一、GCr15钢中碳化物带状对轴承接触疲劳寿命的影响（论文文献综述）
俞峰,陈兴品,徐海峰,董瀚,翁宇庆,曹文全[1]（2020）在《滚动轴承钢冶金质量与疲劳性能现状及高端轴承钢发展方向》文中研究说明本文首先介绍了以GCr15为代表的第一代轴承钢、以M50和M50NiL为代表的第二代轴承钢、以Cronidur30和CSS-42L为代表的第三代轴承钢的发展历程,提出了以轻质化为特征的第四代轴承合金发展方向;通过对传统轴承钢的冶金质量和疲劳性能等归纳分析,提出了大颗粒夹杂物和碳化物细质化与均匀化的轴承钢冶金质量控制方向,揭示了轴承钢接触疲劳的夹杂物控制机制和碳化物控制的2种不同抗疲劳机制;通过对传统轴承钢GCr15的超高纯冶金质量控制工艺技术与定量表征技术的国内外最新进展,提出了超高纯与等向性的高端轴承钢冶金质量控制发展方向;通过对轴承钢GCr15和CSS-42L的基体和碳化物超细化的整体热处理技术与表面渗碳技术研究,创新研发出双细化热处理和表面超硬化热处理,从而将轴承钢GCr15的室温接触疲劳寿命提高到5倍和10倍以上。文章最后针对轴承钢的冶金质量与性能进行了检验检测技术分析,指出定量检验检测技术的应用是高性能轴承钢的重要保障。
杨超云[2]（2020）在《稀土对高碳铬轴承钢夹杂物-组织-性能的影响机理研究》文中提出由于综合性能良好、生产工艺简单以及价格低廉等优点,高碳铬轴承钢广泛应用于精密机床、轨道交通、矿山机械等领域的轴承制造。鉴于轴承服役时严苛的工作条件和长寿命要求,高碳铬轴承钢的性能优化,尤其是其冶金质量的改善,一直是材料领域持续研究的重点方向。过去几十年间钢铁行业冶炼技术的进步显著改善了高碳铬轴承钢的冶金质量,钢液洁净度和非金属夹杂物得到了有效的优化控制,但持续提高的轴承疲劳寿命需求与轴承钢冶金质量提升遭遇瓶颈之间的矛盾也日趋突出。稀土元素理论上具有净化钢液、改善夹杂物和微合金化的作用,然而以往稀土处理的高碳铬轴承钢总会出现性能波动和水口结瘤的问题。考虑到稀土原材料中夹杂物对冶金质量的可能影响,研究高纯稀土金属在高洁净轴承钢中的作用,对于分析稀土在钢中的作用机理和研制长寿命稀土轴承钢具有重要的指导意义。针对轴承服役时可能的失效形式和轴承钢的质量要求,本文系统研究了高纯稀土金属对高碳铬轴承钢中夹杂物、组织、冲击韧性和疲劳性能的影响机制。论文的主要研究内容和结论包括:分析了不同稀土含量轴承钢中的夹杂物,讨论了稀土变质轴承钢中夹杂物的行为和夹杂物类型的演化序列。结果表明,稀土元素能够变质高碳铬轴承钢中的Al2O3和MnS夹杂物形成稀土夹杂物。在低S/O轴承钢中,稀土元素与夹杂物形成元素的反应序列依次为O、S、As、P和C。稀土夹杂物类型的演化序列主要为 RE2O3、RE2O2S、RES、RE-O-S-As、RE-S-As、RE-S-As-P、RE-O-S-As-P-C、RE-O-As-P-C、RE-O-P-C和RE-O-C。而在高S/O轴承钢中,微量稀土倾向于优先变质轴承钢中的MnS形成RE3S4。RE3S4既可以在冶炼过程中独立析出或以Al2O3为核心析出,也可以在凝固过程中与MnS共同在Al2O3基底上以RE3S4·yMnS（y<1）复杂夹杂物的形式形成。在夹杂物完全变质的条件下,高S/O轴承钢中稀土夹杂物类型的演化序列主要为RE2O3、RE2O2S、RES、RE-S-As、RE-As（-P）/RE-O-As（-P）、RE-P（-C）/RE-O-P（-C）和 RE-O-C。高 S/O 轴承钢中较高的砷和磷元素含量以及较低的氧含量增加了不含氧元素且类型简单的稀土夹杂物形成的可能性,导致了其与低S/O稀土轴承钢不同的夹杂物类型演化序列。系统研究了不同稀土含量轴承钢中的夹杂物、显微组织、晶粒尺寸和冲击性能,阐明了稀土对轴承钢冲击韧性的影响机制。实验结果表明,在常规的热处理工艺下,除过量稀土加入时形成大量的含碳稀土夹杂物导致碳化物体积分数和尺寸明显减小外,稀土不会对轴承钢中的相分数、碳化物尺寸和晶粒尺寸产生显著影响。适量稀土的添加能够变质长条状MnS及其复合夹杂物形成形貌规则且均匀分布的稀土夹杂物,进而显著改善轴承钢的冲击性能及其等向性。一定范围内稀土含量的增加能够增强含砷和磷元素的稀土夹杂物的形成能力,减弱有害元素的晶界偏聚,提高晶界强度;同时,夹杂物体积分数和尺寸呈增大的趋势,也可以促进冲击裂纹扩展路径的改变,两者均能提高轴承钢的横向和纵向冲击吸收功。然而,过量稀土的加入在轴承钢中形成大量的大尺寸稀土夹杂物,能够引起晶界裂纹并促进裂纹的扩展,严重恶化冲击性能。利用超声疲劳试验机对工业模铸轴承钢的超高周疲劳性能进行了研究,分析了稀土元素在轴承钢超高周疲劳失效中的作用机制。结果表明,稀土的添加能够减小夹杂物的尺寸和体积分数,从而使稀土轴承钢在109周次下的疲劳极限提高约9.4%,疲劳寿命延长10倍以上。稀土变质轴承钢中CaO-Al2O3-MgO-SiO2-CaS系夹杂物形成的复合稀土夹杂物具有较弱的内部结合力及其与基体的界面结合力,所以稀土轴承钢在夹杂物处具有较短的裂纹萌生寿命。然而,小尺寸稀土夹杂物能够产生较大的细晶区,使得稀土轴承钢的裂纹扩展寿命远高于无稀土轴承钢。探索了连铸轴承钢的横向和纵向超高周疲劳性能,揭示了不同形态夹杂物引发的裂纹萌生和扩展行为以及稀土元素的影响机制。研究结果表明,颗粒状夹杂物引发的超高周疲劳失效表现出自夹杂物颗粒起几乎各向同步的裂纹扩展,即时裂纹的长宽比保持接近于1。而在条带状夹杂物引发的超高周疲劳失效中,起始裂纹萌生于夹杂物条带较宽的区域,即时裂纹的宽度在裂纹扩展中具有重要的作用。随着裂纹的扩展,即时裂纹的长宽比持续减小直至其值接近于1或裂纹扩展到试样的边缘。在超高周疲劳范畴内,有效夹杂物区域和有效夹杂物尺寸可以从裂纹萌生和扩展的角度来确定。对于含细晶区的超高周疲劳断面,有效夹杂物区域对应包含在细晶区内的夹杂物区域。稀土变质轴承钢中的常规夹杂物形成的复合稀土夹杂物在热轧过程中易于变形来减小疲劳源处的有效夹杂物尺寸,因此,稀土的添加能够改善连铸轴承钢的疲劳性能,尤其是纵向疲劳性能。
李昭昆,雷建中,徐海峰,俞峰,董瀚,曹文全[3]（2016）在《国内外轴承钢的现状与发展趋势》文中进行了进一步梳理目前国产关键轴承与日本、欧美等先进国家相比,在使用寿命、可靠性、Dn值与承载能力等方面存在较大差距,成为制约中国装备制造业发展的瓶颈。首先介绍了国内外在航空航天、高速动车和其他工业用高端轴承质量上的差距和中国高端装备制造对高端轴承的需求。然后介绍了国外超纯化、多样化、定量化和低成本化的轴承材料的发展现状,以及大幅度提升轴承材料寿命的新型热处理和表面改性技术。最后指出未来中国轴承钢研发不仅需要传统轴承钢冶金质量的提升和新型轴承材料的创新研发,还需要进行25GPa超高疲劳应力作用下轴承钢的组织演化、加工硬化和破坏机制等基础理论研究,以实现中国高端轴承钢的国产化,满足高端装备对高端轴承的需求。
路晓辉[4]（2016）在《GCr15轴承钢组织稳定性调控及强韧性提高研究》文中提出近年来,随着高速铁路、精密机床和风电等技术的迅速发展,对高性能滚动轴承的需求越来越大。国产滚动轴承在服役过程中存在的尺寸稳定性差和滚动接触疲劳寿命低等问题,严重制约了我国高端装备制造业的发展水平。针对这两个问题,本论文从材料的角度分别通过冷冻处理、形变热处理、Si-Mo合金化GCr15轴承钢结合预淬火工艺这三种方法来提高轴承材料的尺寸稳定性和强韧性。研究了冷冻和回火处理对残余奥氏体稳定性的影响,形变热处理提高轴承钢的韧性以及Si-Mo合金化GCr15轴承钢结合预淬火工艺提高材料的强韧性,揭示了冷冻和回火处理影响残余奥氏体稳定性的本质原因,提出了提高GCr15轴承钢韧性的形变热处理新工艺,设计开发了新型Si-Mo合金化GCr15轴承钢,分析探讨了工艺、微观组织和力学性能之间的相互关系。主要研究内容和结果如下:（1）冷冻和回火处理提高残余奥氏体的机械稳定性和热稳定性。实验结果表明:随着奥氏体化温度的升高,球状碳化物的溶解程度增大,从而导致室温微观组织中残余奥氏体量与残余奥氏体内碳含量的增加。同时,残余奥氏体的形貌随着奥氏体化温度的升高由薄膜状向块状转变。经过传统马氏体淬回火（QT）处理后,在860QT、920Q和1050QT试样微观组织中的残余奥氏体量分别为13.2%,21.6%和23.2%,残余奥氏体内碳含量通过XRD计算分别为0.78wt.%,0.91wt.%和1.07wt.%。然而,冷冻和回火处理（QST）明显降低残余奥氏体量并引起残余奥氏体内碳含量增加,在860QST、920QST和1050QST试样中残余奥氏体量分别为9.1%,11.3%和12.7%,残余奥氏体内碳含量分别为0.82wt.%,0.95wt.%和1.12wt.%。残余奥氏体的机械稳定性通过拉伸试验样品断裂前后残余奥氏体量的变化与真应变之间的指数衰减公式计算评价。与QT处理试样相比较,QST试样的残余奥氏体机械稳定性明显提高。此外,薄膜状残余奥氏体的机械稳定性高于块状残余奥氏体。残余奥氏体机械稳定性的增加主要是由于冷冻处理增加了残余奥氏体内的压应力,从而抑制拉伸过程中的应力-应变诱发马氏体相变。残余奥氏体的热稳定性通过差示扫描量热法（Differential Scanning calorimetry,DSC）测量计算升温过程中残余奥氏体分解的激活能来评价。结果表明在相同奥氏体化温度下,QT和QST样品中残余奥氏体分解的开始温度、峰值温度没有变化,但是QST样品中残余奥氏体分解的激活能增加,残余奥氏体热稳定性提高,说明冷冻和回火处理提高残余奥氏体的热稳定性。此外,残余奥氏体分解的开始温度、峰值温度和激活能随奥氏体化温度升高而增加,残余奥氏体内碳含量随奥氏体化温度升高而增加,说明残余奥氏体内的碳含量是决定奥氏体热稳定性的主要原因。（2）提出了适用于GCr15轴承钢的形变热处理新工艺,即:冷变形结合马氏体预淬火和贝氏体相变。实验结果表明:冷变形试样中的球状碳化物在奥氏体化过程中溶解程度变大并通过再结晶细化原奥氏体晶粒从而降低Ms（Martensite start temperature）温度,未变形和30%冷变形试样的原奥氏体晶粒大小分别为14.5μm和10.3μm,Ms温度分别为232°C和210°C。通过DIL805L热膨胀仪测量形变热处理工艺的热膨胀曲线,证实冷变形量对预淬火后贝氏体相变动力学影响,即:当冷变形量小于15%时,促进贝氏体相变;当冷变形量大于15%时,抑制贝氏体相变。30%冷变形试样通过200°C预淬火后在240°C进行贝氏体等温处理后得到的冲击韧性和断裂韧性分别为87J和39Mpa·m1/2,分别是传统QT处理后试样的1.8倍和2.6倍。硬度稍微降低,但仍然满足轴承钢对硬度5863HRC的使用要求。形变热处理试样中残余奥氏体的机械稳定性和材料的尺寸稳定性明显高于传统QT工艺处理的试样。韧性的提高,主要是因为形变热处理使原奥氏体晶粒和微观组织双细化,并形成稳定的富碳薄膜状残余奥氏体和高密度的界面。形变热处理过程的微观组织演变规律可以描述为:试样经过奥氏体化后,不同冷变形量的试样发生再结晶细化原奥氏体晶粒。在200°C下进行预淬火时,不同冷变形量的试样由于Ms温度的高低,预淬火马氏体量随冷变形量的增加而减少,同时预淬火过程形成的马氏体会分割奥氏体晶粒。在240°C进行贝氏体等温过程中,预淬火马氏体中的过饱和碳原子向邻近奥氏体内配分,稳定一部分邻近预淬火马氏体的未转变奥氏体,与此同时,贝氏体铁素体在远离预淬火马氏体的奥氏体贫碳区优先形核并向马氏体方向生长,再次分割奥氏体晶粒。最后,在淬火至室温过程中,部分碳含量低的未转变奥氏体发生马氏体相变并分割奥氏体晶粒,而临近预淬火马氏体的富碳奥氏体在室温组织中形成薄膜状残余奥氏体（<50nm）。由于多步相变分割奥氏体晶粒,从而形成大量的界面,室温组织中得到细化的马氏体/贝氏体复相组织。本文提出的形变热处理新工艺对于改善冷辗扩成形轴承套圈的淬火变形以及轴承滚动接触疲劳寿命的提高具有实际应用价值。（3）设计开发了成分为0.99C-0.43Mn-1.31Si-1.5Cr-0.26Mo的Si-Mo合金化GCr15轴承钢并结合预淬火和贝氏体相变工艺,获得部分纳米贝氏体组织,提高了材料的强韧性。通过DIL805L热膨胀仪研究了Si-Mo合金化GCr15轴承钢不同预淬火温度对200°C下贝氏体等温相变动力学的影响。实验结果证实Si-Mo合金化GCr15轴承钢经过140°C预淬火后贝氏体相变的孕育期最短。经过140°C预淬火后在200°C下等温2h得到的试样硬度为63HRC,冲击功达到72J,硬度与GCr15轴承钢经传统QT处理后试样相同,冲击功是GCr15轴承钢传统QT热处理后试样的1.6倍,达到了减少热处理工艺时间和强韧性提高的预期目标。通过SEM、TEM和XRD等表征方法揭示了Si-Mo合金化轴承钢经过预淬火和贝氏体相变后的微观组织演变规律为:预淬火后形成较细小的预淬火马氏体并分割原奥氏体晶粒。随后的贝氏体相变过程中,由于预淬火马氏体使临近的未转变奥氏体内铁素体形核位置增加,从而促进了纳米贝氏体相变的进行。残余奥氏体以薄膜状存在于纳米贝氏体中,尺寸小于50nm。Si的固溶强化和纳米贝氏体的类析出强化是Si-Mo合金化轴承钢具有高强度的主要原因。韧性提高是由于初始淬火马氏体的软化、薄膜状奥氏体的生成以及适量纳米贝氏体的存在。经过进一步的工艺优化和发展,本文设计的Si-Mo合金化GCr15轴承钢,有望成为GCr15轴承钢之后的又一种具有潜在应用价值的新型轴承钢。
宁玉亮[5]（2019）在《GCr15轴承钢的组织演变及网状碳化物的控制研究》文中研究表明本文依托韶钢特棒厂提供的条件,通过Gleeble-3800热模拟试验机对其生产的GCr15轴承钢进行热模拟研究,采用膨胀法和金相法结合测定了该钢的完整CCT曲线,补充了先共析渗碳体析出曲线,从而系统地研究了其连续冷却过程中的组织演变过程及规律。在此基础上,提出了两阶段冷却工艺思路,并就此工艺的参数（变形量、终轧温度及终冷温度）对组织转变的影响进行了研究,为抑制网状碳化物的析出提供参考。论文的主要工作及结果如下:（1）通过Gleeble-3800热模拟试验机,采用膨胀法研究了GCr15轴承钢在不同冷却速度下的珠光体相变和马氏体相变温度及其组织演变规律。结果表明:珠光体相变主要在570710℃温度范围,并且相变温度随着冷却速度的增大而逐渐下降,完全发生珠光体相变的临界冷却速度为5℃/s;在低冷速下,室温组织主要为网状碳化物和珠光体组织,随着冷却速度的增加,碳化物网状程度减轻,珠光体组织细化,显微硬度随之增大,并且开始在低温区形成马氏体,相变温度约为190℃;当冷却速度达到8℃/s及以上时,室温组织主要为马氏体。（2）在测定的珠光体相变开始温度的基础上,通过Gleeble-3800热模拟试验机,采用金相法测定先共析渗碳体的开始析出温度,补充先共析渗碳体的析出曲线,从而完善GCr15轴承钢的动态CCT曲线,并对二次碳化物的析出机理进行研究分析。研究表明:GCr15钢的CCT曲线主要由单相奥氏体区、奥氏体+碳化物区、奥氏体+碳化物+珠光体区、碳化物+珠光体区和马氏体区这5个相区组成;先共析渗碳体的析出温度范围约在700900℃区间,抑制先共析渗碳体析出的临界冷却速度为8℃/s;当冷却速度大于3℃/s时,先共析渗碳体的析出温度下降趋势较珠光体相变温度下降更加明显,这说明冷却速度对先共析渗碳体的析出影响明显大于对珠光体转变的影响;轧后冷却速度的提高使C、Cr等元素的扩散系数降低,抑制其向晶界处扩散,减少二次碳化物的析出,从而抑制网状碳化物的生成。（3）依据完整的CCT曲线,采用两阶段冷却工艺对网状碳化物的析出进行抑制,并研究了此工艺过程中变形量、终轧温度及终冷温度等参数对网状碳化物的影响。实验结果发现:增大变形量使珠光体晶粒明显细化,但对改善网状碳化物的形貌作用不大;终轧温度对二次碳化物的抑制作用明显,并且低温终轧效果显著,但温度越低变形抗力越大,易产生断辊等故障,所以终轧温度不宜过低;二次碳化物的析出程度随着终冷温度的降低也会显著减轻,当终冷温度降至600℃及以下时,二次碳化物的析出被进一步抑制,并在珠光体组织中以颗粒状弥散分布。综合考虑上述结果,将GCr15轴承钢在820℃终轧变形后以8℃/s的冷却速度快冷至600℃并以1℃/s缓冷至室温的两阶段冷却工艺可以有效抑制网状碳化物的析出,得到球化退火前所需的珠光体组织。
闫文凯[6]（2010）在《高纯净GCr15轴承钢组织演变与控制工艺的研究》文中研究指明高碳铬GCr15轴承钢纯净度和组织均匀性是影响轴承寿命的重要因素。在氧含量和夹杂已获得很好控制的情况下,改善碳化物形态及分布有益于提高组织均匀性进而延长GCr15钢制轴承的使用寿命。选用高纯度GCr15轴承钢作为试验钢,本文系统研究预备组织和球化退火工艺对碳化物组织演变的影响规律。通过IAS8金相分析软件和计算方法对碳化物颗粒大小、形态及分布进行量化表征；良好的球化退火质量有利于提高GCr15轴承钢切削性能及其接触疲劳性能。通过对本课题的研究发现：1)高纯净GCrl5轴承钢网状、带状碳化物评级小于1级；中心液析最大尺寸约为50×30 u m,珠光体平均片层间距为0.144nm；具有碳化物均匀的退火预备组织,可以促进球化退火的速度和质量。2)利用IAS8金像分析软件和模型计算退火态试验钢单位面积上碳化物个数、粒径大小、面积及圆整度等表征退火态碳化物球化质量,这种评价碳化物的方法比较准确并可应用于实际生产。3)通过对同一种球化退火预备组织采用三种不同的退火工艺进行研究,发现a种退火制度得到粒径在0．1-0．5μm之间的颗粒占总数的66.87%,在三种制度中所占比例最大；大于1μm的颗粒占总数的8.61%,在三种制度中所占比例最小；颗粒圆整度为0.87,平均粒径为0．27μm,可见a制度球化效果最好。4)具有良好预备组织的轴承钢φ70mm棒材经a球化退火工艺处理后粒径较小、分布均匀且圆整度好,达到同样的退火效果可以缩短时间3.5个小时,提高了退火效率,有利于快速球化工艺的实现。5)退火后切削性能明显优于退火前。在同样的切削参数下对同样规格退火前后的试验钢进行试验,发现退火后的试验钢对刀具的磨损小,得到的切屑细小易断,切削表面光洁度好、无划痕毛刺等且切削用时短。6)试验钢在a球化退火制度下L10达到4．36×107,疲劳性能优于等温退火和连续退火；且循环周数高的疲劳剥落坑比较浅,形貌圆整。
张丹[7]（2015）在《盾构机用大断面高碳铬轴承钢组织性能控制研究》文中提出随着我国盾构施工领域的快速发展,盾构机的生产和制造行业迅速发展。但是,由于我国高品质轴承钢材料的生产技术落后,盾构机的核心部件——主轴轴承还未能实现国产化,而是100%采用了进口产品,这大大增加了盾构机的生产成本,严重制约了我国大型盾构机行业的进一步发展。本文以轴承钢GCr1SSiMn为研究对象,开展了6米以上直径的大型盾构机主轴承滚动体材料的组织演变机理和性能控制研究,实现了国内大型盾构机用轴承滚动体材料质量控制的新突破,为大型盾构机轴承滚动体制造的国产化提供了材料保障；以轴承钢GCr15为研究对象,系统开展高碳铬轴承钢的Nb微合金化研究,阐述Nb对高碳铬轴承钢显微组织的影响规律和作用机理。对轴承钢GCr15SiMn的热变形行为和晶粒长大行为进行了研究。确立了变形温度和变形量与动态再结晶状态的关系,为轴承钢生产过程中的轧制工艺设计提供了理论基础；利用动态再结晶的动力学模型,实现了对轴承钢GCr15SiMn动态再结晶体积分数的准确预测；确定了加热温度和保温时间与奥氏体晶粒尺寸的定量关系,并建立奥氏体晶粒长大动力学模型,实现了对轴承钢GCr15SiMn奥氏体晶粒尺寸的准确预测。研究了变形量、变形温度和冷却速度与网状碳化物状态的变化规律。明确了控制轴承钢GCr15SiMn网状碳化物的临界冷却条件；通过研究共析转变过程中网状碳化物的析出规律,阐述了轧后冷却过程中网状碳化物的析出机理以及控制策略。确定当精轧累积变形量为50%-60%,终轧温度为850-900℃,轧后以大于3℃/s的冷却速度冷却到620℃等温相变时,可以有效地抑制二次网状碳化物的形成与析出,获得具有良好索氏体组织状态的轧材。通过对大断面轴承钢GCr15SiMn热处理过程中碳化物遗传性及演变机理的研究,提出了轧材网状碳化物厚度与最终热处理产品网状碳化物级别的定量关系,确定了可以经热处理完全消除的临界网状碳化物尺寸为0.29μm,为控制轧材产品中的网状碳化物状态提供了新的思路和方法。系统研究了大断面轴承滚动体材料GCr15SiMn的强韧化机制,获得了硬度、强度和韧性具有良好的匹配高品质轴承钢材料,实现了国内大型盾构机用高品质轴承钢滚动体材料质量控制的新突破。确定了大断面轴承钢GCr15SiMn的最佳热处理工艺为：815～830℃淬火,淬火保温1h,165-180℃回火,回火4-6h；明确了最佳显微组织,即细小板条束的马氏体基体上分布着均匀、细小的颗粒状碳化物,马氏体板条间分布厚度约为20nm的薄膜状残余奥氏体,体积分数在12.8%～17.7%之间。通过在轴承钢GCr15中添加了不同含量（0%,0.018%和0.040%）的Nb元素,系统开展了高碳铬轴承钢的Nb微合金化研究。阐明了随着Nb含量增加,网状碳化物厚度和碳化物网尺寸减小,珠光体片层间距变薄的规律；提出了Nb促进轴承钢球化退火的两个机制,即未溶碳化物核心增多和奥氏体中C浓度的不均匀增大；揭示了Nb在高碳铬轴承钢碳化物演变过程中的作用机理。
刘耀中,侯万果,王玉良,钞仲凯[8]（2020）在《滚动轴承材料及热处理进展与展望》文中进行了进一步梳理对近年来国内外轴承材料及热处理技术的开发及应用成果进行梳理,从轴承用钢冶金质量的演变、新钢种的开发、热处理技术、表面涂覆技术等方面重点介绍国外有关技术进展及开发思路,同时介绍了国内的相关动态,最后对轴承材料及热处理技术的发展方向进行了展望。
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》文中提出本文依托国家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。
王林梅[10]（2008）在《提高轴承钢性能的热处理工艺研究》文中研究表明近年来风电工程、高速铁路迅猛发展,在这些工程中大量使用各类轴承,对轴承寿命提出越来越高的要求。本文以通过热处理提高轴承钢性能为目标,首先测定几种国产与进口轴承钢试样的组织和力学性能,利用XRD测定试样的残余奥氏体含量,利用SEM分析国内外轴承钢组织的差别。在此基础上,设计了细化轴承钢中的碳化物颗粒的热处理工艺,并测定处理后各试样的组织与性能。通过不同的热处理工艺,使轴承钢中残余奥氏体量处在不同范围,测定处理后试样的力学性能,从而得出残余奥氏体含量对轴承钢性能的影响规律。对轴承钢进行了贝氏体等温淬火研究,分析了贝氏体转变规律以及贝氏体转变量对轴承性能的影响及贝氏体组织与马氏体组织的断裂机理,并利用XRD测定马氏体淬回火与贝氏体等温淬火处理后试样的残余应力。经过研究分析、归纳,得到以下结论:进口轴承中对轴柱与轴套马氏体数量分别控制在不同范围,与国产轴承钢相比,进口轴承中马氏体针、碳化物细小、分布均匀,残余奥氏体含量低,有些甚至完全消除残余奥氏体。进口轴承耐磨性能优于国产轴承。GCr15经完全奥氏体化后贝氏体等温淬火和完全奥氏体化后马氏体等温淬火再中温回火预处理的碳化物细化效果佳,终处理后的碳化物细小、均匀、分布弥散,同时细化了奥氏体晶粒。但由于热处理后的残余奥氏体含量也偏高,碳化物含量降低,以及碳化物不圆整的原因,轴承试样的综合力学性能反而略有下降。预处理为球化退火的轴承试样综合性能最佳。进行碳化物细化处理工艺必须同时控制好碳化物的圆整度和残余奥氏体含量。GCr15经870℃奥氏体化后淬火160℃盐浴中等温20min后空冷,奥氏体产生热稳定化,最终回火后残余奥氏体量增加至14.2%,等温时间延长至60min,残余奥氏体含量不再继续增加。马氏体淬火后立即进行冷处理能有效消除试样中的残余奥氏体,使之降低到5%以下。残余奥氏体含量过多,则显著降低试样的强度和硬度。并且其对轴承试样的冲击韧性也无明显改善。试样马氏体等温60min后,少量残余奥氏体转变为等温马氏体,使轴承试样的耐磨损性能提高了32.1%。轴承试样经冷处理减少其残余奥氏体量后,试样强度、韧性有所下降,但硬度、耐磨性能均有提高,耐磨损性能比未经冷处理试样提高了35.7%。GCr15经870℃奥氏体化后,于240℃以不同时间等温油冷或空冷后得到的组织组成为针状马氏体+下贝氏体+残余奥氏体+残余碳化物。等温初期,贝氏体转变较快,下贝氏体随等温时间延长而长大,等温到一定时间后下贝氏体转变速率下降,贝氏体不再继续长大。贝氏体转变量在45.1%左右时,轴承试样的综合性能最佳。耐磨性能比马氏体淬回火试样提高了47.5%。GCr15经马氏体淬回火处理,试样断裂机制为微孔聚集型断裂,而经贝氏体等温淬火处理后,断裂机制转变为解理断裂。贝氏体转变后试样表面的残余压应力高于马氏体淬回火组织。
二、GCr15钢中碳化物带状对轴承接触疲劳寿命的影响（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、GCr15钢中碳化物带状对轴承接触疲劳寿命的影响（论文提纲范文）
（1）滚动轴承钢冶金质量与疲劳性能现状及高端轴承钢发展方向（论文提纲范文）
| 1 滚动轴承钢的种类及其发展历程 |
| 2 滚动轴承钢疲劳性能的提高 |
| 3 高端轴承钢组织性能均匀化控制技术进展 |
| 4 长寿命热处理技术的创新研发 |
| 5 轴承钢冶金质量与性能的评价 |
| 6结论 |
（2）稀土对高碳铬轴承钢夹杂物-组织-性能的影响机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高碳铬轴承钢概述 |
| 1.2.1 轴承失效形式 |
| 1.2.2 轴承钢质量要求 |
| 1.3 高碳铬轴承钢质量控制技术 |
| 1.3.1 夹杂物控制技术 |
| 1.3.2 碳化物控制技术 |
| 1.3.3 显微组织改善技术 |
| 1.4 稀土元素在钢中的作用 |
| 1.4.1 稀土对钢中夹杂物的影响 |
| 1.4.2 稀土对钢中显微组织的影响 |
| 1.4.3 稀土处理钢的力学性能 |
| 1.5 选题背景与主要研究内容 |
| 第2章 稀土对高碳铬轴承钢中夹杂物的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 高碳铬轴承钢的制备 |
| 2.2.2 化学成分分析 |
| 2.2.3 夹杂物表征与分析 |
| 2.3 稀土对低S/O轴承钢中夹杂物的影响 |
| 2.3.1 稀土一次性加入时对夹杂物的影响 |
| 2.3.2 稀土分批次加入时对夹杂物的影响 |
| 2.4 稀土对高S/O轴承钢中夹杂物的影响 |
| 2.4.1 稀土不完全变质夹杂物 |
| 2.4.2 稀土完全变质夹杂物 |
| 2.4.3 稀土对夹杂物尺寸、含量和数量的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 稀土对高碳铬轴承钢组织和冲击性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 稀土对轴承钢中夹杂物和组织的影响 |
| 3.3.1 稀土对夹杂物的影响 |
| 3.3.2 稀土对组织的影响 |
| 3.3.3 稀土对晶粒尺寸的影响 |
| 3.4 不同稀土含量轴承钢的冲击性能 |
| 3.5 稀土对轴承钢冲击性能的影响机制 |
| 3.5.1 长条状MnS对无稀土轴承钢冲击性能的影响 |
| 3.5.2 稀土对轴承钢冲击性能的影响机制 |
| 3.5.3 不同类型轴承钢试样的冲击实验模型 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 稀土对高碳铬轴承钢疲劳性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 稀土对轴承钢组织和力学性能的影响 |
| 4.3.1 不同稀土含量轴承钢的组织、强度和硬度 |
| 4.3.2 稀土对轴承钢疲劳性能的影响 |
| 4.4 疲劳试样断口的夹杂物分析 |
| 4.4.1 不同稀土含量轴承钢的疲劳裂纹萌生模式 |
| 4.4.2 稀土对轴承钢中夹杂物的影响 |
| 4.5 疲劳裂纹萌生和扩展 |
| 4.5.1 裂纹萌生寿命 |
| 4.5.2 裂纹扩展寿命 |
| 4.5.3 裂纹萌生和扩展模型 |
| 4.6 轴承钢疲劳极限的优化评估 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 轴承钢的超高周疲劳行为及稀土元素作用机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.3 稀土对轴承钢超高周疲劳寿命的影响 |
| 5.4 疲劳试样断口分析 |
| 5.4.1 横向断口分析 |
| 5.4.2 纵向断口分析 |
| 5.5 不同形态夹杂物下的裂纹萌生和扩展 |
| 5.5.1 颗粒状夹杂物引发的裂纹萌生和扩展 |
| 5.5.2 条带状夹杂物引发的裂纹萌生和扩展 |
| 5.5.3 裂纹萌生和扩展模型 |
| 5.6 超高周疲劳范畴内的有效夹杂物尺寸 |
| 5.6.1 有效夹杂物尺寸的评估 |
| 5.6.2 稀土对轴承钢疲劳性能的影响机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（3）国内外轴承钢的现状与发展趋势（论文提纲范文）
| 1 中国高端轴承的需求分析 |
| 1.1 航空发动机轴承 |
| 1.2 中高档轿车用轴承 |
| 1.3 轨道交通用高端轴承 |
| 1.4 大型精密高速数控机床用轴承 |
| 1.5 大型薄板轧机设备用轴承 |
| 1.6 风力发电装备用轴承 |
| 2 国内外轴承钢质量控制的现状 |
| 2.1 轴承钢中夹杂物及碳化物对性能的影响 |
| 2.2 国内外夹杂物的质量控制水平 |
| 2.3 国内外轴承钢碳化物质量控制的现状 |
| 2.4 特殊冶炼轴承钢的质量与性能 |
| 3 国外高端轴承钢与热处理的研发现状 |
| 3.1 国外传统轴承钢的质量提升及新型轴承钢的开发 |
| 3.2 国外轴承钢的新型热处理技术 |
| 4 未来高端轴承钢的研发及其基础研究方向 |
（4）GCr15轴承钢组织稳定性调控及强韧性提高研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外轴承钢的发展历史和研究现状 |
| 1.2.1 国外轴承钢的发展历史和研究现状 |
| 1.2.2 国内轴承钢的发展历史和研究现状 |
| 1.2.3 影响轴承寿命的材料因素 |
| 1.2.4 轴承钢性能要求 |
| 1.3 GCr15 轴承钢的微观组织和热处理 |
| 1.3.1 平衡态和奥氏体化 |
| 1.3.2 马氏体淬回火 |
| 1.3.3 贝氏体等温淬火 |
| 1.4 GCr15 轴承钢中残余奥氏体的作用 |
| 1.4.1 不利作用—尺寸稳定性 |
| 1.4.2 有利作用—提高轴承在极端条件下的服役表现 |
| 1.4.3 残余奥氏体稳定化调控 |
| 1.5 轴承钢的强韧性 |
| 1.5.1 钢的强韧化机理 |
| 1.5.2 提高轴承钢强韧性的组织设计 |
| 1.5.3 提高轴承钢强韧性的成分和工艺设计 |
| 1.6 本课题的研究意义及其内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 材料选择及成分设计 |
| 2.1.1 GCr15 轴承钢 |
| 2.1.2 Si-Mo合金化轴承钢 |
| 2.2 膨胀法测量相变温度 |
| 2.3 微观组织观察及结构分析 |
| 2.3.1 SEM |
| 2.3.2 EBSD和 TEM |
| 2.4 残余奥氏体的含量测量和彩色金相定量分析 |
| 2.4.1 XRD计算残余奥氏体量、压应力及碳含量 |
| 2.4.2 磁性法 |
| 2.4.3 彩色金相 |
| 2.5 DSC(Differential scanning calorimetry,DSC) |
| 2.6 硬度、拉伸、压缩和韧性 |
| 参考文献 |
| 第三章 冷冻处理对轴承钢中残余奥氏体稳定性的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 冷冻处理工艺参数设计 |
| 3.3 冷冻处理对微观组织及残余奥氏体的影响 |
| 3.4 冷冻处理对残余奥氏体稳定性的影响 |
| 3.4.1 冷冻处理对残余奥氏体机械稳定性的影响 |
| 3.4.2 冷冻处理对残余奥氏体热稳定性的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 形变热处理提高轴承钢的韧性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 冷变形、预淬火在热处理中的作用 |
| 4.2.1 冷变形在热处理中的作用 |
| 4.2.2 冷变形对相变温度的影响 |
| 4.2.3 预淬火对贝氏体相变的影响 |
| 4.3 形变热处理工艺参数设计 |
| 4.4 冷变形+预淬火对贝氏体相变动力学的影响 |
| 4.5 形变热处理对强韧性的影响 |
| 4.6 形变热处理过程的微观组织演变 |
| 4.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 Si-Mo合金化和马氏体预淬火处理提高轴承钢的强韧性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Si-Mo合金化轴承钢的设计思想 |
| 5.2.1 Si-Mo合金化轴承钢的组织设计 |
| 5.2.2 Si-Mo合金化轴承钢的成分设计 |
| 5.2.3 Si-Mo合金化轴承钢的工艺设计 |
| 5.3 Si-Mo合金化轴承钢的强韧性 |
| 5.4 Si-Mo合金化轴承钢的微观组织表征 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 创新点 |
| 攻读博士学位期间已发表或录用的论文 |
| 致谢 |
（5）GCr15轴承钢的组织演变及网状碳化物的控制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外轴承钢生产发展概况 |
| 1.2.1 国外轴承钢生产发展现状 |
| 1.2.2 国内轴承钢生产发展现状 |
| 1.3 轴承钢的质量评价因素 |
| 1.3.1 轴承钢的纯净度 |
| 1.3.2 轴承钢中的碳化物 |
| 1.4 轴承钢的控轧控冷工艺研究 |
| 1.4.1 控制轧制的原理及其特点 |
| 1.4.2 控制冷却的原理及其特点 |
| 1.4.3 轴承钢的控轧控冷工艺类型 |
| 1.4.4 控制轴承钢网状碳化物的控轧控冷工艺的相关研究 |
| 1.4.5 GCr15 轴承钢相变规律的研究 |
| 1.5 本文研究目的、意义及主要内容 |
| 1.5.1 研究的目的和意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料、设备及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备和方法 |
| 2.2.1 Gleeble-3800 热模拟试验机 |
| 2.2.2 轴承钢的连续冷却转变研究方法 |
| 2.3 分析与检测方法 |
| 2.3.1 显微组织观察 |
| 2.3.2 显微硬度测试 |
| 第三章 GCr15 轴承钢的相变规律研究 |
| 3.1 实验方案的制定 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 冷却速度对相变的影响 |
| 3.3.2 冷却速度对组织显微硬度的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 先共析渗碳体的析出规律研究 |
| 4.1 实验内容和方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 先共析渗碳体的析出温度 |
| 4.2.2 GCr15 轴承钢的CCT曲线(包含先共析渗碳体) |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 两阶段冷却控制网状碳化物的工艺研究 |
| 5.1 实验方案的制定 |
| 5.2 实验结果与分析 |
| 5.2.1 变形量对组织转变的影响 |
| 5.2.2 终轧变形温度对组织转变的影响 |
| 5.2.3 终冷温度对组织转变的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士研究生期间发表的学术论文 |
（6）高纯净GCr15轴承钢组织演变与控制工艺的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 轴承钢的发展现状和前景 |
| 1.2 碳、氧元素对轴承钢组织的影响 |
| 1.3 轴承钢中的夹杂对轴承钢的影响 |
| 1.4 轴承钢中的碳化物对轴承钢的影响 |
| 1.4.1 碳化物大小及分布的影响 |
| 1.4.2 带状碳化物的影响 |
| 1.4.3 网状碳化物的影响 |
| 1.4.4 液析碳化物的影响 |
| 1.4.5 未熔碳化物的影响 |
| 1.5 轴承钢冶炼技术的发展 |
| 1.6 热处理工艺对轴承钢中组织的影响 |
| 1.6.1 球化退火对轴承钢的影响 |
| 1.6.2 淬回火处理对轴承钢的影响 |
| 1.7 轴承钢的切削性能 |
| 1.8 轴承钢疲劳寿命 |
| 1.9 本文研究的意义及主要内容 |
| 1.9.1 本课题的研究意义 |
| 1.9.2 课题主要研究内容 |
| 第二章 试验方案与技术路线 |
| 2.1 试验材料及器材 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 铸坯组织的观察 |
| 2.2.2 预备组织的检测 |
| 2.2.3 退火后碳化物形态分布 |
| 2.2.4 退火后淬回火组织 |
| 2.2.5 接触疲劳寿命试验 |
| 2.3 技术路线 |
| 第三章,高纯净GCr15轴承钢预备组织的研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验材料及实验方案 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 低倍及金相组织 |
| 3.3.2 夹杂物的研究 |
| 3.3.3 碳化物的研究 |
| 3.4 结果讨论与分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 退火对组织形态的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验材料、方案及预组织研究 |
| 4.2.1 不同退火工艺实验 |
| 4.2.2 不同退火工艺实验 |
| 4.3 试验结果及分析 |
| 4.3.1 退火工艺对组织形态的影响及其评价 |
| 4.3.1.1 退火工艺对组织的影响 |
| 4.3.1.2 碳化物形态标定 |
| 4.3.1.3 结果分析 |
| 4.3.2 退火时间对GCr15轴承钢的影响 |
| 4.3.2.1 退火时间对组织的影响 |
| 4.3.2.2 碳化物形态标定 |
| 4.3.2.3 结果分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 球化退火对疲劳性能和切削性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验材料及实验方案 |
| 5.2.1 退火前后切削性能对比实验 |
| 5.2.2 疲劳性能对比实验 |
| 5.3 试验结果及分析 |
| 5.3.1 淬回火后的显微组织形貌及分析 |
| 5.3.2 疲劳性能测试 |
| 5.3.2.1 试验结果及数据处理 |
| 5.3.2.2 疲劳剥落形貌及分析 |
| 5.3.3 结果分析 |
| 5.3.4 球化退火对切削性能的改善 |
| 5.3.4.1 切削加工的条件及实验方法 |
| 5.3.4.2 切削加工的现象及结果 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录:攻读硕士学位期间公开发表的论文 |
（7）盾构机用大断面高碳铬轴承钢组织性能控制研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 盾构机概述 |
| 2.2 盾构机主轴承 |
| 2.2.1 盾构机主轴承结构特点 |
| 2.2.2 盾构机轴承的主要失效形式 |
| 2.2.3 盾构机轴承用钢 |
| 2.3 盾构机轴承钢的质量控制 |
| 2.3.1 非金属夹杂物 |
| 2.3.2 碳化物均匀性 |
| 2.3.3 盾构机轴承钢性能要求 |
| 2.4 高碳铬轴承钢的热处理 |
| 2.4.1 均匀扩散处理 |
| 2.4.2 正火处理 |
| 2.4.3 球化退火 |
| 2.4.4 淬火与回火 |
| 2.5 高碳钢的Nb微合金化研究 |
| 2.5.1 钢中Nb微合金化概述 |
| 2.5.2 Nb在中高碳钢热轧过程中的行为 |
| 2.5.3 控轧工艺中Nb对中高碳钢力学性能的影响 |
| 2.5.4 热处理过程中Nb对抑制奥氏体晶粒长大的作用 |
| 2.5.5 Nb作为强化元素的作用 |
| 3 论文的研究内容、技术路线和研究关键 |
| 3.1 主要研究内容 |
| 3.2 研究技术路线 |
| 3.3 关键技术问题和创新点 |
| 3.3.1 技术难点 |
| 3.3.2 技术创新点 |
| 4 GCr15SiMn钢热变形与晶粒长大行为研究 |
| 4.1 热变形行为研究 |
| 4.1.1 真应力-真应变曲线与显微组织 |
| 4.1.2 高温变形的加工硬化特点 |
| 4.1.3 Z参数及热变形方程 |
| 4.1.4 动态再结晶动力学模型 |
| 4.2 奥氏体晶粒长大规律研究 |
| 4.2.1 加热温度对奥氏体形态和大小的影响 |
| 4.2.2 保温时间对奥氏体形态和大小的影响 |
| 4.2.3 奥氏体晶粒长大规律 |
| 4.2.4 奥氏体晶粒长大动力学模型 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 大断面轴承钢网状碳化物形成条件及控制 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 热变形参数对网状碳化物形成的影响 |
| 5.2.1 变形参数对CCT曲线的影响 |
| 5.2.2 变形参数对相变组织的影响 |
| 5.2.3 变形参数对网状碳化物厚度的影响 |
| 5.2.4 变形参数对组织均匀性的影响 |
| 5.2.5 显微硬度分析 |
| 5.3 共析转变过程中网状碳化物析出规律 |
| 5.3.1 显微组织特征 |
| 5.3.2 二次网状碳化物的析出规律 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 热处理过程中碳化物遗传性及演变机理 |
| 6.1 网状碳化物的遗传行为研究 |
| 6.1.1 实验方法 |
| 6.1.2 预热处理工艺与显微组织的关系 |
| 6.1.3 网状碳化物在热处理过程中的遗传性 |
| 6.2 球化退火过程中碳化物的溶解析出规律 |
| 6.2.1 实验方法 |
| 6.2.2 实验结果与分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 大断面轴承钢热处理工艺及强韧化机制研究 |
| 7.1 实验方法 |
| 7.2 热处理制度对显微组织的影响 |
| 7.2.1 实验钢的显微组织 |
| 7.2.2 实验钢的断口形貌 |
| 7.3 热处理制度对力学性能的影响 |
| 7.3.1 热处理正交试验结果 |
| 7.3.2 淬火温度的影响 |
| 7.3.3 回火温度的影响 |
| 7.3.4 回火时间的影响 |
| 7.4 残余奥氏体对力学性能的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 Nb对轴承钢轧材及球化退火行为的影响 |
| 8.1 实验方法 |
| 8.2 Nb对轧材组织的影响 |
| 8.3 Nb对球化温度的影响 |
| 8.4 Nb对球化退火速率的影响 |
| 8.5 Nb微合金化轴承钢球化退火速率模型 |
| 8.6 本章小结 |
| 9 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）滚动轴承材料及热处理进展与展望（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1)长寿命及高可靠性。 |
| 2)低摩擦力矩。 |
| 3)高温高速性能。 |
| 4)高精度及精度保持性。 |
| 5)耐污染。 |
| 6)耐异常白色组织疲劳剥落。 |
| 1 轴承用钢冶金质量的演变及新钢种的开发 |
| 1.1 轴承用钢冶金质量的演变 |
| 1.2 新钢种的开发 |
| 1.2.1 全淬硬轴承钢 |
| 1.2.1.1 含Si钢 |
| 1.2.1.2 含V钢 |
| 1.2.1.3 含Mn钢[7] |
| 1.2.1.4 高Cr钢[13] |
| 1.2.1.5 其他全淬硬钢 |
| 1.2.2 表面硬化类轴承钢 |
| 1.2.3 陶瓷材料 |
| 1.2.4 我国轴承钢的开发 |
| 2 热处理技术进展 |
| 2.1 常规淬回火 |
| 2.2 贝氏体淬火技术 |
| 2.3 碳氮共渗 |
| 2.4 其他化学热处理 |
| 2.5 感应加热整体热处理 |
（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）提高轴承钢性能的热处理工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 国内外轴承钢的发展状况 |
| 1.1.1 国外轴承钢发展状况 |
| 1.1.2 国内轴承钢发展状况 |
| 1.2 滚动轴承的质量、性能要求及失效形式 |
| 1.2.1 轴承钢的质量要求 |
| 1.2.2 滚动轴承的主要失效形式 |
| 1.2.3 滚动轴承的性能要求 |
| 1.3 滚动轴承钢的热处理技术 |
| 1.3.1 常规轴承热处理工艺 |
| 1.3.2 提高轴承性能的热处理新工艺 |
| 1.4 本论文的主要工作 |
| 1.4.1 研究的目的及意义 |
| 1.4.2 论文组成 |
| 1.4.3 创新点 |
| 第二章 国内外轴承材料组织结构与性能对比 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料与试验方法 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 试验方法 |
| 2.3 结果与分析 |
| 2.3.1 金相组织观察与分析 |
| 2.3.2 XRD测定残余奥氏体含量 |
| 2.3.3 SEM组织观察与分析 |
| 2.3.4 硬度测定结果与分析 |
| 2.3.5 磨损性能测定结果与分析 |
| 2.3.6 分析与讨论 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 细化碳化物对轴承钢组织性能影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料与方法 |
| 3.2.1 试验材料 |
| 3.2.2 热处理工艺设定 |
| 3.2.3 组织分析与性能检测 |
| 3.3 结果与分析 |
| 3.3.1 组织观察与分析 |
| 3.3.2 力学性能测定结果与分析 |
| 3.3.3 接触疲劳寿命测定 |
| 3.3.4 讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 残余奥氏体量的控制及对轴承钢性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 材料与方法 |
| 4.2.1 试验材料 |
| 4.2.2 热处理设备与工艺设定 |
| 4.2.3 组织分析与性能检测 |
| 4.3 结果与分析 |
| 4.3.1 金相组织观察与分析 |
| 4.3.2 残余奥氏体含量对轴承钢性能影响 |
| 4.3.3 讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 贝氏体等温淬火对轴承钢性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 材料与方法 |
| 5.2.1 试验材料 |
| 5.2.2 热处理设备与工艺设定 |
| 5.2.3 组织分析与性能检测 |
| 5.3 结果与分析 |
| 5.3.1 金相组织观察与分析 |
| 5.3.2 彩色金相法测定贝氏体转变量 |
| 5.3.3 等温时间对轴承钢力学性能的影响 |
| 5.3.4 马氏体、贝氏体断裂机理分析 |
| 5.3.5 马氏体与贝氏体组织残余应力测定与分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
四、GCr15钢中碳化物带状对轴承接触疲劳寿命的影响（论文参考文献）
- [1]滚动轴承钢冶金质量与疲劳性能现状及高端轴承钢发展方向[J]. 俞峰,陈兴品,徐海峰,董瀚,翁宇庆,曹文全. 金属学报, 2020(04)
- [2]稀土对高碳铬轴承钢夹杂物-组织-性能的影响机理研究[D]. 杨超云. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [3]国内外轴承钢的现状与发展趋势[J]. 李昭昆,雷建中,徐海峰,俞峰,董瀚,曹文全. 钢铁研究学报, 2016(03)
- [4]GCr15轴承钢组织稳定性调控及强韧性提高研究[D]. 路晓辉. 上海交通大学, 2016(04)
- [5]GCr15轴承钢的组织演变及网状碳化物的控制研究[D]. 宁玉亮. 江苏大学, 2019(02)
- [6]高纯净GCr15轴承钢组织演变与控制工艺的研究[D]. 闫文凯. 昆明理工大学, 2010(02)
- [7]盾构机用大断面高碳铬轴承钢组织性能控制研究[D]. 张丹. 北京科技大学, 2015(06)
- [8]滚动轴承材料及热处理进展与展望[J]. 刘耀中,侯万果,王玉良,钞仲凯. 轴承, 2020(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]提高轴承钢性能的热处理工艺研究[D]. 王林梅. 西南交通大学, 2008(06)