一、连铸Ni-Cr-Mo-V钢最佳强韧性的正交试验（论文文献综述）
胡志强[1]（2021）在《热作模具钢5CrNiMoV（Nb）热变形行为及组织性能研究》文中提出5CrNiMoV钢是典型的Cr-Mo-V系马氏体型热作模具钢,广泛用于制造各种热锻模具,但热强性不足的问题影响着其使用寿命和应用范围。为此,本文基于热动力学计算,对5CrNiMoV钢进行合金成分优化,开发出一种兼备较高硬度和良好韧性的新型热作模具钢5CrNiMoVNb。借助热膨胀相变仪、电子万能试验机、Gleeble热压缩试验机、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、热疲劳试验机等研究了 Cr-Mo-V系热作模具钢热变形行为与服役性能,揭示了热作模具钢热变形机制及微观组织演变规律,解释了 Mo、V等合金元素对热作模具钢高温热稳定性、热疲劳性能的影响机理。本文获得以下主要研究结果:（1）新型热作模具钢5CrNiMoVNb中碳化物含量明显增多,特别是MC型碳化物,670℃以下MC、M23C6和M7C3碳化物含量基本恒定,有利于提高材料常温强韧性、高温热稳定性和热疲劳性能等;其中Mo、V和Nb合金元素的增加提高了合金元素的固溶温度和固溶度,有利于抑制奥氏体晶粒的粗化。相较于5CrNiMoV钢,5CrNiMoVNb钢可以在更宽泛的淬火+回火温度范围内获得更优异的力学性能,其中5CrNiMoVNb钢最佳热处理工艺为:940℃淬火+600℃回火2h。（2）基于Gleeble单双道次热压缩实验,研究了这两种Cr-Mo-V系热作模具钢的高温热变形行为,构建了 5CrNiMoV钢高温流变应力模型、动态再结晶模型、亚动态再结晶模型和晶粒长大模型等,具有较高的准确性,可用于大型模块自由锻过程模拟。热变形过程中,5CrNiMoV钢的奥氏体晶粒尺寸随变形温度的升高、应变速率的减小而增大;当发生完全动态再结晶时,高的应变速率和较低的变形温度有利于应变储存能的提高,从而促进再结晶晶粒的细化。此外,不同变形条件下的再结晶晶粒尺寸变化及晶界形貌特征表明:非连续动态再结晶（DDRX）是在5CrNiMoV钢热变形过程中发生再结晶形核和晶粒长大的主要机制。（3）5CrNiMoV钢中马氏体相与母相奥氏体位向关系更符合N-W取向关系。奥氏体热变形微观织构研究表明,相同应变速率下,温度越高,MAD（随机取向分布）值越大,旋转Cube织构组分越强;相同热变形温度下,应变速率越大,MAD值越小,变形织构组分越少,这是因为活性滑移系的增大以及奥氏体晶粒的细化。此外,马氏体相变织构一方面取决于相变过程变体的选择,另一方面,马氏体相变织构总是向与母相取向差较小的方向转变。（4）基于已获得的5CrNiMoV钢的材料模型,建立了 5CrNiMoV钢大型热作模块的自由锻有限元模型。自由锻模拟研究表明:在多道次拔长过程中,提高压下速率,选用较小的砧宽,不仅可以细化晶粒,还可以提高大型热作模块变形的均匀性。基于正交模拟试验,优化了 5CrNiMoV钢大型热作模块自由锻拔长工艺,最佳工艺参数为:压下速率40mm/s、砧宽1000mm和单道次压下量25%。（5）对比5CrNiMoV钢和5CrNiMoVNb钢高温热稳定性可以发现,在600和650℃时,5CrNiMoVNb钢的高温热稳定性较5CrNiMoV钢分别提高了 35%和45%。两种Cr-Mo-V系热作模具钢的初始回火组织均由回火马氏体和碳化物组成,由于5CrNiMoVNb钢碳化物含量较高,且大部分碳化物呈颗粒状弥散分布在基体上,5CrNiMoVNb钢具有较好的高温热稳定性和抗回火软化性能。此外,由于Cr、Mo和V等中强碳化物形成元素含量较为合理,5CrNiMoVNb钢热稳保温过程中的主要析出强化相MC、M7C3和M23C6具有极低的粗化速率系数。通过工艺调控,使5CrNiMoV钢中残留一定量的残余应变,可以提高材料内部位错胞、马氏体板条界等缺陷数量,有利于抑制热稳保温过程中基体组织的粗化,改善碳化物形貌,抑制碳化物粗化,从而提高5CrNiMoV钢的热稳定性能。（6）基于自约束疲劳试验,对比分析了 5CrNiMoV钢和5CrNiMoVNb钢的热疲劳性能,经过2000次热疲劳循环后,两种钢中均出现热疲劳裂纹,主裂纹长度分别为184.47μm和104.06μm,5CrNiMoV钢中热疲劳裂纹长度、宽度和数量均大于5CrNiMoVNb钢,由不同循环次数的主裂纹长度、宽度关系可以判定,5CrNiMoVNb钢的热疲劳寿命较5CrNiMoV钢大约提高了 50%;对比不同热疲劳循环次数的热疲劳裂纹,还可以发现5CrNiMoVNb钢热疲劳裂纹的萌生和扩展速率明显小于5CrNiMoV钢。此外,由于小颗粒碳化物含量较高,对位错运动、组织粗化抑制作用较强,5CrNiMoVNb钢具有更好的组织稳定性和强韧性能,因此5CrNiMoVNb钢热疲劳性能优于5CrNiMoV钢。
陆斌[2]（2021）在《700MPa级高强钢稀土夹杂物控制及其对焊接性能的影响》文中指出700 MPa级高强度厚板钢在起重机械、矿山设备等领域应用广泛,以焊接为主要连接方式,焊接会导致热影响区（heat affected zone,HAZ）韧性劣化。氧化物冶金是冶金和材料领域的全新观点,旨在从母材的角度改善焊接性能,利用钢水冶炼过程中生成的尺寸细小、弥散分布、成分可控的“有益”夹杂物,在焊接热循环时对热影响区显微组织变化和晶粒长大起作用,以改善钢材的焊接韧性。本文以Q690D厚板钢为研究对象,开发稀土夹杂物控制技术。利用OM、SEM、EDS和高温共聚焦显微镜等分析钢中夹杂物的形貌、尺寸和类型,采用焊接热模拟和实际焊接相结合的方法,揭示稀土夹杂物对热影响区组织和冲击性能的作用,对丰富氧化物冶金理论、提高钢材焊接性能、拓展稀土在钢中应用,具有重要的研究意义和推广价值。在高强钢中加入0 ppm、5 ppm、18 ppm和23 ppm稀土Ce,用Gleeble 3500以25 k J/cm、50 k J/cm、75 k J/cm和100 k J/cm的热输入模拟焊接后,发现稀土Ce可推迟热影响区上贝氏体生成,稀土夹杂物在焊接热循环过程中钉扎在原奥氏体晶界处,可抑制晶界迁移阻止晶粒长大,含稀土高强钢热影响区冲击韧性更高。采用MAG实际焊接后,含有18 ppm稀土Ce试样热影响区冲击功比不含稀土试样提高45.5%,稀土高强钢热影响区冲击断口存在细小、弥散分布的稀土夹杂物,在焊接过程中发挥了抑制晶粒长大的作用,与焊接热模拟规律一致。含稀土试样中小于2μm夹杂物占比增加,夹杂物由形状不规则、大尺寸的MgAl2O4转变为球状椭球状的小尺寸CeAlO3和Ce2O2S夹杂。随着热输入的增加,不同Ce含量试样热影响区夹杂物类型与母材相比均未发生变化,其显微组织逐渐从马氏体、下贝氏体转变为上贝氏体和粒状贝氏体,含有18 ppm和23 ppm稀土Ce的试样冲击断口韧窝特征明显,而不含稀土或含有5 ppm微量稀土Ce的试样冲击断口呈解理断裂特征。为改善700 MPa级高强钢焊接韧性,开发了具有工业应用价值的稀土夹杂物控制技术,并得到稀土改善高强钢焊接热韧性的两大作用:抑制焊接过程中原奥氏体晶粒长大;推迟焊接热影响区脆性上贝氏体组织的生成。
王爽,孙殿东,胡海洋,颜秉宇[3]（2019）在《20NCD14-7钢最佳热处理工艺研究》文中研究指明为了研究核电蒸汽发生器支承用20NCD14-7钢热处理工艺同性能之间的关系,对20NCD14-7钢的淬火加回火热处理工艺进行了正交试验设计并优化,采用三水平四因素的试验方案进行了不同组合方式的热处理工艺试验。正交试验的结果表明:影响性能因素的主次顺序为:回火温度>回火时间>淬火时间>淬火温度,并确定了20NCD14-7钢的最佳热处理工艺。
孙业华,王中学,麻衡,曹阳[4]（2019）在《高强韧性耐磨钢板NM500的开发与应用》文中指出研究了V、Nb-Mo两种不同成分体系试验钢轧制过程中奥氏体组织演变,并分析了不同冷却速度对两种钢的组织性能影响规律,研究了不同回火温度和再加热温度工艺对两种试验钢组织和性能的影响,并且在莱钢宽厚板厂轧机上进行了新一代高强韧性耐磨钢板的工业试制。结果表明:Nb-Mo钢奥氏体晶粒的平均尺寸明显小于V钢,扁平化程度更高,淬火后冷却速率大于10℃/s可以获得理想的板条马氏体组织。在批量生产过程中钢板硬度、低温韧性和强度均达到项目目标要求,-40℃冲击吸收能量均达到50 J以上,研究表明回火态钢板可获得更加优良的综合性能。
刘坤[5]（2019）在《一种Cr-Mo-V-Ni高强钢组织和力学性能研究》文中研究表明复杂的应用环境对钢的强度、韧性等综合力学性能要求日益提高。本论文以高强度、高韧性为目标,设计并制备出一种Cr-Mo-V-Ni高强钢（Fe-1.30Cr-0.62Mo-0.46V-1.60Ni）。采用差示扫描量热法（DSC）、光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、拉伸实验和冲击实验等多种实验手段和方法,研究了不同热处理工艺对其组织和力学性能的影响。通过DSC测定实验钢的Ac1=709℃、Ac3=868℃,在此基础上设计了实验钢的热处理工艺:退火温度为950℃,淬火温度为870～950℃。实验钢的铸态组织为铁素体+珠光体。经淬火后的组织主要为板条马氏体、残余奥氏体及碳化物。在930℃淬火时,马氏体组织最细小,且硬度达到峰值56 HRC。实验钢在180℃、230℃回火后的组织主要为板条状的回火马氏体;回火温度升高至480℃时,组织主要为保持马氏体位向的回火托氏体;回火温度进一步升高至530℃时,组织主要为保持马氏体位向的回火索氏体。马氏体板条的平均宽度在230℃回火时最小,之后随着回火温度的升高而增大。TEM结果表明,马氏体板条之间分布一薄层残余奥氏体;同时,板条马氏体内存在大量分布不均的位错,位错数量随着回火温度的升高而减少;碳化物主要在板条马氏体内析出,呈针状、短棒状或球状,其形貌和类型与回火温度有关。随着回火温度的升高,抗拉强度和硬度在230℃回火时达到峰值,分别为1689 MPa、49.6 HRC,随后逐渐降低;冲击韧性（U口）先下降后升高,在380℃回火时最小,为26.3 J/cm2。通过对冲击断口进行SEM分析后发现,230℃回火时为韧性断裂,韧窝尺寸小、数量多并且分布均匀;而在380℃回火时为混合断裂,韧窝与解理面并存;当回火温度进一步升至530℃,亦为韧性断裂。循环淬火时,无论淬火温度是否相同,增加循环淬火次数,均能使板条马氏体数量增加,同时马氏体板条间距变小,分布更加均匀。当循环淬火2次时,上述组织变化最明显,此时的综合力学性能最好。2次循环淬火后实验钢的抗拉强度达到1750 MPa,硬度超过50 HRC,冲击韧性（U口）大于48 J/cm2。通过对冲击断口进行SEM分析后发现,均为韧性断裂。
韩斌[6]（2018）在《EAF-ESR冶金工艺对35CrMo钢纯净度及性能的影响》文中研究说明35CrMo钢作为一种综合机械性能好,强度高,淬火性能好的中碳合金钢,在机械制造行业有着极其重要的地位,是十分具有发展前景的钢种。为了提高35CrMo钢的冶金质量,满足更高强度的要求,要从钢材纯净度,即钢中夹杂物的质量分数,还有夹杂物的成分与分布以及元素C、N、O、S、H的控制等方面进行。本课题通过探究对35CrMo钢冶金工艺过程的电炉钢及电渣钢的夹杂物及性能比较,以及抽锭式保护气氛电渣炉与常规电渣炉重熔对35CrMo钢的化学成分及力学性能对比研究,探究出35CrMo钢较优的冶炼工艺。通过实验分析得出以下结论:（1）从电渣重熔前后夹杂物金相统计结果可知,电渣钢夹杂物平均直径由1.52μm降低至1.46μm,单位面积夹杂物数量由679个/mm2减少至545个/mm2,夹杂物面积百分数由0.21%降低至0.16%,电渣重熔可以提高35CrMo钢的洁净度。（2）经过“三七”渣电渣重熔后,夹杂物以Al2O3及含Al2O3的复合夹杂物为主,并且复合夹杂物中Al2O3的质量分数明显较电极中高。扫描电镜发现,电渣重熔后钢中含S元素的夹杂物减少,较大的复合夹杂物也有所减少。（3）电渣重熔后,钢的冲击功由96.6 J提高到122.1 J,抗拉强度由782.3 MPa提高到800.1 MPa,洁净度的提升是电渣钢综合力学性能提升的主要原因。（4）由于采用Ar气保护电渣重熔,抽锭式保护气氛电渣炉生产的35CrMo钢充填端、底垫端的H、O、N质量分数明显比常规电渣炉（非保护气氛）生产的35CrMo钢低。（5）由于采用Ar气保护电渣重熔,抽锭式保护气氛电渣炉生产的35CrMo钢比常规电渣炉（非保护气氛）生产的35CrMo钢的C、Mn、Si烧损量小,化学成分更加均匀。（6）抽锭式保护气氛电渣炉生产的电渣钢B类夹杂物（链状氧化物）、D类夹杂物（球状氧化物）和DS类夹杂物（大颗粒氧化物）水平优于常规电渣炉生产的电渣钢。（7）由于电渣充填比和熔速对电渣锭结晶的影响,抽锭式保护气氛电渣炉生产的35CrMo钢,无论是室温机械性能,还是-20～-120℃的低温冲击功,都明显优于常规电渣炉（非保护气氛）生产的35CrMo钢。
刘士辉[7]（2018）在《北满特钢提速机车车轴钢产品研制》文中认为高速铁路交通技术专有性强,知识产权壁垒极高,是我国高速铁路发展的主要障碍之一。因此,进行国产高速车轴钢材料的设计研发,对于打破国外的技术垄断,实现高速车轴的国产化,具有极其重要的意义。本文在分析研究国外材料的基础上,设计了满足国内需求的高速车轴钢材料EA4T成分,其中碳含量0.23%～0.28%,硅含量0.17%～0.38%,锰含量0.53%～0.77%,铬含量0.95%～1.15%,钼含量0.16%～0.29%,铌含量0.02%～0.04%,铝含量0.02%～0.05%,并辅以少量的铜、钒、镍等微合金元素。确定了高速车轴钢EA4T的生产工艺,即采用转炉炼钢,辅以LF精炼炉、RH真空脱气处理,经连铸机浇注成大圆连铸坯,再经锻造成车轴钢坯。锻造时加热保温温度控制在1280℃左右,可以消除混晶的产生,并消除钢坯的表面裂纹。对生产试制的高速车轴钢EA4T进行了检验,低倍组织、非金属夹杂物、晶粒度、组织及力学性能均符合科技装函[2013]49号《时速200～250公里动车组用车轴试制技术条件（暂行）》规定的相应要求。由北满特殊钢有限责任公司研发和生产的EA4T材料,经山西国正高铁科技有限公司加工成高速车轴,通过了小样疲劳试验及整轴疲劳试验。测定了 EA4T车轴材料的小试样旋转弯曲疲劳极限强度为RfL=403MPa（光滑试样）,RfE=365MPa（缺口试样）,满足EN 13261标准中3.2.3条款对车轴小试样疲劳极限强度的要求（EN 13261标准要求RfL≥250MPa,RfE≥170MPa）。整轴疲劳试验共计1000万次,通过详细的磁粉探伤和超声波探伤检查均未发现裂纹,所进行的车轴疲劳试验合格。
王爽,孙殿东,王勇,胡海洋,颜秉宇[8]（2017）在《SG支撑用20NCD14-7钢最佳调质工艺研究》文中研究指明为了研究核电蒸汽发生器（SG）支撑用20NCD14-7钢不同的调质工艺对钢板力学性能的影响,对20NCD14-7钢的调质工艺进行了正交试验设计,采用4因素3水平的9组试验方案进行了不同组合方式的调质工艺试验。通过计算及分析,明确了影响20NCD14-7钢组织及力学性能因素的主次顺序,并确定了20NCD14-7钢的最佳调质工艺。
董纪[9]（2017）在《热处理工艺对25CrMo48V超高强度钢组织及碳化物演变的影响》文中认为随着航空航天、军用舰艇、高速铁路、深海开发、轻量化汽车等各个领域的持续发展和产业化升级,对超高强度钢的品质和性能提出了严苛的要求。为了节约资源和能源,达到环境友好等目的,世界各国纷纷将开发性能优良的超高强度钢作为重点研究项目。25CrMo48V钢是在C-Cr-Mo系低合金超高强度钢基础上添加微量Nb、V和Ti元素,并调整合金元素含量之间的配比而发展起来,主要通过控轧控冷和调质处理相结合来保障其超高强韧性能。目前,国产25CrMo48V钢各项性能指标仍不稳定,对组织控制及强化机理的研究尚不深入,缺乏对碳化物演变规律的报道。因此,本文系统研究了不同热处理工艺和热变形对25CrMo48V钢组织构成及性能的影响,深入探讨了不同热处理后碳化物之间的演变规律,主要研究内容和成果如下:（1）研究了25CrMo48V钢奥氏体晶粒长大行为,对析出相类型及其尺寸变化规律进行分析,探讨了析出相对奥氏体晶粒长大行为的影响。研究表明:25CrMo48V钢晶粒显着粗化温度为1100℃,存在两种粒子对原奥氏体晶界进行钉扎,抑制晶粒长大,起到细晶强化的作用。它们均为面心结构,分别是尺寸较大的方形富Ti-MC型碳化物、细小的球形富Nb-MC型碳化物。随着奥氏体化温度的升高,两种碳化物粒子逐渐溶解或粗化,对原奥氏体晶界的钉扎作用均逐渐减弱。采用Gladman晶粒长大模型计算了两种MC型碳化物对晶界的钉扎作用,阐明了富Nb-MC型碳化物在抑制25CrMo48V超高强钢奥氏体晶粒长大行为方面起到的主要作用。（2）通过分别建立9001200°C、0.0110s-1条件下的流变应力曲线、流变方程对25CrMo48V钢的热变形行为进行研究。采用动态材料模型绘制了25CrMo48V钢的热加工图,探讨了热变形条件对组织及析出物的影响。实验结果表明:25CrMo48V钢的峰值应力随着应变速率的增加以及变形温度的降低而逐渐升高。通过计算得到变形激活能为407.29kJ/mol,阐明了动态再结晶行为是热变形过程中的主要热变形机制。明确应变速率的增加能够有效地促进碳化物的析出,使碳化物尺寸逐渐减小,并确定两个适宜变形的安全条件分别是1000℃、0.01s-1和1200℃、10s-1。（3）系统研究了25CrMo48V钢连续冷却过程中的相变规律,绘制了25CrMo48V钢的连续冷却转变（Continuous Cooling Transformation,CCT）曲线,并对铁素体转变起始温度Ar3和维氏硬度随冷却速度的变化规律进行了分析。结果表明:25CrMo48V钢以0.21℃/s冷速冷却时,连续转变产物为多边形铁素体、珠光体和下贝氏体;以210℃/s冷速冷却时,组织由下贝氏体和少量多边形铁素体所组成;当冷速高于10℃/s时,连续转变产物为板条马氏体。当25CrMo48V钢以0.21℃/s冷速冷却时,析出物的类型为M23C6、M2C、M3C和两种MC型碳化物;当冷速高于1℃/s时,析出物类型为M3C和两种MC型碳化物。铁素体相变转变起始温度Ar3随着冷却速度的升高而逐渐降低。当25CrMo48V钢以0.21℃/s的冷速冷却时,试样的维氏硬度逐渐降低,此后,随着冷速的升高硬度值逐渐增加。（4）澄清了不同回火条件下25CrMo48V钢组织及碳化物的演变规律。研究表明:随回火温度的升高和时间的延长,马氏体板条宽度增粗,位错密度降低。当25CrMo48V钢在不同回火温度及时间下进行热处理时,六种形态、尺寸、化学成分各不相同的碳化物析出,分别是M3C、M2C、M23C6、M7C3和两种MC型碳化物。当25CrMo48V钢在不同回火温度进行热处理时,回火温度在200400℃时,M3C析出,回火温度为500℃时,部分M3C被M2C所取代,M23C6析出;回火温度升至600℃时,M3C型碳化物消失,部分M2C转化为M7C3。当实验用钢在600℃时进行不同时间的回火处理时,四种碳化物之间的演变规律如下:M3C→M2C→M7C3→M23C6。两种MC型碳化物的热稳定性较高,在整个回火过程中一直稳定存在。（5）阐明了不同碳分配温度、时间条件下,淬火-碳分配处理（Quenching Partitioning,Q-P）和淬火-碳分配-回火处理（Quenching Partitioning Tempering,Q-P-T）后试样组织及碳化物的演变行为。实验结果显示:板条马氏体的宽度和残余奥氏体的体积分数分别随着碳分配温度的升高和碳分配时间的增加而粗化和增加。当25CrMo48V钢在440℃进行5min的Q-P处理后,试样中的碳化物类型为M3C和两种MC型碳化物。回火处理后,试样中碳化物类型为M2C、M7C3、M23C6以及两种不同类型的MC型碳化物。当试样在440℃进行5min15min的Q-P-T处理后,随着碳分配时间的不断增加,M7C3逐渐转化为M23C6。
杨婷[10]（2017）在《铜时效硬化高强度船体钢厚板组织与性能的研究》文中研究指明随着海洋事业的发展,大厚度、高强度、高韧性易焊接船体用钢成为未来舰船用钢的发展趋势。不同于传统的NiCrMoV系高强度钢,铜时效高强度船体钢采用超低碳+Cu微合金化的合金设计思路,其淬透性较低,对于厚板难以保证钢板截面性能的均匀性,成为生产技术上的难点。本文重点研究了淬火工艺对590Mpa级、35mm厚铜时效钢板截面性能及精细组织结构的影响,并详细分析了精细组织结构在淬火及回火后的演变,探讨了热处理工艺、组织与力学性能的关系。此外,本文对比研究了相同强度级别、相同厚度规格的传统NiCrMoV钢与铜时效硬化钢的回火组织演变特征,分析了两种钢强韧化机制的差异。研究结果表明:淬火冷速仅对35mm厚铜时效钢板近表面8mm范围内的强度和硬度及显微组织有显着影响。随着淬火冷速提高,钢板近表面中板条贝氏体/板条马氏体的含量增加,板条宽度细化,小角度晶界密度与位错密度显着增加,MA组元尺寸及体积分数降低,导致硬度和强度大幅提高。钢板1/4处至心部范围内受淬火冷速的影响较小,主要获得粒状贝氏体组织,其精细组织结构差异较小,强度和硬度无显着变化。铜时效钢厚板经高温回火后,截面组织与性能均匀化,抗拉强度降低,低温韧性显着改善。淬火冷速对过时效状态的富铜粒子尺寸无显着影响,平均直径约为30nm,具有沉淀强化作用,有利于屈服强度提高。由于回火后位错密度的降低程度与淬火硬化程度呈正相关关系,因此淬火冷速对回火态钢板的截面强度和硬度影响较小。但提高淬火冷速有利于有效晶粒尺寸细化,从而提高回火态钢板的低温冲击韧性。NiCrMoV钢与Cu时效钢在相同的热处理下性能有显着差异。NiCrMoV钢厚板淬透性优于Cu时效钢,而抗回火软化能力相反;经淬火回火后,NiCrMoV与Cu时效钢厚板心部的屈服强度分别达650Mpa、580MPa,两种钢的低温韧性相当,在-84℃的冲击功高于250J,断面纤维率大于70%。两种钢强化机制的差异主要包含两方面,其一为淬透性引起的组织强化效果的差异,其二为V及Cu元素引起的析出强化效果的差异。NiCrMoV钢利用C增强厚板心部淬透性,淬火回火后获得具有细小亚结构的高温回火马氏体组织,主要通过组织强化提高强度,同时保证了良好的低温韧性。Cu时效钢淬透性较差,厚板心部获得亚结构粗大的贝氏体铁素体及多边形铁素体组织,富铜粒子的析出强化成为它的主要强化方式;同时,较低的碳含量及位错密度有利于Cu时效钢获得良好的低温韧性。
二、连铸Ni-Cr-Mo-V钢最佳强韧性的正交试验（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、连铸Ni-Cr-Mo-V钢最佳强韧性的正交试验（论文提纲范文）
（1）热作模具钢5CrNiMoV（Nb）热变形行为及组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 热作模具钢概述 |
| 2.2 国内外热作模具钢发展 |
| 2.2.1 国内热作模具钢发展 |
| 2.2.2 国外热作模具钢发展 |
| 2.3 热作模具钢自由锻研究 |
| 2.3.1 自由锻工艺研究 |
| 2.3.2 高温塑性变形行为研究 |
| 2.4 热作模具钢服役性能研究 |
| 2.5 研究方案 |
| 2.5.1 研究内容 |
| 2.5.2 技术路线 |
| 2.5.3 创新点 |
| 3 热作模具钢微观组织及其特性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料及设备 |
| 3.2.1 试验材料 |
| 3.2.2 试验测试及方法 |
| 3.3 试验钢析出相热力学计算 |
| 3.3.1 5CrNiMoV钢平衡析出相分析 |
| 3.3.2 5CrNiMoVNb钢平衡析出相分析 |
| 3.3.3 Mo、V、Nb等在奥氏体中的固溶度分析 |
| 3.4 试验材料微观组织及力学性能 |
| 3.4.1 相变点的测量 |
| 3.4.2 试验钢热处理工艺 |
| 3.4.3 组织评价及性能测试 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 热作模具钢热变形行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 高温流变应力分析 |
| 4.3.1 流变应力曲线 |
| 4.3.2 高温流变应力模型及验证 |
| 4.3.3 热加工图分析 |
| 4.3.4 热激活能分析 |
| 4.4 动态再结晶行为研究 |
| 4.4.1 动态再结晶动力学模型及验证 |
| 4.4.2 动态再结晶晶粒尺寸模型及验证 |
| 4.5 亚动态再结晶行为分析 |
| 4.5.1 亚动态再结晶行为分析 |
| 4.5.2 亚动态再结晶动力学模型及验证 |
| 4.6 奥氏体晶粒长大行为研究 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 热作模具钢组织演变及热变形微观织构研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 原始奥氏体组织演变规律 |
| 5.4 马氏体与母相奥氏体取向关系 |
| 5.5 奥氏体热变形织构研究 |
| 5.5.1 不同变形温度对奥氏体织构演变的影响 |
| 5.5.2 不同应变速率对奥氏体织构演变的影响 |
| 5.6 马氏体相变织构研究 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 5CrNiMoV模块锻造成形模拟及试验研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 锻造成形模拟研究 |
| 6.2.1 有限元模型的建立 |
| 6.2.2 模拟结果分析 |
| 6.3 锻造成形试验研究 |
| 6.3.1 锻造成形试验过程 |
| 6.3.2 试验结果分析 |
| 6.4 5CrNiMoV大型热作模块自由锻模拟研究 |
| 6.4.1 大型模块有限元模型的建立及参数 |
| 6.4.2 自由锻数值模拟结果分析 |
| 6.4.3 自由锻工艺参数优化 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 热作模具钢热稳定性研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验方法 |
| 7.3 合金元素配比分析 |
| 7.4 5CrNiMoV和5CrNiMoVNb钢热稳定性对比分析 |
| 7.4.1 热稳硬度演变规律 |
| 7.4.2 热稳微观组织分析 |
| 7.5 残余应变对5CrNiMoV钢热稳定性的影响 |
| 7.5.1 热稳硬度变化规律 |
| 7.5.2 热稳微观组织分析 |
| 7.6 两种Cr-Mo-V系热作模具钢热稳定性机理分析 |
| 7.7 本章小结 |
| 8 热作模具钢热疲劳性能研究 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验方法 |
| 8.3 热疲劳实验结果分析 |
| 8.3.1 不同循环次数下的疲劳性能分析 |
| 8.3.2 热疲劳对组织的影响 |
| 8.3.3 热疲劳硬度变化 |
| 8.4 热疲劳机理分析 |
| 8.4.1 疲劳裂纹萌生及扩展分析 |
| 8.4.2 两种热疲劳寿命比较研究 |
| 8.5 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 |
（2）700MPa级高强钢稀土夹杂物控制及其对焊接性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究的背景与意义 |
| 1.2 高强钢焊接性能研究进展 |
| 1.2.1 改善高强钢焊接性能研究 |
| 1.2.2 高强钢热影响区组织影响因素 |
| 1.3 夹杂物控制与稀土在钢中应用的研究进展 |
| 1.3.1 夹杂物控制研究进展 |
| 1.3.2 稀土在钢中应用研究进展 |
| 1.3.3 稀土氧化物冶金改善高强钢焊接性能研究 |
| 1.4 本文的研究内容 |
| 第二章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 稀土合金 |
| 2.1.2 实验室高强钢制备 |
| 2.1.3 工业高强钢制备 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 夹杂物分析方法 |
| 2.2.2 焊接热模拟试验 |
| 2.2.3 高温共聚焦显微分析 |
| 2.2.4 实际焊接试验 |
| 2.2.5 分析辅助软件 |
| 2.3 化学成分分析 |
| 2.4 显微组织表征 |
| 2.5 原奥氏体晶粒分析 |
| 2.6 夹杂物分析 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.8 计算软件 |
| 第三章 高强钢稀土夹杂物控制 |
| 3.1 稀土夹杂物控制 |
| 3.2 稀土Ce对高强钢中氧和硫的影响 |
| 3.3 稀土Ce对高强钢中夹杂物的影响 |
| 3.3.1 实验室试样中稀土含量对夹杂物的影响 |
| 3.3.2 Ce对高强钢夹杂物影响的热力学计算 |
| 3.3.3 Ce对高强钢夹杂物演变的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 稀土高强钢模拟焊接热影响区性能与组织 |
| 4.1 高强钢热影响区连续冷却转变曲线 |
| 4.2 稀土高强钢焊接热影响区力学性能 |
| 4.2.1 热模拟试样热影响区冲击性能 |
| 4.2.2 焊接热影响区硬度 |
| 4.3 稀土高强钢焊接热影响区显微组织 |
| 4.3.1 热影响区显微组织转变 |
| 4.3.2 热影响区原奥氏体晶粒尺寸 |
| 4.4 稀土高强钢焊接接头断口形貌 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 热影响区稀土夹杂的氧化物冶金作用 |
| 5.1 稀土夹杂物的作用 |
| 5.1.1 母材与热影响区夹杂物对比分析 |
| 5.1.2 热影响区晶界处稀土夹杂物分析 |
| 5.1.3 稀土高强钢HAZ高温共聚焦试验 |
| 5.2 稀土高强钢中夹杂物的三维形貌 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 稀土高强钢实际焊接研究 |
| 6.1 高强钢MAG焊接工艺 |
| 6.1.1 母材及坡口 |
| 6.1.2 焊接材料 |
| 6.1.3 焊接参数 |
| 6.2 实际焊接接头力学性能 |
| 6.3 焊后接头显微组织及断口 |
| 6.3.1 焊后接头显微组织分析 |
| 6.3.2 焊后接头冲击断口分析 |
| 6.4 稀土高强钢焊接接头性能分析 |
| 6.5 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研究成果 |
（3）20NCD14-7钢最佳热处理工艺研究（论文提纲范文）
| 1 正交试验 |
| 1.1 试验用钢 |
| 1.2 正交试验方案 |
| 1.3 正交试验结果 |
| 1.4 正交试验结果分析 |
| 1.4.1 极差分析 |
| 1.4.2 直观分析 |
| 1.4.3 方差分析 |
| 2 验证试验 |
| 2.1 最佳热处理工艺下的性能结果 |
| 2.2 最佳热处理工艺下的显微组织 |
| 3 结论 |
（4）高强韧性耐磨钢板NM500的开发与应用（论文提纲范文）
| 1 高强韧性耐磨钢板的理论研究 |
| 2 高强韧性耐磨刚板工业试制情况 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.2 冶炼及连铸工艺 |
| 2.3 TMCP热轧工艺 |
| 2.4 热处理工艺 |
| 3 试制结果分析与讨论 |
| 3.1 铸坯低倍组织 |
| 3.2 力学性能测试 |
| 3.3 耐磨钢的显微组织 |
| 3.3 耐磨性试验 |
| 4 结论 |
（5）一种Cr-Mo-V-Ni高强钢组织和力学性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外高强钢的研究现状及发展趋势 |
| 1.2.1 国内高强钢的研究现状 |
| 1.2.2 国外高强钢的研究现状 |
| 1.2.3 高强钢的发展趋势 |
| 1.3 钢的主要强韧化机制 |
| 1.3.1 强化机制 |
| 1.3.2 韧化机制 |
| 1.4 各元素在钢中的作用 |
| 1.4.1 碳(C) |
| 1.4.2 氮(N) |
| 1.4.3 硅(Si) |
| 1.4.4 锰(Mn) |
| 1.4.5 钼(Mo) |
| 1.4.6 钒(V) |
| 1.4.7 铬(Cr) |
| 1.4.8 镍(Ni) |
| 1.4.9 磷(P) |
| 1.4.10 硫(S) |
| 1.5 研究意义与研究内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料制备 |
| 2.1.1 实验钢的成分设计 |
| 2.1.2 实验钢的熔炼和浇注 |
| 2.1.3 实验钢的成分分析 |
| 2.1.4 相变点温度的测定 |
| 2.1.5 热处理工艺的制定 |
| 2.2 力学性能测试 |
| 2.2.1 拉伸实验 |
| 2.2.2 冲击实验 |
| 2.2.3 硬度实验 |
| 2.3 组织结构观测 |
| 2.3.1 光学显微镜(OM)观测 |
| 2.3.2 扫描电镜(SEM)观测 |
| 2.3.3 断口形貌分析 |
| 2.3.4 透射电镜(TEM)观测 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 淬火温度对实验钢组织和力学性能的影响 |
| 3.1 淬火温度对实验钢组织的影响 |
| 3.2 淬火温度对实验钢力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 回火温度对实验钢组织和力学性能的影响 |
| 4.1 回火温度对实验钢组织的影响 |
| 4.1.1 金相显微镜(OM)组织分析 |
| 4.1.2 扫描电镜(SEM)组织分析 |
| 4.1.3 透射电镜(TEM)组织分析 |
| 4.2 回火温度对实验钢力学性能的影响 |
| 4.2.1 回火温度对强度的影响 |
| 4.2.2 回火温度对硬度的影响 |
| 4.2.3 回火温度对冲击韧性的影响 |
| 4.2.4 冲击断口观察 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 相同温度的循环淬火对实验钢组织和力学性能的影响 |
| 5.1 相同温度的循环淬火对实验钢组织的影响 |
| 5.1.1 金相显微镜(OM)组织分析 |
| 5.1.2 扫描电镜(SEM)组织分析 |
| 5.2 相同温度的循环淬火对实验钢力学性能的影响 |
| 5.2.1 相同温度的循环淬火对强度的影响 |
| 5.2.2 相同温度的循环淬火对硬度的影响 |
| 5.2.3 相同温度的循环淬火对冲击韧性的影响 |
| 5.2.4 冲击断口观察 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 不同温度的循环淬火对实验钢组织和力学性能的影响 |
| 6.1 不同温度的循环淬火对实验钢组织的影响 |
| 6.1.1 金相显微镜(OM)组织分析 |
| 6.1.2 扫描电镜(SEM)组织分析 |
| 6.2 不同温度的循环淬火对实验钢力学性能的影响 |
| 6.2.1 不同温度的循环淬火对强度的影响 |
| 6.2.2 不同温度的循环淬火对硬度的影响 |
| 6.2.3 不同温度的循环淬火对冲击韧性的影响 |
| 6.2.4 冲击断口观察 |
| 6.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）EAF-ESR冶金工艺对35CrMo钢纯净度及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 电渣重熔技术现状及研究进展 |
| 1.2.1 电渣炉结构型式现状及研究进展 |
| 1.2.2 电渣炉重熔工艺技术现状及研究进展 |
| 1.2.3 电渣重熔渣系开发研究现状及进展 |
| 1.3 35CrMo钢质量控制进展 |
| 1.3.1 曲轴钢概述 |
| 1.3.2 35CrMo钢质量控制进展 |
| 1.4 课题研究的目的及意义 |
| 第2章 35CrMo钢生产工业试验方案 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 对比试验工艺路线 |
| 2.2.1 EAF+LF+VD冶炼工艺方案 |
| 2.2.2 常规电渣炉工艺参数设置方案 |
| 2.2.3 抽锭式电渣炉工艺参数设置方案 |
| 2.2.4 锻造工艺试验方案 |
| 2.2.5 取样及检测方案 |
| 第3章 电渣重熔对35CrMo钢纯净度及性能的影响 |
| 3.1 电渣重熔35CrMo渣系的选择 |
| 3.2 电渣重熔对35CrMo钢洁净度影响 |
| 3.2.1 电炉钢与电渣钢夹杂物尺寸数量 |
| 3.2.2 电炉钢与电渣钢夹杂物形貌种类 |
| 3.3 电渣重熔对35CrMo钢性能影响 |
| 3.3.1 电渣重熔对35CrMo冲击性能的影响 |
| 3.3.2 电渣重熔35CrMo钢拉伸性能的影响 |
| 3.3.3 电渣重熔35CrMo钢显微硬度的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 抽锭式电渣炉与常规电渣炉重熔35CrMo钢的对比研究 |
| 4.1 试验钢种化学成分 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 两种电渣重熔钢化学成分变化 |
| 4.4 两种电渣重熔工艺钢夹杂物的比较 |
| 4.5 两种电渣重熔工艺钢力学性能的比较 |
| 4.6 批量生产情况 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
| 攻读硕士学位期间取得的主要成果 |
（7）北满特钢提速机车车轴钢产品研制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 车轴钢的性能特点和使用领域 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.3 车轴钢的生产技术 |
| 1.3.1 化学成分优化 |
| 1.3.2 钢中氧含量控制 |
| 1.3.3 真空脱气处理 |
| 1.3.4 细化奥氏体晶粒并消除混晶 |
| 1.3.5 减小车轴钢成分偏析 |
| 1.3.6 消除钢坯表面缺陷及提高探伤合格率 |
| 1.4 目前国内车轴钢发展存在的问题 |
| 1.5 研究内容 |
| 1.5.1 研究背景及目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 国外高速车轴钢解剖 |
| 2.1 国外高速车轴钢 |
| 2.2 超声波探伤检验 |
| 2.3 低倍组织检验 |
| 2.4 化学成分检验分析 |
| 2.5 非金属夹杂物检验分析 |
| 2.6 晶粒度检验分析 |
| 2.7 组织检验分析 |
| 2.7.1 德国波鸿公司30CrNiMo组织检验 |
| 2.7.2 意大利路奇尼公司25CrMo空心轴组织检验 |
| 2.7.3 小试样处理组织检验 |
| 2.8 力学性能测试 |
| 2.9 本章小结 |
| 第3章 北满特钢高速车轴EA4T的生产试制 |
| 3.1 高速车轴钢EA4T成分优化 |
| 3.1.1 高速车轴钢性能要求 |
| 3.1.2 高速车轴钢化学成分的确定 |
| 3.2 高速车轴钢EA4T工艺设计 |
| 3.2.1 氧化物冶金及第二相强化 |
| 3.2.2 北满特钢高速车轴钢EA4T生产工艺 |
| 3.3 北满特钢高速车轴钢EA4T的生产 |
| 3.4 高速车轴钢EA4T的常规检验 |
| 3.4.1 低倍组织检验 |
| 3.4.2 高倍组织检验 |
| 3.4.3 组织检验 |
| 3.4.4 力学性能检验 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 高速车轴EA4T的疲劳试验 |
| 4.1 北满特钢高速车轴钢EA4T的小样疲劳试验 |
| 4.1.1 旋转弯曲光滑疲劳 |
| 4.1.2 旋转弯曲缺口疲劳 |
| 4.2 北满特钢高速车轴钢EA4T的整轴疲劳试验 |
| 4.2.1 试验标准 |
| 4.2.2 试验加载设备和采集数据仪器 |
| 4.2.3 高速车轴钢EA4T整轴疲劳试验 |
| 4.3 北满特钢EA4T动车轴的实际效益 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）SG支撑用20NCD14-7钢最佳调质工艺研究（论文提纲范文）
| 1 前言 |
| 2 正交试验 |
| 2.1 试验用钢 |
| 2.2 正交试验方案 |
| 2.3 正交试验结果 |
| 2.4 正交试验结果分析 |
| 2.4.1 极差分析 |
| 2.4.2 直观分析 |
| 2.4.3 方差分析 |
| 3 验证试验 |
| 3.1 最佳调质工艺下的性能结果 |
| 3.2 最佳调质工艺下的显微组织 |
| 4 结论 |
（9）热处理工艺对25CrMo48V超高强度钢组织及碳化物演变的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高强钢的发展历史和研究现状 |
| 1.2.1 马氏体钢 |
| 1.2.2 DP钢 |
| 1.2.3 Q-P钢 |
| 1.2.4 Q-P-T钢 |
| 1.3 超高强度钢的发展趋势 |
| 1.4 25CrMO48V钢的合金化原理 |
| 1.4.1 25CrMo48V钢的合金化基本思想 |
| 1.4.2 25CrMo48V钢的化学成分设计 |
| 1.5 25CrMO48V钢的强韧化机理 |
| 1.5.1 25CrMo48V钢的强化机制 |
| 1.5.2 25CrMo48V钢的增韧、增塑机制 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 1.6.1 研究背景 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 奥氏体化温度对25CrMo48V钢晶粒长大行为的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 奥氏体化温度对25CrMo48V钢晶粒长大行为的影响 |
| 2.3.2 析出物分析 |
| 2.3.3 析出物对原奥氏体晶粒长大的影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 25CrMo48V钢高温热变形行为的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方案 |
| 3.3 25CrMo48V钢的热变形行为分析 |
| 3.3.1 25CrMo48V钢应力-应变曲线分析 |
| 3.3.2 25CrMo48V钢的热变形本构方程 |
| 3.3.3 25CrMo48V钢的热加工图 |
| 3.4 25CrMo48V钢热变形后的组织分析 |
| 3.4.1 不同热变形条件下25CrMo48V钢的金相组织 |
| 3.4.2 不同热变形处理后的组织演变 |
| 3.4.3 热变形对析出物的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 冷却速度对25CrMo48V钢组织及碳化物的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 冷却速度对25CrMo48V钢组织演变的影响 |
| 4.3.2 冷却速度对25CrMo48V钢碳化物演变的影响 |
| 4.3.3 25CrMo48V钢CCT曲线的绘制 |
| 4.3.4 冷却速度对25CrMo48V钢Ar3的影响 |
| 4.3.5 冷却速度对25CrMo48V钢硬度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 回火工艺对25CrMo48V钢组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 回火温度对25CrMo48V钢组织及性能的影响 |
| 5.3.1 回火温度对25CrMo48V钢组织的影响 |
| 5.3.2 回火温度对25CrMo48V钢碳化物析出的影响 |
| 5.3.3 回火温度对25CrMo48V钢性能的影响 |
| 5.3.4 不同回火温度25CrMo48V钢的析出物类型 |
| 5.4 回火时间对25CrMo48V钢组织及性能的影响 |
| 5.4.1 回火时间对25CrMo48V钢组织的影响 |
| 5.4.2 回火时间对25CrMo48V钢碳化物析出的影响 |
| 5.4.3 回火时间对25CrMo48V钢硬度的影响 |
| 5.4.4 不同回火时间25CrMo48V钢碳化物的演变 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 Q-P及Q-P-T工艺对25CrMo48V钢组织及性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方案 |
| 6.3 实验用钢相变临界点的测定 |
| 6.4 碳分配温度对25CrMo48V钢组织及性能的影响 |
| 6.4.1 Q-P处理碳分配温度对微观组织的影响 |
| 6.4.2 Q-P-T处理碳分配温度对微观组织的影响 |
| 6.4.3 碳分配温度对Q-P-T试样性能的影响 |
| 6.5 碳分配时间对25CrMo48V钢组织及性能的影响 |
| 6.5.1 Q-P处理碳分配时间对微观组织的影响 |
| 6.5.2 Q-P-T处理碳分配时间对微观组织的影响 |
| 6.5.3 碳分配时间对Q-P-T试样性能的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 全文结论与展望 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（10）铜时效硬化高强度船体钢厚板组织与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景与意义 |
| 1.2 高强度船体钢的发展 |
| 1.3 高强度船体钢的成分设计 |
| 1.4 高强度船体钢的强韧化工艺 |
| 1.5 铜时效船体钢的组织转变 |
| 1.5.1 连续冷却过程中的组织转变 |
| 1.5.2 等温时效过程中的组织转变 |
| 1.6 富铜析出相的强韧化机制 |
| 1.7 本论文的特色和创新点 |
| 第二章 淬火冷速对铜时效钢厚板组织与性能的影响 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 CCT曲线的测定 |
| 2.2.2 ABAQUS有限元模拟 |
| 2.2.3 热处理工艺 |
| 2.2.4 力学性能测试 |
| 2.2.5 组织观察与定量分析 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 CCT曲线 |
| 2.3.2 ABAQUS模拟结果 |
| 2.3.3 淬火冷速对力学性能的影响 |
| 2.3.4 淬火冷速对显微组织的影响 |
| 2.4 淬火冷速对精细组织结构的影响 |
| 2.4.1 MA组元 |
| 2.4.2 晶粒取向与晶界分布特征 |
| 2.4.3 位错亚结构 |
| 2.4.4 Cu析出 |
| 2.5 分析与讨论 |
| 2.5.1 铜时效高强钢厚板的强韧性分析 |
| 2.5.2 钢板心部质量分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 传统高强船体钢与铜时效硬化钢强韧化机理研究 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 端淬实验 |
| 3.2.2 热处理实验 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 端淬曲线 |
| 3.3.2 力学性能 |
| 3.3.3 显微组织 |
| 3.4 船体钢厚板的精细组织结构 |
| 3.4.1 晶粒取向与晶界分布特征 |
| 3.4.2 位错亚结构 |
| 3.4.3 第二相 |
| 3.5 强韧性分析 |
| 3.5.1 强化分析 |
| 3.5.2 韧化分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
四、连铸Ni-Cr-Mo-V钢最佳强韧性的正交试验（论文参考文献）
- [1]热作模具钢5CrNiMoV（Nb）热变形行为及组织性能研究[D]. 胡志强. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]700MPa级高强钢稀土夹杂物控制及其对焊接性能的影响[D]. 陆斌. 内蒙古工业大学, 2021(01)
- [3]20NCD14-7钢最佳热处理工艺研究[A]. 王爽,孙殿东,胡海洋,颜秉宇. 第十二届中国钢铁年会论文集——3.轧制与热处理, 2019
- [4]高强韧性耐磨钢板NM500的开发与应用[J]. 孙业华,王中学,麻衡,曹阳. 金属热处理, 2019(09)
- [5]一种Cr-Mo-V-Ni高强钢组织和力学性能研究[D]. 刘坤. 太原科技大学, 2019(04)
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