一、控制轧制中铁素体晶粒的细化（论文文献综述）
刘斌[1]（2019）在《高冷速下双相钢组织形成机理与控制因素研究》文中指出双相钢是汽车行业应用最广泛的先进高强钢,目前用于车身制造的双相钢一般通过冷轧退火方式生产,制造流程长、能耗大、合金成本较高。本文以低成本双相钢为研究对象,设计了流程简约化和合金减量化的成分体系,研究了高冷速下铁素体-马氏体双相组织转变规律,揭示了铌对双相组织形成的影响,对比了热轧与冷轧流程双相钢的组织性能差异,分析了不同条件下双相钢力学行为,为低成本双相钢的工业化生产提供了工艺参考和理论依据。实现了双相钢流程简约化和合金减量化,设计了两种成分体系:C-Mn-Nb-Cr系通过Fe-Fe3C相图包晶区以下碳元素设计,满足薄板坯连铸连轧流程简约化生产要求,通过铌元素调控,以细晶强化方式来弥补降碳造成的强度损失;C-Mn-Si-Cr系通过碳、锰元素和马氏体体积分数来实现不同强度级别调控。通过热模拟实验得到双相组织控制冷却工艺窗口:C-Mn-Si-Cr系铁素体转变温度560730℃,马氏体转变温度≤400℃,马氏体转变冷速≥50℃/s;C-Mn-Nb-Cr系铁素体转变温度650730℃,马氏体转变温度≤400℃,马氏体转变冷速≥50℃/s。阐述了高冷速下双相组织的转变规律和强化机制。随着终轧温度升高,细晶强化效果减弱,位错强化效果增加,当终轧温度超过830℃后,位错强化增幅大于细晶强化降幅。随着等温温度升高,铁素体转变量降低,快冷后马氏体体积分数升高;随着等温时间的延长,铁素体转变量升高且晶粒尺寸增大。描述了铌对实验钢组织和性能的影响规律。添加铌后,降低了过冷奥氏体稳定性,促进了铁素体相变,使快冷后的马氏体体积分数下降;NbC析出消耗了过冷奥氏体中的碳,使马氏体碳含量浓度下降,导致双相钢强度下降;铌能细化奥氏体晶粒,但随着铌含量的增加,细化效果减弱,NbC在奥氏体未再结晶区轧制中析出,增加了亚晶界等部位的晶格畸变能,促进了扩散性相变,使等温过程中铁素体晶粒尺寸增大。分析了热轧流程和冷轧流程双相钢的组织和性能差异。热轧双相钢中Nb、Ti析出物钉扎晶界,细化晶粒并促进形核,铁素体尺寸相对较小;冷轧双相钢马氏体岛由冷轧后破碎珠光体重新奥氏体化后快冷得到,马氏体尺寸相对细小。热轧双相钢软硬两相之间的协调变形能力更优、抵抗裂纹扩展能力更强,延伸凸缘性能可达到冷轧双相钢的2倍。研究了热轧双相钢在不同受力条件下的力学行为,开展了预应变拉伸实验和低周疲劳试验。预应变量使铁素体位错密度增加,并在铁素体/马氏体相界面塞积。总预应变量相同的情况下,二次预应变试样的铁素体位错密度明显低于一次预应变试样。低周疲劳条件下,热轧双相钢具有很好的塑性应变能,抵抗循环变形能力优良。
魏福安[2]（2016）在《退火和轧制调控微纳结构不锈钢和碳钢组织及其演变机制》文中进行了进一步梳理本文通过铝热法制备了具有微纳结构的304、316L不锈钢,20、45亚共析碳钢,其直径可达200mm,厚度10mm左右,并研究了不锈钢退火温度和时间、轧制温度和变形量、先开坯再不同温度和变形量轧制对组织的影响;碳钢退火温度和时间、600℃轧制变形量对组织的影响。通过分析不锈钢中纳米晶奥氏体、亚微米晶奥氏体和铁素体晶粒尺寸,以及它们的体积分数的变化;亚共析碳钢中珠光体体积分数、片层间距和渗碳体形状等,根据研究结果提出了微纳组织演化机制。1.对铝热反应法制备的微纳结构304、316L不锈钢不同时间和温度退火后的组织研究发现,800℃退火后,铁素体晶粒尺寸随退火时间的延长逐渐长大;1000℃退火后,随退火时间的延长基本不变,并有Fe Ni Cr Al相析出。纳米晶奥氏体晶粒尺寸随退火温度的升高或退火时间的增加不断增加,体积分数不断减小,温度越高或退火时间越长,这种变化趋势越明显。2.对304和316L不锈钢800℃变形量≤60%轧制后,铁素体晶粒尺寸随变形量的增加而增大,变形量>60%轧制后,随变形量的增加而减小;304不锈钢1000℃轧制后,随变形量的增加基本不变。800℃变形量≤40%轧制后,纳米晶奥氏体晶粒尺寸随变形量的增加而长大,体积分数减少;变形量≥60%轧制后,304不锈钢中纳米晶奥氏体晶粒消失转变为亚微米晶奥氏体晶粒,316L不锈钢中本身的纳米晶消失,出现由亚微米晶破碎产生的纳米晶。304不锈钢800和1000℃变形量≤40%轧制后,亚微米晶奥氏体体积分数随变形量的增加而增加;800℃变形量>40%轧制后,随变形量的增加而减少;1000℃变形量≥60%轧制后,亚微米晶奥氏体晶粒消失。316L不锈钢800℃不同变形量轧制,随轧制变形量的增加,亚微米晶奥氏体晶粒尺寸减小,体积分数减少。3.304不锈钢开坯后700和600℃变形量≤50%轧制后,随变形量的增加,铁素体晶粒尺寸增加,变形量为70%轧制后基本不变。随变形量的增加,纳米晶奥氏体晶粒尺寸增加,亚微米晶奥氏体晶粒尺寸减小并分布越来越均匀。700℃轧制后,随变形量的增加,纳米晶和亚微米晶奥氏体体积分数逐渐减少;600℃变形量为50%轧制后,纳米晶奥氏体体积分数减小,亚微米晶奥氏体体积分数增加;变形量为70%轧制后,纳米晶奥氏体体积分数增加,亚微米晶奥氏体体积分数减小。4.316L不锈钢开坯后700℃变形量≤50%轧制后,纳米晶奥氏体晶粒消失,随变形量的增加,铁素体晶粒尺寸和亚微米晶奥氏体体积分数不变;变形量为70%轧制后,亚微米晶奥氏体晶粒破碎产生纳米晶奥氏体晶粒,亚微米晶奥氏体体积分数下降,铁素体晶粒尺寸增加。600℃轧制后,随变形量的增加,铁素体晶粒逐渐破碎减小;变形量≥50%轧制后,亚微米晶奥氏体晶粒破碎,有纳米晶奥氏体晶粒出现,并随着变形量的增加,亚微米晶和纳米晶奥氏体晶粒尺寸减小,纳米晶奥氏体体积分数增加,亚微米晶奥氏体体积分数减小。5.20和45钢经600℃退火后,随退火时间的延长,珠光体体积分数基本不变,珠光体片层间距逐渐增加。20钢经800℃退火2h后,珠光体基本完全球化;退火16h后,珠光体消失,材料表面析出Fe3C。45钢经600℃退火后,当退火时间≤4h时,珠光体全部为片层状;当退火时间≥6h时,珠光体开始球化,并且随着退火时间的延长,珠光体球化越显著。45钢经800℃退火2h后,珠光体为层状,退火16h后,珠光体大部分球化。6.20和45钢在600℃下不同变形量轧制后,随变形量的增加,珠光体体积分数基本不变。变形量为20%轧制后,珠光体组织中的渗碳体开始破碎;变形量为40%轧制后,片状渗碳体破碎为棒状渗碳体;变形量为60%轧制后,部分棒状渗碳体破碎为球状渗碳体;变形量为80%轧制后,渗碳体破碎成亚微米颗粒;变形量为90%轧制后,20钢组织中的渗碳体继续破碎成纳米颗粒;而45钢组织中的球状渗碳体长大。
吕立锋[3]（2018）在《大变形温轧超细晶钢的制备及其组织与力学性能研究》文中提出超高强度钢具有极高的强度和良好的韧塑性,在重型机械、先进模具制造、高速铁路、航空航天、重大国防装备以及汽车等领域有广泛的应用。随着工业的快速发展和资源、环境压力的不断增大,开发低成本且具有更高性能的超高强度钢已成为目前钢铁行业的重要任务之一。组织细化是提高材料强韧性的有效方式之一。研究发现,中温形变热处理工艺能够显著细化奥氏体晶粒并通过相变获得细小的马氏体组织,从而进一步提高马氏体钢的强度,为超高强度钢的制备与研发开拓了新的途径。然而,目前大部分中温形变热处理的研究都集中在合金元素含量较高的中碳高合金钢、马氏体时效钢以及Fe-Ni合金,而关于大变形中温形变热处理（变形量大于85%）在中碳低合金钢（合金含量小于6.0 wt.%）方面的系统性研究相对较少。此外,有关大变形中温形变热处理钢的组织演变规律以及强韧化机制仍缺少清晰的阐述。本论文通过大变形温轧和调控超细奥氏体分解相结合的方式,制备了具有超高强度高韧性的超细晶中碳低合金钢,系统地研究温轧变形以及合金元素对钢的组织与性能的影响,并对其强韧化机制进行了探讨,研究获得如下结论:本文首先依托AISI4140中碳低合金钢,通过大变形温轧成功制备了超高强度超细晶铁素体-马氏体双相钢,研究了不同轧制工艺对其组织与性能的影响,结果表明温轧变形对钢中超细晶铁素体的形成具有促进作用。随着变形量的增加,铁素体的形貌逐渐由等轴状转变为片层状,铁素体含量增加,而对应的马氏体含量减少,钢的强度降低而塑性提高。研究发现经60%温轧变形处理后,超细晶AISI4140双相钢的屈服强度为1570 MPa,抗拉强度为2370 MPa,延伸率为2.9%。经85%温轧变形后,其屈服强度为1080 MPa,抗拉强度为2022 MPa,延伸率达到7.9%,呈现出最佳的综合力学性能。分析认为,大变形温轧超细晶铁素体-马氏体双相钢的强化机制主要为细晶强化和马氏体相变强化,但其强度主要取决于钢中铁素体和马氏体的相对含量。通过添加质量分数分别为0.5%、1%、2%、4%、8%的镍,设计出不同镍含量的AISI4140+Ni钢,并对其进行85%温轧处理,系统地研究了合金元素镍对大变形温轧AISI4140钢的组织与性能的影响。研究表明镍的添加能够提高过冷奥氏体的稳定性,抑制奥氏体向铁素体转变。镍含量在0.5-2 wt.%之间时,随着镍含量的增加,铁素体和残余奥氏体等软相的含量降低,而对应的马氏体含量升高,使得钢的强度上升。当镍含量在2 wt.%时,钢主要由马氏体组成,并含有少量的残余奥氏体。随着镍含量的继续上升,残余奥氏体含量增加,导致钢的强度降低,表明合金元素的过量添加会提高残余奥氏体含量并降低钢的强度。在具有不同镍含量的钢中,AISI4140+2Ni钢经85%大变形温轧处理后具有最高的强度,其显微硬度为HV695,屈服强度为2054.3MPa,抗拉强度为2701 MPa,延伸率达到8.3%。在AISI4140+2Ni钢合金成分的基础上,对钢中合金元素含量进行调整,设计了成分为Fe-0.4C-1.65Si-1.1Mn-1.8Ni-0.85Cr-0.4Mo-0.08V的中碳低合金钢,然后通过温轧变形制备超细晶马氏体钢,深入研究了大变形温轧对马氏体组织演变和性能的影响研究结果表明,随着变形量的增加,钢中的马氏体逐渐由等轴状转变为超细片层状。3D-APT测试结果发现,碳在钢中发生偏聚形成“团簇”,说明温轧变形不会促进碳化物的形成,且不会抑制孪晶马氏体的形成。随着变形量的提高,钢中孪晶马氏体的数量不断增加,尤其是当变形量增加到85%以上时,温轧态钢中形成了大量分散分布的超细孪晶马氏体。残余奥氏体的含量随变形量增加也呈上升趋势。奥氏体晶粒的细化以及大量位错的引入是温轧态钢中孪晶马氏体和残余奥氏体含量增加的主要原因。研究表明,温轧变形能显著地提高钢的强度。当变形量为30%时,马氏体钢的显微硬度为HV663,屈服强度为1400 MPa,抗拉强度为2390 MPa,延伸率达到10.3%。变形量为90%时,马氏体钢的显微硬度为HV728,屈服强度为2018 MPa,抗拉强度为2920MPa,延伸率为6.8%。温轧超细晶马氏体钢的强化机制主要有位错强化、细晶强化以及孪晶强化,而位错强化是提高强度的主要强化因素。温轧超细晶马氏体钢塑性的提升主要归结于孪晶马氏体的细化、残余奥氏体含量的增加以及超细片层状组织的形成。温轧态钢中孪晶马氏体片尺寸较小且在钢中分散分布,能有效地缓解钢中的应力集中程度,对塑性的损害作用较小。超细片层组织的形成能有效地阻碍拉伸试样中裂纹的扩展,提高钢的塑性。针对90%温轧超细晶马氏体,系统地研究了不同温度回火对钢的组织与力学性能的影响。研究结果表明,回火温度在200℃600℃时,钢中发生马氏体回复过程。随着回火温度的升高,马氏体中的板条和孪晶等亚结构组织逐渐消失,位错密度降低,而碳化物数量增加。回火温度在700℃时,钢中发生铁素体再结晶过程,形成了平均晶粒尺寸为720 nm的超细晶铁素体。随着回火温度的升高,超细晶马氏体钢的抗拉强度不断降低。位错密度的降低以及碳的固溶强化作用的减弱是温轧态钢强度降低的主要原因。与淬火态马氏体钢进行对比,研究发现温轧变形对回火过程中马氏体回复以及铁素体再结晶具有促进作用,因此700℃回火温轧态钢的强度和塑性均高于淬火态钢。
孟倩[4]（2016）在《铸造和热轧高铝304、316L、310S不锈钢组织演化及铝元素作用机制》文中研究表明近年来,含Al奥氏体不锈钢因其良好的耐腐蚀、抗高温氧化、耐高温蠕变性而受到广泛关注。本课题组前期利用真空电弧炉制备了不同铝含量304、316L、310S铸锭、板材,发现通过调控Al含量,不锈钢在满足力学性能不出现明显下降的同时,耐蚀性、抗氧化性显著提高。为了使此类钢能实现工业化应用,本文采用中频感应炉制备了不同Al含量（1.5、2、3wt%）304、316L、310S不锈钢,研究了不同Al含量304、316L、310S不锈钢铸造、固溶、轧制组织演变规律及组织对性能的作用机制。研究发现,Al元素的添加,使得304不锈钢基体由单相奥氏体转变为奥氏体+铁素体双相,Al含量为3wt%时,基体转变为完全的铁素体相。铁素体形貌也由最初的骨骼状转变为条状。含Al304不锈钢凝固模式均为F模式。Al元素主要以固溶的形式存在,其在铁素体相内出现偏析。固溶处理改变了不同Al含量304不锈钢中铁素体/奥氏体相的比例及形貌,消除了Al元素在铁素体相内的偏析。分析了轧制温度、轧制变形量、Al含量对304不锈钢热轧态组织的影响,当轧制变形量为50%时,调控轧制温度、Al含量可以获得形态、尺寸不同的奥氏体、铁素体相。轧制温度升高或Al含量增加,均有助于细化组织,其中轧制温度1200℃,2wt%Al 304不锈钢中铁素体、奥氏体相细化最明显,最小的奥氏体相大约长4μm,宽3μm。轧制温度为1100℃时,随轧制变形量的增加,1.5wt%Al 304不锈钢奥氏体相形貌、尺寸无明显变化,而铁素体相内亚结构数目增多。轧制温度为1150℃时,随轧制变形量的增加,2wt%Al304不锈钢中铁素体、奥氏体相细化。然而,变形量增加到70%时,组织发生粗化。Al元素对316L不锈钢相组成、凝固模式的影响与其对304不锈钢的影响规律相似。所不同的是,随Al含量的增加,316L不锈钢中铁素体相依次以短杆、长条+岛状分布在奥氏体基体上;Al含量为3wt%时,铁素体相转变为基体相;Al元素主要固溶在基体中,Al含量为3wt%时,其在铁素体相内才出现明显偏析。固溶处理后,相同Al含量316L不锈钢中铁素体体积分数增加,Al元素在铁素体、奥氏体相内分布趋于平衡。分析了轧制温度、轧制变形量、Al含量对316L不锈钢热轧态组织的影响发现,轧制变形量为50%时,调控轧制温度、Al含量可以获得形态、尺寸不同的奥氏体、铁素体相。轧制温度提高或Al含量增加,有利于1.5、2wt%Al 316L不锈钢中铁素体相内亚结构的形成;轧制温度为1150℃时,2wt%Al 316L不锈钢中铁素体、奥氏体两相晶粒细化,最小的奥氏体尺寸大约长10μm,宽5μm。轧制温度为1200℃时,随轧制变形量的增加,1.5wt%Al 316L不锈钢中奥氏体相有新的再结晶晶粒形成。轧制温度为1150℃时,随轧制温度的升高,2wt%Al 316L不锈钢中铁素体、奥氏体相细化,当变形量增加到70%时,铁素体、奥氏体相明显粗化。Al元素的添加,使得310S不锈钢基体由单相奥氏体转变为奥氏体+铁素体双相;1.5、2wt%Al 310S不锈钢的凝固模式为FA模式,3wt%Al 310S不锈钢的凝固模式为F模式。铁素体相依次以枝晶状、枝晶+网格状、杆状+小岛状存在于奥氏体基体。大部分Al元素以固溶的形式存在于310S不锈钢中。Al含量为3wt%时,其在铁素体相内出现明显的偏析现象。固溶处理改变了铁素体、奥氏体两相的形貌及相比例,Al元素在铁素体、奥氏体相内分布趋于平衡。Al含量为2、3wt%时,沿奥氏体/铁素体相界处有碳化物析出。不同轧制温度,50%轧制变形量1.5、2wt%Al310S不锈钢中,铁素体相局部被拉长并发生粗化。前者铁素体相内有针状、长条状二次奥氏体相析出;3wt%Al310S不锈钢中,部分区域内奥氏体相破碎,以小块状、短杆状分布在基体上。
孙明煜[5]（2020）在《低温用海洋工程用钢多相组织调控及力学行为研究》文中研究说明随着资源开采由浅海向深海区域、极地高寒区域发展,海洋工程装备的服役环境越来越严苛,对材料的要求也越来越高。海洋工程用钢不仅需要高强度、优异的低温韧性以及良好的焊接性能,还需要低屈强比和高均匀延伸率来保证钢结构的安全性和可靠性。本文针对低碳低合金钢进行多相组织调控以期开发适用于极地高寒地区的高性能海洋工程用钢,并且研究多相钢的力学行为。采用组织定量化和可视化的晶体学表征方法研究成分和工艺对组织与性能的影响,为高性能海洋工程用钢的合金设计和工艺优化提供指导。临界变形增加多相钢中铁素体的含量,增大铁素体和未转变奥氏体中的位错密度,促进碳原子从铁素体向未转变奥氏体扩散。随着未转变奥氏体中碳含量的增加,后形成的贝氏体中V1/V2变体对含量增多以更有效地调节相变应变。当未转变奥氏体中的碳含量进一步增大导致相变产物由贝氏体变为马氏体时,V1/V2变体对含量减少,整个马氏体几乎由一个CP组占据,并且属于该CP组的六个变体的含量都很高。通过调整奥氏体非再结晶区的变形量获得组织以针状铁素体、贝氏体和铁素体为主的多相钢,具有低屈强比、高均匀延伸率和优异的低温韧性。晶体学研究表明,针状铁素体与相邻的贝氏体之间的界面为V1/V2变体对,是大角度晶界,从而增大组织中大角度晶界密度。在铁素体和贝氏体多相钢中,随着Nb含量的增大,奥氏体晶粒在非再结晶区和临界区被压扁的程度增大,导致位错密度增大,不仅可以细化相变组织,提高韧性,还可以提高析出物的形核率,增加析出物数量,使析出强化作用增大。随着Nb含量的增大,试验钢的屈服强度显著增大,韧脆转变温度降低。针对90mm厚低碳低合金海洋工程用钢,采用两步临界热处理,获得由铁素体、贝氏体以及残余奥氏体组成的多相组织。临界热处理使轧板的组织变得均匀,在厚度方向不同位置处的冲击韧性都得到显著改善,并且在拉伸过程中稳定的残余奥氏体逐步发生应变诱导马氏体相变,提供可持续的加工硬化能力,推迟颈缩的发生,提高均匀延伸率。
彭政务[6]（2016）在《钛微合金化热轧高强度钢板的强韧化机理研究》文中提出海洋工程、船舶、汽车、管线、桥梁、高层建筑及机械工程装备等行业的轻量化对能源、资源的节约和环境保护有着重要意义,可以预期,低成本高强钢将逐步取代目前大量使用的低强度钢。本文基于钛微合金化技术和控轧控冷工艺,采用热模拟试验和中试热轧试验,系统研究了钛微合金钢热加工过程的组织演变规律、析出规律及强韧化机理,为钛微合金化热轧高强度钢板的研发提供理论基础和技术指导。论文主要工作如下:1.成分、组织及强韧化设计:基于低成本高强度钢的性能要求,设计了包括细晶强化、沉淀强化、相变强化、位错及亚结构强化在内的组合强韧化方式,设计了钛微合金钢“低碳贝氏体基体相-发达亚晶结构-位错胞状结构-纳米级TiC弥散相”的多尺度微观组织,选用了“低碳、钛微合金化、Cu-Cr-Ni耐蚀系”的化学成分。2.相变规律研究:研究了钛微合金钢奥氏体连续冷却相变行为和相变组织形态。结果表明,随着冷速的提高,组织逐渐由以铁素体为主的高温转变组织转向以混合贝氏体为主的中温转变组织,屈服强度、显微硬度与冲击韧性总体上呈上升趋势;当冷速超过10℃/s时可获得良好的强度与强韧性配合。3.再结晶规律研究:研究了钛微合金钢热变形过程中动态再结晶行为和组织演变规律,以及形变诱导析出对静态再结晶行为的影响规律。结果表明,高温大变形有利于完全动态再结晶的发生和奥氏体晶粒的细化;形变诱导析出抑制再结晶的发生,从950℃至Ar3的温度区间内适合进行未再结晶控轧。4.TiC等温析出动力学研究:研究了钛微合金钢铁素体区TiC等温析出、长大和粗化的行为规律。结果表明,TiC等温析出-温度-时间曲线呈典型的C形,鼻尖温度在600℃左右;纳米级TiC在铁素体区弥散析出,与基体保持Baker-Nutting位相关系,并产生强烈的强化效果;结合沉淀强化效果的定量计算可以准确测定第二相等温析出动力学曲线,并构建高拟合度的析出动力学方程。5.组织演变和析出规律研究:研究了钛微合金钢控轧控冷过程中组织和位错形态的演变规律,以及TiC析出规律。结果表明,贝氏体组织的形成和细化、高密度位错胞状结构和纳米级TiC在基体上的均匀分布及相互作用是钛微合金钢实现强韧化的核心。6.中试热轧试验研究:结合热模拟实验研究数据,在中试热轧机组进行两阶段控轧试验,全面研究了钛微合金钢“工艺-析出-组织-性能”的对应关系及强韧化机理。结果表明:细晶强化、沉淀强化、位错及亚结构强化对钢的强度贡献均约为200 MPa。
石磊[7]（2014）在《低合金高强钢相变行为及两相区热处理工艺的研究》文中进行了进一步梳理为了保护环境、减轻结构重量和降低成本，低合金高强钢在近年来得到了广泛发展。1.15Ni-0.65Cu-Mo-Nb钢是一种Ni-Mo-Cu型的低合金高强钢，它在C-Mn钢基础上添加了Cu、Ni、Mo、Nb等合金元素，能够显著提高材料的强度和抗腐蚀性能。然而，由于其较高的强度往往会造成屈强比偏高和冲击韧性较低的不足，很大程度上限制了材料的应用。在此背景下，本文采用热模拟试验机、光学显微镜、扫描电子显微镜、电子探针微区分析、透射电子显微镜以及力学性能测试等手段系统研究了低合金高强钢在连续冷却和等温过程中的组织转变和相变行为，并基于此提出了不同的两相区热处理工艺以综合改善微合金钢的力学性能。本文主要的研究内容如下：（1）研究了微合金钢在连续冷却过程中的组织转变和相变行为。当冷速为0.1～1.5°C/s时，显微组织出现“铁素体/珠光体+下贝氏体→铁素体/下贝氏体→铁素体/针状铁素体”的变化，并呈现了一定程度的带状组织。当冷速为3°C/s时，显微组织为全针状铁素体组织。当冷速为4～50°C/s时，显微组织由针状铁素体和马氏体组成。当冷速增加到100°C/s时，显微组织为全马氏体组织。（2）研究了微合金钢在等温过程中的组织转变和相变行为。当等温温度为700620°C时，显微组织为由多边形铁素体和马氏体组成的带状组织。当等温温度为620470°C时，显微组织为针状铁素体/马氏体带状组织。当等温温度降到470°C以下时，显微组织全部为针状铁素体。（3）研究了微合金钢在不同的两相区淬火工艺和两相区正火工艺下的组织变化和相变行为。当采用两相区淬火工艺时，经一次淬火（SQ）工艺得到的组织为带状的多边形铁素体和马氏体，而经二次淬火（IQ）工艺得到的组织由板条状的铁素体和马氏体组成。当采用两相区正火（冷速为3°C/s）工艺时，经一次正火（SN）工艺得到的组织中含有多边形铁素体、针状铁素体和马氏体。经二次正火（IN）工艺得到的组织由板条状的铁素体和针状铁素体复合组织组成。（4）研究了微合金钢在不同的两相区淬火+回火工艺下的力学性能，并分析了奥氏体化温度和两相区温度在该工艺中的作用。经一次淬火+回火（SQT）工艺得到的组织为块状的铁素体和回火马氏体，而经二次淬火+回火（IQT）工艺得到的组织为纤维状的铁素体和回火马氏体。为了使微合金钢获得较好的韧性和屈强比，奥氏体化温度应设定在9001000°C之间，两相区温度应设定在760780°C之间。（5）研究了微合金钢在不同的两相区正火（空冷）+回火工艺下的力学性能。经一次正火+回火（SNT）工艺得到的组织为多边形铁素体和回火针状铁素体组织，而经二次正火+回火（INT）工艺得到的组织由板条状的铁素体和回火针状铁素体组成。同传统的正火+回火工艺（NT）相比，SNT和INT工艺降低了微合金钢的强度和屈强比，但只有INT工艺能提高冲击韧性，而SNT工艺降低了韧性。
沈鑫珺[8]（2017）在《轧制与水冷耦合的控制轧制技术研究》文中认为热轧技术从传统的TMCP（Thermo-Mechanical Control Process）技术发展到以超快冷为核心的新一代TMCP（New GenerationTMCP,简称NG-TMCP）技术,在轧后采用超快速冷却装备替换层流冷却设备,在增大冷却速度的同时,提高冷却精度,通过精确控制冷却路径,实现细晶强化、析出强化和相变强化等多种机制。但在控制轧制阶段,NG-TMCP技术的优势仅体现在提高轧制温度、降低轧制负荷方面,从而有待深入挖掘水冷在轧制阶段的作用。在此研究背景下,本文提出把超快冷引入到控制轧制过程中,对轧制过程中钢板的温度进行精确调控的同时,与轧制相耦合,实现轧制与水冷耦合的控制轧制技术（Rolling and Water-cooling Coupled ControlRolling Process,RCCP）。此技术中的轧制阶段,钢板表层存有冷却和返温的独特热履历现象,可为组织性能调控和钢种开发提供新的思路。本文针对RCCP技术的工艺特点,对其可能发生的组织演变行为进行系统研究,并探讨了织构对韧性的影响规律,取得的主要成果如下:（1）针对RCCP技术中钢板坯表层存在的独特的冷却和返温现象,提出了在奥氏体未再结晶区累积变形后返温,发生再结晶来细化奥氏体晶粒的新工艺。研究表明,当返温温度为低于Tnr的900 ℃和950 ℃时,奥氏体均可发生再结晶;当返温温度为1000 ℃时,在返温过程中即可完全发生再结晶。奥氏体完全再结晶后,最细可把奥氏体晶粒细化至约20 μm。欲实现奥氏体晶粒的大幅度细化,需采用过冷奥氏体温变形返温再结晶工艺。（2）通过RCCP技术中钢板表层存在的冷却和返温现象,提出把循环相变和温变形引入到控制轧制过程中,来细化钢板表层的组织。研究表明,无温变形时,最细可把奥氏体晶粒细化至约10 μm。施加温变形后,可将奥氏体晶粒进一步细化至约5 μm。此外,采用薄板轧制实验研究了循环相变和温变形对组织细化和性能的影响。研究发现,循环相变和温变形新工艺可将铁素体晶粒和珠光体团簇分别由6.8 μm细化至4.7 μm和由5.9 μm大幅度细化至1.3 μm。析出行为的不同使新工艺的钢板,相比粗晶的对比工艺的钢板,具有低的强度。新工艺的钢板具有优异的低温韧性,韧脆转变温度低至—163 ℃。（3）RCCP技术中控制轧制过程施加的冷却,会增大钢坯心部道次间的冷却速度,降低其变形温度,改变变形在两阶段轧制中的分配。研究表明,道次间冷却速度由0.1 ℃/s升高至10 ℃/s时,可将铁素体晶粒由14.0 μm细化至11.5 μm,细化程度达17.9%;变形温度由1100 ℃降至1000 ℃时,可把未再结晶区变形前的奥氏体晶粒和最终的铁素体晶粒分别由60.0 μm细化至34.1 μm和15.5 μm细化至8.8 μm,细化程度均可达43.2%。低终冷温度下当未再结晶区分配的变形量由45%增大至60%时,强烈地促进了铁素体的生成,铁素体体积分数由约40%提高至75.7%,铁素体晶粒由11.9μm细化至6.7μm,强度均在47MPa左右,抗拉强度均在570 MPa左右,但断后延伸率由24.8%提高至30.3%,韧脆转变温度不断降至一91 ℃。（4）通过RCCP技术中冷却和返温的现象,开发出了表层超细晶钢,并研究了钢板表层组织织构的演变规律及其对性能的影响。研究表明,在表层形成了超细晶层,组织演变机制主要为动态回复,铁素体晶粒约为3 μm,超细晶层的厚度占钢板厚度的比例可达28%。超细晶层的织构以旋转立方{100}<011>为主,并含有少量的高斯织构{110}<001>组分,心部的织构为平面应变条件下变形奥氏体的相变织构。超细晶层具有高的强度和低的断后延伸率,超细晶层的具有较高的韧性。（5）基于RCCP技术的工艺特点,提出了两相区温变形开发高强韧钢板的新工艺。研究表明,温变形可以产生拉长的超细晶组织,具有较高强度的a织构组分和Y织构组分。变形温度由810 ℃降至750 ℃时,晶粒尺寸由2.8 μm细化至1.6 μm,a织构组分增强,γ织构组分减弱,屈服强度由521 MPa升高至611 MPa。冲击过程中断口会发生分裂,降低温变形温度会提高开始发生分裂的温度,降低冲击功-温度曲线上的上平台能量值。开发的钢材具有优异的低温韧性,可达到3.5Ni钢的水平。此外,通过此项研究可知,在表层超细晶钢的开发过程中,应采用大的冷却速度来抑制冷却过程中的返温。这既能保证超细晶层的厚度,亦可保证较高的精轧温度,使超细晶层具有优异的低温韧性。
王建景[9]（2021）在《Q1030超高强钢工艺与组织性能研究》文中研究说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。
吴大勇[10]（2015）在《V微合金钢中合金元素对组织与性能影响的研究》文中研究指明本文以V微合金钢的开发应用为目的,探究了V在钢中的作用机理。重点研究了V在高温变形过程中对热变形行为的影响,以及在随后的冷却过程中V、N含量,及其析出物对相变行为的影响,同时找到了一种定量分析V溶解/析出的方法,并以此为基础,结合高速线材生产工艺,探讨了不同过程参数对V微合金钢最终组织和性能的影响。利用Gleeble-3500热模拟试验机热压缩过程研究了C、Si元素对V微合金钢动态再结晶（DRX）行为的影响。结果表明:C含量的改变对应力应变曲线几乎没有影响,对材料本身的变形激活能影响不明显,而Si的添加会增强固溶强化和溶质拖曳作用,使得变形激活能、峰值应力和应变增大。采用应力松弛法研究了C、Si、V对V微合金钢静态再结晶（SRX）行为的影响,并重新计算了Si和V的溶质拖曳作用。结果表明:Si可明显增加静态再结晶的激活能,其溶质拖曳参数SRP为5,即添加0.1 wt%Si与添加0.038 wt%V所起的固溶拖曳作用等同,利用该参数建立了V微合金钢50%静态再结晶时间的模型,该模型同时考虑了V、Si的影响,此外,再结晶过程中的析出会造成较低的Avrami指数。利用Gleeble-3500热模拟试验机并结合组织观察,研究了V微合金钢的冷却转变行为。结果表明:增加V钢中的N含量能够促进V（C,N）的析出,有利于形成晶内铁素体,细化冷却组织,并且使铁素体区明显左移,显著扩大铁素体区。为此设计等温实验定量分析了V（C,N）的析出所引起的晶内铁素体对最终组织的细化能力,就本次实验用钢而言,当V（C,N）其完全析出时可使得钢中晶粒尺寸减小8μm,理论屈服强度增加24 MPa。定量研究了大颗粒析出物（>0.2μm）对应变诱发动态相变的影响。结果显示:增加N含量会促进V的析出物在大的Ti析出物表面快速析出。随后,含V的大析出物会诱发晶内铁素体的形成,明显加速动态再结晶过程,并促使铁素体发生连续动态再结晶（CDRX）,最终使晶粒得到细化。在此基础上,发明了一种定量分析固溶和非溶V、Nb含量的方法。该方法包括化学溶解、离心沉降和电感耦合等离子体原子发射光谱（Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectroscopic,ICP-AES）分析,该方法大大简化了实验操作并缩短了试验周期,以离心沉降为主要思想,不仅直接观察析出物形貌,同时可利用ICP-AES测定固溶含量,其测量结果的精确程度高,误差为±0.0038%。利用Gleeble-3500热模拟试验机模拟了高速线材生产过程,结合组织观察和硬度的测量,就变形温度、吐丝温度、冷却速度和集卷温度四种工艺参数的影响进行了研究。结果表明:在相同变形量,变形速率条件下,变形温度、吐丝温度越低,冷速越大,最后得到的组织越细;变形温度越低,吐丝温度越高,冷速越小,晶内铁素体细化能力越为明显;变形温度、吐丝温度越低、集卷温度接近650 oC,冷速越小,VC析出物越多,其析出强化越明显。细晶强化与析出强化定量计算中发现析出体积分数测量具有一定的误差,同时可以利用公式参数的调整对计算结果进行优化。在材料成分设计时应考虑细晶强化和析出强化的配合,当C、V含量较高时,析出强化可以更为显著甚至超过细晶强化,调整工艺参数使细晶强化与析出强化合理分配,可进一步提高其性能。
二、控制轧制中铁素体晶粒的细化（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、控制轧制中铁素体晶粒的细化（论文提纲范文）
（1）高冷速下双相钢组织形成机理与控制因素研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热轧双相钢国内外生产现状 |
| 1.2.1 国外技术现状 |
| 1.2.2 国内技术现状 |
| 1.3 热轧双相钢化学成分及强化机制 |
| 1.3.1 化学成分 |
| 1.3.2 强化机制 |
| 1.4 热轧双相钢的生产工艺 |
| 1.4.1 双相钢的控制轧制 |
| 1.4.2 双相钢的控制冷却 |
| 1.5 双相钢的低成本制造技术 |
| 1.5.1 薄板坯连铸连轧与流程简约化 |
| 1.5.2 超快冷工艺与合金减量化 |
| 1.6 研究内容及创新点 |
| 1.6.1 研究目的及内容 |
| 1.6.2 关键技术问题和创新点 |
| 第二章 实验钢的冶炼和冷却相变规律 |
| 2.1 TSCR和HCR双相钢合金化方案 |
| 2.2 实验钢的冶炼和检测 |
| 2.3 实验钢冷却相变规律研究 |
| 2.3.1 实验过程与方法 |
| 2.3.2 冷却相变热模拟的实验结果 |
| 2.4 实验室控制冷却参数范围的设定 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 TSCR双相钢TMCP关键工艺研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验过程与方法 |
| 3.2.1 实验钢成分 |
| 3.2.2 实验方案与方法 |
| 3.2.3 性能与组织检验方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 控制轧制工艺实验结果 |
| 3.3.2 控制冷却工艺实验结果 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 控制轧制工艺对实验钢组织形态和力学性能的影响 |
| 3.4.2 控制冷却工艺对600MPa级实验钢组织和性能的影响规律 |
| 3.4.3 控制冷却工艺对780MPa级实验钢组织和性能的影响规律 |
| 3.4.4 Nb元素对实验钢组织和性能的影响规律 |
| 3.5 本章结论 |
| 第四章 合金元素减量下的双相钢控制冷却工艺研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验过程与方法 |
| 4.2.1 实验钢合金减量化成分 |
| 4.2.2 实验方案与方法 |
| 4.2.3 性能与组织检验方法 |
| 4.3 实验结果与分析讨论 |
| 4.3.1 实验钢组织与性能 |
| 4.3.2 控制冷却工艺对实验钢组织和性能的影响规律 |
| 4.3.3 Nb元素和Si元素对780MPa级双相钢组织与性能的影响 |
| 4.4 本章结论 |
| 第五章 低成本高强度热轧双相钢的工业性试制 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 试验过程和方法 |
| 5.2.1 试验钢化学成分 |
| 5.2.2 现场试制工艺 |
| 5.2.3 性能与组织检验方法 |
| 5.3 试制结果与讨论 |
| 5.3.1 600 MPa级试验钢试制结果 |
| 5.3.2 780 MPa级试验钢试制结果 |
| 5.3.3 厚度规格效应 |
| 5.3.4 热轧流程与冷轧流程钢性能和组织的比较 |
| 5.3.5 实际应用情况 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 不同条件下热轧双相钢的力学行为研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 试验过程和方法 |
| 6.2.1 试验钢及试验内容 |
| 6.2.2 试验及检测方法 |
| 6.3 试验结果与讨论 |
| 6.3.1 一次预应变试验结果及讨论 |
| 6.3.2 二次预应变试验结果及讨论 |
| 6.3.3 热轧双相钢低周疲劳性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 总结 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 1 发表论文 |
| 2 发明专利 |
| 3 科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（2）退火和轧制调控微纳结构不锈钢和碳钢组织及其演变机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 块体纳米晶金属材料力学性能 |
| 1.3 微纳结构材料的研究现状及发展趋势 |
| 1.3.1 制备微纳结构金属材料的意义 |
| 1.3.2 微纳结构材料的制备方法 |
| 1.3.3 现存的微纳结构材料制备方法的缺点 |
| 1.3.4 铝热反应法制备微纳结构铁基材料 |
| 1.4 退火对微纳结构金属组织的影响及演化机制研究 |
| 1.5 轧制对微纳结构金属组织的影响及演化机制研究 |
| 1.6 本文的研究意义 |
| 1.7 本文的研究内容 |
| 1.8 展望 |
| 第2章 退火和轧制对铝热法制备的微纳结构304不 锈钢组织的影响及其演化 机制 |
| 2.1 实验过程 |
| 2.1.1 制备过程 |
| 2.1.2 组织表征 |
| 2.2 实验结果 |
| 2.2.1 不同退火时间和温度对 304不锈钢组织的影响 |
| 2.2.2 不同温度和变形量轧制对 304不锈钢组织的影响 |
| 2.2.3 开坯后不同温度和变形量降温轧制对 304 不锈钢组织的影响 |
| 2.3 讨论 |
| 2.3.1 退火过程中 304不锈钢残留应力的去除机制 |
| 2.3.2 退火对 304不锈钢铁素体晶粒尺寸的影响机理 |
| 2.3.3 退火对 304不锈钢奥氏体组织的影响机理 |
| 2.3.4 退火后的组织对 304不锈钢力学性能的作用机制 |
| 2.3.5 轧制对 304不锈钢铁素体晶粒尺寸的影响机理 |
| 2.3.6 轧制对 304不锈钢奥氏体组织的影响机理 |
| 2.3.7 不同温度和变形量轧制后的组织对 304不锈钢力学性能的作用机制 |
| 2.3.8 开坯后不同温度和变形量降温轧制后的组织对 304不锈钢力学性能 的作用机制 |
| 2.3.9 开坯后 700 ℃ 不同变形量轧制后的组织对 304不锈钢晶间腐蚀性能 的作用机制 |
| 2.4 小结 |
| 第3章 退火和轧制对铝热法制备的微纳结构 316L不 锈钢组织的影响及其演 化机制 |
| 3.1 实验过程 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 不同退火时间和温度对 316 L不 锈钢组织的影响 |
| 3.2.2 800 ℃ 不同变形量轧制对 316 L不 锈钢组织的影响 |
| 3.2.3 开坯后不同温度和变形量降温轧制对 316L不锈钢组织的影响 |
| 3.3 讨论 |
| 3.3.1 退火过程中 316L不锈钢残留应力的去除机制 |
| 3.3.2 退火对 316L不锈钢铁素体晶粒尺寸的影响机制 |
| 3.3.3 退火对 316L不锈钢奥氏体组织的影响机理 |
| 3.3.4 退火后的组织对 316L不锈钢力学性能的作用机制 |
| 3.3.5 轧制对 316L不锈钢铁素体晶粒尺寸的影响机制 |
| 3.3.6 轧制对 316L不锈钢奥氏体组织的影响机制 |
| 3.3.7 800 ℃ 不同变形量轧制后的组织对 316L不锈钢力学性能的作用机制 |
| 3.3.8 开坯后不同温度和变形量轧制后的组织对 316L不锈钢力学性能的 作用机制 |
| 3.3.9 开坯后 600 ℃ 不同变形量轧制后的组织对 316L不锈钢晶间腐蚀性能 的作用机制 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 退火和轧制对铝热法制备的微纳结构20钢 组织的影响及其演化机制 |
| 4.1 实验过程 |
| 4.1.1 制备过程 |
| 4.1.2 组织表征 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 退火温度和时间对微纳结构 20 钢组织的影响 |
| 4.2.2 轧制变形量对微纳结构 20 钢组织的影响 |
| 4.3 讨论 |
| 4.3.1 退火温度和时间对 20 钢组织的影响机理 |
| 4.3.2 退火后的微纳珠光体组织对 20 钢力学性能的作用机制 |
| 4.3.3 20 钢组织随轧制变形量的演化机制 |
| 4.3.4 600 ℃ 不同变形量轧制后的组织对20钢力学性能的作用机制 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 退火和轧制对铝热法制备的微纳结构45钢组织的影响及其演化机制 |
| 5.1 实验过程 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 退火温度和时间对微纳结构 45 钢组织的影响 |
| 5.2.2 轧制变形量对微纳结构 45 钢组织的影响 |
| 5.3 讨论 |
| 5.3.1 退火温度和时间对 45 钢组织的影响机理 |
| 5.3.2 退火后的微纳珠光体组织对 45 钢力学性能的作用机制 |
| 5.3.3 45 钢组织随轧制变形量的演化机制 |
| 5.3.4 600 ℃ 不同变形量轧制后的组织对 45 钢力学性能的作用机制 |
| 5.4 小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（3）大变形温轧超细晶钢的制备及其组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 马氏体细化方法 |
| 1.2.1 循环热处理 |
| 1.2.2 低温形变热处理 |
| 1.2.3 中温形变热处理 |
| 1.2.4 高温形变热处理 |
| 1.3 晶粒细化对马氏体相变开始温度、组织与性能的影响 |
| 1.3.1 晶粒细化对马氏体相变开始温度的影响 |
| 1.3.2 晶粒细化对马氏体组织的影响 |
| 1.3.3 晶粒细化对马氏体性能的影响 |
| 1.4 中温形变热处理工艺要求 |
| 1.4.1 碳含量以及合金元素含量 |
| 1.4.2 形变热处理工艺参数控制 |
| 1.5 中温形变热处理钢的组织演变和强韧化机制 |
| 1.5.1 中温形变热处理钢的组织演变 |
| 1.5.2 中温形变热处理钢的强韧化机制 |
| 1.6 课题研究目的、意义和内容 |
| 1.6.1 研究目的和意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 大变形温轧制备超细晶双相钢及其组织与力学性能 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料制备 |
| 2.2.2 热力学计算 |
| 2.2.3 轧制工艺 |
| 2.2.4 显微组织表征 |
| 2.2.5 力学性能测试 |
| 2.3 钢的平衡相图和CCT曲线 |
| 2.4 温轧超细晶双相钢的组织与性能 |
| 2.4.1 超细晶双相钢的微观组织 |
| 2.4.2 XRD分析 |
| 2.4.3 超细晶双相钢的力学性能 |
| 2.5 实验结果分析与讨论 |
| 2.5.1 过冷奥氏体的相变行为 |
| 2.5.2 温轧变形对双相钢组织的影响 |
| 2.5.4 温轧变形对双相钢强塑性的影响 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 镍对大变形温轧超细晶钢的组织与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 合金成分设计 |
| 3.2.2 材料制备与轧制 |
| 3.2.3 热力学计算 |
| 3.2.4 显微组织表征 |
| 3.2.5 力学性能测试 |
| 3.3 相变温度随镍含量的变化 |
| 3.4 XRD分析 |
| 3.5 温轧超细晶钢的组织演变 |
| 3.5.1 金相组织 |
| 3.5.2 扫描电镜组织 |
| 3.5.3 透射电镜组织 |
| 3.6 镍含量对温轧超细晶钢的组织的影响 |
| 3.6.1 镍含量对钢中铁素体的影响 |
| 3.6.2 镍含量对钢中马氏体的影响 |
| 3.6.3 镍含量对钢中残余奥氏体的影响 |
| 3.7 温轧超细晶钢的力学性能变化 |
| 3.7.1 显微硬度 |
| 3.7.2 拉伸性能 |
| 3.7.3 镍含量对钢的强塑性的影响 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 大变形温轧超细晶马氏体钢的组织与力学性能及其强塑化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料制备 |
| 4.2.2 轧制工艺 |
| 4.2.3 热力学计算 |
| 4.2.4 显微组织表征 |
| 4.2.5 力学性能测试 |
| 4.3 XRD分析 |
| 4.3.1 物相分析 |
| 4.3.2 位错密度计算 |
| 4.4 不同变形量下温轧马氏体钢的组织演变 |
| 4.4.1 金相组织观察 |
| 4.4.2 板条马氏体组织演变 |
| 4.4.3 孪晶马氏体组织演变 |
| 4.4.4 残余奥氏体形态 |
| 4.5 温轧变形对马氏体组织的影响 |
| 4.5.1 碳的偏聚现象 |
| 4.5.2 温轧变形对板条马氏体的影响 |
| 4.5.3 温轧变形对孪晶马氏体的影响 |
| 4.6 不同变形量温轧马氏体钢的力学性能 |
| 4.6.1 显微硬度 |
| 4.6.2 拉伸性能 |
| 4.7 温轧马氏体钢的强塑化机制 |
| 4.7.1 温轧马氏体钢的强化机制 |
| 4.7.2 温轧马氏体钢的增塑机制 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 回火对超细晶马氏体钢组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 实验材料制备 |
| 5.2.2 轧制与热处理工艺 |
| 5.2.3 显微组织表征 |
| 5.2.4 拉伸性能测试 |
| 5.3 温轧超细晶马氏体钢的回火组织和力学性能 |
| 5.3.1 物相分析 |
| 5.3.2 扫描和透射电镜分析 |
| 5.3.3 拉伸性能 |
| 5.4 高温回火下超细晶马氏体钢的回复与铁素体再结晶行为 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间已发表或录用的论文 |
| 致谢 |
（4）铸造和热轧高铝304、316L、310S不锈钢组织演化及铝元素作用机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 奥氏体不锈钢的合金化和凝固组织 |
| 1.2.1 奥氏体不锈钢的合金化 |
| 1.2.2 奥氏体不锈钢的凝固组织 |
| 1.3 新型高铝奥氏体不锈钢的研究现状 |
| 1.4 奥氏体不锈钢的热变形行为研究现状 |
| 1.4.1 热轧参数的影响 |
| 1.4.2 化学成分的影响 |
| 1.5 研究问题的提出与研究内容 |
| 第2章 Al元素对铸造、固溶态304不锈钢组织的影响及其作用机理 |
| 2.1 实验过程 |
| 2.2 实验结果 |
| 2.2.1 Al元素对铸造304不锈钢组织的影响 |
| 2.2.2 固溶处理对不同Al含量304不锈钢组织的影响 |
| 2.3 讨论 |
| 2.3.1 Al元素对铸造304不锈钢组织的作用机理 |
| 2.3.2 固溶处理对高铝304不锈钢组织的作用机理 |
| 2.3.3 高铝304不锈钢组织对力学性能和耐腐蚀性能的作用机制 |
| 2.4 小结 |
| 第3章 热轧参数对高铝304不锈钢组织的影响及作用机理 |
| 3.1 实验过程 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 不同轧制温度下高铝304不锈钢显微组织 |
| 3.2.2 不同轧制变形量下高铝304不锈钢显微组织 |
| 3.3 讨论 |
| 3.3.1 轧制温度对高铝304不锈钢组织的作用机理 |
| 3.3.2 轧制变形量对高铝304不锈钢组织的作用机理 |
| 3.3.3 热轧态高铝304不锈钢组织对力学性能和耐腐蚀性能的作用机制 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 Al元素对铸造、固溶态 316L不锈钢组织的影响及热轧参数对组织的影响和作用机理 |
| 4.1 Al元素对铸造、固溶态 316L不锈钢组织的影响 |
| 4.1.1 实验过程 |
| 4.1.2 实验结果 |
| 4.1.3 讨论 |
| 4.2 轧制参数对高铝 316L不锈钢组织的影响 |
| 4.2.1 实验过程 |
| 4.2.2 实验结果 |
| 4.2.3 讨论 |
| 4.3 小结 |
| 第5章 Al元素对铸造、固溶态 310S不锈钢组织的影响及轧制参数对组织的影响和作用机理 |
| 5.1 Al元素对铸造、固溶态 310S不锈钢组织的影响 |
| 5.1.1 实验过程 |
| 5.1.2 实验结果 |
| 5.1.3 讨论 |
| 5.2 轧制参数对高铝 310S不锈钢组织的影响 |
| 5.2.1 实验结果 |
| 5.2.2 讨论 |
| 5.3 小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（5）低温用海洋工程用钢多相组织调控及力学行为研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 海洋工程用钢概述 |
| 2.1.1 海洋工程用钢的分类 |
| 2.1.2 海洋工程用钢的性能要求 |
| 2.2 协变相变产物的晶体学特征与力学性能 |
| 2.2.1 协变相变组织的晶体学特征 |
| 2.2.2 大角度晶界对韧性的影响 |
| 2.2.3 组织可视化和定量化研究 |
| 2.3 多相组织调控 |
| 2.3.1 TMCP工艺 |
| 2.3.2 合金元素的作用 |
| 2.3.3 铁素体和贝氏体/马氏体多相钢 |
| 2.3.4 铁素体和针状铁素体多相钢 |
| 2.3.5 含残余奥氏体多相钢 |
| 2.4 本章小结及课题研究方向 |
| 3 临界变形对多相钢组织及力学性能的影响 |
| 3.1 试验材料及方法 |
| 3.1.1 试验钢的化学成分和TMCP工艺 |
| 3.1.2 力学性能测试 |
| 3.1.3 显微组织观察 |
| 3.2 显微组织及晶体学特征研究 |
| 3.2.1 试验钢的组织形貌学表征 |
| 3.2.2 合金元素在多相组织中的分布 |
| 3.3 贝氏体/马氏体相变的晶体学分析 |
| 3.3.1 贝氏体/马氏体的晶体学表征及原奥氏体重构 |
| 3.3.2 临界变形对贝氏体/马氏体变体选择的影响 |
| 3.4 试验钢的力学行为研究 |
| 3.4.1 力学性能 |
| 3.4.2 低温回火对试验钢力学性能的影响 |
| 3.5 小结 |
| 4 变形制度对多相钢相变行为及低温韧性的影响 |
| 4.1 化学成分及TMCP工艺 |
| 4.2 显微组织特征 |
| 4.2.1 试验钢的组织形貌学表征 |
| 4.2.2 EBSD分析 |
| 4.3 力学性能分析 |
| 4.4 贝氏体/马氏体相变的晶体学分析 |
| 4.4.1 贝氏体/马氏体的晶体学表征及原奥氏体重构 |
| 4.4.2 显微组织对裂纹扩展的影响 |
| 4.5 CGHAZ中的针状铁素体 |
| 4.5.1 冷速对CGHAZ的组织与冲击韧性的影响 |
| 4.5.2 CGHAZ中相变组织的晶体学表征及原奥氏体重构 |
| 4.5.3 CGHAZ中针状铁素体的原位观察 |
| 4.6 小结 |
| 5 Nb含量对铁素体和贝氏体多相钢的组织与性能的影响 |
| 5.1 化学成分及TMCP工艺 |
| 5.2 显微组织特征 |
| 5.2.1 多相组织微观形貌 |
| 5.2.2 Nb含量对试验钢中析出物的影响 |
| 5.3 定量实验 |
| 5.4 Nb含量对力学性能的影响研究 |
| 5.4.1 力学性能 |
| 5.4.2 Nb含量对试验钢力学性能的影响 |
| 5.5 小结 |
| 6 大厚度海洋工程用钢性能均匀性调控 |
| 6.1 化学成分及TMCP工艺 |
| 6.2 显微组织 |
| 6.2.1 热轧板的显微组织 |
| 6.2.2 临界热处理后的组织 |
| 6.2.3 残余奥氏体状态 |
| 6.3 力学性能分析 |
| 6.4 残余奥氏体对力学行为的影响 |
| 6.4.1 残余奥氏体的稳定性 |
| 6.4.2 残余奥氏体对加工硬化行为的影响 |
| 6.5 小结 |
| 7 结论 |
| 8 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 |
（6）钛微合金化热轧高强度钢板的强韧化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 钛微合金钢的研究现状与进展 |
| 1.1.1 国内外含钛钢的发展历程 |
| 1.1.2 钛微合金化高强钢的研究现状 |
| 1.1.3 钛微合金化技术的发展趋势 |
| 1.2 微合金钢含Ti第二相的特性及其对组织性能的影响 |
| 1.2.1 Ti在高温奥氏体中的析出特性与微处理作用 |
| 1.2.2 Ti在热轧过程中抑制再结晶的机理与晶粒细化作用 |
| 1.2.3 TiC在铁基体中的析出特性与沉淀强化作用 |
| 1.3 含钛第二相的析出动力学研究方法 |
| 1.4 微合金钢在热轧和冷却过程中的组织变化 |
| 1.4.1 热轧过程中奥氏体的再结晶行为 |
| 1.4.2 未再结晶区变形后的奥氏体组织 |
| 1.4.3 变形和冷却条件对相变后组织的影响 |
| 1.5 本文的课题来源与要求 |
| 1.6 本文研究背景、内容、目的和意义 |
| 1.6.1 研究背景及意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 研究目的 |
| 第二章 钛微合金钢的强韧化设计 |
| 2.1 微合金化方案选择 |
| 2.2 钛微合金钢的强韧化设计 |
| 2.2.1 强韧化设计原理 |
| 2.2.2 钛微合金钢的组织设计 |
| 2.2.3 钛微合金钢的成分选择 |
| 2.3 熔炼与成分优化 |
| 2.3.1 真空炉熔炼工艺改进与过程控制 |
| 2.3.2 钢坯质量分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 钛微合金钢奥氏体相变规律研究 |
| 3.1 实验材料与方案 |
| 3.2 钛微合金钢的奥氏体化 |
| 3.3 奥氏体连续冷却转变曲线与组织 |
| 3.3.1 奥氏体连续冷却转变曲线分析 |
| 3.3.2 奥氏体连续冷却转变组织分析 |
| 3.4 形变奥氏体相变组织的性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 钛微合金钢奥氏体再结晶规律研究 |
| 4.1 实验材料与方案 |
| 4.2 热变形抗力曲线及奥氏体动态再结晶规律 |
| 4.2.1 变形温度对热变形抗力及再结晶的影响 |
| 4.2.2 变形速率对热变形抗力及再结晶的影响 |
| 4.2.3 变形程度对热变形抗力及再结晶的影响 |
| 4.3 钛微合金钢静态再结晶规律研究 |
| 4.3.1 静态再结晶百分率 |
| 4.3.2 形变诱导析出 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 钛微合金钢中温区TiC析出动力学研究 |
| 5.1 实验材料和方案 |
| 5.2 实验结果与分析 |
| 5.2.1 不同等温条件下钢的屈服应力 |
| 5.2.2 TiC等温析出行为与特征 |
| 5.2.3 强度增量与析出物体积分数的关系 |
| 5.3 钛微合金钢等温析出动力学曲线与建模 |
| 5.3.1 等温析出-温度-时间的关系 |
| 5.3.2 等温析出动力学的数学模型 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 钛微合金钢控轧控冷组织演变和析出规律 |
| 6.1 实验材料与方案 |
| 6.2 实验结果与分析 |
| 6.2.1 控制轧制对组织与TiC析出的影响研究 |
| 6.2.2 加速冷却对组织与TiC铁素体区析出的影响研究 |
| 6.2.3 形变诱导析出与TiC铁素体区等温析出的关系研究 |
| 6.2.4 等温处理对位错形态和TiC析出的影响研究 |
| 6.3 钛微合金钢控轧控冷参数优化 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 钛微合金化热轧高强度钢板的中试研究 |
| 7.1 实验材料与方案 |
| 7.2 实验结果与分析 |
| 7.2.1 钛微合金钢控轧控冷条件下的显微组织 |
| 7.2.2 含钛析出相的SEM分析 |
| 7.2.3 TiC析出相与位错形态的TEM分析 |
| 7.2.4 含钛析出相的物理化学相分析 |
| 7.3 钛微合金钢力学性能与强化机制分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 全文结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 答辩委员会对论文的评定意见 |
（7）低合金高强钢相变行为及两相区热处理工艺的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 低合金高强钢概述 |
| 1.2.1 低合金高强钢的发展现状 |
| 1.2.2 低合金高强钢的合金化原理 |
| 1.2.3 低合金高强钢的热机械控制工艺 |
| 1.2.4 低合金高强钢的强韧化机制 |
| 1.3 低合金高强钢的相变研究 |
| 1.3.1 低合金高强钢的相变产物 |
| 1.3.2 低合金高强钢的带状组织 |
| 1.4 两相区热处理工艺简介 |
| 1.4.1 两相区工艺的概念与微观组织 |
| 1.4.2 两相区工艺的性能特征 |
| 1.5 本文的研究背景及内容 |
| 1.5.1 研究背景 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 低合金高强钢连续冷却过程中的组织演变及相变行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验工艺 |
| 2.3 中低冷速（0.1～3°C/s）组织 |
| 2.3.1 低冷速（0.1～0.2°C/s）显微组织 |
| 2.3.2 中冷速（0.5～3°C/s）显微组织 |
| 2.3.3 中低冷速带状组织的形成机理 |
| 2.3.4 相变行为分析 |
| 2.3.5 相变停滞现象 |
| 2.4 高冷速（4～100°C/s）组织 |
| 2.4.1 高冷速显微组织 |
| 2.4.2 高冷速带状组织的形成机理 |
| 2.5 CCT 曲线 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 低合金高强钢等温过程中的组织演变及相变行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验工艺 |
| 3.3 显微组织特征 |
| 3.4 TTT 曲线 |
| 3.5 针状铁素体的不完全转变现象 |
| 3.5.1 不完全转变机理 |
| 3.5.2 相变动力学分析 |
| 3.6 等温温度对 Ms点的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 低合金高强钢两相区工艺中的组织演变及相变行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 两相区淬火工艺 |
| 4.2.1 实验工艺 |
| 4.2.2 显微组织 |
| 4.2.3 相变过程分析 |
| 4.2.4 带状组织的演变机理 |
| 4.2.5 两相区淬火工艺对 Ms点的影响 |
| 4.3 两相区正火工艺 |
| 4.3.1 实验工艺 |
| 4.3.2 显微组织 |
| 4.3.3 相变过程分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 两相区淬火+回火工艺对低合金高强钢组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验设计 |
| 5.3 两相区淬火+回火工艺中奥氏体化温度的作用 |
| 5.3.1 奥氏体化温度对显微组织的影响 |
| 5.3.2 奥氏体化温度对力学性能的影响 |
| 5.4 两相区淬火+回火工艺中两相区温度的作用 |
| 5.4.1 两相区温度对显微组织的影响 |
| 5.4.2 两相区温度对力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 两相区正火+回火工艺对低合金高强钢组织及力学性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验设计 |
| 6.3 显微组织 |
| 6.3.1 回火前组织 |
| 6.3.2 回火后组织 |
| 6.4 回火前不同工艺对力学性能的影响 |
| 6.4.1 硬度及拉伸性能分析 |
| 6.4.2 冲击韧性分析 |
| 6.5 回火后不同工艺对力学性能的影响 |
| 6.5.1 硬度及拉伸性能分析 |
| 6.5.2 冲击韧性分析 |
| 6.6 力学性能讨论 |
| 6.6.1 铁素体形貌对力学性能的影响 |
| 6.6.2 回火期间碳化物析出对力学性能的影响 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（8）轧制与水冷耦合的控制轧制技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热轧技术简介 |
| 1.2.1 传统TMCP技术 |
| 1.2.2 NG-TMCP技术 |
| 1.2.3 轧制中施加水冷的技术 |
| 1.3 轧制与水冷耦合的控制轧制技术的提出 |
| 1.4 RCCP技术下钢板表层奥氏体的再结晶细化控制 |
| 1.4.1 奥氏体动态再结晶 |
| 1.4.2 奥氏体亚动态再结晶 |
| 1.4.3 奥氏体静态再结晶 |
| 1.5 RCCP技术下循环相变和温变形细化钢板表层组织的机理 |
| 1.6 RCCP技术下钢板心部组织细化及变形分配行为 |
| 1.7 RCCP技术下的织构控制及强韧化机理 |
| 1.8 本文的研究背景、意义及内容 |
| 1.8.1 本文的研究背景和意义 |
| 1.8.2 本文的研究内容 |
| 第2章 RCCP技术下钢板表层奥氏体的再结晶行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料和方法 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.4 分析与讨论 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 RCCP技术下循环相变和温变形对钢板表层组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料和方法 |
| 3.2.1 热模拟实验 |
| 3.2.2 薄板轧制实验 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 热模拟实验结果 |
| 3.3.2 薄板轧制实验结果 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 循环相变和温变形条件下的组织细化机理 |
| 3.4.2 循环相变和温变形对性能的影响 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 RCCP技术下钢板心部组织细化及变形分配行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料和方法 |
| 4.2.1 再结晶区道次间冷却速度增加 |
| 4.2.2 再结晶区变形温度降低 |
| 4.2.3 变形分配行为 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 再结晶区不同道次间冷却速度下的组织 |
| 4.3.2 再结晶区不同变形温度下的组织 |
| 4.3.3 不同变形分配下实验的组织和性能 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 再结晶区道次间冷却速度增加细化组织的机理 |
| 4.4.2 再结晶区变形温度降低细化组织的机理 |
| 4.4.3 变形分配对组织演变和性能的影响 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 RCCP技术下表层超细晶钢的制备技术 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料和方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 钢板不同厚度位置的组织和织构 |
| 5.3.2 超细晶层的力学性能 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 表层超细晶层的形成机理和织构演变规律 |
| 5.4.2 超细晶层的强化机理及韧性分析 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 RCCP技术下高强韧钢板的织构控制及开发 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料和方法 |
| 6.2.1 相变仪实验 |
| 6.2.2 两相区温变形实验 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 温变形前的微观组织结构 |
| 6.3.2 温变形过程中的组织织构演变规律 |
| 6.3.3 实验钢的拉伸性能 |
| 6.3.4 实验钢冲击断口的分裂和韧性 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 温变形过程中组织演变机制 |
| 6.4.2 温变形工艺的强化机制 |
| 6.4.3 温变形工艺的韧化机制 |
| 6.5 小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）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 |
（10）V微合金钢中合金元素对组织与性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 V的特性及应用 |
| 1.2.1 V的基本特性 |
| 1.2.2 V在钢中的应用 |
| 1.3 V对奥氏体变形行为的影响 |
| 1.3.1 V在奥氏体中的溶解 |
| 1.3.2 V钢的再结晶与析出行为 |
| 1.4 V钢的铁素体相变行为 |
| 1.4.1 晶内铁素体的形核机制 |
| 1.4.2 晶内铁素体的形态 |
| 1.5 V在铁素体中的析出行为 |
| 1.6 V的析出对钢组织及其性能的影响 |
| 1.7 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热力学模拟实验 |
| 2.3 合金元素V、Nb、Ti的定量方法 |
| 2.3.1 具备可TEM观察型的定量方法 |
| 2.3.2 具备尺寸选择型的定量方法 |
| 2.3.3 微量元素的定量测定实验 |
| 2.4 微观组织分析 |
| 2.4.1 OM组织观察 |
| 2.4.2 TEM组织观察 |
| 2.4.3 SEM拉伸断.形貌分析 |
| 2.4.4 EBSD观察 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 第3章 C、Si、V元素对V微合金钢热变形行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 应力-应变曲线 |
| 3.3.2 应力松弛曲线分析 |
| 3.4 分析讨论 |
| 3.4.1 V、Si的拖曳效应 |
| 3.4.2 静态再结晶动力学模型 |
| 3.4.3 析出 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 C、N、V元素对V微合金钢相变动力学的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料和方法 |
| 4.3 V微合金钢连续冷却转变行为 |
| 4.3.1 未变形连续冷却转变组织及CCT曲线 |
| 4.3.2 变形后连续冷却转变组织及CCT曲线 |
| 4.3.3 晶内铁素体的细化能力 |
| 4.4 分析讨论 |
| 4.4.1 变形对相变的影响 |
| 4.4.2 V、N对相变的影响 |
| 4.4.3 析出物对晶内铁素体的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 析出物对应变诱导相变的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.4 讨论与分析 |
| 5.4.1 含V析出物对晶内铁素体形核的影响 |
| 5.4.2 晶粒细化 |
| 5.4.3 微合金钢中多尺度颗粒物对性能的探讨 |
| 5.4.4 定量方法的探究与优化 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 高速线材生产过程的实验模拟 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料及方法 |
| 6.3 不同工艺下的金相组织及分析 |
| 6.4 分析讨论 |
| 6.4.1 不同工艺条件对组织的影响 |
| 6.4.2 不同工艺条件对硬度的影响 |
| 6.4.3 工艺优化 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
四、控制轧制中铁素体晶粒的细化（论文参考文献）
- [1]高冷速下双相钢组织形成机理与控制因素研究[D]. 刘斌. 武汉科技大学, 2019(08)
- [2]退火和轧制调控微纳结构不锈钢和碳钢组织及其演变机制[D]. 魏福安. 兰州理工大学, 2016(01)
- [3]大变形温轧超细晶钢的制备及其组织与力学性能研究[D]. 吕立锋. 上海交通大学, 2018(01)
- [4]铸造和热轧高铝304、316L、310S不锈钢组织演化及铝元素作用机制[D]. 孟倩. 兰州理工大学, 2016(12)
- [5]低温用海洋工程用钢多相组织调控及力学行为研究[D]. 孙明煜. 北京科技大学, 2020(01)
- [6]钛微合金化热轧高强度钢板的强韧化机理研究[D]. 彭政务. 华南理工大学, 2016(05)
- [7]低合金高强钢相变行为及两相区热处理工艺的研究[D]. 石磊. 天津大学, 2014(11)
- [8]轧制与水冷耦合的控制轧制技术研究[D]. 沈鑫珺. 东北大学, 2017(06)
- [9]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)
- [10]V微合金钢中合金元素对组织与性能影响的研究[D]. 吴大勇. 燕山大学, 2015(01)