一、热处理工艺对P20钢力学性能影响的分析（论文文献综述）
沈国慧[1]（2021）在《新型超高强韧中锰钢组织、力学性能及防弹性研究》文中提出传统装甲钢为Cr-Ni-Mo系合金钢,组织由回火马氏体或回火马氏体加少量残余奥氏体组成,具有很高的强度和硬度。然而马氏体装甲钢的塑韧性较差,导致传统装甲钢在受到弹丸射击时容易产生冲塞或碎裂,降低装甲钢的使用寿命。同时Ni和Mo合金元素昂贵,提高了装甲钢的成本。本文在实验室团队大量关于中锰钢研究的前期研究积累基础上,首先开发了中锰钢关键组织特征-残余奥氏体分数以及密度等物性的相关定量计算模型,据此,以C-Si-Mn-Al为主要合金体系并结合少量V、Nb微合金设计,制备了 7-9%Mn含量的新型热轧超高强韧中锰钢,在低密度（p=7.39g/cm3）情况下获得了超高强度、高塑性和良好冲击韧性的热轧钢板,且7Mn钢经测试能够有效抵御53式7.62mm普通钢芯弹穿透,成功实现了该钢种的贵合金元素贫化和密度轻量化。通过深入细致地研究9Mn、7Mn钢在热轧和热处理中组织转变、力学性能以及防弹性能,分析了该类型钢的新型强韧化机理与防弹机理,主要结果如下。（1）中锰钢力学性能与组织中残余奥氏体密切相关,因此准确预判中锰钢中残余奥氏体数量对于成分设计和性能调控十分重要。本文首先通过实验获得的中锰钢实验数据修正和优化了中锰钢Ms转变温度预测模型,使得据此计算出的残余奥氏体分数与实测值之间误差由10%降低至5%以内;在此基础上,结合修正的马氏体和奥氏体晶格常数等经验模型,并考虑冷却过程中马氏体相变导致的体积膨胀,建立了钢的密度新计算模型,且计算值与实测值之间偏差小于±1%。（2）所设计和制备的9Mn钢,700℃长时退火5 h后得到47%Vol%的残奥,拉伸变形时约一半残奥发生转变,最终获得980MPa屈服强度、1100MPa抗拉强度和28%延伸率的力学性能。而700℃短时退火10min后,残奥分数类似但有72%残奥在变形时转变,最终获得1100 MPa屈服强度、1300 MPa抗拉强度和30%延伸率的力学性能。短时退火屈服强度增加主要是由于铁素体中位错无法在短时间内充分回复以及弥散分布的纳米碳化物对位错的钉扎作用,因此以位错强化为主并结合固溶和析出强化提高了屈服强度;而短时退火导致C/Mn向奥氏体配分不充分,稳定性下降,因此更多奥氏体形变时发生相变转变,加工硬化增强,导致抗拉强度和延伸率均增加。但5 mm厚该钢板不能有效抵御子弹穿透,说明强度为防弹性能的首位因素,而塑性贡献不大。（3）进一步改进设计并制备出约5 mm厚7Mn超高强韧热轧钢板,其组织由马氏体基体、沿轧向分层镶嵌在马氏体中的15 Vol%δ铁素体和弥散分布的16 Vol%残余奥氏体组成。经150℃-200℃回火后,在7.39 g/cm3的低密度下获得了 1300 MPa屈服强度、2120 MPa抗拉强度、13%延伸率的拉伸性能和16-24 J的室温和低温（-40℃）冲击韧性以及90°冷弯测试无裂纹的其他力学性能。结果表明其综合力学性能明显优于现有装甲钢,具备合金成本低、密度低的优势。（4）上述热轧7Mn钢由于降低密度而引入了约15 Vol%高温δ铁素体,在此情况下首次实现了高屈服强度（1300 MPa）和超高抗拉强度（2120 MPa）。因为其他含有δ铁素体低密度中锰钢的屈服强度多不超过850MPa,因此通过同步辐射原位拉伸实验深入研究了该钢在三相组织共存情况下的新型强化机制。发现奥氏体主要在屈服后开始逐渐相变转变,应力释放并转移至马氏体和δ铁素体中。三相的屈服顺序依次是马氏体、奥氏体和δ铁素体,也即在热轧时经动态再结晶细化至3 μm左右竹节状的δ铁素体晶粒沿轧向、孤岛状嵌在马氏体基体中,且δ铁素体由于热轧时内部析出的VC抑制了其在低温回火时的位错回复,导致δ铁素体自身被强化;这些特征导致δ铁素体与马氏体基体协同变形而不是优先变形屈服,因此该钢的屈服强度基本和马氏体钢一致;而后残余奥氏体在进一步变形中逐渐转变贡献了显着的加工硬化,导致超高抗拉强度。（5）7Mn超高强韧钢的新型韧化和防弹机理。经检测所开发的7Mn钢可有效抵御53式7.62 mm普通钢芯弹穿透,且无产生任何可见宏观裂纹,并在无缺口时其冲击韧性高达425J。深入分析该钢的弹坑和冲击断口附近组织,均发现该钢的δ铁素体分层组织有效改变了裂纹的传播方向,使得起裂后裂纹沿着原奥氏体晶界和被展长的层状δ铁素体/马氏体相界交替传播,这使得裂纹传播路径大大变长,而不是直接沿着钢板厚度方向传播导致穿透,同时在裂纹传播路径附近的残奥也基本转变;因此这两方面均大幅增加了裂纹传播所需的能量,改善了冲击韧性和防弹性能。因此,利用普遍认为是软相的δ铁素体来改善韧性和防弹性能是本研究的组织设计创新。
李宏亮[2]（2021）在《DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究》文中指出近年来我国造船业迅速发展,对高端船板钢的需求与日俱增,船舶的大型化、高速化对船舶结构材料的要求也越来越高,要求同时具有高强度、良好低温冲击韧性、焊接性能以及防腐蚀性能的船体用结构钢。本文针对国内某企业DH36高强度船板钢出口检测时冲击性能达不到船级社标准,部分炉次的常温冲击功从89.5-209J之间波动,其他力学性能也不稳定的实际生产问题,结合团队前期对DH36力学性能与其中元素波动的数学模型的研究,在对钢坯内在质量和微观、宏观缺陷进行调研的基础上,利用冶金物理化学原理和金属学方法对冶金全流程进行系统分析研究,在满足国标的情况下对DH36化学成分、炼钢工艺、热轧工艺进行了全流程优化,获得了工艺稳定、性能优良的DH36产品;在低S、P含量（0.018-0.020%）范围对DH36船板钢的防海水腐蚀机理及超疏水锌镍合金镀层进行了研究,论文完成的主要研究工作如下:（1）通过金相及夹杂物分析、断口分析、扫描电镜等方法,结合生产工艺,分析了 DH36高强度船板钢冲击性能不合及大幅波动的原因,发现钢中夹杂物特别是硫化物夹杂是引起内部缺陷的主要诱因之一。在钢板中心产生的宽大贝氏体、马氏体、珠光体带状组织中发现C、Mn元素的富集、成分偏析产生的心部异常组织及条状MnS、氮化物等夹杂,它们与钢基体的界面成为裂纹源,在轧后冷却或矫直过程张应力作用下使钢板内部产生裂纹。结合本研究团队前期对大数据下得到的DH36中S、P和常规元素与冲击韧性等力学性能的数学模型,确定了高性能的DH36必须在LF精炼中将S含量脱到极低,而全流程P控制在0.018-0.020%,可以获得冲击韧性的极大值,并可大幅度降低C、Si、Mn、Al等元素的波动对冲击韧性等力学性能的影响。通过对改善炼钢工艺后得到的S含量0.0030-0.0060%的钢坯的研究发现,硫化锰的析出温度及硫化物、氮化物等夹杂物大小对冲击性能有较大影响,即使是尺寸较小的硫化锰夹杂也影响钢板内部组织的连续性,裂纹源容易在夹杂物的位置产生,在受外力冲击时微裂纹的扩大使钢的冲击性能降低。MnS在奥氏体固相区析出,S含量越低,MnS在奥氏体区析出温度越低,尺寸越小;研究发现高性能DH36化学成分优化原则为:低C、中Mn,Nb、V微合金化,控制Al、V含量在低限,控制超低含量的S及0.018-0.020%的P;连铸优化后的参数为:拉速0.95m/min、比水量0.5L/kg、过热度25℃。通过转炉、LF精炼及连铸全流程参数优化后,得到的DH36铸坯中心偏析明显降低、钢板带状组织所产生的裂纹消失,冲击性能和焊接性能显着提高,波动范围大大减小。（2）在Gleeble-1500热模拟试验机上测试了炼钢流程优化后获得的性能优良的DH36高强度船板钢的连续冷却转变曲线（CCT曲线）,对不同变形量及变形温度条件下单道次轧制后奥氏体再结晶百分比进行了测定,结合控轧控冷,得到的最佳终轧温度为800-820℃、冷却速度为5-7℃/s、终冷温度为690-710℃,钢板低温冲击韧性稳定提高,不仅达到了船级社标准,而且-40℃和-60℃的低温韧性远高于标准值。厚度30mm的DH36船板钢,在焊接热输入分别为15kJ/cm和50kJ/cm情况下,探伤结果都为1级,焊缝对接接头拉伸、弯曲冲击性能以及硬度试验通过了船舶材料验证要求,解决了焊接性能不稳定的问题。（3）根据离子-分子共存理论（IMCT）建立了转炉冶炼DH36船板钢CaO-SiO2-MgO-FeO-Fe2O3-MnO-Al2O3-P2O5-TiO2 九元渣系与钢液间磷分配比LP预报模型,在生产企业获取转炉冶炼DH36船板钢冶炼末期渣-钢成分的实际生产数据,验证了磷分配比预测模型用于冶炼DH36在控制磷含量的准确性。利用热力学理论证实了脱磷模型中关键参数NFtO的表征方程必须用“全氧法”,生产现场取得的数据也证实了理论表征方程的准确性,有力支撑了氧化脱磷模型的实施。由热力学模型得到的[%P]与lgLP,measured的关系,获取[%P]在0.018-0.020浓度区间所对应的DH36在转炉冶炼末期的1gLP为3.86-4.07,冶炼温度为T=1617-1634℃,相对应的终点渣的特性及成分范围为:二元碱度R2=2.5-3.5,（%MgO）=8-11.6,（%FeO）=11.9-13.8,（%Fe2O3）、（%MnO）、（%Al2O3）的成分对P的分配比影响不大。研究还发现渣中（%TiO2）含量小于1.0%时对lgLP影响不大,但在1.0-1.3%时,lg LP波动较大,其机理尚需进一步研究。利用IMCT理论建立了 DH36船板钢LF炉SiO2-Al2O3-CaO-MgO-MnO-TiO2-FeO七元渣系精炼脱硫的热力学模型,用30组工业数据验证表明,理论预测结果与实测数据吻合良好。研究发现,LS,Mgs对硫总分配比Ls的贡献很少,可以忽略不计;渣中MnO、TiO2含量以及精炼温度对硫分配比的影响不大。对硫的分配比影响最大的是炉渣碱度和钢液中氧含量[%O]（或炉渣中（%FeO）含量）,当炉渣碱度由2增加到6时,硫的分配比增加10倍;钢液中氧含量低于50ppm或精炼渣中（%FeO）<1时,硫分配比急剧增加。（4）模拟海水成分对所冶炼的低S、控P的DH36船板钢的腐蚀行为进行了研究,电化学极化曲线和阻抗谱（EIS）的结果表明,P含量控制在0.018-0.020%、S 含量分别为 0.0030%、0.0050%和 0.0060%的钢中,更低的0.0030%硫的DH36钢的耐蚀性最好,扫描电镜对试样的腐蚀形貌分析表明,钢表面为均匀腐蚀,引起腐蚀的主要因素仍然是低硫状态下形成的少量的MnS夹杂与周围铁基体形成的腐蚀微电池引起的,说明低S船板钢依然不能阻止海水的侵蚀,这就需要对船板钢的防腐方法进一步研究。（5）利用电化学沉积方法制备的锌镍合金镀层对DH36船板钢的腐蚀保护机制进行了探索性研究。发现在-0.8V和-1.0V较低电位下沉积,析出电势较高的镍离子优先析出,锌镍电沉积过程属于正常共沉积,沉积速度较慢,锌镍沉积层无法覆盖整个表面;在-1.2V较高电位沉积时,标准电极电势较低的锌快速析出,镍的沉积受到抑制,形成Zn（OH）2胶体膜,产生速度较快的异常共沉积,并形成致密的锌镍合金镀层,使得DH36的耐蚀性大幅提高;但在大于-1.4V更高电位下沉积时,也属于异常共沉积,形成较大沉积颗粒及较大孔洞,使得镀层的耐蚀性下降。（6）为了获得超级耐蚀船板钢,利用电沉积方法在DH36船板钢表面制备了微纳米结构的超疏水锌镍合金镀层,研究了电化学沉积时间对沉积层形貌、化学成分、晶体结构和润湿性的影响。经PFTEOS改性处理,发现沉积时间为3000s时,DH36表面形成了微纳米分层结构的锌镍合金镀层,其润湿性能从超亲水转变为超疏水,静态水接触角超过160°。在3.5%NaCl溶液中的极化曲线测试结果表明,所制备的超疏水锌镍合金镀层的耐蚀性相比于没有涂层的0.0030%低硫DH36船板钢提高32倍左右。这个研究为未来系统解决高端船板在海水中腐蚀问题带来了新的希望。
范志洋[3]（2021）在《2000MPa级超高强钢气-雾淬火配分工艺研究》文中认为在汽车轻量化的背景下,超高强钢替代传统汽车用钢可实现车身大幅度减重。本文采用淬火碳配分工艺对超高强钢进行处理,使其得获得较高的强塑积,具有优异的综合力学性能和良好的碰撞吸能特性。本文针对于首钢生产的2000MPa级CR2000HS+AS铝硅涂层的热轧钢,提出采用一步法Q&P工艺进行热处理,从而提高其综合力学性能,并采用正交试验确定最佳的淬火冷速、配分时间及配分温度。首先,针对Q&P工艺中的淬火阶段,本文对比了风冷与气-雾冷的淬火效果,证明了使用气-雾淬火的可行性与必要性。对空气压力分别为0.033MPa,0.067MPa,0.1MPa,0.2MPa,0.3MPa,水流量分别为 0.05L/min,0.1L/min,0.15L/min,0.2L/min的气-水配比进行正交试验,利用热电偶测温的方法,测定在不同气-水配比下试件淬火时的冷却速度。最终确定选择空气压力0.1MPa,水流量0.1L/min的气-水配比量作为气-雾淬火介质。平均冷却速度为22.46℃/s,在达到淬火性能要求的前提下,较低的冷速可实现对淬火温度的精密控制。然后,针对Q&P工艺中的碳配分阶段,对配分温度分别为225℃,250℃,275℃,300℃,325℃,配分时间分别为 10s,30s,90s,270s,900s 进行正交试验,分析不同配分工艺下试样的显微组织。发现配分的温度影响一次淬火后马氏体与残余奥氏体的体积分数,且为碳原子的扩散提供动能,而配分时间的长短,决定了配分过程当中碳原子扩散是否完全,及配分结束后马氏体与残余奥氏体的体积分数。经过Q&P工艺处理后,室温下理想组织为马氏体与残余奥氏体。最终,测定配分温度与配分时间不同的Q&P工艺处理后试件的抗拉强度与伸长率。当配分温度250℃,配分时间为90s时,强塑积为17.69GPa·%,此时试件的抗拉强度为1466MPa,伸长率为12.07%,符合对于超高强钢碰撞吸能能力的要求。相对于淬火态7.86GPa·%的强塑积,提高了 125%。本文探究了 Q&P工艺对2000MPa级超高强钢力学性能的影响。通过Q&P工艺超强钢可获得较高的强塑积,良好的碰撞吸能能力,并填补了 Q&P工艺热处理2000MPa超高强钢的空白,同时为超高强钢Q&P技术在汽车轻量化领域应用丰富了理论依据与解决方案。
张海东[4]（2021）在《镐型截齿多质量特性调控机制与制造工艺研究》文中指出镐型截齿是采煤机和掘进机等煤矿综采综掘设备中直接碎煤破岩的刀具。在采煤掘进作业中,镐型截齿工作条件恶劣复杂,失效现象频繁发生,导致消耗量巨大,严重影响煤矿企业的生产成本和生产效率。为满足煤炭企业生产发展的要求,提升我国镐型截齿的市场竞争力,迫切需要提高镐型截齿的质量,这已成为镐型截齿研究领域的重要研究课题。目前,通过制造工艺入手调控镐型截齿多质量特性的研究还不够透彻,手段不够全面,效果还有待进一步提高。深冷处理技术是常规热处理工艺的延伸和扩展,是一种能显着改善材料力学性能的绿色环保的现代先进制造技术,有着广泛的应用前景。因此,本文以镐型截齿为研究对象,以镐型截齿制造工艺改进为主线,以镐型截齿多质量特性调控为目标,以深冷处理技术为调控手段,探索综合保证镐型截齿多质量特性的调控机制,同时探究深冷处理的影响机理,为提高我国镐型截齿质量水平提供理论和技术支撑。本文的主要研究内容与结论如下:（1）通过分析镐型截齿的用户需求并将其转化为质量特性,识别出镐型截齿关键质量特性为齿头耐磨性、合金头耐磨性、齿头硬度,进而鉴别出镐型截齿制造工艺过程中影响截齿关键质量特性的关键工序为淬火、回火、钎焊。在分析镐型截齿失效形式、失效机理和应对策略的基础上,提出了从制造工艺入手,在镐型截齿关键工序中引入深冷处理技术改进现有工艺,对镐型截齿多质量特性进行调控的新手段。（2）研究了形变热处理对镐型截齿齿体42Cr Mo材料多质量特性的调控机制,发现形变热处理能有效提高齿体材料的硬度和耐磨性,但冲击韧性有所下降,硬度提高了2.5 HRC,耐磨性提高了19.9%,冲击韧性下降1.7 J。另外,探究了形变处理对齿体材料的微观影响机理,即形变热处理使淬火后齿体材料中碳化物细化弥散均匀分布,同时得到细小的回火屈氏体组织,从而使齿体材料的耐磨性提高。（3）系统研究了深冷处理及其工艺参数对镐型截齿齿体42Cr Mo材料多质量特性的调控机制,发现深冷处理在不明显影响齿体材料硬度的情况下,能有效提高齿体材料的耐磨性、冲击韧性和抗弯强度。深冷处理最优调控工艺参数是深冷温度-196°C、深冷时间12 h、深冷次数1次,此时,硬度基本不变,耐磨性、冲击韧性、抗弯强度均得到了显着提高,分别提高23.8%、16.2%、6.1%,实现了齿体材料多质量特性的综合调控。同时研究了深冷处理对齿体材料的磨损机理和冲击断裂机理的影响及深冷处理的微观影响机理。研究发现,磨损机理为磨粒磨损为主,附有轻微粘着磨损和氧化磨损,冲击断裂机理为准解理断裂,表现为脆性断裂。微观影响机理为深冷处理能通过促使齿体材料微观组织碳化物偏聚和碳化物析出增多,从而提高了材料的耐磨性,同时基体相对变软和细小碳化物的弥散分布,使得冲击韧性和抗弯强度增加。（4）系统研究了深冷处理及其工艺参数对镐型截齿齿尖不同钴含量硬质合金材料（YG11C、YG13C、YG15C）的多质量特性调控机制,发现深冷处理可以显着提高硬质合金的显微硬度和耐磨性。深冷处理使YG11C硬质合金显微硬度和耐磨性提高最多,分别提高了71.4 HV和70.3%,YG13C硬度和耐磨性提高最少,分别提高了33.5 HV和35.1%,YG15C硬度和耐磨性提高居中,分别提高了65.7 HV和45.1%,实现了齿尖硬质合金材料多质量特性的有效调控。同时探究了深冷处理对镐型截齿齿尖硬质合金材料的磨损机理和深冷处理的微观影响机理。研究发现,磨损机理为碳化钨相的磨粒磨损及钴相的粘着磨损。微观影响机理为深冷处理能促进硬质合金中α-Co向ε-Co的马氏体转变,从而提高了硬质合金的硬度和耐磨性,硬质合金中钴相的马氏体相变程度越大,其硬度和耐磨性提高也越多,YG类（WC-Co）硬质合金深冷处理后耐磨性提升程度与钴相的α-Co→ε-Co的转变程度相一致。（5）在研究深冷处理对镐型截齿齿体材料和齿尖硬质合金材料的调控机制的基础上,研究了深冷处理及其深冷温度和深冷时间工艺参数对齿体材料和齿尖材料两种异质材料连接而成的镐型截齿多质量特性的调控机制,建立了镐型截齿多质量特性调控新工艺,确立了综合调控镐型截齿多质量特性的深冷处理优化工艺。研究发现,深冷处理在不明显影响硬度和略微降低冲击韧性的情况下,大幅提高了镐型截齿整体的耐磨性。镐型截齿深冷处理优化工艺参数为深冷温度-196°C、深冷时间12 h,此时镐型截齿硬度基本保持不变,冲击韧性仅降低1.5 J·cm-2,耐磨性大幅提高41.6%,实现了镐型截齿多质量特性的有效调控。总之,本文验证了深冷处理工艺调控镐型截齿综合质量特性的有效性,建立了提高镐型截齿综合质量特性的新优化制造工艺,对提高我国镐型截齿质量水平具有重要意义。
阮士朋[5]（2020）在《高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控》文中认为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。
樊朋煜[6]（2020）在《钒及热处理工艺对高强塑积贝氏体钢组织与性能的影响》文中研究指明近年来,超高强塑性超细贝氏体钢（也称超级贝氏体钢）因其优异的强塑性匹配得到了众多学者的关注。为了获得超细结构的低温贝氏体组织,超细贝氏体钢一般采用高碳的合金设计,这不利于焊接性能的改善,同时较低的相变温度使贝氏体转变时间延长（甚至十余天）,这也限制了该系列钢的工程应用。通过合金成分设计及改进热处理工艺来提高超细贝氏体钢的综合力学性能尤为重要。本文以62Mn2Si V及60Mn2Si两种高碳低合金钢为研究对象,通过与不添加V的贝氏体钢进行对比,系统研究了V对超细贝氏体钢的碳富集程度及速率、显微组织和力学性能的影响。结果表明:通过Thermal-Calc软件对62Mn2Si V钢中V的析出参数进行模拟,其全固溶对应的奥氏体化温度为1040℃。V微合金化对贝氏体钢的相变的影响主要有,Ac1和Ac3点有小幅的升高,Ms点降低。V抑制了高温相变温度区间,铁素体珠光体的相变范围缩小。此外,V增加了奥氏体的淬透性,对贝氏体钢的硬度的提升较大。经过对试验钢进行等温转变试验,其结果表明:含V试验钢的TTT曲线呈C型,与不含V试验钢不同的是,在接近Ms点的温度区间,并没有发现“swing back”现象,“鼻尖”温度在300～320℃之间,且其贝氏体相变的孕育期明显延长,V（在奥氏体中以固溶和析出形式并存）对贝氏体转变有抑制作用,并降低了碳在奥氏体中的扩散系数,使残余奥氏体中碳富集速率变慢,从而减缓了贝氏体转变速率。通过对BAT（bainitic austempering）、BQ&P（bainite-based quenching plus partitioning）、DBAT（disturbed bainitic austempering）三种不同工艺下碳富集速率的探究,发现BQ&P工艺和DBAT工艺在经淬火配分后,膨胀量突变,这是由于在淬火配分过程中,形成的一部分马氏体加速了贝氏体的转变进程,从加快了贝氏体化的进程。两工艺下的碳富集速率均大于BAT工艺,因此可利用BQ&P、DBAT工艺弥补合金元素V推迟贝氏体相变的影响,加快贝氏体转变,节约热处理时间。通过对两试验钢组织及力学性能的试验对比发现,V微合金化试验钢在同等条件下强度和塑性均得到不同程度的提升。TEM精细组织表征结果显示,存在V（C,N）颗粒析出,这些颗粒的直径约为13～30 nm,均匀细小弥散分布的V（C,N）颗粒可以起到析出强化的作用,既可以钉扎奥氏体晶界,防止奥氏体晶粒快速长大,从而达到细化奥氏体晶粒的目的,从而提高钢的强度。
支晓雨[7]（2019）在《塑料弯管模具型芯服役分析及模具钢选材研究》文中提出塑料弯管是热水器的重要组成部件,用于上下水及过滤杂质,生产塑料弯管模具的型芯失效,导致企业生产成本增大。为提高模具寿命、保证塑料产品的成型质量,本文以塑料弯管模具为研究对象,进行塑料弯管模具型芯服役分析,并选用几种常用塑料模具钢进行使用性能的相关试验,开展塑料模具选材及塑料模具钢性能研究。本文的主要研究内容和结论如下:根据塑料弯管图纸其三维模型,在Moldflow软件中建立注塑成型仿真模型并进行模流分析,在分析结果中得到注塑成型过程中型芯表面的温度、压力变化曲线。结合注塑成型分析结果,利用ANSYS软件对模具进行有限元分析,得到型芯表面的温度场及变形结果,分析结果表明型芯在其服役条件下可能出现的变形会对塑件成型质量造成一定影响。通过调研弯管模具工作条件、生产信息等,进行型芯的失效分析,探讨其失效的原因并提出改进措施。失效分析结果表明:型芯失效的原因是型芯表面加工不良,加工刀痕处在注塑成型工作环境下受到机械应力、压力、摩擦、冷热循环等出现应力集中,型芯工作过程中存在润滑不良、塑料硬质颗粒刮擦及升温软化等的共同作用下,导致开裂、变形及表面磨损失效。选用塑料模具钢设计并进行试验,对塑料模具钢的抗变形能力、耐磨性及冷热疲劳性能进行分析,综合各方面因素进行塑料模具钢的选材及性能研究。可得到结论:对塑料模具钢使用性能影响较大的性能参数是弹性模量、屈服强度及硬度,即塑料模具选材时可选用具有较高的强度和刚度、较高的耐磨性的塑料模具钢,研究结果可对塑料模具钢选材提供依据。本文采用计算机仿真模拟与试验方法相结合的方式对塑料模具钢选材及性能进行研究,所取得的结果具有工程应用价值。
杨典典[8]（2019）在《新型塑料模具钢35CrMnSiMoNi组织和性能的研究》文中指出随着塑料制品需求量的快速增长,模具工业迅速发展,对塑料模具钢的性能要求也越来越高。本文以自主研制的新型塑料模具钢35Cr Mn Si Mo Ni为研究对象,以进口商用葛利兹XPM塑料模具钢为对比材料,研究了不同的热处理工艺对两种钢组织和性能的影响,对比分析了两种钢的力学性能和耐腐蚀性能。研究结果表明:不同温度淬火处理后,葛利兹XPM钢的组织主要由板条马氏体和残余奥氏体组成,随淬火温度升高,材料冲击韧度逐渐上升,硬度先增加后降低,960℃时材料力学性能良好。淬火处理后,随回火温度升高,冲击韧度和硬度逐渐降低,回火温度为250℃时,材料综合性能较佳。不同温度正火处理后35Cr Mn Si Mo Ni钢的组织主要由贝氏体和残余奥氏体组成,贝氏体有板条状和粒状两种类型,随正火温度的升高,粒状贝氏体数量减少,板条状贝氏体数量增多,组织有粗化的趋势;随正火温度的升高,材料的硬度、抗拉强度和冲击韧度均呈先升高后降低的变化趋势,920℃正火处理后,材料具有较好的综合性能,具体性能为抗拉强度1935.8Mpa、断面收缩率12.81%、延伸率5.33%、硬度53.4HRC和冲击韧度36.7J。35Cr Mn Si Mo Ni钢经正火、不同温度回火处理后,随回火温度升高,硬度和抗拉强度逐渐降低,延伸率和收缩率逐渐升高,冲击韧度先升高后降低,250℃回火后冲击韧度具有最大值为37J,材料具有较好的综合性能。不同温度等温淬火后,35Cr Mn Si Mo Ni钢的组织主要由贝氏体、残余奥氏体和少量的马氏体组成,组织中的贝氏体有板条状和粒状两种形态,随等温淬火温度的升高,组织有从板条状或针状向粒状转变的趋势。随等温淬火温度升高抗拉强度和硬度先减小后升高,收缩率、延伸率和冲击韧度先升高后减小,370℃等温淬火后材料力学性能较佳。35Cr Mn Si Mo Ni钢不同温度淬火处理后的组织由板条马氏体和残余奥氏体组成,随淬火温度升高,实验材料的抗拉强度逐渐升高,延伸率、收缩率和冲击韧度先升高后减小,硬度逐渐减小,960℃淬火后实验材料具有较好的力学性能。Q&P工艺处理后,35Cr Mn Si Mo Ni钢的组织主要由马氏体、贝氏体和残余奥氏体组成,随淬火温度（QT）升高,硬度、收缩率和延伸率先升高后降低,冲击韧度逐渐减小,抗拉强度在200℃达到最大值2209.2Mpa,200℃处理后,材料力学性能良好。与葛利兹XPM钢相比较,不同热处理工艺后,35Cr Mn Si Mo Ni钢均具有较高的硬度,不同介质冷却后硬度的范围为53.0HRC56.7HRC,较高的硬度有利于提高塑料模具的耐磨性,空冷处理后,35Cr Mn Si Mo Ni钢具有较高的冲击韧度为42.2J,但该值低于介质冷却后葛利兹XPM钢的冲击韧度;腐蚀实验结果显示,当腐蚀时间小于200h时,两种钢腐蚀率相差不大,200h250h之间时,35Cr Mn Si Mo Ni钢腐蚀率略高于葛利兹XPM钢,当腐蚀时间高于250h,35Cr Mn Si Mo Ni钢腐蚀率高于葛利兹XPM钢。
刘继浩[9]（2019）在《预硬化塑料模具钢2Cr2MnNiMoV组织性能调控研究》文中研究表明“以塑代钢”理念已成为汽车行业的主流,成为汽车轻量化的有效途径之一。在大批量汽车保险杠、仪表盘、车门灯等大型复杂塑料汽车零部件制品需求的拉动下,塑料模具钢也朝着大型化和高硬度的趋势发展。我国模具钢行业基础研究薄弱,高端市场用钢严重依赖进口。进口钢不但价格昂贵,同时又制约我国模具制造业的发展,因此开展新型高硬度预硬化塑料模具钢的研制是非常迫切和必要的。论文实验钢成分设计顺应时代发展,通过降碳的方式解决内应力过大引起型腔炸裂的情况,提高合金元素含量弥补强度损失的设计理念,进行了φ16×2000毫米的棒材和宽1200毫米、厚600毫米大型实验材料的制备与组织性能调控的分析研究。论文实验部分主要进行了热处理工艺技术、工业大模块剖析和组织性能精确调控三个方面的研究,为预硬化技术控制和组织控制原理提供理论及依据。得到以下主要结论:1.通过降碳、提高合金元素含量思路设计的2Cr2MnNiMoV钢,合金元素Mo、V的添加细化碳化物的尺寸,析出强化作用弥补了碳含量降低强度方面的缺失。880℃油淬,550℃回火热处理工艺条件下具有最好综合力学性能:抗拉强度和屈服强度分别达到1409MPa和1192.7MPa、断面收缩率和伸长率分别达到66.7%和17.9%,冲击韧性100J。对比同工艺下国内流行的1.2738钢的性能:抗拉强度1326MPa、屈服强度1180MPa、断面收缩率57.7%、伸长率14.7%,冲击韧性47J,力学性能各方面指标均有很大提升。2.工业生产尺寸宽1200mm、厚600mm大模块2Cr2MnNiMoV钢端部经预硬化完全淬透。回火马氏体组织存在于边部,回火贝氏体为主要组织。截面硬度均匀,硬度偏差在2.5HRC范围内,满足高硬度预硬化塑料模具钢3842HRC的截面硬度需求。3.2Cr2MnNiMoV钢奥氏体连续冷却曲线的相变产物主要为贝氏体组织和马氏体组织,冷却速率为0.030.15℃/s时,相变主要产物为贝氏体组织;冷却速率为0.316℃/s时,相变主要产物为马氏体组织。冷却速率在0.030.3℃/s变化范围内时,随冷速的加快,贝氏体铁素体由等轴状变为板条状生长,最终合并成块状铁素体。等轴铁素体长大合并形成的块状铁素体中马奥岛尺寸大、数量少、排列不规则;板条铁素体长大合并形成的块状铁素体中马奥岛尺寸小,数量多、以平行方式排列,性能方面表现在显微硬度随冷速加快增高。当冷速在0.316℃/s时,冷却速率对马氏体转变以及硬度的影响较小。4.实验钢经880℃奥氏体化保温30分钟通过油冷、空冷、炉冷和等温的方式冷却至室温,获得马氏体、马氏体和贝氏体、全贝氏体的组织。研究结果表明少量贝氏体存在于马氏体中,起到分割奥氏体晶粒、细化马氏体组织的作用提高材料韧性;炉冷和长时间等温时,贝氏体板条粗化,硬质相的马奥岛尺寸增大且位于晶界处降低材料强韧性。5.贝氏体回火在500℃时出现回火脆性。马奥岛随回火温度的升高发生分解:一方面分解后的碳化物和细化的马奥岛提供了强度,出现硬化峰;另一方面位于晶界上的马奥岛分解后形成的碳化物和高碳马氏体,恶化材料韧性。
李金鑫[10]（2019）在《高强塑积中锰钢单轴拉伸过程的力学行为及组织演变研究》文中研究表明以中锰相变诱发塑性钢为典型代表,高强塑积第三代先进高强钢已经成为汽车用钢的重点发展方向。通过成分设计和热处理工艺的优化,Fe-C-Mn-Al系实验钢可获得优异的综合力学性能,强塑积可达3060GPa·%。为保障服役性能和提升应用空间,必须掌握其塑性变形过程中的力学行为、组织演变及强韧机理。本文以Fe-0.4C-5Mn-3.2Al（wt.%）热轧实验钢为研究对象,探讨了临界退火、预应变和烘烤等因素对显微组织和力学性能的影响,采用数字图像相关（Digital Image Correlation,DIC）和红外热像（Infrared Thermography,IRT）等方法对实验钢单轴拉伸过程中显微组织、微区应变和温度场进行原位观察和系统分析,得到以下结论。（1）随着临界退火温度从700℃升至800℃,残余奥氏体含量为16.833.3vol.%,晶粒平均尺寸从0.58μm增至0.95μm,机械稳定性降低,马氏体转化率提高至100%;750℃保温1h获得优异的综合力学性能,抗拉强度、总延伸率和强塑积分别可达930MPa、64.6%和60.1GPa·%,具有较好的抵抗裂纹扩展能力;（2）750℃临界退火实验钢经预应变处理后出现明显屈服,40%预应变下屈服强度提升至956MPa;预应变达到10%以上时,抗拉强度提高,最高可达1019MPa;随预应变增加,实验钢的二次硬化能力减弱,总延伸率逐渐降至25.4%;（3）烘烤处理强化上述效果,即进一步提升屈服强度（1100MPa）和抗拉强度（1119MPa）,屈服平台变宽,二次硬化能力进一步减弱;就总延伸率而言,无预应变直接烘烤时提升至77.8%,预应变20%以下时未有显着恶化,40%预应变后烘烤时降至16.9%;（4）适当稳定性梯度的残余奥氏体在合适的应变量下发生马氏体转变,产生持续TRIP效应,造成局部应变呈连续的“阶梯”状交替增长,局部温度呈连续“波型”交替起伏,引发Portevin Lechatelier（PLC）带的连续萌生和扩展,有助于力学性能提升。
二、热处理工艺对P20钢力学性能影响的分析（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、热处理工艺对P20钢力学性能影响的分析（论文提纲范文）
（1）新型超高强韧中锰钢组织、力学性能及防弹性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 装甲钢 |
| 2.1.1 影响防弹性能的显微组织因素 |
| 2.1.2 影响防弹性能的力学性能因素 |
| 2.1.3 影响防弹性能的弹丸因素 |
| 2.1.4 国内外装甲钢板对比 |
| 2.2 高强韧性钢板 |
| 2.2.1 双相钢 |
| 2.2.2 Q&P钢 |
| 2.2.3 低密度轻质钢 |
| 2.2.4 中锰钢 |
| 2.3 中锰钢的强塑性机制 |
| 2.3.1 中锰钢的强化机制 |
| 2.3.2 残余奥氏体的增塑机制 |
| 2.3.3 残余奥氏体的增韧机制 |
| 2.3.4 残余奥氏体的稳定性 |
| 2.4 中锰钢的数值模拟 |
| 3 课题研究背景、内容及实验方法 |
| 3.1 课题研究背景 |
| 3.2 课题研究内容 |
| 3.3 实验方法 |
| 3.3.1 力学性能测试 |
| 3.3.2 防弹性能测试 |
| 3.3.3 显微组织观察与分析方法 |
| 3.3.4 同步辐射原位拉伸实验 |
| 4 中锰钢组织设计模型 |
| 4.1 残余奥氏体分数计算 |
| 4.2 密度计算 |
| 4.2.1 摩尔体积计算 |
| 4.2.2 密度计算过程 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 9Mn钢制备、组织调控以及性能研究 |
| 5.1 钢种制备 |
| 5.1.1 化学成分设计 |
| 5.1.2 热轧和热处理工艺制定 |
| 5.2 显微组织演变与力学性能研究 |
| 5.2.1 热轧板显微组织分析 |
| 5.2.2 终轧温度和模拟卷曲对力学性能的影响 |
| 5.2.3 退火时间对力学性能的影响 |
| 5.3 防弹性能研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 7Mn钢制备、组织调控以及力学性能研究 |
| 6.1 钢种制备 |
| 6.1.1 化学成分设计 |
| 6.1.2 δ铁素体含量计算 |
| 6.1.3 热轧和热处理工艺 |
| 6.2 回火工艺对组织与力学性能的影响 |
| 6.2.1 回火工艺对显微组织的影响 |
| 6.2.2 回火工艺对力学性能的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 7Mn钢原位拉伸过程的微观力学行为演变研究 |
| 7.1 原位拉伸过程中的力学性能、残余奥氏体变化 |
| 7.2 原位拉伸过程中微观应力配分行为 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 7Mn钢防弹性能与机理研究 |
| 8.1 7Mn钢弹坑显微组织变化的研究 |
| 8.2 7Mn钢防弹机理的研究 |
| 8.3 本章小结 |
| 9 结论 |
| 10 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 |
（2）DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 船板钢 |
| 2.1.1 船板钢特点与分类 |
| 2.1.2 DH36高强度船板钢的技术要求 |
| 2.2 船板钢缺陷及其研究 |
| 2.2.1 中厚钢板中的常见缺陷 |
| 2.2.2 中厚板缺陷产生原因分析 |
| 2.3 船板钢的技术发展和研究现状 |
| 2.3.1 船板钢的技术发展 |
| 2.3.2 船板钢发展方向 |
| 2.3.3 控轧控冷的研究 |
| 2.3.4 国内外高强度船板钢的现状 |
| 2.3.5 国内高强度船板钢存在的差距 |
| 2.4 船板钢韧脆转变温度的研究 |
| 2.4.1 船板钢的强韧化机制 |
| 2.4.2 韧脆转变温度的影响因素 |
| 2.4.3 合金元素的韧脆转变温度的影响 |
| 2.5 DH36高强度船板钢耐蚀性评估与防护涂层的制备 |
| 2.5.1 DH36高强度船板钢耐蚀性研究 |
| 2.5.2 锌镍合金镀层防护工艺 |
| 2.5.3 锌镍超疏水镀层防护工艺 |
| 2.6 研究背景和研究意义 |
| 3 研究内容和研究方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 解剖分析 |
| 3.2.2 炼钢和轧钢工艺优化设计及分析 |
| 3.2.3 冲击性能检测及热模拟实验 |
| 3.2.4 焊接性能试验 |
| 3.2.5 耐蚀性评估 |
| 3.2.6 锌镍合金镀层的制备与耐蚀性评估 |
| 3.2.7 锌镍超疏水镀层制备与耐蚀性实验 |
| 4 DH36高强度船板钢冲击性能不合的宏观、微观机理分析 |
| 4.1 DH36高强度船板冲击性能 |
| 4.2 低倍分析 |
| 4.3 断口分析 |
| 4.4 金相及夹杂物分析 |
| 4.4.1 非金属夹杂物评级 |
| 4.4.2 金相及夹杂物分析 |
| 4.5 夹杂物MnS析出热力学计算 |
| 4.5.1 液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.2 固液前沿液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.3 固相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.6 微观缺陷分析 |
| 4.6.1 异常组织的形成原因 |
| 4.6.2 异常组织中夹杂物的形成机理 |
| 4.6.3 异常组织中的裂纹源 |
| 4.6.4 钢板中微裂纹形成的外部条件 |
| 4.7 DH36冲击性能不合的综合分析及讨论 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 DH36船板钢脱磷、脱硫模型的建立 |
| 5.1 基于IMCT的DH36船板钢转炉冶炼控磷的热力学计算 |
| 5.1.1 炉渣氧化能力与L_P预报模型 |
| 5.1.2 CaO-MgO-FeO-Fe_2O_3-MnO-Al_2O_3-SiO_2-TiO_2-P_2O_5渣系IMCT模型 |
| 5.1.3 IMCT渣系Fe_tO质量作用浓度的表征方法 |
| 5.1.4 基于IMCT的船板钢磷分配比预报模型验证 |
| 5.1.5 温度对船板钢L_P的影响 |
| 5.1.6 渣成分对船板钢L_P的影响 |
| 5.2 DH36船板钢脱硫模型 |
| 5.2.1 DH36炼钢LF脱硫热力学模型 |
| 5.2.2 钢中氧、硫含量对活度系数的影响 |
| 5.2.3 钢液氧含量对L_S的影响 |
| 5.2.4 精炼温度对平衡常数及L_S的影响 |
| 5.2.5 精炼渣成分对L_S的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 DH36高强度船板钢成分、炼钢工艺优化及对焊接性能影响 |
| 6.1 DH36高强度船板钢的成分优化设计 |
| 6.1.1 DH36高强度船板钢冲击性能回归分析 |
| 6.1.2 DH36高强度船板钢的成分优化 |
| 6.2 炼钢工艺的优化 |
| 6.2.1 炼钢生产工艺优化 |
| 6.2.2 连铸生产工艺优化 |
| 6.3 工艺优化的DH36高强度船板钢焊接性能试验 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 DH36高强度船板钢控轧控冷工艺及对冲击性能影响 |
| 7.1 DH36船板钢连续冷却转变及组织细化研究 |
| 7.1.1 DH36静态CCT曲线测定 |
| 7.1.2 变形量及变形温度对奥氏体再结晶的影响 |
| 7.2 控轧控冷工艺对DH36船板钢冲击性能的影响 |
| 7.2.1 终轧温度对冲击功的影响 |
| 7.2.2 终冷温度对冲击功的影响 |
| 7.3 DH36高强度船板钢控轧控冷试验 |
| 7.3.1 轧制工艺设计 |
| 7.3.2 冲击韧性检测分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 DH36船板钢耐蚀性研究及防护涂层制备 |
| 8.1 DH36船板钢耐蚀性研究 |
| 8.1.1 DH36船板钢极化性能研究 |
| 8.1.2 DH36船板钢阻抗谱研究 |
| 8.1.3 DH36船板钢盐水浸泡实验研究 |
| 8.2 DH36船板钢锌镍合金电镀及耐蚀性研究 |
| 8.2.1 锌镍合金层的微观形貌与成分分析 |
| 8.2.2 锌镍合金层的耐蚀性分析 |
| 8.2.3 锌镍合金层的耐蚀机理 |
| 8.3 低硫DH36船板钢锌镍超疏水镀层及耐蚀性研究 |
| 8.3.1 锌镍超疏水镀层的微观形貌与成分分析 |
| 8.3.2 锌镍超疏水镀层的润湿性分析 |
| 8.3.3 锌镍超疏水镀层的耐蚀性分析 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）2000MPa级超高强钢气-雾淬火配分工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 先进高强钢研究进展 |
| 1.2.1 国内先进高强钢研究现状 |
| 1.2.2 国外先进高强钢研究现状 |
| 1.3 TRIP效应 |
| 1.4 淬火-碳配分(Q&P)工艺 |
| 1.4.1 Q&P热处理工艺的概念 |
| 1.4.2 Q&P钢化学成分 |
| 1.4.3 Q&P钢微观组织特征 |
| 1.4.4 Q&P钢力学性能 |
| 1.5 Q&P工艺相变过程 |
| 1.5.1 全奥氏体化阶段 |
| 1.5.2 一次淬火阶段 |
| 1.5.3 碳配分阶段 |
| 1.5.4 二次淬火阶段 |
| 1.5.5 碳偏析 |
| 1.6 Q&P钢强化机理 |
| 1.6.1 Q&P钢强塑化机理 |
| 1.6.2 Q&P钢强韧化机理 |
| 1.7 研究目的及研究内容 |
| 1.7.1 研究目的与意义 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验内容 |
| 2.2.1 气-雾淬火气-水配比量试验 |
| 2.2.2 配分温度及配分时间试验 |
| 2.3 显微组织分析与表征方法 |
| 2.3.1 电解抛光 |
| 2.3.2 金相显微镜观测 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜观测 |
| 2.3.4 力学性能测试 |
| 2.4 试验流程设计 |
| 2.5 试验准备工作 |
| 第三章 Q&P工艺中气-雾淬火冷却能力试验研究 |
| 3.1 试验方法 |
| 3.2 试验结果与分析 |
| 第四章 Q&P工艺热力学计算 |
| 4.1 马氏体相变动力学 |
| 4.2 CCE模型计算相成分 |
| 4.3 最佳淬火温度计算 |
| 第五章 气-雾淬火配分热处理后微观组织表征 |
| 5.1 CR2000HS+AS钢气-雾喷淬与水淬至室温的微观组织 |
| 5.2 CR2000HS+AS钢气-雾喷淬与水淬至室温的力学性能 |
| 5.3 配分温度对CR2000HS+AS钢显微组织形态的影响 |
| 5.4 配分时间对CR2000HS+AS钢显微组织形态的影响 |
| 5.5 分析与讨论 |
| 第六章 气-雾淬火碳配分热处理后力学性能表征 |
| 6.1 配分温度对CR2000HS+AS钢力学性能的影响 |
| 6.2 配分时间对CR2000HS+AS钢力学性能的影响 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间发表的学术论文和参加科研情况 |
（4）镐型截齿多质量特性调控机制与制造工艺研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题来源、研究背景及意义 |
| 1.2 镐型截齿制造工艺研究现状 |
| 1.2.1 镐型截齿材料 |
| 1.2.2 镐型截齿表面处理 |
| 1.2.3 镐型截齿制造工艺 |
| 1.3 深冷处理技术研究现状 |
| 1.3.1 深冷处理技术概述 |
| 1.3.2 合金钢深冷处理研究现状 |
| 1.3.3 硬质合金深冷处理研究现状 |
| 1.4 研究目标、内容和方法及论文框架 |
| 1.4.1 研究目标 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 研究方法 |
| 1.4.4 论文框架 |
| 第二章 镐型截齿多质量特性调控机制理论研究 |
| 2.1 镐型截齿关键质量特性确定 |
| 2.1.1 镐型截齿用户需求分析 |
| 2.1.2 镐型截齿质量特性分析 |
| 2.1.3 镐型质量关键质量特性 |
| 2.2 镐型截齿关键工序识别 |
| 2.3 镐型截齿失效与对策分析 |
| 2.4 镐型截齿多质量特性调控机制 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 镐型截齿齿体材料多质量特性调控制造工艺研究 |
| 3.1 材料与试验方法 |
| 3.1.1 试验材料 |
| 3.1.2 工艺试验方案 |
| 3.1.3 质量特性测试 |
| 3.1.4 微观组织观测 |
| 3.2 形变热处理对齿体材料质量特性的调控机制 |
| 3.2.1 形变热处理对齿体材料硬度的调控机制 |
| 3.2.2 形变热处理对齿体材料耐磨性的调控机制 |
| 3.2.3 形变热处理对齿体材料冲击韧性的调控机制 |
| 3.2.4 形变热处理对齿体材料综合质量特性的调控机制 |
| 3.3 形变热处理对齿体材料磨痕形貌、断口形貌和微观组织的影响 |
| 3.3.1 磨痕形貌分析 |
| 3.3.2 断口形貌分析 |
| 3.3.3 微观组织分析 |
| 3.3.4 XRD物相分析 |
| 3.3.5 微观影响机理 |
| 3.4 深冷处理对齿体材料质量特性的调控机制 |
| 3.4.1 深冷处理对齿体材料硬度的调控机制 |
| 3.4.2 深冷处理对齿体材料耐磨性的调控机制 |
| 3.4.3 深冷处理对齿体材料冲击韧性的调控机制 |
| 3.4.4 深冷处理对齿体材料抗弯强度的调控机制 |
| 3.4.5 深冷处理对齿体材料综合质量特性的调控机制 |
| 3.5 深冷处理对齿体材料磨痕形貌、断口形貌与微观组织的影响 |
| 3.5.1 磨痕形貌分析 |
| 3.5.2 断口形貌分析 |
| 3.5.3 微观组织分析 |
| 3.5.4 XRD物相分析 |
| 3.6 深冷处理对齿体材料的微观影响机理 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 镐型截齿齿尖材料多质量特性调控制造工艺研究 |
| 4.1 材料与试验方法 |
| 4.1.1 试验材料 |
| 4.1.2 工艺试验方案 |
| 4.1.3 质量特性测试 |
| 4.1.4 微观组织观测 |
| 4.2 深冷处理对齿尖硬质合金材料质量特性的调控机制 |
| 4.2.1 深冷处理对齿尖硬质合金材料显微硬度的调控机制 |
| 4.2.2 深冷处理对齿尖硬质合金材料耐磨性的调控机制 |
| 4.2.3 深冷处理对齿尖硬质合金材料综合质量特性的调控机制 |
| 4.3 深冷处理对齿尖硬质合金材料微观组织及磨痕形貌的影响 |
| 4.3.1 微观组织分析 |
| 4.3.2 磨痕形貌分析 |
| 4.3.3 XRD物相分析 |
| 4.4 深冷处理对齿尖硬质合金材料的微观影响机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 镐型截齿多质量特性调控制造工艺研究 |
| 5.1 材料与试验方法 |
| 5.1.1 工艺试验方案 |
| 5.1.2 割岩试验研究 |
| 5.1.3 质量特性测试 |
| 5.2 深冷处理对截齿多质量特性的调控机制 |
| 5.2.1 深冷处理对截齿硬度的调控机制 |
| 5.2.2 深冷处理对截齿耐磨性的调控机制 |
| 5.2.3 深冷处理对截齿冲击韧性的调控机制 |
| 5.2.4 深冷处理对截齿综合质量特性的调控机制 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的学术成果 |
（5）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 |
（6）钒及热处理工艺对高强塑积贝氏体钢组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 引言 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 超细贝氏体钢的发展现状 |
| 1.2.1 高碳超细贝氏体 |
| 1.2.2 中高碳超细贝氏体钢 |
| 1.2.3 低碳超细贝氏体钢 |
| 1.3 钒微合金化钢技术研究现状 |
| 1.3.1 钒对贝氏体相变及性能的影响 |
| 1.3.2 钒在奥氏体化过程中的溶解规律 |
| 1.3.3 钒在奥氏体冷却相变过程中的析出 |
| 1.3.4 钒在铁素体中的析出行为 |
| 1.3.5 含钒析出物研究手段介绍 |
| 1.3.6 微合金化钢的主要强韧化机理 |
| 1.4 超细贝氏体钢热处理工艺改进与探索 |
| 1.4.1 传统BAT工艺 |
| 1.4.2 淬火-配分工艺 |
| 1.4.3 反转贝氏体转变工艺 |
| 1.4.4 “干扰贝氏体”转变工艺 |
| 1.5 研究思路 |
| 2 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 预处理工艺设计 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 CCT曲线的测定与分析 |
| 2.3.2 常规力学性能的测试 |
| 2.3.3 样品制备及表征分析 |
| 2.3.4 残余奥氏体及残余奥氏体中碳含量的测定 |
| 3 钒及热处理工艺对贝氏体钢连续冷却转变特性的影响 |
| 3.1 相图及关键相变点模拟 |
| 3.2 试验钢静态连续冷却曲线的测定 |
| 3.2.1 试验钢不同冷速下显微组织分析 |
| 3.2.2 钒对贝氏体钢硬度的影响 |
| 3.2.3 钒对贝氏体钢不同冷速下残余奥氏体含量的影响 |
| 3.2.4 钒对贝氏体钢CCT曲线的影响 |
| 3.3 不同于预处理对贝氏体钢连续冷却转变曲线的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 钒及预处理工艺对贝氏体钢等温转变曲线的影响 |
| 4.1 钒对等温转变曲线的影响 |
| 4.1.1 等温转变的热力学与动力学讨论 |
| 4.1.2 不同等温温度下的组织表征 |
| 4.2 不同预处理工艺对贝氏体钢等温转变曲线的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 钒及热处理工艺对贝氏体钢中奥氏体碳富集的影响 |
| 5.1 钒对贝氏体转变过程中奥氏体碳富集的影响 |
| 5.1.1 钒在BAT工艺下对奥氏体碳富集的影响 |
| 5.1.2 BQ&P工艺不同配分工艺对碳扩散的影响 |
| 5.1.3 “干扰贝氏体”DBAT工艺对碳富集的影响 |
| 5.2 三种工艺下奥氏体中碳富集程度及速率对比 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 钒对贝氏体钢组织及力学性能的影响 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 U60试验钢显微组织及力学性能分析 |
| 6.3 62V试验钢工艺-组织-性能分析 |
| 6.4 钒对贝氏体钢力学性能的影响机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 索引 |
| 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 |
（7）塑料弯管模具型芯服役分析及模具钢选材研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 塑料模具钢概述 |
| 1.2.1 塑料模具钢国内外概况 |
| 1.2.2 塑料模具钢基本性能要求 |
| 1.3 塑料模具钢选材 |
| 1.3.1 塑料模具钢的分类及应用 |
| 1.3.2 塑料模具钢选材 |
| 1.4 有限元理论介绍 |
| 1.4.1 有限元法及ANSYS软件介绍 |
| 1.4.2 注塑模具CAE及Moldflow软件介绍 |
| 1.5 本文的研究内容和意义 |
| 2 弯管模具型芯有限元分析 |
| 2.1 基于Moldflow的注塑成型过程分析 |
| 2.1.1 塑料弯管注塑仿真模型建立 |
| 2.1.2 型芯表面压力及温度变化曲线 |
| 2.2 基于ANSYS的模具结构分析 |
| 2.2.1 热分析 |
| 2.2.3 热-应力耦合分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 弯管模具型芯失效分析 |
| 3.1 失效分析流程 |
| 3.2 失效型芯生产工艺分析 |
| 3.3 失效型芯宏观分析 |
| 3.4 失效型芯显微组织分析 |
| 3.4.1 化学成分及硬度分析 |
| 3.4.2 金相组织分析 |
| 3.4.3 扫描电镜分析 |
| 3.5 型芯失效原因探讨及改进措施 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 塑料模具钢选材与性能研究 |
| 4.1 试验材料 |
| 4.2 抗变形能力研究 |
| 4.2.1 试验设备与试样 |
| 4.2.2 试验方法 |
| 4.2.3 抗变形能力影响因素 |
| 4.3 磨损性能研究 |
| 4.3.1 试验设备与试样 |
| 4.3.2 试验方法 |
| 4.3.3 摩损性能分析 |
| 4.4 冷热疲劳性能研究 |
| 4.4.1 热疲劳原理 |
| 4.4.2 试验设备与试样 |
| 4.4.3 试验方法 |
| 4.4.4 冷热疲劳裂纹扩展特征 |
| 4.5 塑料模具钢性能研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读硕士/博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）新型塑料模具钢35CrMnSiMoNi组织和性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 塑料模具钢的分类 |
| 1.3 塑料模具钢的国内外研究现状 |
| 1.3.1 国外研究现状 |
| 1.3.2 国内研究现状 |
| 1.4 塑料模具的失效形式 |
| 1.5 塑料模具钢的性能要求 |
| 1.6 常用的热处理工艺 |
| 1.6.1 正火热处理 |
| 1.6.2 淬火热处理 |
| 1.6.3 回火热处理 |
| 1.6.4 Q&P工艺 |
| 1.7 本课题研究目的与意义 |
| 1.8 本课题的主要研究内容 |
| 1.8.1 商用葛利兹XPM进口塑料模具钢组织和性能的研究 |
| 1.8.2 新型塑料模具钢35CrMnSiMoNi组织和性能的研究 |
| 1.8.3 35 CrMnSiMoNi钢和葛利兹XPM钢的力学性能和耐蚀性能对比 |
| 2 实验材料及研究过程 |
| 2.1 实验材料的设计和制备 |
| 2.2 商用葛利兹XPM进口塑料模具钢热处理工艺的设计 |
| 2.3 35 CrMnSiMoNi钢热处理工艺的设计 |
| 2.3.1 热处理相变点的确定 |
| 2.3.2 热处理工艺的设计 |
| 2.4 技术路线 |
| 2.5 力学性能检测 |
| 2.5.1 硬度检测 |
| 2.5.2 拉伸性能检测 |
| 2.5.3 冲击性能检测 |
| 2.6 物相分析 |
| 2.7 显微组织观察 |
| 2.8 腐蚀实验 |
| 3 葛利兹XPM钢组织和性能的研究 |
| 3.1 淬火工艺对葛利兹XPM钢组织和性能的影响 |
| 3.1.1 淬火温度对葛利兹XPM钢力学性能的影响 |
| 3.1.2 淬火温度对葛利兹XPM钢组织的影响 |
| 3.2 淬火后回火工艺对葛利兹XPM钢组织和性能的影响 |
| 3.2.1 回火温度对葛利兹XPM钢力学性能的影响 |
| 3.2.2 回火温度对葛利兹XPM钢组织的影响 |
| 3.3 冷却介质对葛利兹XPM钢组织和性能的影响 |
| 3.3.1 冷却介质对葛利兹XPM钢力学性能的影响 |
| 3.3.2 冷却介质对葛利兹XPM钢组织的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 35CrMnSiMoNi钢组织和性能的研究 |
| 4.1 正火工艺对35CrMnSiMoNi钢组织和性能的影响 |
| 4.1.1 正火温度对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.1.2 正火温度对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.1.3 正火保温时间对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.1.4 正火保温时间对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.2 正火后回火工艺对35CrMnSiMoNi钢组织和性能的影响 |
| 4.2.1 正火后回火温度对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.2.2 正火后回火温度对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.2.3 正火后回火时间对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.2.4 正火后回火时间对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.3 冷却介质对35CrMnSiMoNi钢组织和性能的影响 |
| 4.3.1 冷却介质对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.3.2 冷却介质对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.4 等温淬火工艺对35CrMnSiMoNi钢组织和性能的影响 |
| 4.4.1 等温淬火温度对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.4.2 等温淬火温度对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.4.3 等温淬火时间对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.4.4 等温淬火时间对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.5 淬火工艺对35CrMnSiMoNi钢组织和性能的影响 |
| 4.5.1 淬火温度对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.5.2 淬火温度对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.5.3 淬火保温时间对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.5.4 淬火保温时间对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.6 淬火后回火工艺对35CrMnSiMoNi钢组织和性能的影响 |
| 4.6.1 淬火后回火温度对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.6.2 淬火后回火温度对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.6.3 淬火后回火保温时间对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.6.4 淬火后回火保温时间对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.7 Q&P工艺对35CrMnSiMoNi钢组织和性能的影响 |
| 4.7.1 盐浴淬火温度对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.7.2 盐浴淬火温度对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.7.3 碳分配温度对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.7.4 碳分配温度对35CrMnSiMoNi钢组织的影响 |
| 4.7.5 碳分配时间对35CrMnSiMoNi钢力学性能的影响 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 35CrMnSiMoNi钢和葛利兹XPM钢性能的对比 |
| 5.1 两种塑料模具钢力学性能的对比 |
| 5.2 两种塑料模具钢耐腐蚀性能的对比 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（9）预硬化塑料模具钢2Cr2MnNiMoV组织性能调控研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 模具钢概述 |
| 1.3 塑料模具钢研究现状 |
| 1.3.1 国内外常用塑料模具钢种类 |
| 1.3.2 国外预硬型塑料模具钢研究情况 |
| 1.3.3 国内预硬型塑料模具钢发展 |
| 1.3.4 塑料模具钢性能要求 |
| 1.4 主要元素对塑料模具钢影响 |
| 1.5 塑料模具钢中的固态相变 |
| 1.5.1 珠光体 |
| 1.5.2 马氏体 |
| 1.5.3 贝氏体 |
| 1.6 课题研究的意义及内容 |
| 第二章 论文实验设计思路及实验材料 |
| 2.1 论文实验流程图 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 热处理工艺实验材料 |
| 2.2.2 大模块实验材料 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 热处理工艺研究 |
| 2.3.2 实验钢大模块研究 |
| 2.3.3 组织性能精确调控研究 |
| 2.3.4 显微组织分析 |
| 2.3.5 力学性能实验 |
| 2.3.6 CCT曲线测定 |
| 2.3.7 相变点的测定 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 热处理工艺对2Cr2MnNiMoV钢性能的影响 |
| 3.1 热力学软件分析计算 |
| 3.2 退火组织及硬度分析 |
| 3.3 淬火组织、硬度及晶粒度分析 |
| 3.3.1 淬火温度对硬度-晶粒度影响 |
| 3.3.2 淬火温度对组织的影响 |
| 3.4 回火组织与性能分析 |
| 3.4.1 回火组织分析 |
| 3.4.2 回火温度对实验钢力学性能的影响 |
| 3.5 讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 工业试制大型2Cr2MnNiMoV钢组织性能研究 |
| 4.1 显微组织分析 |
| 4.1.1 成分测试 |
| 4.1.2 大模块不同区域组织分析 |
| 4.2 力学性能分析 |
| 4.2.1 硬度分析 |
| 4.2.2 冲击韧性及断口分析 |
| 4.2.3 拉伸性能及断口分析 |
| 4.3 讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 2Cr2MnNiMoV钢组织和性能精确调控研究 |
| 5.1 实验钢相变行为研究 |
| 5.1.1 CCT曲线中相变研究 |
| 5.1.2 贝氏体等温转变 |
| 5.1.3 奥氏体预变形对相变的影响 |
| 5.2 冷却方式对组织性能的影响 |
| 5.2.1 组织类型分析 |
| 5.2.2 力学性能分析 |
| 5.3 回火对不同组织类型的影响 |
| 5.3.1 回火对组织形貌的影响 |
| 5.3.2 回火温度对力学性能的影响 |
| 5.3.3 讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（10）高强塑积中锰钢单轴拉伸过程的力学行为及组织演变研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 第3代汽车用钢的发展及研究现状 |
| 1.2.1 淬火-配分(Q&P)钢 |
| 1.2.2 相变诱导塑性贝氏体铁素体(TBF)钢 |
| 1.2.3 中锰TRIP钢 |
| 1.3 高强塑积中锰TRIP钢的研究进展 |
| 1.3.1 高强塑积中锰TRIP钢的成分设计 |
| 1.3.2 高强塑积中锰TRIP钢的显微组织及力学性能 |
| 1.3.3 高强塑积中锰TRIP钢的强韧化机制 |
| 1.3.4 高强塑积中锰TRIP钢的奥氏体稳定性 |
| 1.3.5 高强塑积中锰TRIP钢的局部形变带 |
| 1.3.6 中锰TRIP钢的预应变和烘烤处理 |
| 1.4 本文的研究目和内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 技术路线 |
| 第2章 材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 冶炼与锻轧 |
| 2.1.2 相图分析 |
| 2.1.3 临界退火处理 |
| 2.1.4 预变形及烘烤处理 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 微观组织和相结构分析 |
| 2.2.2 单轴拉伸力学性能测试 |
| 2.2.3 准原位力学显微观察 |
| 2.2.4 单轴原位应变和温度测试 |
| 第3章 中锰钢的组织调控及力学行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热处理态实验钢的微观组织 |
| 3.3 热处理态实验钢的力学性能 |
| 3.4 讨论与分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 预应变及烘烤对中锰钢力学行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 预变形对实验钢力学性能的影响 |
| 4.3 烘烤对实验钢力学性能的影响 |
| 4.4 讨论与分析 |
| 4.4.1 预变形及烘烤实验钢的二次硬化能力 |
| 4.4.2 预变形及烘烤实验钢的非连续屈服 |
| 4.4.3 预变形及烘烤实验钢的力学行为 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 基于原位观察的中锰钢力学行为和组织演化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验钢的微区应变和温度场变化 |
| 5.3 实验钢拉伸过程的组织演变 |
| 5.3.1 实验钢拉伸过程的铁素体/马氏体含量变化 |
| 5.3.2 实验钢拉伸过程的组织形貌演变 |
| 5.4 讨论与分析 |
| 5.5 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 |
四、热处理工艺对P20钢力学性能影响的分析（论文参考文献）
- [1]新型超高强韧中锰钢组织、力学性能及防弹性研究[D]. 沈国慧. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究[D]. 李宏亮. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]2000MPa级超高强钢气-雾淬火配分工艺研究[D]. 范志洋. 机械科学研究总院, 2021(01)
- [4]镐型截齿多质量特性调控机制与制造工艺研究[D]. 张海东. 太原科技大学, 2021(02)
- [5]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)
- [6]钒及热处理工艺对高强塑积贝氏体钢组织与性能的影响[D]. 樊朋煜. 北京交通大学, 2020(03)
- [7]塑料弯管模具型芯服役分析及模具钢选材研究[D]. 支晓雨. 北京交通大学, 2019(01)
- [8]新型塑料模具钢35CrMnSiMoNi组织和性能的研究[D]. 杨典典. 西安工业大学, 2019(03)
- [9]预硬化塑料模具钢2Cr2MnNiMoV组织性能调控研究[D]. 刘继浩. 昆明理工大学, 2019(04)
- [10]高强塑积中锰钢单轴拉伸过程的力学行为及组织演变研究[D]. 李金鑫. 西南交通大学, 2019(03)