一、合金钢的显微组织和疲劳断裂（论文文献综述）
王熙[1]（2020）在《合金钢表面仿生梯度陶瓷防护涂层的制备与性能研究》文中认为合金钢是在制造行业应用广阔的金属材料。由于合金钢的成本较为低廉,又具有较高的塑性、韧性与耐磨性,所以被大量用来制造机械设备中的重要零部件。近年来,由于技术的发展,各类机械设备的功率逐渐提高,合金钢制造的零部件性能不能完全满足当前机械工业的需求。在合金钢机械零部件表面制备高性能防护涂层是一种有效提高零部件性能和寿命的技术。合金钢零部件在工业生产中会受到多种情况的破坏,如磨损失效和断裂失效。单纯提高合金钢的一种性能,不足以提高合金钢零部件的整体寿命。研究与制备可以同时提高合金钢耐磨性能和力学性能的防护涂层对于机械行业具有重要意义。在自然界中,有很多生物具有特殊的结构,这些生物结构可以利用较少的生物能量实现良好的性能。仿生梯度结构是一种优异的生物结构,它结合了不同机械性能的材料,从而在材料内部产生了结构梯度。梯度结构可以适应不同材料之间的特性不同（如弹性模量和强度）,并提供良好的韧性和耐磨性能。将仿生梯度结构应用到合金钢防护涂层的制造中,可以有效的同时提高合金钢的力学性能和耐磨性能。本文以工业常用的40Cr合金钢为研究对象,将典型生物梯度结构—獾牙齿作为仿生设计的生物模本,采用热输入低、变形小、易与基体形成冶金结合的激光熔覆技术作为防护涂层制备手段,并选择TiC陶瓷材料作为防护涂层的硬质和强化相,在合金钢表面设计制造了仿生梯度金属陶瓷防护涂层。制备的仿生梯度涂层具有同时提高合金钢耐磨性能和力学性能的特征,还拥有制造工艺简单和涂层内部冶金结合良好、无开裂等优势。主要研究内容如下:（1）揭示了獾牙齿中的的梯度结构组成并以此设计了适用于合金钢表面的高性能仿生梯度涂层模型。在獾牙齿的牙釉质到牙本质中,硬质相羟基磷灰石的含量逐渐下降,牙齿的组织结构也从紧凑变为疏松。根据獾牙齿梯度结构设计的适用于合金钢金属表面的仿生梯度涂层模型主要构成是:具有高硬度、高强度的最外层,具有高韧性的最内层,以及各项性能适中的中间层这三个组成涂层的结构,可以让梯度涂层同时实现高硬度和高韧性。（2）揭示了在相同激光能量条件下不同TiC制备工艺和不同TiC含量对激光熔覆40Cr齿轮钢涂层组织和性能的影响和机制。在相同激光能量的作用下,外加法激光熔覆TiC比原位合成法更有效。激光直接熔覆50%TiC含量的涂层由于内部硬质相TiC的含量最高,具有最高的显微硬度值（922HV）和最低的磨损失重量（1.2mg）以及最好的耐磨性能。在使用激光熔覆工艺制备梯度涂层时,外加法比原位合成法更适合用来制备梯度涂层。（3）揭示了梯度涂层的特点和优势。梯度涂层具有合理的熔覆层成分梯度,可以促使TiC颗粒全部进入涂层内部,涂层表面的粗糙度低,而且梯度涂层的整体显微硬度和涂层厚度（739μm）明显高于均质涂层。均质涂层表面粗糙度高,进入涂层TiC颗粒的含量低,而且多次激光熔覆相同TiC含量的熔覆层不能明显提高涂层整体厚度（518μm）。梯度TiC涂层内部冶金结合良好、无裂纹,说明梯度结构解决了高TiC含量涂层内部开裂的工艺问题。（4）揭示了制备梯度涂层预置粉末中TiC的含量的变化会明显改变梯度涂层内部的组织形貌和显微硬度分布。通过改变TiC的含量可以制备出两种性质不同的梯度涂层:TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层。制备梯度涂层的预置粉末中TiC含量高时,涂层内部的TiC会全部形成TiC枝晶组织;当TiC含量较少时,涂层内部的TiC会全部形成TiC颗粒组织。TiC枝晶组织梯度涂层的最大显微硬度为1243HV,TiC颗粒组织梯度涂层的最大显微硬度为1083HV。TiC枝晶组织梯度涂层整体的显微硬度高于TiC颗粒组织梯度涂层,这是因为密集的TiC枝晶组织比TiC颗粒组织提高显微硬度更明显。（5）揭示了TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层,强化冲击韧性和机械疲劳性能等力学性能的不同机制。TiC枝晶组织梯度涂层内部的TiC枝晶组织由于其高强度明显提高了梯度涂层的冲击韧性,TiC枝晶组织促使冲击断裂裂纹在涂层内部的宏观延伸中呈现一定程度的偏转,从而消耗了裂纹扩展的能量。但冲击断裂裂纹在微观中从单个TiC枝晶组织穿过时,断裂裂纹没有偏转。TiC颗粒组织梯度涂层内部的颗粒TiC分布更加均匀,促使断裂裂纹的宏观和微观偏转程度更高,消耗了更多裂纹扩展的能量,从而实现了最高的冲击韧性。TiC颗粒组织梯度涂层的力学性能均优于TiC枝晶组织梯度涂层。这说明TiC颗粒组织梯度涂层更适合用作合金钢抗冲击、抗疲劳涂层。（6）揭示了TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层在乏油润滑磨损环境、干摩擦磨损环境和重载荷磨损环境下的磨损行为和强化机制。在三种摩擦磨损环境下,枝晶型梯度涂层的摩擦系数和磨损失重量均低于颗粒型梯度涂层。枝晶型梯度涂层表面TiC形成了网格状单元体,颗粒型梯度涂层表面TiC形成了圆颗粒单元体。TiC网格状单元体的高硬度和高覆盖面积促成枝晶型梯度涂层发生较少的塑性变形并且磨损程度较轻。TiC圆颗粒单元体对涂层的强化区域较少,更容易剥落。TiC枝晶组织梯度涂层在各种磨损情况下的磨损性能均优于TiC颗粒组织梯度涂层。且TiC枝晶组织梯度涂层表面的TiC网格状单元体对涂层强化能力更强。这说明TiC枝晶组织梯度涂层更适合用作合金钢耐磨涂层。本研究成功制备出了能同时提高耐磨性能和力学性能的合金钢仿生梯度陶瓷防护涂层,并通过对比TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层的力学性能和磨损性能,揭示出TiC枝晶组织梯度涂层的力学性能更好,TiC颗粒组织梯度涂层的磨损性能更优。为开发具有优异性能的合金钢防护涂层提供了实验依据,技术和理论参考。
曾伟[2]（2019）在《CRH5动车组动力车轴损伤疲劳性能研究》文中研究说明列车在高速运行过程中,车轴表面易受外物冲击而产生各种表面损伤,这将可能导致车轴在许用应力下于表面损伤处萌生裂纹,使车轴发生疲劳断裂,造成严重安全事故。本文针对具有高耐寒性、高强度和高韧性的CRH5动车组动力车轴,考虑车轴实际表面损伤,采用不同方法在车轴钢疲劳试样上制备不同类型和尺寸的损伤缺陷,探究各类损伤缺陷和损伤参数对车轴钢疲劳性能以及断裂机理的影响,为我国车轴的国产化提供一定数据参考。测试研究结果表明:CRH5动车组动力车轴材料为30NiCrMoV12中合金钢,车轴整体组织和力学性能具有良好均一性;光滑疲劳试样裂纹萌生于试样表面,以单裂纹源疲劳为主;环形缺口试样由于缺口根部应力集中,裂纹萌生于缺口根部,为多源疲劳。电火花、压痕和球体冲击损伤试样疲劳极限均随缺陷轴向投影面积的增大而减小;电火花缺口处应力集中以及缺口内部存在大量烧蚀坑,大量裂纹萌生于缺口内部烧蚀坑处,导致试样疲劳极限显着降低;人工压痕内部光滑,周围材料发生均匀塑性变形并产生应变强化,疲劳裂纹萌生于压痕底部和边缘应力集中处;球体冲击损伤在低速（80m/s）下与压痕相似,在高速（160m/s和220m/s）下,损伤缺陷几何参数离散性增大,且凹坑边缘材料发生严重塑性变形出现挤出失效、微缺口和微裂纹等微结构损伤,疲劳裂纹萌生于边缘微结构损伤处,疲劳极限相比于相同损伤几何参数下的人工压痕有更严重的下降;人工压痕和球体冲击导致的材料应变强化,同时凹坑内部光滑,以及残余应力的存在,使得制备的人工压痕和球体冲击试样相比于光滑试样疲劳极限下降均在10%以内。方形弹体冲击可在试样表面产生角缺陷、边缺陷和面缺陷,冲击速度越快,冲击能量越高,弹体对试样表面的破坏越严重,疲劳极限下降程度越大,相同冲击速度下,面缺陷试样疲劳极限大于边缺陷试样大于角缺陷试样。在冲击过程中,方形弹体边角的严重挤压和切削作用,使得试样损伤边缘产生明显的塑性变形、材料堆积、片层结构、微缺口和微裂纹等,损伤内部形成典型的切削特征,以及材料的失效翘曲和微缺口,这些缺陷的存在以及缺口处的应力集中会导致试样在较低应力下多点快速萌生裂纹,显着降低疲劳极限,在不同平面萌生的裂纹扩展汇合形成主裂纹,加速疲劳断裂。
史丽婷[3]（2019）在《新型铝-铝和铝-钢电阻点焊接头疲劳与断裂性能研究》文中研究表明面对环境保护及节能降耗的要求日趋紧迫,铝合金和钢材的混合使用成为汽车车身结构轻量化的有效解决方案。由于铝合金熔点低、导热系数和电导率高以及表面极易形成氧化膜,不易于电阻点焊。同时,在铝-钢的电阻点焊中,铝合金和钢的传热和导电性能差异大,且在铝-钢界面形成金属间化合物,对接头的机械性能产生不利影响。本文利用创新开发的多环圆顶（Multi-Ring Domed,MRD）电极及焊接工艺焊接得到多种组合的铝-铝和铝-钢电阻点焊接头,系统研究了铝-铝和铝-钢电阻点焊接头的疲劳与断裂性能。首先,采用多环圆顶电极首次得到满足美国焊接学会标准静载强度要求的0.8mm厚的铝合金薄板电阻点焊接头。利用改进的剪切试验,得到铝-铝点焊接头熔核及热影响区的拉伸应力应变关系曲线。以上结果作为本文研究的基准,与铝-钢电阻点焊接头性能作对比。铝-钢电阻点焊接头界面由Fe Al3和Fe2Al5两层化合物构成。开发了直接测量金属间化合物剪切强度的微型剪切试验。结果表明利用对称多环圆顶电极有效促进铝-钢界面金属间化合物均匀分布,当金属间化合物厚度小于2μm时,可获得满意的强度。推导了考虑熔核和热影响区材料的不同性能的铝-铝和铝-钢电阻点焊接头临界熔核直径计算公式并成功预测了铝-铝和铝-钢电阻点焊接头断裂形式。撕裂式试验件拉伸试验表明金属间化合物中剪切应力是界面断裂的主导因素,减小铝钢厚度比可避免界面断裂。研究了铝-钢电阻点焊接头试验件构型、钢板涂层类型,熔核直径、缺口根部角度及钢板厚度对点焊接头疲劳性能的影响。采用数字图像相关测试及有限元分析,发现相对于铝-铝点焊接头,铝-钢点焊接头铝侧熔核最大主应变更小,且随钢板厚度增加进一步减小。利用新开发的改进型撕裂式试验件实现对铝-钢点焊接头疲劳裂纹扩展的原位观测,揭示了疲劳失效机理。采用铝侧熔核最大主应变,获得了不同材料与厚度组合的铝-铝和铝-钢疲劳寿命归一化主曲线,结果优于结构应力法。
范佳斐[4]（2020）在《05CuPCrNi/301L异质钢电阻点焊接头组织与力学性能研究》文中研究说明在不锈钢轨道客车车体与枕梁、牵引梁等部位的连接中,存在耐候钢与不锈钢的焊接结构,目前主要采用MAG焊。电阻点焊以其节能环保、安全高效的优势广泛应用在各种车辆结构的连接中,但异质钢点焊的应用较少。为提升轨道车辆装备制造水平,本文对车辆结构中常用的2.0+2.0、4.0+1.5和4.0+4.0（mm）三种板厚组合的05CuPCrNi/301L-DLT焊接结构进行电阻点焊试验,围绕点焊接头的微观组织、静拉伸和疲劳性能展开研究,探索异质钢电阻点焊应用于车辆焊接的可行性。05CuPCrNi/301L电阻点焊接头的熔核呈非对称结构,301L-DLT不锈钢板内的熔核直径大于05CuPCrNi耐候钢板,熔核组织为奥氏体、板条状马氏体以及Cr7C3化合物,由于熔核成分混合不均匀,不锈钢板内的熔核硬度略高,平均硬度高于403HV。耐候钢的热影响区尺寸远大于不锈钢,其组织为尺寸和形状不同的铁素体和马氏体,硬度低于熔核,但高于母材的165 HV。不锈钢板的热影响区为退火奥氏体和少量δ-铁素体,硬度与母材接近。05CuPCrNi/301L电阻点焊接头的拉伸载荷随板厚的增加而增大,厚板4.0+4.0点焊接头的最大拉伸载荷是2.0+2.0的两倍以上,表明厚板的可焊性不低于薄板;由于1.5 mm的301L薄板发生了明显的拉伸变形导致4.0+1.5点焊接头的断裂位移最大。三组电阻点焊接头的断裂模式均为拔出断裂,2.0+2.0和4.0+1.5点焊接头的断裂位置在不锈钢板的熔核边缘,而4.0+4.0点焊接头的断裂位置在耐候钢板的熔核与热影响区的交界处。05CuPCrNi/301L电阻点焊接头的条件疲劳极限随板厚的增加而增大,2.0+2.0、4.0+1.5和4.0+4.0点焊接头的中值条件疲劳极限分别为2.60 k N、2.97 k N和5.85k N。2.0+2.0和4.0+4.0点焊接头的低周疲劳断裂模式为双板眉状断裂,而高周疲劳断裂模式分别为不锈钢板（2.0+2.0）和耐候钢板（4.0+4.0）的单板眉状断裂;4.0+1.5点焊接头的疲劳断裂模式均为不锈钢板单板眉状断裂。不锈钢板的疲劳断裂发生在熔核边缘,而耐候钢板的疲劳断裂发生在热影响区,在疲劳载荷作用下,这些区域存在严重的应力集中和较高的塑性应变,是疲劳裂纹萌生的主要原因。将中值条件疲劳极限载荷代入点焊接头有限元分析模型,计算疲劳断裂区域的高周疲劳抗力。2.0+2.0和4.0+1.5点焊接头发生高周疲劳断裂的最大Mises应力位于不锈钢熔核边缘,大小分别为323 MPa、308 MPa;而4.0+4.0点焊接头发生高周疲劳断裂的最大Mises应力为401MPa,位于耐候钢热影响区。上述最大Mises应力值可以作为05CuPCrNi/301L点焊结构设计中许用疲劳应力的参考依据。
杨晨星[5]（2019）在《00Cr40Ni55Al3Ti轴承合金的组织特征及耐磨和疲劳性能研究》文中指出无磁耐蚀轴承合金00Cr40Ni55Al3Ti是在前苏联40ХНЮ-ВИ合金基础上加入了Ti元素的一种高硬度无磁合金,前期学者主要集中于热处理工艺和组织性能方面,并未有热加工工艺、摩擦磨损和疲劳性能的研究,而且对强化机理研究相对欠缺。本论文在原有的基础上,利用OM、SEM、TEM和XRD等分析手段及热模拟实验,研究了00Cr40Ni55Al3Ti合金组织演变与高温塑性变形行为,固溶时效处理对组织特征与力学性能的影响,析出强化机理和室温旋转弯曲疲劳性能;通过摩擦磨损试验研究了试验合金的耐磨性能,初步探索出00Cr40Ni55Al3Ti合金不同摩擦条件下的磨损机理。（1）通过对00Cr40Ni55Al3Ti合金的热压缩试验,研究了合金的组织演变与高温塑性变形行为,结果表明:00Cr40Ni55Al3Ti无磁合金临界变形量为10.8%,合金变形量大于临界值,合金奥氏体发生动态再结晶和球状α-Cr相形核长大;变形速率为0.1s-1时,合金发生间歇动态再结晶,变形速率为5s-1时,晶界处球状α-Cr相形核长大引起变形不协调,峰值应力后出现软化波动现象;合金变形量为60%的热变形激活能为397.077KJ/mol。根据热加工图确定了适宜热加工区域:变形温度为10801100℃、变形速率?为0.10.35s-1和变形温度为11201190℃、变形速率?为4.510s-1以下,与合金锻造试验测试结果相符。（2）通过对00Cr40Ni55Al3Ti合金的固溶时效处理对组织特征与力学性能的研究,结果表明:在11501250℃进行固溶处理时,固溶温度越高,球状α-Cr相析出量越低。在1200℃时α-Cr相尺寸最小,析出量最少,硬度最低;固溶温度在1200℃以138℃/s进行冷却,在550℃保温6h时,00Cr40Ni55Al3Ti合金组织为球状α-Cr相、片层组织和非片层组织,片层组织硬度达703HV,非片层组织为249HV;时效温度采用600℃,时效时间分别为5h、6h和7h,显微组织为均匀分布的片层组织和球状α-Cr相,片层组织硬度分别为691HV、706HV和712HV,硬度较高的显微组织面积百分比越大时,合金对应的洛氏硬度越高。（3）采用强化理论对00Cr40Ni55Al3Ti合金的固溶时效析出强化机理进行计算,结果表明:固溶态强化作用主要以细晶强化为主,强化增量约为264 MPa,置换固溶强化为49.54 MPa位错强化29.0 MPa,第二相（α-Cr）相为9.46 MPa;时效态强化增量依次为:片层组织强化增量为940.82 MPa,第二相（γ′）强化以及由γ′相引起的共格应变强化为549.49 MPa,位错强化增量为334MPa,第二相（α-Cr）强化增量7.69MPa。（4）将固溶时效后的00Cr40Ni55Al3Ti合金放大QBWP-10000X型旋转弯曲疲劳试验机上进行室温旋转弯曲疲劳试验,结果表明:00Cr40Ni55Al3Ti轴承合金旋转弯曲疲劳极限强度达到973MPa;其中33.3%起裂于表面的TiN,53.3%起裂于硬质球状α-Cr相,其余13.4%由Al2O3引起起裂。旋转弯曲疲劳破断试样的σh/σw均大于1,且σh/σw越大疲劳寿命越短。（5）采用SRV-IV试验机对00Cr40Ni55Al3Ti合金进行室温微动摩擦磨损试验,结果表明:脂润滑的摩擦系数比干摩擦摩擦系数小0.65左右,且在不同摩擦条件下摩擦系数波动幅度较小。随着滑动速度的增加,磨损体积逐渐增加,磨斑深度、长度和宽度也逐渐增加,磨损体积的增加与磨损深度、长度和宽度的增加有关干摩擦时表现较为严重,脂润滑时增长趋势变缓,磨斑体积和磨斑深度、长度和宽度较干摩擦时低一个数量级。
杨超云[6]（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着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着影响。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,进而显着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。
修文翠[7]（2020）在《超级贝氏体转变机制与强韧性研究》文中进行了进一步梳理超级贝氏体钢（super bainitie steels）因其显微组织构成、形态和分布特征,使该钢在力学性能方面满足高强度的同时,还具有足够的塑韧性。近年来受到研究人员的广泛关注。以英国剑桥大学Bhadeshia等为代表的研究人员设计了主要含Mn、Si、Ni、Co和Al等元素的合金钢,在经过长时间低温（钢马氏体转变温度以上）等温处理后获得超级贝氏体组织。此类钢具有高力学性能的同时,其相变周期较长（通常需要数十个小时甚至是数周完成超级贝氏体组织的转变）,钢中合金元素种类多成本高等不足,在一定程度上制约着该钢的应用。能否以廉价合金元素为主的钢获得超级贝氏体组织?超级贝氏体钢的力学性能是否能够通过其显微组织的转变得以进一步提升?能否通过控制显微组织相变温度达到缩短其组织转变时间的目的等等,都是这一领域的研究热点。针对上述问题开展了本项研究工作:以Mn和Si为主、添加少量Cr、Mo等合金元素,设计了60MnSi2Cr和70Mn2Si2CrMo两种实验钢。通过优化热处理等温淬火工艺获得超级贝氏体组织,分析了钢的组织转变规律和强韧化机制;通过疲劳实验检测分析了超级贝氏体中的TRIP效应现象;为缩短超级贝氏体组织转变时间,将Q&P工艺引入到其制备工艺中,探讨了Q&P工艺对超级贝氏体组织转变过程及力学性能的影响;讨论了超级贝氏体组织中影响碳化物析出的因素及碳化物析出对组织和性能的影响。通过上述工作主要得出如下结果:设计的以Mn、Si元素为主的两种实验钢经设定的热处理工艺处理,均可以获得超级贝氏体组织（贝氏体铁素体BF+残余奥氏体AR）。当钢在稍高于Ms点以上温度等温时,BF为条束状、AR以薄膜状分布在BF条束间。伴随等温处理温度的降低,BF得到细化,AR含量有减少的趋势。60MnSi2Cr钢经900℃充分奥氏体化后分别在250℃、260℃和270℃温度下等温处理12h,其中AR含量分别为5.5%、9.4%和9.3%。260℃等温处理后的试样的综合力学性能可以达到抗拉强度为1816MPa,延伸率为7.37%,断面收缩率为24.58%,冲击韧性值为22.82J/cm2。实验钢70 Mn2Si2CrMo在等温淬火温度达到245℃保温48h时,组织中除超级贝氏体组织以外还有（Fe,M）7C3（M为Fe除外的金属元素）相的存在。该相的析出导致显微组织中AR含量减少（7.73%）,AR中C含量降低（0.88%C）;而220℃等温处理后试样中没有出现碳化物一相,AR的含量及其C含量分别为8.42%和1.02%。由于碳化物析出和AR含量的减少,导致其力学性能下降。与220℃无碳化物析出试样相比较,抗拉强度由2347MPa降至2082MPa,延伸率由7.64%降至7.24%,疲劳断裂次数由184×103降至83×103。实验表明,获得超级贝氏体的等温处理温度以没有明显析出碳化物时的温度为宜,避免其力学性能下降。60MnSi2Cr钢经等温处理获得超级贝氏体后,当组织中AR含量小于5.5%时,即使施加载荷作用组织也不会发生马氏体相变,即没有出现TRIP效应现象。而当组织中存有9.4%AR时,施加载荷大小为其60%屈服强度（拉-拉）、作用72h后,试样中AR含量为4.6%,即有51.06%的AR发生了马氏体相变,此时检测到试样的抗拉强度为2000Mpa,伸长率为8.8%。而未转变的AR具有较高的C含量（>1.3%）,稳定性增加,所施加的载荷作用已不足以使其产生相变。结果说明,超级贝氏体组织在其AR满足一定含量时（实验条件下>5.5%）,在拉应力作用下能够产生TRIP效应,进一步提升其力学性能。Q&P热处理工艺引入实验后,采用Q&P工艺+盐浴等温处理相结合的方式对60MnSi2Cr钢进行处理,结果显示:通过Q&P工艺处理后再经260℃等温处理,仅需6h即可达到原等温淬火工艺12h所能达到的力学性能。前者试样抗拉强度为1948Mpa,断后伸长率为9.96%,冲击韧性为40.34J/cm2;相较于后者分别提高了7.26%、35.12%和76.77%。主要是因为Q&P工艺中的“淬火”处理温度较低,形核驱动力大,利于形成多的α相晶核;同时产生少量马氏体会带来大量晶体缺陷,促进了非均匀形核,在随后等温处理时可以加速BF的转变,细化了超级贝氏体显微组织有利于其力学性能的提高。
阮士朋[8]（2020）在《高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控》文中提出硼作为一种廉价的微合金元素,因在钢中能够发挥优异的作用而得到了广泛地研究和应用,如利用硼提高淬透性的作用而开发的含硼冷镦钢就在紧固件领域得到了快速的发展。此外,作为冷镦用途,含硼冷镦钢还要求具备良好的组织和强塑性匹配以及优异的表面质量和夹杂物控制,疲劳性能是含硼冷镦钢综合性能的体现。钢中化学组分以及加工工艺参数等均会对含硼冷镦钢的相变规律及组织性能产生较大的影响。本文围绕含硼冷镦钢的淬透性、组织和强塑性的影响因素及调控进行了系统分析研究,并对硼钢裂纹来源及演变规律、大颗粒夹杂物控制以及疲劳特性进行了相关研究和分析,为提高含硼冷镦钢的综合性能提供指导。通过对含硼冷镦钢的淬透性能及其影响因素定量研究,发现在冷镦钢中单独添加B元素对提高淬透性不明显,同时添加B和Ti元素可使淬透性明显提高,这主要是由于Ti可起到固氮作用从而增加有效硼含量;同时试验发现在含硼钢中适当添加Cr或Mn元素有利于进一步提高淬透性,S含量过高会降低含硼钢的淬透性;对低碳硼钢10B21淬透性研究发现,10B21的淬火硬度随着Ti/N的增加而升高,当Ti/N大于6时可完全淬透。研究了奥氏体化温度对硼钢淬火硬度的影响,随奥氏体化温度的升高,硼钢的淬火硬度呈先上升后缓慢降低的趋势,在奥氏体化温度为870℃时,硼钢淬火硬度达到最高。比较了 JMatPro模拟法、理想临界直径法和非线性方程法计算的硼钢端淬曲线与Jominy法试验的端淬曲线之间的差异,对于硼钢来说不同计算方法与试验方法之间都存在一定的偏差,不能很好地计算出硼钢的端淬曲线,本研究利用硼钢淬火临界直径数据,通过多元回归的方法获得了含硼冷镦钢淬火临界直径与主要化学元素的关系方程式:DH=0.35=-23.9+19.3 × C+17.9 × Si+28.1 × Mn+23.8 × Cr+6403 ×B+24.3 × Ti,通过该方程式可以很好地预测硼钢的淬火临界直径。在含硼冷镦钢组织和强塑性的影响因素研究方面,分别研究了不同组分含硼冷镦钢的相变规律,并结合轧钢工艺参数优化实现对中碳、低碳和超低碳硼钢的组织和强塑性的良好调控。对于含有0.0021%B+0.035%Ti的中碳-4#硼钢来说,通过采取高温轧制+缓冷工艺可以使盘条的抗拉强度降低到595MPa以下,满足了下游工序免退火加工要求。对含有0.0050%B+0.066%Ti的低碳-4#硼钢来说,较高的B和Ti含量提高了钢的淬透性,常规工艺轧制下抗拉强度升高到469MPa,而塑性降低较少,这主要是由于获得了准多边形铁素体组织;通过优化控冷工艺可使盘条抗拉强度降低到373MPa。对于超低碳硼钢来说,当添加0.0055%的B时,晶粒粗化明显,晶粒度级别由7.5级降低到6级,同时盘条的抗拉强度由295MPa降低到275MPa;但当添加0.0020%的B时,热轧盘条的显微组织和晶粒度、力学性能无明显变化,这与B/N有关,B/N越大,晶粒粗化效果越明显。对含硼钢表面质量的跟踪研究发现,含硼钢盘条的表面缺陷80%以上是由钢坯缺陷遗传造成的,主要表现为裂纹和结疤,且在裂纹周围能够发现脱碳或高温氧化物等特征;对硼钢钢坯质量跟踪发现,钢坯裂纹主要存在于钢坯角部的振痕处,裂纹沿晶界分布和扩展。硼钢加钛后的高温热塑性明显优于不加钛的硼钢。当钢中Ti/N≥4时可降低硼钢的裂纹敏感性。通过在低碳硼钢方坯表面人工预制裂纹的方式研究了含硼冷镦钢的钢坯表面裂纹在轧制过程的演变规律。随着变形量的增加,裂纹深度逐渐变浅,按照盘条裂纹深度不超过0.05mm计算,推导出钢坯临界裂纹深度d0与轧制盘条直径D之间满足关系式:d0=8.28/D。钢坯表面横裂纹经多道次轧制变形后也会演变为较短的纵裂纹,裂纹横截面形貌呈小角度折叠状。研究了非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物尺寸和类型的影响,结果显示,相对于钙处理工艺,非钙处理工艺可使含硼冷镦钢中氧化物夹杂类型由钙铝酸盐类复合夹杂转变为镁铝尖晶石为主的夹杂,夹杂物尺寸明显减小。研究了含硼冷镦钢制备的8.8级螺栓的疲劳性能,当交变载荷取平均载荷的10%时,在平均载荷不超过保证载荷的65%时,螺栓疲劳寿命可达到500万次,螺栓的条件疲劳极限为438.96MPa。当平均载荷为保证载荷的50%时,螺栓的疲劳S-N曲线可表达为线性关系式lgΔσ=3.317-0.252 ×lgN。换算为有效应力后,其关系式可表达为lgσ=3.24-0.152×lgN。通过转换,获得了在不同应力比下,螺栓服役500万次所对应的归一化预紧应力和预紧扭矩与应力比R的关系曲线,通过该关系曲线可以预测在不同应力比下螺栓的疲劳性能,并可以实现对螺栓预紧力和预紧扭矩的合理调控。
刘天龙[9]（2017）在《几种超纯铁素体不锈钢高温疲劳行为研究》文中研究指明提高燃油效率、净化废气、轻量化、控制成本与延长寿命等已成为当今汽车工业发展的主题,而汽车排气系统中所使用的传统结构材料已经不能满足现代汽车工业的发展需求,故奥氏体不锈钢以其所具有的良好的高温性能而被广泛应用于汽车排气系统中。近年来,铁素体不锈钢因呈现较高的高温强度、优良的抗热疲劳性能、较好的高温氧化和应力腐蚀开裂抗力,已逐步取代奥氏体不锈钢在汽车排气系统中得到应用。汽车排气系统中靠近发动机的热端部件在汽车发动机工作时往往要承受600oC1000oC的高温。热端部件在汽车运行过程中的受载情况也比较复杂,汽车在启动和刹车过程中产生的载荷变化以及汽车行驶过程中产生的机械振动,都会造成热端部件受到交变载荷的作用,而汽车平稳行驶过程中热端部件受到的载荷相对稳定,可以看作受到恒定载荷的作用。因此,汽车排气系统热端部件在服役过程中不但受到高温疲劳损伤,还要受到蠕变损伤以及高温尾气产生的氧化损伤。显然,研究高温疲劳损伤、蠕变损伤以及高温氧化损伤对汽车排气系统热端部件用铁素体不锈钢的影响,是解决热端部件用铁素体不锈钢在使用时所面临的问题的前提。为此,本文以B429、B429Mo和B441三种排气系统热端用铁素体不锈钢为研究对象,研究其在800oC下无应力保载的高温疲劳、氩气环境中应力保载10s的疲劳-蠕变交互作用以及模拟汽车尾气环境中应力保载10s的疲劳-蠕变-氧化交互作用三种加载条件下的循环变形行为,揭示相应的变形机制与断裂机理,以期为上述三种铁素体不锈钢在汽车排气系统中的进一步工程应用提供可靠的理论依据。高温疲劳实验结果表明,在800oC无应力保载条件下,B429铁素体不锈钢的疲劳极限为30MPa,B429Mo铁素体不锈钢的疲劳极限为35MPa,而B441铁素体不锈钢的疲劳极限为25MPa。在高应力区间内,B429铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命均高于B429Mo铁素体不锈钢,而在低应力区间内,B429Mo铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命要高于B429铁素体不锈钢;在所有最大循环应力下,B441铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命均为最低。在氩气中应力保载10s的加载条件下,三种铁素体不锈钢在疲劳-蠕变交互作用条件下的循环变形抗力和疲劳寿命与无应力保载的疲劳加载条件下的相比均显着降低,其中B429Mo铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命均最高,其次为B441铁素体不锈钢,而B429铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命均最低。在模拟汽车尾气环境中应力保载10s的疲劳-蠕变-氧化交互作用加载条件下,三种铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命与疲劳-蠕变交互作用条件下的相比均有所降低,其中B429Mo铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命亦为最高,其次为B441铁素体不锈钢,而B429铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命则为最低。微观组织结构观察结果表明,在无应力保载的疲劳加载条件下,B429和B429Mo铁素体不锈钢主要以平面滑移方式发生疲劳变形,而B441铁素体不锈钢则可以波状滑移方式发生疲劳变形。在高应力区内,Nb元素的固溶强化作用提高了B429铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命,而在低应力区内,Mo元素的固溶强化作用提高了B429Mo铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命。在较低的最大循环应力下,B429和B441铁素体不锈钢中均有Fe3Nb3C相析出,而B429Mo铁素体不锈钢中则未发现Fe3Nb3C相。Fe3Nb3C相的析出会削弱Nb元素的固溶强化效果,对铁素体不锈钢的高温疲劳性能产生不利影响。在氩气和模拟汽车尾气环境中应力保载10s的疲劳-蠕变及疲劳-蠕变-氧化交互作用加载条件下,三种铁素体不锈钢中均出现亚晶组织,而亚晶的形成则导致三种铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命显着降低。此外,Cr元素对特定滑移系的约束作用可增大B441铁素体不锈钢中位错滑移的阻力,使得在疲劳-蠕变交互作用条件下B441铁素体不锈钢的循环变形抗力和疲劳寿命高于B429铁素体不锈钢。断口形貌观察结果表明,在800oC不同加载条件下,三种铁素体不锈钢的裂纹均是以穿晶方式萌生于疲劳试样表面并以穿晶方式进行扩展。由应力保载引入的蠕变损伤并未改变三种铁素体不锈钢的断裂方式,而是加速了疲劳裂纹的扩展;由模拟汽车尾气引入的高温氧化损伤同样也不会改变三种铁素体不锈钢的断裂方式,而是由于剥离氧化的发生,进一步加速了疲劳裂纹的扩展。
卢菲[10]（2020）在《26CrMnMo钢钻杆热处理工艺研究》文中指出钻杆包括钻杆管体及钻杆接头两部分,通过惯性摩擦焊连接在一起,主要作用是传递扭矩和输送钻井液。钻杆在井下的受力状况十分复杂,主要受轴向拉/压应力和剪切应力,故综合性能要求较高。API Spec 5DP《钻杆规范》中明确提出G105钢级和S135钢级钻杆为高强度钻杆。选用26Cr Mn Mo低合金钢作为钻杆管体材料,调质处理后可以满足G105钢级的性能要求。因此对26Cr Mn Mo钢钻杆管体和焊缝的调质处理工艺进行研究和优化,对于使用性能的稳定性整体提升是十分必要的。本课题对26Cr Mn Mo钢调质和摩擦对焊组织的热处理工艺进行研究,分析了不同调质处理工艺下26Cr Mn Mo钢和摩擦焊组织及力学性能的变化,研究了淬火温度以及回火温度和回火保温时间对强度、塑性以及冲击性能的影响,并通过SEM、XRD和EBSD等方法,对摩擦焊组织冲击断口形貌、组成相和晶粒取向等进行了分析。根据天然气步进式热处理炉和中频感应加热热处理设备特点,制定26Cr Mn Mo钢钻杆热处理工序生产工艺具体参数,提高批量生产钻杆性能稳定性。结果表明:26Cr Mn Mo钢钻杆管体调质处理工艺为淬火加热温度920℃、淬火保温时间30 min,回火加热温度595℃、回火保温时间50 min。采用上述热工艺后,26Cr Mn Mo钢钻杆管体的屈服强度845 MPa、抗拉强度919 MPa、延伸率21.1%、冲击吸收功96 J、显微组织为均匀的回火索氏体。焊缝中频感应加热淬火加热温度890℃、保温时间90 s、回火加热温度625℃、回火保温时间360 s。采用上述热处理工艺后,26Cr Mn Mo钢钻杆焊缝屈服强度840 MPa、抗拉强度935 MPa、延伸率17%、冲击吸收功105 J、回火索氏体转变完全。受天然气步进式热处理炉和感应加热线圈的结构影响,管体调质处理加热温度偏差应控制在（10～15）℃之间,焊缝调质处理加热温度偏差应控制在（5～10）℃之间。批量生产过程中,应用A型脉冲超声波和荧光磁粉检测手段,对管体镦粗端、过渡带和焊缝及热影响区等区域进行无损检测,便于及时发现近表面和内部裂纹,调整热处理工艺,满足API Spec 5DP《钻杆规范》机械性能要求。
二、合金钢的显微组织和疲劳断裂（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、合金钢的显微组织和疲劳断裂（论文提纲范文）
（1）合金钢表面仿生梯度陶瓷防护涂层的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 合金钢防护涂层的制备技术 |
| 1.2.1 热喷涂 |
| 1.2.2 物理气相沉积 |
| 1.2.3 电刷镀 |
| 1.2.4 激光熔覆 |
| 1.3 金属基复合涂层的研究进展 |
| 1.4 仿生梯度结构的研究进展 |
| 1.4.1 仿生生物结构 |
| 1.4.2 梯度涂层的制备与性能研究 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第二章 仿生梯度结构设计、制备与试验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基板材料 |
| 2.1.2 粉末材料 |
| 2.2 獾牙齿生物学特性分析与仿生梯度模型设计 |
| 2.2.1 獾牙齿形态特性分析 |
| 2.2.2 獾牙齿物相组成 |
| 2.2.3 獾牙齿形貌与元素分布 |
| 2.2.4 獾牙齿显微硬度分布 |
| 2.2.5 仿生梯度模型设计 |
| 2.3 仿生梯度涂层制备方法 |
| 2.4 仿生梯度涂层性能检测 |
| 2.4.1 仿生梯度涂层显微组织和表面形貌监测 |
| 2.4.2 显微硬度测量 |
| 2.4.3 物相分析 |
| 2.4.4 磨损性能测试 |
| 2.4.5 冲击韧性测试 |
| 2.4.6 机械疲劳测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 激光熔覆 Ti C 涂层的制备工艺分析 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 激光熔覆预置粉末的特性分析 |
| 3.3.1 激光熔覆预置粉末的差热分析 |
| 3.3.2 激光熔覆预置粉末的物相分析 |
| 3.4 激光熔覆涂层的物相分析 |
| 3.5 激光熔覆涂层内部的组织与元素分布分析 |
| 3.6 激光熔覆涂层的性能 |
| 3.6.1 激光熔覆涂层的显微硬度 |
| 3.6.2 激光熔覆涂层的磨损性能 |
| 3.7 不同激光熔覆TiC工艺对涂层组织和性能影响的机制 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 仿生梯度涂层的特点及成分参数设计 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 仿生梯度涂层的组织和性能特点 |
| 4.2.1 实验过程 |
| 4.2.2 仿生梯度涂层的表面形貌 |
| 4.2.3 仿生梯度涂层的物相分析 |
| 4.2.4 仿生梯度涂层的显微组织 |
| 4.3 制备梯度涂层预置粉末成分参数对涂层显微组织的影响 |
| 4.3.1 实验准备 |
| 4.3.2 梯度涂层的物相组成 |
| 4.3.3 梯度涂层的表面形貌 |
| 4.3.4 梯度涂层的显微组织与元素分布 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 仿生梯度涂层的力学性能分析 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 仿生梯度涂层的显微硬度分布 |
| 5.2.1 实验准备 |
| 5.2.2 仿生梯度涂层的物相组成 |
| 5.2.3 仿生梯度涂层的显微组织 |
| 5.2.4 梯度涂层的显微硬度分布 |
| 5.3 仿生梯度涂层的冲击韧性 |
| 5.3.1 实验准备 |
| 5.3.2 仿生梯度涂层的冲击功 |
| 5.3.3 仿生梯度涂层的断口形貌 |
| 5.4 仿生梯度涂层的机械疲劳性能 |
| 5.4.1 仿生梯度涂层的机械疲劳寿命 |
| 5.4.2 仿生梯度涂层的机械疲劳断口形貌 |
| 5.5 仿生梯度涂层对力学性能的影响机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 仿生梯度涂层的磨损性能分析 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 乏油润滑条件下梯度涂层的磨损性能分析 |
| 6.2.1 实验准备 |
| 6.2.2 乏油润滑条件下的梯度涂层摩擦系数与磨损失重量 |
| 6.2.3 乏油润滑条件下的梯度涂层的磨损表面 |
| 6.3 干摩擦条件下的梯度涂层磨损性能 |
| 6.3.1 实验准备 |
| 6.3.2 干摩擦条件下的梯度涂层摩擦系数和磨损失重量 |
| 6.3.3 干摩擦条件下的梯度涂层的磨损表面 |
| 6.4 重载荷磨损条件下的梯度涂层磨损性能 |
| 6.4.1 实验准备 |
| 6.4.2 重载荷磨损条件下的梯度涂层摩擦系数和磨损失重量 |
| 6.4.3 重载荷磨损条件下的梯度涂层的磨损表面 |
| 6.4.4 重载荷磨损条件下的梯度涂层的磨损形貌 |
| 6.5 梯度涂层对磨损性能的影响机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间研究成果 |
| 致谢 |
（2）CRH5动车组动力车轴损伤疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 列车失效事故及原因 |
| 1.3 国内外车轴研究现状 |
| 1.4 车轴损伤及破坏的主要形式 |
| 1.5 车轴疲劳研究现状 |
| 1.6 车轴损伤疲劳研究现状 |
| 1.7 论文主要研究目的和内容 |
| 1.7.1 研究目的 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验路线 |
| 2.3 性能测试方法 |
| 2.3.1 拉伸试验方法 |
| 2.3.2 冲击试验方法 |
| 2.3.3 硬度试验方法 |
| 2.3.4 旋转弯曲疲劳试验方法 |
| 2.4 外物损伤缺陷制备方法 |
| 2.4.1 常规损伤缺陷制备方法 |
| 2.4.2 冲击损伤方法 |
| 2.5 分析方法 |
| 2.5.1 组织分析 |
| 2.5.2 宏观形貌分析 |
| 2.5.3 扫描电镜分析 |
| 第3章 车轴的组织和力学性能分析 |
| 3.1 显微组织 |
| 3.2 硬度测试 |
| 3.2.1 硬度试验结果分析 |
| 3.3 拉伸性能 |
| 3.4 冲击性能 |
| 3.5 疲劳性能 |
| 3.5.1 疲劳极限 |
| 3.5.2 S-N曲线 |
| 3.5.3 环形缺口疲劳敏感性分析 |
| 3.5.4 疲劳断口形貌分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 人工模拟损伤缺陷特征研究 |
| 4.1 球形凹坑缺陷分析 |
| 4.1.1 损伤宏观形貌分析 |
| 4.1.2 显微组织与微观形貌分析 |
| 4.1.3 显微硬度分析 |
| 4.2 正方体冲击损伤缺陷分析 |
| 4.2.1 损伤宏观形貌分析 |
| 4.2.2 微观形貌分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 外物损伤疲劳性能及显微组织分析 |
| 5.1 球形凹坑缺陷试样疲劳性能及断口分析 |
| 5.1.1 球形凹坑缺陷对试样疲劳强度的影响 |
| 5.1.2 球形凹坑缺陷应力集中分析 |
| 5.1.3 球形凹坑缺陷疲劳断口分析 |
| 5.2 方形冲击损伤疲劳性能及断口分析 |
| 5.2.1 方形冲击损伤疲劳性能 |
| 5.2.2 方形冲击损伤疲劳断口分析 |
| 5.3 讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及科研成果 |
（3）新型铝-铝和铝-钢电阻点焊接头疲劳与断裂性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 铝-钢异种材料连接 |
| 1.2 铝合金薄板电阻点焊 |
| 1.3 铝钢焊接金属间化合物的形成 |
| 1.4 金属间化合物对点焊接头拉伸断裂性能的影响 |
| 1.4.1 临界熔核直径确定方法 |
| 1.4.2 铝钢厚度比对断裂性能的影响 |
| 1.5 金属间化合物对点焊接头疲劳行为的影响 |
| 1.6 疲劳寿命主曲线方法分析 |
| 1.7 本文研究内容及意义 |
| 第二章 试验材料和方法 |
| 2.1 试验材料及焊接工艺 |
| 2.2 铝-钢电阻点焊接头宏观及显微组织观测 |
| 2.3 铝-钢电阻点焊接头静态性能 |
| 2.3.1 微观硬度及纳米硬度测量 |
| 2.3.2 静态拉伸及中断试验 |
| 2.3.3 铝合金点焊接头本构关系测定的剪切试验 |
| 2.3.4 金属间化合物强度测定的微型剪切实验 |
| 2.4 铝-钢电阻点焊接头疲劳试验 |
| 2.5 铝-钢电阻点焊接头疲劳裂纹扩展的原位观测 |
| 2.5.1 模型接头设计与有限元分析 |
| 2.5.2 试验过程 |
| 2.6 有限元分析 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 薄板铝合金电阻点焊接头的显微组织及力学性能 |
| 3.1 点焊接头的宏观与显微组织结构 |
| 3.2 点焊接头显微硬度与各区域力学性能 |
| 3.3 考虑焊接不均匀性的临界熔核直径确定 |
| 3.4 疲劳性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 铝-钢焊接金属间化合物显微组织和剪切强度 |
| 4.1 金属间化合物显微组织表征 |
| 4.2 金属间化合物纳米硬度测试结果 |
| 4.3 金属间化合物剪切强度测试新方法 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 临界熔核尺寸相关的断裂模式预测公式 |
| 5.1 临界熔核直径新公式的推导 |
| 5.1.1 公式参数的确定 |
| 5.1.2 断裂模式预测 |
| 5.2 不同铝钢厚度比对撕裂式试验件的影响 |
| 5.2.1 金属间化合物显微组织表征 |
| 5.2.2 裂纹起裂模式观测 |
| 5.2.3 金属间化合物剪切应力的有限元分析 |
| 5.2.4 不同铝-钢厚度比对撕裂式试验件断裂的影响机制 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 铝-钢异种材料电阻点焊接头疲劳行为 |
| 6.1 不同钢板涂层类型对点焊接头显微组织及疲劳性能的影响 |
| 6.1.1 钢板涂层和金属间化合物显微组织表征 |
| 6.1.2 点焊接头显微硬度与拉伸性能 |
| 6.1.3 疲劳寿命对比 |
| 6.1.4 钢板涂层类型对疲劳断裂模式的影响 |
| 6.2 不同熔核直径对点焊接头疲劳寿命的影响 |
| 6.3 缺口根部角度对点焊接头显微组织及疲劳性能的影响 |
| 6.3.1 缺口根部角度对点焊接头显微组织的影响 |
| 6.3.2 缺口根部角度对拉伸和疲劳性能的影响 |
| 6.3.3 缺口根部角度对疲劳断裂模式的影响 |
| 6.3.4 采用改进型撕裂式模型观察疲劳裂纹演化 |
| 6.4 不同钢板厚度对点焊接头显微组织及疲劳性能的影响 |
| 6.4.1 金属间化合物显微组织表征和剪切强度测试 |
| 6.4.2 点焊接头硬度、拉伸强度和疲劳寿命对比 |
| 6.4.3 不同因素对界面最大主应变的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 电阻点焊接头的疲劳寿命主曲线方法 |
| 7.1 Rupp结构应力模型 |
| 7.2 最大主应变方法 |
| 7.3 结构应力方法与最大主应变法对比 |
| 7.3.1 最大主应变计算结果 |
| 7.3.2 熔核直径的影响 |
| 7.3.3 钢板厚度的影响 |
| 7.3.4 铝板厚度的影响 |
| 7.3.5 对多种组合点焊接头疲劳寿命评估 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 结论 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 附录: 符号说明 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（4）05CuPCrNi/301L异质钢电阻点焊接头组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.1 选题背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 轨道客车车体材料及焊接技术的发展现状 |
| 1.2.1 车体材料的发展现状 |
| 1.2.2 车体焊接技术的发展现状 |
| 1.3 异质钢电阻点焊的研究进展 |
| 1.3.1 异质钢电阻点焊的研究现状 |
| 1.3.2 异质钢电阻点焊接头的静力学性能与断裂模式 |
| 1.3.3 异质钢电阻点焊接头的疲劳性能 |
| 1.4 论文的主要研究内容 |
| 2 05CuPCrNi/301L电阻点焊试样的制备和研究方法 |
| 2.1 电阻点焊试样的制备 |
| 2.1.1 电阻点焊试验材料 |
| 2.1.2 电阻点焊试样设计 |
| 2.1.3 电阻点焊试样的工艺参数及编号 |
| 2.2 电阻点焊试样的分析及测试方法 |
| 2.2.1 微观组织分析 |
| 2.2.2 硬度测试方法 |
| 2.2.3 静拉伸和疲劳性能测试方法 |
| 2.2.4 有限元仿真分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 05CuPCrNi/301L电阻点焊接头结构及微观组织 |
| 3.1 电阻点焊接头的结构 |
| 3.1.1 电阻点焊熔核的非对称性 |
| 3.1.2 电阻点焊接头的熔核尺寸 |
| 3.1.3 电阻点焊接头的缺陷 |
| 3.2 电阻点焊接头的微观组织 |
| 3.2.1 电阻点焊接头母材的微观组织 |
| 3.2.2 电阻点焊接头热影响区的微观组织 |
| 3.2.3 电阻点焊接头熔核区的微观组织 |
| 3.3 电阻点焊接头的硬度分布 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 05CuPCrNi/301L电阻点焊接头静拉伸性能 |
| 4.1 电阻点焊接头的静拉伸性能 |
| 4.2 05CuPCrNi/301L电阻点焊接头有限元模型 |
| 4.2.1 有限元模型的建立 |
| 4.2.2 有限元模型的验证 |
| 4.3 电阻点焊接头拉伸断裂模式 |
| 4.3.1 2.0+2.0电阻点焊接头断裂模式分析 |
| 4.3.2 4.0+1.5电阻点焊接头断裂模式分析 |
| 4.3.3 4.0+4.0电阻点焊接头断裂模式分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 05CuPCrNi/301L电阻点焊接头疲劳性能及断裂分析 |
| 5.1 05CuPCrNi/301L电阻点焊接头的疲劳性能 |
| 5.1.1 电阻点焊接头的疲劳试验方法 |
| 5.1.2 电阻点焊接头条件疲劳极限的计算 |
| 5.1.3 2.0+2.0电阻点焊接头疲劳性能 |
| 5.1.4 4.0+1.5电阻点焊接头疲劳性能 |
| 5.1.5 4.0+4.0电阻点焊接头疲劳性能 |
| 5.2 电阻点焊接头疲劳断裂行为 |
| 5.2.1 2.0+2.0电阻点焊接头疲劳断裂行为 |
| 5.2.2 4.0+1.5电阻点焊接头疲劳断裂行为 |
| 5.2.3 4.0+4.0电阻点焊接头疲劳断裂行为 |
| 5.3 电阻点焊接头疲劳断裂应力 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附表1 |
| 附表2 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）00Cr40Ni55Al3Ti轴承合金的组织特征及耐磨和疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高合金轴承钢发展及研究现状 |
| 1.3 高合金钢及轴承合金强化机制 |
| 1.4 合金钢的热变形行为 |
| 1.4.1 动态再结晶与动态回复 |
| 1.4.2 合金钢的热变形 |
| 1.5 高合金轴承钢及合金的耐磨性能研究 |
| 1.6 合金钢及合金的疲劳行为研究 |
| 1.6.1 合金钢及合金的疲劳破坏机理 |
| 1.6.2 疲劳破坏行为的影响因素 |
| 1.8 研究目的与意义 |
| 1.9 本文研究内容 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验用合金的热处理 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 Gleeble热压缩实验 |
| 2.2.4 室温旋转弯曲疲劳 |
| 2.2.5 显微组织观察 |
| 2.2.6 其他微观检测手段 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 无磁轴承合金高温塑性变形行为及组织演变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法及材料 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 变形微观组织表征 |
| 3.3.2 真应力-真应变曲线及变形机制 |
| 3.4 00Cr40Ni55Al3Ti合金的本构建模 |
| 3.4.1 合金的峰值应力 |
| 3.4.2 合金的本构方程 |
| 3.5 热加工图构建与应用 |
| 3.5.1 热加工图的构建 |
| 3.5.2 合金锻造实验验证 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 无磁轴承合金的组织特征及强化机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 00Cr40Ni55Al3Ti合金的固溶温度与组织形态 |
| 4.3 冷却速率对合金组织和硬度的影响规律 |
| 4.4 时效温度和时间对合金组织特征和硬度的作用 |
| 4.6 无磁轴承合金力学性能及强化机理研究 |
| 4.6.1 合金的力学性能与断口形貌 |
| 4.6.2 微观组织及XRD分析 |
| 4.6.3 TEM形貌及XRD分析 |
| 4.6.4 固溶态强化机理分析 |
| 4.6.5 时效态强化机理分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 无磁轴承合金微动摩擦磨损性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验内容及方法 |
| 5.3 00Cr40Ni55Al3Ti合金微动磨损特性分析 |
| 5.3.1 微动摩擦系数测试分析 |
| 5.3.1.1 滑动速度对摩擦系数的影响 |
| 5.3.1.2 赫兹应力对摩擦系数的影响 |
| 5.3.1.3 PVT值对摩擦系数的影响 |
| 5.3.2 磨斑形貌观察 |
| 5.3.2.1 不同滑动速度下微动磨损的形貌分析 |
| 5.3.2.2 不同赫兹应力下微动磨损的形貌分析 |
| 5.3.3 微动摩擦磨损的机理分析 |
| 5.3.3.1 不同滑动速度下微动磨损的磨损机理 |
| 5.3.3.2 不同赫兹应力下微动磨损的磨损机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 无磁轴承合金室温旋转弯曲疲劳性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 合金的室温疲劳S-N曲线 |
| 6.3 合金疲劳断口形貌 |
| 6.4 无磁轴承合金疲劳疲劳寿命的影响因素 |
| 6.4.1 α-Cr相对疲劳寿命的影响 |
| 6.4.2 表面粗糙度对疲劳寿命的影响 |
| 6.4.3 夹杂对疲劳寿命的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 :攻读硕士期间发表论文 |
（6）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 |
（7）超级贝氏体转变机制与强韧性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超高强度钢的发展现状 |
| 1.2.1 双相钢 |
| 1.2.2 相变诱发塑性钢 |
| 1.2.3 孪晶诱发塑性钢 |
| 1.2.4 淬火和分配钢 |
| 1.2.5 淬火-分配-回火钢 |
| 1.2.6 超级钢 |
| 1.2.7 贝氏体钢 |
| 1.3 超级贝氏体钢 |
| 1.3.1 超级贝氏体的提出 |
| 1.3.2 超级贝氏体组织及成分特点 |
| 1.3.3 超级贝氏体钢的研究现状 |
| 1.3.4 超级贝氏体研究中存在的问题 |
| 1.4 本工作的目的及主要研究内容 |
| 第2章 超级贝氏体组织转变机制分析 |
| 2.1 实验钢化学成分的确定 |
| 2.2 实验钢成分确定原则 |
| 2.3 试验材料及方法 |
| 2.3.1 实验用钢 |
| 2.3.2 等温淬火热处理工艺的确定 |
| 2.3.3 试样制备 |
| 2.3.4 金相组织检测 |
| 2.3.5 X射线衍射实验和AR及其C含量的计算 |
| 2.4 超级贝氏体组织转变分析 |
| 2.4.1 超级贝氏体的组织 |
| 2.4.2 AR含量及其中C含量 |
| 2.4.3 超级贝氏体的转变机制 |
| 2.4.4 影响因素 |
| 2.5 碳化物析出对超级贝氏体组织的影响 |
| 2.5.1 等温热处理样品的显微组织观察 |
| 2.5.2 等温热处理试样中的残余奥氏体 |
| 2.5.3 等温热处理样品中碳化物的析出 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 超级贝氏体的力学性能 |
| 3.1 实验材料及实验方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 力学性能检测方法 |
| 3.2 实验结果分析 |
| 3.2.1 硬度实验 |
| 3.2.2 拉伸实验 |
| 3.2.3 冲击性能分析 |
| 3.2.4 影响因素 |
| 3.2.5 碳化物析出对超级贝氏体力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 超级贝氏体组织中的TRIP效应 |
| 4.1 超级贝氏体组织中TRIP效应产生的条件 |
| 4.2 样品制备及试验 |
| 4.2.1 样品制备及组织检测 |
| 4.2.2 疲劳实验 |
| 4.3 实验结果分析及讨论 |
| 4.3.1 60MnSi2Cr钢 TRIP效应的确认 |
| 4.3.2 超级贝氏体组织产生TRIP效应的机制分析 |
| 4.3.3 TRIP效应的影响因素 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Q&P工艺在超级贝氏体制备中的应用 |
| 5.1 Q&P工艺简介 |
| 5.2 Q&P工艺的模型 |
| 5.3 实验材料及方法 |
| 5.3.1 实验材料 |
| 5.3.2 Q&P工艺的确定 |
| 5.4 实验结果与分析 |
| 5.4.1 60Si2MnCr钢经Q&P工艺处理后的显微组织 |
| 5.4.2 Q&P工艺对超级贝氏体中AR含量及其C含量的影响 |
| 5.4.3 Q&P工艺促进超级贝氏体组织相变的热力学分析 |
| 5.4.4 经Q&P工艺处理获得的超级贝氏体的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读博士学位期间研究成果 |
（8）高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 冷镦钢的发展现状及趋势 |
| 2.1.1 冷镦钢制品的发展 |
| 2.1.2 冷镦钢的发展 |
| 2.1.3 含硼冷镦钢的发展 |
| 2.2 含硼冷镦钢的研究现状 |
| 2.2.1 含硼冷镦钢的淬透性能 |
| 2.2.2 含硼冷镦钢的组织及力学性能 |
| 2.2.3 含硼冷镦钢的表面质量 |
| 2.2.4 含硼冷镦钢的疲劳性能 |
| 2.3 本课题研究目的及意义 |
| 2.3.1 当前研究中存在的问题 |
| 2.3.2 本课题的研究目的及意义 |
| 3 研究内容及研究方法 |
| 3.1 本课题研究内容 |
| 3.2 技术路线图 |
| 3.3 研究方法 |
| 4 含硼冷镦钢淬透性的影响因素研究与调控 |
| 4.1 化学成分对淬透性影响的定量研究 |
| 4.1.1 B和Ti对淬透性的影响 |
| 4.1.2 Cr对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.3 Mn对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.4 S对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.5 N及Ti/N对淬透性的影响 |
| 4.2 热处理工艺对淬透性的影响 |
| 4.3 淬透性的计算方法与试验方法对比 |
| 4.4 含硼冷镦钢淬火临界直径的预测及调控 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 含硼冷镦钢的组织及强塑性研究与调控 |
| 5.1 不同组分含硼冷镦钢的相变规律研究 |
| 5.1.1 中碳-4#硼钢的相变规律 |
| 5.1.2 低碳-4#硼钢的相变规律 |
| 5.1.3 超低碳-2#硼钢的相变规律 |
| 5.2 不同组分含硼冷镦钢的组织和强塑性调控 |
| 5.2.1 轧钢工艺对中碳-4#硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.2.2 轧钢工艺对低碳-4硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.2.3 B和B/N对超低碳硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.3 化学组分和规格对含硼冷镦钢抗拉强度的影响规律及应用 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 含硼冷镦钢的表面裂纹来源及演变规律研究 |
| 6.1 含硼冷镦钢典型表面裂纹及来源分析 |
| 6.2 B和Ti对含硼冷镦钢高温热塑性的影响 |
| 6.3 Ti/N对含硼冷镦钢裂纹敏感性的影响 |
| 6.4 硼钢钢坯裂纹在轧制过程的演变规律研究 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 含硼冷镦钢的夹杂物及疲劳特性研究 |
| 7.1 含硼冷镦钢的夹杂物研究 |
| 7.1.1 含硼冷镦钢中典型夹杂物分析 |
| 7.1.2 非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物数量和尺寸的影响 |
| 7.1.3 非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物类型的影响 |
| 7.2 含硼冷镦钢螺栓的疲劳性能研究 |
| 7.2.1 平均载荷对含硼钢螺栓疲劳性能的影响 |
| 7.2.2 8.8级含硼钢螺栓的条件疲劳极限 |
| 7.2.3 8.8级含硼钢螺栓的疲劳S-N曲线 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 9 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 |
（9）几种超纯铁素体不锈钢高温疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 不锈钢的分类 |
| 1.1.1 铁素体不锈钢 |
| 1.1.2 奥氏体不锈钢 |
| 1.1.3 马氏体不锈钢 |
| 1.1.4 双相不锈钢 |
| 1.2 铁素体不锈钢的脆性 |
| 1.2.1 σ相脆性 |
| 1.2.2 475oC脆性 |
| 1.2.3 晶间腐蚀敏感性 |
| 1.3 铁素体不锈钢中合金元素的作用 |
| 1.3.1 耐腐蚀性元素 |
| 1.3.2 稳定化元素 |
| 1.3.3 抗氧化元素 |
| 1.3.4 其它元素 |
| 1.4 铁素体不锈钢在汽车工业中的应用 |
| 1.5 疲劳 |
| 1.5.1 材料的疲劳 |
| 1.5.2 疲劳裂纹的萌生与扩展 |
| 1.5.3 平均应力 |
| 1.5.4 铁素体不锈钢的疲劳行为 |
| 1.6 疲劳-蠕变行为行为 |
| 1.6.1 疲劳-蠕变交互作用概述 |
| 1.6.2 疲劳-蠕变交互作用的影响因素 |
| 1.7 本课题提出的意义与目的 |
| 第2章 实验材料、方法及内容 |
| 2.1 实验材料及主要设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验内容与方法 |
| 2.2.1 高温疲劳实验 |
| 2.2.2 显微组织观察 |
| 2.2.3 断口形貌观察与分析 |
| 2.2.4 析出相与位错亚结构观察与分析 |
| 第3章 三种铁素体不锈钢的高周疲劳行为 |
| 3.1 三种铁素体不锈钢的高周疲劳行为 |
| 3.2 无应力保载条件下的疲劳寿命表达式 |
| 3.3 显微组织 |
| 3.4 高温疲劳变形机制 |
| 3.5 疲劳断裂机理 |
| 3.5.1 三种铁素体不锈钢的疲劳裂纹源区形貌 |
| 3.5.2 三种铁素体不锈钢的疲劳裂纹扩展区形貌 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 三种铁素体不锈钢的疲劳-蠕变行为 |
| 4.1 三种铁素体不锈钢的疲劳-蠕变交互作用行为 |
| 4.2 疲劳-蠕变交互作用条件下的疲劳寿命表达式 |
| 4.3 显微组织 |
| 4.4 疲劳-蠕变交互作用条件下的变形机制 |
| 4.5 疲劳-蠕变交互作用条件下的断裂机理 |
| 4.5.1 三种铁素体不锈钢的裂纹源区形貌 |
| 4.5.2 三种铁素体不锈钢的裂纹扩展区形貌 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 三种铁素体不锈钢的疲劳-蠕变-氧化行为 |
| 5.1 三种铁素体不锈钢的疲劳-蠕变-氧化行为 |
| 5.2 疲劳-蠕变-氧化共同作用条件下的疲劳寿命表达式 |
| 5.3 显微组织 |
| 5.4 疲劳-蠕变-氧化共同作用条件下的变形机制 |
| 5.5 疲劳-蠕变-氧化共同作用条件下的断裂机理 |
| 5.5.1 三种铁素体不锈钢的裂纹源区形貌 |
| 5.5.2 三种铁素体不锈钢的裂纹扩展区形貌 |
| 5.5.3 三种铁素体不锈钢的氧化行为 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（10）26CrMnMo钢钻杆热处理工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 国内外钻杆加工制造及失效分析现状 |
| 1.2.1 钻柱构成及钻杆分类 |
| 1.2.2 钻杆性能要求 |
| 1.2.3 钻杆的失效情况 |
| 1.3 低合金钢的调质处理工艺 |
| 1.3.1 钢的淬透性 |
| 1.3.2 回火时淬火钢的组织转变 |
| 1.4 本课题研究的思路和内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 26Cr Mn Mo钢热处理前组织形态分析 |
| 2.1.1 26Cr Mn Mo钢成分及性能 |
| 2.1.2 管端镦粗工艺 |
| 2.2 热处理设备与试样制备 |
| 2.2.1 热处理设备 |
| 2.2.2 理化试样制备 |
| 2.3 材料性能测试设备与检测方法 |
| 2.3.1 拉伸性能测试 |
| 2.3.2 夏比冲击性能测试 |
| 2.3.3 洛氏硬度测试 |
| 2.4 材料组织观察与分析方法 |
| 2.4.1 金相试样的制备与组织观察 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.4.4 X射线衍射 |
| 第3章 26Cr Mn Mo钢热处理工艺研究 |
| 3.1 调质处理工艺参数制定 |
| 3.2 淬火温度对26Cr Mn Mo钢组织与硬度的影响 |
| 3.2.1 淬火温度对26Cr Mn Mo钢组织的影响 |
| 3.2.2 淬火温度对26Cr Mn Mo钢硬度的影响 |
| 3.3 回火温度对26Cr Mn Mo钢组织与机械性能的影响 |
| 3.3.1 回火温度对26Cr Mn Mo钢组织的影响 |
| 3.3.2 回火温度对26Cr Mn Mo钢机械性能的影响 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 26Cr Mn Mo钢摩擦焊组织热处理工艺研究 |
| 4.1 26Cr Mn Mo钢摩擦焊组织分析 |
| 4.2 摩擦焊组织调质处理工艺参数制定 |
| 4.3 调质工艺对摩擦焊组织及机械性能的影响 |
| 4.3.1 淬火工艺对摩擦焊组织的影响 |
| 4.3.2 回火工艺对摩擦焊组织的影响 |
| 4.3.3 回火工艺对摩擦焊组织机械性能的影响 |
| 4.4 焊缝区局部感应加热热影响区的组织分析 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 26Cr Mn Mo钢钻杆热处理工艺研究 |
| 5.1 26Cr Mn Mo钢钻杆管体调质处理工艺参数优化 |
| 5.1.1 生产设备 |
| 5.1.2 管体热处理生产方案制定 |
| 5.2 26Cr Mn Mo钢钻杆焊缝调质处理工艺参数优化 |
| 5.2.1 中频感应热处理生产方案制定 |
| 5.2.2 设备调试 |
| 5.3 26Cr Mn Mo钢钻杆理化性能试验及无损检测 |
| 5.3.1 理化性能及组织分析 |
| 5.3.2 超声检测和磁粉检测 |
| 5.4 批量生产工艺验证 |
| 5.5 小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、合金钢的显微组织和疲劳断裂（论文参考文献）
- [1]合金钢表面仿生梯度陶瓷防护涂层的制备与性能研究[D]. 王熙. 吉林大学, 2020(08)
- [2]CRH5动车组动力车轴损伤疲劳性能研究[D]. 曾伟. 西南交通大学, 2019
- [3]新型铝-铝和铝-钢电阻点焊接头疲劳与断裂性能研究[D]. 史丽婷. 天津大学, 2019(01)
- [4]05CuPCrNi/301L异质钢电阻点焊接头组织与力学性能研究[D]. 范佳斐. 北京交通大学, 2020(03)
- [5]00Cr40Ni55Al3Ti轴承合金的组织特征及耐磨和疲劳性能研究[D]. 杨晨星. 昆明理工大学, 2019(04)
- [6]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)
- [7]超级贝氏体转变机制与强韧性研究[D]. 修文翠. 长春工业大学, 2020(01)
- [8]高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控[D]. 阮士朋. 北京科技大学, 2020(01)
- [9]几种超纯铁素体不锈钢高温疲劳行为研究[D]. 刘天龙. 沈阳工业大学, 2017(11)
- [10]26CrMnMo钢钻杆热处理工艺研究[D]. 卢菲. 哈尔滨工业大学, 2020(01)