一、高温合金晶粒尺寸和晶界沉淀对冲击韧性的影响（论文文献综述）
王占花[1]（2021）在《贝氏体型非调质钢的组织性能调控研究》文中提出微合金化非调质钢具有节能环保、低成本等优点,已广泛地应用于汽车锻件等机械零部件的生产。然而,由于传统的铁素体–珠光体型非调质钢的强度低韧性差,使得该类材料难以应用于对强韧性要求较高的保安零部件。因此,迫切需要开发具有高强韧性匹配的贝氏体型非调质钢。本文首先从微合金化出发设计了3种贝氏体型非调质钢MB4（20Mn2Si Cr S）、MB5（20Mn2Si Cr VS）、MB6（20Mn2Si Cr VTi S）,研究了V、Ti微合金化与控制锻造工艺对实验钢组织及性能的影响规律,探究了锻后回火处理对实验钢组织及性能的影响;其次,采用慢应变速率拉伸（Slow strain rate tensile,SSRT）、氢热分析（Thermal desorption spectrometry,TDS）、氢渗透等实验研究了实验钢的氢脆敏感性,并与传统的42Cr Mo调质钢进行了对比。获得的主要结果如下:微合金元素V和Ti对实验钢组织及力学性能影响的研究结果表明,在MB4钢的基础上添加0.13 wt.%V（MB5钢）,使Ac1和Ac3温度提高了～30℃,抑制了先共析铁素体的析出,并促进了贝氏体的生成,扩大了获得全贝氏体组织（贝氏体体积分数大于90%）的冷速范围,即由0.83～1.48℃/s扩大到0.43～1.82℃/s。MB4和MB5钢锻后空冷组织主要为粒状贝氏体组织;与MB4钢相比,MB5钢的组织得到明显细化,特别是M/A组元的细化效果更为显着。在MB5钢中进一步添加适量Ti元素抑制了先共析铁素体的生成,促进板条贝氏体的生成,锻后空冷可获得板条状下贝氏体为主的组织。V及V-Ti复合微合金化均可以明显地优化贝氏体型非调质钢的整体力学性能,强度水平得到明显提高,V微合金化的MB5钢的抗拉强度水平达到1100 MPa级,V-Ti微合金化的MB6钢的强度水平达到1300 MPa级,同时钢的塑性和韧性也得到明显改善。相分析结果表明,锻态MB5钢中仅有～8.5%的V以M（C,N）的形式存在,锻态MB6钢中～7%的V及～96%的Ti存在于M（C,N）中。计算得到MB5和MB6钢中M（C,N）析出强化的效果分别约为40 MPa、45MPa。锻造工艺对MB6钢组织及力学性能影响的研究结果表明,通过控制终锻温度和锻后冷却速率,MB6钢可获得以板条状下贝氏体为主的组织,从而可使力学性能得到进一步提升,抗拉强度达1400 MPa级,冲击功达64 J;除屈服强度和屈强比外,MB6钢表现出与42Cr Mo调质钢相同甚至更高的力学性能。示波冲击试验表明,板条状下贝氏体型非调质钢的裂纹萌生功、裂纹扩展功及裂纹扩展止裂能力均明显地高于粒状贝氏体型非调质钢,这表明减少甚至消除大块状M/A组元、增加大角度晶界的比例和细化组织可以有效地改善韧性。因此,通过合理的控制锻造工艺可调控贝氏体型非调质钢的组织及性能。对控锻的MB6钢锻后回火行为的研究结果表明,随着回火温度升高,实验钢的抗拉强度逐渐降低,从锻态的1418 MPa逐渐降低到500℃回火时的1094 MPa;而屈服强度则呈现先缓慢增加后降低的变化趋势,在400℃达到峰值;屈强比由锻态时的0.73逐渐升高至500℃回火时的0.93。与强度不同,实验钢的冲击功随回火温度呈现先增加后降低,最后再增加的变化特征,在400℃回火时冲击吸收功最小,呈现出一定的回火脆性;而500℃回火后冲击功最大,较锻态样提高约27%。因此,对实验钢锻后进行适当的回火处理,有利于获得与调质合金钢相当的良好综合力学性能,从而有助于扩大其应用范围。对具有粒状贝氏体与板条状下贝氏体组织的MB6钢氢脆敏感性的研究结果表明,粒状贝氏体组织的表观氢扩散系数明显地低于板条状下贝氏体组织,前者电化学充氢后的氢含量明显地高于后者。尽管板条状下贝氏体组织的强度水平明显地高于粒状贝氏体组织,但二者的氢脆敏感性指数基本相当,且明显地低于同等强度水平的42Cr Mo调质钢。500℃回火处理后两种组织的表观氢扩散系数和氢脆敏感度较锻态组织均得到显着地降低,但其氢脆敏感性仍略高于同等强度水平的42Cr Mo调质钢。实验钢回火过程中的组织变化及其所引起的强度水平的降低是其氢脆敏感性明显降低的主要原因。
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》文中研究说明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。
彭涛[3]（2021）在《700℃汽轮机叶片用Nimonic 105合金的组织及性能研究》文中研究说明目前,世界上商用的超超临界电站运行的蒸汽温度在600℃左右,热效率为40%～45%。为进一步提高电站的热效率、减少CO2气体排放量和燃煤消耗,下一代先进超超临界电站将蒸汽温度提高到700～760℃,压力达到了 35 MPa,预计热效率将达到50%以上。随着蒸汽温度和压力的提高,对耐热材料的持久强度、腐蚀和高温氧化等性能的要求也更为苛刻。叶片是汽轮机的关键部件之一,当温度提高到700℃及以上时,传统的铁素体和奥氏体耐热钢不能满足先进超超临界汽轮机叶片材料长时持久强度的要求,需要使用镍基高温合金。Nimonic 105合金是γ’相析出强化的镍基高温合金,具有较高的拉伸强度和持久强度以及良好的耐腐蚀和抗氧化性能,是先进超超临界汽轮机叶片的主要候选材料之一。然而,合金的变形抗力大,在锻造和轧制时容易出现裂纹,需要进一步优化合金的热加工工艺。作为先进超超临界汽轮机叶片材料,需要具有较高的持久性能和良好的长时组织和力学性能稳定性,目前还缺乏这方面的研究。因此,本文以Nimonic 105合金为研究对象,系统研究了合金的热变形行为、拉伸性能和变形机制以及合金在长时时效中的组织和力学性能演变,并深入研究了合金的持久性能、变形和断裂机制,主要结论如下:（1）通过热变形行为的研究,建立了合金的热变形本构方程和热加工图,计算获得了合金的热变形激活能为453.99 kJ/mol,确定了合金较适宜的热变形参数:温度为1070～1175℃,应变速率为0.05～0.35 s-1,在此变形条件下可以获得均匀细小的再结晶晶粒。（2）在室温到750℃范围内,合金的屈服强度变化不大,当温度提高到800℃以上时,屈服强度迅速降低。透射电镜（TEM）观察结果表明,合金在750℃以下的主要拉伸变形机制为强耦合位错对剪切;800℃以上时,主要拉伸变形机制为Orowan绕过以及位错攀移和交滑移,位错在基体中均匀分布,使屈服强度迅速降低;750～800℃拉伸变形后,合金的组织中存在少量形变孪晶和扩展层错。（3）在750℃时效16000h过程中,M23C6碳化物缓慢长大,MC碳化物发生缓慢的分解,形成M23C6碳化物和γ’相。时效600 h后,M23C6碳化物的含量由0.72 wt.%增加到0.85 wt.%,延长时间至10000h,其含量变化不大,然后缓慢增加。γ’相的含量在时效初期（600 h）明显增加,由34.3wt.%增加到42.2 wt.%,然后变化不大。在时效过程中,γ’相的尺寸逐渐增大,时效16000 h后,γ’相仍保持球形形貌,平均尺寸由69.8nm增大到186.6nm,尺寸呈单峰分布,γ’相的粗化符合LSW理论;γ’/γ的错配度约为-0.09%。（4）在750℃时效2000h内,γ’相主要被强耦合位错对切过。时效初期（600h）,γ’相含量的增加是合金高温屈服强度提高的主要原因。时效5000 h后,主要的强化机制为Orowan绕过,使高温屈服强度逐渐降低。时效16000 h后,合金的室温和750℃高温屈服强度分别为869和745 MPa。合金在750℃时效后冲击韧性的降低主要是由于晶界上M23C6碳化物的析出和长大引起。（5）采用等温线法外推合金在750和800℃下105 h的持久强度分别为200和143 MPa。在750℃/250 MPa持久实验23441 h后,部分γ’相的形貌由球形转变为立方形,同时M23C6碳化物在晶界上形成了几乎连续的碳化物链。TEM观察结果显示,合金在750℃/350～450MPa的主要持久变形机制为强耦合位错对剪切;在750℃/250MPa和800℃/200～350MPa的主要持久变形机制为Orowan绕过。在持久过程中,空洞主要在晶界上的M23C6和MC碳化物的界面处形核,空洞长大并连接,形成裂纹,裂纹扩展导致合金发生断裂。
武敏[4]（2021）在《超级双相不铸钢S32750热变形行为及组织性能研究》文中提出双相不锈钢兼有奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢的特点,具有高强度、良好的耐蚀性以及优越的焊接性能,是一种重要的结构材料;与拥有相近性能的超级奥氏体不锈钢和镍基合金材料相比,由于在成分上以氮代镍,具有成本优势,是一种资源节约型不锈钢。同时,双相不锈钢的设计使用寿命长,服役周期成本低。该类合金已广泛应用于化学品船、油气田、烟气脱硫、海水淡化等工业领域中,市场潜力巨大。S32750属于第三代双相不锈钢,是超级双相不锈钢的典型代表。该合金具有比普通双相不锈钢更高的铬、钼、镍以及氮含量,点蚀当量数可达40,适用于海水热交换器、深海油气开采等极端环境。由于S32750化学成分和铸态组织结构的特殊性,热变形条件下铁素体和奥氏体的力学性能和软化机制存在较大差异,使S32750热轧钢卷易出现边裂和表面裂纹等缺陷,严重影响产品的成品率和生产效率,成为限制其推广应用的主要瓶颈之一。另外,S32750连铸坯轧制成为钢板后,在后续中温热处理（600～1000℃）和高温热处理（1100～1250℃）过程中存在组织转变复杂以及合金元素在两相中再分配等问题,引起材料的力学性能和耐蚀性能恶化,导致断带等生产事故以及产品失效。针对以上问题,本论文采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、透射电子显微镜（TEM）等手段,通过Gleeble热模拟试验系统研究了铸态S32750的热变形行为、微观组织和织构变化规律以及两相的动态软化机制;对不同热处理工艺下S32750热轧板中第二相的析出行为、形核机制以及对性能的影响规律进行系统分析。主要研究结果如下:1、系统分析了铸态S32750的热变形行为,阐明了热变形过程中的微观组织变化规律与动态软化机制。结果表明,在变形温度为950～1200℃、应变速率为0.1～25 s-1、真应变为1.0的条件下,铸态S32750的热变形行为与变形温度和应变速率密切相关,两相组织的耦合作用导致真应力-真应变曲线呈现不同形态。在变形温度和应变速率较低时,流变曲线表现出“类屈服平台”特征;当应变速率较高或变形温度较高、应变速率较低时,流变曲线为典型的动态再结晶特征。通过建立热变形本构方程,并构建热加工图,优化了铸态S32750的热加工区间。2、变形温度较低时,奥氏体相的软化机制为动态回复;随着变形温度的升高,软化机制转变为非连续动态再结晶,且奥氏体相的再结晶比例随着温度的升高而增加。其典型的再结晶织构为立方织构,但强度较弱。铁素体相的动态软化方式为连续动态再结晶,再结晶比例在各变形条件下均维持在60%左右;再结晶织构主要为立方织构和旋转立方织构,且随着温度升高和应变速率降低,织构的强度增大,并向旋转立方织构集中。根据热加工图及组织转变的研究结果,提高变形温度,增大高温下的应变速率与应变量,有利于铸态S32750的高温变形。3、研究了S32750热轧钢板中Cr2N、χ相和σ相三种第二相在时效过程中的析出行为,揭示了金属间化合物χ相的析出机制,并阐明了多种析出相对S32750力学性能的影响规律。650～750℃时效60min内,铁素体晶界片层状Cr2N为主要的析出相。σ相主要在800～1000℃析出,析出数量远大于χ相和Cr2N。χ相的析出温度范围为650～850℃,其析出机制具有很强的温度依赖性。在650℃和700℃时效,χ相以均匀形核的方式在铁素体相内部形核长大,形态为透镜状;χ相与铁素体之间为非共格界面,符合位向关系（200）χ∥（101）ferrite,[013]χ∥[111]ferrite,应变能为相变的主要控制因素。在800℃和850℃时效,χ相以Cr2N为核心形核并长大,方式为非均匀形核,形态为颗粒状;χ相与铁素体之间为半共格界面,符合位向关系（1010）Cr2N∥（110）χ∥（110）ferrite,[1211]Cr2N∥[111]χ∥[111]ferrite,界面能为相变的主要控制因素。形核驱动力是导致不同温度下χ相的形核机制发生变化的原因。4、第二相均不同程度的恶化S32750的拉伸性能和冲击性能,影响程度与第二相的数量、形态和分布密切相关。晶界Cr2N降低材料的塑性,χ相使材料的强度和塑性降低,而σ相显着提高材料的屈服强度,大大降低塑性。当σ相析出量小于5%时,晶界片层状Cr2N是影响冲击韧性的主要因素,断口呈沿晶特征。σ相析出量大于5%后,韧性急剧降低,断口呈脆性解理特征,σ相成为影响冲击性能的关键因素。5、超级双相不锈钢S32750在1100～1250℃保温并以不同方式冷却后,淬火氮化物有Cr2N和CrN两种类型,高温、快冷会促进淬火氮化物的析出。由于高温下合金元素的再分配,氮元素在铁素体相内过饱和,因此氮化物在高于平衡析出温度时即产生了形核驱动力,导致其在冷却过程中析出。淬火氮化物对S32750的拉伸性能基本没有影响,强度和塑性与固溶态相当;对冲击性能的影响较小,1100℃和1150℃保温时,冷却方式对冲击韧性几乎无影响,冲击功约为250 J,随着保温温度的升高,韧性逐渐降低,空冷样品的降低幅度小于水冷样品的降低幅度,1250℃水冷样品的冲击功为173 J;对腐蚀性能有较大影响,在无氮化物析出的样品中,临界点蚀温度可达90℃左右。当铁素体中析出淬火氮化物后,样品的临界点蚀温度开始降低,1250℃水冷时仅为46℃。基于本论文的研究工作,通过工艺优化,解决了太钢在S32750热连轧卷板开发过程中所遇到表面和边部裂纹等问题,提高了产品成品率和生产效率,实现了规模化生产,并为用户使用过程中对该钢种加热履历的控制提供了具体有效的理论数据。
刘笑笑[5]（2021）在《等温淬火及回火40CrNiMo高强钢的微观组织与力学性能研究》文中认为目前我国机器人行业发展迅猛,但是在其产业化进程中,仍然面临许多问题,其中机器人用高性能谐波减速器因不能自给自足而长期受制于国外。基于这样的现状,本文以柔性齿轮钢为研究对象,着重研究了它的微观组织与力学性能之间的关系。本文所选材料为柔性齿轮40CrNiMo钢,对其进行了预淬火处理、等温淬火和不同温度回火。研究了奥氏体晶粒尺寸随奥氏体化温度的长大行为,探索了等温淬火参数以及回火温度对微观组织转变和力学性能的影响。目的是阐明Ms上下等温淬火对贝氏体相变及力学性能的影响规律,揭示Ms以下等温贝氏体相变机理以及贝氏体强韧化机制,对调控40CrNiMo马氏体/贝氏体多相组织配比和获得优异的力学性能具有重要的指导意义。本文综合运用了彩色金相技术、扫描电镜、硬度测试、拉伸以及冲击测试等手段研究了试样的微观组织和力学性能,并对冲击试样断口形貌和二次裂纹扩展路径进行了表征。（1）为获得合理的奥氏体化温度,研究了不同奥氏体化温度对40CrNiMo钢组织和性能的影响。结果表明,随奥氏体化温度的升高,奥氏体晶粒尺寸首先缓慢增长而后迅速长大。经1000℃高温淬火处理后,试样的带状偏析现象减弱,且偏析带上主要是未被腐蚀的马氏体组织,此时硬度为56 HRC。因此,40CrNiMo钢的最佳预淬火温度为1000℃。（2）预备热处理+等温淬火试样获得了贝氏体和马氏体混合组织,等温温度和时间影响着贝氏体和马氏体组织配比,进而影响最终的力学性能。由于先形成马氏体的引入,Ms以下等温淬火促进了随后贝氏体转变动力学过程,从而获得了细小的贝氏体组织,优化了材料性能。结果表明,相比于Ms以上等温淬火,280℃等温保持1h获得了体积分数为28%的先形成马氏体,此时试样的强度和韧性得到同时提升,并观察到该试样二次裂纹主要沿马氏体和贝氏体/先形成马氏体界面扩展。（3）对280℃等温淬火后的试样进行回火处理,揭示了回火温度对马氏体和贝氏体混合组织回火稳定性及力学性能的影响。500℃以下回火时,大量细小的碳化物析出,微观形貌仍然保持原来的板条状,实验钢的强度、硬度降低,塑韧性呈现先降低后升高的趋势;当回火温度升高到600℃时,基体组织发生再结晶,组织转变为回火索氏体,此时强硬度最低,冲击吸收功高达147 J。（4）40CrNiMo钢经等温淬火+回火处理后,其综合力学性能优异。最佳的等温淬火工艺为870℃×1h+280℃×1h,随后500℃回火2h。此时屈服强度为1136 MPa,冲击功为76 J。
李云峰[6]（2021）在《大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层技术研究》文中进行了进一步梳理大型履带式工程车辆广泛应用于建筑、采矿、石油等工程领域。由于工作环境恶劣,驱动履带行走的主动轮齿圈齿面在伴有高冲击载荷摩擦力作用下,短期内出现严重磨损现象,现有的齿面感应淬火工艺已无法满足工作需要。为了解决齿面短期失效问题,提升轮齿服役周期,论文以大型齿圈常用的ZG42CrMoA材料为研究对象,以提高该材料表面耐磨性能并改善抗冲击与耐腐蚀性能为研究目标,采用激光熔覆技术开展了涂层材料选择和基础工艺优化、耐磨颗粒选配、稀土元素调控、脉冲激光熔覆影响、复合涂层设计与制备以及齿圈齿面激光熔覆工艺等研究工作,取得如下主要研究结果:（1）为提升主动轮齿圈齿面耐磨耐冲击性能,设计了一种包含界面连接层、增韧层与耐磨层的“三明治”夹层式复合结构涂层。界面连接层连接熔覆涂层与基材,为消除铸钢基材气孔、夹杂等冶金缺陷,采用大稀释率制备,有利于缺陷的排除,在界面形成良好冶金结合。增韧层用于缓冲外力作用,增强涂层耐冲击性能。耐磨层用于提升涂层的耐磨性能。增韧层与耐磨层以交替层叠方式制备。选择韧性与润湿性俱佳的Ni201粉末作为连接层与增韧层的材料。由于Ni45合金具有相对良好的耐磨、耐冲击和耐腐蚀性能,因此将其作为耐磨层主体材料,通过添加WC颗粒增强耐磨性,添加稀土提升耐冲击性。（2）采用数值模拟与工艺试验相结合的方法,获得了激光熔覆过程的最佳载粉气流量为600 L/h。在此基础上通过正交试验分析方法,针对激光熔覆的激光功率、扫描速度与送粉量进行优化选择,得到Ni45涂层与Ni201涂层的最佳激光熔覆工艺参数,即Ni45涂层采用2100 W激光功率、300 mm/min扫描速度、8.87 g/min送粉率;Ni201涂层采用2700 W激光功率、300 mm/min扫描速度、4.72 g/min送粉率。采用上述参数进行多道搭接优化试验,得到40%的最佳搭接率。通过300℃的预热缓冷处理解决了40%搭接率涂层的开裂问题。（3）为提高激光熔覆Ni45涂层的耐磨性能,研究了微米与纳米两种尺度WC颗粒对涂层组织与性能的影响。由于微米WC颗粒具有较高的硬度和较低的粘着键形成几率,因而具有良好的抗粘着磨损特性,能有效提高Ni45涂层的耐磨性能。但具有较高脆性的WC颗粒会在涂层中形成高应力集中点,使Ni45涂层的耐冲击性能明显下降。而纳米WC颗粒尺寸小、比表面积大,会附着在固液界面前沿阻碍晶粒生长,从而使涂层组织得到显着细化。在提升涂层耐磨性的同时,耐冲击性及耐腐蚀性也得到显着改善。相比于Ni45涂层,添加10 wt.%纳米WC后,涂层磨损率降低53.17%,冲击韧性提高13.4%,腐蚀电流密度降低34.12%。（4）为改善激光熔覆Ni45涂层的耐冲击性能,研究了稀土钇及其氧化物对涂层组织与性能的调控作用。纯钇能抑制晶粒生长,从而细化涂层组织,但也会产生许多硬质析出相。由于硬质相在涂层内会成为应力集中点,在冲击力作用下会增加涂层开裂倾向,进而限制涂层耐冲击性的提高。同时,硬质相会增加Cr元素析出量,加剧涂层贫Cr现象,进而不能显着提高涂层耐腐蚀性。由于氧化钇难熔且不与其他金属发生反应,阻碍晶粒生长的同时,还会成为异质形核质点,因此能有效细化涂层组织并抑制硬质相析出,缓解涂层的应力集中与贫Cr现象,提高涂层耐冲击与耐腐蚀性。相比于Ni45涂层,添加0.4 wt.%氧化钇的涂层磨损率仅降低2.86%,冲击韧性提高53.8%,腐蚀电流密度降低56.24%。（5）为进一步调控Ni45涂层的综合性能,分析了脉冲频率对涂层组织与性能的影响机制。脉冲激光使熔池具有更大的温度梯度与冷却速率,因此可以有效细化组织并减少硬质相析出。相比于连续激光熔覆层,脉冲频率为80Hz的涂层磨损率降低26.63%,冲击韧性提高29.94%,腐蚀电流密度降低40.08%。（6）综合前述最优工艺分别制备了匀质和夹层式两种结构的复合涂层。结果表明:匀质复合涂层组织细化均匀,富W与富Cr相尺寸与数量较小。夹层式复合涂层中的增韧层晶界富集Mo元素,能有效阻碍Cr元素扩散。匀质复合涂层磨损率与腐蚀电流密度较基材降低76.94%和87.98%,较高频淬火基材降低72.80%和92.71%。夹层式复合涂层具有最优异的耐冲击性能,较匀质复合涂层与高频淬火试样分别提高8.21%和14.67%。（7）设计了大型齿圈齿面激光熔覆工装夹具。该工装结构简单,能快速安装定位,运动稳定,并能实现齿圈和送粉头的联动。根据齿圈和送粉头的运动轨迹控制方法在齿面制备了均匀等厚的夹层式复合涂层。通过有限元模拟方法对比分析了高频淬火、激光熔覆匀质和夹层式复合涂层三种齿面与履带销在冲击和摩擦过程中的应力分布状态。相比于高频淬火和激光熔覆匀质涂层,由于夹层式复合涂层中的增韧层在冲击和摩擦过程中会发生微观塑性变形,从而分散涂层内部应力,有效缓解齿面的应力集中,因此该涂层在保证优异耐磨性能的同时,可获得良好的耐冲击性能。
明亚飞[7]（2020）在《N08825镍基复合板制备及冲击韧性研究》文中进行了进一步梳理镍基合金N08825作为经济建设中所必不可少的材料,主要应用于油气运输,海洋工程,能源等工业部门,但是其昂贵的价格限制了它的广泛运用,制备成型的镍基合金/碳钢复合板不仅具有复材N08825镍基合金优异的耐腐蚀性和基材优良的力学性能,还可减少镍铬等贵金属的使用量,降低材料成本,使其在工业中得到广泛使用。因此,为满足国内经济高速发展所带来的管道运输工业材料的需求,对热轧复合制备具有优异耐腐蚀性及冲击韧性的镍基合金复合板的研究已经迫在眉睫,故本文采用热轧复合和固溶处理结合的方式研究制备镍基合金复合板。热轧复合有利于工业高效生产,且热轧过程中大压下率能起到细化晶粒作用,提高复合板综合性能,固溶处理能有效溶解晶界析出碳化物并提高复合板复材耐腐蚀性。但是实际生产应用中仍然存在一个主要问题,即如何解决镍基合金复合板冲击韧性与耐腐蚀性之间的矛盾,这是由于热轧阶段含铬碳化物在晶界析出,降低材料耐腐蚀性,必须通过高温固溶处理,分解晶界及复合界面处含铬碳化物,提高复合板镍基侧耐腐蚀性,但是复合板基材也处于高温固溶状态下,出现晶粒长大问题,损害复合板冲击韧性。为解决上述矛盾,本文以镍基合金N08825/碳钢复合板为研究对象,围绕镍基合金复合板制备过程及轧后固溶处理工艺,通过研究控制基材碳含量,来控制晶界含铬碳化物析出,从而降低固溶温度,提升基材冲击韧性,协调耐腐蚀性与冲击韧性的矛盾,针对以上思路,首先采用TMCP工艺制备镍基合金复合板,对复合后的复合板进行不同温度固溶处理,通过OM、SEM组织、元素扩散、冲击断口等分析,并对复合板进行耐腐蚀性实验、冲击韧性实验、剪切强度实验,协调工艺间的差异,确定了制备具有高耐腐蚀性、高结合强度、高冲击韧性的镍基合金复合板最佳轧制热处理工艺,主要结论如下:（1）通过TMCP工艺制备镍基合金复合板,当基材采用碳含量为0.069%,轧制复合后碳钢侧组织均为铁素体组织,平均晶粒尺寸为4.37m,1/4标样冲击功为29.03J,平均腐蚀速率为18.342mm/a;当基材采用碳含量为0.16%,轧制复合后碳钢侧组织均为铁素体和珠光体混合组织,平均晶粒尺寸为8.59m,1/4标样冲击功为24.27J,平均腐蚀速率为27.457mm/a,随基材碳含量增加,热轧成型后的复合板界面碳化物增加,腐蚀增加,耐腐蚀性下降,均远高于<1mm/a的要求。（2）对镍基合金复合板进行固溶处理后,对于碳含量为0.069%的基材,当固溶温度低于1100℃时,冲击韧性基本保持不变,1/4标样平均冲击功均超过33J,超过1100℃时,冲击韧性急剧下降,1/4标样平均冲击功为26.9J。当碳含量为0.16%时,1/4标样冲击功均低于22J,仅在1100℃时高于26J,故采用低碳基材低温固溶能有效防止复合板的冲击韧性剧烈下降。（4）对镍基合金复合板进行固溶处理后,当碳含量为0.069%时,固溶温度超过1000℃时,镍基合金平均腐蚀速率均低于1mm/a,碳化物析出较少;当碳含量为0.16%时,界面碳化物较多,要使镍基合金平均腐蚀速率均低于1mm/a,固溶温度需提高到1150℃以上。故采用低碳钢作为基材能降低固溶温度至1000℃,使镍基合金复合板达到相同的耐腐蚀速率。（5）对镍基合金复合板进行固溶处理后,在固溶温度低于1000℃时,两种碳含量复合板剪切强度相近,在460MPa左右;但是当固溶温度高于1000℃时,碳含量0.069%的复合板,剪切强度上升至550MPa以上,最高达564MPa;碳含量0.16%的复合板剪切强度降低至350MPa以下,均超过国家标准规定的210MPa,故采用低碳基材,固溶处理能有效提高复合板结合强度。（6）结合碳含量（主要针对碳锰钢）与固溶处理温度、耐蚀性、冲击韧性间及结合强度的对应关系,确定合理的复合板制备工艺:需要采用碳含量（w B=0.069%）较低的碳钢作为基材,通过大变形热轧工艺后,还需要对镍基合金复合板进行1000℃-1100℃的固溶处理,固溶时间为15min,冷却方式为水冷,其复材腐蚀速率在1mm/a以下,1/4标样冲击功均在33J以上,结合强度在550MPa以上。
贾芳[8]（2020）在《25Cr2Ni4MoV钢热处理及其新型匹配药芯焊丝的研究》文中指出风机应用遍布国民经济各个领域,离心压缩机是其中技术含量较高、制造难度较大的高端产品,而叶轮是离心风机核心零部件,它的尺寸及强度对通风机性能起着关键性作用。25Cr2Ni4MoV合金钢作为调质高强钢,需要经过焊接加工和调质处理才能应用于风机叶轮,然而由于焊接材料发展的滞后,25Cr2Ni4MoV合金高强钢缺乏与其强韧性配套的先进焊接材料,目前仍使用焊条电弧焊进行焊接生产。为了适应自动化生产的发展趋势,开发与25Cr2Ni4MoV合金钢相匹配的新型焊接材料迫在眉睫。本文从母材出发,通过对比分析供货态和调质态25Cr2Ni4MoV组织对力学性能的影响规律,探究其强韧化机理。结果表明,供货态25Cr2Ni4MoV钢显微组织为含有大量的大块状M-A岛的粒状贝氏体,仅含有少量大角度晶界,对裂纹扩展的阻碍能力十分微弱,此时钢的屈服强度为781MPa,抗拉强度为1125MPa,但是冲击功仅有31J,冲击断口为脆性断裂。调质处理后25Cr2Ni4MoV钢组织转变为细小的回火板条马氏体,大角度晶界明显增多,细小碳化物也随之增多,因此,钢的各项力学性能均得到大幅度提升。综合比较,920℃油淬+580℃回火处理后钢中马氏体显微特征和碳化物得到最佳组合,综合性能较优。在研究调质态25Cr2Ni4MoV合金钢强韧化机理的基础上,分析合金高强钢焊缝金属凝固和相变机理,提出以板条马氏体为主的25Cr2Ni4MoV合金钢焊缝组织,设计并制备了 5组与25Cr2Ni4MoV合金钢相匹配的金属粉型药芯焊丝。研究结果表明,该药芯焊丝焊接工艺性能良好,5种焊丝加工的焊接接头拉伸试样均是从焊缝处发生断裂。对比发现,3#、4#焊缝金属获得了较为细小的板条马氏体组织,在5组接头中性能最为优异,其抗拉强度分别为920.67MPa和892.22MPa,冲击功分别为43J和61J,与母材较为接近。与此同时,结合920℃油淬+580℃回火的调质工艺,对比分析3#和4#焊丝分别采用焊前调质和焊后调质两种工序时的焊接接头。研究结果表明,焊前调质焊接接头熔合线两侧组织差别较大,HAZ由于受焊接热循环影响晶粒长大,转变为粗大的板条马氏体,焊缝柱状组织由板条马氏体、贝氏体和铁素体组成。然而,焊后调质焊接接头整体的组织较为均匀,各区域均为板条状马氏体、回火索氏体组成,HAZ经过调质处理,组织转变为均匀细小的板条马氏体。其焊缝仍是焊接接头的薄弱部位,但是可以看出,与焊前调质相比,焊后调质处理的焊接接头具有更高的强度。这些试验结果为焊缝金属强韧化和焊接加工方法提供了参考。
蔡焕[9]（2020）在《V（C，N）演变行为及其对高氮高钒正火钢热影响区显微组织和低温韧性的影响》文中提出P460钢属高强的高氮高钒设计正火钢,其强韧化的关键是基体中第二相粒子V（C,N）的析出,V（C,N）的析出一方面起到析出强化的作用,另一方面起到晶粒细化的作用。晶粒细化可以同时提高其强度和韧性、析出强化可以提高材料强度。为了提高移动容器用钢的强度,同时达到减小容器重量、节能减排的目的,现需迫切推广使用P460钢。经历焊接过程后,P460钢中的V（C,N）是如何演变,其对组织和低温韧性产生何种影响还需要深入的研究。本文通过热模拟实验,得到P460钢的焊接模拟热影响区连续冷却相变（SHCCT）曲线,为后续实际焊接工艺提供理论指导,并通过透射电镜（TEM）方法测定出V（C,N）粒子的再析出t8/5（从800°C冷却到500°C的时间）为100s,从SHCCT曲线中看出,t8/5>100s时,先共析铁素体含量大大增加,这说明再析出的发生降低了基体中C,N元素浓度促进了先共析铁素体的形成。采用Thermal-Calc软件对V（C,N）粒子的析出-温度曲线进行了计算,根据曲线结果:V（C,N）在1160°C完全固溶,在温度为700°C时析出量达到最大,为0.41326wt.%。采用激光高温共聚焦实验,观察V（C,N）粒子对奥氏体晶粒长大的影响,发现峰值温度达到750°C和950°C时,即使有6分钟的保温,奥氏体晶粒长大不明显,缘于V（C,N）的钉扎作用。到1200°C时,奥氏体晶粒急剧增大,是由于V（C,N）完全溶解,对奥氏体晶界的钉扎作用消失。模拟P460钢在不同焊接热循环作用下的焊接热影响区的组织,测试其低温（-40°C）冲击韧性,结果表明峰值温度为1350°C,1200°C,t8/5=15s～80s,P460钢-40°C冲击韧性保持在13-19J,这两个峰值温度下,V（C,N）完全溶解且无法完成再析出,氮元素以游离态存在,游离氮对冲击韧性的降低起主导作用;对于t8/5=45s,P460钢-40°C冲击韧性随峰值温度升高而减小,但在超过1200°C后会急剧降低,这是因为超过1200°C后V（C,N）粒子完全溶解且未能再析出,游离氮会极大降低P460钢低温冲击;当峰值温度低于1160°C时,部分溶解后细化的V（C,N）粒子可以起到细化晶粒的作用,并且可以增加铁素体形核率,这对冲击韧性的提高具有积极意义。按25kJ/cm的线能量进行实际埋弧焊验证实验,接头中熔合线、粗晶热影响区（CGHAZ）为粒状贝氏体和少量先共析铁素体,细晶区为细小块状铁素体以及珠光体、贝氏体,两相区则为铁素体+珠光体组织。冲击试验表明实际接头热影响区-40°C冲击功在90J-98J范围内,实际接头低温韧性良好。
韩伦[10]（2020）在《富铜纳米相强化钢焊接性及焊接工艺研究》文中认为富铜纳米相强化钢作为一种新开发设计的低合金高强钢,采用纳米相析出强化与多种传统强化机制相结合的强化方式,综合力学性能良好。富铜纳米相强化钢的焊接性及焊接工艺直接影响到焊接接头的质量及富铜纳米相强化钢的推广应用。本文通过理论计算和焊接工艺试验对富铜纳米相强化钢的焊接性、焊接工艺和焊材匹配进行了研究。本文主要结论如下:富铜纳米相强化钢碳当量CEN=0.354%,冷裂纹敏感指数Pcm=0.1755%,热裂纹敏感指数HCS=0.607,冷裂纹和热裂纹倾向较低。母材在20℃温度下不预热焊接,焊接接头无冷裂纹产生,与理论计算相符。焊缝、熔合区和热影响区的韧脆转变温度为-55.8℃、-54.6℃和-62.8℃,焊接接头抗脆断能力较强。在11 kJ/cm、15 kJ/cm和20 kJ/cm三种热输入下进行富铜纳米相钢对接接头手工电弧焊试验,随着热输入增大,富铜纳米相强化钢焊接接头强度和韧性呈下降趋势,接头组织晶粒尺寸增大,焊缝的显微组织主要为针状铁素体、热影响区显微组织主要为板条马氏体、板条贝氏体、回火马氏体、粒状贝氏体和少量铁素体,在15kJ/cm热输入下,焊接接头综合力学性能最好,A焊接接头优于B接头。在90℃、110℃和150℃三种道间温度下进行富铜纳米相钢对接接头手工电弧焊试验,焊缝的显微组织主要为针状铁素体、热影响区显微组织主要为板条马氏体、板条贝氏体、粒状贝氏体、回火马氏体和少量铁素体,随着道间温度的增高,富铜纳米相强化钢强度和韧性先上升后下降,弯曲性能变化不大,晶粒尺寸有增大趋势,在110℃道间温度下,焊接接头综合力学性能最好,A焊接接头优于B接头。通过本文的研究发现富铜纳米相强化钢焊接裂纹倾向较低,焊接接接头韧脆性转变温度较低,抗脆断能力较强,进行手工电弧焊时,宜选用A焊条,热输入控制在15 kJ/cm左右,道间温度控制在110℃左右,焊接接头强韧性匹配较好、综合力学性能优良。
二、高温合金晶粒尺寸和晶界沉淀对冲击韧性的影响（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、高温合金晶粒尺寸和晶界沉淀对冲击韧性的影响（论文提纲范文）
（1）贝氏体型非调质钢的组织性能调控研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 非调质钢研究概况 |
| 1.2.1 铁素体–珠光体型非调质钢 |
| 1.2.2 贝氏体型非调质钢 |
| 1.3 贝氏体型非调质钢研发现状 |
| 1.3.1 贝氏体组织的分类 |
| 1.3.2 贝氏体型非调质钢成分设计 |
| 1.3.2.1 一般合金元素 |
| 1.3.2.2 微合金化元素V、Nb、Ti |
| 1.3.3 贝氏体型非调质钢组织性能调控 |
| 1.3.3.1 控锻控冷 |
| 1.3.3.2 回火处理 |
| 1.4 非调质钢的氢脆研究现状 |
| 1.4.1 氢脆概况 |
| 1.4.2 高强度钢的氢脆现象 |
| 1.4.3 贝氏体钢的氢脆 |
| 1.4.4 氢脆行为的影响因素及改善途径 |
| 1.5 研究目的和内容 |
| 2 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 微观组织分析 |
| 2.2.2 常规拉伸实验 |
| 2.2.3 慢应变速率拉伸实验 |
| 2.2.4 冲击实验 |
| 2.2.5 维氏硬度 |
| 2.2.6 纳米压痕 |
| 2.2.7 电化学充氢 |
| 2.2.8 氢热分析 |
| 2.2.9 氢渗透实验 |
| 2.2.10 热膨胀实验 |
| 3 微合金元素对贝氏体型非调质钢组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料 |
| 3.3 V对贝氏体型非调质钢组织及力学性能的影响 |
| 3.3.1 晶粒尺寸 |
| 3.3.2 相转变行为 |
| 3.3.3 微观组织特征 |
| 3.3.4 XRD及相分析 |
| 3.3.5 力学性能 |
| 3.4 Ti对贝氏体型非调质钢组织及力学性能的影响 |
| 3.4.1 晶粒尺寸 |
| 3.4.2 相转变行为 |
| 3.4.3 微观组织特征 |
| 3.4.4 物理–化学相分析 |
| 3.4.5 力学性能 |
| 3.5 讨论 |
| 3.5.1 V对微观组织的影响 |
| 3.5.2 V对力学性能的影响 |
| 3.5.3 Ti对微观组织的影响 |
| 3.5.4 Ti对力学性能的影响 |
| 3.6 本章结论 |
| 4 控制锻造对贝氏体型非调质钢组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 微观组织特征 |
| 4.3.2 力学性能 |
| 4.3.3 冲击断口形貌特征 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 控锻过程中微观组织演变 |
| 4.4.2 控制锻造对拉伸性能的影响 |
| 4.4.3 控制锻造对冲击韧性的影响 |
| 4.5 本章结论 |
| 5 回火对贝氏体型非调质钢组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 微观组织 |
| 5.3.2 拉伸性能随回火温度的变化 |
| 5.3.3 冲击性能随回火温度的变化 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 回火温度对强度的影响 |
| 5.4.2 回火温度对冲击功的影响 |
| 5.5 本章结论 |
| 6 控锻控冷组织调控贝氏体型非调质钢的氢脆敏感性研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 微观组织 |
| 6.3.1.1 贝氏体型非调质钢的锻态组织 |
| 6.3.1.2 贝氏体型非调质钢的回火态组织 |
| 6.3.1.3 42Cr Mo钢的调质态组织 |
| 6.3.2 常规力学性能 |
| 6.3.3 氢渗透扩散行为 |
| 6.3.4 热脱氢(TDS)分析 |
| 6.3.5 SSRT行为 |
| 6.3.6 SSRT断口形貌 |
| 6.3.6.1 锻态贝氏体型非调质钢 |
| 6.3.6.2 回火态贝氏体型非调质钢 |
| 6.3.6.3 42Cr Mo调质钢 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 锻态贝氏体型非调质钢的氢脆敏感性 |
| 6.4.2 回火对贝氏体型非调质钢氢脆敏感性的影响 |
| 6.5 本章结论 |
| 7 全文总结 |
| 7.1 研究结论 |
| 7.2 本文创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 索引 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 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）700℃汽轮机叶片用Nimonic 105合金的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 国内外先进超超临界技术发展概况 |
| 2.1.1 国外发展概况 |
| 2.1.2 国内发展概况 |
| 2.2 700℃先进超超临界汽轮机叶片材料 |
| 2.3 Nimonic 105合金研究现状 |
| 2.3.1 合金的相组成 |
| 2.3.2 合金的成分优化 |
| 2.3.3 金的热加工及热处理工艺 |
| 2.3.4 合金的拉伸性能 |
| 2.3.5 合金的组织稳定性 |
| 2.3.6 合金的蠕变持久性能 |
| 2.4 镍基高温合金的强化机制 |
| 2.4.1 固溶强化 |
| 2.4.2 析出强化 |
| 2.4.3 晶界强化 |
| 2.5 镍基高温合金的蠕变变形及断裂机制 |
| 2.5.1 蠕变变形机制 |
| 2.5.2 蠕变断裂机制 |
| 2.6 本文主要研究内容和意义 |
| 3 实验材料及实验方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 力学性能测试 |
| 3.4 微观组织分析 |
| 4 Nimonic 105合金的热变形行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 真应力-真应变曲线 |
| 4.3 不同变形条件下的组织演变 |
| 4.4 热变形本构方程 |
| 4.5 热加工图 |
| 4.5.1 动态材料模型 |
| 4.5.2 热加工图的建立 |
| 4.6 分析与讨论 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 Nimonic 105合金的拉伸性能和变形机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 标准热处理态组织 |
| 5.3 不同温度下的拉伸性能 |
| 5.4 组织演变 |
| 5.5 拉伸变形机制 |
| 5.6 分析与讨论 |
| 5.6.1 温度对拉伸变形机制的影响 |
| 5.6.2 拉伸性能与变形机制的关系 |
| 5.6.3 锯齿流变行为 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 Nimonic 105合金长时时效中的组织和力学性能演变 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 长时时效中的力学性能变化 |
| 6.3 长时时效中的组织演变 |
| 6.3.1 金相组织演变 |
| 6.3.2 碳化物演变 |
| 6.3.3 γ'相演变 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 合金的强化机制 |
| 6.4.2 碳化物对冲击韧性的影响机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 Nimonic 105合金的持久性能、变形及断裂机制 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 750和800℃持久性能 |
| 7.3 持久过程中的组织演变 |
| 7.3.1 碳化物演变 |
| 7.3.2 γ'相演变 |
| 7.3.3 持久断口形貌 |
| 7.4 持久变形机制 |
| 7.4.1 750℃位错组态 |
| 7.4.2 800℃位错组态 |
| 7.5 分析与讨论 |
| 7.5.1 持久性能与变形机制的关系 |
| 7.5.2 持久断裂机制 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论、创新点及展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）超级双相不铸钢S32750热变形行为及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 双相不锈钢概述 |
| 1.1.1 双相不锈钢的发展 |
| 1.1.2 双相不锈钢的分类 |
| 1.1.3 双相不锈钢组织和性能特点 |
| 1.2 双相不锈钢的生产工艺流程 |
| 1.2.1 冶炼工艺 |
| 1.2.2 热轧工艺 |
| 1.2.3 热处理工艺 |
| 1.3 双相不锈钢的热塑性 |
| 1.3.1 双相不锈钢的高温变形行为 |
| 1.3.2 双相不锈钢的动态软化机制 |
| 1.3.3 热加工图 |
| 1.4 双相不锈钢中的第二相 |
| 1.4.1 σ(sigma)相 |
| 1.4.2 χ(chi)相 |
| 1.4.3 氮化物 |
| 1.5 超级双相不锈钢S32750存在的问题 |
| 1.5.1 高应变速率条件下铸态超级双相不锈钢S32750的热塑性 |
| 1.5.2 超级双相不锈钢S32750中多种第二相及对性能的影响 |
| 1.6 本文的选题目的和意义 |
| 1.7 研究内容与研究方案 |
| 1.7.1 研究内容 |
| 1.7.2 研究方案 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 高温拉伸实验 |
| 2.2.2 高温压缩实验 |
| 2.2.3 中温时效实验 |
| 2.2.4 高温热处理实验 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.5 腐蚀性能测试 |
| 第3章 铸态超级双相不锈钢S32750热变形行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 高温拉伸性能 |
| 3.2.1 热塑性曲线 |
| 3.2.2 高温拉伸断口形貌 |
| 3.4 高温压缩性能 |
| 3.4.1 真应力-真应变曲线 |
| 3.4.2 热变形动力学 |
| 3.5 热加工图 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 铸态超级双相不锈钢S32750动态软化行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸态S32750热变形前的微观组织 |
| 4.3 铸态S32750热变形后的微观组织 |
| 4.3.1 奥氏体相的微观组织演变 |
| 4.3.2 铁素体相的微观组织演变 |
| 4.3.3 两相的动态再结晶比例与晶界特征 |
| 4.4 铸态S32750热变形过程中的织构演变 |
| 4.4.1 奥氏体相的织构转变 |
| 4.4.2 铁素体相的织构转变 |
| 4.5 动态软化机制 |
| 4.5.1 奥氏体相的动态软化机制 |
| 4.5.2 铁素体相的动态软化机制 |
| 4.6 工程应用 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 超级双相不锈钢S32750时效过程中的组织性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 时效氮化物的析出规律研究 |
| 5.3 金属间化合物的析出规律研究 |
| 5.3.1 χ相的析出行为 |
| 5.3.2 χ相的析出机理 |
| 5.3.3 σ相的析出行为 |
| 5.4 时效析出第二相对力学性能的影响 |
| 5.4.1 时效析出第二相对拉伸性能的影响 |
| 5.4.2 时效析出第二相对冲击性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 超级双相不锈钢S32750淬火态氮化物的析出规律研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 淬火氮态化物的析出规律 |
| 6.2.1 淬火态氮化物的析出行为 |
| 6.2.2 淬火态氮化物的析出机理 |
| 6.3 淬火态氮化物对力学性能的影响 |
| 6.3.1 淬火态氮化物对拉伸性能的影响 |
| 6.3.2 淬火态氮化物对冲击性能的影响 |
| 6.4 氮化物对腐蚀性能的影响 |
| 6.5 析出相预防措施 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论与创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及研究成果 |
| 致谢 |
（5）等温淬火及回火40CrNiMo高强钢的微观组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 单相高强钢国内外研究现状 |
| 1.2.1 低合金高强度钢 |
| 1.2.2 二次硬化高强钢 |
| 1.2.3 马氏体时效高强钢 |
| 1.3 多相高强钢国内外研究进展 |
| 1.3.1 双相钢(DP) |
| 1.3.2 淬火-配分钢(Q&P) |
| 1.4 贝氏体钢及贝氏体相变 |
| 1.4.1 贝氏体钢国内外研究进展 |
| 1.4.2 贝氏体分类 |
| 1.4.3 贝氏体相变机制 |
| 1.5 贝氏体的回火 |
| 1.6 研究目的及研究内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验钢化学成分 |
| 2.2 热处理工艺的确定 |
| 2.2.1 等温转变动力学的计算 |
| 2.2.2 预备热处理工艺 |
| 2.2.3 等温淬火工艺参数 |
| 2.2.4 回火工艺参数 |
| 2.3 微观组织观察 |
| 2.3.1 金相组织观察 |
| 2.3.2 SEM组织观察 |
| 2.3.3 XRD分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸实验测试 |
| 2.4.3 冲击韧性测试 |
| 第3章 40CrNiMo钢预备热处理组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 40CrNiMo钢热轧退火态显微组织 |
| 3.3 40CrNiMo钢的预备热处理 |
| 3.3.1 奥氏体化温度对晶粒长大的影响 |
| 3.3.2 预淬火处理后组织与力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 等温温度对40CrNiMo钢组织和力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同等温温度下40CrNiMo钢的微观组织 |
| 4.3 不同等温温度下40CrNiMo钢的拉伸性能 |
| 4.4 不同等温温度下40CrNiMo钢的冲击韧性 |
| 4.5 M_s以下等温淬火的相变机理及强韧化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 等温淬火及回火对40CrNiMo钢组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 等温时间对40CrNiMo钢组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 不同等温时间下40CrNiMo钢的微观组织 |
| 5.2.2 不同等温时间下40CrNiMo钢的拉伸性能 |
| 5.2.3 不同等温时间下40CrNiMo钢的冲击韧性 |
| 5.3 回火工艺对40CrNiMo钢组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 不同回火温度下40CrNiMo钢的微观组织 |
| 5.3.2 不同回火温度下40CrNiMo钢的硬度 |
| 5.3.3 不同回火温度下40CrNiMo钢的拉伸和冲击性能 |
| 5.4 综合力学性能对比 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（6）大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的及意义 |
| 1.2 相关技术研究现状 |
| 1.2.1 齿形件传统表面改性研究现状 |
| 1.2.2 金属耐磨耐冲击涂层制备技术研究现状 |
| 1.2.3 激光熔覆技术 |
| 1.2.4 激光熔覆技术研究现状 |
| 1.2.5 大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层需解决的科学问题 |
| 1.3 本文主要研究内容与方案 |
| 1.3.1 主要研究内容 |
| 1.3.2 论文研究方案 |
| 第2章 复合涂层结构的初步设计、材料选择及试验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 基体材料 |
| 2.3 激光熔覆耐磨耐冲击复合涂层结构的初步设计与材料选择 |
| 2.3.1 复合涂层结构的初步设计 |
| 2.3.2 界面连接层与增韧层粉末材料选择 |
| 2.3.3 耐磨层合金粉末材料选择 |
| 2.4 试验与测试分析方法 |
| 2.4.1 激光熔覆耐磨耐冲击复合涂层制备方法 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 金相样件制备及组织观察 |
| 2.4.4 扫描电子显微镜观察与分析 |
| 2.4.5 透射电子显微镜观察与分析 |
| 2.4.6 热辐射谱测试与高速摄像设备 |
| 2.5 相关性能测试方法 |
| 2.5.1 维氏硬度测试 |
| 2.5.2 耐磨性能测试 |
| 2.5.3 耐冲击性能测试 |
| 2.5.4 拉伸性能测试 |
| 2.5.5 电化学腐蚀性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 激光熔覆基础工艺参数优化研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 载粉气流量对激光熔覆涂层形貌的影响 |
| 3.2.1 载粉气流量对熔覆层宏观形貌的影响 |
| 3.2.2 载粉气流量对粉末流态的影响 |
| 3.3 单道激光熔覆正交优化试验 |
| 3.3.1 单道激光熔覆涂层工艺正交优化试验 |
| 3.3.2 正交试验结果方差分析(ANOVA) |
| 3.3.3 单道激光熔覆涂层参数优化选择与响应预测 |
| 3.4 多道搭接激光熔覆工艺优化与分析 |
| 3.4.1 多道搭接激光熔覆工艺试验 |
| 3.4.2 多道搭接激光熔覆过程应力场分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 碳化钨颗粒对激光熔覆涂层组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 微米WC颗粒对涂层组织与性能的影响 |
| 4.2.1 微米WC颗粒对涂层宏观形貌的影响 |
| 4.2.2 微米WC颗粒对涂层微观组织的影响 |
| 4.2.3 微米WC颗粒对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 4.2.4 微米WC颗粒对涂层性能的影响 |
| 4.3 纳米WC颗粒对涂层组织与性能的影响 |
| 4.3.1 纳米WC颗粒对涂层宏观形貌的影响 |
| 4.3.2 纳米WC颗粒对涂层微观组织的影响 |
| 4.3.3 纳米WC颗粒对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 4.3.4 纳米WC颗粒对涂层性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 稀土对激光熔覆涂层组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纯钇对涂层组织与性能的影响 |
| 5.2.1 纯钇对涂层宏观形貌的影响 |
| 5.2.2 纯钇对涂层微观组织的影响 |
| 5.2.3 纯钇对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 5.2.4 纯钇对涂层性能的影响 |
| 5.3 氧化钇对涂层组织与性能的影响 |
| 5.3.1 氧化钇对涂层宏观形貌的影响 |
| 5.3.2 氧化钇对涂层微观组织的影响 |
| 5.3.3 氧化钇对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 5.3.4 氧化钇对涂层性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 脉冲频率对激光熔覆涂层组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 脉冲激光频率对涂层宏观形貌与微观组织的影响 |
| 6.2.1 脉冲激光功率对单道涂层宏观形貌的影响 |
| 6.2.2 脉冲激光频率对涂层宏观形貌的影响 |
| 6.2.3 脉冲激光频率对涂层微观组织的影响 |
| 6.2.4 脉冲激光频率对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 6.3 脉冲激光频率对涂层性能的影响 |
| 6.3.1 脉冲激光频率对涂层显微硬度的影响 |
| 6.3.2 脉冲激光频率对涂层耐磨性能的影响 |
| 6.3.3 脉冲激光频率对涂层力学性能的影响 |
| 6.3.4 脉冲激光频率对涂层电化学腐蚀特性的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 面向大型齿圈齿面的激光熔覆复合涂层设计与制备 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 面向大型齿面的激光熔覆复合涂层结构与成分设计 |
| 7.3 激光熔覆复合涂层的宏观形貌与微观组织分析 |
| 7.3.1 激光熔覆复合涂层宏观形貌分析 |
| 7.3.2 激光熔覆复合涂层微观组织分析 |
| 7.4 激光熔覆复合涂层性能及相关机理分析 |
| 7.4.1 匀质复合涂层显微硬度分析 |
| 7.4.2 匀质复合涂层耐磨性能与磨损机理分析 |
| 7.4.3 匀质与夹层式复合涂层的耐冲击性能分析 |
| 7.4.4 带基材复合涂层综合耐冲击性能分析 |
| 7.4.5 匀质复合涂层耐腐蚀性能分析 |
| 7.5 大型齿圈齿面激光熔覆耐磨耐冲击涂层制备 |
| 7.5.1 大型齿圈齿面激光熔覆工装夹具设计 |
| 7.5.2 齿圈齿面激光熔覆运动轨迹控制 |
| 7.5.3 主动轮齿圈齿面激光熔覆工艺过程 |
| 7.5.4 不同强化层对齿圈齿面啮合过程应力状态分布的影响 |
| 7.6 本章小节 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论及创新点 |
| 8.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
| 致谢 |
（7）N08825镍基复合板制备及冲击韧性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 引言 |
| 第2章 综述 |
| 2.1 背景 |
| 2.2 镍基复合板研究进展 |
| 2.3 制备镍基复合板方法 |
| 2.3.1 爆炸复合法 |
| 2.3.2 热轧复合法 |
| 2.4 镍基合金复合板研究现状 |
| 2.4.1 镍基合金制备研究现状 |
| 2.4.2 镍基合金复合板复合界面研究现状 |
| 第3章 研究内容及技术路线 |
| 3.1 研究背景 |
| 3.2 研究内容 |
| 3.3 技术路线 |
| 3.4 研究难点及创新点 |
| 第4章 碳含量对热轧复合板耐蚀性的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 实验材料及设备 |
| 4.2.2 表面处理及封焊 |
| 4.2.3 轧制工艺 |
| 4.3 热轧复合后组织性能 |
| 4.3.1 热轧复合后基材组织 |
| 4.3.2 热轧复合后晶粒尺寸统计 |
| 4.3.3 热轧复合后冲击韧性分析 |
| 4.4 热轧复合后碳含量对界面元素扩散及耐腐蚀性影响 |
| 4.4.1 热轧复合后碳含量对界面组织影响 |
| 4.4.2 热轧复合后碳含量对元素扩散影响 |
| 4.4.3 热轧复合后碳含量复材耐腐蚀性测试 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 固溶处理对不同碳含量基材复合板影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 碳含量及固溶温度对元素扩散、界面组织、硬度影响 |
| 5.3.1 界面元素扩散线扫描分析 |
| 5.3.2 固溶温度对元素扩散及界面组织影响 |
| 5.3.3 元素扩散对界面硬度的影响 |
| 5.4 碳含量及固溶温度对镍基侧耐腐蚀性影响 |
| 5.5 碳含量及固溶温度对复合板组织性能影响 |
| 5.5.1 碳含量及固溶温度对基材组织影响 |
| 5.5.2 碳含量及固溶温度对冲击功影响 |
| 5.6 相同耐腐蚀性下固溶温度对冲击韧性影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 高性能镍基合金复合板制备工艺研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 碳含量及固溶温度对结合强度影响 |
| 6.2.1 剪切强度实验方案 |
| 6.2.2 碳含量及固溶温度对剪切强度影响 |
| 6.3 高性能镍基合金复合板制备工艺研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 7.1 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 附录2 攻读硕士学位期间参加的科研项目 |
（8）25Cr2Ni4MoV钢热处理及其新型匹配药芯焊丝的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 2 5Cr2Ni4MoV合金钢研究现状 |
| 1.2.2 调质高强钢焊接研究现状 |
| 1.2.3 金属粉型药芯焊丝研究现状 |
| 1.3 主要研究内容及研究方法 |
| 1.3.1 主要研究内容 |
| 1.3.2 主要研究方法 |
| 2 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 母材材料 |
| 2.1.2 金属粉型药芯焊丝 |
| 2.2 热处理工艺设计 |
| 2.3 药芯焊丝的制备 |
| 2.4 焊接试验 |
| 2.5 组织及力学性能测试 |
| 2.5.1 热处理后组织观察及性能测试 |
| 2.5.2 焊接接头组织观察及性能测试 |
| 3 不同热处理状态下25Cr2Ni4MoV组织性能研究 |
| 3.1 25Cr2Ni4MoV钢不同热处理状态的显微组织 |
| 3.1.1 25Cr2Ni4MoV钢供货态显微组织 |
| 3.1.2 25Cr2Ni4MoV钢调质态显微组织 |
| 3.2 25Cr2Ni4MoV钢不同热处理状态的力学性能 |
| 3.2.1 不同热处理状态25Cr2Ni4MoV钢的力学性能 |
| 3.2.2 不同热处理状态25Cr2Ni4MoV钢冲击断口特征 |
| 3.3 回火温度对25Cr2Ni4MoV钢的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 25Cr2Ni4MoV钢匹配药芯焊丝开发 |
| 4.1 25Cr2Ni4MoV钢焊缝金属组织设计 |
| 4.2 金属型药芯焊丝的合金系选择 |
| 4.2.1 药芯焊丝合金系确定 |
| 4.2.2 药芯焊丝合金粉末配比计算 |
| 4.3 焊接工艺性分析 |
| 4.4 焊接接头组织性能分析 |
| 4.4.1 焊接接头力学性能 |
| 4.4.2 焊接接头显微组织 |
| 4.4.3 不同Cr、Ni含量对焊缝性能的影响 |
| 4.5 调质顺序对焊接接头性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间主要研究成果 |
（9）V（C，N）演变行为及其对高氮高钒正火钢热影响区显微组织和低温韧性的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 钒微合金化研究进展 |
| 1.2 低温移动容器钢的研究现状 |
| 1.3 高强高氮正火钢强韧化机理 |
| 1.4 焊接热循环条件下V(C,N)的演变对组织和冲击韧性的影响 |
| 1.5 本课题研究目的、意义和主要内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 计算模拟软件 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 焊接热模拟实验 |
| 2.3.2 显微组织观察 |
| 2.3.3 埋弧焊实际焊接实验 |
| 2.3.4 性能测试 |
| 第3章 P460钢中V(C,N)的演变的理论分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算V(C,N)析出-温度曲线 |
| 3.2.1 固溶度积公式计算V(C,N)析出-温度曲线 |
| 3.2.2 Thermal-Calc软件计算V(C,N)析出-温度曲线 |
| 3.3 V(C,N)在铁素体中的析出-温度-时间(PTT)曲线 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 V(C,N)的演变对P460钢在焊接热循环过程中连续冷却相变的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 A_(c1)、A_(c3)温度的测定 |
| 4.3.2 热膨胀曲线 |
| 4.3.3 显微组织分析 |
| 4.3.4 显微硬度测试结果 |
| 4.3.5 模拟焊接热影响区连续冷却转变(SH-CCT)曲线 |
| 4.3.6 V(C,N)的临界析出t_(8/5) |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 V(C,N)演变对连续冷却相变温度的影响 |
| 4.4.2 V(C,N)演变对连续冷却相变动力学的影响 |
| 4.4.3 V(C,N)演变对连续冷却相变组织的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 V(C,N)的演变对P460钢奥氏体晶粒长大的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 峰值温度为1350°C,保温1s时奥氏体组织的形成和长大 |
| 5.3.2 峰值温度为950°C,保温6min时奥氏体的形成和长大 |
| 5.3.3 峰值温度为750°C,保温6min时奥氏体的形成和长大 |
| 5.3.4 V(C,N)演变对晶粒尺寸的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 焊接影响区显微组织及其低温韧性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验 |
| 6.3 结果 |
| 6.3.1 模拟热影响区组织及冲击韧性 |
| 6.3.2 实际埋弧焊接头热影响区冲击韧性 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 先共析铁素体、晶粒尺寸、V(C,N)对冲击韧性影响 |
| 6.4.2 埋弧焊实际接头热影响区中V(C,N)的演变对低温韧性的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 附录2 攻读硕士学位期间参加的科研项目 |
（10）富铜纳米相强化钢焊接性及焊接工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景和意义 |
| 1.2 富铜纳米相强化钢概况 |
| 1.2.1 富铜纳米相强化钢的发展 |
| 1.2.2 富铜纳米相强化钢的特点 |
| 1.3 低合金高强钢的焊接性 |
| 1.3.1 焊接接头的强韧性匹配 |
| 1.3.2 焊接接头的裂纹敏感性 |
| 1.3.3 热影响区组织和性能变化 |
| 1.4 低合金高强钢焊接工艺研究 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料、设备与实验方法 |
| 2.1 课题研究总体方案 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.2.1 试验母材 |
| 2.2.2 焊接材料 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 焊接方法 |
| 2.3.2 熔敷金属焊接试验 |
| 2.3.3 对接接头焊接试验 |
| 2.3.4 斜Y型坡口焊接裂纹试验 |
| 2.4 力学性能试验 |
| 2.4.1 焊接接头拉伸性能试验 |
| 2.4.2 焊接接头冲击性能试验 |
| 2.4.3 焊接接头弯曲性能试验 |
| 2.4.4 熔敷金属棒拉伸试验 |
| 2.5 金相组织和断口表征 |
| 2.5.1 金相试样的制备和显微组织的观察 |
| 2.5.2 扫描电子显微镜(SEM)观察 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 富铜纳米相强化钢焊接性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 焊接性理论分析 |
| 3.2.1 碳当量分析 |
| 3.2.2 冷裂纹敏感指数和预热温度计算 |
| 3.2.3 热裂纹敏感性分析 |
| 3.3 斜Y型坡口焊接裂纹试验 |
| 3.4 不同焊条熔敷金属对比试验 |
| 3.4.1 熔敷金属力学性能分析 |
| 3.4.2 显微组织分析 |
| 3.5 焊接接头韧脆转变研究 |
| 3.5.1 焊缝韧脆转变温度 |
| 3.5.2 熔合区韧脆转变温度 |
| 3.5.3 热影响区韧脆转变温度 |
| 3.5.4 韧脆转变影响因素 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 热输入对接头力学性能和显微组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 焊接试验工艺参数 |
| 4.3 热输入对接头力学性能的影响 |
| 4.3.1 热输入对接头拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 热输入对接头弯曲性能的影响 |
| 4.3.3 热输入对接头冲击韧性的影响 |
| 4.3.4 焊接接头冲击断口分析 |
| 4.4 热输入对接头显微组织的影响 |
| 4.4.1 热输入对焊缝显微组织的影响 |
| 4.4.2 热输入对熔合区显微组织的影响 |
| 4.4.3 热输入对热影响区显微组织的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 道间温度对接头力学性能和显微组织的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊接试验工艺参数 |
| 5.3 道间温度对接头力学性能的影响 |
| 5.3.1 道间温度对拉伸性能的影响 |
| 5.3.2 道间温度对弯曲性能的影响 |
| 5.3.3 道间温度对冲击韧性的影响 |
| 5.3.4 焊接接头冲击断口分析 |
| 5.4 道间温度对接头显微组织的影响 |
| 5.4.1 道间温度对焊缝组织的影响 |
| 5.4.2 道间温度对熔合区组织的影响 |
| 5.4.3 道间温度对热影响区组织的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
四、高温合金晶粒尺寸和晶界沉淀对冲击韧性的影响（论文参考文献）
- [1]贝氏体型非调质钢的组织性能调控研究[D]. 王占花. 北京交通大学, 2021(02)
- [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]700℃汽轮机叶片用Nimonic 105合金的组织及性能研究[D]. 彭涛. 北京科技大学, 2021(08)
- [4]超级双相不铸钢S32750热变形行为及组织性能研究[D]. 武敏. 太原理工大学, 2021
- [5]等温淬火及回火40CrNiMo高强钢的微观组织与力学性能研究[D]. 刘笑笑. 太原理工大学, 2021(01)
- [6]大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层技术研究[D]. 李云峰. 长春理工大学, 2021(01)
- [7]N08825镍基复合板制备及冲击韧性研究[D]. 明亚飞. 武汉科技大学, 2020(01)
- [8]25Cr2Ni4MoV钢热处理及其新型匹配药芯焊丝的研究[D]. 贾芳. 西安理工大学, 2020
- [9]V（C，N）演变行为及其对高氮高钒正火钢热影响区显微组织和低温韧性的影响[D]. 蔡焕. 武汉科技大学, 2020(01)
- [10]富铜纳米相强化钢焊接性及焊接工艺研究[D]. 韩伦. 哈尔滨工程大学, 2020(04)