于宏[1]2002年在《形变Fe-基合金的强韧化及影响因素的研究》文中指出本文研究了35#、15MnB、35CrMo等几种Fe-C合金的形变强化特征和经系列温度退火后的综合力学性能的变化规律；采用硬度法和金相法确定了不同形变合金的再结晶温度；在透射电镜(TEM)下，观察了几种合金在不同处理状态下的微观组织结构，研究了形变合金在退火期间的组织演化规律及回复再结晶机制。 实验结果表明：35CrMo合金中的共析层片状渗碳体与铁素体基体有如下晶体学位向关系： (101)_(α-Fe)／／(011)Fe3C (12(?))_(α-Fe)／／(100)Fe3C ((?)11)_(α-Fe)／／(01(?))Fe3C 正火态35#、15MnB、35CrMo形变合金的再结晶温度分别为525℃、550℃和640℃；合金经“形变强化+回复再结晶退火”处理后所获得的综合力学性能与调质处理后的综合力学性能相当，因此可用“形变强化+回复再结晶”退火工艺代替调质处理工艺生产高强度螺栓。冷变形期间，合金中渗碳体层片方向与剪切应力方向呈近45°或90°时，层片状渗碳体分别具有流变、扭折或剪切等变形特征；晶界及晶粒间的取向差可提高合金的形变抗力；在粒状渗碳体结构的合金中，形变产生的位错以Orowan机制绕过粒子，因而具有较好的韧性。不同冷形变合金经系列温度退火后，具有不同的峰值强度和强度增加幅度值；15MnB合金在300℃出现峰值强度，35CrMo合金在400℃出现峰值强度，在退火其间，形变产生的位错缠结可束集形成亚晶，是产生峰值强度的主要原因；随退火温度的提高，形变合金发生再结晶及晶粒长大现象，使其晶界面积减少，是强度降低、塑性提高的主要原因。合金中渗碳体对再结晶及晶粒长大有阻碍作用，随合金中渗碳体的数量增多，阻碍晶粒长大的作用增强，从而使合金的再结晶升高；与粒状渗碳体合金相比，具有层片状渗碳体的双相合金具有较缓的再结晶速率和更高的再结晶温度。在实验条件下发现：形变合金中的位错缠结按硕士学位论文两种机制束集形成亚晶:1.高密度位错按Y结构束集而形成亚晶;2.在局部高应变区形成的条带状铁素体亚晶粒内，高密度位错缠结束集形成的胞壁与原晶界呈900夹角，这种条带状亚晶内的位错胞壁经扩散迁移可形成亚晶结构。
黄忠东[2]2011年在《外加微米级ZrC颗粒强韧化低碳微合金钢的研究》文中提出钢铁是创造现代文明的基础材料,是人类进步的重要物质基础之一。由于其高强度、通用性和耐用性仍然是当今世界上最主要的材料,是工业发展的基础。提高钢铁材料的强度、韧性、塑性、加工性能以及使用寿命是21世纪钢铁工业的主要奋斗目标。对现有传统钢铁材料采用特殊的工艺过程,可以大幅度提高其性能,有效地提高资源的利用率和回收率。目前,工业上主要是采用纯净化和微合金化以及控轧控冷工艺相结合等技术手段,使钢铁材料的性能得到较大幅度的提升。低碳微合金钢是在低碳钢或超低碳钢中添加一定的铌、钒、钛等微合金元素,使它们与碳、氮结合形成碳化物、氮化物以及碳氮化合物,作为第二相在钢中沉淀析出发挥作用,并与控轧控冷工艺相结合,来实现其高强度、高韧性,从而使钢的综合性能得以提高。它是近年来发展最迅速、应用较广泛、最富有活力的钢材品种之一。如何改善其组织提高其性能,是其面临的关键问题。在低碳微合金钢内部形成的细小第二相粒子几乎是在固相线以下奥氏体中析出,所以对奥氏体本身的形核起不到核心作用,从而对细化原奥氏体晶粒没有作用,而且生产过程控制要求较高,成本偏高。为了克服这些弊端,本论文提出从外部往钢液中添加第二相粒子以强韧化钢铁材料的新工艺。外加第二相颗粒对钢的细化包括凝固结晶时的形核细化和后期轧制过程中的再结晶细化的全过程,与内生析出第二相粒子相比,该方法克服了内生颗粒法在生成颗粒的数量及其大小的不确定性和难以把握性,更具有可控性,而且对钢的纯净度无过高要求,可以方便地适用于工业规模的钢材生产。本文以一种低碳微合金钢为基体,其主要化学成分(质量分数,%)为0.054C,0.118V,0.070Nb,0.202Ti,0.018Si,0.346Mn,0.018P0.010S。真空感应熔炼过程中,采用特殊工艺方法从外部向钢液中加入1.3μm的ZrC颗粒,将得到的铸锭加热奥氏体化后控轧控冷。为了考察添加ZrC颗粒后对试验钢组织和力学性能的影响,本论文对添加ZrC颗粒前后的试验钢进行了对比研究。通过拉伸试验、冲击试验、硬度试验考察了试验钢的各种力学性能的变化情况；通过金相显微镜、扫描电子显微镜(SEM)、透射电镜(TEM)等分析手段深入系统地研究了试验钢的组织结构、第二相粒子的分布及其形貌；通过化学相分析确定了析出相的化学组成和数量,利用X射线小角度散射法,确定了析出相的粒度分布,初步探讨了试验钢的强韧化机理；最后也考察了试验钢热处理后的组织和力学性能的变化。研究结果表明,添加ZrC颗粒的试验钢的晶粒都得到了细化,外加ZrC颗粒具有明显的细化晶粒的效果。利用单因素试验,对加入ZrC颗粒的量进行了优化,确定了ZrC颗粒的体积含量为1.1%时的试验钢可以获得最小的晶粒和最佳的综合力学性能,此时晶粒尺寸d为5.5μm,屈服强度、抗拉强度、维氏硬度、伸长率65、冲击韧度αK分别为517.5MPa、635MPa、214.0、20.66%和215.0J/cm2。添加ZrC颗粒后,试验钢的组织仍然是铁素体加极少量珠光体,无贝氏体和板条马氏体。在铸态试验钢中,ZrC颗粒分布不均匀,偏聚于晶粒的晶界处,会对铸态试验钢中晶粒的长大起抑制作用而产生细化作用。轧制时奥氏体化的高温及大塑性变形量,促进了钢中ZrC颗粒分布均匀,ZrC颗粒进入到晶粒内部,在轧制变形位错绕过时逐渐成为形变核心和再结晶核心,显着增大变形区及动态再结晶区的形核率,促进晶粒细化。试验钢的拉伸断口和冲击断口均为典型韧性断裂,其中添加ZrC颗粒的试验钢在韧窝内有时可以看到外加ZrC粒子。通过化学相分析和X射线小角度散射法对ZrC颗粒的体积含量为1.1%的试验钢进行了测试,结果表明钢中析出相主要为析出碳化物MC,其结构式为(Nb0.121Ti0.528Zr0.293V0.058)C,属面心立方晶系,钢中未检测到1-10nm的MC析出相,10-18nm的析出相占2.3%,18-36nm的析出相占2.8%,36-96nm的析出相占13.5%,96-430nm的析出相占65.1%。经计算试验钢的各种强化方式的数值分别为：细晶强化值为234.6MPa、固溶强化值28.7MPa、沉淀强化值61.0MPa、位错强化值141.5MPa。外加ZrC颗粒的作用主要表现在细化晶粒和提高位错密度两个方面,而固溶强化和沉淀强化的作用则并不明显。经过热处理后,单因素优化的结果仍然是ZrC颗粒的体积含量为1.1%的试验钢,但与未经热处理的试验钢相比,综合力学性能并没有得到显着提高。同时,试验钢的组织结构并未发生变化。
郭胜锋[3]2010年在《铁基块体金属玻璃及其复合材料的强韧化研究》文中认为Fe基块体金属玻璃以其高强度,高硬度,高弹性极限以及低廉的材料成本等优异性能,使其成为产业化前景非常广阔的下一代结构材料。然而,极低的室温塑性变形能力(压缩塑性应变通常低于0.2%),严重限制了Fe基块体金属玻璃的广泛应用。因此,开发新型的高强度并兼有良好塑韧性的Fe基块体金属玻璃及其复合材料,成为当前结构材料前沿领域的热门课题,具有重要意义。根据形成组元的不同,Fe基金属玻璃可大致划分为Fe(B, Si)-系和Fe(P, C)-系两大类型,其中Fe(P, C)-系金属玻璃具有较好的塑韧性。为了提高Fe基金属玻璃的室温塑性,本文提出了发展单一“α-Fe”韧性相增强的Fe基块体金属玻璃基内生复合材料的设想。依据这一研究思路,通过合理的成分和结构设计,开发了一系列新型铁基块体金属玻璃及其复合材料。利用X射线衍射分析仪(XRD)、光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、示差扫描量热仪(DSC)、万能材料试验机等实验手段系统研究了其显微结构、热稳定性及室温力学行为。主要的结论概括如下：(1)通过电弧熔炼/水冷铜模吸铸技术,利用适量的Ni部分替换Fe,获得了具有良好室温塑性变形能力的新型(Fe_(0.8)Ni_(0.2))_(71)Mo_5P_(12)C_(10)B_2块体金属玻璃,压缩塑性应变超过5%,这归因于其玻璃转变温度Tg和冷液相区△Tx的降低,在外载荷作用下,金属玻璃结构易于失稳而展现出更好的塑性变形能力。(2)根据相选择理论,在FeMoPCB金属玻璃中,首次获得了含有均布于玻璃相基体上的单一α-Fe枝晶相的Fe金属玻璃内生复合材料。在形变过程中,韧性α-Fe枝晶相在抑制合金单一剪切带的迅速失稳扩展的同时,也促进了多重剪切带的萌生,使得Fe_(77)Mo_5P_9C_(7.5)B_(1.5)金属玻璃基复合材料展现出比单一Fe基金属玻璃具有更好的室温塑性变形能力,1mm直径压缩样品的宏观压缩塑性应变超过30%。(3)以Fe_(75)Mo_5P_(10)C_(8.3)B_(1.7)单相金属玻璃为初始合金,分别沿简化的Fe-Mo-(PCB)成分叁角形中水平向右和右下角富Fe端方向开发了一系列玻璃基内生复合材料。研究发现,沿水平向右方向制备的复合材料,其第二相分布更均匀。而沿右下角方向获得的复合材料,其第二相呈现“螺旋状”的不均匀分布,这主要是由于类金属和金属Mo含量的减少,破坏了初始合金的玻璃形成能力所致。(4)当α-Fe树枝晶原位析出的体积分数少于5%时,不能有效阻碍主剪切带的失稳扩展,此时的塑性变形主要依赖于金属玻璃基体。当α-Fe相继续增加至临界体积分数(约30～50%)时,析出相相互连接,形成“手拉手”的网状分布,复合材料中的局域剪切断裂源隔离为一个个孤立的局部剪切区域,此时材料表现出宏观塑性变形。当第二相的体积分数超过逾渗阈值后,塑形变形能力下降。(5)通过单边缺口叁点弯曲试验,得到了Fe_(75)Mo_5P_(10)C_(8.3)B_(1.7)单相金属玻璃、Fe_(77)Mo_5P_9C_(7.5)B_(1.5)和Fe_(79)Mo_5P_8C_(6.7)B_(1.3)金属玻璃基复合材料的缺口断裂韧性分别为：27.2±2.1 MPa-m1/2、36.7±4.3MPa-m1/2和25.5±4.0MPa-m1/2。研究指出,低的玻璃转变温度Tg和剪切模量G,是Fe_(75)Mo_5P_(10)C_(8.3)B_(1.7)单相金属玻璃具有良好断裂韧性的主要原因。(6)TEM结果表明,Fe_(77)Mo_5P_9C_(7.5)B_(1.5)金属玻璃基复合材料中析出的第二相为单-的α-Fe相。韧性的α-Fe相能够有效地避免裂纹快速失稳扩展,同时促进了裂纹分叉,使得Fe_(77)Mo_5P_9C_(7.5)B_(1.5)金属玻璃基复合材料具有更好的缺口断裂韧性。然而,随着Fe含量继续增加,Fe_(79)Mo_5P_8C_(6.7)B_(1.3)复合材料中的α-Fe韧性相体积分数增加的同时,在枝晶间还析出一些Fe_2MoP_(12)硬脆相,使得Fe_(79)Mo_5P_8C_(6.7)B_(1.3)合金的断裂方式以沿晶断裂为主,导致缺口断裂韧性下降。
王晔[4]2015年在《高铁制动用粉末冶金摩擦材料的制备及性能研究》文中研究说明本工作基于高速列车刹车片国产化的急迫需求,从高铁制动实际要求出发,开展高性能制动摩擦材料的制备研发,从原材料体系的筛选到工艺制度的确定进行系统实验研究,国内首次开发出满足时速350公里／小时及以下高速列车制动需要的粉末冶金摩擦材料；在铁道部产品质量监督检验中心进行的1：1台架试验表明,材料性能达到了中铁认证检验中心(CRCC)对材料摩擦性能的要求：摩擦系数稳定性高、制动平稳、不损伤制动盘、磨耗较低、环境友好。论文工作主要包括以下几个部分：1.采用粉末冶金工艺制备摩擦材料,选取铜作为基体组元以保证材料的高导热性和良好韧性：通过力学性能和摩擦性能筛选适用的铜粉类型,包括电解铜粉、雾化铜粉、氧化铝弥散强化铜粉、铬铜合金粉(0.4%Cr-Cu)、铁钴铜合金粉(Fe15%-Co10%-Cu)五种铜粉。研究结果表明：雾化铜粉因烧结活性高、基体连续性好,而具有较高的高温硬度(68.1HR15y)、抗压强度(593.81MPa)和冲击韧性(78.71J/cm2)以及摩擦性能,是合适的基体组元。2.采用铁粉为基体的主要强化组元,通过力学性能和摩擦性能筛选适用的铁粉类型,包括还原铁粉、羰基铁粉、泡沫纤维铁粉、Fe3Al粉四种铁粉。结果表明：羰基铁粉因粒度细小,能够弥散分布在铜基体中,显着提高铜基体的硬度和抗压强度。由其制备的摩擦材料在低速和高速摩擦时摩擦系数的衰退幅度小、磨耗低,是合适的金属基体强化组元。3.向金属基体中引入铬、钼、铬铁合金和胶体石墨,以提高金属基体的高温强度。结果表明：Cr和Cr-Fe合金对铜基体的强化效果显着,相比纯铜其布氏硬度均提高2.3倍,抗压强度均提高1.4倍,高温硬度均提高1.1倍；引入Cr-Fe合金后样品的冲击韧性与纯铜相当；胶体石墨的加入使烧结后基体中的铁组元形成珠光体组织,提高了基体的耐磨损性能。确定了铬、铬铁合金、胶体石墨组成的复合强化组分。4.第一次系统研究铜、铁、铬金属组元与固体润滑剂二硫化钼的反应行为。研究发现铜-铁-二硫化钼复合样品在700℃下烧结后,部分二硫化钼已经与基体金属发生反应,在950℃反应生成的CuFeS2相可以产生良好的润滑性和耐磨性。当基体中含有铬元素时,二硫化钼优先与铬发生反应,生成成分复杂的铬硫化合物。当以铬铁合金替代铬时,铬铁表面生成的致密富铁层阻止了内部金属与二硫化钼的进一步反应。同时,二硫化钼与基体金属的反应还受到烧结气氛的影响,在纯氢气气氛中烧结的样品反应程度更剧烈,因此选用氮气：氢气体积比例为4：1的混合气氛做为保护气体。5.第一次提出并制备具有多级孔径的多孔组织摩擦材料。石墨种类和粒度对摩擦材料的孔结构影响最大。人造石墨可显着提高材料的孔隙率而不降低材料强度；大粒度鳞片石墨易于形成大尺寸贯通孔隙,并倾向平行于摩擦表面方向分布在基体中,增加了金属基体的连续性,提高了材料的强度和形成摩擦膜的能力。减小金属粉体粒度可以获得最可几孔径小、孔隙率较高的样品,提高了样品的摩擦系数,同时降低其磨耗。采用高成型压力-低烧结压力的方法,可以在不增加磨耗量的同时获得更稳定的摩擦系数。6.建立了满足高速列车制动需要的摩擦材料的原料体系和制备工艺。通过研究各原料组成配比对材料力学性能和摩擦性能的影响,确定原料体系由雾化铜、羰基铁、铬、铬铁、胶体石墨、二硫化钼、石墨、二氧化硅组成。将各种粉体原料均匀混合,在600MPa的压力下压制成形,经温度950℃C、压力5MPa、时间2h、混合气氛保护烧结,得到复合材料的布氏硬度为66.0HB、抗压强度为104.64MPa、室温热导率为17.21W/m℃、400℃热导率为13.89W/m℃。在160-320km/h范围内的平均摩擦系数为0.282,各速度下摩擦系数与平均摩擦系数的差值不超过0.003,磨耗为1.43g。其各项性能均达到进口样品条件,并且具备更高的摩擦系数和稳定程度以及耐磨性。可作为铜基粉末冶金刹车片材料。7.将制备的摩擦材料按照实际列车需要的结构装配成刹车片,进行1：1台架试验,试验程序按照CRCC试验大纲。结果表明,在制动速度50-380km/h的制动范围内,材料的摩擦系数波动范围小于15%,瞬时摩擦系数和平均摩擦系数、静摩擦系数均在大纲要求的公差范围内,最大磨耗量0.1cm3/MJ,远远低于大纲要求的0.35cm3/MJ。摩擦制动中制动盘面最高温度低于700℃C；试验中制动盘没有热斑、剥落、擦伤等损伤；摩擦噪音低,环境友好。表明所制备的摩擦材料全面达到时速300-350km/h高铁刹车片的认证要求。
参考文献：
[1]. 形变Fe-基合金的强韧化及影响因素的研究[D]. 于宏. 沈阳工业大学. 2002
[2]. 外加微米级ZrC颗粒强韧化低碳微合金钢的研究[D]. 黄忠东. 东北大学. 2011
[3]. 铁基块体金属玻璃及其复合材料的强韧化研究[D]. 郭胜锋. 华中科技大学. 2010
[4]. 高铁制动用粉末冶金摩擦材料的制备及性能研究[D]. 王晔. 北京科技大学. 2015
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