一、14锰钼钒中温用钢试验小结（论文文献综述）
陈睿恺[1]（2012）在《30Cr2Ni4MoV钢低压转子热处理工艺的研究》文中研究表明30Cr2Ni4MoV钢大型低压转子是AP1000百万千瓦级核电机组的关键部件。本文围绕低压转子热处理工艺的制订，采用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射、热模拟试验、力学性能测试等方法，研究了30Cr2Ni4MoV钢的TTT、CCT曲线和相变动力学，详细分析了该钢在不同等温温度及冷却速度下的组织演变规律，阐明了组织转变的复杂性；并通过热膨胀法、排水法、差示扫描量热法、激光脉冲法等手段，建立了包括30Cr2Ni4MoV钢的相变动力学、热物理性能和力学性能的数据库。运用数值模拟与物理模拟相结合的方法，预示了多次正火工艺各个阶段转子心部的晶粒变化过程，并探讨了在大型低压转子上采用该工艺的可行性；提出了基于部分珠光体转变的等温预处理细化晶粒新方法。采用温度-相变-应力/应变耦合的数学模型模拟并分析了低压转子热处理过程中的温度、相变和应力演变，为直径1768mm和2826mm两种典型低压转子制订了锻后热处理和性能热处理工艺，并结合生产试制结果提出了设备改造和工程实施建议。为了指导低压转子加热工艺的制订，研究了30Cr2Ni4MoV钢的奥氏体化相变动力学。测定了0.00820°C/s范围内不同加热速率下的膨胀曲线，运用Kissinger方法进行了基于非等温相变Johnson-Mehl-Avrami模型的动力学分析，确定了奥氏体化相变激活能Q约为2.367×106J/mol，J-M-A指数n约为0.2448，指前因子ln k0约为270.5。当设定J-M-A方程中温度变量为不同数值时，可获得等温奥氏体化相变动力学曲线。该研究也表明，对于孕育期极短而难以准确测定的等温相变动力学曲线，从连续转变动力学数据中提取是一种行之有效的方法。为了指导低压转子淬火工艺的制订，测试分析了30Cr2Ni4MoV钢的TTT曲线和CCT曲线与组织转变。结果表明发生珠光体转变的临界冷速为3.3°C/h，生成马氏体及下贝氏体的临界冷速为1°C/s。通过对连续冷却与等温转变组织的对照分析，并结合TTT、CCT曲线的转变量测算，获得了该钢在不同冷速下连续冷却转变产物的组织形貌特征和演变规律：冷速510°C/s时，转变产物为马氏体，其中自回火马氏体量随着冷速降低而逐渐增多；冷速12°C/s时，转变产物为马氏体及一定数量下贝氏体，碳化物颗粒随着冷速降低而逐渐变大增多；冷速0.20.5°C/s时，转变产物以低温上贝氏体和马氏体为主；冷速0.010.1°C/s时，转变产物以中温块状铁素体、粒状贝氏体和粗大的上贝氏体为主。结合组织形貌特征的观察以及冷速与相变量的计算，研究了低压转子不同位置上冷速、组织与硬度的关系。在淬火冷却过程中低压转子不同位置处的冷速差异显着，使它们的组织和性能也有较大区别：表面位置在中温转变区内的平均冷速可达10°C/s以上，生成的马氏体组织硬度可达500HV；心部位置冷速仅0.01°C/s左右，转变产物中的粒状贝氏体和中温块状铁素体会对性能产生不良影响，使硬度降低到370HV以下；在0.0110°C/s范围内，转变产物的硬度随着冷却速度的降低呈逐渐减小趋势，两者关系曲线的拐点处的临界冷速为0.2°C/s。由此可见，不同类型的贝氏体在组织形貌和性能上存在显着差异，不能仅以不出现先共析铁素体或珠光体的临界冷速（3.3°C/h）作为制订低压转子淬火工艺的准则，在实际生产中淬火冷速应不低于开始出现粗大上贝氏体和中温块状铁素体的冷速（0.2°C/s）。为了解决热处理过程计算机数值模拟中材料热物性参数和力学性能参数缺乏的问题，本文通过系统的测试，建立了30Cr2Ni4MoV钢不同组织（马氏体、贝氏体和奥氏体）的热物理性能（热膨胀系数、密度、比热容、相变潜热、导热系数）和力学性能（弹性模量、屈服强度、塑性模量）参数的数据库，得到了这些参数与温度的函数关系。并根据Greenwood-Johnson相变塑性模型，实验测试并建立了模型参数关于等效应力和温度的函数关系。研究结果表明，对马氏体相变而言，外加应力对Ms与参数的影响可以忽略不计；对贝氏体相变而言，孕育期t s随着温度的升高而显着增大，参数n随着温度和等效应力的增大而减小，参数b总体上不受等效应力和温度的影响；马氏体和贝氏体的相变塑性参数K分别为8.77110-5MPa-1和8.9488105MPa-1。30Cr2Ni4MoV钢大型低压转子锻后热处理的主要目的是调整锻后组织细化晶粒。在相变动力学与组织转变的研究基础上，探索了不同热处理工艺的晶粒细化效果。运用有限元数值模拟与热模拟炉物理模拟相结合的方法，对直径2900mm低压转子心部在多次正火不同阶段的晶粒演变过程进行研究，提出了可以满足细化晶粒要求的多次正火工艺。本文提出了基于部分珠光体转变的等温预处理晶粒细化创新工艺，实验验证了其对于30Cr2Ni4MoV低压转子的细化晶粒作用，与四次正火工艺具有相同的细化效果，且更加省时节能。本文为直径1800mm和2900mm低压转子制订了多次正火和等温预处理两种锻后热处理工艺。通过温度-相变-应力/应变耦合的计算机模拟得到低压转子冷却过程的温度、组织、应力分布规律，结果表明淬火冷却数学模型中的相变应变及相变塑性应变因素对转子内应力场演变的影响很大。不同直径低压转子在不同喷水强度下冷却过程的模拟结果表明，在10100（l/m2s）的范围内改变喷水强度对低压转子心部贝氏体相变区（300500C）的平均冷速及冷却时间的影响很小，喷水时间长短的选择主要由转子截面直径大小决定，为低压转子淬火设备的改进与设计提供了依据。据此，制订了直径1768mm和2826mm两种典型低压转子的性能热处理工艺，前者已经过试制生产检验，各项力学性能均符合要求。
王晓东[2]（2020）在《基于TMCP的无缝钢管轧制和冷却过程微观组织控制研究》文中提出TMCP（Thermo-Mechanical Control Process）是一种将控制轧制与控制冷却相结合进行组织控制与优化的先进加工工艺,可以明显提升钢铁材料的性能。将TMCP应用于无缝钢管生产不仅能够获得高强韧的管材性能,同时也有助于实现资源节约型绿色生产。然而,因钢管的断面形状特殊、规格变化范围大,且生产中工艺调整窗口窄、轧制变形复杂和冷却不易控制,TMCP在无缝钢管生产中的实际应用还存在较多的制约因素。需要根据TMCP的特点和特定钢种产品的高温变形和冷却相变规律,对无缝钢管轧制变形和在线冷却过程中的微观组织变化进行必要的研究。在此基础上,利用和发掘在线调控的工艺资源,实现控制轧制与在线热处理。鉴于此,选用低合金钢30Mn Cr22和高合金钢P91作为研究材料,对两钢种的高温再结晶行为进行了研究,对两钢种无缝钢管TMCP进行了实验模拟,对无缝钢管控制冷却的传热和相变机理进行了分析,探讨了无缝钢管TMCP的微观组织演变规律及强韧化机制,提出了微观组织控制的策略。通过两钢种典型规格无缝钢管的在线试验,对无缝钢管TMCP的微观组织在线控制进行了详细阐述。用Gleeble-1500D热模拟试验机测定了30Mn Cr22钢和P91钢在单道次和双道次热压缩过程中的真应力-真应变曲线,回归了两种钢的高温流变应力-应变本构关系,分析了两种钢在穿孔、连轧和定（减）径过程中的动态、静态再结晶规律,提出了两种钢均应在穿孔采用动态再结晶型控制轧制、在连轧采用静态再结晶型控制轧制、在定（减）径采用未再结晶型控制轧制的控制轧制策略。基于PQF（Premium Quality Finishing）工艺,用Gleeble-1500D热模拟试验机的多道次热压缩实验对30Mn Cr22和P91无缝钢管TMCP的加热、轧制和冷却全过程进行模拟,研究了两钢种在TMCP中的组织变化。结果表明,TMCP中微观组织发生了再结晶细化、形变诱导相变和第二相弥散析出,且微观组织细化和形变、相变组织精细亚结构具有遗传性。穿孔和连轧时的高温大变形使管坯发生了充分的动态、静态再结晶,细化了管坯晶粒,细小的组织可保持到定（减）径之前;定（减）径时在低温未再结晶区的应变累积可实现形变奥氏体的强化,进而能够通过形变诱导相变并结合超快冷却（30Mn Cr22）或控制冷却（P91）细化相变组织,使细小的第二相弥散析出,可实现TMCP优秀微观组织的遗传,并达到细晶、形变、相变、析出多重强化机制协同作用的效果。对无缝钢管控制冷却过程中的传热机理、动态相变规律以及快速冷却相变强化机制进行了研究,以期通过控制冷却实现无缝钢管TMCP的最终组织细化和强化。在无缝钢管控制冷却传热物理模拟实验平台上,测得了30Mn Cr22钢管试样在不同控制冷却条件下的冷却曲线,利用反传热法计算获得了钢管气雾控制冷却条件下的热流密度和换热系数,分析发现影响钢管气雾冷却传热的关键因素是气水混合比,气水混合比的改变影响钢管的冷却速度以及钢管的相变组织。随着冷却水流量和压缩空气压力的增加,钢管的冷却效果增强,对应的热流密度和换热系数也随之增大,钢管得到了更加细小的板条马氏体组织。换热系数随温差的下降而升高,依次经历了高温膜态沸腾阶段、中温稳定阶段和低温过渡态沸腾阶段,实现无缝钢管超快冷却的关键是提高高温膜态沸腾阶段的界面换热系数。采用Gleeble-1500D热模拟试验机测定了30Mn Cr22钢形变奥氏体的连续冷却曲线和P91钢形变奥氏体连续冷却的马氏体动态相变温度,分析了两者的动态相变规律,用以指导TMCP定（减）径及轧后冷却工艺参数的制定。结果表明,为获得细小、强化的板条马氏体组织,30Mn Cr22钢管减径终轧温度取800℃,等效真应变取0.25,减径变形后采用大于35℃/s的冷却速度进行超快冷却;P91钢管定径终轧温度取990℃,等效真应变取0.2,定径变形后采用1℃/s的冷却速度进行控制冷却。用高温激光共聚集显微镜对30Mn Cr22无缝钢管试样快速冷却相变过程的原位观察发现,冷却速度越快,马氏体转变温度越低,转变速度越快,转变持续的温度区间越小,马氏体板条越细;当冷却速度达到70℃/s以上的超快冷却可以诱导马氏体爆发式转变,可得到具有亚晶细化特征的超细板条马氏体组织。通过马氏体板条细化和亚晶细化可以显着提升钢管的力学性能。针对30Mn Cr22和P91无缝钢管,分别制定了不同的控制策略来实现基于PQF工艺TMCP微观组织的在线控制。两种材料无缝钢管,管坯均采用高加热温度,穿孔均采用高温大变形动态再结晶型控制轧制,连轧均采用高温静态再结晶型控制轧制,定（减）径均采用低温未再结晶型控制轧制;不同点主要是冷却强度不同,30Mn Cr22钢管采用在线超快冷却,P91钢管采用在线控制冷却。按照上述控制策略,两种材料无缝钢管均可实现微观组织的细化和力学性能的提升。本文的研究工作及其成果对于优化基于PQF工艺的无缝钢管TMCP工艺参数、探明基于TMCP无缝钢管轧制和冷却过程的微观组织控制及强韧化机理具有重要的价值,同时也寄希望本工作能够对推进我国无缝钢管TMCP的实施发挥作用。
王瑞[3]（2017）在《超高强度钢制备工艺的关键技术研究》文中认为超高强度钢抗拉强度高、韧性好,具有高的比强度、比模量,广泛应用于航空、航天及国防等领域,是飞机等主承力关键构件的首选材料,代表了一个国家钢铁材料研究和生产的最高水平,是一个国家科技和国防工业发展水平的重要标志。超高强度钢室温抗拉强度超过1400 MPa、屈服强度大于1300 MPa,其韧性要求也较高,始终在挑战材料的强韧性极限。同时,超高强度钢对裂纹、夹杂、焊缝和表面加工等缺陷也十分敏感,因此,降低超高强度钢的缺陷率、提高钢的韧性始终是国际前沿技术开发的重要研究方向。我国在超高强度钢降低钢中有害杂质元素质量分数、改善夹杂物的形态及提高钢的韧性方面已开展了几十年的研究,并取得了非常大的成绩与进步,但是在超纯净化冶炼、凝固组织控制、热加工和热处理等方面与国外相比还有很大的差距,严重制约了我国航空航天和国防军工等关键材料的配套和发展。本论文以目前我国生产的几个典型的超高强度钢为研究对象,分别针对其洁净度和组织性能控制难题,开展超高强度钢制备工艺的关键技术研究,对于提升我国超高强度钢生产技术水平,补齐航空航天和国防军工的关键材料“短板”具有重要的现实意义。本论文在全面综述国内外超高强度钢研究现状的基础上,通过对国内超高强度钢实际生产工艺及质量水平的深入调研,采用实验室真空感应炉实验、理论计算分析、添加稀土实验、工业试验等方法,利用化学分析、金相显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、力学性能测试以及X射线衍射分析等表征手段,以300M、A-100和S53等典型的超高强度钢作为研究对象,开展了精钢材纯净化冶炼、真空感应炉（VIM）超纯熔炼、超高强度钢的稀土处理、超高强度钢中非金属夹杂物去除与控制、双真空（真空感应炉-真空自耗炉（VIM-VAR））熔炼的纯净度和凝固组织控制、真空感应炉-电渣重熔-真空自耗炉（VIM-ESR-VAR）三联工艺超纯熔炼、锻造和热处理组织性能控制等关键共性技术研究,在抚钢工业化条件下制备出了超纯净、高性能的超高强度钢,确定了三联工艺是解决超高强度钢上述技术难题的最佳工艺。通过上述研究,论文的创新点及主要结论如下:（1）镧对超高强度钢的纯净化的影响研究结果表明,在真空感应熔炼条件下,冶炼时保证良好的炉况、精确控制温度能够保证稀土镧良好、稳定的脱氧脱硫效果。在真空感应熔炼条件下,冶炼时保证良好的炉况、精确控制温度能够保证稀土镧良好、稳定的脱氧脱硫效果。当钢中的氧和硫的质量分数十分低时,钢中的夹杂物主要为La2O2S,Mg和Al等金属氧化物能够在La2O2S表面析出形成复合夹杂物。（2）单真空、双真空工艺和三联工艺对超高强度钢纯净度的影响研究结果表明,在单真空工艺、双真空工艺和三联工艺中,三联工艺的T.O、P、S等明显低于单真空和双真空工艺,是超高强度钢纯净度控制的最佳工艺。在Si、Mn、Al、Ti等元素质量分数都非常低条件下,达到T.O=0.0004%、w[N]=0.0009%的超纯净水平。三种工艺制备的超高强度钢中夹杂物种类差异不大,典型夹杂物均主要为含镁铝尖晶石的MgO-Al2O3-CaS、MgO-Al2O3-SiO2等。三联工艺夹杂物平均直径和单位面积夹杂物个数均小于单真空和双真空工艺。（3）真空自耗重熔对铸锭凝固组织的影响研究结果表明,真空自耗重熔过程采用高熔化速度生产的钢锭其成品钢棒低倍组织易出现径向偏析缺陷;采用强冷的氦气冷却方式和高水流量生产的钢锭其成品钢棒低倍组织出现环状花样缺陷。因此在不采用氦气冷却的前提下适当降低熔化速度,可以生产出低倍组织合格的棒材。（4）锻造工艺对航空轴承钢G13Cr4Ni4Mo4VA棒材冲击性能的影响研究结果表明,造成G13Cr4Ni4Mo4VA棒材冲击性能偏低的原因是由于沿晶界分布析出的δ铁素体。将锻造温度由1160 K降低至1110 K,可有效地避免δ铁素体的析出,提高棒材的冲击性能。（5）锻造和预备热处理对超高强度钢A-100晶粒度的影响研究结果表明,对于A-100钢,在变形量为30%时,将变形温度控制在1000～1140 K范围内可获得细小的完全再结晶组织,同时改善微观组织均匀性。应用正火工艺进行预备热处理可以提高晶粒度级别,均匀组织。合适的正火温度在900～950 K,且保温时间不宜过长,防止晶粒过分长大。（6）回火热处理对S53超高强度钢组织性能的影响研究结果表明,S53钢二次回火热处理后钢的组织和性能优于一次回火热处理。回火温度为490 K的试样抗拉强度最高达到1955 MPa,屈服强度为1684 MPa,硬度达56（HRC）,且均匀延伸率为10%。二次回火490 K处理后,相比较于一次回火505 K,马氏体板条更加细小且板条边界扭曲交错程度比一次回火更深,对位错的运动的阻碍作用更大,强化效果更好。同时,二次回火后更多细小的碳化物在板条马氏体基体上和位错间析出,显着提高了材料的强度。回火温度为490K拉伸断口样品分布较多的韧窝。随着二次回火温度升高,碳化物也会粗化,样品拉伸断口微观形貌也会出现准解理特征。因此,S53钢最佳回火工艺为在505 K×3 h下进行一次回火,再在490 K×12 h下进行二次回火。
裴中正[4]（2021）在《圆锥破碎机衬板用贝-马复相耐磨铸钢热处理工艺及耐磨机理研究》文中研究说明圆锥破碎机是矿山行业中的一个关键设备,其工作环境复杂且工作量巨大,因此设置耐磨衬板来保护圆锥破碎机的机体结构,作为该设备最重要的消耗配件,其性能和使用寿命直接影响圆锥破碎机的工作效率和生产成本。目前我国破碎机衬板广泛采用高锰钢,其特点为屈服强度和初始硬度较低,若无法充分发挥加工硬化作用,高锰钢的耐磨性难以满足圆锥破碎机的使用需求。基于此,本文沿着提高强度和硬度、并保持一定冲击韧性,从而提高综合耐磨性的思路,设计了一种以贝氏体和马氏体为主要组织的圆锥破碎机衬板用贝-马复相耐磨铸钢。研究了贝-马复相耐磨铸钢的相变规律,得到了 Ac1、Ac3和Ms温度分别为762℃、843℃和281℃。材料的淬透性良好,在40℃/s～0.05℃/s的冷速范围内均可发生马氏体相变,在5℃/s～0.05℃/s的冷速范围内均能够获得一定含量的贝氏体组织。确定了贝-马复相耐磨铸钢的最优热处理工艺为900℃×2 h空冷或炉冷+回火300℃×2h,此时的力学性能为:抗拉强度1478 MPa、屈服强度1233 MPa、硬度52.1 HRC、常温冲击功20.6 J。分析了热处理工艺参数对贝-马复相耐磨铸钢力学性能和显微组织的影响规律,结果表明:淬火保温温度直接影响原始奥氏体晶粒、马氏体板条束和板条块的尺寸,而对马氏体板条尺寸的影响具有迟滞性。淬火冷却速度影响组织中贝氏体和马氏体的含量,在马氏体晶界处的Mn、S、C和Si化合物降低了韧性,在贝氏体组织中,大角度晶界和Y2O3的析出物对韧性有益。马氏体组织具有更高密度的位错缠结和更精细的板条组织,因此纳米硬度高于贝氏体组织。通过二体销-盘磨损实验和三体冲击磨料磨损实验对比了贝-马复相耐磨铸钢和Mn13Cr2的耐磨性,结果表明:贝-马复相耐磨铸钢的耐磨性在销-盘磨损和1 J、2 J、4 J冲击磨料磨损时分别比Mn13Cr2高197%和38%、99%、246%。对贝-马复相耐磨铸钢盐雾腐蚀后再进行三体冲击磨料磨损实验,其耐磨性在盐雾腐蚀1 h、2 h、4 h、8 h和24 h后分别降低了 10%、42%、54%、57%和 58%。提出了一种多维度磨损分析方法来阐释贝-马复相耐磨铸钢的耐磨机理。一维磨损分析揭示了沿磨损表面法线方向,贝-马复相耐磨铸钢的加工硬化机理为孪晶、高密度位错和残余奥氏体相变,Mn13Cr2的加工硬化机理为位错缠结和堆垛层错。二维磨损分析指出了 Mn13Cr2和贝-马复相耐磨铸钢的二体摩擦磨损形式分别主要为黏着磨损和磨料磨损。三维磨损分析阐释了三体冲击磨料磨损中应变疲劳,裂纹,犁沟,嵌入磨粒和挤压堆积是贝-马复相耐磨铸钢的主要磨损机理;嵌入磨粒,犁沟,应变疲劳,切削,挤压堆积和剥落坑是Mn13Cr2的主要磨损机理。四维磨损分析解释了盐雾腐蚀和冲击磨料磨损共同作用下材料的磨损行为,低程度腐蚀试样的磨损机理主要仍表现为犁沟、应变疲劳和嵌入磨粒,试样磨损亚表层变形区较窄。此后随盐雾腐蚀时间的延长,犁沟变得更短而深,磨损失重增大,试样磨损亚表层变形区消失,材料的耐磨性恶化。建立了理论公式用以估算贝-马复相耐磨铸钢在盐雾腐蚀和冲击磨料磨损协同作用下的磨损失重。试制了一套贝-马复相耐磨铸钢衬板,工业生产的热处理参数制定为910±10℃保温5h,强制风冷,310±10℃回火8h,空冷。试制衬板的组织和性能达到指标要求,衬板整体力学性能与耐磨性均匀,工业应用后寿命超过目前使用的国产衬板平均寿命50%以上。
朱勤天[5]（2019）在《8Cr13MoV钢碳化物控制及对刀具锋利性能的影响》文中进行了进一步梳理我国作为钢铁大国,拥有上千年的厨刀制造历史,而国内高档厨刀市场却几乎被国外知名品牌垄断。国外高档厨刀具有较高的锋利度,而且使用数年仍可保证锋利如初。国产刀具初始锋利度不佳,且使用一年后刃口变钝。国内外厨刀用钢微观组织的主要差异在于钢中碳化物的控制水平。国外高档厨刀中几乎不存在一次碳化物,且二次碳化物细小、均匀、弥散地分布在马氏体基体上;而国内刀具中普遍存在一次碳化物,且二次碳化物数量多、尺寸大、分布不均匀。本文以高档厨刀用钢8Cr13MoV为例,研究了钢中碳化物析出、生长和转变机理,并结合刀具刃口钝化机理,研究了钢中碳化物类型、数量、尺寸等因素对刀具锋利性能的影响和作用机理,提出了科学合理的碳化物控制工艺,有效提高了国产刀具的锋利性能。8Cr13MoV钢中的一次碳化物是在电渣重熔凝固过程中形成的,并在热轧过程中被破碎、溶解。钢液凝固过程中,碳和其他合金元素不断由凝固前沿排出到剩余液相中,碳和铬元素富集是一次碳化物形成的主要原因。碳含量是一次碳化物析出的决定性因素,铬元素是一次碳化物生长所需的主要合金元素,铬元素偏析程度决定了一次碳化物析出总量。控制碳和铬的均匀分布,降低碳和铬偏析是减少一次碳化物含量最有效的措施。一次碳化物的形核和生长受形核条件、温度梯度和铬浓度梯度的共同影响。电渣重熔过程中,降低熔速不仅可以缩小枝晶间距,细化一次碳化物,还可以改变枝晶生长方式,使一次碳化物分布更加均匀。在一定范围内,降低熔速可以减轻碳元素偏析,减少一次碳化物的析出。增加电极充填比会使渣池热对流减弱、渣池对电极端部冲刷作用减弱、金属熔池中温度场变均匀。另外,充填比的增加也会影响渣池向金属熔池的热传递,最终使金属熔池变浅、固液两相区宽度减小、碳元素偏析减轻。将熔速由150kg/h降低到133kg/h,充填比由0.23增加到0.33时,电渣锭中一次碳化物含量减少23%。将热轧板在1180℃保温2h进行高温扩散退火,可以使初轧板中己破碎分散的一次碳化物含量减少92.8%。刀刃钝化的机理是刃口表面摩擦系数的增加和刃口几何形貌的改变,刀刃处一次碳化物脱落不仅会造成刃口表面摩擦系数的提高,还会导致每刀切割量的大幅度波动,加剧刀具的磨损。钢中一次碳化物含量由2.37%减少到0.17%,不仅可以使每刀切割量上升、每刀切割量波动幅度减小、波动频率减少,还可以使刀刃耐磨性提高,最终使刀具初始锋利度提高52%,锋利耐用度提高81%。由热力学计算可知,8Cr13MoV钢中主要存在M23C6和M7C3两种二次碳化物,而在传统工艺条件下,成品刀具中仅含有M23C6二次碳化物。根据第一性原理计算可知,M7C3具有更高的杨氏模量、剪切模量和泊松比,更有利于提高钢材硬度和耐磨性。将刀具在1050℃保温1h、降温到950℃保温2h,可以促进M23C6溶解并使钢中析出大量纳米级棒状的M7C3型二次碳化物,使钢材耐磨性提高56%,刀具锋利耐用度提高22%。淬火过程中奥氏体化温度的变化主要通过影响钢中碳化物体积分数的方式影响刀具的锋利性能,钢材硬度对锋利性能的影响并不明显。8Cr13MoV钢中微米级的二次碳化物在锋利度测试过程中极易脱落,碳化物的脱落会加速刀刃的磨损。随着钢中碳化物体积分数的增大,钢材耐磨性下降,刀具初始锋利度和锋利耐用度也均呈下降趋势。新型的辊锻热处理工艺不仅细化了刀刃晶粒尺寸和一次碳化物,还降低了刀具使用过程中锋利性能的波动幅度和波动频率,普遍提高了刀具每刀切割量并延缓了刀具的磨损。经过辊锻热处理后,刀具初始锋利度提高了 56%,锋利耐用度提高了 28%。相比于普通淬火工艺,深冷工艺可以使淬火组织中残余奥氏体含量明显减小,马氏体轮廓更加明显,钢材硬度和耐磨性均有所提高。深冷工艺使刀具的初始锋利度提高了 77%,锋利耐用度提高了 41%。
肖心萍[6]（2019）在《增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢微观组织和力学性能的影响》文中研究表明低合金高强度钢具有较高的强度、较好的塑性与韧性,常被认为是重要的结构用钢,广泛应用于建筑、石油管道、桥梁、船舶等行业。低合金高强度钢的研制,低碳钒氮微合金钢如采用未再结晶区控轧控冷,可望制备出细化的针状铁素体、贝氏体铁素体与马氏体-奥氏体（M-A）组元构成的多相组织,强塑韧性更为优异,但相关研究还鲜有报道。为此,本文设计制备了成分（wt%）为0.06C-0.20Si-1.50Mn-0.27Mo-0.06V-0.01Ti及四种氮含量（0.0030、0.0080、0.0120、0.0140）的试验钢,分别记作30N、80N、120N、140N钢。采用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、透射电镜（TEM）和X射线衍射仪（XRD）等仪器,对试验钢的微观组织进行了表征,结合拉伸试验结果,揭示了氮含量及控轧控冷工艺对试验钢微观组织与力学性能的影响规律及调控机理。结果表明:30N和120N试验钢在较高的变形温度和较低的应变速率下,动态再结晶容易进行,动态再结晶激活能分别为229 kJ/mol和251 kJ/mol;静态再结晶体积分数随变形温度的提高或道次间隔时间的延长而增大,应变诱导析出抑制静态再结晶的进行,静态再结晶激活能分别为259 kJ/mol和288 kJ/mol。增氮会抑制动/静态再结晶。随着氮含量的增多,奥氏体晶粒尺寸减小,Ar3提高。当冷速为1℃/s时,随着氮含量的增多,Ar3升高,多边形铁素体和珠光体的晶粒尺寸逐渐变大。在冷速1030℃/s范围内,30N钢的转变组织是针状铁素体,粒状贝氏体和板条贝氏体的混合组织;80N和120N钢的转变组织是多边形铁素体,针状铁素体和粒状贝氏体的混合组织。随着氮含量的增多,（Ti,V）（C,N）析出数量增多,多边形铁素体,针状铁素体和M-A组元也增多;随着冷速的增大,针状铁素体增多而M-A组元减少。试验钢经两阶段控轧、10℃/s控冷下,随着氮含量从0.0030增加到0.0120 wt.%,屈强比从0.74显着降低到0.69,屈服强度从降低了67 MPa,抗拉强度降低了50 MPa,应变硬化增量Δσ由171 MPa增大到188 MPa,冲击功从65 J显着增加到145 J。在0.0120 wt.%的氮含量下,得到了综合力学性能优异的钢板。增氮试验钢在800900℃终轧、780840℃开冷、1520℃/s冷却、450480℃停冷的范围内,形成了以多边形铁素体、针状铁素体和粒状贝氏体为主的复相组织。在850℃终轧、800℃开冷、20℃/s冷却、450℃停冷的控轧控冷参数下试制的钢板综合性能优异,典型增氮试验钢的屈强比能够控制在0.8以下。30N和140N钢的拉伸变形第一阶段的应变硬化指数分别为1.01和0.89,第二阶段的应变硬化指数分别为0.27和0.32,应变硬化能力的提高主要发生在应变硬化的第一阶段。随着拉伸变形程度加剧,位错密度升高,内部应力增大,应变硬化能力均逐渐降低。
陈杰[7]（2020）在《新冶炼工艺下H13型钢的热处理工艺及组织性能研究》文中研究指明H13钢（国内牌号4Cr5MoSiV1）是目前世界范围内应用最广泛的热作模具钢之一,具有优良的淬透性、热强性、红硬性,还具有较高的韧性、良好的抗热疲劳性能及抗热裂能力,广泛应用于压铸模具、挤压模具与热锻模具。目前国产H13钢的质量同国外优质H13钢相比仍存在较大差距,其主要技术指标无法满足高性能特种材料的技术要求,材料的洁净度、均匀性、晶粒度等重要指标仍达不到国际先进水平。课题组与某企业合作,以稳定生产高品质H13钢为目标,通过该企业自主发明的新冶炼技术,冶炼出牌号分别为H13A、H13R、JB11U、JB13U的4种H13型热作模具钢,本文以该4种牌号H13型的退火态模具钢为原材料,借助直读光谱仪、金相显微镜、扫描电镜、冲击试验机等设备,研究新冶炼工艺下不同成分的H13型模具钢冶金质量及其组织与性能,并与进口淬回火态的H13钢作对比,重点研究新冶炼工艺下的国产H13钢的热疲劳性能特性及其在热疲劳过程中组织变化。研究结果表明:1、4种试验钢的主要合金元素含量均控制得较好,杂质元素S和P的含量均较低,S含量均低于10ppm,P含量低于130ppm,控制水平已达到北美压铸协会NADCA#207-97标准中最高水平。4种试验钢在光镜下和扫描电镜下均未发现硫化物夹杂;均存在氧化铝类夹杂物,大部分夹杂物尺寸小于5μm。H13A钢试样显微清洁度最好,夹杂物较少且其尺寸小。2、H13A钢、H13R钢、JB13U钢的退火组织、淬火组织以及回火组织中均存在明显带状偏析,合金元素分布不均匀;其中H13A钢带状偏析最为明显,严重影响了钢的性能的等向性,其横向冲击强度极低;H13A钢奥氏体晶粒最细,碳化物细小,硬度最高（48.7HRC）,纵向冲击功（47.4J）最高。JB11U钢中退火、淬火、回火后的组织均匀性较好,不存在明显带状偏析,冲击功纵横比达到了0.99,显示出良好的等向性。H13R钢和JB13U钢奥氏体晶粒相对较大,存在一次未溶共晶碳化物,其冲击功等力学性能介于H13A与JB11U之间。3、在回火过程中,H13A钢、H13R钢、JB11U钢、JB13U钢均存在二次硬化现象,二次硬化峰温度区间为480530℃,H13A钢二次硬化现象最为明显。JB11U钢的二次硬化峰值温度在490℃左右,当回火温度高于二次硬化峰的温度时,硬度下降速度较快;H13A钢的二次硬化峰值温度约为510℃,且温度超过二次硬化峰的温度时,硬度下降速度较慢。H13A钢热稳定性最好,在620℃保温下,硬度始终保持最高,下降速度较慢;保温30h后,H13A钢硬度为36.5HRC,高于进口H13钢（34.3HRC）。H13A钢具有优良的高温回火稳定性和热稳定性。4、采用自行研制的全自动自约束型热疲劳试验机对4种试验钢进行热疲劳试验研究,循环上限温度700℃,下限温度室温。经3000次冷热循环,H13A试验钢热疲劳裂纹细小,热疲劳性能最好;JB11U试验钢热疲劳裂纹粗大,主裂纹呈平行趋势分布,裂纹深度最深,达到25.5μm,热疲劳性能最差。新冶炼工艺下生产的4种试验钢的洁净度较高,晶粒度均大于8.5级。H13A钢610℃回火后硬度最高（48.7HRC）,纵向冲击功（47.4J）最高;淬火后回火,其二次硬化现象最明显,二次硬化峰值温度约为510℃;H13A钢具有最好的热稳定性能和热疲劳性能,综合性能最优。
屈丽丽[8]（2017）在《新型热作模具钢ZWT4热处理工艺和力学性能的研究》文中研究表明热作模具在现代工业生产中起着不可替代的作用。传统的热作模具钢5CrNiMo、4Cr5MoSiV1、4Cr5MoSiV、3Cr2MoWVNi是目前国内常用的热作模具钢,尤其是4Cr5MoSiV1钢的用量最多。本文以4Cr5MoSiV1钢为依据,降低了Si、Cr、Mo和V的含量,增加了Mn的含量,并新加入了Ni。这样减少了Cr和V的碳化物,增加了Mn的碳化物,设计了ZWT4钢。碳能更加充分地与V、Mn和Mo结合成高硬度的碳化物。Mn可以消除或减弱因钢种流所引起的热脆性,从而改善钢的热加工性能。Ni既能显着提高钢的淬透性又能提高强度、韧性和塑性,降低脆性转变温度。以金属材料强韧化理论为依据,利用材料学的现代分析测试技术,研究了采用不同热处理工艺时ZWT4钢锭成分偏析对锻材硬度不均匀性的影响,通过改善偏析得到了硬度分布均匀的合金。实验用ZWT4锻材金相组织中存在带状偏析,正偏析处存在较多的未溶粒状碳化物,导致两个偏析区硬度存在很大差异,正负偏析区的硬度差高达10HRC。通过优化浇注工艺、高温扩散工艺、调质工艺,使ZWT4的成分偏析得到改善,改善偏析的根本办法是在冶炼浇铸过程中选用适当的浇注温度和浇注速度,钢锭锻前采用适当的高温扩散处理。对浇铸得到的均匀ZWT4棒材经过880℃淬火,进行了多个回火温度的热处理。540℃回火之后,冒口平均硬度值为45.7HRC,水口平均硬度值为45.0HRC,棒材的硬度整体偏高;560℃回火之后冒口平均硬度值为43.1 HRC,水口平均硬度值为42.9HRC,与540℃回火硬度相比下降约2HRC。回火温度升高,为马氏体的分解提供了能量,但由于回火温度提高不多,ZWT4的硬度改善情况不高;580℃回火后,ZWT4的硬度值较560℃的回火硬度下降,且钢锭冒口和水口的硬度较为均匀,相比于560℃回火热处理,抗拉强度、屈服强度有所下降,分别是抗拉强度降低1.5%,屈服强度降低了4.6%,横向U型缺口冲击功提升了9.4%,纵向U型缺口冲击功提升了3.9%。580℃回火热处理得到了本文热处理工艺中最佳的冲击功数据,达到最优的力学性能匹配。
崔波[9]（2018）在《42CrMoS4易切削钢调质后缺陷控制及工艺优化》文中指出进入20世纪以后,随着科学技术及经济的发展,机械逐渐成为劳动力的主力。随着机械的增多,机械加工工序已经成为制约生产的瓶颈工序。人们在追求钢材质量的前提下,钢材的生产成本和易加工性也已经成为客户重点选择的指标。易切削钢在此条件下迅猛发展。含硫易切削钢是易切削钢中生产量最大的钢类,优异的加工性能使其成为机械零件生产加工的重要品种之一。含硫易切削钢含有易切削元素硫,极大的提高其切削能力的同时,其有害元素硫也为产品质量及后续热处理带来一定问题。本文初步研究了 42CrMoS4易切削钢在调质后产生的缺陷,分析缺陷产生的原因,提出了新的成分及热处理工艺。论文的主要工作及研究成果如下:（1）通过对42CrMoS4易切削钢在调质后炸裂处的成分、气体、组织采用扫描电镜等方法进行检验,确认了 42CrMoS4易切削钢调质后炸裂的原因。分析认为,成分无明显的偏析现象,偏差在±3%以内,不是由于钢材成分偏析导致调质时组织转变不一致产生的组织应力过大造成的炸裂;检验气体氢、氧、氮均无明显的偏差,试样半径1/2处的冲击功均大于中心处,说明中心处受到的拉应力较大;经过扫描电镜的检验,钢材的基体并不连续,中心有较大的空洞,是硫化物夹杂造成。具体原因是易切削钢42CrMoS4在调质水冷的过程中,在钢材内部夹杂物集中处产生较大的应力,产生调质炸裂。（2）优化热处理工艺,减少易切削钢42CrMoS4调质后的缺陷。通过成分、组织检验分析确定并优化钢材的熔炼成分,具体措施是减少钢材的P含量,S按标准下限控制;调质工艺参数优化,钢材出炉到进入淬火介质时间由<5min到<3min,提前10min开启淬火槽的搅拌装置、降低淬火介质温度,优化钢材的摆放方式。（3）优化成分及调质工艺后,42CrMoS4易切削钢调质后的质量指标提高,性能检验合格率由83%提升到94%,综合合格率由97%提升到99%,调质后质量指标的提升,减少了生产成本,缩短了生产周期,为同类含硫易切削钢的调质生产提供宝贵的经验。
杨峰[10]（2009）在《PQ600高强度工程机械用钢热轧工艺研究》文中进行了进一步梳理本文以攀钢生产的高强度工程机械结构用钢PQ600钢为研究对象,对含铌钢奥氏体静态再结晶行为、铌的碳氮化合物在奥氏体和铁素体中的析出行为等物理冶金学过程进行了研究；通过热模拟实验,研究了不同的热轧工艺参数对PQ600高强度工程机械用钢的组织的影响,得到初步的轧制参数,结合现场的设备条件,制定了适合现场生产的轧制工艺。论文主要内容包括：1、测定了PQ600高强度工程机械用钢的静态CCT曲线,分析Nb对静态CCT曲线带来的影响,研究了不同冷速对PQ600高强度工程机械用钢组织的影响。分析在连续冷却下的金相照片,确定了连续冷却条件下的冷速。Nb的加入明显扩大了铁素体的形成区域,当冷却速度从0.14℃/S增加到10.00℃/S,铁素体的百分含量增加,珠光体百分含量减少。当达到16.67℃/s时,不出现珠光体的转变,奥氏体直接转变为贝氏体,铁素体转变区域进一步增大。贝氏体转变的开始温度在600℃左右,只要卷取温度高于600℃,就可以避免贝氏体组织形成。2、在GLEEBIE-3500热模拟试验机上进行了不同工艺参数的单道次和多道次热模拟试验,得到了PQ600高强度工程机械用钢基本的热轧工艺参数。通过研究加热温度对奥氏体晶粒度的影响,结合PQ600的强化特性,加热温度1240±15℃是比较合理；研究了不同的变形量对组织的影响：在1010℃变形时,只有变形量大于30%,奥氏体才发生完全再结晶,继续增加变形量,奥氏体晶粒继续细化；而在950℃变形时,变形量达到50%,会出现一定的混晶现象；研究了终轧温度和卷取温度对PQ600高强度工程机械用钢组织的影响：在580℃卷取时,组织中存在大量的贝氏体组织,而在600℃到720℃卷取时,组织为铁素体+珠光体。PQ600的终轧温度采用870±20℃,卷取温度采用660±20℃比较合理。3、根据实验室的研究结果,结合攀钢热轧板厂的设备能力,进行了工业试制,分析了不同的终轧温度对PQ 600高强度工程机械用钢组织性能的影响。采用高温终轧时,屈服强度和抗拉强度高,低温冲击值低。随着终轧温度的降低,屈服强度和抗拉强度降低,低温冲击值大幅度提高。低温终轧钢卷中Nb在奥氏体中析出,降低了铁素体中NbC的析出量,析出强化作用减弱,强度降低。
二、14锰钼钒中温用钢试验小结（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、14锰钼钒中温用钢试验小结（论文提纲范文）
（1）30Cr2Ni4MoV钢低压转子热处理工艺的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 低压转子用钢 |
| 1.2.1 核能发电技术 |
| 1.2.2 低压转子用钢的发展 |
| 1.2.3 低压转子用钢的性能要求 |
| 1.2.4 低压转子用钢的合金化原理 |
| 1.3 大型锻件的热处理 |
| 1.4 热处理过程的物理模拟 |
| 1.5 热处理过程的数值模拟 |
| 1.5.1 国内外研究概况 |
| 1.5.2 存在问题与挑战 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第2章 30Cr2Ni4MoV 钢的相变动力学与组织转变 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原理 |
| 2.2.1 热膨胀法 |
| 2.2.2 定量金相法 |
| 2.3 30Cr2Ni4MoV 钢的奥氏体化相变动力学 |
| 2.3.1 实验材料及步骤 |
| 2.3.2 实验结果与讨论 |
| 2.3.2.1 奥氏体化相变动力学方程 |
| 2.3.2.2 奥氏体化相变激活能的计算 |
| 2.3.2.3 奥氏体化相变动力学参数 n 与 k0的计算 |
| 2.3.2.4 连续加热与等温奥氏体化相变动力学曲线 |
| 2.4 30Cr2Ni4MoV 钢的过冷奥氏体等温转变动力学 |
| 2.4.1 实验材料及步骤 |
| 2.4.1.1 珠光体转变 |
| 2.4.1.2 贝氏体转变 |
| 2.4.2 实验结果与讨论 |
| 2.4.2.1 珠光体等温转变动力学 |
| 2.4.2.2 晶粒大小对珠光体转变的影响 |
| 2.4.2.3 贝氏体转变不完全现象 |
| 2.4.2.4 贝氏体等温转变动力学 |
| 2.4.2.5 TTT 图及其影响因素 |
| 2.5 30Cr2Ni4MoV 钢的连续冷却转变 |
| 2.5.1 实验材料及步骤 |
| 2.5.2 实验结果与讨论 |
| 2.5.2.1 膨胀曲线与 CCT 图 |
| 2.5.2.2 奥氏体化时间对 CCT 图的影响 |
| 2.5.2.3 K-M 公式中 M_s的确定方法 |
| 2.5.2.4 K-M 公式中α的拟合 |
| 2.6 30Cr2Ni4MoV 钢过冷奥氏体转变的组织分析 |
| 2.6.1 等温转变的组织分析 |
| 2.6.2 连续冷却转变的组织分析 |
| 2.6.2.1 10°C/s 冷却时的组织 |
| 2.6.2.2 2°C/s 冷却时的组织 |
| 2.6.2.3 1°C/s 冷却时的组织 |
| 2.6.2.4 0.2°C/s 冷却时的组织 |
| 2.6.2.5 0.05°C/s 冷却时的组织 |
| 2.6.2.6 0.01°C/s 冷却时的组织 |
| 2.6.3 转变产物的硬度分析 |
| 2.6.4 临界冷却速度 |
| 2.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第3章 30Cr2Ni4MoV 低压转子热处理模拟的模型与参数 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热处理过程数值模拟的数学模型 |
| 3.2.1 温度场的计算模型 |
| 3.2.2 相变量的计算模型 |
| 3.2.2.1 扩散型相变 |
| 3.2.2.2 非扩散型相变 |
| 3.2.3 相变塑性的计算模型 |
| 3.2.4 应力场的计算模型 |
| 3.2.4.1 热弹塑性有限元平衡方程 |
| 3.2.4.2 热弹塑性应力应变关系 |
| 3.2.4.3 总应变的处理 |
| 3.2.5 温度-相变-应力的耦合计算模型 |
| 3.3 热物性参数 |
| 3.3.1 热膨胀系数 |
| 3.3.2 密度 |
| 3.3.3 比热容 |
| 3.3.4 相变潜热 |
| 3.3.5 导热系数与热扩散系数 |
| 3.4 力学性能参数 |
| 3.4.1 真应力-真应变曲线 |
| 3.4.2 弹性模量、屈服强度与塑性模量 |
| 3.5 表面换热系数 |
| 3.5.1 工件与大气环境的换热系数 |
| 3.5.2 工件在炉内的换热系数 |
| 3.5.3 工件喷水冷却时的换热系数 |
| 3.6 应力与组织转变的相互作用 |
| 3.6.1 马氏体相变塑性及应力对马氏体相变的影响 |
| 3.6.1.1 实验方法及试样 |
| 3.6.1.2 相变塑性参数 K |
| 3.6.1.3 应力对相变动力学参数α及 Ms点的影响 |
| 3.6.2 贝氏体相变塑性及应力对贝氏体相变的影响 |
| 3.6.2.1 实验方法及试样 |
| 3.6.2.2 相变塑性参数 K |
| 3.6.2.3 应力对相变动力学参数 b、n 以及 ts的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第4章 低压转子的锻后热处理与晶粒细化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 低压转子的粗晶问题 |
| 4.2.1 粗晶的形成原因 |
| 4.2.2 组织遗传 |
| 4.2.3 晶粒细化方法 |
| 4.3 正火温度对晶粒细化的影响 |
| 4.3.1 实验材料与方法 |
| 4.3.1.1 原始材料与预处理工艺 |
| 4.3.1.2 实验步骤 |
| 4.3.1.3 晶粒尺寸的测量 |
| 4.3.2 实验结果与分析 |
| 4.4 多次正火工艺对晶粒细化的影响 |
| 4.4.1 实验目的与方案 |
| 4.4.2 多次正火工艺要求 |
| 4.4.2.1 加热工艺参数 |
| 4.4.2.2 正火温度及正火次数 |
| 4.4.2.3 冷却工艺参数 |
| 4.4.3 多次正火的有限元数值模拟 |
| 4.4.3.1 几何模型与网格划分 |
| 4.4.3.2 数学模型及参数 |
| 4.4.3.3 模拟结果 |
| 4.4.4 多次正火的模拟炉物理模拟 |
| 4.4.4.1 物理模拟方案 |
| 4.4.4.2 物理模拟结果及分析 |
| 4.5 珠光体转变对晶粒细化的影响 |
| 4.5.1 实验方法 |
| 4.5.2 实验结果与分析 |
| 4.6 低压转子锻后热处理工艺的制订 |
| 4.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第5章 低压转子淬火冷却的数值模拟与工艺 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 低压转子淬火冷却过程的数值模拟 |
| 5.2.1 工艺条件 |
| 5.2.2 几何模型与网格划分 |
| 5.2.3 边界条件与初始条件 |
| 5.2.4 数学模型与材料参数 |
| 5.2.5 直径 2826mm 低压转子的模拟结果与分析 |
| 5.2.6 直径 1768mm 低压转子的模拟结果与分析 |
| 5.3 相变应变及相变塑性应变对淬火应力的影响 |
| 5.4 喷水强度对冷却过程的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第6章 低压转子热处理工艺的应用 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热处理工艺的制订 |
| 6.2.1 锻后热处理工艺 |
| 6.2.2 性能热处理工艺 |
| 6.3 低压转子热处理工艺的应用及建议 |
| 6.3.1 直径 1768mm 低压转子 |
| 6.3.2 直径 2826mm 低压转子 |
| 6.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第7章 全文总结 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表学术论文及申请专利 |
（2）基于TMCP的无缝钢管轧制和冷却过程微观组织控制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.1.1 连轧无缝钢管生产概况 |
| 1.1.2 无缝钢管TMCP |
| 1.1.3 基于PQF工艺无缝钢管生产过程特点及其TMCP的实现 |
| 1.2 研究进展 |
| 1.2.1 无缝钢管轧制变形过程研究 |
| 1.2.2 无缝钢管TMCP研究 |
| 1.2.3 无缝钢管控制冷却传热研究 |
| 1.2.4 无缝钢管用30MnCr22钢和P91钢研究 |
| 1.2.5 目前存在的主要问题 |
| 1.3 研究内容 |
| 1.3.1 研究意义 |
| 1.3.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料和研究方案 |
| 2.1 实验材料的选择 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.2.1 无缝钢管TMCP典型钢种高温再结晶行为研究方案 |
| 2.2.2 无缝钢管TMCP实验模拟研究方案 |
| 2.2.3 无缝钢管控制冷却传热研究方案 |
| 2.2.4 无缝钢管动态冷却相变研究方案 |
| 2.2.5 无缝钢管快速冷却相变研究方案 |
| 2.2.6 基于TMCP无缝钢管微观组织在线控制研究方案 |
| 第三章 无缝钢管TMCP典型钢种的高温再结晶行为 |
| 3.1 30MnCr22钢的高温再结晶行为 |
| 3.1.1 变形条件对30MnCr22钢动态再结晶的影响 |
| 3.1.2 变形条件对30MnCr22钢静态再结晶的影响 |
| 3.1.3 30MnCr22钢再结晶数学模型的建立 |
| 3.1.4 TMCP条件下30Mn Cr22 无缝钢管的再结晶控制 |
| 3.2 P91钢的高温再结晶行为 |
| 3.2.1 变形条件对P91钢动态再结晶的影响 |
| 3.2.2 变形条件对P91钢静态再结晶的影响 |
| 3.2.3 P91钢高温流变应力数学模型的建立 |
| 3.2.4 TMCP条件下P91无缝钢管的再结晶控制 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 无缝钢管TMCP的实验模拟 |
| 4.1 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP的实验模拟 |
| 4.1.1 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP的再结晶行为 |
| 4.1.2 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP的微观组织演变规律 |
| 4.2 P91无缝钢管TMCP的实验模拟 |
| 4.2.1 P91无缝钢管TMCP的再结晶行为 |
| 4.2.2 P91无缝钢管TMCP的微观组织演变规律 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 无缝钢管控制冷却的传热与相变机理 |
| 5.1 无缝钢管控制冷却传热 |
| 5.1.1 无缝钢管控制冷却条件下的界面换热机理 |
| 5.1.2 无缝钢管控制冷却条件下界面换热系数的验证 |
| 5.1.3 无缝钢管控制冷却条件下的微观组织 |
| 5.2 无缝钢管动态冷却相变 |
| 5.2.1 30MnCr22钢动态冷却相变分析 |
| 5.2.2 P91钢动态冷却相变分析 |
| 5.3 无缝钢管快速冷却相变 |
| 5.3.1 冷却速度对快速冷却相变过程的影响 |
| 5.3.2 快速冷却条件下马氏体转变过程的原位观察 |
| 5.3.3 快速冷却条件下马氏体转变的组织特征 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 基于TMCP无缝钢管微观组织的在线控制 |
| 6.1 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP微观组织的在线控制 |
| 6.1.1 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP加热过程的控制 |
| 6.1.2 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP轧制过程的控制 |
| 6.1.3 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP在线冷却过程的控制 |
| 6.2 P91无缝钢管TMCP微观组织的在线控制 |
| 6.2.1 P91无缝钢管TMCP加热过程的控制 |
| 6.2.2 P91无缝钢管TMCP轧制过程的控制 |
| 6.2.3 P91无缝钢管TMCP在线冷却过程的控制 |
| 6.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及取得的科研成果 |
（3）超高强度钢制备工艺的关键技术研究（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 课题研究的目的及意义 |
| 1.3 课题研究的总体思路和内容 |
| 1.4 课题研究的创新点 |
| 第2章 文献综述 |
| 2.1 超高强度钢的概况 |
| 2.1.1 低合金超高强度钢 |
| 2.1.2 中合金超高强度钢 |
| 2.1.3 高合金超高强度钢 |
| 2.1.4 300M及A-100超高强度钢 |
| 2.1.4.1 300M钢研究进展 |
| 2.1.4.2 A-100钢研究进展 |
| 2.2 超高强度钢的强韧化机制 |
| 2.2.1 钢的强化机制 |
| 2.2.2 钢的韧化机制 |
| 2.3 超高强度钢的生产工艺流程及其发展 |
| 2.3.1 电弧炉+炉外精炼 |
| 2.3.1.1 电弧炉冶炼技术 |
| 2.3.1.2 炉外精炼技术 |
| 2.3.2 真空感应+真空自耗 |
| 2.3.2.1 真空感应冶炼技术 |
| 2.3.3 真空自耗冶炼技术 |
| 2.3.4 开坯与成材 |
| 2.3.4.1 钢锭的加热 |
| 2.3.4.2 钢锭的开坯锻造 |
| 2.4 超高强度钢高纯熔炼技术的发展 |
| 2.4.1 国外纯净冶金的生产 |
| 2.4.1.1 300M钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.1.2 A-100钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.1.3 航空用轴承齿轮钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.1.4 超高强度不锈钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.2 国内纯净冶金的生产 |
| 2.4.2.1 国内超高强度不锈钢的生产工艺现状与进步 |
| 2.4.2.2 低强度等级的15-5PH沉淀硬化不锈钢 |
| 2.4.2.3 中强度等级PH13-8Mo沉淀硬化不锈钢 |
| 2.4.2.4 超高强度不锈钢 |
| 2.5 超高强度钢中夹杂物的影响及控制 |
| 2.6 文献总结和评述 |
| 第3章 超高强度钢用精钢材的纯净化冶炼研究 |
| 3.1 现场冶炼过程钢液脱氧操作工艺制定及其可行性分析 |
| 3.1.1 真空碳脱氧的热力学计算及分析 |
| 3.1.2 不同金属、合金沉淀脱氧的热力学计算及分析 |
| 3.1.3 扩散脱氧的热力学计算及分析 |
| 3.2 第一次工业试验结果及分析 |
| 3.2.1 电炉熔炼过程及结果分析 |
| 3.2.2 LF炉冶炼过程及磷的变化结果分析 |
| 3.2.3 VD炉冶炼过程及结果分析 |
| 3.2.4 LF-VD精炼过程中气体质量分数的变化及分析 |
| 3.2.5 第一次工业试验的效果评价 |
| 3.3 第二次工业试验过程及结果分析 |
| 3.3.1 第二次工业试验结果分析 |
| 3.3.2 第二次工业试验效果评价 |
| 3.4 第三次工业试验过程及结果分析 |
| 3.4.1 精23钢脱钛保钒的热力学计算 |
| 3.4.2 工业试验冶炼精23钢材的FeV加入量计算 |
| 3.4.3 精23钢材的冶炼试验 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 稀土镧对超高强度钢洁净度的影响 |
| 4.1 实验目的 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 实验安排 |
| 4.2.2 分析和检测方法 |
| 4.3 实验结果分析 |
| 4.3.1 稀土镧的脱氧和脱硫作用 |
| 4.3.2 S53钢中氮的控制 |
| 4.3.3 镧对S53钢夹杂物形貌和成分的影响 |
| 4.3.4 镧对夹杂物尺寸和数量的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 超高强度钢超纯净熔炼工艺研究 |
| 5.1 单真空(VIM)超纯净熔炼工艺研究 |
| 5.1.1 单真空工艺研究实验方法 |
| 5.1.2 单真空(VIM)工艺研究实验结果及分析 |
| 5.2 双真空(VIM-VAR)超纯净熔炼工艺研究 |
| 5.2.1 双真空(VIM-VAR)工艺研究方案 |
| 5.2.2 双真空(VIM-VAR)工艺研究结果与分析 |
| 5.3 三联工艺(VIM-ESR-VAR)对钢洁净度的影响研究 |
| 5.3.1 三联工艺研究方案 |
| 5.3.2 三联工艺结果与讨论 |
| 5.3.3 钢中夹杂物结果分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 超高强度钢锻造和热处理工艺制度研究 |
| 6.1 锻造工艺对航空轴承钢G13Cr4Ni4Mo4VA棒材冲击性能的影响 |
| 6.1.1 试验过程 |
| 6.1.2 试验结果与讨论 |
| 6.1.3 工艺优化及改进 |
| 6.1.4 试验小结 |
| 6.2 锻造和预备热处理对超高强度钢A-100晶粒度的影响 |
| 6.2.1 实验用钢和实验方法 |
| 6.2.2 实验结果及分析 |
| 6.2.3 试验小结 |
| 6.3 热处理对40CrMnSi2Ni2MoVA低倍缺陷的影响研究 |
| 6.3.1 实验目的 |
| 6.3.2 实验方法 |
| 6.3.3 实验步骤 |
| 6.3.4 热处理对不同直径钢棒的影响 |
| 6.3.5 试验小结 |
| 6.4 回火热处理对S53钢组织性能的影响 |
| 6.4.1 试验材料 |
| 6.4.2 S53钢回火组织与性能 |
| 6.4.3 S53钢二次回火组织与性能 |
| 6.4.4 试验小结 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 作者简介 |
（4）圆锥破碎机衬板用贝-马复相耐磨铸钢热处理工艺及耐磨机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 衬板用耐磨钢铁材料的研究现状 |
| 2.1.1 中、高锰钢材料 |
| 2.1.2 耐磨铸铁材料 |
| 2.1.3 多元合金钢材料 |
| 2.1.4 其他耐磨材料 |
| 2.2 贝-马复相耐磨铸钢的发展 |
| 2.3 圆锥破碎机衬板的磨损机理及性能要求 |
| 2.3.1 磨损机理分析 |
| 2.3.2 衬板的失效形式及性能要求 |
| 2.4 贝-马复相耐磨铸钢的力学性能影响因素 |
| 2.4.1 成分的影响 |
| 2.4.2 组织的影响 |
| 2.4.3 热处理工艺的影响 |
| 3 研究内容及方案 |
| 3.1 主要研究内容 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.3 技术路线 |
| 3.4 本研究的特色与创新之处 |
| 4 贝-马复相耐磨铸钢的设计与制备 |
| 4.1 成分设计 |
| 4.2 组织设计 |
| 4.3 铸造工艺设计与制备 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 贝-马复相耐磨铸钢的相变规律 |
| 5.1 实验材料与方法 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.2 相变规律研究 |
| 5.2.1 相变点的测定 |
| 5.2.2 CCT曲线的绘制与分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 贝-马复相耐磨铸钢的热处理工艺 |
| 6.1 实验方法 |
| 6.2 淬火保温工艺 |
| 6.2.1 淬火保温工艺对力学性能的影响 |
| 6.2.2 淬火保温工艺对显微组织的影响 |
| 6.3 淬火工艺研究 |
| 6.3.1 淬火工艺对力学性能的影响 |
| 6.3.2 淬火工艺对显微组织的影响 |
| 6.4 回火工艺研究 |
| 6.4.1 回火工艺对力学性能的影响 |
| 6.4.2 回火工艺对显微组织的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 贝-马复相耐磨铸钢的耐磨机理 |
| 7.1 实验材料与方法 |
| 7.1.1 实验材料 |
| 7.1.2 实验方法 |
| 7.2 磨损实验结果 |
| 7.2.1 销-盘磨损实验结果 |
| 7.2.2 冲击磨料磨损实验结果 |
| 7.2.3 盐雾腐蚀后的冲击磨料磨损实验结果 |
| 7.3 多维度磨损分析 |
| 7.3.1 一维磨损 |
| 7.3.2 二维磨损 |
| 7.3.3 三维磨损 |
| 7.3.4 四维磨损 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 贝-马复相耐磨铸钢的产业化推进 |
| 8.1 原有选材分析 |
| 8.2 贝-马复相耐磨铸钢衬板的化学成分与性能指标规范 |
| 8.3 贝-马复相耐磨铸钢衬板的铸造工艺 |
| 8.3.1 贝-马复相耐磨铸钢衬板的形状尺寸 |
| 8.3.2 动锥铸造工艺 |
| 8.3.3 定锥铸造工艺 |
| 8.4 贝-马复相耐磨铸钢衬板的制备 |
| 8.4.1 贝-马复相耐磨铸钢衬板的冶炼与铸造 |
| 8.4.2 贝-马复相耐磨铸钢衬板的热处理 |
| 8.5 贝-马复相耐磨铸钢衬板的实用性评价 |
| 8.6 本章小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）8Cr13MoV钢碳化物控制及对刀具锋利性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 国内外刀具用钢发展概况 |
| 2.1.1 国外刀具用钢发展概况 |
| 2.1.2 国内刀具用钢发展概况 |
| 2.1.3 国内高品质刀具用钢存在的问题 |
| 2.2 高品质刀具锋利性能及其影响因素 |
| 2.2.1 刀具锋利度和锋利耐用度的测试方法 |
| 2.2.2 高品质刀具用钢中的主要合金元素及其作用 |
| 2.2.3 钢材硬度的影响因素 |
| 2.2.4 钢材耐磨性的影响因素 |
| 2.3 碳化物对钢材性能的影响及其控制方法 |
| 2.3.1 钢中碳化物简介 |
| 2.3.2 碳化物对钢材性能的影响 |
| 2.3.3 碳化物的控制方法 |
| 2.4 课题研究的背景、目的和研究内容 |
| 2.4.1 课题研究的背景和目的 |
| 2.4.2 研究内容 |
| 3 8Cr13MoV钢中一次碳化物演变行为及析出机理研究 |
| 3.1 钢中一次碳化物演变行为研究 |
| 3.1.1 铸态8Cr13MoV钢组织及一次碳化物分析 |
| 3.1.2 电渣重熔过程中一次碳化物析出行为 |
| 3.1.3 热轧过程中一次碳化物的演变行为 |
| 3.1.4 球化退火过程中一次碳化物的演变行为 |
| 3.2 钢中一次碳化物析出机理研究 |
| 3.2.1 钢液凝固性质图计算 |
| 3.2.2 凝固过程中剩余钢液及一次碳化物中各元素含量变化 |
| 3.2.3 钢液凝固过程中新生奥氏体中元素含量变化 |
| 3.2.4 一次碳化物析出及生长机理分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 一次碳化物的控制工艺及其对刀具锋利性能的影响 |
| 4.1 电渣重熔工艺对一次碳化物的影响 |
| 4.1.1 熔速对一次碳化物析出的影响 |
| 4.1.2 充填比对一次碳化物析出的影响 |
| 4.2 高温扩散退火工艺对一次碳化物的影响 |
| 4.2.1 电渣锭高温扩散退火对一次碳化物的影响 |
| 4.2.2 热轧板高温扩散退火对一次碳化物的影响 |
| 4.3 一次碳化物含量对刀具锋利性能的影响 |
| 4.3.1 刀具刃口钝化机理分析 |
| 4.3.2 一次碳化物含量对刀具耐磨性和锋利性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 淬火工艺对刀具锋利性能的影响及作用机理 |
| 5.1 淬火工艺对钢中碳化物和微观组织的影响 |
| 5.1.1 8Cr13MoV钢特征相变点的测定 |
| 5.1.2 奥氏体化温度和冷却制度对钢中碳化物和组织的影响 |
| 5.1.3 淬火过程碳化物和组织演变行为的动态观察 |
| 5.2 淬火工艺对钢材性能的影响 |
| 5.2.1 淬火工艺对钢材硬度的影响 |
| 5.2.2 淬火工艺对刀具耐磨性的影响 |
| 5.2.3 淬火工艺对刀具锋利性能的影响及作用机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 钢中二次碳化物控制及其对刀具锋利性能的影响 |
| 6.1 8Cr13MoV钢中二次碳化物析出及演变行为 |
| 6.1.1 二次碳化物析出行为的热力学计算 |
| 6.1.2 二次碳化物析出和转变行为的动力学计算 |
| 6.1.3 生产过程中二次碳化物演变行为 |
| 6.1.4 加热和冷却过程中碳化物和组织演变行为的动态观察 |
| 6.2 基于第一性原理的碳化物力学性能计算 |
| 6.3 钢中二次碳化物类型对刀具锋利性能的影响 |
| 6.3.1 促进M_7C_3型二次碳化物析出的热处理工艺研究 |
| 6.3.2 纳米级M_7C_3碳化物对刀具耐磨性和锋利性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 提高刀具锋利性能的新型热处理工艺 |
| 7.1 辊锻热处理工艺 |
| 7.1.1 辊锻热处理工艺对刀刃晶粒尺寸的影响 |
| 7.1.2 辊锻热处理工艺对刀刃处一次碳化物的影响 |
| 7.1.3 辊锻热处理对刀具耐磨性和锋利性能的影响 |
| 7.2 深冷工艺 |
| 7.2.1 深冷工艺对钢材微观组织的影响 |
| 7.2.2 深冷工艺对钢材硬度和耐磨性的影响 |
| 7.2.3 深冷工艺对刀具锋利性能的影响及作用机理 |
| 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）增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢微观组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 氮对热变形奥氏体再结晶行为的影响研究进展 |
| 1.3 氮对低碳钢组织特征的调控作用 |
| 1.3.1 低碳微合金钢中的组织类型 |
| 1.3.2 氮对低碳微合金钢组织转变的影响 |
| 1.4 低碳微合金钢的控轧控冷工艺研究进展 |
| 1.4.1 低碳钢的轧制工艺研究进展 |
| 1.4.2 低碳钢的控冷工艺研究进展 |
| 1.5 研究的目的、意义和主要研究内容 |
| 1.5.1 研究的目的、意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 增氮对低碳Mo-V-Ti钢热变形奥氏体再结晶行为的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料及方法 |
| 2.3 热变形奥氏体动态再结晶行为研究 |
| 2.3.1 动态再结晶的一般特征 |
| 2.3.2 试验钢单道次热压缩变形的真应力-真应变曲线 |
| 2.3.3 试验钢的动态再结晶图 |
| 2.3.4 动态再结晶流变应力方程与再结晶激活能 |
| 2.3.5 试验钢动态再结晶晶粒观察 |
| 2.4 热变形奥氏体静态再结晶规律研究 |
| 2.4.1 静态再结晶行为特征 |
| 2.4.2 试验钢双道次热压缩变形的真应力-真应变曲线 |
| 2.4.3 试验钢的静态再结晶图 |
| 2.4.4 试验钢静态再结晶的动力学及激活能 |
| 2.4.5 试验钢静态再结晶晶粒观察 |
| 2.5 增氮对再结晶的抑制作用机理 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢组织转变与力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料和试验方法 |
| 3.3 增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢相变动力学的影响 |
| 3.3.1 试验钢模拟两阶段控轧-典型冷速控冷样品的热膨胀曲线与Ar_3 |
| 3.3.2 增氮对Ar_3及原奥晶粒的影响 |
| 3.4 增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢转变组织的影响 |
| 3.4.1 试验钢模拟两阶段控轧-典型冷速控冷样品的金相组织 |
| 3.4.2 试验钢模拟两阶段控轧-典型冷速控冷样品的M-A组元 |
| 3.4.3 试验钢模拟两阶段控轧-典型冷速控冷样品的组织亚结构 |
| 3.4.4 增氮对模拟两阶段控轧-控冷样品转变组织的影响 |
| 3.4.5 不同氮含量试验钢模拟两阶段控轧奥氏体CCT曲线 |
| 3.5 增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢力学性能的影响 |
| 3.5.1 模拟两阶段控轧-10℃/s控冷样品的力学性能 |
| 3.5.2 增氮对屈服强度的影响 |
| 3.5.3 增氮对拉伸强度和屈强比的影响 |
| 3.5.4 增氮对冲击性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 TMCP工艺对低碳Mo-V-Ti-N钢组织与拉伸性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料和试验方法 |
| 4.3 终轧温度对试验钢组织和拉伸性能的影响 |
| 4.3.1 不同终轧温度模拟试样的拉伸性能 |
| 4.3.2 不同终轧温度模拟试样的组织观察 |
| 4.4 开冷温度对试验钢组织和拉伸性能的影响 |
| 4.4.1 不同开冷温度模拟试样的拉伸性能 |
| 4.4.2 不同开冷温度模拟试样的组织观察 |
| 4.5 冷却速度对试验钢组织和拉伸性能的影响 |
| 4.5.1 不同冷却速度模拟试样的拉伸性能 |
| 4.5.2 不同冷却速度模拟试样的组织观察 |
| 4.6 停冷温度对试验钢组织和拉伸性能的影响 |
| 4.6.1 不同停冷温度模拟试样的拉伸性能 |
| 4.6.2 不同停冷温度模拟试样的组织观察及对力学性能的影响研究 |
| 4.7 增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢组织与力学性能的影响 |
| 4.7.1 试制钢板轧态性能随氮含量的变化 |
| 4.7.2 试制钢板轧态组织随氮含量的变化 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 低碳Mo-V-Ti-N钢多相组织应变硬化行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料与方法 |
| 5.3 试验钢拉伸变形行为 |
| 5.4 试验钢变形组织演变规律 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（7）新冶炼工艺下H13型钢的热处理工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热作模具钢发展现状 |
| 1.2.1 热作模具钢发展历程及国外研究现状 |
| 1.2.2 热作模具钢国内研究现状 |
| 1.3 热作模具钢性能要求及失效形式 |
| 1.4 热作模具钢强韧化途径 |
| 1.4.1 优化合金元素配比 |
| 1.4.2 纯净钢冶炼和组织均匀化技术的开发与应用 |
| 1.4.3 热处理对热作模具钢的影响 |
| 1.5 本文研究内容及意义 |
| 2 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法及设备 |
| 2.2.1 淬火工艺 |
| 2.2.2 回火工艺 |
| 2.2.3 热稳定试验 |
| 2.2.4 热疲劳试验 |
| 2.2.5 硬度测试 |
| 2.2.6 冲击性能测试 |
| 2.2.7 微观组织表征 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 新冶炼工艺H13型钢组织与性能研究 |
| 3.1 钢的纯净度 |
| 3.2 退火组织及硬度 |
| 3.2.1 退火组织 |
| 3.2.2 退火硬度 |
| 3.3 淬火组织及硬度 |
| 3.3.1 淬火组织形貌 |
| 3.3.2 淬火硬度 |
| 3.4 试验钢的晶粒度 |
| 3.5 淬、回火组织及硬度 |
| 3.5.1 淬、回火组织 |
| 3.5.2 淬、回火硬度 |
| 3.6 冲击性能 |
| 3.7 热稳定性能 |
| 3.7.1 热稳定曲线分析 |
| 3.7.2 热稳定过程中微观组织观察 |
| 3.8 回火温度对组织和硬度的影响 |
| 3.8.1 回火金相显微形貌 |
| 3.8.2 回火组织SEM形貌 |
| 3.8.3 回火温度对硬度的影响 |
| 3.9 本章小结 |
| 4 热疲劳试验装置的研制及H13型钢热疲劳性能对比 |
| 4.1 模具钢热疲劳性能和研究方法 |
| 4.1.1 影响模具钢热疲劳性能的因素 |
| 4.1.2 模具钢热疲劳性能研究方法 |
| 4.2 热疲劳试验装置研制 |
| 4.2.1 自约束热疲劳试验装置的结构及其设计 |
| 4.2.2 热疲劳试验装置温度场的测控 |
| 4.3 热疲劳试验材料及方法 |
| 4.4 试验钢热疲劳性能特性及分析 |
| 4.4.1 热疲劳裂纹形貌特征 |
| 4.4.2 热疲劳后硬度变化分析 |
| 4.4.3 热疲劳循环后显微组织分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表论文及科研成果 |
| 致谢 |
（8）新型热作模具钢ZWT4热处理工艺和力学性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热作模具钢的概述 |
| 1.2.1 热作模具钢的不同分类 |
| 1.2.2 热作模具用钢的性能要求 |
| 1.3 国外热作模具钢的研究及发展现状 |
| 1.4 国内热作模具用钢的研究及发展现状 |
| 1.5 本课题的研究意义和主要内容 |
| 1.5.1 课题研究意义 |
| 1.5.2 课题研究的主要内容 |
| 第2章 热作模具钢性能介绍 |
| 2.1 热作模具钢性能参数 |
| 2.1.1 H13性能介绍 |
| 2.1.2 5CrNiMo性能介绍 |
| 2.2 热作模具钢中合金元素的作用 |
| 2.3 热作模具钢中主要碳化物类型 |
| 2.4 热作模具钢使用性能要求 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 ZWT4热作模具钢试验方法 |
| 3.1 实验目的 |
| 3.2 实验用料ZWT4合金成分设计 |
| 3.3 试验方案的确定 |
| 3.3.1 原料成分偏析及调质处理对ZWT4硬度的影响试验方案 |
| 3.3.2 热处理工艺对ZWT4力学性能的影响 |
| 3.4 试验过程 |
| 3.4.1 化学成分分析 |
| 3.4.2 金相分析 |
| 3.4.3 硬度检测 |
| 3.4.4 拉伸性能检测 |
| 3.4.5 冲击性能检测 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 原料成分偏析对ZWT4硬度均匀性的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 成分偏析对合金硬度均匀性的影响 |
| 4.2.1 ZWT4硬度均匀性分析 |
| 4.2.2 ZWT4工艺优化设计及偏析改善 |
| 4.3 ZWT4硬度分布不均匀的分析探讨 |
| 4.3.1 原料成分偏析原因分析 |
| 4.3.2 对原料成分不均的改善措施 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 热处理工艺对ZWT4力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 ZWT4热作模具钢生产工艺流程及主要工艺过程 |
| 5.3 不同回火温度对ZWT4硬度及性能的影响 |
| 5.3.1 回火工艺作用与目的 |
| 5.3.2 回火工艺试验方案设计 |
| 5.3.3 工艺1—540℃回火处理对ZWT4性能的影响 |
| 5.3.4 工艺2—560℃回火处理对ZWT4性能的影响 |
| 5.3.5 工艺3—580℃回火处理对ZWT4性能的影响 |
| 5.3.6 工艺4—600℃回火处理对ZWT4性能的影响 |
| 5.3.7 工艺5—620℃回火处理对ZWT4性能的影响 |
| 5.4 不同回火温度对ZWT4机械性能的影响分析 |
| 5.5 ZWT4实际应用 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（9）42CrMoS4易切削钢调质后缺陷控制及工艺优化（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 调质钢概述 |
| 1.1.1 易切削调质钢 |
| 1.1.1.1 硫系易切削钢 |
| 1.1.1.2 铅系易切削钢 |
| 1.1.1.3 钙系易切削钢 |
| 1.1.1.4 钛系易切削钢 |
| 1.1.2 易切削钢发展现状 |
| 1.2 调质工艺 |
| 1.2.1 淬火 |
| 1.2.1.1 淬火工艺 |
| 1.2.1.2 淬火分类 |
| 1.2.2 回火 |
| 1.2.2.1 回火工艺 |
| 1.2.2.2 回火分类 |
| 1.2.3 冷却介质 |
| 1.2.4 调质后的缺陷 |
| 1.2.4.1 裂纹 |
| 1.2.4.2 力学性能不满足要求 |
| 1.3 含硫易切削调质钢的生产问题 |
| 1.4 研究目的和研究方案 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究方案 |
| 第2章 42CrMoS4调质工艺及炸裂缺陷 |
| 2.1 42CrMoS4调质材标准要求 |
| 2.1.1 BS EN概述 |
| 2.1.2 化学成分 |
| 2.1.3 低倍组织 |
| 2.1.4 非金属夹杂物 |
| 2.1.5 晶粒度 |
| 2.1.6 力学性能 |
| 2.1.7 超声波探伤 |
| 2.2 北满特钢易切削调质钢42CrMoS4生产简介 |
| 2.3 调质设备简介 |
| 2.3.1 淬火炉 |
| 2.3.2 回火炉 |
| 2.3.3 淬火槽 |
| 2.4 42CrMoS4调质材生产工艺 |
| 2.4.1 调质加热工艺的确定 |
| 2.4.2 调质冷却工艺的确定 |
| 2.4.3 淬火介质温度的确定 |
| 2.5 42CrMoS4调质炸裂 |
| 2.5.1 化学成分分析 |
| 2.5.2 组织分析 |
| 2.5.3 压断试验 |
| 2.6 分析解决方法 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 42CrMoS4调质后性能研究 |
| 3.1 力学性能 |
| 3.1.1 屈服强度 |
| 3.1.2 抗拉强度 |
| 3.1.3 塑性指标 |
| 3.1.4 冲击功 |
| 3.1.5 性能检验问题 |
| 3.2 检验分析 |
| 3.2.1 性能合格组织检验 |
| 3.2.2 性能不合格钢材组织检验 |
| 3.2.2.1 出炉时间 |
| 3.2.2.2 淬火介质温度 |
| 3.2.2.3 钢材摆放 |
| 3.2.3 夹杂物检验 |
| 3.3 成分的影响 |
| 3.3.1 P的影响 |
| 3.3.2 S的影响 |
| 3.3.3 成分对应性能实验 |
| 3.4 优化工艺参数及验证 |
| 3.4.1 工艺参数优化 |
| 3.4.2 验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（10）PQ600高强度工程机械用钢热轧工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 工程机械结构用钢的发展 |
| 1.3 高强度工程机械结构用钢的强化方式 |
| 1.3.1 细晶强化 |
| 1.3.2 析出强化 |
| 1.3.3 固溶强化 |
| 1.3.4 相变强化 |
| 1.3.5 位错和亚结构强化 |
| 1.4 高强度工程机械结构用钢的化学成分特点 |
| 1.5 国内外高强度工程机械用钢的研究开发现状 |
| 1.5.1 国外的研究发展现状 |
| 1.5.2 国内的研究发展现状 |
| 1.6 课题选题的背景、目的及意义 |
| 1.7 研究内容及研究目标 |
| 1.7.1 研究内容 |
| 1.7.2 研究目标 |
| 第二章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 CCT曲线测定 |
| 2.2.2 加热温度对奥氏体晶粒度的影响 |
| 2.2.3 变形温度和变形量对奥氏体晶粒度的影响 |
| 2.2.4 热模拟实验 |
| 2.2.5 工业试验 |
| 2.2.6 组织观察和性能检验 |
| 第三章 实验室实验 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方案 |
| 3.2.1 加热温度对奥氏体晶粒度的影响 |
| 3.2.2 单道次热模拟实验 |
| 3.2.3 多道次热模拟实验 |
| 3.3 实验结果及分析 |
| 3.3.1 CCT曲线 |
| 3.3.2 加热温度研究 |
| 3.3.3 开轧温度和变形量对奥氏体晶粒度的影响 |
| 3.3.4 变形速率对组织的影响 |
| 3.3.5 冷却速度对组织的影响 |
| 3.3.6 终轧温度对组织的影响 |
| 3.3.7 卷取温度对组织的影响 |
| 3.3.8 多道次实验分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 工业性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 终轧温度对PQ600高强度工程机械用钢组织性能的影响 |
| 4.2.1 生产工艺流程 |
| 4.2.2 力学性能 |
| 4.2.3 金相组织 |
| 4.2.4 分析 |
| 4.3 工业试制 |
| 4.3.1 力学性能 |
| 4.3.2 金相组织 |
| 4.3.3 卷型 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录一 发表论文目录 |
四、14锰钼钒中温用钢试验小结（论文参考文献）
- [1]30Cr2Ni4MoV钢低压转子热处理工艺的研究[D]. 陈睿恺. 上海交通大学, 2012(12)
- [2]基于TMCP的无缝钢管轧制和冷却过程微观组织控制研究[D]. 王晓东. 内蒙古工业大学, 2020
- [3]超高强度钢制备工艺的关键技术研究[D]. 王瑞. 东北大学, 2017(08)
- [4]圆锥破碎机衬板用贝-马复相耐磨铸钢热处理工艺及耐磨机理研究[D]. 裴中正. 北京科技大学, 2021(02)
- [5]8Cr13MoV钢碳化物控制及对刀具锋利性能的影响[D]. 朱勤天. 北京科技大学, 2019(02)
- [6]增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢微观组织和力学性能的影响[D]. 肖心萍. 燕山大学, 2019(06)
- [7]新冶炼工艺下H13型钢的热处理工艺及组织性能研究[D]. 陈杰. 西华大学, 2020(01)
- [8]新型热作模具钢ZWT4热处理工艺和力学性能的研究[D]. 屈丽丽. 燕山大学, 2017(12)
- [9]42CrMoS4易切削钢调质后缺陷控制及工艺优化[D]. 崔波. 东北大学, 2018(02)
- [10]PQ600高强度工程机械用钢热轧工艺研究[D]. 杨峰. 昆明理工大学, 2009(02)