一、对低倍宏观组织中“夹杂腐蚀空穴”的认识（论文文献综述）
上海第五钢铁厂[1]（1968）在《对低倍宏观组织中“夹杂腐蚀空穴”的认识》文中研究指明 我厂生产的一些合金结构钢、不锈耐热钢（例如30CrMnSiNiMo、30CrMnSi、Cr12NiWMoV 等）,由于在冶炼上采用了 Al2O3—CaO 合成渣洗等工艺,当低倍宏观检验时,在试片边缘的宏观组织中经常有细小的空穴出现,深度一般较浅。有时数量相当多,尺寸很小;有时肉眼很难察觉,需在4～10倍放大镜
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》文中提出近年来我国造船业迅速发展,对高端船板钢的需求与日俱增,船舶的大型化、高速化对船舶结构材料的要求也越来越高,要求同时具有高强度、良好低温冲击韧性、焊接性能以及防腐蚀性能的船体用结构钢。本文针对国内某企业DH36高强度船板钢出口检测时冲击性能达不到船级社标准,部分炉次的常温冲击功从89.5-209J之间波动,其他力学性能也不稳定的实际生产问题,结合团队前期对DH36力学性能与其中元素波动的数学模型的研究,在对钢坯内在质量和微观、宏观缺陷进行调研的基础上,利用冶金物理化学原理和金属学方法对冶金全流程进行系统分析研究,在满足国标的情况下对DH36化学成分、炼钢工艺、热轧工艺进行了全流程优化,获得了工艺稳定、性能优良的DH36产品;在低S、P含量（0.018-0.020%）范围对DH36船板钢的防海水腐蚀机理及超疏水锌镍合金镀层进行了研究,论文完成的主要研究工作如下:（1）通过金相及夹杂物分析、断口分析、扫描电镜等方法,结合生产工艺,分析了 DH36高强度船板钢冲击性能不合及大幅波动的原因,发现钢中夹杂物特别是硫化物夹杂是引起内部缺陷的主要诱因之一。在钢板中心产生的宽大贝氏体、马氏体、珠光体带状组织中发现C、Mn元素的富集、成分偏析产生的心部异常组织及条状MnS、氮化物等夹杂,它们与钢基体的界面成为裂纹源,在轧后冷却或矫直过程张应力作用下使钢板内部产生裂纹。结合本研究团队前期对大数据下得到的DH36中S、P和常规元素与冲击韧性等力学性能的数学模型,确定了高性能的DH36必须在LF精炼中将S含量脱到极低,而全流程P控制在0.018-0.020%,可以获得冲击韧性的极大值,并可大幅度降低C、Si、Mn、Al等元素的波动对冲击韧性等力学性能的影响。通过对改善炼钢工艺后得到的S含量0.0030-0.0060%的钢坯的研究发现,硫化锰的析出温度及硫化物、氮化物等夹杂物大小对冲击性能有较大影响,即使是尺寸较小的硫化锰夹杂也影响钢板内部组织的连续性,裂纹源容易在夹杂物的位置产生,在受外力冲击时微裂纹的扩大使钢的冲击性能降低。MnS在奥氏体固相区析出,S含量越低,MnS在奥氏体区析出温度越低,尺寸越小;研究发现高性能DH36化学成分优化原则为:低C、中Mn,Nb、V微合金化,控制Al、V含量在低限,控制超低含量的S及0.018-0.020%的P;连铸优化后的参数为:拉速0.95m/min、比水量0.5L/kg、过热度25℃。通过转炉、LF精炼及连铸全流程参数优化后,得到的DH36铸坯中心偏析明显降低、钢板带状组织所产生的裂纹消失,冲击性能和焊接性能显著提高,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。
杨超云[3]（2020）在《稀土对高碳铬轴承钢夹杂物-组织-性能的影响机理研究》文中提出由于综合性能良好、生产工艺简单以及价格低廉等优点,高碳铬轴承钢广泛应用于精密机床、轨道交通、矿山机械等领域的轴承制造。鉴于轴承服役时严苛的工作条件和长寿命要求,高碳铬轴承钢的性能优化,尤其是其冶金质量的改善,一直是材料领域持续研究的重点方向。过去几十年间钢铁行业冶炼技术的进步显著改善了高碳铬轴承钢的冶金质量,钢液洁净度和非金属夹杂物得到了有效的优化控制,但持续提高的轴承疲劳寿命需求与轴承钢冶金质量提升遭遇瓶颈之间的矛盾也日趋突出。稀土元素理论上具有净化钢液、改善夹杂物和微合金化的作用,然而以往稀土处理的高碳铬轴承钢总会出现性能波动和水口结瘤的问题。考虑到稀土原材料中夹杂物对冶金质量的可能影响,研究高纯稀土金属在高洁净轴承钢中的作用,对于分析稀土在钢中的作用机理和研制长寿命稀土轴承钢具有重要的指导意义。针对轴承服役时可能的失效形式和轴承钢的质量要求,本文系统研究了高纯稀土金属对高碳铬轴承钢中夹杂物、组织、冲击韧性和疲劳性能的影响机制。论文的主要研究内容和结论包括:分析了不同稀土含量轴承钢中的夹杂物,讨论了稀土变质轴承钢中夹杂物的行为和夹杂物类型的演化序列。结果表明,稀土元素能够变质高碳铬轴承钢中的Al2O3和MnS夹杂物形成稀土夹杂物。在低S/O轴承钢中,稀土元素与夹杂物形成元素的反应序列依次为O、S、As、P和C。稀土夹杂物类型的演化序列主要为 RE2O3、RE2O2S、RES、RE-O-S-As、RE-S-As、RE-S-As-P、RE-O-S-As-P-C、RE-O-As-P-C、RE-O-P-C和RE-O-C。而在高S/O轴承钢中,微量稀土倾向于优先变质轴承钢中的MnS形成RE3S4。RE3S4既可以在冶炼过程中独立析出或以Al2O3为核心析出,也可以在凝固过程中与MnS共同在Al2O3基底上以RE3S4·yMnS（y<1）复杂夹杂物的形式形成。在夹杂物完全变质的条件下,高S/O轴承钢中稀土夹杂物类型的演化序列主要为RE2O3、RE2O2S、RES、RE-S-As、RE-As（-P）/RE-O-As（-P）、RE-P（-C）/RE-O-P（-C）和 RE-O-C。高 S/O 轴承钢中较高的砷和磷元素含量以及较低的氧含量增加了不含氧元素且类型简单的稀土夹杂物形成的可能性,导致了其与低S/O稀土轴承钢不同的夹杂物类型演化序列。系统研究了不同稀土含量轴承钢中的夹杂物、显微组织、晶粒尺寸和冲击性能,阐明了稀土对轴承钢冲击韧性的影响机制。实验结果表明,在常规的热处理工艺下,除过量稀土加入时形成大量的含碳稀土夹杂物导致碳化物体积分数和尺寸明显减小外,稀土不会对轴承钢中的相分数、碳化物尺寸和晶粒尺寸产生显著影响。适量稀土的添加能够变质长条状MnS及其复合夹杂物形成形貌规则且均匀分布的稀土夹杂物,进而显著改善轴承钢的冲击性能及其等向性。一定范围内稀土含量的增加能够增强含砷和磷元素的稀土夹杂物的形成能力,减弱有害元素的晶界偏聚,提高晶界强度;同时,夹杂物体积分数和尺寸呈增大的趋势,也可以促进冲击裂纹扩展路径的改变,两者均能提高轴承钢的横向和纵向冲击吸收功。然而,过量稀土的加入在轴承钢中形成大量的大尺寸稀土夹杂物,能够引起晶界裂纹并促进裂纹的扩展,严重恶化冲击性能。利用超声疲劳试验机对工业模铸轴承钢的超高周疲劳性能进行了研究,分析了稀土元素在轴承钢超高周疲劳失效中的作用机制。结果表明,稀土的添加能够减小夹杂物的尺寸和体积分数,从而使稀土轴承钢在109周次下的疲劳极限提高约9.4%,疲劳寿命延长10倍以上。稀土变质轴承钢中CaO-Al2O3-MgO-SiO2-CaS系夹杂物形成的复合稀土夹杂物具有较弱的内部结合力及其与基体的界面结合力,所以稀土轴承钢在夹杂物处具有较短的裂纹萌生寿命。然而,小尺寸稀土夹杂物能够产生较大的细晶区,使得稀土轴承钢的裂纹扩展寿命远高于无稀土轴承钢。探索了连铸轴承钢的横向和纵向超高周疲劳性能,揭示了不同形态夹杂物引发的裂纹萌生和扩展行为以及稀土元素的影响机制。研究结果表明,颗粒状夹杂物引发的超高周疲劳失效表现出自夹杂物颗粒起几乎各向同步的裂纹扩展,即时裂纹的长宽比保持接近于1。而在条带状夹杂物引发的超高周疲劳失效中,起始裂纹萌生于夹杂物条带较宽的区域,即时裂纹的宽度在裂纹扩展中具有重要的作用。随着裂纹的扩展,即时裂纹的长宽比持续减小直至其值接近于1或裂纹扩展到试样的边缘。在超高周疲劳范畴内,有效夹杂物区域和有效夹杂物尺寸可以从裂纹萌生和扩展的角度来确定。对于含细晶区的超高周疲劳断面,有效夹杂物区域对应包含在细晶区内的夹杂物区域。稀土变质轴承钢中的常规夹杂物形成的复合稀土夹杂物在热轧过程中易于变形来减小疲劳源处的有效夹杂物尺寸,因此,稀土的添加能够改善连铸轴承钢的疲劳性能,尤其是纵向疲劳性能。
韦东滨[4]（2001）在《金属材料内部裂纹愈合规律的研究》文中研究表明本文研究工作是国家自然科学基金重点项目“金属材料内部裂纹愈合研究”和面上项目“金属材料内部损伤自修复机制及控制模式研究”的重要组成部分。研究金属材料内部裂纹愈合规律,目的是延长普通金属材料使用寿命、提高其品质,并力图揭示材料损伤的发展与演化过程。采用平板撞击方法在纯铜和45 号钢中预置内部裂纹,采用钻孔压缩方法在纯铜、20 号、45 号和20MnMo 钢及80 号钢中预置内部裂纹,通过扫描电子显微镜下的准原位观察、超声扫描探测及金相观察,发现单纯高温愈合处理条件下,各种材料试样的内部裂纹尺度均有减小趋势,尤以裂纹尖端愈合最为明显。纯铜和亚共析钢愈合区组织远比基体组织细密,在亚共析钢中这种组织是细晶的铁素体,形成细晶组织的主要原因是愈合区内存在的大量微孔洞拖曳晶界迁移,抑制了晶粒长大。合金元素C、Mn 和Mo 含量的差异对裂纹愈合没有明显影响。根据平板撞击试样内部裂纹愈合情形判断,单纯高温愈合处理条件下可出现较明显愈合迹象的裂纹尺度大约为几十微米。而对20 号和20MnMo 钢的实验表明,在一定的热塑性变形条件下,预置内部裂纹在相当短的时间内即可实现完全的愈合,但愈合区内仍然呈现细晶铁素体组织。单纯高温扩散处理条件下金属材料内部裂纹愈合过程基本可划分为四个阶段。拉伸实验表明在1000-1100℃进行愈合处理,保温时间达到60min 以上对含预置内部裂纹的45 号钢试件拉伸强度的恢复最为有利。采用分子动力学方法在纳观尺度上模拟了BCC-Fe 内部裂纹愈合过程,结果表明,只有在临界温度673K以上,BCC-Fe 内部裂纹出现愈合趋势,伴随裂纹愈合产生空位、位错和孪晶等晶体缺陷,愈合过程中这些缺陷形态和位置可能变化,但很难消失。结合工业生产实际,对石家庄钢铁股份有限公司45 号钢圆棒材内部裂纹的控制与抑制进行了研究,发现最主要的缺陷类型为位于圆棒材横截面径向1/4 部位的成簇长裂纹,是连铸坯柱状晶间聚集的塑性夹杂物在轧制变形时聚合的结果,改进连铸工序可消除夹杂性裂纹产生的根源。为抑制内部裂纹在最终轧材中出现,除需改进连铸工序外,研究还表明,应将终轧温度控制在900℃以上,同时应选择适宜的总变形程度和道次变形程度以抑制裂纹的产生。对于已经出现于45 号钢圆棒材内部金属基体间的裂纹,在150300℃保温2 小时以上及在常温下经过较长时间自然放置后,可以实现一定程度的愈合。
赵威威[5]（2020）在《低合金耐磨钢力学性能及断裂行为研究》文中提出耐磨钢通常被用来制造衬板、齿板、铁锤等金属器件,这些部位零件选取材料必须具有较好的强度、韧性和耐磨性能。本文主要围绕一种典型低合金耐磨钢,通过对其力学性能进行研究,丰富了不同形状构件和不同工况条件下的低合金耐磨钢产品特性。本文采用硬度测试、准静态拉伸实验研究了低合金耐磨钢的力学性能。采用SEM、EDS技术对其组织类型、夹杂物和析出相分布进行分析,研究组织类型对材料力学性能的影响以及在裂纹扩展过程中的作用,以及夹杂物和析出相在材料断裂过程中的形态变化。本文研究结果如下:在不同应变速率下,对低合金耐磨钢进行拉伸试验,对其力学性能及断裂行为进行研究。随应变速率的增加,材料抗拉强度和屈服强度升高,平均韧窝尺寸逐渐增大,材料延伸率降低,断口上的解理面总面积增加。由于显微偏析导致试验钢回火组织出现碳化物呈球状分布区域和呈板条状分布区域。在断裂过程中,裂纹在两种组织交界处发生较大的偏转。富N的Ti（C,N）夹杂物呈规则多边形,单个分布,在基体中随机出现。富C的Ti（C,N）呈长条不规则形态,沿轧向分布。两种夹杂物均会导致材料局部弱化,降低材料强度及塑性。在断裂过程中,规则形态的富N的Ti（C,N）夹杂物内部开裂形成微裂纹,并向夹杂物与基体交界处扩展。沿轧制方向分布的富C的Ti（C,N）夹杂,裂纹在夹杂物与基体结合处形核。分析研究缺口形状的不同与力学性能之间的关系。进行V型环状缺口、U型环状缺口试样的缺口敏感系数和力学性能分析,并取光滑圆棒试样作为对比。实验结果表明无论是V型还是U型缺口,其在拉伸过程中都会在缺口处产生应力集中,导致材料的抗拉强度相比于光滑试样更高。而V型缺口相比于U型缺口具有更大的缺口敏感系数,在拉伸断裂过程中在缺口位置应力集中更加明显,拉伸结果也显示V型缺口试样具有更大的抗拉强度,应力集中导致材料在拉伸的过程中,在缺口处的最大应力更大,裂纹扩展的更快,从而使得材料的塑性伸长率减小。U型缺口相较于V型缺口断后伸长率略高,但两者均远远小于光滑试样的断后伸长率。对低合金耐磨钢板不同厚度处的力学性能进行研究,分析其差异及其产生的原因。NM400耐磨钢中厚度中心存在低硬度区,在上下表面存在较多偏析带因而导致其硬度值的波动较大。厚度中心试样的强度、塑性较差,但标准差较小;厚度中心试样的强度与塑性均低于厚度四分之一与厚度四分之三处;轧向试样的拉伸性能均匀性较之横向更好。厚度方向的抗拉强度和断后延伸率均低于横向、轧向试样。偏析带处组织回火后仍保持板条状马氏体形态,硬度及强度较高。而厚度中心处组织回火后碳化物呈条状和粒状分布,硬度及强度较低。夹杂物评级B类和DS类夹杂物厚度中心处明显比上下1/3处数量更多,级别更高。厚度中心处含Ti夹杂物数量多、尺寸大,发现沿晶析出形态的成条状的含Ti夹杂物。
吴伟[6]（2020）在《铌和锑微合金化高强钢在污染海洋大气中的应力腐蚀机理研究》文中研究表明本文关注低合金高强钢在海洋大气环境中的应力腐蚀（SCC）问题,通过基于SCC机理的微合金元素设计来降低海洋工程中低合金高强钢的SCC风险。首先采用真空冶炼和热机械轧制技术制备了不同Nb和Sb元素含量的微合金化高强钢,利用微观组织分析、电化学和周浸实验评估了微合金化高强钢的组织结构和耐蚀性,随后采用恒载荷U弯暴露实验和慢应变速率拉伸（SSRT）方法重点分析了微合金化高强钢在SO2污染海洋大气环境中SCC行为和机理,同时通过各种表征手段阐述了 Nb和Sb微合金元素对高强钢耐SCC性能的影响,最后利用电化学充氢实验进一步研究了微合金化高强钢在SO2污染海洋大气环境中预充氢条件下的抗SCC能力。研究结果表明,Nb和Sb微合金化处理对低合金高强钢的微观结构和耐蚀性没有负面影响,具备提升高强钢在SO2污染海洋大气环境中抗SCC能力的前提条件。Nb元素能够减缓阴极析氢过程,抑制腐蚀初期蚀坑的形成,减轻基体表面坑底组织结构的选择性溶解,但难以有效地改善腐蚀后期锈层的性质;Sb元素能够促进Cu和Cu氧化物的沉积过程,并形成Sb2O3/Sb2O5与Cu及其氧化物聚集在锈层内侧,通过与Cu元素协同作用抑制阴阳极过程,促进腐蚀后期γ-FeOOH相向α-FeOOH相的转变,增强锈层保护性,降低Cl-和SO42-的富集程度,提高高强钢的耐蚀性。Nb和Sb微合金化处理能够协同抑制高强钢在SO2污染海洋大气环境中的阳极溶解（AD）和氢脆（HE）机制,降低电化学活性、改善锈层性质并缓解组织结构开裂的倾向,从而提高低合金高强钢在S02污染海洋环境中的抗SCC性能。Nb元素通过形成NbC纳米析出相来改善组织结构并减小阴极充氢电流密度,从而降低原奥氏体晶界和贝氏体板条界的氢致开裂敏感性;同时可以抑制氢增强局部塑性机制并增加裂尖周围（111）晶面的比例,降低裂纹扩展动力。Sb元素能够与钢中Cu元素协同抑制电化学阳极活化溶解和阴极析氢过程,同时以难溶性氧化物的形式富集在内锈层中提高锈层保护性,改善Cl-和SO42-的分布,减轻局部AD和HE作用,抑制锈层下的裂纹萌生和扩展过程。通过强化氢在SCC过程中的作用发现,Sb元素对钢中氢行为的影响较弱,难以有效地降低高强钢在SO2污染海洋大气环境中预充氢条件下的SCC敏感性。Nb元素能够较好地控制钢中氢的行为,其效果随着析出温度的不同而变化。与750℃相比,920℃析出温度下Nb微合金化能够在钢中形成大量均匀分布的NbC纳米析出相,降低PAGB尺寸和提高LAGB 比例,有效地增加钢中可逆和不可逆氢陷阱,降低可扩散氢浓度,抑制氢致裂纹的萌生和扩展,显著提高预充氢条件下的SCC抵抗力。750℃处理后组织中出现的马氏体/铁素体界面容易成为氢致裂纹萌生和扩展的优先路径,进一步降低高强钢SCC抵抗力。0.06%Nb和0.1%Sb复合微合金化设计搭配合适的组织结构调控不仅能够提高高强钢的耐大气腐蚀性,更能协同提升其在SO2污染海洋大气环境中的抗SCC性能。由此可见,针对SCC机理进行微合金化设计和组织结构调控有助于降低SCC风险,这一新方法的提出对解决低合金高强钢在海洋环境中的SCC问题具有重大意义。
王瑞[7]（2017）在《超高强度钢制备工艺的关键技术研究》文中研究指明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,显著提高了材料的强度。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。
任安超[8]（2012）在《高强度耐蚀钢轨的研究》文中研究表明一直以来钢铁腐蚀研究主要集中在近似单项组织的低碳和超低碳钢方面。作为能够形成众多微电池的高碳全珠光体的钢轨来说，在耐腐蚀方面的研究目前少见报导。针对隧道、海洋气候等恶劣环境用轨的迫切要求，从钢铁材料的角度开发高强度耐蚀钢轨既具有可行性，又具有重要的现实意义。本文以C-Si-Mn合金体系为基础，设计了Cu-Cr系、Cu-Nb系和Cr-Cu-Nb系，对所设计的钢在中试工厂利用ZGJ0.05-100-2.5A型50公斤真空感应电炉冶炼试验钢，轧钢是在Φ800mm二辊可逆式热轧机组上进行，为了模拟工业化生产冷却工艺，最终将轧制尺寸为16×200×L mm的钢板采用堆垛缓冷，冷速控制在0.8℃/s以下。根据实验室研究优化出高强度耐蚀钢轨的成分范围，进而采用工业化的方式生产3炉试验钢。用Gleeble1500热模拟实验机对试验钢进行奥氏体连续冷却转变、真应力-真应变等试验，借助于扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、光学显微镜（OM）以及力学性能测试等分析技术和测试设备，开展Cr、Nb对高碳珠光体钢强韧性的影响规律和机理进行系统深入的研究。结果表明：随着Cr含量增加，珠光体片层间距减小，硬度升高，但含量大于0.46%后，Cr对奥氏体冷却转变影响变弱；加入Nb也可以使高碳钢珠光体片层间距得到显著细化，硬度显著提高，同时还可提高材料的冲击韧性，若加入过量Nb，组织中有先共析铁素体，将使材料硬度降低，因此对于本试验钢Nb含量不宜过多；奥氏体连续转变试验表明，本试验钢在较低冷速条件下为索氏体组织，当速度大于0.73℃/s时钢中容易出现贝氏体转变，因此工业化生产中应控制其轧后冷速在0.73℃/s以下。针对高速比普速铁路用钢轨内、外在质量要求严的情况，在工业化生产中开展了脱硫、无铝脱氧、氧化物夹杂的形态控制以及大方坯连铸的质量控制等关键冶炼技术研究。结果表明：耐蚀轨的内、外在质量满足高速铁路用钢轨的要求，其全氧控制在10ppm左右，全铝控制在30ppm左右，钢中夹杂物数量和形态均控制在很高水平，夹杂物合格率稳定在99%以上，铸坯中心疏松≤1.0级，中心偏析≤1.0级，中心缩孔≤1.0级，中心裂纹≤0.5级，角部内裂≤0.5级，等轴晶率达到50%～70%，连铸坯合格率稳定在99.9%以上。采用共聚焦激光扫描显微镜对9#重轨铸坯中MnS夹杂在连续升温过程中的变化进行了动态原位观察。结果表明，由于扩散和固溶影响，随温度的升高MnS夹杂形态不断发生变化。当铸坯的加热温度为600-870℃或1150-1200℃之间时，有利于MnS夹杂的尺寸控制，过高的加热温度会引起MnS夹杂尺寸增大。用室内加速腐蚀周浸循环试验测试了试验钢在3%NaCl溶液中的耐蚀性，研究了普通轨（0#）和耐蚀轨（7#、8#和9#）的腐蚀速率。结果表明：普通轨和耐蚀轨的相对腐蚀率的变化规律是相似的，随着时间的延长，相对腐蚀率降低。以普通轨为基准，所设计耐蚀轨相对腐蚀率均超过普通轨40%以上，最高达58%。用原子力显微镜观察分析了0#钢和9#钢经不同浸泡时间后表面的3D形貌图与对应的表面粗糙度曲线，结果表明：在10min时观察，0#钢表面已比较粗糙，9#钢表面仅比初始时暗淡，到浸泡30min时，0#钢表面已存在许多腐蚀坑，而且其粗糙度曲线变化明显，最高峰已达110nm左右，而9#钢表面只是继续发暗，未观察到明显的腐蚀坑，其表面粗糙度曲线与0min和10min时差别不大，到浸泡60min时，0#钢和9#钢表面均存在明显的腐蚀坑，0#钢腐蚀坑要明显比9#钢的大而深。借助于扫描电镜、电子探针以及X衍射仪研究了锈层形貌以及锈层截面元素分布，同时对内、外在锈层物相进行了分析，结果表明：锈层表面大部分呈团球状结构，9#钢初始锈层的晶粒比0#钢细小，而且锈层间晶粒也要密集，到第五周期时9#钢锈层晶粒同样细小密集，而0#钢锈层晶粒不但较粗大疏松，同时还出现了裂纹；9#钢从外锈层到内锈层Cr、Cu、Nb富集逐渐增加，其外锈层基本没有Cr、Cu、Nb的富集，Cr在裂纹周围内锈层富集非常明显，其分布主要是面分布，Cu元素在内锈层成点状分布，Nb元素在内锈层以链条状分布为主，0#钢中没有Cu、Nb和Cr的富集及分布；0#钢和9#钢外锈层均含有γ-FeOOH、Fe3O4、α-Fe2O3和少量的α-FeOOH物相，内锈层除了含有外锈层物相外，还含有β-FeOOH，随着腐蚀时间的延长，9#钢各物相衍射峰强度均高于0#钢，相对应的波峰半高宽小且最尖锐，说明生成的物相稳定。采用电化学研究了试验钢的腐蚀电位、极化曲线、交流阻抗谱和噪声，研究结果表明：腐蚀初期（0～8h）9#钢腐蚀电位稍高于0#钢，两种钢的电位基本维持在-0.66V左右，随着腐蚀时间的延长，0#钢腐蚀电位开始急剧下降，9#钢的腐蚀电位下降缓慢，9#钢测得的电流密度增加也缓慢，而0#钢电流密度则急剧增加；0#钢和9#钢的电极表面的极化电阻Rp差别较大，分别为1049·cm2和3121·cm2，此外0#钢电阻峰不但高而且波动也大，而9#钢则Rn变化不大，一直稳定在1000Ω左右。9#钢与0#钢相比，9#钢易生成稳定的锈层，其耐蚀性明显优于0#钢。
赵海龙[9]（2018）在《汽车用奥氏体耐热铸钢在600-950℃的低周疲劳与热机械疲劳行为》文中研究表明排气歧管是汽车中承温最高的热端部件,最高服役温度可达950 ℃,其主要失效原因是由疲劳、蠕变和氧化等因素共同作用的反相热机械疲劳（OP-TMF）。目前,Nb强化奥氏体耐热铸钢是该部件的主选材料。课题组前人通过调节N/C比控制初生Nb（C,N）形貌建立了三种典型的铸态显微组织模型（草书体型、片块型和块型）,并揭示了它们的高温蠕变损伤机理。但是,高温疲劳损伤机理对于该部件的合金设计更为重要。截至目前,有关Nb强化奥氏体耐热铸钢高温疲劳行为和损伤机理的研究报道非常有限。本课题以课题组前人设计的Nb强化奥氏体耐热铸钢为研究对象,通过研究:1)共晶初生Nb（C,N）（以下简称“初生Nb（C,N）”）形貌对于高温性能（组织稳定性、氧化和疲劳）的影响规律,确定了合金筛选准则并遴选出综合性能较优的合金3C2N;2)根据汽车排气歧管的服役条件,系统地研究了合金3C2N在等温低周疲劳（LCF）、反相热机械疲劳（OP-TMF）、高温保载（保持机械应变不变）LCF和高温保载OP-TMF四种条件下的疲劳行为和损伤机制,建立了由简至繁的疲劳相似性准则;3)探索了几种常用高温疲劳寿命预测方法在合金3C2N中的适用性。初生Nb（C,N）形貌对于高温性能（组织稳定性、氧化和疲劳）影响的研究结果表明:与片块状初生Nb（C,N）相比,“草书体”状初生Nb（C,N）因共晶片层间距较小而在枝晶间提供了密度较高的Cr元素快速扩散通道,提高了枝晶间的氧化抗力。其次,“草书体”型合金在铸态和950 ℃/1000 h热暴露后的室温拉伸性能均较高,其初生Nb（C,N）在热暴露后没有明显变化,枝晶间和枝晶干边缘在热暴露后析出的M23C6含量及其粗化程度更低,即高温组织稳定性更好。另外,“草书体”状初生Nb（C,N）在950 ℃、高应变幅LCF条件下的开裂程度更低,明显提高了其模型合金的LCF寿命,但该作用随应变幅的下降而减小。综合课题组前人和以上的研究结果,“草书体”型合金3C2N因综合性能较高而遴选为后续有关疲劳损伤机制等工作的研究对象。“草书体”型合金3C2N在600-950 ℃、等温LCF条件下疲劳行为和损伤机制的研究结果表明:当塑性应变幅大于0.05%时,LCF寿命与塑性应变幅存在明显的线性单调递减关系,且与温度无关。当LCF温度分别为600 ℃、800 ℃和950 ℃时,循环应力响应分别为循环硬化-循环应力饱和、循环软化-循环应力饱和和持续的循环应力饱和,对应的主要位错组态分别为胞状位错结构、滑移带和亚晶结构。温度上升或总应变幅增大显著促进表面裂纹数量增加和疲劳裂纹沿晶扩展。该研究结果是理解合金3C2N在此温度范围内OP-TMF行为的基础。“草书体”型合金3C2N在600-950 ℃、OP-TMF条件下疲劳行为和损伤机制的研究结果表明:OP-TMF寿命显著低于相同温度范围内的LCF寿命,表面氧化损伤明显增加。与LCF不同,最大拉应力呈循环硬化,最大压应力呈循环软化。主要位错组态与该合金在950 ℃、LCF条件下的相似,均为亚晶结构,所不同的是枝晶间和枝晶干边缘还存在大量的滑移带和层错,即枝晶间的应变集中程度更高。OP-TMF裂纹在扩展初期沿枝晶干扩展,扩展一定距离后沿枝晶间扩展。该研究发现了合金3C2N在OP-TMF和950 ℃等温LCF条件下的损伤机制存在较高相似性,同时为研究更接近排气歧管服役状态的高温保载疲劳行为奠定了基础。“草书体”型合金3C2N在950 ℃高温保载LCF和600-950 ℃高温保载OP-TMF条件下疲劳行为和损伤机制的研究结果表明:拉伸保载和压缩保载均会降低LCF寿命,OP-TMF寿命与高温压缩保载时间的对数呈线性单调递减的关系。拉伸保载显著提高枝晶间和晶界的蠕变损伤,促进蠕变孔洞或裂纹的形成;压缩保载会加剧表面氧化层开裂,从而促进裂纹萌生。在OP-TMF条件下,高温压缩保载还会造成枝晶间局部区域的应变不均匀性大幅提高,导致枝晶间区域易成为疲劳裂纹扩展路径。以上有关合金3C2N的疲劳性能数据及其损伤机制是进行疲劳寿命预测工作的基础。高温疲劳寿命预测方法在合金3C2N中适用性的研究结果表明:Manson-Coffin法可快速估测600-950 ℃的等温LCF和OP-TMF寿命,不能预测高温保载下的疲劳寿命。Ostergren应变能密度法可快速预测600-950 ℃的OP-TMF寿命和高温保载OP-TMF寿命以及高温保载LCF寿命。Sehitoglu模型是利用LCF数据预测其在OP-TMF等任意复杂波形条件下疲劳寿命的有效方法,结果较为准确且是保守的。根据以上研究结果,本工作揭示了 Nb强化奥氏体耐热铸钢中初生Nb（C,N）形貌与高温性能的关系从而补充了合金筛选准则,阐明了其在LCF和OP-TMF等条件下的疲劳损伤机制,为下一步合金开发和建立基于显微组织的高温疲劳寿命预测模型奠定了坚实的基础。
肖娜[10]（2020）在《高性能重载齿轮钢疲劳破坏行为及夹杂物评估技术研究》文中提出齿轮作为发动机系统中必不可少的传递动力的重要机械部件,在服役过程中承受着弯曲、扭转和接触等周期性的变化应力作用,疲劳断裂为其主要失效形式。为了保证齿轮心部在保持足够强度和韧性的条件下,表层具有很高的硬度和耐磨性,齿轮往往需要进行渗碳等表面强化处理。随着齿轮传动向着高速、重载、低噪声和轻量化的方向发展,对齿轮钢提出了越来越高的长寿命化要求。对此,本文以四炉不同冶金质量的重载传动系统用20Cr2Ni4A齿轮钢为研究对象,采用真空渗碳、电化学充氢、旋转弯曲疲劳试验机、扫描电镜及透射电镜等实验设备和技术,系统地研究了真空渗碳处理及钢材冶金质量对其高周疲劳断裂行为的影响规律,获得了一种综合考虑非金属夹杂物和渗碳层参数的渗碳齿轮钢疲劳强度的预测模型,提出了利用氢脆现象来高效地评估高洁净度齿轮钢中粗大夹杂物的一种新型的方法—氢脆拉伸法。主要得到如下结论:对实验钢真空渗碳热处理前后的高周疲劳性能的研究结果表明,在疲劳裂纹萌生源位于渗碳层的前提下,真空渗碳处理能够显著地提升其疲劳性能,疲劳强度由未渗碳时的664 MPa提升至渗碳后的915 MPa,提升幅度约为38%,且控制宏观裂纹扩展的临界应力场强度因子幅同样得到显著提高。此外,疲劳断口分析发现渗碳处理还显著地促进了高周疲劳条件（～106周次以上）下疲劳源处夹杂物周围粗糙粒状亮区（Granular Bright Facet,GBF）的形成。真空渗碳处理的这些良好作用主要是由于渗碳层高的硬度及渗碳后引入的较高残余压应力对疲劳裂纹萌生和扩展具有一定的抑制作用,使得渗碳处理后高周疲劳断裂的机制由试样表面诱导疲劳断裂为主的模式转变至内部非金属夹杂物诱导疲劳断裂为主的模式。不同渗碳层厚度对实验钢高周疲劳性能影响的研究结果表明,疲劳强度随着有效渗碳层厚度的增加呈现先增加后减小的变化特征,在有效渗碳层厚度约为0.86mm时获得最优的疲劳强度919 MPa。结合文献数据,提出采用无量纲的相对渗碳层厚度（有效渗碳层厚度与试样截面尺寸的比值）来表征渗碳层厚度对渗碳钢疲劳强度的影响规律。进一步分析表明,这种变化特征主要是由于改变渗碳厚度所不可避免引起的渗碳层残余应力和晶粒尺寸等因素的变化引起的。因此,需综合考虑相对渗层厚度及其它渗层参数变化等因素来优化真空渗碳齿轮钢的疲劳性能。针对四组具有不同冶金质量齿轮钢的高周疲劳破坏行为的研究表明,随着钢材冶金质量提升,渗碳齿轮钢的疲劳性能得到大幅度提高;钢中氧含量高低并不能完全衡量其疲劳性能的优劣,非金属夹杂物的类型和尺寸决定了渗碳齿轮钢高周疲劳断裂的失效机制。对此,基于渗碳齿轮钢非金属夹杂物诱导疲劳断裂失效机制,对Tanaka-Akiniwa预测模型中的参数进行了优化,提出了一种综合考虑非金属夹杂物和渗碳层参数影响的适用于渗碳齿轮钢的疲劳强度预测模型,模型预测的疲劳强度与实验值和有关文献数据吻合程度较好,误差在10%之内。高洁净度钢材中对疲劳性能危害极大的大尺寸非金属夹杂物出现的概率低,因此选用合适的夹杂物检测方法就尤为重要。对此,探讨了一种新型的高洁净度钢材中夹杂物评估方法—氢脆拉伸法,即将淬火+低温回火态20Cr2Ni4A钢拉伸试样经过适当的电化学充氢,其常规拉伸断口由于氢脆现象存在有以粗大非金属夹杂物为中心的脆性平台,从而可方便快捷地在扫描电子显微镜下对夹杂物的类型、尺寸和分布等进行检测,随后利用极值统计法对钢中夹杂物的最大尺寸进行评估,据此进行高周疲劳强度预测。结果表明,氢脆拉伸法得到的结果与疲劳结果相吻合,因此,该方法有望成为预测高洁净度高强度钢中最大夹杂物尺寸及其疲劳强度的一种有效方法。
二、对低倍宏观组织中“夹杂腐蚀空穴”的认识（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、对低倍宏观组织中“夹杂腐蚀空穴”的认识（论文提纲范文）
（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）稀土对高碳铬轴承钢夹杂物-组织-性能的影响机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高碳铬轴承钢概述 |
| 1.2.1 轴承失效形式 |
| 1.2.2 轴承钢质量要求 |
| 1.3 高碳铬轴承钢质量控制技术 |
| 1.3.1 夹杂物控制技术 |
| 1.3.2 碳化物控制技术 |
| 1.3.3 显微组织改善技术 |
| 1.4 稀土元素在钢中的作用 |
| 1.4.1 稀土对钢中夹杂物的影响 |
| 1.4.2 稀土对钢中显微组织的影响 |
| 1.4.3 稀土处理钢的力学性能 |
| 1.5 选题背景与主要研究内容 |
| 第2章 稀土对高碳铬轴承钢中夹杂物的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 高碳铬轴承钢的制备 |
| 2.2.2 化学成分分析 |
| 2.2.3 夹杂物表征与分析 |
| 2.3 稀土对低S/O轴承钢中夹杂物的影响 |
| 2.3.1 稀土一次性加入时对夹杂物的影响 |
| 2.3.2 稀土分批次加入时对夹杂物的影响 |
| 2.4 稀土对高S/O轴承钢中夹杂物的影响 |
| 2.4.1 稀土不完全变质夹杂物 |
| 2.4.2 稀土完全变质夹杂物 |
| 2.4.3 稀土对夹杂物尺寸、含量和数量的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 稀土对高碳铬轴承钢组织和冲击性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 稀土对轴承钢中夹杂物和组织的影响 |
| 3.3.1 稀土对夹杂物的影响 |
| 3.3.2 稀土对组织的影响 |
| 3.3.3 稀土对晶粒尺寸的影响 |
| 3.4 不同稀土含量轴承钢的冲击性能 |
| 3.5 稀土对轴承钢冲击性能的影响机制 |
| 3.5.1 长条状MnS对无稀土轴承钢冲击性能的影响 |
| 3.5.2 稀土对轴承钢冲击性能的影响机制 |
| 3.5.3 不同类型轴承钢试样的冲击实验模型 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 稀土对高碳铬轴承钢疲劳性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 稀土对轴承钢组织和力学性能的影响 |
| 4.3.1 不同稀土含量轴承钢的组织、强度和硬度 |
| 4.3.2 稀土对轴承钢疲劳性能的影响 |
| 4.4 疲劳试样断口的夹杂物分析 |
| 4.4.1 不同稀土含量轴承钢的疲劳裂纹萌生模式 |
| 4.4.2 稀土对轴承钢中夹杂物的影响 |
| 4.5 疲劳裂纹萌生和扩展 |
| 4.5.1 裂纹萌生寿命 |
| 4.5.2 裂纹扩展寿命 |
| 4.5.3 裂纹萌生和扩展模型 |
| 4.6 轴承钢疲劳极限的优化评估 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 轴承钢的超高周疲劳行为及稀土元素作用机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.3 稀土对轴承钢超高周疲劳寿命的影响 |
| 5.4 疲劳试样断口分析 |
| 5.4.1 横向断口分析 |
| 5.4.2 纵向断口分析 |
| 5.5 不同形态夹杂物下的裂纹萌生和扩展 |
| 5.5.1 颗粒状夹杂物引发的裂纹萌生和扩展 |
| 5.5.2 条带状夹杂物引发的裂纹萌生和扩展 |
| 5.5.3 裂纹萌生和扩展模型 |
| 5.6 超高周疲劳范畴内的有效夹杂物尺寸 |
| 5.6.1 有效夹杂物尺寸的评估 |
| 5.6.2 稀土对轴承钢疲劳性能的影响机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（4）金属材料内部裂纹愈合规律的研究（论文提纲范文）
| 1. 绪 论 |
| 1.1 课题来源 |
| 1.2 研究意义 |
| 1.3 研究内容 |
| 1.4 技术路线 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 新型功能材料和复合材料 |
| 2.2 非金属材料裂纹愈合研究现状 |
| 2.2.1 晶粒长大填充裂纹的愈合机理 |
| 2.2.2 体积和表面扩散及与升华-凝结过程相关的愈合机理 |
| 2.2.3 晶界扩散愈合机理 |
| 2.2.4 位错扩散和与位错湮灭相关的愈合机理 |
| 2.2.5 相对裂纹表面形成结合键机理 |
| 2.2.6 氧化反应填充裂纹的愈合机理 |
| 2.2.7 张力作用驱动玻璃粘性流动的裂纹愈合机理 |
| 2.2.8 粘附机理 |
| 2.2.9 其它值得关注的实验结果和观点 |
| 2.3 金属材料内部裂纹愈合研究 |
| 2.4 愈合过程中裂纹形态变化的研究 |
| 3. 试样制备研究及内部裂纹状态检测与分析 |
| 3.1 概述 |
| 3.2 含内部裂纹试样制备技术的研究 |
| 3.2.1 试样材质的选择 |
| 3.2.2 钻孔压缩预置内部裂纹 |
| 3.2.3 平板撞击预置内部裂纹 |
| 3.3 试样内部裂纹初始状态的观察与检测 |
| 3.3.1 平板撞击试样内部裂纹的观察 |
| 3.3.2 平板撞击试样内部裂纹的无损检测 |
| 3.4 平板撞击试样内部裂纹形成过程数值分析 |
| 3.4.1 原理 |
| 3.4.2 有限元计算模型 |
| 3.4.3 分析结果 |
| 3.5 小结 |
| 4 金属材料内部裂纹高温愈合机制的研究 |
| 4.1 实验研究 |
| 4.1.1 高温愈合处理实验方法 |
| 4.1.2 实验方案 |
| 4.2 纯铜试样内部预置裂纹愈合形态观察 |
| 4.3 亚共析钢试样内部预置裂纹愈合形态观察 |
| 4.3.1 20 号钢 |
| 4.3.2 45 号钢 |
| 4.3.3 20MnMo 钢 |
| 4.4 过共析钢试样内部预置裂纹愈合形态观察 |
| 4.5 金属材料内部裂纹愈合机制的研究 |
| 4.5.1 扩散的基本概念 |
| 4.5.2 金属材料内部裂纹愈合的驱动力 |
| 4.5.3 愈合过程物理模型 |
| 4.6 小结 |
| 5 愈合控制因素及材料力学性能恢复的研究 |
| 5.1 概述 |
| 5.2 温度和时间对内部裂纹愈合行为的影响 |
| 5.2.1 内部裂纹愈合程度的比较 |
| 5.2.2 温度和时间对裂纹愈合区域组织形态的影响 |
| 5.3 愈合处理次数对内部裂纹愈合行为的影响 |
| 5.4 塑性变形条件下内部裂纹的愈合 |
| 5.5 含预置内部裂纹试件拉伸强度恢复的实验研究 |
| 5.5.1 实验条件 |
| 5.5.2 实验结果 |
| 5.6 小结 |
| 6 内部裂纹愈合的分子动力学模拟 |
| 6.1 概述 |
| 6.2 分子动力学模拟基础 |
| 6.2.1 原子间作用势 |
| 6.2.2 计算方法 |
| 6.2.3 边界条件 |
| 6.3 本文的计算模型 |
| 6.3.1 几何条件 |
| 6.3.2 边界条件 |
| 6.3.3 温度条件 |
| 6.4 计算模拟结果 |
| 6.4.1 高温模拟 |
| 6.4.2 中、低温模拟 |
| 6.5 小结 |
| 7 45 号钢轧材内部裂纹的控制与抑制 |
| 7.1 导致轧材内部裂纹形成的主要因素 |
| 7.1.1 内部因素 |
| 7.1.2 外部条件 |
| 7.2 石钢45 号钢圆棒材内部裂纹特征及其根源 |
| 7.2.1 内部裂纹特征 |
| 7.2.2 导致内部裂纹的根源 |
| 7.2.3 热轧过程中夹杂性裂纹形成机制的分析 |
| 7.3 无塑性变形条件下内部裂纹愈合途径的研究 |
| 7.3.1 实验方法 |
| 7.3.2 拉伸实验结果 |
| 7.3.3 塔形检测结果 |
| 7.3.4 结果分析 |
| 7.4 轧制过程中对内部裂纹抑制方法的研究 |
| 7.4.1 变形温度的影响 |
| 7.4.2 变形程度 |
| 7.5 小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（5）低合金耐磨钢力学性能及断裂行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 国外低合金耐磨钢生产水平 |
| 1.2.2 国内耐磨钢生产水平 |
| 1.3 低合金耐磨钢合金成分与组织类型 |
| 1.3.1 合金成分的作用 |
| 1.3.2 低合金耐磨钢组织类型 |
| 1.3.3 低合金耐磨钢钢种分类 |
| 1.4 低合金耐磨钢中常见夹杂物及硬质析出物 |
| 1.4.1 夹杂物分类 |
| 1.4.2 夹杂物分布水平的表征方法 |
| 1.4.3 不同种类夹杂物对钢的影响 |
| 1.4.4 钢中硬质析出相 |
| 1.5 低合金耐磨钢的断裂行为 |
| 1.6 本文研究的目的和主要内容 |
| 2 不同应变速率下低合金耐磨钢力学性能及断裂行为研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.3 实验结果分析 |
| 2.3.1 不同应变速率下拉伸性能 |
| 2.3.2 不同应变速度下断口形貌分析 |
| 2.3.3 断裂机制研究 |
| 2.3.4 夹杂物分析 |
| 2.4 结论 |
| 3 不同类型缺口对低合金耐磨钢力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程及方案 |
| 3.2.1 实验方案 |
| 3.2.2 试样设计 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 断裂情况与力学性能 |
| 3.3.2 拉伸曲线分析 |
| 3.3.3 缺口理论应力集中系数与缺口敏感度分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 低合金耐磨钢板不同厚度处力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程及实验方案 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验方案 |
| 4.3 实验结果及分析 |
| 4.3.1 钢板不同厚度力学性能变化规律 |
| 4.3.2 微观组织分析 |
| 4.3.3 夹杂物评级 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文及研究成果 |
| 致谢 |
（6）铌和锑微合金化高强钢在污染海洋大气中的应力腐蚀机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 海洋工程用低合金高强钢及其服役环境特征 |
| 2.1.1 海洋工程中低合金钢的应用现状及发展趋势 |
| 2.1.2 海洋工程中低合金高强钢的典型服役环境 |
| 2.2 海洋大气环境中690 MPa级低合金钢的应力腐蚀研究 |
| 2.2.1 海洋工程中690 MPa级低合金钢的成分与组织 |
| 2.2.2 海洋大气环境中690 MPa级低合金钢的SCC概述 |
| 2.2.3 SO_2污染海洋大气环境中低合金高强钢的SCC行为 |
| 2.3 海洋工程用低合金高强钢耐SCC性能的优化设计 |
| 2.3.1 海洋工程用低合金高强钢的基本设计原则 |
| 2.3.2 海洋工程用低合金钢耐SCC性能的合金成分调控 |
| 2.3.3 海洋工程用低合金钢耐SCC性能的组织结构调控 |
| 2.4 材料微区电化学和微观表征技术在SCC研究中的应用 |
| 2.4.1 微区电化学技术 |
| 2.4.2 材料微观表征技术 |
| 3 微合金化对高强钢微观结构和腐蚀电化学过程的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 实验材料和溶液 |
| 3.2.2 电化学实验 |
| 3.2.3 周浸实验 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 材料成分及力学性能 |
| 3.3.2 微观结构分析 |
| 3.3.3 电化学行为 |
| 3.3.4 大气腐蚀行为 |
| 3.3.5 分析与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Nb微合金化对高强钢污染海洋大气环境SCC行为和机理的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 实验材料和溶液 |
| 4.2.2 SCC模拟实验 |
| 4.2.3 电化学实验 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 Nb微合金化对电化学行为的影响 |
| 4.3.2 Nb微合金化对表面腐蚀产物的影响 |
| 4.3.3 Nb微合金化对SCC行为规律的影响 |
| 4.3.4 分析与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Sb微合金化对高强钢污染海洋大气环境SCC行为和机理的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 实验材料和溶液 |
| 5.2.2 SCC模拟实验 |
| 5.2.3 电化学实验 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 Sb微合金化对电化学行为的影响 |
| 5.3.2 Sb微合金化对表面腐蚀产物的影响 |
| 5.3.3 Sb微合金化对SCC行为规律的影响 |
| 5.3.4 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Nb和Sb微合金化对高强钢在预充氢条件下SCC行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 实验材料和溶液 |
| 6.2.2 电化学实验 |
| 6.2.3 慢应变速率拉伸实验 |
| 6.2.4 电化学测氢法 |
| 6.3 实验结果与讨论 |
| 6.3.1 微观结构分析 |
| 6.3.2 电化学行为 |
| 6.3.3 可扩散氢含量 |
| 6.3.4 SCC行为规律 |
| 6.3.5 分析与讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）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 |
（8）高强度耐蚀钢轨的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 前言 |
| 1.1 立项背景 |
| 1.2 研究目标 |
| 1.3 研究内容 |
| 第二章 文献综述 |
| 2.1 国内外铁路发展 |
| 2.1.1 国外铁路发展 |
| 2.1.2 国内铁路发展 |
| 2.1.3 铁路发展对中国社会经济的意义 |
| 2.2 铁路发展对重轨的要求 |
| 2.2.1 内在质量要求 |
| 2.2.2 外部质量要求 |
| 2.2.3 重轨生产工艺控制难点 |
| 2.3 国、内外重轨生产工艺 |
| 2.3.1 重轨生产工艺流程 |
| 2.3.2 国外重轨生产概况 |
| 2.3.3 国内重轨厂家生产概况 |
| 2.4 钢轨用钢发展概况 |
| 2.4.1 低合金轨发展概况 |
| 2.4.2 热处理轨发展概况 |
| 2.5 国外高强度轨钢最新研究动向 |
| 2.5.1 过共析珠光体钢轨 |
| 2.5.2 贝氏体钢轨 |
| 2.6 国内轨钢的研究方向 |
| 2.6.1 专用热处理钢轨 |
| 2.6.2 高速铁路用钢轨 |
| 2.6.3 重载铁路用超高强度钢轨 |
| 2.7 我国钢轨伤损概况 |
| 2.8 钢的大气腐蚀 |
| 2.8.1 腐蚀的概念和分类 |
| 2.8.2 钢的电化学腐蚀分析 |
| 2.8.3 钢轨的大气腐蚀基础理论 |
| 2.9 耐候钢耐蚀机理研究概况 |
| 2.9.1 耐候钢中合金元素的作用 |
| 2.9.2 锈层的组成结构和形成过程 |
| 2.9.3 锈层保护性机理概述 |
| 2.9.4 锈层的稳定化 |
| 2.10 本章小结 |
| 第三章 耐蚀钢轨的成分及力学性能研究 |
| 3.1 试验钢的化学成分 |
| 3.1.1 试验钢化学成分的设计原理 |
| 3.1.2 试验钢化学成分的设计 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 试验钢力学性能研究 |
| 3.4 合金元素 Cr 和 Nb 对试验钢性能影响及作用机理研究 |
| 3.4.1 Cr 对珠光体钢强韧性的影响作用及机理研究 |
| 3.4.2 Nb 对珠光体钢强韧性的影响作用及机理 |
| 3.5 成分优化后试验钢的奥氏体连续冷却转变曲线 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 耐蚀钢轨夹杂物技术研究 |
| 4.1 关键冶炼技术开发 |
| 4.1.1 脱硫技术 |
| 4.1.2 无铝脱氧技术 |
| 4.1.3 耐蚀轨氧化物夹杂的形态控制技术 |
| 4.1.4 连铸大方坯的质量控制技术 |
| 4.1.5 耐蚀轨钢坯加热过程中 MnS 夹杂物行为的动态原位观察 |
| 4.2 小结 |
| 第五章 耐蚀钢轨腐蚀性能研究 |
| 5.1 耐腐蚀加速周浸循环腐蚀试验 |
| 5.1.1 试样的制备及试验条件 |
| 5.1.2 周浸试验的失重试验及分析 |
| 5.2 原子力显微镜锈层形貌观察 |
| 5.2.1 试验钢的组织观察 |
| 5.2.2 锈层形貌观察 |
| 5.3 扫描电镜对腐蚀锈层观察与分析 |
| 5.4 锈层截面元素观察与分析 |
| 5.5 内、外锈层 XRD 物相分析 |
| 5.6 腐蚀电位测量 |
| 5.7 极化曲线分析 |
| 5.8 交流阻抗谱分析 |
| 5.9 电化学噪声分析 |
| 5.10 耐蚀性机理讨论 |
| 5.10.1 合金元素对钢耐蚀性分析 |
| 5.10.2 锈层中物相形成机理分析 |
| 5.11 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 论文主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及获得的奖励和专利 |
| 致谢 |
（9）汽车用奥氏体耐热铸钢在600-950℃的低周疲劳与热机械疲劳行为（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 汽车排气歧管用奥氏体耐热铸钢的应用背景 |
| 2.1.1 汽车排气歧管的服役环境 |
| 2.1.2 汽车排气歧管的失效模式 |
| 2.1.3 汽车排气歧管的使用材料 |
| 2.1.4 奥氏体耐热铸钢的合金设计 |
| 2.2 奥氏体钢的等温低周疲劳和热机械疲劳行为 |
| 2.2.1 热机械疲劳简介 |
| 2.2.2 高温疲劳的影响因素 |
| 2.2.3 高温疲劳的一般损伤机制 |
| 3 研究方案 |
| 3.1 研究目的和内容 |
| 3.2 研究对象 |
| 3.3 研究方法 |
| 3.3.1 材料制备 |
| 3.3.2 铸态组织表征 |
| 3.3.3 室温拉伸性能测试 |
| 3.3.4 氧化性能测试 |
| 3.3.5 氧化组织表征 |
| 3.3.6 高温疲劳性能测试 |
| 3.3.7 疲劳样品组织结构表征 |
| 4 高温长时热暴露对奥氏体耐热铸钢显微组织与室温拉伸性能的影响 |
| 4.1 热动力学计算 |
| 4.2 合金铸态组织 |
| 4.3 经950℃/1000 h热暴露后的显微组织 |
| 4.4 950℃/1000 h热暴露前、后的室温拉伸性能 |
| 4.5 950℃/1000 h热暴露前、后的室温拉伸断口和纵截面 |
| 4.6 分析与讨论 |
| 4.6.1 高温长时热暴露(950℃/1000 h)对显微组织的影响 |
| 4.6.2 高温长时热暴露(950℃/1000 h)对室温拉伸性能的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 初生碳(氮)化物形貌对奥氏体耐热铸钢高温氧化性能的影响 |
| 5.1 氧化样品重量变化 |
| 5.2 氧化层表面形貌及XRD相鉴定 |
| 5.3 氧化层截面组织 |
| 5.4 氧化物鉴定(FIB/TEM) |
| 5.5 分析与讨论 |
| 5.5.1 奥氏体耐热铸钢氧化膜的形成机制 |
| 5.5.2 奥氏体耐热铸钢的内氧化 |
| 5.5.3 奥氏体耐热铸钢中初生碳(氮)化物形貌等显微组织对氧化性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 初生碳(氮)化物形貌对奥氏体耐热铸钢高温疲劳性能的影响 |
| 6.1 疲劳寿命和应力响应 |
| 6.2 应力-应变关系 |
| 6.3 疲劳断口 |
| 6.4 纵截面组织 |
| 6.5 分析与讨论 |
| 6.5.1 初生Nb(C,N)形貌对奥氏体耐热铸钢950 ℃等温LCF性能的影响规律 |
| 6.5.2 奥氏体耐热铸钢的综合性能评估与筛选 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 温度及应变幅对奥氏体耐热铸钢等温低周疲劳性能的影响 |
| 7.1 疲劳寿命与应力响应 |
| 7.2 应力-应变关系 |
| 7.3 表面裂纹和断口 |
| 7.4 纵截面裂纹 |
| 7.5 位错亚结构 |
| 7.6 分析与讨论 |
| 7.6.1 温度及应变幅对奥氏体耐热铸钢在600-950 ℃、等温LCF条件下循环应力响应行为与疲劳变形机制的影响规律 |
| 7.6.2 温度及应变幅对奥氏体耐热铸钢在600-950 ℃、等温LCF条件下疲劳裂纹萌生和扩展的影响规律 |
| 7.6.3 温度及应变幅对奥氏体耐热铸钢在600-950 ℃、等温LCF条件下疲劳寿命的影响规律 |
| 7.7 本章小结 |
| 8 应变范围对奥氏体耐热铸钢热机械疲劳性能的影响 |
| 8.1 样品测试条件 |
| 8.2 疲劳寿命与应力响应 |
| 8.3 应力-应变关系 |
| 8.4 表面裂纹和断口 |
| 8.5 纵截面裂纹 |
| 8.6 位错亚结构 |
| 8.7 分析与讨论 |
| 8.7.1 奥氏体耐热铸钢在不同机械应变范围OP-TMF加载条件下的变形机制、力学响应和损伤机制 |
| 8.7.2 奥氏体耐热铸钢在等温LCF与变温OP-TMF加载条件下疲劳行为及其损伤机制的关联与差异 |
| 8.8 本章小结 |
| 9 高温保载对于奥氏体耐热铸钢高温疲劳性能的影响 |
| 9.1 高温保载对于奥氏体耐热铸钢等温低周疲劳性能的影响 |
| 9.1.1 样品测试条件 |
| 9.1.2 疲劳寿命与应力响应 |
| 9.1.3 应力-应变关系 |
| 9.1.4 表面裂纹和断口 |
| 9.1.5 纵截面裂纹 |
| 9.1.6 位错亚结构 |
| 9.2 高温保载对于奥氏体耐热铸钢热机械疲劳性能的影响 |
| 9.2.1 样品测试条件 |
| 9.2.2 疲劳寿命与应力响应 |
| 9.2.3 应力-应变-时间-温度关系 |
| 9.2.4 表面裂纹 |
| 9.2.5 纵截面裂纹 |
| 9.2.6 位错亚结构 |
| 9.3 分析与讨论 |
| 9.3.1 高温保载对于等温LCF性能及其损伤机制的影响规律 |
| 9.3.2 高温保载对于OP-TMF性能及其损伤机制的影响规律 |
| 9.4 本章小结 |
| 10 高温疲劳寿命预测方法在奥氏体耐热铸钢中的适用性研究 |
| 10.1 唯象方法 |
| 10.1.1 Manson-Coffin法以及Manson-Coffin-Basquin法 |
| 10.1.2 应变能密度法 |
| 10.2 线性损伤累积方法 |
| 10.3 分析与讨论 |
| 10.3.1 唯象的疲劳寿命预测方法在奥氏体耐热铸钢中的适用性 |
| 10.3.2 Sehitoglu疲劳寿命预测方法在奥氏体耐热铸钢中的适用性 |
| 10.4 本章小结 |
| 11 结论 |
| 12 创新点 |
| 13 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（10）高性能重载齿轮钢疲劳破坏行为及夹杂物评估技术研究（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 高强度齿轮钢疲劳性能研究现状 |
| 1.2.1 国内外渗碳齿轮钢疲劳性能研究现状 |
| 1.2.2 影响渗碳齿轮钢疲劳性能的主要因素 |
| 1.2.3 渗碳齿轮钢疲劳断裂形式 |
| 1.3 高洁净度中非金属夹杂物评估方法 |
| 1.3.1 钢中非金属夹杂物的来源及分类 |
| 1.3.2 非金属夹杂物评估方法 |
| 1.4 本文研究目的及内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 微观组织及断口分析 |
| 2.2.2 常规力学性能测试 |
| 2.2.3 旋转弯曲疲劳试验 |
| 2.2.4 电化学充氢 |
| 2.2.5 非金属夹杂物检测 |
| 3 真空渗碳处理对齿轮钢高周疲劳破坏行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验钢热处理工艺 |
| 3.3 实验钢的微观组织特征及性能 |
| 3.3.1 微观组织特征 |
| 3.3.2 力学性能及残余应力分析 |
| 3.3.3 高周疲劳性能 |
| 3.3.4 疲劳裂纹萌生特征 |
| 3.4 齿轮钢高周疲劳断裂机理 |
| 3.4.1 真空渗碳热处理对齿轮钢高周疲劳性能的影响 |
| 3.4.2 疲劳应力强度因子及其裂纹门槛值 |
| 3.4.3 GBF区的形成及残余奥氏体对疲劳性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 渗碳层厚度对渗碳齿轮钢高周疲劳破坏行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验钢热处理工艺 |
| 4.3 实验钢微观组织特征及力学性能 |
| 4.3.1 微观组织及渗碳层厚度测定 |
| 4.3.2 常规力学性能及非金属夹杂物检测 |
| 4.4 不同渗碳层特征参数下齿轮钢的高周疲劳性能 |
| 4.4.1 高周疲劳性能 |
| 4.4.2 疲劳断口 |
| 4.4.3 渗碳层特征参数对疲劳性能的影响 |
| 4.4.4 疲劳裂纹的萌生 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 不同冶金质量渗碳齿轮钢的高周疲劳行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验钢热处理工艺 |
| 5.3 实验钢的冶金质量、力学性能及高周疲劳性能 |
| 5.3.1 冶金质量 |
| 5.3.2 微观组织及力学性能特征 |
| 5.3.3 高周疲劳性能 |
| 5.3.4 疲劳裂纹萌生特征 |
| 5.4 冶金质量对渗碳齿轮钢高周疲劳性能的影响 |
| 5.4.1 氧含量对疲劳性能的影响 |
| 5.4.2 非金属夹杂物对疲劳性能的影响 |
| 5.5 渗碳齿轮钢高周疲劳强度预测模型的建立 |
| 5.5.1 基于Murakami关系式构建疲劳强度预测模型 |
| 5.5.2 基于Tanaka-Akiniwa模型预测疲劳寿命 |
| 5.5.3 新疲劳强度预测模型的建立 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 高洁净度齿轮钢中非金属夹杂物的评估方法研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 非金属夹杂物评估方法 |
| 6.2.1 氢脆拉伸法检测非金属夹杂物 |
| 6.2.2 其他非金属夹杂物检测方法 |
| 6.2.3 极值统计法(SEV) |
| 6.3 氢脆拉伸-极值统计法评估钢中非金属夹杂物 |
| 6.3.1 氢脆拉伸法获得非金属夹杂物 |
| 6.3.2 极值统计法 |
| 6.4 金相法与疲劳法评估钢中非金属夹杂物 |
| 6.5 氢脆拉伸-极值统计法的可行性分析 |
| 6.5.1 夹杂物周围的脆性平台的形成 |
| 6.5.2 不同体积钢中最大夹杂物尺寸的估算及疲劳强度预测 |
| 6.5.3 夹杂物检测方法的综合评价 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 全文总结 |
| 7.1 研究结论 |
| 7.2 本文创新点 |
| 参考文献 |
| 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 |
四、对低倍宏观组织中“夹杂腐蚀空穴”的认识（论文参考文献）
- [1]对低倍宏观组织中“夹杂腐蚀空穴”的认识[J]. 上海第五钢铁厂. 理化检验通讯, 1968(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]稀土对高碳铬轴承钢夹杂物-组织-性能的影响机理研究[D]. 杨超云. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [4]金属材料内部裂纹愈合规律的研究[D]. 韦东滨. 北京科技大学, 2001(06)
- [5]低合金耐磨钢力学性能及断裂行为研究[D]. 赵威威. 郑州大学, 2020(03)
- [6]铌和锑微合金化高强钢在污染海洋大气中的应力腐蚀机理研究[D]. 吴伟. 北京科技大学, 2020
- [7]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)
- [8]高强度耐蚀钢轨的研究[D]. 任安超. 武汉科技大学, 2012(05)
- [9]汽车用奥氏体耐热铸钢在600-950℃的低周疲劳与热机械疲劳行为[D]. 赵海龙. 北京科技大学, 2018(08)
- [10]高性能重载齿轮钢疲劳破坏行为及夹杂物评估技术研究[D]. 肖娜. 北京交通大学, 2020(03)