一、低温奥氏体钢韧度计算设计（论文文献综述）
陈曦[1]（2021）在《汽车零部件用无碳贝氏体非调质钢的成分、工艺与组织研究》文中研究说明随着生产技术的发展和政府法规的日益严格,汽车工业对安全、低排放、低成本及燃料经济型的要求日益提高。汽车轻量化是提高燃油效率并降低排放量的有效手段,而高强韧钢是既能保证汽车轻量化,又能保证和提升汽车安全的性价比高的现代汽车制造材料。近年来,非调质钢由于性能优良、降低成本、节能减排和绿色环保的突出优点,已逐步应用于汽车发动机曲轴、连杆和转向节等零部件上,取代相当数量的高强调质钢。传统的铁素体-珠光体型非调质钢的强度上限较低且提升成本较大,已难满足更高强度的需求,而贝氏体钢可在保证韧性的同时具有更高的强度,尤其是近年来无碳贝氏体组织的研究,使得贝氏体钢的强韧性进一步提升成为可能。因此,本文将无碳贝氏体组织与非调质钢的生产方式相结合,设计了五种不同钼、铌含量的无碳贝氏体非调质钢,围绕合金成分与显微组织演变、强韧性匹配提升开展了一系列控制轧制参数优化的研究。本文利用Thermo-Calc软件对实验钢的平衡析出相种类及各组元成分含量随温度变化的关系进行了计算。结果表明,实验钢中的平衡相种类较多,主要有奥氏体、铁素体、Fe3C、Ti（C,N）和（Nb,Ti）C相、以及其他合金元素的硼化物和碳化物相,如B2M、M3B2、M6C和M7C3等。随着钼含量的增加,Fe3C的析出温度区间缩窄,析出受到抑制,其他含钼相的析出情况略受影响。随着铌含量的增加,（Nb,Ti）C的最大析出量显着增加,Ti（C,N）相的最大析出量略有减少。利用JMatPro、MUCG83软件和等温盐浴实验对等温相变规律进行计算及研究的结果表明,当等温温度为350℃～450℃时,实验钢的室温组织以板条状无碳贝氏体为主,当等温温度为500℃时,实验钢的室温组织中出现粗大的粒状贝氏体,当等温温度达550℃时,实验钢为典型的粒状贝氏体组织,板条状无碳贝氏体不可见。同时,随着等温时间的增加和等温温度的降低,贝氏体转变量增加,贝氏体转变的不完全程度降低,且贝氏体铁素体的板条细化,残余奥氏体含量增加。钼、铌含量的增加使在同一等温条件下的贝氏体转变量减少,且随着等温温度的升高,贝氏体转变的不完全程度进一步增加。等温温度为400℃,等温时间为30min时,呈现最优的强韧性匹配,为后续轧后热处理制度的建立提供依据。利用Gleeble热模拟机对实验钢过冷奥氏体动态连续冷却转变规律进行研究的结果表明,合金元素含量和轧后冷速的选择对得到理想含量的薄膜状残余奥氏体有显着影响。为了保证实验钢的强度和韧性,轧后冷却速率应保持在0.3℃/s～1℃/s范围内,尤其是0.5℃/s时,各实验钢组织中板条状无碳贝氏体组织含量较多,同时含有较多的薄膜状残余奥氏体,大角度晶界占比较大,是具有较为理想的强韧性匹配的组织。随着轧后冷速的增加,具有高密度位错的块状贝氏体铁素体和其上分布的M/A岛构成的粒状贝氏体和极少量的块状先共析铁素体组成的组织,逐渐转变成具有高密度位错的相互平行的贝氏体铁素体板条和板条间均匀分布的残余奥氏体薄膜构成的板条状无碳贝氏体和马氏体组成的组织,且位错密度增加,析出相粒子平均粒径减少,残余奥氏体含量减少。同时,钼、铌含量的增加,均不同程度地推迟了高温扩散型转变,促进了贝氏体转变,提高了显微硬度,但导致残余奥氏体含量有不同程度的减少。显微组织亚结构的细晶强化、固溶强化、位错强化和第二相粒子的沉淀强化使得实验钢硬度提高。利用Gleeble热模拟机对实验钢在不同终轧条件下进行双道次热模拟实验,结果表明,随着终轧变形量的增加和终轧温度的降低,实验钢显微组织中板条状无碳贝氏体和马氏体的占比增加,贝氏体铁素体板条明显细化,位错密度显着提高,析出相粒子明显细化,大角度晶界占比增加,有利于得到强韧性的良好匹配。细晶强化、位错强化、析出强化以及在轧制过程中钢中残余奥氏体向马氏体的转变的协同作用使抗拉强度由1235MPa增加到1490MPa。综合来看,在轧后冷速控制在0.5℃/s左右,终轧温度为850℃、终轧变形量为30%时,能够得到预期的板条状无碳贝氏体较多的、薄膜状残余奥氏体含量较佳的、析出相粒子较为细小的具有良好强韧性匹配的贝氏体钢。中试条件下,不同终轧条件下各钼、铌含量实验钢的力学性能均能达到甚至优于国标中对非调质钢的性能要求。随着终轧温度的降低、终轧变形量的提高和钼、铌含量的增加,实验钢的强度和韧性均有所提高,通过合理的成分设计和控轧控冷工艺得到轧后高强高韧的无碳贝氏体非调质钢是可行的。当钼含量为0.51wt%、铌含量为0.032wt%时,仅通过当前控轧控冷工艺便可达到较佳的强韧性匹配,其抗拉强度高达1328MPa,屈服强度达873MPa,夏比冲击功（V型缺口）为42J。对于强韧性匹配不佳的实验钢,通过轧后400℃回火30min,可在保证强度的基础上显着提高韧性,这在较少地增加生产工序的条件下拓宽了本合金体系中添加元素的含量范围,有利于实际生产应用。
祝家祺[2]（2020）在《高性能新型贝氏体车轮成分、组织与性能研究》文中进行了进一步梳理针对速度更快、载重更高的服役条件下,珠光体车轮失效问题增多、维护成本增加的现状,本文以Mn-Si-Mo系贝氏体车轮钢为研究对象,从“成分-工艺-组织-性能”的材料学研究角度,通过成分、工艺和组织设计,进行新一代高性能贝氏体车轮的研发,以大幅提升车轮材料的力学性能与服役表现。本文通过JMat Pro和Thermo-calc计算机软件模拟了不同合金元素含量对车轮钢连续冷却曲线、等温转变曲线、淬透性、奥氏体化温度等转变特性的影响,以及Ni/Cu对铜脆的影响,并结合前期实验研究结果,确定了新型高性能贝氏体车轮钢的合金成分;研究了回火温度、回火时间等工艺参数对车轮钢组织和力学性能的影响规律,并揭示了其强韧化机理,明确了新型车轮最佳的回火工艺制度;通过有限元软件对车轮冷却过程温度场模拟的方法优化了冷却工艺;对车轮的超高周疲劳性能进行了研究,获得了其超高周疲劳强度和S-N曲线,分析了断口形貌及其疲劳裂纹形成机制。并针对通过上述成分、工艺设计所获得的新型贝氏体实物车轮在高速轮轨关系试验台和实际重载线路两种典型情况下的耐磨性能、抗滚动接触疲劳和抗热疲劳性能等综合性能进行了检测。获得的主要研究成果如下:（1）C、Si、Mn、Mo四种元素都可起到降低贝氏体相变温度、延长贝氏体相变孕育期、提高淬透性和硬度的作用,有助于获得细小的贝氏体组织,其中C的影响最显着;其他元素处于基准含量既定不变情况下,Mn含量达到2%以上时可避免贝氏体车轮钢中先共析铁素体的形成。C、Mn、Ni、Cr元素均降低Ae3温度,Si和V元素提高Ae3温度,每增加0.1%的V,Ae3温度可提升约10°C。在含Cu钢中添加Ni可一定程度上抑制铜脆现象的发生。（2）合适的回火工艺可大幅提高贝氏体车轮钢的屈服强度、塑性和冲击韧性,回火后残余奥氏体（残奥）中的C含量越高,冲击韧性表现也越好。450°C以上回火时,残奥含量下降、界面有析出物析出,冲击功大幅下降,表现出回火脆性。480°C及以上温度回火时会出现较多V（C,N）的析出,可大幅提高钢的屈服强度,呈现二次强化。但当Cr与V同时添加时,二次强化现象大幅减弱。研究表明,贝氏体车轮理想的回火工艺为360°C回火5 h左右。建立了车轮冷却温度场模拟模型,通过模拟优化了冷却工艺,获得了车轮淬火过程中冷速与残余奥氏体含量之间的关联表达式,建立了冷速与车轮组织和性能间的关系。（3）贝氏体车轮钢的超高周疲劳极限为463 MPa,比珠光体ER8车轮钢高出50%以上,超高周疲劳起裂方式以内部非夹杂起裂为主。（4）在高速铁路运行条件下,贝氏体车轮的耐磨性和抗滚动接触疲劳性能都优于珠光体D2车轮。在轴重大、弯道多的重载线路条件下,贝氏体车轮同样具有优异的耐磨表现。闸瓦位置偏移有可能导致车轮踏面处热裂纹的出现和扩展,车轮服役时需检查闸瓦-车轮的匹配或使用导热性能更好的闸瓦。通过本文研究,初步创建了新一代贝氏体车轮材料的成分体系、组织体系和工艺体系,揭示了回火处理对新型贝氏体车轮钢组织与性能的影响规律,建立了新型车轮冷却工艺温度场模拟模型,利用该模型可一定程度上实现生产工艺的优化和组织性能的预测,完成了新型贝氏体车轮实际上道服役测试,对车轮服役中可能遇到的失效问题进行了研究,并提出了改进方法。
计珊[3]（2020）在《碳含量对贝氏体钢组织和性能的影响》文中研究表明本文根据G23Cr2Ni2Si1Mo纳米贝氏体渗碳轴承钢过渡层的化学成分,设计了碳含量分别为0.22 wt.%、0.48 wt.%、0.55 wt.%和0.68 wt.%的四种试验钢,半定量模拟渗碳轴承钢的过渡层。利用膨胀仪进行相变动力学分析,采用扫描电镜和透射电镜等设备表征试样微观组织的变化规律,同时测试试样的硬度和冲击韧性等性能,研究四种不同碳含量的试验钢在等温不同时间后组织与性能的变化,借此探究等温时间对纳米贝氏体轴承钢过渡层的影响规律。通过对四种试验钢进行不同温度的贝氏体等温转变,研究等温温度和碳含量对无未溶渗碳体贝氏体钢微观组织和力学性能的影响。在200℃进行贝氏体相变,随着等温时间从2 h增加到48 h,碳含量分别为0.68 wt.%、0.55 wt.%和0.48 wt.%的试验钢微观组织中贝氏体铁素体含量逐渐增加,马氏体含量逐渐降低,残余奥氏体含量先增加后降低,试验钢的硬度受各相体积分数变化的影响,随着等温时间的增加先降低后升高。碳含量为0.22 wt.%的试验钢在200℃等温时完成贝氏体相变所需的时间很短,长时间等温时硬度与等温时间没有明显关系,在41 HRC左右。四种试验钢的韧性均随着等温时间的增加而增大。同时,随着碳含量的增加,试验钢的硬度增加,韧性降低。对四种试验钢进行不同温度的贝氏体等温转变,获得贝氏体铁素体和残余奥氏体双相组织,残余奥氏体体积分数随着等温温度的升高而增加。随着碳含量的增加和等温温度的降低,微观组织中贝氏体铁素体板条厚度减小。碳含量的增加和等温温度的降低都可以增加过冷奥氏体强度,使贝氏体板条粗化更加困难。在贝氏体相变完成的情况下,随着等温温度的升高,试验钢的硬度降低。碳含量为0.68 wt.%、0.55 wt.%和0.48 wt.%的试验钢随着等温温度的增加,冲击韧性增加,碳含量为0.22 wt.%的试验钢随着等温温度的增加,冲击韧性显着下降。
郝宇[4]（2020）在《锰含量和热处理对Fe-Mn-Al-C钢组织及力学性能影响的研究》文中研究说明近年来,Fe-Mn-Al-C合金体系在汽车工业中引起了广泛的关注。Fe-Mn-Al-C钢具有强度高、密度小、成本低等优点,可应用为轻量化车身结构材料。然而,Fe-Mn-Al-C钢的发展也面临着汽车用高强度钢的学科性难题:在大幅度提高钢板强度的同时,如何获得所需的塑性延伸能力。本研究通过合理调控Mn含量和热处理工艺,制备了一种细晶铁素体弥散分布于奥氏体基体的双相钢,有利于在获得优异强度的同时,保证优良的延性。本课题在制备出的两种不同Mn含量的Fe-15/18Mn-8Al-0.8C（wt.%）轻质高强钢的基础上,通过合理热处理工艺成功开发出了抗拉强度大于1000MPa,延伸率大于30%的热轧和冷轧高强轻质钢。并通过室温拉伸、显微硬度、夏比冲击等力学性能测试,以及XRD、OM、TEM和断口扫描等组织检测,对钢的微观组织、力学性能、变形机制以及断裂行为进行分析。主要研究内容如下:对热轧15Mn和18Mn钢进行不同温度的固溶处理,随着固溶温度增高,实验钢抗拉强度降低,断后延伸率增大,15Mn钢的抗拉强度从1022MPa降低至815MPa,延伸率则从50%提升至66%;18Mn钢的抗拉强度从988MPa降低至799MPa,延伸率则从44%提升至58%。固溶温度在800-950℃之间,18Mn实验钢具有更高的奥氏体体积分数;固溶温度提高到1000℃,Mn含量不同的样品没有明显的组织差异。Mn含量不同影响热轧实验钢在低温下的冲击韧性,经固溶处理后的18Mn实验钢在低温下冲击韧度更低,低温对15Mn材料韧性的影响明显弱于其对18Mn的影响。对冷轧15Mn和18Mn钢进行不同保温时间的固溶处理,保温时间在5-20min的冷轧实验钢组织中存在细小且弥散分布的铁素体晶粒,并且奥氏体组织较为细小,这种组织特点使实验钢的屈服强度较热轧实验钢有较好的提升,延伸率并没有显着降低,15Mn钢的屈服强度从726MPa提升至770MPa,18Mn钢的屈服强度从645MPa提升至725MPa。保温30min后,冷轧实验钢中奥氏体晶粒尺寸增大,奥氏体体积分数大幅度增大,实验钢的屈服强度和抗拉强度均大幅降低。Mn含量的不同使得18Mn实验钢在保温时间为20min时有更大的应变硬化率。对冷轧15Mn和18Mn钢进行时效处理,随着保温时间的增加,κ-碳化物从基体中析出。Mn含量的不同影响到κ-碳化物形状、分布和体积分数。15Mn实验钢中的κ-碳化物以颗粒状为主,主要分布于奥氏体和铁素体晶界;18Mn实验钢中的κ-碳化物以层片状为主,由奥氏体晶界向晶内长大;相同时效时间下,Mn含量较高的18Mn实验钢中κ-碳化物体积分数更高;κ-碳化物的析出使得实验钢的强度提高,应变硬化率也增大,但是由于层片状κ-碳化物降低了晶间结合力,导致时效时间大于60min后,18Mn实验钢的抗拉强度低于15Mn钢。时效处理使得轻质高强钢的塑形降低,断裂特征由延性断裂向准解理断裂转变。
李军平[5]（2020）在《Nb微合金化对准贝氏体铲齿钢组织和性能的影响》文中进行了进一步梳理铲齿是挖掘机上的主要磨损零件,随着中国工业的高速发展,使得生产建设中挖掘机铲齿服役的工作环境变得越来越严酷,磨损消耗极快,经济损失严重;同时由于我国采矿业等的景气,挖掘机铲齿的需求加剧增长。目前常用的铲齿在高磨料磨损条件下损耗情况仍较为严重,表现出材料的耐磨性不足,而准贝氏体钢铲齿表出现较好的耐磨效果,但其成本昂贵、工艺复杂,仍需创新与积极探究。因此,本论文研究以准贝氏体为挖掘机铲齿的基体组织,应用Nb微合金化进行细晶强化与析出强化,提高铲齿钢强韧性及其配合,获得具有高耐磨性能的铲齿材料,对挖掘机铲齿的生产应用具有极其重要的经济价值。实验研究表明:实验钢的组织为准贝氏体,且钢中加入Nb后促进了组织的生长。实验钢在奥氏体转变区间内有（V,Nb）C、NbC和γ-Fe,通过晶界固溶拖曳和钉扎,细化晶粒;在贝氏体相变区间等温时,析出以（V,Nb）C的为主,通过析出强化作用,强化钢的基体。随着Nb含量的增加,对实验钢的Ac3、Ac1和Ms几乎没有影响,Bs相转变点呈现出逐渐降低的趋势,使得贝氏体的相转变温度区间缩小,有助于细化准贝氏体组织。原奥氏体晶粒随Nb含量的增加逐渐减小,在0.062%Nb时比不含Nb时减小了27.4%;钢中加入Nb后增加了残余奥氏体体量,在0.024%Nb时较高为8.4%。实验钢中大尺寸夹杂物主要为硅酸盐类夹杂物,此类夹杂物的结构复杂,尺寸较大,对钢基体的破坏性比较大;拉伸断口夹杂物类型多样,结构简单,尺寸比较小,数量相对很少,但此类夹杂物一般是裂源产生的源泉,因此对钢的材料性能的有一定的影响;对钢中夹杂物进行统计,钢中在2um以内的有益夹杂物数量约为70%左右,因此夹杂物对钢基体的破坏性小,钢的洁净度较高。加入Nb后,原始奥氏体晶粒逐级细化,后等温转变时组织得到细化,并由于增加了残余奥氏体的体量,综合作用,使得钢的硬度从HV472.3降低到HV420.4,后硬度提高到HV455.1。冲击断口的形貌为较少的韧窝+准解离面,属于脆性断裂,由于加入Nb后,促进了组织的生长,2#号钢组织形貌最好,且残余奥氏体体量较高,则剪切断面率和冲击功最高。拉伸试样宏观与微观形貌变化不大,总体上呈现塑性与脆性共存,脆性断裂为主;由于原奥氏体晶粒逐级减小,宏观表现出抗拉强度也逐渐升高,屈服强度变化不大,而断面收缩率与韧性保持一致的关系。Nb的加入,促进了组织的生长和增加了残余奥氏体含量,抗拉性能得到提高,磨损率比不加Nb相比降低,在0.024%Nb时,磨损率最低,耐磨性能最佳。
何昊谦[6]（2020）在《高强钢等温转变动力学及组织与性能研究》文中研究说明本文主要研究Si-Mo-Cr-Mn钢的微观组织对宏观力学性能的影响。通过热膨胀曲线得到等温转变动力学曲线（TTT曲线）并计算出不同温度时转变为马氏体的体积分数,通过动力学计算得到的马氏体含量与EBSD得到的残余奥氏体含量推算出贝氏体铁素体含量,TTT曲线制定热处理工艺进行试验后,通过组织与力学性的分析得到最佳工艺。本实验采用纯Fe与其他合金经20kg真空中频感应炉熔炼后进行铸锭、锻造,得到的钢板通过退火处理降低硬度后进行加工成拉伸试样与条状试样用于组织观察力学性能测试。用膨胀法和金相结合方法测定了TTT曲线和临界点,Ac3=918.9℃,Ac1=715.5℃,Ms=318.4℃,根据实验钢的TTT曲线设计了两种热处理工艺:将950℃奥氏体化后的实验钢空冷到500℃后放入至相同体积的KNO3与NaNO3盐中（1）进行220、240、260、280、300℃盐浴进行6h等温试验,热处理后进行拉伸、硬度、冲击等试验;（2）进行260℃不同时间的盐浴等温,等温的时间为0、0.6、5、30、60、90、120、240、360min。经过对试样的宏观力学性能测试和微观组织的观察,可以得到在淬火温度为260℃时试样力学性能最优异,抗拉强度达到最大值为1730MPa、同时其屈服强度平均值达到1049MPa、硬度为49.2HRC、强塑积为51GPa%。等温温度接近Ms点时贝氏体板条变大,因此冲击韧性整体趋势呈先上升后下降趋势。260℃时达到59.5J,300℃时为脆性转变温度。等温淬火温度260℃不同等温时间的工艺下,实验钢硬度整体呈现下降后上升趋势,等温5min时实验钢达到最大硬度值53.6HRC,120min后硬度基本保持不变,试样随着等温淬火温度接近Ms点时伸长量变小,转变速率变慢,同时贝氏体的转变量随之减大。通过等温转变动力学得到不同温度下各组织中马氏体的含量,再通过EBSD得到不同等温温度下的残余奥氏体含量,就可以得到组织中贝氏体的含量,贝氏体含量随等温温度的升高而增多,在260℃时贝氏体含量较高,印证了贝氏体可以给材料提供优异性能。
修文翠[7]（2020）在《超级贝氏体转变机制与强韧性研究》文中研究指明超级贝氏体钢（super bainitie steels）因其显微组织构成、形态和分布特征,使该钢在力学性能方面满足高强度的同时,还具有足够的塑韧性。近年来受到研究人员的广泛关注。以英国剑桥大学Bhadeshia等为代表的研究人员设计了主要含Mn、Si、Ni、Co和Al等元素的合金钢,在经过长时间低温（钢马氏体转变温度以上）等温处理后获得超级贝氏体组织。此类钢具有高力学性能的同时,其相变周期较长（通常需要数十个小时甚至是数周完成超级贝氏体组织的转变）,钢中合金元素种类多成本高等不足,在一定程度上制约着该钢的应用。能否以廉价合金元素为主的钢获得超级贝氏体组织?超级贝氏体钢的力学性能是否能够通过其显微组织的转变得以进一步提升?能否通过控制显微组织相变温度达到缩短其组织转变时间的目的等等,都是这一领域的研究热点。针对上述问题开展了本项研究工作:以Mn和Si为主、添加少量Cr、Mo等合金元素,设计了60MnSi2Cr和70Mn2Si2CrMo两种实验钢。通过优化热处理等温淬火工艺获得超级贝氏体组织,分析了钢的组织转变规律和强韧化机制;通过疲劳实验检测分析了超级贝氏体中的TRIP效应现象;为缩短超级贝氏体组织转变时间,将Q&P工艺引入到其制备工艺中,探讨了Q&P工艺对超级贝氏体组织转变过程及力学性能的影响;讨论了超级贝氏体组织中影响碳化物析出的因素及碳化物析出对组织和性能的影响。通过上述工作主要得出如下结果:设计的以Mn、Si元素为主的两种实验钢经设定的热处理工艺处理,均可以获得超级贝氏体组织（贝氏体铁素体BF+残余奥氏体AR）。当钢在稍高于Ms点以上温度等温时,BF为条束状、AR以薄膜状分布在BF条束间。伴随等温处理温度的降低,BF得到细化,AR含量有减少的趋势。60MnSi2Cr钢经900℃充分奥氏体化后分别在250℃、260℃和270℃温度下等温处理12h,其中AR含量分别为5.5%、9.4%和9.3%。260℃等温处理后的试样的综合力学性能可以达到抗拉强度为1816MPa,延伸率为7.37%,断面收缩率为24.58%,冲击韧性值为22.82J/cm2。实验钢70 Mn2Si2CrMo在等温淬火温度达到245℃保温48h时,组织中除超级贝氏体组织以外还有（Fe,M）7C3（M为Fe除外的金属元素）相的存在。该相的析出导致显微组织中AR含量减少（7.73%）,AR中C含量降低（0.88%C）;而220℃等温处理后试样中没有出现碳化物一相,AR的含量及其C含量分别为8.42%和1.02%。由于碳化物析出和AR含量的减少,导致其力学性能下降。与220℃无碳化物析出试样相比较,抗拉强度由2347MPa降至2082MPa,延伸率由7.64%降至7.24%,疲劳断裂次数由184×103降至83×103。实验表明,获得超级贝氏体的等温处理温度以没有明显析出碳化物时的温度为宜,避免其力学性能下降。60MnSi2Cr钢经等温处理获得超级贝氏体后,当组织中AR含量小于5.5%时,即使施加载荷作用组织也不会发生马氏体相变,即没有出现TRIP效应现象。而当组织中存有9.4%AR时,施加载荷大小为其60%屈服强度（拉-拉）、作用72h后,试样中AR含量为4.6%,即有51.06%的AR发生了马氏体相变,此时检测到试样的抗拉强度为2000Mpa,伸长率为8.8%。而未转变的AR具有较高的C含量（>1.3%）,稳定性增加,所施加的载荷作用已不足以使其产生相变。结果说明,超级贝氏体组织在其AR满足一定含量时（实验条件下>5.5%）,在拉应力作用下能够产生TRIP效应,进一步提升其力学性能。Q&P热处理工艺引入实验后,采用Q&P工艺+盐浴等温处理相结合的方式对60MnSi2Cr钢进行处理,结果显示:通过Q&P工艺处理后再经260℃等温处理,仅需6h即可达到原等温淬火工艺12h所能达到的力学性能。前者试样抗拉强度为1948Mpa,断后伸长率为9.96%,冲击韧性为40.34J/cm2;相较于后者分别提高了7.26%、35.12%和76.77%。主要是因为Q&P工艺中的“淬火”处理温度较低,形核驱动力大,利于形成多的α相晶核;同时产生少量马氏体会带来大量晶体缺陷,促进了非均匀形核,在随后等温处理时可以加速BF的转变,细化了超级贝氏体显微组织有利于其力学性能的提高。
许轲[8]（2020）在《中厚板BG890QL高强钢激光-电弧复合焊焊缝成形及断裂行为研究》文中研究指明BG890QL低合金高强钢具有强度高,低温韧性好等特点,成功应用于工程机械领域。然而,常规电弧焊接方法导致中厚板BG890QL焊接效率较低,为了提高BG890QL低合金高强钢中厚板的焊接效率,论文采用激光-电弧复合焊接方法,研究激光电弧复合焊接工艺参数对焊缝成形的影响规律,同时开展焊接接头常规力学性能及断裂力学行为研究。本研究阐明高梯度组织接头对裂纹扩展驱动力的影响机理,厘清激光电弧复合焊接接头各区断裂抗力与组织、区域宽度的内在关系,为BG890QL中厚板复合焊接接头服役提供试验数据及技术支撑。首先,研究了电弧激光复合热源工艺参数对BG890QL钢板焊缝成形的影响,并探讨了坡口形式对接头熔透行为的影响机理。试验研究发现,基于激光-电弧双热源耦合作用,复合焊过程中在激光引导且光丝间距为4mm时,得到表面成形较好,内部无明显缺陷产生的焊接接头,此时焊缝熔深约为10mm左右。提出了开双面坡口的复合焊方法,提高了背部焊缝熔透性及正面焊缝成形质量,有效抑制了背部焊瘤等缺陷,实现了16mm厚BG890QL中厚板激光复合焊焊缝双面成形控制。基于高速摄影观察,分析了激光与电弧等离子体在坡口中的耦合行为,发现当光丝间距为2mm时,电弧和激光等离子体出现强烈耦合,导致熔池波动剧烈,飞溅增多,焊缝表面成形较差;当光丝间距为4mm时,激光和电弧等离子体出现弱耦合现象,等离子体面积较大,亮度较弱,随着坡口内熔池液面升高,电弧和激光耦合作用进一步减弱,激光焊的熔深优势和电弧焊的填充能力均得到充分体现,从而获得了较好的熔深和焊缝表面成形。激光打底焊接时,采用背部开倒V型坡口,获得良好的背部成形,这是由于倒V型坡口的引入,使得高温流体沿坡口侧壁铺展并冷却,有效抑制了熔池金属下淌,从而避免了焊瘤的形成。其次,对复合焊接接头的微观组织进行系统地表征与分析,阐明了显微组织对冲击韧性的影响机制。激光电弧复合焊焊缝顶部为等轴晶,两侧由柱状晶组成,其微观组织主要为板条马氏体和粒状贝氏体;激光电弧复合焊接过程冷却速度较快,致使焊缝组织淬硬,其硬度高于母材,约为410HV1。热影响区分为粗晶区、细晶区、两相区和过回火区,其组织主要由回火马氏体组成;热影响区内最低的显微硬度约为350HV1,其位于两相区和过回火区的交界处附近;粗晶区由于晶粒粗大且含有过饱和马氏体,导致硬度最高达435HV1。焊缝和热影响区均析出了Fe3C相,且焊缝区的Fe3C相尺寸大于热影响区,约为350nm。热影响区在室温和低温下的冲击功均高于焊缝,分别为147J和66.5J,这是由于裂纹扩展过程中受到硬度较低的两相区、过回火区和母材的拘束,加之基体中块状马氏体的存在促进裂纹偏折,裂纹扩展难度增大。同时,热影响区中含有较多稳定的小角度晶界和Σ3晶界（约为8%）,使得其抵抗裂纹扩展的能力增加,冲击韧性得到提高。焊缝冲击韧性低于热影响区,这是由于焊缝中含有马氏体和粒状贝氏体组织,相界处应变集中程度较高,加之焊缝中Fe3C相尺寸较大,并存在较多不稳定的大角度晶界（约为66%）,致使微孔洞易于形核,因此焊缝具有较强的裂纹萌生倾向。同时,焊缝晶粒取向相对复杂,各向异性程度较大,易于形成严重的应变集中,导致裂纹扩展抗力降低。最后,研究了复合焊焊接接头各部位的断裂韧性及断裂驱动力,探究了接头各区域的抗断裂能力。采用Weibull应力表征脆性裂纹的断裂驱动力,计算结果表明:弧焊接头焊缝的裂纹扩展驱动力为2241MPa,激光焊缝裂纹扩展驱动力高于弧焊焊缝144MPa（6.4%）,复合焊缝的裂纹扩展驱动力高于弧焊焊缝62MPa（2.8%）,说明弧焊焊缝抗断裂能力最强,与断裂韧性试验测量结果规律一致。屏蔽效应提高了激光与复合焊缝的抗裂纹扩展能力。在焊接接头中激光焊缝获得的屏蔽效应最高为126MPa,其次是复合焊焊缝77MPa。在该屏蔽效应下,使得激光与复合焊缝的裂纹扩展驱动力得到了明显降低。此外,激光焊接接头中热影响区的裂纹扩展驱动力为2037MPa,与复合焊热影响区相当,略低弧焊热影响区。表明激光焊和复合焊超窄的热影响区（<1mm）提高了其抗裂纹扩展能力及断裂韧性。
彭潘[9]（2020）在《Cr12MoV/TiC复合材料制备研究》文中研究说明Cr12MoV钢是我国模具材料中具有代表性的一种高碳高铬冷作模具钢,该钢经冶炼浇注得到的铸锭组织中含有粗大的碳化物,严重影响到模具寿命。工业上经过反复墩拔将粗大的碳化物打碎,改善碳化物形态和分布,但这种改善是有限的,致使Cr12MoV钢的性能没有得到有效的发挥;在冶炼过程中加入RE和Ti,能够细化铸锭组织,并改善材料的性能,但依然有比较严重的偏析现象。针对上述问题,本文分析了Ti对Cr12MoV钢凝固过程的影响,确认不宜通过冶炼方法在Cr12MoV钢中加入Ti,因此本文选择通过采用粉末冶金方法制备Cr12MoV/TiC复合材料,即:以Cr12MoV粉末和TiC粉末为原料,采用粉末锻造方法制备Cr12MoV/TiC复合材料,初步探索了TiC含量和锻造压力对Cr12MoV/TiC复合材料组织与性能的影响,同时还采用冷压—烧结方法制备Cr12MoV/TiC复合材料,探索了TiC含量和烧结温度对Cr12MoV/TiC复合材料组织与性能的影响。结果表明:粉末锻造过程中加入的TiC位于Cr12MoV颗粒之间,并有聚集趋势,颗粒边界处有大量氧化物,致使试样性能较差。锻造样品的致密度仅94.3%,虽然没有达到粉末冶金致密件的要求,但尚有提升空间。采用冷压—烧结制备Cr12MoV/TiC复合材料时,随着烧结温度提升,试样致密度逐渐上升,适宜的烧结温度为1160℃附近;随着TiC加入量增加,需要适当的提高烧结温度。TiC添加量为5%在1160℃烧结的样品,其硬度达到52.7 HRC,冲击韧度达到6 J·cm-2,该值与粉末冶金致密件的性能也还有一定差距。综合分析粉末锻造和冷压—烧结实验结果,本文认为虽然采用两种制备方法都没有得到致密的粉末冶金样品,但将烧结和锻造两种制备方法结合起来,经过适当的优化,有可能制备出性能优良的Cr12MoV/TiC复合材料。
秦世斌[10]（2020）在《合金化及热处理对GX160CrMoV12钢组织和力学性能的影响》文中研究表明GX160CrMoV12钢具有高硬度高耐磨性的特点,广泛应用于模具制造和机械制造领域。然而,GX160CrMoV12钢晶界上分布着粗大网状共晶碳化物,使钢的强度和韧性明显降低。因此,需要改善其晶界上共晶碳化物的形态和分布。在保证GX160CrMoV12钢硬度的基础上提高其韧性,是将GX160CrMoV12钢应用于反击式破碎机板锤的关键。本文以GX160CrMoV12钢为研究对象,通过添加Ti、Ni、Y等合金化组元及热处理工艺优化,结合金相观察、SEM及EDS分析、XRD分析、硬度和冲击韧性测试等方法,研究合金化和热处理对GX160CrMoV12-Ti-Ni-Y钢的组织和力学性能的影响,以优化的合金成分和热处理工艺制备出GX160CrMoV12-Ti-Ni-Y钢。得出如下主要结论:（1）添加0.5%Ti可显着细化GX160CrMoV12钢共晶碳化物。Ni添加量由0.5%增加到1.5%,铸态显微组织等轴化,二次枝晶臂粗化。Y添加量由0.1%增加到0.3%,铸态等轴晶组织的晶粒尺寸减小,二次枝晶臂细化,共晶碳化物形态由粗大块状向细小条状、孤立岛状转变,分布由连续网状向不连续网状转变。GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢的晶粒细小、共晶碳化物尺寸最小且呈断网分布、硬度最高为44HRC,为最优化的铸态合金成分。（2）GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢等温温度740℃退火处理后球化效果最好,球粒状碳化物弥散分布在晶内;由于720℃的等温温度低,导致扩散受限,其显微组织为短片状珠光体+共晶碳化物;由于760℃的等温温度高,导致过冷度小珠光体共析转变并未完全发生。（3）GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢在960℃淬火后得到的组织为隐针马氏体+残余奥氏体+碳化物。随着淬火温度的升高,共晶碳化物逐渐溶解,马氏体尺寸变大,残余奥氏体含量升高,硬度先升高再降低。最优淬火温度为1040℃,此时,整体网状碳化物上出现普遍熔断现象,分布较为弥散,基体为细针马氏体,硬度为61.6HRC,较GX160CrMoV12钢的硬度提高了8%。（4）GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢在100℃、200℃和300℃回火后的组织为回火马氏体+共晶碳化物。随着回火温度升高,硬度降低,冲击韧度升高。最优回火温度为200℃,此时硬度为61.4HRC,冲击韧度为11.3 J/cm2。较GX160CrMoV12钢相比,GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢的冲击韧度提高了69%,其硬度提高了9%。
二、低温奥氏体钢韧度计算设计（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、低温奥氏体钢韧度计算设计（论文提纲范文）
（1）汽车零部件用无碳贝氏体非调质钢的成分、工艺与组织研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 汽车用贝氏体非调质钢 |
| 2.2 贝氏体钢概述 |
| 2.2.1 钢中贝氏体的基本类型 |
| 2.2.2 国外的研究现状 |
| 2.2.3 国内的研究现状 |
| 2.3 贝氏体钢的强韧化机制 |
| 2.3.1 强化机理 |
| 2.3.2 韧化机理 |
| 2.3.3 残奥薄膜对强韧性的影响 |
| 2.4 贝氏体钢中合金元素的作用 |
| 2.4.1 C、Si、Mn |
| 2.4.2 Mo、Cr、B |
| 2.4.3 Cu、Al、Ni |
| 2.4.4 Nb、Ti |
| 2.5 贝氏体非调质钢的控轧控冷技术 |
| 2.5.1 控轧控冷工艺的特点 |
| 2.5.2 控轧控冷四阶段 |
| 2.5.3 控制轧制要素 |
| 2.5.4 控制冷却要素 |
| 2.6 本课题的研究意义与内容 |
| 3 无碳贝氏体非调质钢的合金成分设计及热力学计算研究 |
| 3.1 实验钢的合金成分设计 |
| 3.2 钛、氮含量对实验钢平衡析出相的影响 |
| 3.3 1#实验钢的热力学计算 |
| 3.3.1 1#实验钢中平衡相的析出行为 |
| 3.3.2 1#实验钢中平衡相的元素组成 |
| 3.4 不同钼含量实验钢中平衡析出相的热力学计算 |
| 3.4.1 不同钼含量实验钢中平衡相的析出行为 |
| 3.4.2 钼含量对实验钢中析出相的影响 |
| 3.5 不同铌含量实验钢中平衡析出相的热力学计算 |
| 3.5.1 不同铌含量实验钢中平衡相的析出行为 |
| 3.5.2 铌含量对实验钢中析出相的影响 |
| 3.6 合金元素在奥氏体中的固溶规律 |
| 3.6.1 微合金元素钛、铌在实验钢奥氏体中的固溶规律 |
| 3.6.2 钼元素在实验钢奥氏体中的固溶规律 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 无碳贝氏体非调质钢的等温相变规律研究 |
| 4.1 等温相变规律的计算 |
| 4.1.1 JMatPro和MUCG83软件介绍 |
| 4.1.2 等温转变曲线计算结果与分析 |
| 4.2 不同等温条件下钢的显微组织观察与分析 |
| 4.2.1 实验材料及方法 |
| 4.2.2 不同等温温度下实验钢的显微组织 |
| 4.2.3 不同等温时间下实验钢的显微组织 |
| 4.3 钼含量对实验钢等温相变规律的影响 |
| 4.4 铌含量对实验钢等温相变规律的影响 |
| 4.5 不同等温条件下实验钢的性能 |
| 4.5.1 不同等温温度对实验钢力学性能的影响 |
| 4.5.2 不同等温时间对实验钢力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 无碳贝氏体非调质钢动态连续冷却转变研究 |
| 5.1 实验钢CCT曲线的计算 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 动态连续冷却转变曲线的测定 |
| 5.2.2 显微组织和析出相的观察分析 |
| 5.2.3 显微硬度及位错密度的测定 |
| 5.3 轧后冷却速率对实验钢显微组织特征的影响 |
| 5.3.1 显微组织及析出相 |
| 5.3.2 位错密度 |
| 5.3.3 残余奥氏体 |
| 5.3.4 显微硬度 |
| 5.3.5 动态连续冷却转变曲线 |
| 5.4 钼含量对实验钢动态连续冷却转变规律的影响 |
| 5.4.1 显微组织 |
| 5.4.2 残余奥氏体 |
| 5.4.3 显微硬度 |
| 5.4.4 动态连续冷却转变曲线 |
| 5.5 铌含量对实验钢动态连续冷却转变规律的影响 |
| 5.5.1 显微组织 |
| 5.5.2 残余奥氏体 |
| 5.5.3 显微硬度 |
| 5.5.4 动态连续冷却转变曲线 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 终轧温度及变形量对实验钢显微组织和力学性能的影响 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 终轧温度和变形量对实验钢显微组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 真应力-应变曲线及力学性能 |
| 6.2.2 显微组织 |
| 6.2.3 残余奥氏体 |
| 6.2.4 析出相 |
| 6.3 钼含量对相同终轧条件下实验钢的组织及力学性能的影响 |
| 6.3.1 真应力应变曲线及力学性能 |
| 6.3.2 显微组织 |
| 6.3.3 残余奥氏体 |
| 6.4 铌含量对相同终轧条件下实验钢的组织及力学性能的影响 |
| 6.4.1 真应力应变曲线及力学性能 |
| 6.4.2 显微组织 |
| 6.4.3 残余奥氏体 |
| 6.4.4 析出相 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 中试条件下实验钢终轧参数的研究和优化 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.2 中试条件下,不同终轧条件对实验钢力学性能的影响 |
| 7.3 钼含量对相同中试条件下实验钢组织和性能的影响 |
| 7.4 铌含量对相同中试条件下实验钢组织和性能的影响 |
| 7.5 轧后热处理制度的优化 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论及研究展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）高性能新型贝氏体车轮成分、组织与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 序言 |
| 1 引言 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 车轮材料应用现状 |
| 1.2.1 常用的车轮钢种类 |
| 1.2.2 当前车轮存在的问题 |
| 1.3 贝氏体车轮的研究现状 |
| 1.3.1 贝氏体车轮的应用前景 |
| 1.3.2 国外贝氏体车轮的研究现状 |
| 1.3.3 国内贝氏体车轮的研究现状 |
| 1.3.4 贝氏体车轮的应用现状及存在问题 |
| 1.4 贝氏体组织和性能的主要影响因素 |
| 1.4.1 化学成分 |
| 1.4.2 生产处理工艺 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 2 新型贝氏体车轮合金设计模拟计算 |
| 2.1 合金元素对CCT曲线的影响 |
| 2.2 合金元素对TTT曲线的影响 |
| 2.3 C含量对淬透性曲线的影响 |
| 2.4 合金元素对奥氏体化温度的影响 |
| 2.5 Ni、Cu含量比例对铜脆现象的影响 |
| 2.6 本章小结 |
| 3 贝氏体车轮钢成分和工艺实验研究 |
| 3.1 Mn含量对贝氏体车轮钢组织性能的影响 |
| 3.1.1 实验材料与方法 |
| 3.1.2 Mn含量对淬透性影响 |
| 3.1.3 Mn含量对贝氏体车轮钢组织的影响 |
| 3.1.4 Mn含量对力学性能的影响 |
| 3.1.5 小结 |
| 3.2 回火温度对贝氏体车轮钢组织性能的影响 |
| 3.2.1 实验材料与方法 |
| 3.2.2 CCT曲线和淬透性曲线的测定 |
| 3.2.3 回火温度对组织的影响 |
| 3.2.4 回火温度对力学性能的影响 |
| 3.2.5 小结 |
| 3.3 V和Cr对回火贝氏体车轮钢组织性能的影响 |
| 3.3.1 实验材料与方法 |
| 3.3.2 对显微组织的影响 |
| 3.3.3 对力学性能的影响 |
| 3.3.4 二次强化现象分析 |
| 3.3.5 Cr对回火残余奥氏体的影响 |
| 3.3.6 Cr对低温冲击韧性的影响 |
| 3.3.7 小结 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 贝氏体车轮热处理工艺研究 |
| 4.1 贝氏体车轮试制 |
| 4.1.1 车轮钢冶炼 |
| 4.1.2 车轮钢的热变形方程 |
| 4.1.3 车轮成型与热处理工艺 |
| 4.1.4 贝氏体车轮的材料特征及组织形貌 |
| 4.1.5 贝氏体车轮的力学性能 |
| 4.1.6 试制小结 |
| 4.2 贝氏体车轮回火工艺研究 |
| 4.2.1 实验材料与方法 |
| 4.2.2 回火工艺对力学性能的影响 |
| 4.2.3 回火温度对显微组织的影响 |
| 4.2.4 回火后第二相析出分析 |
| 4.2.5 贝氏体车轮回火工艺研究小结 |
| 4.3 车轮钢回火强韧化机理 |
| 4.3.1 回火过程的热膨胀仪模拟 |
| 4.3.2 残余奥氏体稳定性与冲击韧性关系 |
| 4.3.3 贝轮钢回火过程中组织与性能的变化规律总结 |
| 4.4 贝氏体车轮踏面喷水工艺模拟与优化 |
| 4.4.1 模型建立 |
| 4.4.2 边界条件设定 |
| 4.4.3 踏面喷水模拟结果 |
| 4.4.4 踏面喷水工艺优化 |
| 4.4.5 小结 |
| 4.5 冷速与贝氏体车轮组织的关系 |
| 4.5.1 车轮不同部位冷速 |
| 4.5.2 车轮不同部位组织和残奥量 |
| 4.5.3 模拟冷速与残余奥氏体的关系 |
| 4.6 超高周疲劳性能 |
| 4.6.1 实验材料与方法 |
| 4.6.2 疲劳实验结果 |
| 4.6.3 疲劳断裂机理分析 |
| 4.6.4 超高周疲劳实验小结 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 贝氏体车轮的应用服役研究 |
| 5.1 重载服役条件下车轮特性 |
| 5.1.1 马钢铁运公司线路服役结果 |
| 5.1.2 神华铁路服役结果 |
| 5.1.3 重载线路服役性能小结 |
| 5.2 高速轮轨试验台结果 |
| 5.2.1 线路条件 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.2.3 实验结果 |
| 5.2.4 高速线路服役性能小结 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 本文创新点 |
| 6.3 贝轮应用前景及未来研究方向 |
| 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 |
（3）碳含量对贝氏体钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 渗碳轴承钢的发展 |
| 1.2.1 渗碳轴承钢简介 |
| 1.2.2 纳米贝氏体渗碳轴承钢 |
| 1.3 合金元素对轴承钢的作用 |
| 1.3.1 碳元素对马氏体相变的影响 |
| 1.3.2 碳元素对贝氏体相变的影响 |
| 1.3.3 碳元素对马氏体性能的影响 |
| 1.3.4 碳元素对贝氏体性能的影响 |
| 1.3.5 其他元素的作用 |
| 1.4 本文研究的主要内容 |
| 第2章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 相变动力学的测定 |
| 2.2.1 相变点的测定 |
| 2.2.2 贝氏体相变动力学的测试 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 XRD物相测定 |
| 2.3.2 SEM组织观察 |
| 2.3.3 TEM组织观察 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 冲击韧性测试 |
| 第3章 等温时间及碳含量对纳米贝氏体渗碳轴承钢过渡层的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料和方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 相变点及等温转变动力学曲线 |
| 3.3.2 微观组织 |
| 3.3.3 力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 碳含量对贝氏体微观结构和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料和方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 相变点及等温转变动力学曲线 |
| 4.3.2 微观组织结构 |
| 4.3.3 力学性能 |
| 4.3.4 渗碳体对轴承钢性能的影响 |
| 4.4 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 |
（4）锰含量和热处理对Fe-Mn-Al-C钢组织及力学性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 轻质高强钢研究现状 |
| 1.2.1 Fe-Al钢 |
| 1.2.2 Fe-Mn-Al-C系钢 |
| 1.2.3 Fe-Mn-Al-C系高锰钢 |
| 1.3 轻质高强钢的变形机制 |
| 1.3.1 TWIP效应 |
| 1.3.2 TRIP效应 |
| 1.3.3 位错滑移机制 |
| 1.4 影响Fe-Mn-Al-C钢组织性能的因素 |
| 1.4.1 合金元素的作用 |
| 1.4.2 热处理工艺的影响 |
| 1.4.3 铁素体的影响 |
| 1.4.4 碳化物和有序相的影响 |
| 1.6 本文的主要研究内容、目的和意义 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.0 实验钢的化学成分 |
| 2.1 实验钢的相图计算 |
| 2.2 实验工艺流程 |
| 2.3 热轧工艺 |
| 2.4 冷轧工艺 |
| 2.5 热处理工艺 |
| 2.6 研究方法及设备 |
| 2.6.1 室温拉伸测试 |
| 2.6.2 显微硬度测试 |
| 2.6.3 夏比冲击韧性测试 |
| 2.6.4 金相显微组织分析 |
| 2.6.5 XRD分析 |
| 2.6.6 扫描电子显微镜分析 |
| 2.6.7 透射电子显微镜分析 |
| 第3章 固溶处理对热轧轻质钢组织性能的影响 |
| 3.1 固溶温度对实验钢性能的影响 |
| 3.1.1 未经固溶处理的热轧钢板组织及力学性能 |
| 3.1.2 固溶处理后热轧钢板的性能 |
| 3.2 固溶温度对实验钢组织的影响 |
| 3.3 经固溶处理后热轧轻质钢的低温冲击韧性分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 固溶处理对冷轧轻质钢组织性能的影响 |
| 4.1 固溶时间对实验钢组织性能的影响 |
| 4.1.1 固溶处理后的力学性能 |
| 4.1.2 不同保温时间下钢的组织特点 |
| 4.2 应变硬化行为分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 时效处理对轻质钢组织性能影响研究 |
| 5.1 时效时间对实验钢组织性能的影响 |
| 5.1.1 时效处理后的力学性能 |
| 5.1.2 抗拉强度估算 |
| 5.1.3 不同时效时间下钢的组织特点 |
| 5.1.4 时效时间对轻质钢断裂行为的影响 |
| 5.2 应变硬化行为分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 (攻读硕士期间研究成果及参与项目) |
（5）Nb微合金化对准贝氏体铲齿钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 挖掘机铲齿用钢的发展 |
| 1.1.1 高锰钢挖掘机铲齿 |
| 1.1.2 马氏体钢挖掘机铲齿 |
| 1.1.3 准贝氏体钢挖掘机铲齿 |
| 1.2 准贝氏体钢中的主要元素 |
| 1.2.1 [C]的作用 |
| 1.2.2 [Si]或[Al]的作用 |
| 1.2.3 [Nb]的作用 |
| 1.2.4 其它元素的作用 |
| 1.3 准贝氏体钢的热处理工艺 |
| 1.3.1 空冷处理 |
| 1.3.2 控轧控冷 |
| 1.3.3 等温处理 |
| 1.4 准贝氏体钢的组织和性能 |
| 1.4.1 贝氏体铁素体 |
| 1.4.2 残余奥氏体 |
| 1.5 微合金化技术 |
| 1.5.1 微合金化的概念 |
| 1.5.2 微合金化的强化机理 |
| 1.6 选题背景及意义 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验钢的设计思路 |
| 2.1.2 实验钢的成分设计 |
| 2.1.3 实验钢原材料 |
| 2.2 热处理工艺的设计 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 实验钢的冶炼 |
| 2.3.2 实验钢成分测定 |
| 2.3.3 相转变温度曲线的测定 |
| 2.3.4 金相组织观察 |
| 2.3.5 原始奥氏体晶粒度的测定 |
| 2.3.6 X射线衍射分析 |
| 2.3.7 Factsage计算分析 |
| 2.3.8 扫描电镜及能谱分析 |
| 2.3.9 硬度测试 |
| 2.3.10 冲击韧性测试与冲击断口图像分析 |
| 2.3.11 拉伸性能测试 |
| 2.3.12 磨损性能测试 |
| 3 实验钢热处理工艺的制定 |
| 3.1 实验钢成分结果分析 |
| 3.2 实验钢的TTT曲线 |
| 3.3 实验钢的热处理工艺 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Nb对实验钢微观结构的影响 |
| 4.1 实验钢的显微组织分析 |
| 4.2 Nb对残余奥氏体体量的影响 |
| 4.3 Nb对实验钢析出相的影响 |
| 4.4 Nb对实验钢相转变温度点的影响 |
| 4.5 Nb对原始奥氏体晶粒的影响 |
| 4.6 钢中主要夹杂物的类型统计及变化规律分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 Nb对实验钢力学性能的影响 |
| 5.1 Nb对实验钢硬度的影响 |
| 5.2 Nb对实验钢冲击韧性的影响 |
| 5.3 Nb对实验钢拉伸性能的影响 |
| 5.4 Nb对实验钢耐磨性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（6）高强钢等温转变动力学及组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 贝氏体的分类及性能 |
| 1.1.1 上贝氏体 |
| 1.1.2 下贝氏体 |
| 1.1.3 粒状贝氏体 |
| 1.1.4 无碳化物贝氏体 |
| 1.2 超高强度钢的研究发展状况 |
| 1.2.1 低合金超高强度钢 |
| 1.2.2 二次硬化超高强度钢 |
| 1.2.3 超高强度钢的强化机制 |
| 1.3 贝氏体钢的类型 |
| 1.3.1 Mo系贝氏体钢 |
| 1.3.2 Mn-B系贝氏体钢 |
| 1.3.3 准贝氏体钢 |
| 1.3.4 无碳化物贝氏体钢 |
| 1.4 钢中的奥氏体 |
| 1.4.1 奥氏体的组织与性能 |
| 1.4.2 残余奥氏体的形态与影响韧性的因素 |
| 1.5 贝氏体相变热处理工艺 |
| 1.5.1 等温冷却转变 |
| 1.5.2 连续冷却转变 |
| 1.6 低温贝氏体的发展现状 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 2 实验内容与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 化学成分 |
| 2.1.2 合金元素的作用 |
| 2.1.3 制备试样 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 拉伸试验 |
| 2.2.2 冲击试验 |
| 2.2.3 洛氏硬度计 |
| 2.2.4 金相组织观察 |
| 2.2.5 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.2.6 电子背散射衍射(EBSD) |
| 3 实验钢的TTT曲线测定与动力学分析 |
| 3.1 TTT曲线测定与分析 |
| 3.1.1 钢的TTT曲线 |
| 3.2 等温转变动力学分析与计算 |
| 3.2.1 等温转变动力学分析 |
| 3.2.2 Ms以下动力学计算 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 实验钢的等温淬火行为 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 实验结果与分析 |
| 4.2.1 等温温度与显微组织的关系 |
| 4.2.2 等温淬火时间与显微组织的关系 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 室温下力学性能测定与分析 |
| 5.1 室温拉伸性能 |
| 5.2 室温冲击性能 |
| 5.3 洛氏硬度 |
| 5.3.1 不同等温淬火温度的硬度值 |
| 5.3.2 不同等温淬火时间的硬度值 |
| 5.4 残余奥氏体对试样力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（7）超级贝氏体转变机制与强韧性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超高强度钢的发展现状 |
| 1.2.1 双相钢 |
| 1.2.2 相变诱发塑性钢 |
| 1.2.3 孪晶诱发塑性钢 |
| 1.2.4 淬火和分配钢 |
| 1.2.5 淬火-分配-回火钢 |
| 1.2.6 超级钢 |
| 1.2.7 贝氏体钢 |
| 1.3 超级贝氏体钢 |
| 1.3.1 超级贝氏体的提出 |
| 1.3.2 超级贝氏体组织及成分特点 |
| 1.3.3 超级贝氏体钢的研究现状 |
| 1.3.4 超级贝氏体研究中存在的问题 |
| 1.4 本工作的目的及主要研究内容 |
| 第2章 超级贝氏体组织转变机制分析 |
| 2.1 实验钢化学成分的确定 |
| 2.2 实验钢成分确定原则 |
| 2.3 试验材料及方法 |
| 2.3.1 实验用钢 |
| 2.3.2 等温淬火热处理工艺的确定 |
| 2.3.3 试样制备 |
| 2.3.4 金相组织检测 |
| 2.3.5 X射线衍射实验和AR及其C含量的计算 |
| 2.4 超级贝氏体组织转变分析 |
| 2.4.1 超级贝氏体的组织 |
| 2.4.2 AR含量及其中C含量 |
| 2.4.3 超级贝氏体的转变机制 |
| 2.4.4 影响因素 |
| 2.5 碳化物析出对超级贝氏体组织的影响 |
| 2.5.1 等温热处理样品的显微组织观察 |
| 2.5.2 等温热处理试样中的残余奥氏体 |
| 2.5.3 等温热处理样品中碳化物的析出 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 超级贝氏体的力学性能 |
| 3.1 实验材料及实验方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 力学性能检测方法 |
| 3.2 实验结果分析 |
| 3.2.1 硬度实验 |
| 3.2.2 拉伸实验 |
| 3.2.3 冲击性能分析 |
| 3.2.4 影响因素 |
| 3.2.5 碳化物析出对超级贝氏体力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 超级贝氏体组织中的TRIP效应 |
| 4.1 超级贝氏体组织中TRIP效应产生的条件 |
| 4.2 样品制备及试验 |
| 4.2.1 样品制备及组织检测 |
| 4.2.2 疲劳实验 |
| 4.3 实验结果分析及讨论 |
| 4.3.1 60MnSi2Cr钢 TRIP效应的确认 |
| 4.3.2 超级贝氏体组织产生TRIP效应的机制分析 |
| 4.3.3 TRIP效应的影响因素 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Q&P工艺在超级贝氏体制备中的应用 |
| 5.1 Q&P工艺简介 |
| 5.2 Q&P工艺的模型 |
| 5.3 实验材料及方法 |
| 5.3.1 实验材料 |
| 5.3.2 Q&P工艺的确定 |
| 5.4 实验结果与分析 |
| 5.4.1 60Si2MnCr钢经Q&P工艺处理后的显微组织 |
| 5.4.2 Q&P工艺对超级贝氏体中AR含量及其C含量的影响 |
| 5.4.3 Q&P工艺促进超级贝氏体组织相变的热力学分析 |
| 5.4.4 经Q&P工艺处理获得的超级贝氏体的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读博士学位期间研究成果 |
（8）中厚板BG890QL高强钢激光-电弧复合焊焊缝成形及断裂行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 低合金高强钢焊接研究进展 |
| 1.1.1 低合金高强钢分类及其焊接性 |
| 1.1.2 低合金高强钢主要焊接方法 |
| 1.1.3 低合金高强钢接头组织特征 |
| 1.2 中厚板低合金高强钢焊缝成形控制 |
| 1.2.1 中厚板主要焊接方法 |
| 1.2.2 中厚板焊接焊缝成形控制 |
| 1.3 中厚板焊接接头力学性能评定 |
| 1.3.1 中厚板焊接接头力学非均匀性 |
| 1.3.2 中厚板焊接接头断裂性能 |
| 1.3.3 低合金高强钢断裂韧性驱动力评估 |
| 1.4 本课题研究内容及意义 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 焊接试验方法 |
| 2.2.1 焊接试验设备 |
| 2.2.2 焊接试验工艺 |
| 2.3 力学性能试验方法 |
| 2.3.1 显微硬度分析 |
| 2.3.2 拉伸试验方法 |
| 2.3.3 弯曲试验方法 |
| 2.3.4 冲击韧性测试 |
| 2.4 断裂韧度测试方法 |
| 2.5 材料表征方法 |
| 2.5.1 金相制样方法 |
| 2.5.2 金相观察 |
| 2.5.3 扫描电镜观察与能谱分析 |
| 2.5.4 EBSD制样与观察 |
| 2.5.5 透射电子显微镜观察 |
| 2.6 激光复合焊过程中熔池及等离子体观察 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 激光-电弧复合焊工艺及接头成形影响因素研究 |
| 3.1 激光焊焊缝成形影响因素及其控制 |
| 3.2 激光-电弧复合焊焊缝成形及影响因素 |
| 3.2.1 先导热源对焊缝成形的影响 |
| 3.2.2 光丝间距对焊缝成形的影响 |
| 3.2.3 复合焊热源参数对焊缝成形影响 |
| 3.3 坡口中激光与电弧热源的耦合机理 |
| 3.3.1 坡口中激光与电弧的耦合行为 |
| 3.3.2 坡口中激光-电弧复合焊的熔池流动行为 |
| 3.4 背部焊缝成形控制 |
| 3.4.1 背部坡口对焊缝成形影响 |
| 3.4.2 背部坡口对底部熔池形态影响 |
| 3.5 中厚板焊接双面成形控制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 激光-电弧复合焊接头组织形貌及其力学性能 |
| 4.1 接头各区域微观组织表征 |
| 4.1.1 焊缝组织特征 |
| 4.1.2 热影响区组织特征 |
| 4.1.3 接头显微硬度分析 |
| 4.2 接头晶粒特征及析出相 |
| 4.2.1 焊接接头晶粒特征 |
| 4.2.2 焊接接头析出相特征 |
| 4.3 接头力学性能与组织的关系 |
| 4.3.1 冲击试验结果及裂纹扩展路径分析 |
| 4.3.2 微观组织与冲击韧性的内在关联性研究 |
| 4.3.3 拉伸及弯曲试验结果及分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 激光-电弧复合焊接头断裂力学行为研究 |
| 5.1 焊缝断裂韧性性能分析 |
| 5.2 焊接接头断裂韧性驱动力数值模拟研究 |
| 5.2.1 有限元数值模型 |
| 5.2.2 裂纹尖端张开应力分析 |
| 5.2.3 焊接接头断裂驱动力分析 |
| 5.3 焊缝断裂韧性及驱动力对比 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 本文创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的学术成果 |
（9）Cr12MoV/TiC复合材料制备研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 模具钢的研究现状 |
| 1.1.1 Cr12系模具钢 |
| 1.1.2 Cr8系模具钢 |
| 1.2 冷作模具钢的新型冶炼工艺 |
| 1.2.1 锻造新工艺 |
| 1.2.2 喷射成形冶炼工艺 |
| 1.2.3 深冷处理工艺 |
| 1.3 粉末冶金工艺 |
| 1.3.1 粉末的基本工序 |
| 1.3.2 粉末冶金技术的特点及应用 |
| 1.4 冷作模具钢Cr12MoV |
| 1.4.1 Cr12MoV钢中合金元素的作用 |
| 1.4.2 Cr12MoV钢的研究现状 |
| 1.5 Ti的作用机理 |
| 1.6 本实验研究的内容及意义 |
| 1.6.1 研究内容及途径 |
| 1.6.2 研究意义 |
| 1.6.3 技术路线 |
| 2 Cr12MoV钢中各碳化物的析出分析 |
| 2.1 Cr12MoV钢的液相线与固相线温度 |
| 2.2 合金元素和碳在钢液中的平衡溶度积 |
| 2.3 液相线温度处的析出分析 |
| 2.4 凝固过程中的溶度积变化 |
| 2.5 固相线温度处的析出分析 |
| 2.6 奥氏体中的析出分析 |
| 2.7 铁素体中的析出分析 |
| 2.8 本章小结 |
| 3 材料制备与研究方法 |
| 3.1 原材料的选择 |
| 3.2 主要实验设备 |
| 3.3 实验分析方法 |
| 3.3.1 致密性测试 |
| 3.3.2 硬度测试 |
| 3.3.3 冲击韧度测试 |
| 3.4 Cr12MoV钢组织结构分析 |
| 3.4.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 3.4.2 金相显微镜(OM) |
| 3.4.3 扫描电子显微镜(SEM) |
| 4 粉末锻造制备Cr12MoV/TiC复合材料 |
| 4.1 粉末锻造制备Cr12MoV/TiC复合材料方法 |
| 4.1.1 原材料的选择 |
| 4.1.2 材料制备工艺 |
| 4.2 粉末锻造组织观察和物相分析 |
| 4.3 TiC含量对粉末锻造Cr12MoV/TiC复合材料性能影响 |
| 4.4 锻造压力对Cr12MoV/TiC复合材料性能影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 冷压—烧结制备Cr12MoV/TiC复合材料 |
| 5.1 冷压—烧结制备Cr12MoV/TiC复合材料方法 |
| 5.1.1 原材料的选择 |
| 5.1.2 材料制备工艺 |
| 5.2 烧结温度对Cr12MoV/TiC复合材料组织的影响 |
| 5.2.1 物相分析 |
| 5.2.2 烧结温度对试样致密度的影响 |
| 5.3 烧结温度对力学性能的影响 |
| 5.3.1 烧结温度对试样硬度的影响 |
| 5.3.2 烧结温度对试样冲击韧度的影响 |
| 5.3.3 烧结温度对试样冲击断口形貌的影响 |
| 5.4 Ti C含量对Cr12MoV/TiC复合材料组织与性能研究 |
| 5.4.1 金相组织分析 |
| 5.4.2 致密度 |
| 5.4.3 硬度 |
| 5.4.4 冲击韧度 |
| 5.4.5 冲击断口形貌 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表论文及科研成果 |
| 致谢 |
（10）合金化及热处理对GX160CrMoV12钢组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.1.1 国内外板锤材料的选用和研究概况 |
| 1.1.2 高锰钢 |
| 1.1.3 高铬铸铁 |
| 1.1.4 高碳高铬钢 |
| 1.2 板锤用高碳高铬钢的概况 |
| 1.2.1 GX160CrMoV12 钢的凝固过程和凝固组织 |
| 1.2.2 GX160CrMoV12 钢中的合金元素的作用 |
| 1.2.3 板锤用GX160CrMoV12 钢存在的问题 |
| 1.3 改善高碳高铬钢组织和力学性能的方法 |
| 1.3.1 合金化 |
| 1.3.2 变质处理 |
| 1.3.3 热处理 |
| 1.4 研究内容 |
| 1.5 研究目的及意义 |
| 1.6 技术路线 |
| 2 实验过程及研究方法 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 合金制备 |
| 2.3.1 合金熔炼 |
| 2.3.2 热处理工艺 |
| 2.4 微观组织观察 |
| 2.4.1 金相观察 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜 |
| 2.4.3 X射线衍射分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 冲击韧性测试 |
| 3 Ti、Ni、Y对铸态GX160CrMoV12 钢组织和硬度的影响 |
| 3.1 GX160CrMoV12钢 |
| 3.2 Ti对铸态GX160CrMoV12-x Ti钢组织的影响 |
| 3.3 Ni对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-x Ni-0.1Y钢组织和硬度的影响 |
| 3.3.1 Ni对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-x Ni-0.1Y钢枝晶的影响 |
| 3.3.2 Ni对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-x Ni-0.1Y钢碳化物形态和分布的影响 |
| 3.3.3 Ni对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-x Ni-0.1Y钢硬度的影响 |
| 3.4 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-0.5Ni-x Y钢组织和硬度的影响 |
| 3.4.1 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-0.5Ni-x Y钢枝晶的影响 |
| 3.4.2 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-0.5Ni-x Y钢碳化物形态和分布的影响 |
| 3.4.3 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-0.5Ni-x Y钢硬度的影响 |
| 3.5 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢组织和硬度的影响 |
| 3.5.1 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢枝晶的影响 |
| 3.5.2 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢碳化物形态和分布的影响 |
| 3.5.3 Y对铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢硬度的影响 |
| 3.5.4 铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢的XRD分析 |
| 3.5.5 铸态GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-x Y钢的SEM分析 |
| 3.5.6 GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢的合金元素分布 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 热处理工艺对GX160CrMoV12-Ti-Ni-Y钢组织和力学性能的影响 |
| 4.1 退火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织和硬度的影响 |
| 4.1.1 退火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织的影响 |
| 4.1.2 退火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢硬度的影响 |
| 4.2 添加Ti、Ni、Y对退火态GX160CrMoV12 钢组织的影响 |
| 4.2.1 添加Ti、Ni、Y对退火态GX160CrMoV12 钢硬度的影响 |
| 4.3 淬火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织和硬度的影响 |
| 4.3.1 淬火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织的影响 |
| 4.3.2 淬火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢共晶碳化物溶解的影响 |
| 4.3.3 淬火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢硬度的影响 |
| 4.4 添加Ti、Ni、Y对淬火态GX160CrMoV12 钢组织和硬度的影响 |
| 4.4.1 添加Ti、Ni、Y对淬火态GX160CrMoV12 钢组织的影响 |
| 4.4.2 添加Ti、Ni、Y对淬火态GX160CrMoV12 钢共晶碳化物溶解情况的影响 |
| 4.4.3 添加Ti、Ni、Y对淬火态GX160CrMoV12 钢硬度的影响 |
| 4.5 回火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织和力学性能的影响 |
| 4.5.1 回火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢组织的影响 |
| 4.5.2 回火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢硬度的影响 |
| 4.5.3 回火工艺对GX160CrMoV12-0.5Ti-1.5Ni-0.3Y钢冲击韧性的影响 |
| 4.6 添加Ti、Ni、Y对回火态GX160CrMoV12 钢的影响 |
| 4.6.1 添加Ti、Ni、Y对回火态GX160CrMoV12 钢组织的影响 |
| 4.6.2 添加Ti、Ni、Y对回火态GX160CrMoV12 钢硬度和冲击韧性的影响 |
| 4.7 本章总结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 主要结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文与研究成果 |
| 致谢 |
四、低温奥氏体钢韧度计算设计（论文参考文献）
- [1]汽车零部件用无碳贝氏体非调质钢的成分、工艺与组织研究[D]. 陈曦. 北京科技大学, 2021(02)
- [2]高性能新型贝氏体车轮成分、组织与性能研究[D]. 祝家祺. 北京交通大学, 2020(02)
- [3]碳含量对贝氏体钢组织和性能的影响[D]. 计珊. 燕山大学, 2020(01)
- [4]锰含量和热处理对Fe-Mn-Al-C钢组织及力学性能影响的研究[D]. 郝宇. 湘潭大学, 2020(02)
- [5]Nb微合金化对准贝氏体铲齿钢组织和性能的影响[D]. 李军平. 内蒙古科技大学, 2020(01)
- [6]高强钢等温转变动力学及组织与性能研究[D]. 何昊谦. 内蒙古科技大学, 2020(01)
- [7]超级贝氏体转变机制与强韧性研究[D]. 修文翠. 长春工业大学, 2020(01)
- [8]中厚板BG890QL高强钢激光-电弧复合焊焊缝成形及断裂行为研究[D]. 许轲. 上海交通大学, 2020(01)
- [9]Cr12MoV/TiC复合材料制备研究[D]. 彭潘. 西华大学, 2020(01)
- [10]合金化及热处理对GX160CrMoV12钢组织和力学性能的影响[D]. 秦世斌. 郑州大学, 2020(02)