一、Fe-Cr-C系高碳耐磨堆焊合金组织及性能（论文文献综述）
朱厚国[1]（2020）在《C-Nb-Ni-Ti-B强化耐磨堆焊药芯焊丝研制及熔覆金属性能研究》文中研究表明采用堆焊技术对零部件新品进行堆焊增材制造和旧品的再制造是提高零部件使用寿命、循环再利用的重要手段,可有效地避免相当一部分因磨损而造成的经济损失,并且越来越广泛地在工业各个领域得到应用。目前国内生产的抗强磨粒磨损铁基耐磨堆焊药芯焊丝熔覆金属,大多为含Cr型的堆焊金属合金组织,其耐磨机理主要是通过堆焊熔敷金属中产生Cr3C2、Cr7C3、Cr23C6等碳化铬组织及其合金化合物MC型碳化物提高耐磨性,由于其基体组织,尤其是组织内一次碳化物组织粗大,带来的问题是堆焊耐磨层易开裂、抗冲击性能差、易产生剥落。本文研制了一种新型耐磨堆焊药芯焊丝,该焊丝未添加铬,焊丝堆焊金属具有优良的耐磨性及抗冲击性能。本文针对耐磨损耐冲击工作需求方向展开药芯焊丝研究,通过试验材料研究选定了耐磨药芯焊丝的填充金属粉末种类;对多种熔渣组合进行研究、试焊,确定了微渣类型的药芯焊丝渣系;采用L16（45）正交试验设计方案对药芯焊丝填充金属粉末进行研究,开发了堆焊工艺性能和使用性能良好的气保护耐磨堆焊药芯焊丝,同时通过电弧分析对工艺性能的影响,制定了适合本焊丝堆焊的规范参数。研制的气保护堆焊药芯焊丝,主要应用于耐磨堆焊修复,具有堆焊层薄（堆焊1-2层可达到良好的性能）、耐磨性好、耐冲击、使用寿命长等优点。研制的气保焊丝堆焊性良好,焊道表面的熔渣薄,在堆焊过程中不需要清渣,使用方便,有较好的通用性。经过正交试验配方研究,获得了药粉组分及含量对焊丝堆焊金属性能的影响,研究表明,药芯焊丝填充金属粉料中石墨的加入量超过1%时会降低焊丝的抗冲击性能;铌铁的加入量为10%时焊丝堆焊金属的抗冲击性能最好且能满足硬度要求;镍粉加入量增加能提升堆焊金属的抗冲击性能;碳化硼的含量对焊丝熔覆金属的抗冲击性能影响最大,碳化硼的加入量在5%时能焊丝堆焊金属的各项性能较为合适;研制焊丝中合金粉添加量占焊丝重量的26.3%,设计了适合焊丝的微渣渣系,渣含量为5.2%,焊丝填充系数为31.5%,焊丝直径Φ1.6mm;电弧分析试验发现,使用参数（26-30）V/（260-320）A焊接时,采用富氩气保焊时电弧稳定性较好;使用参数（24-26）V/（230-250）A焊接时,使用CO2气保护或富氩气保护焊接时的,电弧参数（U、I）稳定性差别不大;通过焊丝熔覆金属合金分析,确定堆焊合金系为 C-Nb-Ni-Ti-B 系,合金含量为:C:1.24、Nb:6.3、Ni:1.45、Ti:0.45、B:3.7。研制的药芯焊丝熔覆金属具有良好应用性能,试验检测结果显示,研制的焊丝堆焊一层的熔覆金属硬度HRC61.4、二层熔覆金属硬度HRC64.76、五层熔覆金属硬度HRC68.0,该药芯焊丝熔覆金属硬度比堆焊同样厚度的C-Cr-B强化药芯焊丝熔覆金属硬度高;焊丝熔覆厚度为2层时,研制的药芯焊丝熔覆金属耐磨性是同规格C-Cr-B强化药芯焊丝熔覆金属耐磨性的3.51倍,抗冲击性能是同规格C-Cr-B强化药芯焊丝熔覆金属抗冲击性能的2倍。研制的焊丝应用于盾构机刀头堆焊修复,取得了良好的效果。
王驰[2]（2020）在《复合强化高铬铸铁堆焊金属组织与性能研究》文中进行了进一步梳理硬质相为M7C3的高铬铸铁,具有优异的耐磨损性能,作为一种耐磨材料,在工业领域有着较为广泛的应用。高铬铸铁堆焊材料,经常被用于提高工件表面的耐磨性能,堆焊得到的堆焊层硬度高,耐磨性能优异,但脆性大、抗裂性能差。本文设计了以TiC、三元硼化物复合强化高铬铸铁的两种药芯焊带,以期进一步提高堆焊金属的耐磨性能。采用OM、SEM、XRD、硬度试验以及磨损试验等方法,研究了 TiFe、Mo、B、稀土添加量对药芯焊带TIG电弧熔敷堆焊金属组织性能的影响,并从理论上分析了复合强化硬质相Cr7C3等的形成机理,为复合强化高铬铸铁堆焊材料设计提供了技术数据。药芯焊带加入TiFe的堆焊金属主要组成相为M7C3、（Cr,Fe）7C3、NiCrFe和TiC。不加入TiFe时,堆焊金属中M7C3粗大、分布不均匀、数量少,加入TiFe后,M7C3得到了不同程度的细化,硬质相尺寸减小,硬质相分布更加均匀,数量增加。基于Imagepro Plus软件的统计计算结果表明,TiFe添加量3.5%的堆焊金属硬质相体积分数最高为67.10%,TiFe添加量5.2%的堆焊金属硬质相平均尺寸最小,为14.02 μ m。通过Fe-Cr-Ti-C系合金相图分析、错配度计算和热力学计算证明了液态金属中原位合成的TiC可以作为Cr7C3的异质形核核心,减小了Cr7C3碳化物的形核阻力,使Cr7C3碳化物细化。没有作为Cr7C3异质形核质点的TiC颗粒,也可以通过阻碍Cr7C3的自由生长,从而细化Cr7C3。TiFe添加量5.2%的堆焊金属平均显微硬度最高,为1078.7HV,相对基体Q235提高560.1%。TiFe添加量0%、1.7%、3.5%和5.2%的堆焊金属磨损失重分别为8.2mg、5.4mg、3.6mg和2.5mg。相同的试验条件下,TiFe添加量0%的堆焊金属磨损失重最大为8.2mg,TiFe添加量5.2%的堆焊金属磨损失重最小为2.5mg,耐磨性能均较基体Q235有了明显提升。在高铬铸铁药芯焊带中加入Mo、B的试验结果表明,通过冶金反应,生成Mo2FeB2三元硼化物,获得了 Mo2FeB2和Cr7C3复合强化的堆焊金属。药芯焊带中加入B4C过渡B对堆焊金属的强化效果优于加入FeB的。药芯焊带中Mo、B的添加量影响堆焊金属的相组成,添加43%Mo-7%B4C的堆焊金属主要组成相为Cr7C3、Mo2FeB2、FeCrNi 和 MoCrFe;添加 34.4%Mo-5.6%B4C 的堆焊金属主要组成相为Cr7C3、FeCrNi和FeCrMo,没有形成MO2FeB2。与不加入Mo、B的相比,加入Mo、B的堆焊金属中硬质相数量明显增多、尺寸减小、分布更加均匀。添加 0%Mo-0%B4C、43%Mo-7%B4C、38.7%Mo-6.3%B4C、34.4%Mo-5.6%B4C 和30.1%Mo-4.9%B4C的堆焊金属平均显微硬度分别为650.3HV0.5、1105.4HV0.5、1034.4HV0.5、853.8HV0.5 和 807.9HV0.5,添加 43%Mo-7%B4C 的堆焊金属平均显微硬度最高,为基体Q235的7.2倍。添加0%Mo-0%B4C、43%Mo-7%B4C、38.7%Mo-6.3%B4C、34.4%Mo-5.6%B4C 和 30.1%Mo-4.9%B4C 的堆焊金属磨损失重分别为9.2mg、2.4mg、2.6mg、5.1mg和5.7mg。相同的试验条件下,添加0%Mo-0%B4C的堆焊金属磨损失重最大为9.2mg,添加43%Mo-7%B4C的堆焊金属磨损失重最小为2.4mg,都较基体Q235有了明显提升。热力学计算表明,Fe-Cr-C-Mo-B堆焊金属合金系在200℃-3000℃温度范围内,MoB、CrB2、CrB、Fe2B等二元硼化物的吉布斯自由能ΔG均小于零,可以自发形核,由二元硼化物生成的稳定的MO2FeB2三元硼化物阻碍了 Cr7C3硬质相的长大;另外液相中B形成的薄膜,可以停止Cr7C3生长所需的原子供应。上述两方面的作用,使得Cr7C3硬质相细化。MO2FeB2和Cr7C3复合强化药芯焊带中加入1%-3%稀土 Mg-Si合金,堆焊金属硬质相的数量增多,尺寸减小。稀土 Mg-Si添加量为2%时,生成的Cr7C3数量最多,尺寸最细小,Cr7C3的细化效果最为明显;稀土添加量为3%的Cr7C3组织又变得粗大,细化作用减弱。添加稀土 Mg-Si 0%、1%、2%和3%的堆焊金属平均显微硬度分别为 1105.7HV0.5、1119 HV0.5、1197 HV0.5和 1136 HV0.5,添加 2%稀土 Mg-Si的堆焊金属平均显微硬度最高,比不加稀土 Mg-Si的高91.3 HVo.5。
姚惠文[3]（2020）在《复合粉粒和H08A实心焊丝堆焊高铬合金的性能研究》文中认为常规堆焊材料包括:药皮焊条、实心焊丝、药芯焊丝和粉末等,其中实心焊丝可过渡合金组元量极为有限,仅能熔敷低合金层;药皮焊条和药芯焊丝虽过渡的合金元素较多,成分调整方便,但研发周期长,生产工艺过于复杂;激光等增材制造工艺所用粉末常以同轴气流方式送粉,要求其形态呈球状,原粉制备工艺繁琐,价贵。以上均无法满足焊接材料经济、快速供货等发展要求。鉴于上述形势,本课题组在大量试验探索的基础上,提出了一种新类型焊接材料—“复合粉粒”,构建了其制备工艺,这包括:称量粉末干混、掺粘结剂湿混、粉体旋转造粒、粉粒烧结和粉粒筛分等工序。堆焊时,将复合粉粒预置于焊道表面,并以H08A实心焊丝作为电弧载体,使复合粉粒熔体和实心焊丝熔滴相互融合,形成一体化熔池,冷却凝固为耐磨合金。本文研究内容包括以下方面:（1）复合粉粒的制备工艺对堆焊合金性能的影响;（2）复合粉粒的合金组分对堆焊合金性能的影响;（3）工艺参数对粉粒堆焊高铬合金的性能的影响。采用光学显微镜、X-射线衍射仪、扫描电镜、能谱仪、宏观和显微硬度计等设备,研究复合粉粒和实心焊丝自保护明弧堆焊对高铬合金的性能。首先,考察复合粉粒的填粉率对其明弧堆焊高铬耐磨合金性能的影响,结果表明,随填粉率的增加,堆焊层受母材的成分稀释作用减小,熔敷层的合金组分量提升;堆焊合金的硬质相包括M7C3和（Ti,V）C,且合金主耐磨相M7C3的形貌由网状结构转变为块状或者片状、板条状,其中M为Fe、Cr、V等元素。粘结剂水玻璃的波美度显着影响复合粉粒的颗粒度,随水玻璃波美度的增加,堆焊合金先由亚共晶转变为共晶,之后为过共晶结构;合金所含M7C3碳化物的体积分数随之逐渐增大,其主要的磨损机制由显微切削转变为显微剥落形式。提升水玻璃的波美度,可以明显降低母材对合金层的稀释作用,增加合金的碳化物数量而改善堆焊层的耐磨性。其次,考察了复合粉粒所含V、Si、C、B等合金组分对其高铬合金的组织及耐磨性的影响。结果显示,随着钒铁含量的提升,堆焊合金的组织细化,碳化物体积分数上升,合金韧性改善。粉粒所含Si组分提升,堆焊合金的M7C3相碳化物尺度先减小后增大,并使之弥散分布。堆焊合金碳含量的提升,导致合金内M7C3相尺寸增大;脆性相Fe3C增多,合金耐磨性降低。在粉粒堆焊高铬合金中,B固溶于M7C3而形成M7（C,B）3等复合碳硼化物,提高了合金硬质相数量而改善耐磨性,但硬质相尺寸过大时,耐磨性反而下降。最后,考察了焊接速度、电流等工艺参数对复合粉粒堆焊合金的性能影响。结果表明,焊接速度提高可明显降低母材的成分稀释作用,合金的M7C3碳化物业由网状转变为块状分布。当焊接速度30cm/min时,因初生M7C3型碳化物的析出数量多,堆焊合金的硬度和耐磨性均明显改善。电流增加,电弧吹力对基体作用增强,母材成分稀释效应增大,合金基体由α-Fe转变为胞状γ-Fe,沿胞状γ-Fe晶分布的网状或者树枝状M7C3相,无法有效阻碍磨粒的显微切削运动,合金主要磨损机制为磨粒的显微切削。以上结果均表明,作为一种新类型焊接材料,与药皮焊条和药芯焊丝相比,复合粉粒不仅具有合金组分调整方便、制备工艺简捷且经济性好等优点,而且易于实现自动化和连续化堆焊作业,发展和应用前景看好,尤其对于国内数量众多的中小企业的堆焊材料具有更为积极的意义。此外,复合粉粒也可用作激光等增材制造材料,适应生产制造快速、经济等发展要求,具有明显优势和研究价值。
韩旭[4]（2020）在《钨与硼多元硬质相复合强化堆焊合金的组织及性能的控制》文中认为磨损作为机械失效的主要形式,会减少机械设备的使用寿命,增加机械工程中事故产生的风险,因此提高材料表面的耐磨性能很有必要。本文利用埋弧焊机采用明弧堆焊的方法制备Fe-Cr-C-B-W系耐磨堆焊合金,通过改变药芯焊丝中Cr、W、B元素含量来探究三种元素对堆焊合金硬质相、硬度和耐磨性能的影响规律,探究堆焊层耐磨机理。确定出Fe-Cr-C-B-W堆焊合金最佳合金元素含量使堆焊层耐磨性能达到最佳,研制出性能优良的自保护耐磨堆焊药芯焊丝。在Cr元素添加量为15%至35%时,焊缝成型性好,焊接过程中电弧稳定。当W元素的添加量为22%时,焊接过程中会产生较多的烟尘,飞溅并且伴有断弧现象。在B元素添加量为6%至8%时,药芯焊丝中加入的硼铁可以增强熔敷金属流动性促进焊缝成型。当B元素添加量为12%时,焊接过程中会产生夹渣现象。通过XRD衍射图谱结合SEM、EDS分析,在堆焊层金属中Cr元素质量分数为12.16%时,堆焊层主要含铬硬质相为（Cr,Fe）7C3、Cr7C3、Cr23C6。当堆焊层W含量为6.22%时,堆焊层含钨硬质相有Fe WB、Fe W3C、W2C。当堆焊层B含量为1.96%时,生成的含硼硬质相有Fe WB、Fe23（C,B）6、CrB。通过观察堆焊层金相组织形貌和扫描组织形貌,确定增加Cr、W、B三种元素的含量都可以促进减小奥氏体晶粒,增多共晶组织,Cr、W为铁素体形成元素,可以缩小奥氏体相区,增大铁素体相区。通过硬度实验和耐磨性实验,证明在单一改变Cr、W、B三种元素其中一种含量的情况下,确定堆焊层金属中Cr元素质量分数在12.16%时堆焊层耐磨性能达到最佳,W元素含量在5.36%时堆焊层耐磨性能达到最佳,B元素含量在1.96%时堆焊层耐磨性能达到最佳。当堆焊层金属中W元素质量分数为6.22%时,引起堆焊层的淬硬性增加,在磨损过程中硬质相易脱落,导致耐磨性能稍有下降。堆焊层金属中B元素质量分数为2.28%时,部分B元素分布在晶界中,导致堆焊层金属脆化,虽然堆焊层金属的硬度提高,但堆焊层金属的耐磨性能下降。通过L9（34）正交实验确认Cr、W、B三种元素对堆焊层耐磨性能影响由大到小依次为Cr、W、B,Fe-Cr-C-B-W堆焊层金属中最佳元素质量分数为C1.52%,Cr11.57%,W4.88%,B1.87%,此时堆焊层的磨损量为0.2847g,堆焊层的耐磨性能达到最佳。
王琴[5]（2019）在《超高铬高碳双相钢的凝固过程及组织性能研究》文中研究指明双相不锈钢兼具奥氏体不锈钢的优良韧性、焊接性和铁素体不锈钢的高强度、耐氯化物应力腐蚀性能,在石油、天然气、化肥、造纸及食品设备等行业得到了广泛应用。然而随着现代工业的快速发展,对材料性能的要求日益严格,现有双相不锈钢已不能满足工业的需求。尤其在选矿、造纸、海水淡化和核电等苛刻服役环境中,迫切需要具有耐蚀和抗磨双重优异性能的材料承担起关键零部件的高性能制造。本文以新型1.5%C-40%Cr超高铬高碳双相钢为研究对象,对比分析了0.46%Si和1.36%Si熔模铸造双相钢的凝固组织、固溶组织、力学性能和耐磨抗蚀性能,讨论了Si含量对Fe-Cr-C系合金凝固过程的作用机制。同时,对比分析了采用熔模和金属模铸造超高铬高碳双相钢（含0.46%Si）的凝固组织、固溶组织和性能,讨论了凝固速度对凝固路径和凝固组织稳定性的影响。并通过改变固溶处理的冷却速度（风冷和油冷）,对0.46%Si熔模铸造双相钢的固溶组织和性能进行研究。实验结果表明:（1）Si含量影响超高铬高碳双相钢的凝固过程、组织和性能。0.46%和1.36%Si铸造双相钢的相组成均为γ、σ和M23C6,但凝固过程不同。当Si含量为0.46%时,依次形成δ枝晶、树枝状(δ+M23C6)共晶、在δ枝晶周围形成包晶γ和菊花状(γ+M23C6)共晶,其中铁素体在冷却过程中转变为（γ2+σ）共析组织。而当Si含量增加到1.36%,没有菊花状(γ+M23C6)共晶形成,且γ的包晶过程进行不完全。Si含量增加使Fe-Cr-C系合金相图中δ相区增大,γ相区减小,L→(δ+M23C6)共晶过程延长,直至凝固结束,没有发生L→(γ+M23C6)共晶过程。两种钢固溶处理后的组织均为α、γ和M23C6。Si含量的增加使钢中铁素体含量明显增高且连续性增强,力学性能提高,但耐磨抗蚀性能略有下降。（2）凝固速度对0.46%Si超高铬高碳双相钢的凝固过程、组织和性能有明显影响。熔模铸造时,依次形成δ枝晶、树枝状(δ+M23C6)共晶、包晶γ和菊花状(γ+M23C6)共晶,且铁素体共析转变为（γ2+σ）共析组织。采用凝固速度更快的金属模铸造时,L→(δ+M23C6)共晶阶段没有完全进行,(δ+M23C6)共晶极少,以网状(γ+M23C6)共晶为主,且铁素体未发生分解。两种钢的固溶组织均为α、γ和M23C6。熔模铸造双相钢中树枝状和菊花状共晶中碳化物发生断裂和球化,但金属模中的网状碳化物比较稳定,固溶处理后仍保留下来。较熔模铸造双相钢具有更高的硬度,但抗拉强度、断裂韧性和耐磨抗蚀性能都略有下降。（3）固溶处理冷却速度影响0.46%Si熔模铸造双相钢的组织性能。当冷却速度由风冷增加到油冷,组织会保留小部分菊花状碳化物,但力学性能和耐磨抗蚀性能会降低。
贾华[6]（2018）在《多元复合强化耐磨堆焊药芯焊丝及堆焊层耐磨机理的研究》文中认为磨料磨损是制约我国工业企业生产快速发展的重要因素之一。整体制备耐磨材料不仅成本高,而且二次加工困难。采用药芯焊丝堆焊制备耐磨层不仅能提高其耐磨性,而且更为经济有效。Fe-Cr-C药芯焊丝是一种重要的耐磨堆焊材料,因其堆焊合金硬度高、耐磨性好且价格低廉,在低应力磨料磨损工况下应用广泛。为了提高Fe-Cr-C合金的性能,在此合金系基础上分别加入B、Ti、W和N元素,实现多元素复合强化,制备Fe-Cr-C-B、Fe-Cr-C-B-Ti、Fe-Cr-C-B-W和Fe-Cr-C-B-N-Ti自保护耐磨堆焊药芯焊丝。采用明弧堆焊方法在Q235母材金属表面制备相应的堆焊合金,首先研究合金元素对药芯焊丝明弧堆焊工艺性能的影响,并对堆焊层的显微组织、物相组成和性能进行分析,研究堆焊层显微组织、硬度与耐磨性之间的关系,进而对堆焊层的耐磨机理进行探讨。经过研究分析,得到如下结论:（1）在所研究的合金体系中,适量的碳和硼能够稳定焊接电弧,减少焊接飞溅和气孔,保证焊缝成型良好。但是,过量的添加会增加裂纹的敏感性;适量的钛使焊接烟尘、气孔和飞溅减少,保证焊缝成型良好;钨含量的增多会导致焊接烟尘、焊缝表面残渣和裂纹倾向增加;氮含量的增多使焊接电弧稳定性变差,导致气孔和飞溅增多。（2）对于Fe-Cr-C-B堆焊合金而言,合金体系为典型的亚共晶型合金。当碳的含量为1.54%,硼（以硼铁形式加入）的含量为0.81%时,堆焊层中呈鱼骨状和蜂窝状分布的M3（C,B）最少,呈菊花状和层片状分布的M23（C,B）6与块状分布的M7（C,B）3最多。M23（C,B）6和M7（C,B）3作为耐磨骨架与基体组织结合良好,此时堆焊层的耐磨性最好。（3）对于Fe-Cr-C-B-Ti堆焊合金而言,钛和硼可以改变堆焊层的物相组成。当钛的含量为1.43%,硼的含量为0.84%时,初生Ti C、TiB2和Ti（C,B）m硬质相颗粒最多,并呈均匀弥散分布。它们与共晶硬质相骨架在基体组织的支撑作用下,能够有效阻滞磨料的磨削作用,从而提高堆焊层的耐磨性。（4）在Fe-Cr-C-B-W堆焊合金中,没有典型的初生WC硬质相颗粒生成。钨除了部分固溶于初生奥氏体和共晶奥氏体中,其大部分被迁移到晶界生成了比WC稳定性更好的Fe3W3C缺碳复合相。随着钨和硼含量的增多,共晶硬质相M7（C,B）3、M3（C,B）和Fe3W3C也随之增多,间距减小,呈连续网状均匀分布。当钨的含量为3.47%,硼的含量为0.55%时,堆焊层的耐磨性达到最佳。（5）对于Fe-Cr-C-B-N-Ti堆焊合金而言,在不添加钛时,当氮的含量为0.17%时,堆焊层具有最佳的耐磨性。此时,在堆焊层的初生奥氏体晶粒上有颗粒状BN生成,并且硬质相M23（C,B）6,M3（C,B）和M2B呈均匀分布,而且数量最多。随着钛的加入,堆焊合金组织中有初生硬质相颗粒TiB2、TiN和TiC生成。同时,随着TiB2、TiN和TiC的增多,BN逐渐减少并最终消失。当钛的含量为1.03%时,堆焊层获得最佳的耐磨性。（6）制备的四种堆焊合金与母材均形成了冶金结合,而且表面成型良好。对比发现,Fe-Cr-C-B-N-Ti堆焊合金的耐磨性最好,其磨损机制为多次塑性变形和脆性断裂共存。与Fe-Cr-C-B系性能最佳的堆焊合金相比,其硬度提高了4.5HRC,磨损量减少了0.3200g。根据Fe-Cr-C-B-N-Ti堆焊合金磨损过程的特点建立低应力磨料磨损模型,而且该模型能够定性分析堆焊合金的耐磨性。
芦昊天[7]（2018）在《Ti、V、N对Fe-Cr-C系耐磨材料组织及性能的影响》文中研究指明工业的快速发展对耐磨材料提出了更高的要求。本文以传统的Fe-Cr-C合金体系为基础,以Fe-Cr-C-N-Ti、Fe-Cr-C-N-V、Fe-Cr-C-N-Ti-V三种合金体系为研究对象,采用自保护明弧堆焊法制备了三种耐磨堆焊药芯焊丝。探讨了堆焊层中硬质相的种类和分布形态,并分析元素含量的变化对堆焊层显微组织和耐磨性的影响。在Fe-Cr-C-N-Ti系堆焊合金中,首先确定了N及其他元素的含量不变。以此为基础,研究Ti元素的含量对堆焊层显微组织和耐磨性的影响。随着Ti元素的增加,显微组织由M7C3、TiC和TiN等硬质相组成,弥散分布的TiC、TiN及Ti（N,C）等硬质相,呈颗粒状、胞晶状等。耐磨性结果表明,适量的Ti元素可以改善Fe-Cr-C-N-Ti系堆焊层合金的耐磨性,其耐磨性与Ti化物数量,分布和尺寸有关。确定Ti元素的含量后研究N元素的改变对堆焊层显微组织和耐磨性的影响。显微组织中的TiN和M7C3等硬质相数量增多,随着N含量的增加,堆焊层的硬度逐渐增加,耐磨性先增强后下降。最终确定当Ti含量为1.28wt.%,N含量为0.11wt.%时,堆焊层的综合性能最佳。在Fe-Cr-C-N-V系堆焊合金中,制备的堆焊合金显微组织为基体相γ-Fe、M7C3、VC和VN等。M7C3、VC和VN等硬质相呈规则四边行弥散分布基体中。磨损实验结果表明,VN、VC和M7C3等硬质相改善了Fe-Cr-C-N-V系堆焊合金的耐磨性。确定V元素含量后调整N元素的含量,研究N元素对堆焊层显微组织和性能的影响。随着N元素的增加,显微组织中的VN和M7C3数量增加,VN尺寸增大导致晶粒尺寸增大致使晶粒内产生应力集中导致堆焊层硬度下降。耐磨性结果表明,随着N含量的增加,堆焊层的耐磨性先增强后下降。最终确定当V含量为1.14wt.%,N含量为0.11wt.%时,堆焊层的综合性能最佳。在Fe-Cr-C-N-Ti-V系堆焊合金中,在堆焊层中原位合成了（Ti,V）N和（Ti,V）C等硬质相。随着V含量的增加,显微组织中硬质相数量随之增加。磨损实验结果表明,随着V含量的增加,堆焊层内硬质相数量增加,耐磨性随之增加。最终确定当Ti含量为1.28wt.%,N含量为0.11wt.%,V含量为2.44wt.%时,堆焊层的综合性能最佳。
黄飞[8]（2018）在《水泥挤压辊Fe-C-Cr-Nb堆焊合金与45钢母材的结合性能研究》文中提出水泥工业作为我国国民经济的基础,在国际竞争中具有劳动力、资源、技术等综合优势,有着良好的发展前景。在水泥生产过程中,辊压机是重要机械设备,其核心部件为挤压辊。水泥挤压辊主要失效形式为疲劳磨损,当堆焊合金与辊体母材的结合性能较差时容易产生堆焊合金剥离脱落,导致疲劳磨损失效。因此,研究堆焊合金与辊体母材的结合性能是必要的。采用三种挤压辊堆焊用市售药芯焊丝和多种自制改变高碳铬铁或石墨添加量的自保护Fe-C-Cr-Nb药芯堆焊焊丝,在45钢母材表面制备了各种堆焊合金。在试验研究堆焊合金成分、微观组织、硬度及耐磨性的基础上,以结合强度作为结合性能的测试指标,设计了新型提拉试验法,测试了堆焊合金与45钢母材的结合强度,并原位观察了断裂位置,分析总结了断裂机理。采用Jmatpro组织性能模拟分析软件,计算了提拉试样各区域力学性能,结合有限元分析方法,对试样进行受力分析。为改善堆焊合金的使用性能提供了必要的理论依据和试验数据。本文主要研究结果如下:（1）研究了市售堆焊合金成分、微观组织和耐磨性,市售堆焊合金的耐磨性与微观组织有关,耐磨性与表面硬度变化趋势一致,含铌合金钢和过共晶高铬合金铸铁的硬度相差较小,耐磨性接近。采用推离试验法测试市售堆焊合金与45钢母材的结合强度,奥氏体钢、含铌合金钢及过共晶高铬合金铸铁堆焊合金与45钢母材的结合强度依次为316MPa、241MPa和60MPa。结合强度与熔合区附近的成分和微观组织有直接关系,由堆焊合金底部、熔合区和HAZ过热区的组织决定。（2）提出了可用于测试电弧堆焊层间及堆焊合金与钢母材结合性能的新型提拉试验法及试样。该方法可以对提拉试样进行原位观察分析,确定断裂过程、断裂性质和断裂机理,得到冶金因素与工艺因素对堆焊合金与母材金属结合性能的影响规律。采用提拉试验法测试了三种市售堆焊合金与45钢母材的结合强度依次为549MPa、314MPa和170MPa;含铌合金钢及过共晶高铬合金铸铁堆焊合金与过渡层（奥氏体钢）堆焊合金结合强度依次为351MPa和233MPa。三种市售堆焊合金与45钢母材结合断裂机理不同,奥氏体钢在提拉试样两侧熔合区萌生裂纹,中间在堆焊合金底部断裂,形成熔合区+堆焊合金底部混合断裂;含铌合金钢在提拉试样两侧堆焊合金底部萌生裂纹并向内部扩展,出现二次裂纹,断裂沿几个方向同时发生,二次裂纹延伸进入熔合区和HAZ,最后形成HAZ+熔合区+堆焊合金底部混合断裂;过共晶高铬合金铸铁在提拉试样两侧熔合区萌生裂纹,裂纹沿奥氏体层和亚共晶组织界面延伸,衔接后整体断裂,形成熔合区断裂。（3）研究了高碳铬铁在药芯堆焊焊丝中添加量对Fe-C-Cr-Nb堆焊合金的成分、微观组织与耐磨性的影响规律。随高碳铬铁添加量的增加,堆焊合金中C、Cr含量逐渐增加,析出NbC颗粒数量增加,尺寸逐渐变大。NbC为原位合成,马氏体+残余奥氏体混合组织减少,奥氏体逐渐增加。高碳铬铁的添加显着提高了堆焊合金的耐磨性,添加量为5%时,堆焊合金的耐磨性最好,堆焊合金上部平均显微硬度为850HV0.2,耐磨性可达45钢基体的5.7倍。采用提拉试验法测试了不同C、Cr含量堆焊合金与45钢母材的结合强度,分析了熔合区微观组织变化对结合强度的影响。堆焊合金底部C、Cr等元素含量较低时,马氏体+残余奥氏体混合组织性能较好,NbC较小,割裂作用不大。裂纹萌生后,向堆焊合金底部扩展受阻,转向熔合区与过热区界面,结合强度较高（381MPa）;随着高碳铬铁添加量增加,堆焊合金底部C、Cr元素含量升高,形成具有较强割裂作用的大尺寸NbC,裂纹萌生后向堆焊合金底部扩展,结合强度逐渐降低（320MPa-267MPa）;堆焊合金底部C、Cr元素含量更高时,NbC尺寸也较大,但独立奥氏体使得堆焊合金底部塑性韧性提高,止裂能力好,使裂纹在萌生后向堆焊合金底部扩展受阻,转向熔合区和过热区扩展,结合强度提高（418MPa）。整体上看,结合强度呈U型变化。（4）研究了不同C含量对Fe-C-Cr-Nb堆焊合金的成分、微观组织与耐磨性的影响规律。不同石墨添加量药芯焊丝制备的堆焊合金,C含量逐渐增加,析出更多的NbC颗粒,其尺寸从0.1-1μm增加到0.5-5μm。耐磨性与微观组织和NbC颗粒尺寸相关,耐磨性与表面硬度变化趋势一致;当石墨添加量为3%时,钢基体由马氏体和残余奥氏体组成,堆焊合金宏观洛氏硬度为61.8HRC,耐磨性也最高。采用提拉试验法测试了不同C含量堆焊合金与45钢母材的结合强度,结合强度先降低后增加,整体上也呈U型变化。（5）根据堆焊合金与45钢母材界面区域的相变条件,采用Jmatpro组织性能模拟分析软件,计算了提拉试样各区域的力学性能,结合有限元分析方法,可以判断提拉试样断裂为具有微小变形的脆性断裂,材料处于弹性范围内;发生失效区域在熔合区附近的堆焊合金底部,这与实际测量结果相吻合。
庄明辉[9]（2017）在《高硼铁基堆焊合金组织结构形成机理及耐磨性研究》文中研究指明堆焊是减缓工程部件磨料磨损的一种有效手段,高性能的堆焊材料是实现这一手段的必要保证。高硼铁基合金成本相对较低、耐磨性能优异,已在磨料磨损领域显示出明显的优越性。然而,高硼铁基合金用于堆焊的研究报道较少,因此,开发一种包含少量合金元素、价位低廉、具有良好堆焊工艺性能、耐磨性和抗裂性的高硼铁基耐磨堆焊合金材料就显得尤为重要。研究中发现高硼铁基合金堆焊存在的问题一是硼量过高易引发裂纹,减少裂纹往往要牺牲耐磨性;二是高硼铁基堆焊合金组织如何实现优胜劣汰;三是耐磨相Fe2B生长取向不同耐磨性存在差异。针对上述问题本文采用粉/丝复合堆焊技术,探讨少量合金元素对Fe-B-C系堆焊合金组织结构、初生Fe2B相生长取向、裂纹产生及耐磨性的影响与相互关系,期望获得一种具有良好抗裂性能、耐磨性能的高硼铁基堆焊合金材料。本文从不含贵重合金元素的Fe-B-C系堆焊合金出发,系统研究了粉/丝复合堆焊工艺条件下,硼化物硬质相的类型、形态、体积分数与不同基体的配合对堆焊合金磨料耐磨性能的影响。结果显示,Fe-B-C系堆焊合金典型的显微组织有树枝晶状Fe、棒状Fe2B、鱼骨状Fe2B以及菊花状Fe3（C,B）,调整硼、碳的含量与配比可控制堆焊合金中各显微组织的体积分数。不同组织结构堆焊合金的磨料耐磨性不同,过共晶成分合金以粗大的棒状Fe2B为硬质相,以共晶组织为基体,棒状Fe2B硬质相可有效保护共晶基体免受磨粒的损伤,阻断磨粒的切削路径,高显微硬度的共晶组织基体可避免因其过度磨损而引起硬质相脱落,两者良好的配合可表现出优异的磨料耐磨性。硬质相的类型与体积分数是影响堆焊合金磨料耐磨性的主要因素之一,根据热力学计算结果,论证了合金元素Ti控制Fe-B-C系堆焊合金各硬质相体积分数的可能性,验证了Ti对Fe-B-C系堆焊合金组织结构及耐磨性的影响规律。结果表明,与Fe3（C,B）相比,Ti与C形成的Ti C相具有更低的反应吉布斯自由能,Ti可控制堆焊合金中Fe3（C,B）相的体积分数。Ti与B形成的Ti B2相比Fe2B具有更低的反应吉布斯自由能,并能控制堆焊合金中Fe2B相的体积分数。通过调整Ti、B、C的含量与配比,可控制堆焊合金层中各硬质相的类型、体积分数,最终达到控制堆焊合金耐磨性的目的。磨损试验显示,含Ti 0.71 wt.%、B5.9wt.%、C 0.9 wt.%、的Fe-B-C-Ti系堆焊合金可获得以Fe2B、Ti B2、Ti C为硬质相、共晶组织为基体的组合,堆焊合金的磨料耐磨性是同等硼、碳含量堆焊合金的1.35倍。根据棒状Fe2B横截面硬度明显高于纵截面硬度的试验事实,提出调整堆焊工艺并结合微合金化的方式控制棒状Fe2B生长取向的设计思想,以此提高堆焊合金的耐磨性能。首先依据Gibbs-Curie-Wulff理论及AE理论构造了初晶Fe2B的理论生长形态,印证了其最快生长方向为[001]晶相。基于最快生长方向平行于温度梯度的择优生长理论,提出采用大宽度“Z”字形堆焊工艺控制温度梯度方向的方法,结合微量合金元素Ti改变溶质再分配进而减小成分过冷度,最终达到控制棒状Fe2B的生长取向的目的。试验结果显示,上述方式可获得垂直堆焊层表面生长的棒状Fe2B相,耐磨性提高20%35%。从提高堆焊层抗裂性角度出发,探讨了棒状Fe2B内部显微裂纹及堆焊层宏观裂纹的危害性,分析了Fe-B-C系堆焊合金裂纹产生的本质原因,提出了抑制裂纹产生的新方法,实现耐磨性与抗裂性的统筹兼顾。以EET理论计算了Fe2B晶体的价电子结构及键能,提出棒状Fe2B内部垂直[001]晶向显微裂纹产生的本质原因是片状Fe3（C,B）夹杂引发断裂的新观点,理论及试验验证了Cr、V可抑制显微裂纹的产生。当堆焊合金中Cr的含量达到一定数值时,显微裂纹消失,耐磨性也相应提高。宏观裂纹产生的本质原因是粗大的棒状Fe2B相及过高的C含量。鉴于此,提出采用氮气保护下Ti、N细化晶粒抑制堆焊层裂纹的方法。结果显示,含B 5.8 wt.%、Cr 2.3wt.%、Ti 1.6 wt.%、C 1.0 wt.%、N 0.085 wt.%的高硼铁基堆焊合金无宏观裂纹与显微裂纹,耐磨性是同等B、C含量堆焊合金的1.63倍。
何芹,徐强,熊中,支红旭,王艳[10]（2016）在《高碳高铬耐磨堆焊合金组织及性能》文中提出通过焊条电弧堆焊的方式形成高碳高铬（Fe-Cr-C）耐磨合金堆焊层,分析不同碳含量对堆焊层组织、硬质相及耐磨性能的影响。结果表明:堆焊金属的组织主要为M+A+C共+C初,初生碳化物类型为M7C3;随着碳含量的增加,初生碳化物的含量增加,且其生长方向趋于垂直于母材表面;堆焊层硬度随碳含量的增加而增加,但耐磨性在碳含量达一定程度（w（C）>5.6%）时反而降低。
二、Fe-Cr-C系高碳耐磨堆焊合金组织及性能（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、Fe-Cr-C系高碳耐磨堆焊合金组织及性能（论文提纲范文）
（1）C-Nb-Ni-Ti-B强化耐磨堆焊药芯焊丝研制及熔覆金属性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1. 前言 |
| 1.2. 药芯焊丝发展及其应用 |
| 1.2.1. 药芯焊丝发展 |
| 1.2.2. 药芯焊丝的简单分类 |
| 1.3. 国内耐磨堆焊药芯焊丝的研究现状 |
| 1.3.1. 铁铬碳型耐磨堆焊药芯焊丝的研究现状 |
| 1.3.2. 无铬型耐磨堆焊药芯焊丝的研究现状 |
| 1.4. 论文的研究意义 |
| 1.5. 论文的研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1. 试验材料 |
| 2.1.1. 试验试板 |
| 2.1.2. 药芯焊丝用钢带 |
| 2.1.3. 药芯焊丝用粉料 |
| 2.1.4. 药芯焊丝用保护气体 |
| 2.2. 耐磨堆焊药芯焊丝性能试验方法 |
| 2.2.1. 电弧稳定性试验 |
| 2.2.2. 洛氏硬度试验 |
| 2.2.3. 磨粒磨损试验 |
| 2.2.4. 耐冲击性试验 |
| 2.3. 本章小结 |
| 第3章 耐磨堆焊药芯焊丝堆焊金属成分设计及焊丝制作 |
| 3.1. 耐磨堆焊药芯焊丝堆焊金属成分设计 |
| 3.1.1. 合金成分设计要求 |
| 3.1.2. 常用合金元素分析 |
| 3.1.3. 耐磨药芯焊丝堆焊金属的组成合金选择 |
| 3.2. 耐磨堆焊药芯焊丝渣系 |
| 3.2.1. 不同矿物粉组合类型焊道的成型情况 |
| 3.2.2. 不同矿物粉组合类型焊道的成型分析 |
| 3.3. 正交试验配方设计 |
| 3.3.1. 正交试验因素及水平 |
| 3.3.2. 正交试验结果 |
| 3.3.3. 正交实验数据分析 |
| 3.3.4. 正交试验中因素对试验指标的影响 |
| 3.3.5. 正交试验各因素水平的最优组合 |
| 3.4. 耐磨焊丝制作及其熔覆金属成分、硬度检验 |
| 3.5. 本章小结 |
| 第4章 C-Nb-Ni-Ti-B强化耐磨堆焊药芯焊丝熔覆金属性能 |
| 4.1. C-Nb-Ni-Ti-B强化耐磨焊丝的电弧参数检测 |
| 4.1.1. 电弧分析试验焊接参数 |
| 4.1.2. 电弧分析试验分析 |
| 4.2. C-Nb-Ni-Ti-B强化耐磨焊丝熔覆金属硬度比较试验 |
| 4.3. C-Nb-Ni-Ti-B强化耐磨焊丝熔覆金属的耐磨性对比试验 |
| 4.3.1. 耐磨试验参数 |
| 4.3.2. 耐磨试验分析 |
| 4.4. C-Nb-Ni-Ti-B强化耐磨焊丝熔覆金属的抗冲击性能试验 |
| 4.4.1. 抗冲击试验参数 |
| 4.4.2. 抗冲击试验分析 |
| 4.5. 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（2）复合强化高铬铸铁堆焊金属组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 堆焊技术 |
| 1.2.1 堆焊技术的应用 |
| 1.2.2 堆焊材料 |
| 1.3 Fe-Cr-C系合金研究进展 |
| 1.3.1 Fe-Cr-C系合金初生碳化物种类 |
| 1.3.2 Fe-Cr-C系合金碳化物的细化 |
| 1.3.3 Fe-Cr-C系合金的耐磨性能 |
| 1.4 课题研究的内容和意义 |
| 1.4.1 课题研究的内容 |
| 1.4.2 课题研究的意义 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料及设备 |
| 2.1.1 试验基体材料 |
| 2.1.2 药芯焊带制备材料 |
| 2.1.3 试验设备 |
| 2.2 药芯焊带及堆焊层的制备 |
| 2.2.1 药芯焊带制备 |
| 2.2.2 堆焊层制备 |
| 2.3 堆焊层性能测试方法 |
| 2.3.1 堆焊层组织及物相分析 |
| 2.3.2 堆焊层硬度试验 |
| 2.3.3 堆焊层耐磨性试验 |
| 2.4 热力学计算 |
| 第三章 原位合成TiC对高铬铸铁堆焊金属组织性能的影响 |
| 3.1 TiC强化高铬铸铁堆焊药芯焊带设计 |
| 3.2 钛铁添加量对堆焊金属显微组织的影响 |
| 3.3 TiFe对堆焊层物相的影响 |
| 3.4 TiFe添加量对堆焊金属硬质相和基体成分的影响 |
| 3.5 不同TiFe添加量硬质相尺寸和体积分数计算 |
| 3.6 Cr_7C_3细化机理 |
| 3.6.1 Cr_7C_3生长方式 |
| 3.6.2 Fe-Cr-C系合金相图分析 |
| 3.6.3 Cr_7C_3和TiC错配度计算 |
| 3.6.4 Fe-Cr-Ti-C系合金热力学计算 |
| 3.7 TiFe添加量对堆焊层硬度的影响 |
| 3.8 TiFe添加量对堆焊层耐磨性的影响 |
| 3.9 本章小结 |
| 第四章 Mo、B、稀土含量对堆焊金属组织性能的影响 |
| 4.1 过渡B原材料的选择 |
| 4.1.1 过渡B的原材料种类对堆焊层显微组织的影响 |
| 4.1.2 过渡B的原材料种类对堆焊层物相的影响 |
| 4.1.3 过渡B的原材料种类对堆焊层硬度的影响 |
| 4.1.4 过渡B的原材料种类对堆焊层耐磨性能的影响 |
| 4.1.5 小结 |
| 4.2 Mo、B强化高铬铸铁药芯焊带配方设计 |
| 4.3 Mo、B含量对堆焊金属组织与性能的影响 |
| 4.3.1 Mo、B含量对堆焊金属显微组织的影响 |
| 4.3.2 Mo、B含量对堆焊层物相的影响 |
| 4.3.3 Mo、B含量对堆焊金属硬质相和基体成分的影响 |
| 4.3.4 Mo、B含量对堆焊金属硬质相尺寸和体积分数的影响 |
| 4.3.5 Mo-Cr-B-C-Fe系热力学分析 |
| 4.3.6 Mo_2FeB_2阻碍Cr_7C_3长大机理 |
| 4.3.7 Mo、B含量对堆焊层硬度的影响 |
| 4.4 稀土含量对堆焊金属组织与性能的影响 |
| 4.4.1 不同稀土含量的药芯焊带设计 |
| 4.4.2 稀土含量对堆焊金属组织的影响 |
| 4.4.3 稀土含量对堆焊金属硬质相和基体成分的影响 |
| 4.4.4 稀土对堆焊金属硬质相尺寸和体积分数的影响 |
| 4.4.5 稀土含量对堆焊金属硬度的影响 |
| 4.5 Mo_2FeB_2强化高铬铸铁堆焊金属耐磨试验结果与分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（3）复合粉粒和H08A实心焊丝堆焊高铬合金的性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 耐磨合金类型 |
| 1.3 高铬耐磨合金制备方法 |
| 1.3.1 铸造 |
| 1.3.2 堆焊 |
| 1.4 粉末堆焊工艺 |
| 1.4.1 喷焊 |
| 1.4.2 激光熔敷 |
| 1.4.3 电弧熔敷 |
| 1.5 存在的问题 |
| 1.6 研究内容 |
| 第2章 合金设计与实验方法及步骤 |
| 2.1 堆焊合金设计 |
| 2.1.1 合金系的选择 |
| 2.1.2 复合粉粒组元配方计算 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 复合粉粒制作工艺 |
| 2.2.3 复合粉粒和实心焊丝明弧堆焊耐磨合金 |
| 2.3 实验步骤 |
| 2.3.1 金相试样的制备 |
| 2.3.2 金相试样的观察 |
| 2.3.3 堆焊合金物相和成分分析 |
| 2.3.4 堆焊合金硬度分析 |
| 2.3.5 磨粒磨损实验 |
| 2.3.6 磨损表面形貌观察 |
| 第3章 复合粉粒对明弧堆焊高铬合金性能的研究 |
| 3.1 填粉率对预置粉末堆焊合金组织及性能的影响 |
| 3.1.1 填粉率对堆焊合金工艺性能影响 |
| 3.1.2 填粉率对堆焊合金稀释率的影响 |
| 3.1.3 填粉率对堆焊合金显微组织的影响 |
| 3.1.4 填粉率对堆焊合金性能的影响 |
| 3.1.5 本节小结 |
| 3.2 填粉率对复合粉粒堆焊合金组织及耐磨性的影响 |
| 3.2.1 堆焊合金试样化学成分 |
| 3.2.2 填粉率对堆焊合金工艺性能影响 |
| 3.2.3 填粉率对堆焊合金稀释率的影响 |
| 3.2.4 填粉率对堆焊合金显微组织的影响 |
| 3.2.5 填粉率对堆焊合金性能的影响 |
| 3.2.6 本节小结 |
| 3.3 波美度对复合粉粒堆焊合金组织及耐磨性的影响 |
| 3.3.1 波美度对堆焊合金工艺性能影响 |
| 3.3.2 波美度对合金显微组织的研究 |
| 3.3.3 波美度对堆焊合金性能的影响 |
| 3.3.4 本节小结 |
| 3.4 复合粉粒作用分析 |
| 3.4.1 原理阐述 |
| 3.4.2 合金粉末与复合粉粒堆焊合金结果对比分析 |
| 3.4.3 本节小结 |
| 第4章 合金元素对复合粉粒堆焊合金的性能影响 |
| 4.1 V元素对堆焊高铬合金组织及性能影响分析 |
| 4.1.1 试样成分 |
| 4.1.2 堆焊合金相组成及显微组织分析 |
| 4.1.3 堆焊合金硬度及耐磨性分析 |
| 4.1.4 本节小结 |
| 4.2 Si元素对堆焊高铬合金组织及性能影响分析 |
| 4.2.1 试样成分 |
| 4.2.2 堆焊合金相组成及显微组织分析 |
| 4.2.3 堆焊合金硬度及耐磨性分析 |
| 4.2.4 本节小结 |
| 4.3 C元素对堆焊高铬合金组织及性能影响分析 |
| 4.3.1 试样成分 |
| 4.3.2 堆焊合金相组成及显微组织分析 |
| 4.3.3 堆焊合金硬度及耐磨性分析 |
| 4.3.4 本节小结 |
| 4.4 B元素对堆焊高铬合金组织及性能影响分析 |
| 4.4.1 试样成分 |
| 4.4.2 堆焊合金相组成及显微组织分析 |
| 4.4.3 堆焊合金硬度及耐磨性分析 |
| 4.4.4 本节小结 |
| 第5章 工艺参数对复合粉粒明弧堆焊合金的性能影响 |
| 5.1 焊接速度对堆焊高铬合金组织及性能影响分析 |
| 5.1.1 试样成分 |
| 5.1.2 堆焊合金相组成及显微组织分析 |
| 5.1.3 堆焊合金硬度及耐磨性分析 |
| 5.1.4 本节小结 |
| 5.2 焊接电流对堆焊高铬合金组织及性能影响分析 |
| 5.2.1 试样成分 |
| 5.2.2 堆焊合金相组成及显微组织分析 |
| 5.2.3 堆焊合金硬度及耐磨性分析 |
| 5.2.4 本节小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 研究结论 |
| 6.2 问题及展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间取得的成果 |
| 致谢 |
（4）钨与硼多元硬质相复合强化堆焊合金的组织及性能的控制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 药芯焊丝的发展及研究现状 |
| 1.2.1 药芯焊丝的发展历程 |
| 1.2.2 药芯焊丝的研究现状 |
| 1.2.3 耐磨药芯焊丝的研究现状 |
| 1.3 堆焊层磨损 |
| 1.3.1 耐磨堆焊层金属中添加的元素 |
| 1.3.2 磨损的定义与种类 |
| 1.3.3 常规状态下影响耐磨性能的一般因素 |
| 1.3.4 堆焊层耐磨性能的影响因素 |
| 1.4 课题的研究目的 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 实验材料、方法与设备 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 药芯焊丝成分 |
| 2.2 自保护药芯焊丝成分分析 |
| 2.2.1 药芯焊丝中各元素的作用 |
| 2.2.2 药芯焊丝的分组配方设计 |
| 2.3 实验方法和实验设备 |
| 2.3.1 药粉的制备 |
| 2.3.2 药芯焊丝的制作 |
| 2.3.3 堆焊层的制备 |
| 2.4 金相试样的制备与分析 |
| 2.5 堆焊层综合性能测试 |
| 第3章 Cr元素对Fe-Cr-C-B-W药芯焊丝堆焊层组织和性能的影响 |
| 3.1 不同Cr添加量时药芯焊丝的配方设计 |
| 3.2 不同Cr添加量时焊丝的焊接工艺性能分析 |
| 3.3 堆焊层金属的相分析 |
| 3.4 堆焊层金属的显微组织分析 |
| 3.5 Cr元素对堆焊层金属硬度和耐磨性的影响 |
| 3.6 堆焊层的磨损形貌分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 W元素对Fe-Cr-C-B-W药芯焊丝堆焊层组织和性能的影响 |
| 4.1 不同W添加量时药芯焊丝的配方设计 |
| 4.2 不同W添加量时焊丝的焊接工艺性能分析 |
| 4.3 堆焊层金属的相分析 |
| 4.4 堆焊层金属的显微组织分析 |
| 4.5 W元素对堆焊层金属硬度和耐磨性的影响 |
| 4.6 堆焊层的磨损形貌分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 B元素对Fe-Cr-C-B-W药芯焊丝堆焊层组织和性能的影响 |
| 5.1 不同B添加量时药芯焊丝的配方设计 |
| 5.2 不同B添加量时焊丝的焊接工艺性能分析 |
| 5.3 堆焊层金属的相分析 |
| 5.4 堆焊层金属的显微组织分析 |
| 5.5 B元素对堆焊层金属硬度和耐磨性的影响 |
| 5.6 堆焊层的磨损形貌分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 药芯焊丝合金元素的优化 |
| 6.1 药芯焊丝元素正交优化实验 |
| 6.1.1 正交实验的设计 |
| 6.1.2 正交实验方案 |
| 6.1.3 正交实验结果 |
| 6.2 正交实验结果极差分析 |
| 6.3 正交实验结果方差分析 |
| 6.4 合金元素优化后堆焊层的耐磨性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）超高铬高碳双相钢的凝固过程及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高铬合金的分类 |
| 1.2.1 高铬铸铁 |
| 1.2.2 高铬Fe-Cr-C堆焊合金 |
| 1.2.3 高铬不锈钢 |
| 1.3 提高高铬双相钢耐磨性能的方法 |
| 1.4 超高铬高碳双相钢的研究现状及应用 |
| 1.5 研究目的及内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 成分设计 |
| 2.2 熔炼与热处理 |
| 2.3 实验方案 |
| 2.4 材料表征及性能检测 |
| 2.4.1 X射线衍射分析 |
| 2.4.2 金相组织观察 |
| 2.4.3 电子探针分析 |
| 2.4.4 扫描电镜分析 |
| 2.4.5 力学性能测试 |
| 2.4.6 耐磨抗蚀性能测试 |
| 3 Si对超高铬高碳双相钢凝固过程及组织性能的影响 |
| 3.1 超高铬高碳双相钢凝固过程预测 |
| 3.1.1 熔炼后双相钢的化学成分 |
| 3.1.2 相图分析 |
| 3.2 Si对超高铬高碳双相钢铸态组织的影响 |
| 3.2.1 物相分析 |
| 3.2.2 金相组织观察 |
| 3.2.3 EPMA形貌观察与微区成分分析 |
| 3.2.4 刻蚀后SEM形貌观察与微区成分分析 |
| 3.3 Si对超高铬高碳双相钢固溶组织的影响 |
| 3.3.1 物相分析 |
| 3.3.2 金相组织观察 |
| 3.3.3 EPMA形貌观察与微区成分分析 |
| 3.4 Si对超高铬高碳双相钢性能的影响 |
| 3.4.1 双相钢的力学性能 |
| 3.4.2 双相钢的耐磨抗蚀性能 |
| 3.5 Si对超高铬高碳双相钢凝固过程的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 铸造凝固速度对超高铬高碳双相钢凝固过程及组织性能的影响 |
| 4.1 超高铬高碳双相钢的化学成分 |
| 4.2 凝固速度对超高铬高碳双相钢铸态组织的影响 |
| 4.2.1 物相分析 |
| 4.2.2 金相组织观察 |
| 4.2.3 EPMA形貌观察与微区成分分析 |
| 4.2.4 刻蚀后SEM形貌观察与微区成分分析 |
| 4.3 凝固速度对超高铬高碳双相钢固溶组织的影响 |
| 4.3.1 物相分析 |
| 4.3.2 金相组织观察 |
| 4.3.3 EPMA形貌观察与微区成分分析 |
| 4.4 凝固速度对超高铬高碳双相钢性能的影响 |
| 4.4.1 双相钢的力学性能 |
| 4.4.2 双相钢的耐磨抗蚀性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 固溶处理冷却速度对超高铬高碳双相钢组织性能的影响 |
| 5.1 冷却速度对超高铬高碳钢组织的影响 |
| 5.1.1 物相分析 |
| 5.1.2 金相组织观察 |
| 5.1.3 EPMA形貌观察与微区成分分析 |
| 5.2 冷却速度对超高铬高碳双相钢性能的影响 |
| 5.2.1 双相钢的力学性能 |
| 5.2.2 双相钢的耐磨抗蚀性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（6）多元复合强化耐磨堆焊药芯焊丝及堆焊层耐磨机理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstracts |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 药芯焊丝的特点及发展 |
| 1.2.1 药芯焊丝的特点 |
| 1.2.2 国内外药芯焊丝的发展概况 |
| 1.3 耐磨堆焊药芯焊丝 |
| 1.3.1 耐磨堆焊药芯焊丝的合金体系 |
| 1.3.2 耐磨堆焊药芯焊丝的研究现状 |
| 1.4 耐磨堆焊技术 |
| 1.4.1 气体保护堆焊 |
| 1.4.2 等离子弧堆焊 |
| 1.4.3 激光熔覆 |
| 1.4.4 自动埋弧堆焊 |
| 1.5 堆焊层的磨损 |
| 1.5.1 磨损的定义及分类 |
| 1.5.2 影响磨料磨损的因素 |
| 1.5.3 堆焊层耐磨性能的研究现状 |
| 1.6 课题的研究意义及主要研究内容 |
| 第2章 药芯焊丝设计、试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 母材金属 |
| 2.1.2 焊丝材料 |
| 2.2 自保护耐磨堆焊药芯焊丝的设计与制备 |
| 2.2.1 药芯焊丝中合金元素的作用 |
| 2.2.2 药芯焊丝的配方设计 |
| 2.2.3 药芯焊丝的渣系确定 |
| 2.2.4 药芯焊丝的制备 |
| 2.3 试验设备及方法 |
| 2.3.1 堆焊设备及堆焊层的制备方法 |
| 2.3.2 堆焊层成分及显微组织分析 |
| 2.3.3 堆焊层综合性能测试 |
| 第3章 Fe-Cr-C-B药芯焊丝设计及堆焊层组织性能分析 |
| 3.1 不同碳添加量时药芯焊丝配方设计及工艺性分析 |
| 3.2 不同碳添加量时堆焊层的显微组织及性能分析 |
| 3.2.1 堆焊层的X射线衍射分析 |
| 3.2.2 堆焊层的显微组织分析 |
| 3.2.3 堆焊层的硬度和耐磨性分析 |
| 3.3 不同硼添加量时药芯焊丝配方设计及工艺性分析 |
| 3.3.1 硼以硼铁形式加入时药芯焊丝配方设计及工艺性能分析 |
| 3.3.2 硼以碳化硼形式加入时药芯焊丝配方设计及工艺性能分析 |
| 3.4 不同硼添加量时堆焊层的X射线衍射分析 |
| 3.4.1 硼以硼铁形式加入时堆焊层的X射线衍射分析 |
| 3.4.2 硼以碳化硼形式加入时堆焊层的X射线衍射分析 |
| 3.5 不同硼添加量时堆焊层的显微组织分析 |
| 3.5.1 硼以硼铁形式加入时堆焊层的显微组织分析 |
| 3.5.2 硼以碳化硼形式加入时堆焊层的显微组织分析 |
| 3.6 不同硼添加量时堆焊层的硬度和耐磨性分析 |
| 3.6.1 硼以硼铁形式加入时堆焊层的硬度和耐磨性分析 |
| 3.6.2 硼以碳化硼形式加入时堆焊层的硬度和耐磨性分析 |
| 3.6.3 硼以不同形式加入时硬度和耐磨性的对比 |
| 3.7 堆焊层熔合区的组织和性能分析 |
| 3.8 堆焊层的磨损形貌分析 |
| 3.9 本章小节 |
| 第4章 Fe-Cr-C-B-Ti药芯焊丝设计及堆焊层组织性能分析 |
| 4.1 Fe-Cr-C-B-Ti药芯焊丝配方设计及工艺性分析 |
| 4.1.1 不同钛添加量时药芯焊丝配方设计及工艺性能分析 |
| 4.1.2 不同硼添加量时药芯焊丝配方设计及工艺性能分析 |
| 4.2 Fe-Cr-C-B-Ti堆焊合金的热力学分析 |
| 4.3 不同钛添加量时堆焊层的显微组织及性能分析 |
| 4.3.1 堆焊层的X射线衍射分析 |
| 4.3.2 堆焊层的显微组织分析 |
| 4.3.3 堆焊层的硬度和耐磨性分析 |
| 4.4 不同硼添加量时堆焊层的显微组织及性能分析 |
| 4.4.1 堆焊层的X射线衍射分析 |
| 4.4.2 堆焊层的显微组织分析 |
| 4.4.3 堆焊层的硬度和耐磨性分析 |
| 4.5 堆焊层熔合区的组织和性能分析 |
| 4.6 堆焊层的磨损形貌分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 Fe-Cr-C-B-W药芯焊丝设计及堆焊层组织性能分析 |
| 5.1 Fe-Cr-C-B-W药芯焊丝配方设计及工艺性分析 |
| 5.1.1 不同钨添加量时药芯焊丝配方设计及工艺性能分析 |
| 5.1.2 不同硼添加量时药芯焊丝配方设计及工艺性能分析 |
| 5.2 不同钨添加量时堆焊层的显微组织及性能分析 |
| 5.2.1 堆焊层的X射线衍射分析 |
| 5.2.2 堆焊层的显微组织分析 |
| 5.2.3 堆焊层的硬度和耐磨性分析 |
| 5.3 不同硼添加量时堆焊层的显微组织及性能分析 |
| 5.3.1 堆焊层的X射线衍射分析 |
| 5.3.2 堆焊层的显微组织分析 |
| 5.3.3 堆焊层的硬度和耐磨性分析 |
| 5.4 Fe-Cr-C-B-W堆焊合金的热力学分析 |
| 5.5 堆焊层熔合区的组织和性能分析 |
| 5.6 堆焊层的磨损形貌分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 Fe-Cr-C-B-N-Ti药芯焊丝设计及堆焊层组织性能分析 |
| 6.1 Fe-Cr-C-B-N药芯焊丝配方设计及工艺性分析 |
| 6.2 Fe-Cr-C-B-N-Ti药芯焊丝配方设计及工艺性分析 |
| 6.3 Fe-Cr-C-B-N-Ti堆焊合金的热力学分析 |
| 6.4 Fe-Cr-C-B-N堆焊合金的显微组织及性能分析 |
| 6.4.1 堆焊层的X射线衍射分析 |
| 6.4.2 堆焊层的显微组织分析 |
| 6.4.3 堆焊层的硬度和耐磨性分析 |
| 6.5 Fe-Cr-C-B-N-Ti堆焊合金的显微组织及性能分析 |
| 6.5.1 堆焊层的X射线衍射分析 |
| 6.5.2 堆焊层的显微组织分析 |
| 6.5.3 堆焊层的硬度和耐磨性分析 |
| 6.6 堆焊层熔合区的组织及性能分析 |
| 6.7 堆焊层的磨损形貌分析 |
| 6.8 本章小结 |
| 第7章 耐磨堆焊层磨损机理的研究 |
| 7.1 各个合金系列最佳堆焊层性能的对比 |
| 7.2 堆焊层的磨料磨损过程 |
| 7.3 堆焊层的磨损机理 |
| 7.4 堆焊层磨料磨损模型的建立 |
| 7.5 堆焊层冶金因素对磨料磨损的影响 |
| 7.5.1 堆焊层显微组织的影响 |
| 7.5.2 堆焊层力学性能的影响 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（7）Ti、V、N对Fe-Cr-C系耐磨材料组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景 |
| 1.2 磨损及耐磨材料 |
| 1.3 药芯焊丝的特点和发展前景 |
| 1.4 原位增强相发展状况 |
| 1.4.1 M7C3硬质相 |
| 1.4.2 VC和VN硬质相 |
| 1.4.3 TiC和TiN硬质相 |
| 1.5 课题研究的意义和研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.0 试验材料 |
| 2.0.1 母材 |
| 2.0.2 焊丝材料 |
| 2.1 药芯焊丝制备方法及设备 |
| 2.1.1 药粉准备 |
| 2.1.2 焊丝生产过程及设备 |
| 2.1.3 填充率的设定 |
| 2.2 堆焊层制备方法及设备 |
| 2.3 金相试样的制备 |
| 2.4 微观组织及相分析 |
| 2.4.1 显微组织分析 |
| 2.4.2 堆焊层成分析 |
| 2.4.3 X射线衍射分析 |
| 2.5 硬度分析 |
| 2.5.1 宏观硬度分析 |
| 2.5.2 维氏硬度分析 |
| 2.6 耐磨性分析 |
| 第3章 Fe-Cr-C-N-Ti系药芯焊丝堆焊层显微组织和性能 |
| 3.1 Ti对Fe-Cr-C-N-Ti系药芯焊丝堆焊层宏观形貌的影响 |
| 3.2 Ti含量对Fe-Cr-C-N-Ti系药芯焊丝堆焊层物相组成的影响 |
| 3.3 Ti含量对Fe-Cr-C-N-Ti系药芯焊丝堆焊层显微组织的影响 |
| 3.4 Ti含量对Fe-Cr-C-N-Ti系药芯焊丝堆焊层硬度和耐磨性的影响 |
| 3.5 N含量对Fe-Cr-C-N-Ti系药芯焊丝堆焊层宏观形貌的影响 |
| 3.6 N含量对Fe-Cr-C-N-Ti系药芯焊丝堆焊层相成分的影响 |
| 3.7 N含量对Fe-Cr-C-N-Ti系药芯焊丝堆焊层显微组织的影响 |
| 3.8 N含量对Fe-Cr-C-N-Ti系药芯焊丝堆焊层硬度和磨损性能的影响 |
| 第4章 Fe-Cr-C-N-V系药芯焊丝堆焊层显微组织和性能 |
| 4.1 V含量对Fe-Cr-C-N-V系药芯焊丝堆焊层宏观性能的影响 |
| 4.2 V含量对Fe-Cr-C-N-V系药芯焊丝堆焊层物相组成的影响 |
| 4.3 V含量对Fe-Cr-C-N-V系药芯焊丝堆焊层显微组织的影响 |
| 4.4 V含量对Fe-Cr-C-N-V系药芯焊丝堆焊层硬度和耐磨性的影响 |
| 4.5 N含量对Fe-Cr-C-N-V系药芯焊丝堆焊层宏观形貌的影响 |
| 4.6 N含量对Fe-Cr-C-N-V系药芯焊丝堆焊层物相组成的影响 |
| 4.7 N含量对Fe-Cr-C-N-V系药芯焊丝堆焊层显微组织的影响 |
| 4.8 N含量对Fe-Cr-C-N-V系药芯焊丝堆焊层硬度和耐磨性的影响 |
| 第5章 Fe-Cr-C-N-V-Ti系药芯焊丝堆焊层显微组织和性能 |
| 5.1 Fe-Cr-C-N-V-Ti系药芯焊丝合金成分和工艺评定 |
| 5.2 V对Fe-Cr-C-N-V-Ti系药芯焊丝堆焊层物相组成的影响 |
| 5.3 V对Fe-Cr-C-N-V-Ti系药芯焊丝堆焊层显微组织的影响 |
| 5.4 V对Fe-Cr-C-N-V-Ti系药芯焊丝堆焊层硬度和耐磨性的影响 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在校研究成果 |
| 致谢 |
（8）水泥挤压辊Fe-C-Cr-Nb堆焊合金与45钢母材的结合性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 辊压机概况 |
| 1.2.1 辊压机工作原理 |
| 1.2.2 挤压辊辊面的失效 |
| 1.2.3 堆焊技术及其在挤压辊上的应用 |
| 1.2.4 挤压辊堆焊工艺 |
| 1.2.5 合金元素对堆焊合金组织及性能的影响 |
| 1.3 堆焊合金与母材的结合性能测试方法 |
| 1.3.1 拉伸法 |
| 1.3.2 剪切法 |
| 1.3.3 划痕法 |
| 1.3.4 推压试验法 |
| 1.3.5 “push-off”试验法 |
| 1.3.6 推离试验法 |
| 1.3.7 涂层与基体结合性能测试方法的适用性分析 |
| 1.4 论文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料、方法及设备 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 堆焊设备及参数 |
| 2.3 成分分析 |
| 2.4 组织与物相分析 |
| 2.4.1 金相显微分析 |
| 2.4.2 堆焊合金物相 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 磨损试验 |
| 2.5.3 结合性能测试 |
| 2.6 数值模拟计算 |
| 第3章 市售堆焊合金的成分、微观组织及性能 |
| 3.1 市售堆焊合金的成分及微观组织 |
| 3.1.1 市售堆焊合金的成分 |
| 3.1.2 奥氏体钢堆焊合金微观组织 |
| 3.1.3 含铌合金钢堆焊合金微观组织 |
| 3.1.4 过共晶高铬合金铸铁堆焊合金微观组织 |
| 3.2 市售堆焊合金的硬度及耐磨性 |
| 3.3 推离试验法测试市售堆焊合金与钢母材的结合强度 |
| 3.3.1 推离试验结果 |
| 3.3.2 推离断裂路径及断口分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 测试堆焊合金与钢母材金属的提拉试验法及其应用 |
| 4.1 提拉试验法 |
| 4.2 提拉试验法测试市售堆焊合金与钢母材的结合强度 |
| 4.2.1 堆焊合金成分与微观组织分析 |
| 4.2.2 提拉试验结果 |
| 4.2.3 提拉断裂路径及断口分析 |
| 4.3 提拉试验法测试堆焊层间的结合强度 |
| 4.3.1 提拉法测试堆焊层间的结合强度试验结果 |
| 4.3.2 提拉试样断裂路径及断口分析 |
| 4.4 提拉法与推离法测试的结合强度对比分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 C、Cr含量对Fe-C-Cr-Nb堆焊合金组织与性能的影响 |
| 5.1 焊丝成分设计 |
| 5.2 高碳铬铁添加量对堆焊合金成分、组织、硬度及耐磨性的影响 |
| 5.2.1 堆焊合金成分及物相组成 |
| 5.2.2 熔池反应的热力学分析和NbC的形核与长大 |
| 5.2.3 堆焊合金的硬度与耐磨性 |
| 5.3 提拉法测试不同高碳铬铁添加量堆焊合金与45钢母材结合强度 |
| 5.3.1 堆焊合金熔合区微观组织和相组成分析 |
| 5.3.2 高碳铬铁添加量对熔合区显微硬度的影响 |
| 5.3.3 提拉试验结果及分析 |
| 5.3.4 提拉断裂路径及断口分析 |
| 5.3.5 提拉试验法不同试样结合强度差别分析 |
| 5.4 石墨添加量对堆焊合金成分、组织、硬度及耐磨性的影响 |
| 5.4.1 堆焊合金成分及物相组成 |
| 5.4.2 堆焊合金微观组织 |
| 5.4.3 堆焊合金的硬度及耐磨性 |
| 5.5 提拉法测试不同石墨添加量堆焊合金与45钢母材结合强度 |
| 5.5.1 堆焊合金底部显微组织分析 |
| 5.5.2 提拉试验结果及分析 |
| 5.5.3 提拉断裂路径及断口分析 |
| 5.6 不同高碳铬铁、石墨添加量堆焊合金性能的比较分析 |
| 5.7 堆焊合金各性能之间的相关性 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 提拉试样性能模拟与有限元分析 |
| 6.1 堆焊合金材料的力学性能 |
| 6.1.1 堆焊合金与母材的组织 |
| 6.1.2 堆焊合金的奥氏体晶粒尺寸 |
| 6.2 材料的力学性能计算 |
| 6.3 提拉试样堆焊合金与母材界面有限元分析 |
| 6.3.1 有限元模型及边界条件 |
| 6.3.2 提拉试样有限元分析结果 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（9）高硼铁基堆焊合金组织结构形成机理及耐磨性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 磨料磨损的研究现状 |
| 1.2.1 磨料磨损的分类 |
| 1.2.2 磨料磨损机理与模型 |
| 1.3 耐磨堆焊合金材料的研究现状 |
| 1.3.1 耐磨堆焊合金材料 |
| 1.3.2 铁基耐磨堆焊合金材料 |
| 1.4 高硼铁基耐磨合金的研究进展 |
| 1.4.1 高硼铁基合金的成分设计 |
| 1.4.2 高硼铁基合金的耐磨性 |
| 1.4.3 高硼铁基合金的脆性 |
| 1.5 问题的提出 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验设备 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 组织形貌分析 |
| 2.3.2 成分分析 |
| 2.3.3 物相组成分析 |
| 2.3.4 晶体取向分析 |
| 2.3.5 硬度与耐磨性测试 |
| 第3章 高硼铁基堆焊合金组织结构与耐磨性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验设计 |
| 3.3 高硼铁基堆焊合金的组织结构 |
| 3.3.1 堆焊合金的物相组成 |
| 3.3.2 堆焊合金的组织结构 |
| 3.3.3 堆焊合金的结晶过程 |
| 3.4 高硼铁基堆焊合金的耐磨性 |
| 3.4.1 磨料磨损模型 |
| 3.4.2 堆焊合金的磨损机理 |
| 3.4.3 组织结构与耐磨性的关系 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 高硼铁基堆焊合金组织的控制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 组织控制的热力学论证 |
| 4.2.1 Fe-B-C系合金热力学分析 |
| 4.2.2 堆焊合金体系选择的热力学分析 |
| 4.3 Ti对堆焊合金组织结构与耐磨性的影响 |
| 4.3.1 试验设计 |
| 4.3.2 堆焊合金组织的热力学预测 |
| 4.3.3 堆焊合金的组织结构及耐磨性 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 初晶Fe_2B生长取向的控制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 初晶Fe_2B的生长习性及生长机制 |
| 5.2.1 初晶Fe_2B的生长习性 |
| 5.2.2 初晶Fe_2B的生长机制 |
| 5.3 初晶Fe_2B生长取向的控制 |
| 5.3.1 温度梯度的影响 |
| 5.3.2 成分过冷度的影响 |
| 5.4 初晶Fe_2B生长取向对耐磨性的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 高硼铁基堆焊合金裂纹的抑制研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 堆焊裂纹对磨料耐磨性的影响 |
| 6.3 显微裂纹的抑制研究 |
| 6.3.1 显微裂纹的形成机制 |
| 6.3.2 显微裂纹的抑制方法 |
| 6.3.3 试验验证 |
| 6.4 宏观裂纹的抑制 |
| 6.4.1 宏观裂纹的形成机制 |
| 6.4.2 宏观裂纹的抑制方法 |
| 6.4.3 试验验证 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 附件 |
（10）高碳高铬耐磨堆焊合金组织及性能（论文提纲范文）
| 0前言 |
| 1 试验方法 |
| 2 试验结果和分析 |
| 2.1 显微组织 |
| 2.2 硬度 |
| 2.3 耐磨性 |
| 3 结论 |
四、Fe-Cr-C系高碳耐磨堆焊合金组织及性能（论文参考文献）
- [1]C-Nb-Ni-Ti-B强化耐磨堆焊药芯焊丝研制及熔覆金属性能研究[D]. 朱厚国. 哈尔滨理工大学, 2020(04)
- [2]复合强化高铬铸铁堆焊金属组织与性能研究[D]. 王驰. 山东大学, 2020(11)
- [3]复合粉粒和H08A实心焊丝堆焊高铬合金的性能研究[D]. 姚惠文. 湘潭大学, 2020(02)
- [4]钨与硼多元硬质相复合强化堆焊合金的组织及性能的控制[D]. 韩旭. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [5]超高铬高碳双相钢的凝固过程及组织性能研究[D]. 王琴. 大连理工大学, 2019(02)
- [6]多元复合强化耐磨堆焊药芯焊丝及堆焊层耐磨机理的研究[D]. 贾华. 沈阳工业大学, 2018(11)
- [7]Ti、V、N对Fe-Cr-C系耐磨材料组织及性能的影响[D]. 芦昊天. 沈阳工业大学, 2018(01)
- [8]水泥挤压辊Fe-C-Cr-Nb堆焊合金与45钢母材的结合性能研究[D]. 黄飞. 吉林大学, 2018(12)
- [9]高硼铁基堆焊合金组织结构形成机理及耐磨性研究[D]. 庄明辉. 哈尔滨工业大学, 2017(01)
- [10]高碳高铬耐磨堆焊合金组织及性能[J]. 何芹,徐强,熊中,支红旭,王艳. 电焊机, 2016(09)