一、低合金高强度钢板的应用特性研究（论文文献综述）
李宏亮[1]（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》文中研究表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。
王丽敏[2]（2021）在《调质高强度Q890D钢板制备工艺及其焊接特性研究》文中研究指明随着经济社会的快速发展,工程机械越来越朝着大型化、轻量化、安全化方向发展,传统的低合金钢已经逐渐被高强钢取代,在工程机械制造领域的应用越来越广泛。工程机械产品的设计和成功应用除了取决于钢铁材料的设计和选择,还大大依赖于焊接工艺的设计和产品的焊接质量。本文通过分析调质高强度钢的强韧化机理,确定了Q890D钢板的设计成分和关键制备工艺参数,钢板性能及金相组织检验结果表明:采用洁净钢冶炼技术、控轧控冷技术结合离线调质热处理工艺路线制备的钢板具有良好的综合力学性能,钢板厚度方向组织均匀细小,符合工程机械领域对高强钢材料的设计要求。进而结合工程机械用钢的使用需求,对Q890D高强钢通过焊接冷裂纹敏感性试验、焊接接头综合力学性能试验等对钢板的焊接性能进行评价,并确定了钢板关键焊接工艺参数:焊接预热温度为150～200℃时,可有效预防焊接冷裂纹的发生;焊接线能量为15k J/cm时,焊接接头综合性能最佳;焊接热循环参数t8/5为20s时,过热区韧性最佳。通过对Q890D钢板淬火态和回火态组织和力学性能研究,构建了组织与性能之间的耦合关系,阐明了其强韧化的微观机制。通过分析钢板焊接工艺对接头性能的影响,制定了适用于Q890D钢板的关键焊接工艺参数,为钢板在工程机械中领域的实际焊接提供了依据,形成了一套完整的低合金高强钢板产品开发路线和关键焊接技术研究成果,为更高强度级别的钢板的开发和焊接工艺的制定提供技术储备,为工程机械朝着大型化、轻量化发展和推广提供了可能性。
王建景[3]（2021）在《Q1030超高强钢工艺与组织性能研究》文中研究表明工程机械行业一直以来是国民经济的重要组成部分,产品广泛应用于各个行业。近年来随着国民经济的发展,各行业对工程机械设备的要求越来越高,随着工程机械设计水平的提高,对材料要求也越来越高,不仅需要更高的强度,还需要具有优良的韧性和良好的可焊接性。特别是对于屈服强度高于1000MPa的高强钢来说,其韧性的控制更是产品开发的难点。为了实现高强钢的强韧性匹配,本研究自主开发了一种屈服强度超过1000MPa的Q1030超高强钢。并对其在不同技术工艺条件下的相变行为进行了较系统的研究,研究了 Q1030超高强钢的CCT曲线、轧制工艺、微合金元素第二相粒子的析出行为,以及不同淬火加热温度、保温时间、回火温度及回火时间条件下Q1030超高强钢的组织和性能的变化规律,最终工艺优化后,Q1030超高强钢-20℃冲击韧性达到100J以上,并得出主要研究成果如下:对于Q1030钢的静态CCT曲线,当冷速控制在1℃/s时,金相组织开始出现贝氏体;当冷速控制在3℃/s时,铁素体基本消失,金相组织变为以贝氏体为主,当冷速逐渐升高至7℃/s时,金相组织中开始出现马氏体。而对于Q1030钢的动态CCT曲线,变形奥氏体相变开始温度和相变结束温度都有所升高,相变温度区间也有所增大。采用回归法确定了 Q1030高强钢在奥氏体区的热变形激活能,建立了该高强钢的热变形方程;采用lnθ-ε曲线的三次多项式拟合求拐点的方法,较准确地预测了 Q1030高强钢动态再结晶的临界应变和峰值应变,建立了临界应变与Z参数的关系。研究了低应变速率变形过程中Nb、Ti析出第二相粒子的析出行为,实验钢中存在的析出相为长方形的TiN,近似方形的（NbTi）（CN）碳氮化物,椭圆形的（NbTi）C碳化物和NbC,利用热力学计算可知,钢中第二相析出的先后顺序为 TiN,TiC,NbC,NbN。研究了奥氏体晶粒在不同加热温度下的长大规律,随着加热温度的逐步升高,晶粒平均尺寸呈指数关系增大,随保温时间延长晶粒平均尺寸则呈现抛物线规律增大。在880～950℃区间淬火时,随着奥氏体化温度的逐步升高,Q1030钢的硬度和强度逐渐升高,到950℃时达到最大值,其中洛氏硬度达到46HRC,屈服强度可达到1120MPa;在950～1100℃温度区间淬火时,随着奥氏体化温度的进一步升高,Q1030超高强钢的硬度和强度逐渐降低。当温度达到950℃以上时,其韧性开始明显下降。当Q1030钢以0.25℃/s较慢的加热速度升温时,Q1030钢的马氏体—奥氏体相变分两阶段进行,第一低温阶段受扩散过程控制,在高温第二阶段,相变以切变方式进行。当以10℃/s较高的加热速度升温时,整个相变过程以切变方式连续进行。当Q1030钢加热至730℃时,组织中出现针状奥氏体,加热温度达到760℃时,在马氏体板条束界和原始奥氏体晶界上有粒状奥氏体形成,加热温度达到820℃时,组织开始以粒状奥氏体为主。在400℃以下回火时,马氏体板条界仍然清晰可见,小角度晶界的频率也未发生明显的变化,屈服强度会缓慢下降,伸长率会缓慢上升,在400℃以上回火时,小角度晶界出现的频率明显降低,屈服强度会迅速下降,伸长率开始迅速上升。随着回火温度的上升,很多细小且平行析出的θ-碳化物逐渐溶解,最终被析出的Cr的碳化物替代,Nb、V和Ti的碳氮化物也逐渐析出长大,形状也由方形向椭圆形演变。
张楠,田志凌,潘辉,郑江鹏,侯晓东[4]（2020）在《热轧汽车结构钢在轻量化商用车上的发展与应用》文中进行了进一步梳理对商用车轻量化主要部件（梁架、车轮、桥壳和厢体）所用热轧汽车结构钢的发展与轻量化应用进行了论述,重点介绍了热轧汽车结构钢的典型材料发展历程、强化机理、国内外研发现状及应用水平,深入阐述了近期EVI（Early Vendor Involvement）活动在国内外汽车制造商和钢厂之间的合作模式。最后,提出了国内热轧汽车结构钢在商用车轻量化应用中出现的问题和难点,并展望了热轧汽车结构钢未来的发展未来。
李效华[5]（2020）在《海洋用低合金高强度管线钢组织形成机制及硫化物应力腐蚀行为》文中进行了进一步梳理随着陆上油气资源的逐渐枯竭,海洋油气开采越来越受到各国的重视,开发适用于深海服役环境的管材成为海洋石油能源利用的当务之急。海底管线的服役环境较陆地更加复杂多变,因而对海洋用低合金高强度管线钢的要求更加苛刻,要求其具有优秀的综合力学性能、抗腐蚀能力及焊接性能。本文针对低合金高强度管线钢连续冷却及热轧后复相组织形成规律、复相组织调控机制及力学性能优化、硫化物应力腐蚀断裂过程及其环境因素影响等方面开展了系统性研究,取得的主要研究结果如下:（1）低合金高强度管线钢连续冷却过程中的复相组织形成连续冷却过程中冷却速率的增加抑制了扩散控制型的多边形铁素体及珠光体相变,促进了切变控制型的贝氏体及马氏体相变;澄清了连续冷却过程中的铁素体/贝氏体部分重叠相变动力学行为,开发了普适的模块化相变动力学模型,并实现了二维可视化的组织模拟输出,可描述连续冷却过程的部分重叠相变动力学,发现冷速的增加导致铁素体的位置饱和晶核密度及贝氏体形核指前因子大幅增加,通过促进铁素体及贝氏体的形核实现晶粒细化。（2）低合金高强度管线钢奥氏体再结晶区轧制后的组织形成轧制温度、变形量、轧后冷却速率及轧制变形速率均对低合金高强度管线钢的组织形成具有重要影响:当轧制温度过低时,奥氏体动态再结晶不完全,由于合金元素偏析导致带状组织的形成;轧制变形量的增加可细化奥氏体再结晶晶粒,促进了连续冷却过程组织中多边形铁素体的形成,并抑制贝氏体的形成;轧后冷却速率的增加改变了组织中贝氏体的形貌,促进针状铁素体的形成;轧制变形速率的增加导致铁素体与贝氏体相变开始点的时间间隔变短,以及铁素体与贝氏体相变开始温度的升高,这说明其能同时促进铁素体及贝氏体相变。（3）低合金高强度管线钢复相组织调控及力学性能研究了直接冷却处理（DCT）、临界冷却处理（ICT）、分步冷却处理（SCT）工艺等三种不同的热处理工艺路径对组织形成及力学性能的影响:ICT及SCT工艺路径可同步提升强度和屈强比性能,建立了基于组织结构参数的屈强比模型,澄清了不同工艺路径下组织配比及形貌对性能的影响机制,发现通过提升组织中针状铁素体及M/A组元或细小马氏体的含量,以及复相组织协调变形及可动位错密度的增加,可有效降低屈强比。（4）低合金高强度管线钢硫化物应力腐蚀断裂过程采用腐蚀中断试验揭示了硫化物应力腐蚀过程中电化学噪声信号变化的微观机制,探明了试样从均匀腐蚀/钝化向局部腐蚀/点蚀的变化过程;建立了基于电化学信号实时监测的硫化物应力腐蚀断裂不同阶段的界定方法,发现低合金高强度管线钢的硫化物应力腐蚀过程可分为均匀腐蚀/钝化、局部腐蚀/点蚀、及裂纹萌生与扩展三个阶段;电化学分析方法能够准确判定均匀腐蚀与局部腐蚀阶段,基于原位在线监测的电流峰度分析方法能最早获知裂纹起源的信息。（5）低合金高强度管线钢硫化物应力腐蚀的环境因素分析针对外部环境因素（包括腐蚀介质温度及pH值、应力加载大小等）对硫化物应力腐蚀过程的影响开展了研究:环境温度可以通过改变腐蚀介质中浓度和试样表面腐蚀产物膜的类型对应力腐蚀过程产生影响;腐蚀介质的pH值可影响阳极金属附近溶液中Fe2+和的浓度,进而影响试样表面腐蚀产物的种类,pH值的改变还会影响阳极的腐蚀电位,从而影响阳极金属的局部腐蚀敏感性;外加应力值增大时,试样表面腐蚀产物膜的疏松程度越大,腐蚀产物膜保护性变差,加剧了应力腐蚀开裂过程。
吴翔[6]（2020）在《微合金化低合金耐磨钢力学性能及耐磨性能研究》文中研究表明微合金化低合金耐磨钢作为一种能有效抵抗磨损的耐磨钢铁材料,被广泛应用于各类机械设备的生产制造。目前国内钢厂生产的微合金化低合金耐磨钢常出现性能不稳定的问题,鉴于此,本文采用硬度测试、准静态拉伸、低温冲击实验研究了NM500耐磨钢和HARDOX450耐磨钢力学性能,采用SEM、EDS、TEM和EBSD技术对耐磨钢微观组织、断口形貌进行观察。通过对NM450耐磨钢进行不同温度（860、880、900、920℃）二次淬火,进行力学性能测试、微观组织观察和耐磨性能比较,以期获得力学性能稳定、耐磨性能优异的耐磨钢。本文研究结果如下:（1）NM500钢因厚度方向组织差异大导致力学性能不均匀。拉伸断口以撕裂脊、准解理面和韧窝撕裂为特征,拉伸断口观察到微米级TiN存在2种破碎形貌:TiN处于断口的撕裂脊上;TiN处于深韧窝底部。研究发现微米级TiN受拉应力作用时出现3种破碎机制:TiN内单条裂纹萌生并扩展至基体,TiN内单条裂纹萌生但在基体处止裂,TiN内萌生多条裂纹并在基体处止裂。通过EBSD研究发现NM500钢中存在高应变区与微米级TiN,且原奥氏体晶粒粗大,TiN上产生裂纹后基体止裂能力较差从而使裂纹极易在基体上延伸,所以钢的塑韧性较差。（2）HARDOX450钢组织和晶粒尺寸小且均匀因而力学性能较好。拉伸断口以韧窝和分离裂纹为主要特征,低温冲击断口以河流状花样、剪切韧窝及解理面为主要特征。观察断口发现TiN处于深韧窝底部。模拟计算发现TiN在固态下析出,因此HARDOX450钢中微米级TiN含量少尺寸小,TiN存在3种破碎机制:TiN自发形核、单条裂纹萌生止于基体;TiN异质形核、裂纹在核心处萌生止于基体;TiN自发形核、多条裂纹萌生并止于基体。HARDOX450钢之所以力学性能较好是因为钢中无高应变区,且在拉伸过程中细小组织与晶粒阻碍主裂纹扩展。（3）国内外耐磨钢差距主要在于力学性能均匀性,而其主要影响因素是组织与晶粒尺寸细化及均匀性。因而通过不同温度二次淬火细化组织,获得优异的力学性能和耐磨性能。结果表明,在880℃下二次淬火得到的试样晶粒平均尺寸最小,组织由一次淬火组织中细长马氏体转变为短粗状马氏体,试样硬度、强度最高;随着二次淬火温度的升高塑性持续升高。6000次三体冲击磨损试验后发现,一次淬火的NM450钢磨损表面为犁沟、微切削及疲劳损伤;二次淬火能有效提高NM450钢的耐磨性能,在880℃下二次淬火得到的试样磨损量最小,耐磨性能最好,磨损表面为鳞剥与疲劳损伤;HARDOX450钢磨损表面为疲劳损伤。
赵威威[7]（2020）在《低合金耐磨钢力学性能及断裂行为研究》文中指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。
张泽云[8]（2020）在《新型耐磨钢热处理参数模拟计算及组织性能研究》文中提出耐磨钢是当今耐磨材料中用量最大的材料,在冶金、建材、矿山开采等领域中都要使用大量的耐磨钢工件。由于服役过程中承受着不同程度的磨损和冲击且部分工件形状复杂,因此工件所需材料需要同时具有较高的耐磨性和加工成形性能。本文从成分设计角度出发,设计了四种新成分耐磨钢,利用JMatpro模拟软件对其热处理参数及热处理后的组织和性能进行模拟计算,并参照计算结果设计热处理工艺对材料的组织、性能进行探索研究。对0.20C5Cr1Ni1.25Mo1V、0.35C5Cr1Ni1.25Mo1V、0.44C5Cr1Ni1.25Mo1V、0.60C5Cr1Ni1.35Mo1V四种新成分耐磨钢进行热处理参数模拟计算,模拟结果表明四种材料完全奥氏体化温度均不超过870℃,且临界冷速最高不超过0.4℃/s。以高于临界冷速淬火后,0.44C5Cr1Ni1.25Mo1V和0.60C5Cr1Ni1.35Mo1V的力学性能接近,0.20C5Cr1Ni1.25Mo1V力学性能最差。且在500℃600℃高温回火时,四种材料均会析出有利于增强材料耐磨性的MC相。通过对四种材料进行退火和正火+回火两种不同的锻后热处理试验,表明退火比正火+回火更适宜作为锻后热处理工艺。退火不仅可有效消除锻造态材料中存在的偏析带,而且退火过后的组织不含明显马氏体组织。选取0.35C5Cr1Ni1.25Mo1V和0.60C5Cr1Ni1.35Mo1V两种材料在900℃1010℃进行淬火试验,得到了两种材料的淬火硬度随温度变化曲线,结果表明:在900℃1010℃范围内,0.35C5Cr1Ni1.25Mo1V的淬火硬度随温度升高略有下降,0.35C5Cr1Ni1.25Mo1V在900℃淬火其硬度达到最高为53.7 HRC,在1010℃淬火时硬度仍可达51.6 HRC,0.60C5Cr1Ni1.35Mo1V的淬火硬度随温度升高呈先上升后下降的趋势,在960℃淬火时硬度达到最高值61.3 HRC。通过对经过1010℃淬火的0.35C和0.60C在560℃和580℃进行回火试验,并测试回火后的力学性能,发现两种材料的硬度和拉伸性能随回火温度升高而下降,而冲击韧性有所提高。回火后两种材料的硬度和冲击性能要优于ZG40SiMnCr3CuMoRe和ZG40SiMnCr2SiMoV等一些低合金马氏体耐磨钢。
许轲[9]（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》文中提出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。
李德发[10]（2020）在《Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究》文中研究说明随着科学技术的不断发展、对未知领域的深入探索,耐磨钢服役工况也越来越复杂和严酷,对综合性能（如耐磨、焊接、疲劳、腐蚀、加工成型）提出了更高要求。本文针对煤炭采运等复杂工况下对耐磨钢综合性能的需求,通过理论分析、成分设计、组织选择和工艺控制,研制了Ti微合金化马氏体耐磨钢。采用热模拟、实验室工艺实验、工业化试制、力学性能检测（拉伸、冲击、冷弯、疲劳、残余应力）、微观组织表征（高温共聚焦显微镜、光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射分析、透射电镜）、物相分析、应用性能研究（浸泡腐蚀实验、电化学测试、搅拌磨损实验、焊接实验、HIC实验）等方法,研究了Ti第二相析出及马氏体组织结构的控制方法,分析了Ti微合金化马氏体耐磨钢工业化生产中出现的典型问题并提出关键控制要点,最终开发出“精细马氏体+纳米析出相”的高强韧性HB500耐磨钢,实现了工业化稳定生产,并深入研究了该钢的综合应用性能。主要研究内容和结果如下:首先,研究了Ti微合金化耐磨钢加热过程中奥氏体晶粒长大趋势、控制轧制阶段的热变形行为、控制冷却和热处理阶段的相变行为,通过全流程工艺控制奥氏体晶粒尺寸、Ti的析出、微观组织和性能,为工业化生产提供依据。奥氏体晶粒尺寸随加热温度和保温时间的函数关系分别为lnD=7.26-4982/T、D=4.32t0.21。Ti的C、N析出相在高温阶段稳定性好,能有效钉扎奥氏体晶界移动;奥氏体晶粒越细,越有利于相变形核和晶内二次形核,使马氏体组织更细。热变形提高了马氏体相变温度,同时降低了马氏体相变的临界冷却速度,有利于细化马氏体组织;奥氏体再结晶区轧制温度应控制在1000～1100℃,再结晶奥氏体晶粒得到充分细化并保持均匀,纳米尺寸的Ti第二相粒子在形变诱导作用下大量析出阻止再结晶晶粒粗化;未再结晶区变形温度较低时可获得具有大量畸变的奥氏体,有利于相变形核从而细化组织,奥氏体未再结晶温度应控制在880℃左右,终轧温度应控制在820℃～860℃。工艺实验研究表明DQ+RQ+T工艺是获得纳米级Ti的析出相和细化马氏体组织的最佳工艺途径,从而获得最佳的强韧性匹配。其次,以上述实验研究为基础,确定了Ti微合金化耐磨钢成分控制范围和核心工艺控制参数,并通过工业试制逐步解决了工业生产上存在的一些典型问题,如铸坯裂纹、大颗粒TiN夹杂、回火脆性、残余应力、延迟裂纹等,形成了Ti微合金化耐磨钢工业生产关键工艺控制要点。工业化生产实践表明,Ti微合金化耐磨钢具有良好的强韧性匹配,且性能控制稳定,力学性能高于国家标准要求,组织和性能均匀性良好,8mm和30mm钢板平均有效晶粒尺寸分别为1.96μm和2.28μm,达到了细晶化效果;通过细化晶粒提高了低温韧性,疲劳性能优于普通Cr-Ni-Mo-Nb系耐磨钢;Ti的第二相析出达到纳米级,不会对冲击韧性和疲劳性能造成损害。最后,通过与普通Cr-Ni-Mo-Nb系马氏体耐磨钢对比,研究了Ti微合金化耐磨钢的耐腐蚀磨损性能和抗焊接裂纹性能。两种实验钢腐蚀与磨损交互作用分量占腐蚀磨损速率的比例分别为25.09%和40.18%,是导致腐蚀磨损的重要原因,较弱的腐蚀与磨损交互作用使Ti微合金化耐磨钢具有更好的耐腐蚀磨损性能。表层应变硬化改变了材料表面、晶界、晶粒内部状态是产生腐蚀与磨损交互作用的主要原因,而细化晶粒能减弱应变硬化,是提高耐腐蚀磨损性能的根本原因。Ti微合金化耐磨钢所采用的成分设计能避免CGHAZ区域产生异常组织而导致的组织脆化;Ti在高温阶段的未溶第二相能有效阻止焊接热循环过程中奥氏体晶粒粗化,从而细化CGHAZ组织降低粗晶脆化倾向;焊接热影响区HIC实验表明,Ti微合金化耐磨钢抗氢致裂纹能力更强,进一步佐证了细化晶粒对降低焊接裂纹敏感性的作用。本文所开发的Ti微合金化HB500耐磨钢已实现了低成本、高性能、稳定化生产,可满足多种复杂工况下耐磨钢应用性能需求,具有很好的应用前景。
二、低合金高强度钢板的应用特性研究（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、低合金高强度钢板的应用特性研究（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）调质高强度Q890D钢板制备工艺及其焊接特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 低碳调质高强钢的分类和发展状况 |
| 1.1.1 低碳调质高强钢的分类 |
| 1.1.2 国内发展情况 |
| 1.1.3 国外发展情况 |
| 1.2 低碳调质高强钢的生产特点 |
| 1.2.1 钢水洁净化 |
| 1.2.2 晶粒细化 |
| 1.3 低碳调质高强钢的强化途径 |
| 1.3.1 热处理强化 |
| 1.3.2 合金强化 |
| 1.4 低碳调质高强钢的焊接性特点 |
| 1.5 低碳调质高强钢的焊接工艺特点 |
| 1.6 本课题研究的科学意义和应用前景 |
| 第2章 高强钢Q890D的生产工艺 |
| 2.1 Q890D钢板的生产工艺路线 |
| 2.2 Q890D的冶炼工艺 |
| 2.2.1 铁水脱硫及转炉冶炼 |
| 2.2.2 LF+RH精炼 |
| 2.2.3 板坯连铸 |
| 2.2.4 熔炼成分 |
| 2.3 Q890D铸坯加热工艺 |
| 2.4 Q890D钢板的轧制及冷却工艺 |
| 2.5 Q890D钢板的热处理工艺 |
| 2.5.1 Q890D钢板淬火设备及工艺 |
| 2.5.2 Q890D钢板回火工艺 |
| 2.6 Q890D的强韧化机理 |
| 2.6.1 Q890D钢板的强化机理 |
| 2.6.2 Q890D钢板的韧化机理 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 Q890D钢板的机械性能和显微组织 |
| 3.1 Q890D的机械性能 |
| 3.2 Q890D钢板的Z向性能 |
| 3.3 钢板的夹杂物分析 |
| 3.4 Q890D高强钢的金相分析 |
| 3.4.1 Q890D钢板宏观金相分析 |
| 3.4.2 Q890D钢板微观金相分析 |
| 3.4.3 热处理对Q890D钢板性能和显微组织的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Q890D高强钢板焊接性研究 |
| 4.1 根据Q890D钢板化学成分分析焊接性能 |
| 4.2 小铁研裂纹试验 |
| 4.3 焊接接头力学性能试验 |
| 4.3.1 焊接材料 |
| 4.3.2 焊接工艺与设备 |
| 4.3.3 焊接接头探伤及试样加工 |
| 4.3.4 焊接接头拉伸试验 |
| 4.3.5 焊接接头弯曲试验 |
| 4.3.6 焊接接头夏比冲击试验 |
| 4.3.7 Q890D钢板焊接热影响区硬度 |
| 4.3.8 Q890D钢板焊接接头组织检验 |
| 4.4 焊接工艺参数对焊接接头组织及力学性能的影响 |
| 4.4.1 焊接热循环过程对Q890D钢板性能和组织的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
| 发表论文和参与科研情况说明 |
（3）Q1030超高强钢工艺与组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 国内外工程机械用高强钢研发情况 |
| 2.2 高强钢显微组织的设计及发展趋势 |
| 2.3 钢中各合金元素的强化作用 |
| 2.4 非平衡组织的奥氏体转变 |
| 2.4.1 粒状奥氏体与针状奥氏体 |
| 2.4.2 非平衡组织发生转变的影响因素 |
| 2.5 马氏体的组织形态与强化机理 |
| 2.5.1 板条马氏体的组织形态 |
| 2.5.2 片状马氏体的组织形态 |
| 2.5.3 马氏体组织的强化机理 |
| 2.6 轧制工艺和热处理工艺 |
| 2.6.1 控制轧制和控制冷却 |
| 2.6.2 回火工艺 |
| 3 主要研究内容和技术路线 |
| 3.1 主要研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 4 Q1030超高强钢的成分和轧制工艺、热处理工艺设计 |
| 4.1 Q1030超高强钢成分设计及分析 |
| 4.2 Q1030钢奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线的测定与分析 |
| 4.2.1 Q1030钢静态连续冷却转变(CCT)曲线的测定及组织分析 |
| 4.2.2 Q1030动态连续冷却转变(CCT)曲线的测定及组织分析 |
| 4.3 Q1030超高强钢实验室轧制工艺及分析 |
| 4.3.1 Q1030超高强钢的轧制工艺设计 |
| 4.4 热处理工艺的设计 |
| 4.5 Q1030钢焊接热模拟实验及组织分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Q1030钢动态再结晶及Nb、Ti的析出行为 |
| 5.1 实验材料及方法 |
| 5.2 实验结果及分析 |
| 5.2.1 应力-应变曲线分析 |
| 5.2.2 热变形方程 |
| 5.2.3 动态再结晶的临界条件 |
| 5.2.4 Nb,Ti析出粒子的形貌和组成 |
| 5.2.5 微合金元素析出行为的热力学分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 热处理工艺对Q1030钢组织性能的影响 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 不同淬火加热温度下Q1030钢的奥氏体晶粒长大规律 |
| 6.2.1 淬火加热温度对奥氏体晶粒长大的影响 |
| 6.2.2 Q1030钢的奥氏体晶粒长大模型的建立 |
| 6.2.3 奥氏体晶粒混晶现象 |
| 6.3 淬火加热温度对Q1030钢组织的影响 |
| 6.4 淬火加热温度对Q1030钢性能的影响 |
| 6.4.1 淬火加热温度对Q1030钢强度与硬度的影响 |
| 6.4.2 淬火加热温度对Q1030钢冲击韧性的影响 |
| 6.5 回火对Q1030钢力学性能的影响 |
| 6.5.1 扫描显微组织分析 |
| 6.5.2 透射微观结构分析 |
| 6.5.3 EBSD分析 |
| 6.5.4 马氏体板条、小角度晶界、位错对力学性能影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 Q1030钢马氏体—奥氏体相变过程研究 |
| 7.1 不同升温速度时的淬火态Q1030钢热膨胀曲线 |
| 7.2 Q1030钢马氏体—奥氏体相变的组织演变过程 |
| 7.2.1 马氏体—奥氏体相变组织演变过程的SEM研究 |
| 7.2.2 马氏体—奥氏体相变组织演变过程的TEM研究 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 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 |
（4）热轧汽车结构钢在轻量化商用车上的发展与应用（论文提纲范文）
| 0序言 |
| 1 商用半挂车用钢的应用现状 |
| 1.1 纵梁用微合金化高强度钢 |
| 1.1.1 国内研发现状 |
| 1.1.2 国外研发现状 |
| 1.2 桥壳用高强度钢 |
| 1.3 车轮用高强度钢 |
| 1.4 厢体用高强度钢 |
| 2 热轧汽车结构用钢的应用发展的新型模式—EVI |
| 3 应用问题 |
| 3.1 服役环境和制造工艺对热轧高强钢的新要求 |
| 3.2 高强度钢板开发存在的问题 |
| 4 应用难点 |
| 5 结语 |
（5）海洋用低合金高强度管线钢组织形成机制及硫化物应力腐蚀行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 海洋用低合金高强度管线钢简介 |
| 1.2.1 海底管线铺设的发展历程 |
| 1.2.2 海洋用低合金高强度管线钢的分类 |
| 1.2.3 海底管线的应变设计 |
| 1.3 海洋用低合金高强度管线钢的生产工艺 |
| 1.3.1 海洋用焊管管线钢的生产工艺 |
| 1.3.2 海洋用无缝管管线钢的生产工艺 |
| 1.4 海洋用低合金高强度管线钢的组织分类 |
| 1.5 海洋用低合金高强度管线钢的强韧化机制 |
| 1.5.1 海洋用低合金高强度管线钢的强化机制 |
| 1.5.2 海洋用低合金高强度管线钢屈强比的影响因素 |
| 1.5.3 海洋用低合金高强度管线钢的韧性提升机制 |
| 1.6 海洋用低合金高强度管线钢的应力腐蚀行为 |
| 1.6.1 海洋用低合金高强度管线钢的应力腐蚀类型 |
| 1.6.2 海洋用低合金高强度管线钢应力腐蚀的影响因素 |
| 1.6.3 海洋用低合金高强度管线钢硫化物应力腐蚀的研究方法 |
| 1.7 本文研究背景及内容 |
| 1.7.1 研究背景 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 低合金高强度管线钢连续冷却过程中的复相组织形成 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料与方法 |
| 2.3 试验结果及讨论 |
| 2.3.1 不同冷速条件下试样的复相组织形成规律 |
| 2.3.2 铁素体/贝氏体重叠相变的原位分析及动力学研究 |
| 2.3.3 连续冷却过程中重叠相变动力学模型的建立及分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 低合金高强度管线钢奥氏体再结晶区轧制后的组织形成 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料与方法 |
| 3.3 试验结果及讨论 |
| 3.3.1 不同轧制温度对组织形成的影响 |
| 3.3.2 不同轧制变形量对组织形成的影响 |
| 3.3.3 不同轧后冷却速率对组织形成的影响 |
| 3.3.4 不同轧制变形速率对组织形成的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 低合金高强度管线钢的复相组织调控及力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料与方法 |
| 4.3 试验结果及讨论 |
| 4.3.1 不同热处理路径及工艺参数下的复相组织形成规律 |
| 4.3.2 热处理路径及工艺参数对力学性能的影响 |
| 4.3.3 强度与屈强比兼顾的复相组织调控机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 低合金高强度管线钢的硫化物应力腐蚀断裂过程分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料与方法 |
| 5.3 试验结果及讨论 |
| 5.3.1 硫化物应力腐蚀断裂过程中的组织演变与裂纹萌生 |
| 5.3.2 硫化物应力腐蚀断裂过程的电化学噪声信号特征 |
| 5.3.3 硫化物应力腐蚀不同阶段界定及失效机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 低合金高强度管线钢硫化物应力腐蚀的环境因素分析 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料与方法 |
| 6.3 试验结果及讨论 |
| 6.3.1 温度对硫化物应力腐蚀过程的影响 |
| 6.3.2 pH值对硫化物应力腐蚀过程的影响 |
| 6.3.3 加载应力值对硫化物应力腐蚀过程的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 全文结论与展望 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（6）微合金化低合金耐磨钢力学性能及耐磨性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 低合金耐磨钢概述 |
| 1.2.1 国外的发展现状 |
| 1.2.2 国内的发展现状 |
| 1.3 磨损分类及磨损机理 |
| 1.3.1 磨损形式及分类 |
| 1.3.2 磨粒磨损机理 |
| 1.3.3 影响材料磨粒磨损耐磨性的因素 |
| 1.4 本文研究的意义及内容 |
| 1.4.1 本文研究的意义 |
| 1.4.2 本文研究的内容 |
| 2 NM500耐磨钢力学性能及微观组织研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验过程及试验方案 |
| 2.2.1 试验材料及热处理工艺 |
| 2.2.2 试验方案 |
| 2.3 力学性能 |
| 2.3.1 硬度 |
| 2.3.2 拉伸性能 |
| 2.3.3 低温韧性 |
| 2.4 微观组织观察 |
| 2.4.1 组织观察 |
| 2.4.2 夹杂物 |
| 2.5 断口分析 |
| 2.5.1 拉伸断口分析 |
| 2.5.2 冲击断口分析 |
| 2.6 拉伸断口剖面观察 |
| 2.7 TiN破碎机制分析 |
| 2.8 EBSD分析 |
| 2.9 小结 |
| 3 HARDOX450 耐磨钢力学性能与微观组织研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验过程及试验方案 |
| 3.2.1 试验材料及热处理工艺 |
| 3.2.2 试验方案 |
| 3.3 力学性能 |
| 3.3.1 硬度 |
| 3.3.2 拉伸性能 |
| 3.3.3 低温韧性 |
| 3.4 微观组织观察 |
| 3.4.1 组织观察 |
| 3.4.2 晶粒度 |
| 3.4.3 夹杂物 |
| 3.5 断口分析 |
| 3.5.1 拉伸断口分析 |
| 3.5.2 冲击断口分析 |
| 3.6 拉伸断口剖面观察 |
| 3.7 热力学计算及TiN破碎机制分析 |
| 3.8 EBSD分析 |
| 3.9 小结 |
| 4 二次淬火对NM450耐磨钢力学性能及耐磨性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料及方法 |
| 4.3 力学性能 |
| 4.3.1 硬度 |
| 4.3.2 拉伸性能 |
| 4.4 耐磨粒磨损性能 |
| 4.5 微观组织观察 |
| 4.5.1 组织观察 |
| 4.5.2 晶粒度 |
| 4.6 分析与讨论 |
| 4.6.1 二次淬火对NM450钢力学性能影响 |
| 4.6.2 二次淬火对NM450钢耐磨性能影响 |
| 4.7 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 |
（7）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 |
（8）新型耐磨钢热处理参数模拟计算及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 耐磨钢概述 |
| 1.3 耐磨钢发展 |
| 1.3.1 高锰钢和超高锰钢 |
| 1.3.2 低合金耐磨铸钢 |
| 1.3.3 低合金高强度马氏体耐磨钢 |
| 1.3.4 纳米结构双相耐磨钢 |
| 1.4 国内外耐磨钢生产现状 |
| 1.5 影响耐磨性的主要因素 |
| 1.6 课题研究内容、意义 |
| 第2章 新型耐磨钢成分设计及组织性能模拟计算 |
| 2.1 耐磨钢计算用化学成分设计 |
| 2.1.1 合金元素在钢中的作用 |
| 2.1.2 钢中常见碳化物 |
| 2.1.3 耐磨钢的成分设计 |
| 2.2 JMat Pro软件 |
| 2.3 耐磨钢相组成研究 |
| 2.3.1 平衡条件下试验钢中碳化物析出规律 |
| 2.3.2 回火温度范围内试验钢中碳化物析出规律 |
| 2.4 TTT图计算分析 |
| 2.5 CCT图计算分析 |
| 2.6 Jominy淬透性计算 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 试验材料与试验方法 |
| 3.1 试验材料 |
| 3.2 试验方案 |
| 3.2.1 锻后热处理试验 |
| 3.2.2 淬火热处理试验 |
| 3.2.3 回火热处理试验 |
| 3.2.4 拉伸试验 |
| 3.2.5 冲击试验 |
| 3.3 测试分析方法 |
| 3.3.1 金相组织分析 |
| 3.3.2 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 3.3.3 硬度测试 |
| 3.3.4 冲击和拉伸性能评价 |
| 第4章 耐磨材料组织和性能分析 |
| 4.1 锻后热处理工艺及组织研究 |
| 4.2 淬火对组织和性能的影响 |
| 4.3 回火对组织和性能的影响 |
| 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 |
（9）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 |
（10）Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 耐磨钢的发展 |
| 1.2.1 发展概述 |
| 1.2.2 耐磨钢主要种类及研究现状 |
| 1.3 磨损形式及磨损机理 |
| 1.3.1 磨损的复杂性 |
| 1.3.2 主要磨损形式及其作用机理 |
| 1.4 复杂工况对耐磨钢性能的要求 |
| 1.4.1 耐腐蚀性能 |
| 1.4.2 焊接性能 |
| 1.4.3 加工和成形性能 |
| 1.4.4 力学性能 |
| 1.5 低合金马氏体耐磨钢 |
| 1.5.1 低合金马氏体耐磨钢生产现状 |
| 1.5.2 合金元素的利用 |
| 1.5.3 马氏体微观结构及控制工艺 |
| 1.5.4 主要存在的问题 |
| 1.6 本文研究的目的、意义和主要内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 HB500耐磨钢力学性能指标 |
| 2.1.2 HB500耐磨钢组织与成分设计 |
| 2.1.3 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 材料制备及工艺研究 |
| 2.2.2 实验研究 |
| 2.2.3 微观组织结构表征 |
| 2.2.4 物相分析 |
| 2.2.5 残余应力检测 |
| 2.2.6 力学性能检测 |
| 第3章 TI微合金化耐磨钢相变规律及制造工艺研究 |
| 3.1 奥氏体晶粒长大趋势及对组织转变的影响 |
| 3.1.1 实验方案 |
| 3.1.2 实验结果 |
| 3.1.3 微合金化对奥氏体晶粒长大趋势的影响 |
| 3.1.4 奥氏体晶粒对马氏体相变的影响 |
| 3.2 奥氏体连续冷却过程中的相变规律 |
| 3.2.1 实验方案 |
| 3.2.2 连续冷却过程中的组织转变 |
| 3.2.3 热变形对相变规律的影响 |
| 3.3 热变形行为研究 |
| 3.3.1 实验方案 |
| 3.3.2 奥氏体再结晶区变形温度对再结晶晶粒尺寸的影响 |
| 3.3.3 奥氏体未再结晶区变形对细化组织的影响 |
| 3.4 轧后冷却和热处理工艺对组织和性能的影响 |
| 3.4.1 实验方案 |
| 3.4.2 实验钢微观组织与力学性能 |
| 3.4.3 Ti在轧后冷却和热处理过程中的析出行为 |
| 3.4.4 轧后冷却和热处理对微观组织的影响 |
| 3.4.5 含Ti实验钢强韧化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 工业化试验及组织性能研究 |
| 4.1 化学成分及工艺流程 |
| 4.1.1 目标成分及控制范围 |
| 4.1.2 工艺流程及控制要点 |
| 4.2 典型问题及控制方法 |
| 4.2.1 铸坯裂纹及TiN夹杂物控制 |
| 4.2.2 回火脆性与残余应力控制 |
| 4.2.3 马氏体钢延迟裂纹控制 |
| 4.3 工业生产钢板组织与性能分析 |
| 4.3.1 组织与性能稳定性分析 |
| 4.3.2 组织与性能均匀性分析 |
| 4.3.3 系列温度冲击韧性 |
| 4.3.4 疲劳性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 TI微合金化耐磨钢的耐腐蚀磨损性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 实验材料微观组织与力学性能 |
| 5.4 耐腐蚀性能 |
| 5.5 耐磨损性能 |
| 5.6 耐腐蚀磨损性能 |
| 5.6.1 磨损对腐蚀的加速作用 |
| 5.6.2 腐蚀对磨损的加速作用 |
| 5.6.3 耐腐蚀磨损性能及腐蚀与磨损交互作用 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 TI微合金化耐磨钢焊接性能研究 |
| 6.1 微合金元素对焊接热影响区脆性的影响 |
| 6.1.1 实验方案 |
| 6.1.2 实验结果 |
| 6.1.3 分析与讨论 |
| 6.1.4 小结 |
| 6.2 焊接裂纹敏感性实验研究 |
| 6.2.1 实验方案 |
| 6.2.2 热影响区最高硬度及组织分析 |
| 6.2.3 焊接热影响区HIC裂纹率 |
| 6.2.4 小结 |
| 第7章 结论和创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
四、低合金高强度钢板的应用特性研究（论文参考文献）
- [1]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)
- [2]调质高强度Q890D钢板制备工艺及其焊接特性研究[D]. 王丽敏. 河北工程大学, 2021(08)
- [3]Q1030超高强钢工艺与组织性能研究[D]. 王建景. 北京科技大学, 2021(02)
- [4]热轧汽车结构钢在轻量化商用车上的发展与应用[J]. 张楠,田志凌,潘辉,郑江鹏,侯晓东. 汽车文摘, 2020(09)
- [5]海洋用低合金高强度管线钢组织形成机制及硫化物应力腐蚀行为[D]. 李效华. 天津大学, 2020(01)
- [6]微合金化低合金耐磨钢力学性能及耐磨性能研究[D]. 吴翔. 郑州大学, 2020(02)
- [7]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)
- [8]新型耐磨钢热处理参数模拟计算及组织性能研究[D]. 张泽云. 燕山大学, 2020(01)
- [9]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)
- [10]Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究[D]. 李德发. 武汉科技大学, 2020(01)