《硅在H13型热作模具钢中作用的研究》文中研究说明为了降低成本、节约资源，课题组开发了一种新型高热强性热作模具钢SDH3钢（H13型），其合金化特点是高硅低钼的新合金化思路。本文通过组织与性能测试进一步验证了高硅低钼的新合金化思路的合理性，并借助热膨胀相变仪、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X射线衍射（XRD）、三维原子探针（3DAP）、模量与内耗测试仪等先进测试分析设备系统的研究了硅含量对SDH3热作模具钢的组织与性能的影响、回火动力学的影响、残余奥氏体量和稳定性的影响、以及钢中碳化物演变规律的影响；并从模量的角度研究了硅对SDH3钢高温热稳定性的影响，建立SDH3钢的模量的数学模型；最后讨论了SDH3钢热疲劳的微观机理，获得以下主要研究结果。采用热力学计算软件Jmatpro对四种硅含量的SDH3钢的相变特性进行模拟计算，结果表明，硅含量对平衡相组成（包括碳化物）影响不明显；硅含量的增加导致SDH3钢Ac1和Accm点温度升高，其珠光体转变C曲线左移，贝氏体转变C曲线右移。性能测试发现，经过1060℃淬火和580℃两次回火后硬度为50HRC，室温无缺口冲击功大于300J，韧性优于H13钢；SDH3钢的热稳定性和热疲劳性能均优于H13钢。采用BAHR DIL805A热膨胀相变仪、TEM、3DAP以及XRD等分析了硅含量对SDH3钢回火过程的影响。结果表明，SDH3钢中硅含量增加促使回火转变温度向高温移动，当钢中硅含量由0.6%增加到1.2%时，回火转变温度区间相应的向高温移动约150℃，而继续增加钢中硅含量时，无明显变化。结合动力学分析认为随着硅含量增加导致钢回火转变激活能提高，从而阻碍钢的回火转变，回火稳定性得以提高。硅含量的增加提高了淬火SDH3钢中残余奥氏体量，且其中碳含量增加。硅含量对SDH3钢不同状态下的碳化物尺寸大小有显着影响，提高钢中硅含量，可以促进细小碳化物的析出，并有效抑制碳化物的长大粗化，增加钢的回火稳定性。利用模量与内耗仪研究了不同硅含量的SDH3钢的模量及内耗随温度和时间的变化规律。研究结果表明，模量随温度的变化可分为三个阶段：温度低于550℃和高于670℃时，模量随温度呈线性变化，而当温度在550℃-670℃之间时，模量随温度升高下降逐渐加快。而不同温度下SDH3钢的模量随时间的变化趋势也可分为三个阶段：初始阶段模量随着时间逐渐升高，在这个阶段出现一个明显的内耗峰，硅含量越高，在这个阶段的时间越短，说明提高硅含量有利于加快SDH3钢的回火稳定；第二阶段当模量达到最大值并保持不变的稳定阶段，硅含量越高，在这个阶段的时间越长，说明提高硅含量有利于提高SDH3钢的热稳定性；第三阶段模量随着保温时间的延长而降低并逐渐趋于稳定值。通过公式推导SDH3钢模量随温度变化的数学模型，结合试验数值，拟合获得了硅含量分别为0.6％、1.2％、1.5％和1.8％的SDH3钢的模量的数学表达式分别为G1=72.99-3.82*exp（（T-684.53）/176.96）、 G2=74.68-4.63*exp（（T-707.43）/182.89）、G3=73.64-3.81*exp（（T-715.10）/167.36）、G4=73.70-3.25*exp（（T-682.05）/160.70），从公式看出，硅含量对模量的变化有显着影响；考虑SDH3钢第二相的影响，对模量-时间模型进行了修正，使其更好的描述SDH3钢的模量随时间的变化。采用加速试验法模拟压铸模表面的温度变化过程，研究了SDH3钢的抗热疲劳性能，并结合透射电镜等分析了微观组织演化对热疲劳性能的影响。结果表明，提高SDH3钢的硅含量，能显着提高SDH3钢的抗热疲劳性能。通过热疲劳试样的显微组织分析发现，热疲劳过程中，疲劳裂纹尖端应力集中区出现的碳化物偏聚和粗化，成为裂纹生长的快速通道；热疲劳微裂纹在晶界处优先萌生，并沿晶界扩展。SDH3钢中硅含量不高（0.6wt.%）时，热疲劳过程中的碳化物以相互平行的M3C型合金渗碳体为主，其中部分向M2C型转变，而硅含量较高（1.5wt.%）时，则主要是以球状或椭球状M23C6型Cr23C6碳化物沿马氏体板条界或晶界析出，可见提高SDH3钢中的硅含量，能有效抑制钢中合金渗碳体的析出，而主要以M23C6型碳化物沿马氏体板条界或晶界析出和长大。SDH3钢中热疲劳裂纹优先在晶界处萌生，并借助晶界处析出的碳化物为媒介沿晶界扩展。
谢常胜[6]（2020）在《核用SA508 Gr.3钢大锻件调质处理工艺、组织与性能研究》文中认为SA508 Gr.3钢目前广泛应用于压水堆核电站核岛容器大型锻件的制造。随着核电站单堆功率不断提升,核岛容器尺寸和重量不断增加,厚壁大锻件成为未来发展趋势,CAP1400和华龙一号核岛容器锻件最大壁厚处甚至超过500mm,这些锻件在调质处理时呈现出显着的尺寸效应,主要表现为心部冷速不足导致低温韧性降低,表面到心部低温韧性波动大、均质性差等问题,严重影响产品质量。因此,如何进一步提高SA508 Gr.3钢厚壁大锻件心部低温韧性和均质性成为业界攻关的方向。本文系统研究了 SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解与回火组织转变特性,研究了 7.5℃/min淬火冷速下（实测壁厚为520 mm锻件心部的冷速）临界区淬火和预回火工艺对组织和性能的影响,并在此基础上设计了“淬火+临界区淬火+分步回火”组合热处理新工艺,开展了不同调质处理工艺对组织和性能影响对比研究,以及淬火冷速敏感性的研究,同时对不同工艺处理的材料热老化行为进行研究,探索提高厚壁大锻件低温韧性和均质性的新型调质工艺。对SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解和回火组织演变规律的研究表明:SA508 Gr.3钢锻件热制造过程过冷奥氏体分解主要为贝氏体相变,贝氏体相变不完全性普遍存在。碳在奥氏体中不均匀富集导致奥氏体稳定性增加而无法完成贝氏体转变,形成残余奥氏体或马氏体-奥氏体（M-A）岛。过冷奥氏体发生贝氏体转变的转变量与温度有关,在500℃等温时等温转变量为40%,400℃等温时等温转变量增加至80%。SA508 Gr.3钢具有较好的回火稳定性,等温回火过程中组织演变发生M-A岛分解,高温回火时伴有碳化物析出。对经过临界区淬火工艺处理的材料进行研究,结果表明:随着临界区淬火温度由800℃降至750℃,过冷奥氏体转变组织中M-A岛和铁素体比例逐渐增加。回火组织中仍然有M-A岛存在,进而导致材料冲击韧性甚至低于传统调质处理试样。750℃临界区淬火时,随着淬火冷速由水冷（1500℃/min）降至4℃/min,过冷奥氏体转变组织中产生较多的粗条状和块状M-A岛以及块状铁素体,回火后冲击韧性显着降低,显示出SA508 Gr.3钢临界区淬火工艺对淬火冷速敏感,表现在工程锻件上临界区淬火工艺难以获得较好的均质化效果。对经过“淬火+临界区淬火+分步回火”组合工艺处理的材料进行研究,结果表明:相比传统调质淬火,750℃临界区淬火后组织中M-A岛比例增加,M-A岛在300～500℃预回火温度下表现出不同的分解特征,400℃预回火时能够促进M-A岛分解并析出细小碳化物,减少裂纹萌生的形核点,并且细小的岛状M-A岛和碳化物阻碍裂纹扩展,可以获得良好的低温韧性,与调质处理和临界区淬火处理试样相比低温韧性分别提高了 64%和88%。另外,临界区淬火分步回火组合工艺能够提升厚壁大锻件心部的冲击韧性,达到厚壁大锻件低温韧性均质化的目的。同时,临界区淬火分步回火工艺也拓宽了临界区淬火工艺热处理窗口,由20℃提高至50℃以上。针对临界区淬火及其分步回火组合处理的材料,开展了热老化研究,结果表明:在450℃热老化初期,组织变化以M-A岛分解生成细小的碳化物为主,冲击韧性升高;热老化1000h后,M-A岛完全分解,显微组织的主要变化是碳化物和板条块的粗化以及大角度晶界比例的降低,这弱化了对微裂纹扩展的阻碍作用,从而使冲击韧性逐渐降低。
谷金波[7]（2020）在《微氮合金化热作模具钢强韧化机制及工艺调控探究》文中指出目前,氮在不锈钢中的应用及微观作用机理已得到广泛报道,其在模具钢中的应用和作用机理研究很少。课题组结合氮的作用机理,提出在Cr-Mo-V系模具钢中添加氮元素,从而提高其硬度并保证良好韧性的合金化思路。本文通过对经氮合金化的Dievar和8Cr3两种模具钢进行组织性能测试以及工艺优化试验,验证了模具钢微氮合金化思路的合理性。借助热膨胀相变仪、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X射线衍射（XRD）、三维原子探针（3DAP）等测试分析设备系统地研究了氮在Cr-Mo-V热作模具钢中的溶解析出行为及作用机制。主要得出了以下结论:（1）微量氮的加入可使Dievar钢中显着增加MC型碳化物的析出量和溶解温度,而加入到8Cr3钢中则会生成氮化物CrN,同样提升M7C3型碳化物的溶解温度。氮在Dievar和8Cr3两种系列的钢中均能增加淬火未溶碳化物的数量及其稳定性,提升晶粒发生粗化的温度,起到显着的细化晶粒作用,而对两种钢回火组织中的残余奥氏体含量影响较小。在常规热处理工艺下,微量氮能同时提高Dievar模具钢的硬度和韧性,而在8Cr3钢中由于未溶碳化物数量多、尺寸大,对韧性损害较大。（2）相较于无氮钢,经氮合金化的Dievar钢可以在更宽泛的淬火温度范围（1030℃～1100℃）内获得符合要求的性能。并且淬火温度越高,组织热稳定性越强。当淬火温度在1060℃～1080℃时,能够在不损失韧性的基础上获得硬度和热稳定性均显着优于无氮钢的性能。（3）微量的氮可以显着细化Dievar钢的球化组织,含氮钢中未溶解的V（C,N）可以作为Cr23C6碳化物的形核核心,促进Cr23C6碳化物的细化。微量的氮增加了未溶V（C,N）碳化物的数量和稳定性,增强了细化原始奥氏体组织的能力,加氮后细化原始奥氏体组织的能力是无氮钢的5.8倍。在回火过程中,决定含氮钢的热稳定性能是否优于无氮钢的本质因素是纳米级碳化物中的钒和氮。当淬火后未溶解的钒元素过多时,就会导致回火稳定性的下降。淬火温度为1060℃时,含氮钢的回火碳化物粗化能力明显减弱,与基体的共格关系更好。两种钢600℃（4h）的回火组织中都以亚稳态的纳米级M3C碳化物为主,含氮钢中的N和Mo元素都高于无氮钢,而V元素低于无氮钢。随着回火时间延长到8h,M3C将向M（C,N）和M23C6等稳态碳化物转变。（4）热作模具钢中的MC,M23C6,M6C等碳化物均能掺杂氮原子,氮的掺杂加强了原子与原子之间的共价键强度,使析出物更加稳定。微量的氮能对模具钢中MC、M3C和M7C3型碳化物热稳定性的影响显着程度很高。氮对未溶碳化物的稳定性不仅与氮的绝对含量有关,还与氮碳比有关,氮碳比越高,未溶碳化物的稳定性越高。（5）针对含钒热作模具钢,淬火状态下大部分氮以V（C,N）形式存在,在回火过程中重新回溶入基体,发生碳氮置换反应,置换方向沿着（200）M（C,N）//（110）α进行。细晶强化和沉淀强化是模具钢的主要强化方式,微量氮的加入主要是通过增强细晶强化和沉淀强化水平来提升模具钢的综合性能。微量氮合金化能充分利用Cr-Mo-V模具钢中的钒元素,生成的细小,弥散,圆整度高的未溶碳化物,在细化晶粒的同时,对韧性造成的损失较小,是一种很好的合金化思路。同时,通过适当提升淬火温度,保证合金元素充分固溶,可提高模具钢的热稳定性。
胡心彬[8]（2005）在《铌微合金化H13钢的热疲劳行为》文中研究指明AISI H13钢是目前应用极为广泛的一类热作模具钢,主要应用于压铸模、热挤压模和热锻模等。热疲劳是这类钢的主要失效形式。本文研究了微量Nb对H13钢热疲劳行为的影响,初步探明了Nb微合金化H13钢的热疲劳裂纹萌生、扩展的主要方式及其热疲劳循环软化的表现形式,并提出相应的热疲劳寿命预测模型;同时对热疲劳过程中多元合金钢的碳化物粗化动力学行为也进行了初步探讨。主要结论如下:1、借助Thermo-calc热力学计算软件和TEM&EDS等手段,研究了微量铌对H13钢的显微组织结构、碳化物的类型、大小和分布的影响。研究表明,在相同的奥氏体化温度下,添加微量的Nb可以有效细化H13钢的奥氏体晶粒,甚至添加0.07wt%Nb的H13钢在1120℃奥氏体化后的晶粒大小与普通H13钢1030℃奥氏体化时的晶粒大小相当;同时碳化物细小且更加弥散。2、对铌微合金化H13钢的室温及高温力学性能研究表明,添加微量Nb对H13钢的抗拉强度和屈服强度的贡献不显着,而且对塑韧性的改善也有限。回火软化抗力和热稳定性的研究结果表明,微量铌的添加改善了H13钢的回火软化抗力和热稳定性,其中添加0.07wt%Nb的效果好于添加0.014wt%Nb的效果。3、添加微量的Nb使H13钢的热疲劳裂纹萌生细小、均匀,裂纹扩展缓慢;热疲劳后的硬度梯度下降缓慢,软化层较浅,从而显着提高了H13钢的热疲劳性能。其中含0.07wt%Nb的H13钢热疲劳性能最好。奥氏体化温度对所研究钢的热疲劳性能有明显的影响。随奥氏体化温度升高,钢的热疲劳性能先增加后降低,在1080℃奥氏体化时钢具有最好的热疲劳性能。4、对Nb微合金化H13钢和普通H13钢热疲劳后的表层硬度测试发现,在热疲劳过程中的表层硬度随循环次数的增加呈类震荡周期变化。在热疲劳循环起始阶段,表层硬度急剧下降,类震荡频率较快;在热疲劳后期,类震荡频率趋缓,表层硬度总体表现为循环软化特性。TEM&EDS分析显示,热疲劳初期表层硬度的急剧下降与M23C6碳化物的迅速粗化有关;而表层硬度的类震荡周期变化与位错密度的变化密切相关。5、对几种H13类钢的碳化物形态和弥散分布程度的比较分析发现,热疲劳
尹桂全,陈梦谪,柯俊[9]（1984）在《1Cr13钢中相界面析出碳化物及其对裂纹扩展的影响》文中研究说明本文用薄晶体透射电镜法,探讨了1Cr13不锈钢等温分解时两种不同形态的相间析出碳化物—“相间沉定”和纤维状碳化物形成的条件,分析了它们的不同形态之间的联系;并利用扫描电镜同时观察冲击断口形貌及对应的倾斜面显微组织,发现了相界面析出碳化物对微裂纹传播的阻碍作用,最后用一次裂纹扩展作了验证,并与淬回火试样进行比较。
李洋城[10]（2020）在《不同组织性能H13钢热疲劳行为研究》文中进行了进一步梳理模具是生产制造业的核心组成部分,其直接决定产品的质量和生产成本。而模具的质量直接取决于模具材料的性能,为提升热作模具钢的综合力学性能和热疲劳寿命,推动我国模具行业水平的发展,本课题组基于H13钢,根据热作模具的服役环境与性能要求,采用新型贝/马复相热处理工艺QBT1和QBT2进行处理,得到了不同贝/马复相组织的H13钢,分别称为QBT1-H13和QBT2-H13,并与传统HT热处理工艺H13钢（记为HT-H13）进行对比,研究了三种热处理工艺下H13钢的组织和力学性能,探讨了三种热处理工艺H13钢热疲劳过程中的组织演变规律、力学性能变化以及热疲劳行为,揭示了贝/马复相组织H13钢热疲劳裂纹萌生和扩展机制,预测了三种热处理工艺H13钢的热疲劳寿命。研究结果表明:1)HT-H13组织为回火索氏体组织,QBT1-H13组织为回火索氏体和少量下贝氏体复相组织,QBT2-H13组织为回火索氏体和大量下贝氏体复相组织。QBT1-H13和QBT2-H13的硬度和抗拉强度都明显优于HT-H13。此外QBT1-H13和QBT2-H13的塑韧性也好于HT-H13。2)HT-H13与QBT1-H13随热疲劳次数增加组织中马氏体板条逐渐合并,且先形成碳化物不断粗化,马氏体板条合并和碳化物粗化使该两种工艺H13钢在热疲劳过程中迅速软化,力学性能下降。而QBT2-H13由于过饱和下贝氏体在热疲劳中脱溶析出大量细小弥散碳化物,产生第二相强化,且延缓先形成碳化物的粗化,因此QBT2-H13在热疲劳过程中没有表现出明显软化行为。另外,由于下贝氏体在热疲劳过程中发生板条合并,形成多边形铁素体组织,使得两种贝/马复相工艺H13钢热疲劳后的塑性都明显优于HT-H13。3)两种贝/马复相工艺H13钢的裂纹扩展速度都明显低于HT-H13。其主要原因是:一方面,贝/马复相组织中下贝氏体板条与马氏体板条呈大角度界面,这种大角度界面使得裂纹扩展需要更多能量,从而减慢裂纹扩展速度。另一方面,下贝氏体的形成使基体上第二相颗粒减少,从而减少裂纹源。另外,贝/马复相组织在热疲劳过程中析出细小弥散第二相颗粒能够阻碍微裂纹扩展,同时减小先形成碳化物粗化速度,减少微裂纹萌生。通过合理的预测模型计算,QBT1-H13和QBT2-H13的热疲劳寿命分别达到2800次和3500次,明显优于HT-H13的热疲劳寿命。综上所述,QBT2工艺下的H13钢的综合力学性能和热疲劳性能最佳。
二、Icr13钢等温及回火碳化物特征及其对一次裂纹扩展的电镜观察（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、Icr13钢等温及回火碳化物特征及其对一次裂纹扩展的电镜观察（论文提纲范文）
（1）压铸模具钢在热机械载荷作用下的微观组织演变行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 概述 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 压铸模具钢的国内外研究进展 |
| 1.2.1 压铸模具钢的国外研究进展 |
| 1.2.2 压铸模具钢的国内研究进展 |
| 1.3 热疲劳性能的研究进展 |
| 1.3.1 热疲劳的概述和试验方法 |
| 1.3.2 力学性能对热疲劳性能的影响 |
| 1.3.3 位错结构对热疲劳性能的影响 |
| 1.3.4 碳化物对热疲劳性能的影响 |
| 1.4 应变诱导碳化物析出的研究进展 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法及设备 |
| 2.2.1 热膨胀试验 |
| 2.2.2 硬度测试 |
| 2.2.3 冲击韧性测试 |
| 2.2.4 回火特性测试 |
| 2.2.5 热稳定性试验 |
| 2.2.6 等温疲劳试验 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 金相显微镜和扫描电镜观察组织形貌 |
| 2.3.2 透射电镜显微组织分析 |
| 2.3.3 X射线衍射分析 |
| 参考文献 |
| 第三章 4Cr5Mo2NiV钢的组织与性能 |
| 3.1 力学性能 |
| 3.1.1 淬火温度的探索 |
| 3.1.2 微观组织观察 |
| 3.1.3 回火特性曲线 |
| 3.1.4 冲击韧性 |
| 3.2 热稳定性能 |
| 3.2.1 热稳定性曲线分析 |
| 3.2.2 热稳定过程中的微观组织观察 |
| 3.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 压铸模具钢的等温疲劳性能 |
| 4.1 试验材料及热处理工艺 |
| 4.2 H13钢中应变诱导碳化物析出和粗化的现象 |
| 4.2.1 宏观损伤分析 |
| 4.2.2 微观组织观察 |
| 4.2.3 显微硬度分析 |
| 4.3 4Cr5Mo2NiV钢的等温疲劳性能 |
| 4.3.1 等温疲劳试验温度的确定 |
| 4.3.2 等温疲劳试验参数 |
| 4.3.3 等温疲劳宏观损伤 |
| 4.3.4 裂纹分析 |
| 4.3.5 显微组织观察 |
| 4.3.6 裂纹萌生与扩展讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 机械应变幅对微观组织的影响 |
| 5.1 试验工艺参数 |
| 5.2 试验结果 |
| 5.2.1 宏观损伤及损伤因子 |
| 5.2.2 循环载荷的应力-应变行为 |
| 5.2.3 显微硬度分析 |
| 5.3 微观组织观察 |
| 5.3.1 马氏体的回复 |
| 5.3.2 位错组态及位错密度 |
| 5.3.3 碳化物的析出和粗化 |
| 5.4 循环软化机制讨论 |
| 5.4.1 马氏体回复及位错组态变化 |
| 5.4.2 碳化物的应变诱导析出与粗化 |
| 5.4.3 碳化物与位错的交互作用 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论、创新与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新 |
| 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）新冶炼工艺下H13型钢的热处理工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热作模具钢发展现状 |
| 1.2.1 热作模具钢发展历程及国外研究现状 |
| 1.2.2 热作模具钢国内研究现状 |
| 1.3 热作模具钢性能要求及失效形式 |
| 1.4 热作模具钢强韧化途径 |
| 1.4.1 优化合金元素配比 |
| 1.4.2 纯净钢冶炼和组织均匀化技术的开发与应用 |
| 1.4.3 热处理对热作模具钢的影响 |
| 1.5 本文研究内容及意义 |
| 2 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法及设备 |
| 2.2.1 淬火工艺 |
| 2.2.2 回火工艺 |
| 2.2.3 热稳定试验 |
| 2.2.4 热疲劳试验 |
| 2.2.5 硬度测试 |
| 2.2.6 冲击性能测试 |
| 2.2.7 微观组织表征 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 新冶炼工艺H13型钢组织与性能研究 |
| 3.1 钢的纯净度 |
| 3.2 退火组织及硬度 |
| 3.2.1 退火组织 |
| 3.2.2 退火硬度 |
| 3.3 淬火组织及硬度 |
| 3.3.1 淬火组织形貌 |
| 3.3.2 淬火硬度 |
| 3.4 试验钢的晶粒度 |
| 3.5 淬、回火组织及硬度 |
| 3.5.1 淬、回火组织 |
| 3.5.2 淬、回火硬度 |
| 3.6 冲击性能 |
| 3.7 热稳定性能 |
| 3.7.1 热稳定曲线分析 |
| 3.7.2 热稳定过程中微观组织观察 |
| 3.8 回火温度对组织和硬度的影响 |
| 3.8.1 回火金相显微形貌 |
| 3.8.2 回火组织SEM形貌 |
| 3.8.3 回火温度对硬度的影响 |
| 3.9 本章小结 |
| 4 热疲劳试验装置的研制及H13型钢热疲劳性能对比 |
| 4.1 模具钢热疲劳性能和研究方法 |
| 4.1.1 影响模具钢热疲劳性能的因素 |
| 4.1.2 模具钢热疲劳性能研究方法 |
| 4.2 热疲劳试验装置研制 |
| 4.2.1 自约束热疲劳试验装置的结构及其设计 |
| 4.2.2 热疲劳试验装置温度场的测控 |
| 4.3 热疲劳试验材料及方法 |
| 4.4 试验钢热疲劳性能特性及分析 |
| 4.4.1 热疲劳裂纹形貌特征 |
| 4.4.2 热疲劳后硬度变化分析 |
| 4.4.3 热疲劳循环后显微组织分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表论文及科研成果 |
| 致谢 |
（3）纳米贝氏体热模具钢的制备及其回火组织和力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 热作模具钢的概述 |
| 1.2.1 H13钢的介绍 |
| 1.2.2 国外热作模具钢的发展现状 |
| 1.2.3 国内热作模具钢的发展现状 |
| 1.2.4 H13钢的热处理工艺 |
| 1.3 纳米贝氏体 |
| 1.3.1 纳米贝氏体的发展 |
| 1.3.2 贝氏体转变的不完全性 |
| 1.3.3 纳米贝氏体的回火 |
| 1.3.4 纳米贝氏体的应用 |
| 1.4 研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 相变点的测定 |
| 2.3 试验钢的热处理工艺 |
| 2.4 贝氏体等温转变动力学 |
| 2.5 微观组织分析 |
| 2.5.1 扫描电镜观察 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 透射显微组织观察 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 硬度分析 |
| 2.6.2 拉伸性能分析 |
| 2.6.3 冲击性能分析 |
| 2.7 相图及相变动力学计算 |
| 第3章 Si-H13钢的相平衡与等温转变动力学计算 |
| 3.1 Si-H13钢的相平衡计算 |
| 3.2 Si-H13钢淬火+回火预处理过程碳化物演变 |
| 3.3 Si-H13钢的转变动力学计算 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 不同预处理试样的组织及相变动力学 |
| 4.1 Si-H13钢的预处理组织分析 |
| 4.2 相变点的测定 |
| 4.2.1 A_(c1)、A_(c3)点的测定 |
| 4.2.2 Ms点的测定 |
| 4.3 贝氏体等温转变动力学 |
| 4.3.1 等温转变曲线 |
| 4.3.2 贝氏体相变速率 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 等温淬火及回火的组织 |
| 5.1 等温淬火组织 |
| 5.1.1 SEM分析 |
| 5.1.2 TEM分析 |
| 5.1.3 XRD相分析 |
| 5.2 回火组织 |
| 5.2.1 SEM分析 |
| 5.2.2 TEM分析 |
| 5.2.3 XRD相分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 回火对力学性能的影响 |
| 6.1 等温淬火试样的硬度和冲击性能 |
| 6.2 回火对纳米贝氏体硬度和冲击性能的影响 |
| 6.3 等温淬火工艺及回火对拉伸性能的影响 |
| 6.4 冲击断口分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）稀土微合金化电渣重熔H13钢的强韧性调控方法及机制（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 H13钢应用中存在的问题 |
| 2.2 H13钢的服役性能和主要失效形式 |
| 2.3 H13钢的组织特征与强韧化机制 |
| 2.3.1 马氏体的组织特征研究 |
| 2.3.2 碳化物类型和形态 |
| 2.3.3 残余奥氏体的TRIP效应 |
| 2.3.4 模具钢的断裂机制研究 |
| 2.4 H13钢组织调控工艺研究进展 |
| 2.4.1 稀土微合金 |
| 2.4.2 电渣重熔 |
| 2.4.3 热处理工艺 |
| 3 研究内容、技术路线与创新点 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 创新点 |
| 4 稀土渣系电渣重熔H13钢铸锭的制备与组织特征 |
| 4.1 电渣重熔设备研制和工艺 |
| 4.1.1 电渣重熔设备 |
| 4.1.2 稀土渣系结合电渣重熔工艺制备H13钢铸锭 |
| 4.2 稀土渣系对H13铸锭组织的影响 |
| 4.2.1 化学成分 |
| 4.2.2 组织特征 |
| 4.2.3 液析碳化物与非金属夹杂物分布 |
| 4.3 稀土氧化物还原及稀土改性机理 |
| 4.3.1 稀土氧化物还原的热力学计算 |
| 4.3.2 稀土硫氧化物与铁素体基体的错配度计算 |
| 4.3.3 稀土改性细化铸态组织 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 稀土微合金化和热处理调控H13钢的组织和性能 |
| 5.1 稀土微合金化对H13钢的组织和性能影响 |
| 5.1.1 实验材料与方法 |
| 5.1.2 稀土对铸锭中氧、硫的影响 |
| 5.1.3 力学性能和断口形貌 |
| 5.1.4 组织特征 |
| 5.2 预回火工艺对H13钢的力学性能和组织的影响 |
| 5.2.1 实验材料与方法 |
| 5.2.2 力学性能 |
| 5.2.3 组织特征 |
| 5.3 预回火工艺对H13钢的马氏体组织特征的影响 |
| 5.3.1 实验材料与方法 |
| 5.3.2 组织特征 |
| 5.3.3 取向关系及变体对的晶界长度分数 |
| 5.3.4 大角度晶界 |
| 5.3.5 结构参量和强化参量 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 超高强稀土H13钢的强韧化调控方法及机制 |
| 6.1 超高强稀土H13钢的马氏体晶体学与强化机理 |
| 6.1.1 实验材料与方法 |
| 6.1.2 力学性能 |
| 6.1.3 组织特征 |
| 6.1.4 取向关系及变体对的晶界长度分数 |
| 6.1.5 淬回火马氏体的晶体学特征 |
| 6.1.6 强化机制 |
| 6.1.7 结构参数和强化参量 |
| 6.2 稀土对马氏体的组织特征的影响及其韧化机制 |
| 6.2.1 实验材料与方法 |
| 6.2.2 力学性能 |
| 6.2.3 组织特征 |
| 6.2.4 晶界密度 |
| 6.2.5 母相奥氏体取向和变体对的晶界长度分数计算 |
| 6.2.6 马氏体组织特征与大角度晶界 |
| 6.3 淬火温度对稀土H13钢马氏体的组织特征的影响 |
| 6.3.1 实验材料与方法 |
| 6.3.2 力学性能 |
| 6.3.3 组织特征 |
| 6.3.4 晶界密度 |
| 6.3.5 母相奥氏体取向与变体对的晶界长度分数计算 |
| 6.3.6 马氏体组织特征与大角度晶界 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 超高强稀土H13钢的塑性形变行为和断裂机制 |
| 7.1 实验材料及实验方法 |
| 7.2 拉伸过程中组织演化和裂纹扩展 |
| 7.2.1 稀土H13钢热处理试样的回火组织 |
| 7.2.2 原位拉伸过程中试样裂纹的萌生与扩展 |
| 7.3 残余奥氏体的应力诱导马氏体相变 |
| 7.3.1 应力对晶界处残余奥氏体的影响 |
| 7.3.2 应力对孪生马氏体变体的影响 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 附录A |
| 附录B |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）硅在H13型热作模具钢中作用的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 课题研究的目的和意义 |
| 1.3 热作模具钢概况 |
| 1.3.1 热作模具钢的发展历程 |
| 1.3.2 常用热作模具钢 |
| 1.4 H13 钢简介 |
| 1.4.1 H13 钢的化学成分分析 |
| 1.4.2 H13 钢的发展 |
| 1.5 硅在钢中作用研究现状 |
| 1.6 论文的主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法和试验设备 |
| 第三章 SDH3 钢的组织及性能 |
| 3.1 相变特性 |
| 3.1.1 不同硅含量的 SDH3 钢的相变特性模拟计算 |
| 3.1.2 SDH3 钢的相变特性测试 |
| 3.2 SDH3 钢的力学性能 |
| 3.3 SDH3 钢的金相组织 |
| 3.4 SDH3 钢的热稳定性 |
| 3.4.1 SDH3 钢的热稳定性测定与分析 |
| 3.4.2 SDH3 钢的热稳定性试验前后组织分析 |
| 3.5 SDH3 钢的热膨胀系数 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 硅含量对 SDH3 钢回火演变规律的影响 |
| 4.1 回火动力学研究 |
| 4.1.1 热膨胀试验原理 |
| 4.1.2 试验过程 |
| 4.1.3 试验结果 |
| 4.2 回火转变显微分析 |
| 4.2.1 TEM 分析 |
| 4.2.2 3-DAP 分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 硅对 SDH3 钢高温稳定性影响的模量与内耗研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.1.1 模量 |
| 5.1.2 内耗 |
| 5.2 试验设备与方法 |
| 5.3 试验材料及制备 |
| 5.4 试验结果与分析 |
| 5.4.1 模量与内耗随温度的变化 |
| 5.4.2 模量与内耗随时间的变化 |
| 5.5 模量数学模型 |
| 5.5.1 数学模型 |
| 5.5.2 模型探讨及修正 |
| 5.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 硅对 SDH3 钢中残余奥氏体及碳化物的影响 |
| 6.1 硅含量对残余奥氏体的影响 |
| 6.1.1 钢中残余奥氏体研究现状 |
| 6.1.2 钢中残余奥氏体的测量 |
| 6.1.3 硅对 SDH3 钢中残余奥氏体的影响 |
| 6.2 硅对 SDH3 钢中碳化物的影响 |
| 6.2.1 钢中碳化物的萃取 |
| 6.2.2 碳化物 X 射线衍射分析 |
| 6.2.3 碳化物粒径分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 SDH3 钢热疲劳研究 |
| 7.1 热疲劳机理研究现状 |
| 7.2 热疲劳性能试验 |
| 7.3 热疲劳试验结果 |
| 7.3.1 试样表面裂纹与深度裂纹比较 |
| 7.3.2 截面显微硬度梯度与损伤因子比较 |
| 7.3.3 热疲劳截面微观分析 |
| 7.4 热疲劳显微组织 TEM 分析 |
| 7.4.1 热疲劳表层碳化物分析 |
| 7.4.2 热疲劳逐层 TEM 分析 |
| 7.5 热疲劳裂纹产生机理研究 |
| 7.5.1 热疲劳裂纹的萌生 |
| 7.5.2 热疲劳裂纹的扩展 |
| 7.5.3 碳化物对裂纹萌生和扩展的影响 |
| 7.5.4 热疲劳与力学性能的关系 |
| 7.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第八章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 论文创新之处 |
| 攻读博士学位期间的科研成果 |
| 攻读博士学位期间主要参与的项目 |
| 攻读博士学位期间获得奖励 |
| 致谢 |
（6）核用SA508 Gr.3钢大锻件调质处理工艺、组织与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 压水堆核岛大型锻件现状及发展趋势 |
| 2.1.1 压水堆核电站发展及对大锻件的要求 |
| 2.1.2 压水堆核岛大型锻件用钢的发展 |
| 2.1.3 核用SA508 Gr.3钢大锻件的发展趋势 |
| 2.2 SA508 Gr.3钢大锻件的热制造过程 |
| 2.2.1 冶炼 |
| 2.2.2 锻造 |
| 2.2.3 热处理 |
| 2.3 SA508 Gr.3钢热处理工艺相关研究进展 |
| 2.3.1 预备热处理工艺 |
| 2.3.2 正常调质处理工艺研究进展 |
| 2.3.3 临界区淬火调质工艺研究进展 |
| 2.3.4 预回火工艺研究进展 |
| 2.4 SA508 Gr.3钢的组织特征及稳定性研究 |
| 2.4.1 调质过程涉及的相变基础 |
| 2.4.2 SA508 Gr.3钢的组织特征 |
| 2.4.3 SA508 Gr.3钢组织稳定性及热老化研究 |
| 2.5 研究意义、目的和内容 |
| 3 试验材料和方法 |
| 3.1 试验材料 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 相变曲线的测定 |
| 3.2.2 热处理试验 |
| 3.2.3 热老化试验 |
| 3.2.4 力学性能检测 |
| 3.2.5 显微组织观察 |
| 3.2.6 析出相分析 |
| 4 SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解与回火组织演变 |
| 4.1 试验方法 |
| 4.2 SA508 Gr.3钢淬火过冷奥氏体分解与组织演变 |
| 4.2.1 等温分解组织 |
| 4.2.2 过冷奥氏体分解及残余奥氏体 |
| 4.2.3 连续冷却转变过程的组织演变规律 |
| 4.2.4 连续冷却过程的贝氏体相变的不完全性 |
| 4.3 SA508 Gr.3钢淬火组织回火动力学和组织演变 |
| 4.3.1 SA508 Gr.3钢淬火回火动力学 |
| 4.3.2 SA508 Gr.3钢回火组织演变 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 临界区淬火热处理对组织与性能的影响 |
| 5.1 试验方法 |
| 5.2 临界区淬火对组织与性能的影响 |
| 5.2.1 临界区淬火温度对显微组织的影响 |
| 5.2.2 临界区淬火温度对力学性能的影响 |
| 5.3 临界区淬火工艺对淬火冷速的敏感性 |
| 5.3.1 冷速对临界区淬火工艺处理材料显微组织的影响 |
| 5.3.2 不同冷速冲击性能 |
| 5.3.3 厚壁大锻件冲击性能 |
| 5.3.4 DBTT曲线 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 临界区淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.1 试验方法 |
| 6.2 淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.2.1 预回火对显微组织的影响 |
| 6.2.2 预回火对力学性能的影响 |
| 6.2.3 淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.3 临界区淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.3.1 M-A岛在不同回火过程中的演化 |
| 6.3.2 临界区淬火分步回火组合处理的材料力学性能 |
| 6.3.3 M-A岛和碳化物对冲击韧性的影响 |
| 6.3.4 临界区淬火温度的影响 |
| 6.4 分步回火组合热处理工艺对淬火冷速的敏感性 |
| 6.4.1 冷速对分步回火热处理显微组织的影响 |
| 6.4.2 不同冷速冲击性能 |
| 6.4.3 厚壁大锻件冲击性能 |
| 6.4.4 DBTT曲线 |
| 6.5 分步回火组合热处理工艺在实际锻件上的应用 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 临界区淬火及其分步回火组合工艺处理的材料热老化研究 |
| 7.1 试验方法 |
| 7.2 SA508 Gr.3钢贝氏体回火组织热老化行为 |
| 7.2.1 贝氏体铁素体热老化组织演变 |
| 7.2.2 M-A岛热老化组织演变 |
| 7.2.3 碳化物热老化组织演变 |
| 7.3 临界区淬火工艺处理的材料热老化研究 |
| 7.3.1 临界区淬火工艺处理的材料热老化组织演变 |
| 7.3.2 临界区淬火工艺处理的材料热老化力学性能 |
| 7.4 分步回火组合工艺处理的材料热老化研究 |
| 7.4.1 分步回火组合工艺处理的材料热老化组织演变 |
| 7.4.2 分步回火组合工艺处理的材料热老化力学性能 |
| 7.5 两种工艺处理的材料热老化对比分析 |
| 7.5.1 碳化物对冲击韧性的影响 |
| 7.5.2 晶体学特征对冲击韧性的影响 |
| 7.5.3 冲击断裂行为研究 |
| 7.6 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）微氮合金化热作模具钢强韧化机制及工艺调控探究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 热作模具钢的分类及性能要求 |
| 2.1.1 热作模具钢的分类 |
| 2.1.2 热作模具钢的性能要求 |
| 2.2 热作模具钢的化学成分及其作用 |
| 2.2.1 化学成分 |
| 2.2.2 合金元素的作用 |
| 2.3 热作模具钢的热处理工艺 |
| 2.3.1 退火工艺 |
| 2.3.2 淬火工艺 |
| 2.3.3 回火工艺 |
| 2.4 模具钢的强韧化 |
| 2.4.1 模具钢的强韧化机理 |
| 2.4.2 模具钢的强韧化方法 |
| 2.5 氮在钢中的作用 |
| 2.6 本文研究目的及意义 |
| 3 研究方案 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 创新点 |
| 4 微氮合金化模具钢的微观组织及特性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料及试验方法 |
| 4.2.1 试验材料的制备及热处理工艺 |
| 4.2.2 试验方法及试验设备 |
| 4.3 微氮合金化模具钢的微观组织观察 |
| 4.3.1 基体组织 |
| 4.3.2 晶粒尺寸 |
| 4.3.3 碳化物 |
| 4.4 微氮合金化模具钢的特性 |
| 4.4.1 平衡相图 |
| 4.4.2 晶粒粗化温度 |
| 4.4.3 残余奥氏体 |
| 4.4.4 力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 微氮合金化模具钢工艺调控及回火稳定性的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 相变点的测量 |
| 5.4 试验钢热处理工艺的研究 |
| 5.4.1 球化退火工艺 |
| 5.4.2 淬火和回火工艺 |
| 5.5 试验钢的力学性能对比 |
| 5.5.1 强韧性能 |
| 5.5.2 回火稳定性 |
| 5.5.3 热膨胀系数 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 微氮合金化模具钢组织转变行为及细化机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料及试验方法 |
| 6.2.1 试验材料 |
| 6.2.2 试验方法 |
| 6.3 不同热处理阶段试验钢析出物研究 |
| 6.3.1 球化退火阶段析出物 |
| 6.3.2 Cr_(23)C_6碳化物非均匀形核机理 |
| 6.4 试验钢的淬火组织及组织细化机理 |
| 6.4.1 淬火析出物 |
| 6.4.2 淬火析出物细化组织能力的计算 |
| 6.5 试验钢的回火转变行为 |
| 6.5.1 碳化物的转变行为 |
| 6.5.2 亚晶结构 |
| 6.5.3 晶格畸变 |
| 6.6 未溶碳化物对试验钢回火组织遗传影响 |
| 6.6.1 马氏体转变 |
| 6.6.2 回火析出物 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 氮在模具钢中存在形式及其影响机制的探究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 氮的溶解与析出的热力学分析 |
| 7.2.1 V、C、N三元二相平衡热力学计算 |
| 7.2.2 析出物界面能计算 |
| 7.2.3 碳化物溶解氮的第一性原理分析 |
| 7.3 氮对析出物稳定性影响的研究 |
| 7.3.1 不同奥氏体化温度下析出物的溶解行为 |
| 7.3.2 氮含量对碳化物V(C,N)稳定性的影响 |
| 7.3.3 氮对M_3C型碳化物稳定性的影响 |
| 7.4 氮的存在形式及转变机制 |
| 7.4.1 三维原子观察 |
| 7.4.2 碳氮比例的理论分析 |
| 7.4.3 碳氮置换模型 |
| 7.5 微氮合金化模具钢的综合强化机理 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）铌微合金化H13钢的热疲劳行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热作模具的主要失效形式及热作模具钢的性能要求 |
| 1.3 影响热作模具钢热疲劳性能的主要因素 |
| 1.4 热疲劳机理及研究现状 |
| 1.5 热作模具钢的强韧化 |
| 1.5.1 优化合金成分 |
| 1.5.2 微合金化技术与Nb 在热作模具钢中的应用 |
| 1.6 计算机技术与材料设计 |
| 1.6.1 Thermo-Calc 软件简介 |
| 1.6.2 DICTRA 软件简介 |
| 1.6.3 Thermo-Calc 及DICTRA 软件在钢铁材料设计中的应用 |
| 1.7 本论文研究的目的、意义和内容 |
| 第二章 铌微合金化H13 钢的组织及力学性能 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验条件 |
| 2.2.1 材料成分 |
| 2.2.2 相图计算 |
| 2.2.3 球化退火 |
| 2.2.4 淬、回火工艺 |
| 2.3 显微组织分析 |
| 2.3.1 Thermo-calc 预测钢中合金碳化物种类及相对量 |
| 2.3.2 金相组织 |
| 2.3.3 TEM 组织 |
| 2.3.4 实验结果讨论 |
| 2.3.5 小结 |
| 2.4 力学性能研究 |
| 2.4.1 室温力学性能 |
| 2.4.2 高温力学性能 |
| 2.4.3 实验结果讨论 |
| 2.4.4 小结 |
| 2.5 回火稳定性及热稳定性 |
| 2.5.1 回火稳定性 |
| 2.5.2 热稳定性 |
| 2.5.3 实验结果讨论 |
| 2.5.4 小结 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 铌微合金化H13 钢的热疲劳性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热疲劳性能测定方法 |
| 3.2.1 实验装置 |
| 3.2.2 热疲劳实验材料及试样 |
| 3.2.3 循环上限温度的测定 |
| 3.2.4 热疲劳实验参数 |
| 3.2.5 热疲劳性能评定方法 |
| 3.3 热疲劳实验结果及分析 |
| 3.3.1 不同热处理工艺下三种钢的热疲劳性能对比 |
| 3.3.2 热疲劳过程中的硬度梯度变化 |
| 3.4 结果讨论 |
| 3.4.1 微量Nb 对H13 钢热疲劳性能的影响 |
| 3.4.2 淬火温度对含铌H13 钢热疲劳性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 铌微合金化H13 钢的热疲劳机理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热疲劳循环软化 |
| 4.2.1 Nb 微合金化H13 钢热疲劳循环软化现象 |
| 4.2.2 热疲劳过程中的TEM 组织观察 |
| 4.2.3 热疲劳过程中碳化物形态和组分变化 |
| 4.2.4 热疲劳循环软化机理分析 |
| 4.3 热疲劳裂纹的萌生和扩展 |
| 4.3.1 热疲劳裂纹的萌生 |
| 4.3.2 热疲劳裂纹的扩展 |
| 4.4 热疲劳寿命预测模型 |
| 4.4.1 模型建立 |
| 4.4.2 应用 |
| 4.4.3 分析讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 热疲劳过程中的碳化物粗化动力学研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 等温时效与热疲劳过程中的碳化物粗化速率比较 |
| 5.2.1 等温时效实验 |
| 5.2.2 粗化速率比较 |
| 5.3 等温时效过程中的碳化物粗化模拟 |
| 5.3.1 引言 |
| 5.3.2 DICTRA 程序中碳化物粗化模型 |
| 5.3.3 基本假设及初值确定 |
| 5.3.4 模拟结果 |
| 5.4 热疲劳过程中的碳化物粗化动力学行为 |
| 5.4.1 经典粗化理论 |
| 5.4.2 多组元合金钢中碳化物粒子在应力作用下的粗化方程 |
| 5.4.3 改进方程的讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论、创新与展望 |
| 6.1 本文主要结论 |
| 6.2 论文主要创新 |
| 6.3 后期工作展望 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及参与的科研情况 |
| 致谢 |
| 发表意见书 |
| 博硕士学位论文同意发表声明 |
（10）不同组织性能H13钢热疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 热作模具钢的发展 |
| 1.2 热作模具钢的主要失效形式及性能要求 |
| 1.3 热作模具钢热疲劳性能的主要影响因素 |
| 1.4 热疲劳机理及研究现状 |
| 1.5 贝/马复相热处理工艺 |
| 1.5.1 贝/马复相热处理工艺的目的 |
| 1.5.2 贝/马复相热处理工艺的发展和研究现状 |
| 1.6 本课题的研究意义、创新点及主要内容 |
| 第二章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 热处理工艺方法 |
| 2.2.2 冷热疲劳实验方法 |
| 2.2.3 力学性能试验方法 |
| 2.2.4 显微组织及裂纹观察方法 |
| 第三章 不同热处理工艺H13钢的组织及性能研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 显微组织分析 |
| 3.3 室温力学性能 |
| 3.3.1 硬度分析 |
| 3.3.2 拉伸性能分析 |
| 3.3.3 断口形貌分析 |
| 3.4 讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 不同组织状态H13钢热疲劳过程中的组织及性能研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 组织分析 |
| 4.2.1 扫描组织分析 |
| 4.2.2 透射组织分析 |
| 4.3 力学性能分析 |
| 4.3.1 硬度分析 |
| 4.3.2 拉伸力学性能分析 |
| 4.3.3 拉伸断口形貌分析 |
| 4.4 讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 不同组织状态H13钢的热疲劳机理研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 不同热处理工艺H13钢的热疲劳裂纹测量结果及分析 |
| 5.3 不同热处理工艺H13钢的热疲劳裂纹的萌生与扩展 |
| 5.3.1 热疲劳裂纹的萌生 |
| 5.3.2 热疲劳裂纹的扩展 |
| 5.4 热疲劳寿命预测 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表论文 |
四、Icr13钢等温及回火碳化物特征及其对一次裂纹扩展的电镜观察（论文参考文献）
- [1]压铸模具钢在热机械载荷作用下的微观组织演变行为研究[D]. 曾艳. 上海大学, 2019(01)
- [2]新冶炼工艺下H13型钢的热处理工艺及组织性能研究[D]. 陈杰. 西华大学, 2020(01)
- [3]纳米贝氏体热模具钢的制备及其回火组织和力学性能[D]. 孙晓文. 燕山大学, 2020(02)
- [4]稀土微合金化电渣重熔H13钢的强韧性调控方法及机制[D]. 朱健. 北京科技大学, 2021(02)
- [5]硅在H13型热作模具钢中作用的研究[D]. 周青春. 上海大学, 2012(02)
- [6]核用SA508 Gr.3钢大锻件调质处理工艺、组织与性能研究[D]. 谢常胜. 北京科技大学, 2020(01)
- [7]微氮合金化热作模具钢强韧化机制及工艺调控探究[D]. 谷金波. 北京科技大学, 2020(06)
- [8]铌微合金化H13钢的热疲劳行为[D]. 胡心彬. 上海大学, 2005(02)
- [9]1Cr13钢中相界面析出碳化物及其对裂纹扩展的影响[J]. 尹桂全,陈梦谪,柯俊. 北京钢铁学院学报, 1984(04)
- [10]不同组织性能H13钢热疲劳行为研究[D]. 李洋城. 江苏大学, 2020(02)