一、铁素体与渗碳体存在于晶界时的鉴别方法（论文文献综述）
赵晓丽[1]（2019）在《高强塑积中锰钢氢脆敏感性的研究》文中认为研发强塑积在30 GPa·%以上的中锰钢是兼顾实现汽车轻量化和提高碰撞安全性,保证经济性和生产可行性的一个重要途径。尽管研发的各种中锰钢的强塑性等力学性能得到了较大幅度提升,但要大规模地应用于汽车部件制造,仍需解决材料在制造和服役过程中面临的氢脆等系列难题。在此背景下,本文以工业试制的典型中锰钢0.1C-5Mn为研究对象,采用电化学充氢、氢热分析、慢应变速率拉伸、扫描电镜及透射电镜等实验手段,系统地研究了其在热轧、冷轧和温轧后进行两相区退火处理以及温热成形工艺下的氢脆行为,揭示了超细复相组织中锰钢的氢致裂纹形核与扩展规律,着重分析了奥氏体稳定性及碳化物对中锰钢氢脆敏感性的影响,探讨了回火处理改善中锰钢氢脆敏感性的技术途径。得到如下主要结论:热轧实验钢两相区退火处理后因仍保留了原奥氏体晶界,而呈现出较高的氢脆敏感性。对此,探讨了回火处理对热轧+退火实验钢氢脆敏感性的影响规律。结果表明,当回火温度低于400℃时,强塑积仍能达到31 GPa·%,以相对塑性（延伸率）表征的氢脆敏感性指数（HEI）由热轧+退火时的62%降低到400℃回火时的16%;当回火温度为500℃时,强塑积虽然降低了约16%,但HEI仅为4%;继续提高回火温度至600℃时HEI反而升高至45%。实验钢氢脆敏感性随回火温度的这种变化主要归因于回火过程中奥氏体和渗碳体等组织的变化。因此,合适回火处理可在不明显降低强塑积的情况下作为改善热轧+退火中锰钢氢脆敏感性的一种有效方法。研究了两相区退火处理时间及回火处理对冷轧实验钢氢脆敏感性的影响规律。结果表明,冷轧中锰钢经两相区退火处理后可获得等轴状逆转变奥氏体+铁素体的复相组织,在退火10 min时可得到最佳的强塑积。随着退火时间的延长,冷轧退火实验钢氢脆敏感性显著增加,HEI从退火5 min时的12%迅速增加到退火60 min时的62%。充氢断口起裂区呈现典型的空心韧窝及包含新鲜马氏体（由奥氏体变形后转变）晶粒的实心韧窝的混合断裂模式,这种实心韧窝本质上是在应力作用下氢致裂纹沿新鲜马氏体与铁素体的界面萌生与扩展而形成的一种脆性沿晶断裂。氢脆断裂行为主要与退火过程中逆转变奥氏体的含量及其机械稳定性等因素有关。低温回火对于冷轧退火实验钢的强塑积和氢脆敏感性均影响较小,500°C高温回火处理则可使10 min退火样的氢脆敏感性大幅度降低,但对于360 min退火样则影响的幅度较小。对实验钢经过温轧处理后氢脆敏感性的研究结果表明,实验钢温轧后进行两相区退火处理可获得具有细小的等轴状+板条状奥氏体的复合组织形貌,较冷轧退火样具有更为优异的塑性和强塑积;随着温轧样退火时间增加,奥氏体稳定性逐渐降低,氢脆敏感性增加。与热轧退火样不同,温轧实验钢在退火过程中发生了回复和再结晶,原奥氏体晶界消失,因而氢脆敏感性得到明显改善,此外,温轧退火实验钢由于含有部分稳定性较高的细小板条状奥氏体,因而充氢试样的分层断裂也有助于提高氢脆抗力。研究了加热温度对温热成形中锰钢氢脆敏感性的影响。结果表明,氢脆敏感性随加热温度的升高呈现先升高后逐渐降低的趋势,这一变化主要与实验钢的组织和强度有关。加热温度为850℃时获得了最佳强塑积,但其氢脆敏感性也高达74%。温热成形中锰钢氢脆断口均为脆性沿晶断裂。加热温度为950℃的热成形22MnB5钢氢脆敏感性优于加热温度为850℃的中锰钢,这主要是由于22MnB5钢中析出了大量的碳化物作为氢陷阱,从而改善了其氢脆敏感性。
陶素芬[2]（2015）在《700MPa级海洋平台用钢成分、组织与性能的研究》文中进行了进一步梳理随着海洋开发的快速发展,对高强度海洋平台用钢需求越来越大。研发出具有高强度、高韧性、低成本的具有竞争力的新钢种是国内各钢厂追求的目标,EQ70海洋平台用钢应运而生。Ni含量为2.10%的1#EQ70作为最新研发的低合金高强度调质钢,其热力学数据和动力学特性曲线等缺乏；虽然它的力学性能都能满足要求,但是,作为板材,其横、纵向冲击功差异较大,不能满足用户的要求。因此,本文在1#EQ70钢成分的基础上,设计了四组Nb含量不同的钢,围绕着减少横纵向冲击性能差异、降低生产成本开展了一系列轧制工艺及热处理方式的研究。本文应用Thermo-Calc热力学软件,对实验用钢的平衡析出相以及析出相中各组元随温度的变化关系进行了计算；应用Gleeble3800热模拟试验机对实验钢的临界相变点和静态再结晶行为进行了研究,并分别应用JMatPro软件和DIL805A热膨胀仪对其连续冷却转变曲线（CCT）进行了计算与测定。Thermo-Calc计算结果表明,平衡状态下不同成分的EQ70钢中的平衡相种类较多,主要有铁素体、奥氏体、MX、 MnS、 M23C6、 M7C3、 AlN和NbC等相。应用Gleeble3800热模拟机测得3#钢的Ac1和Ac3分别为709和811℃,4#钢的Ac1和Ac3分别为719和840℃。含铌实验用钢的静态再结晶开始温度约为950℃,不含Nb的实验用钢的静态再结晶温度约为900℃。CCT测定结果表明：1#EQ70钢马氏体转变开始的临界冷速是2℃/s,冷速小于2℃/s时组织全部为贝氏体,冷速大于5℃/s后组织全部转变为马氏体。在研究得到的热力学和动力学数据的基础上,对奥氏体化温度和保温时间对横、纵向奥氏体晶粒长大行为的影响进行了研究,对Ni、Nb含量变化以及轧制和热处理工艺对实验用钢的组织和力学性能的影响进行了分析。结果表明：奥氏体化温度低于950℃时,加热温度和保温时间对奥氏体晶粒的影响不大,所以,实验用钢调质热处理时淬火加热应在950℃以下进行。奥氏体化温度为1000℃和1050℃时,保温时间由4h增加到5h后,晶粒长大明显,这与AlN完全溶解和少量的NbC粗化有关；温度由1050℃增加到1100℃时,奥氏体晶粒的长大是因为AkN完全溶解了,并且大量NbC粗化。在850～1200℃实验温度范围内,横、纵向奥氏体晶粒尺寸差异不大,二者具有相同的长大规律,所以,奥氏体晶粒在横、纵向变形程度不一致不是引起1#实验钢的横、纵向冲击性能差异的主要因素。经两相区淬火+回火、循环淬火+回火和调质热处理后的试样,Ni含量为2.10%的1#钢在-20～-100℃范围内的冲击功都明显高于Ni含量为1.47%的2#钢。经两相区淬火与回火热处理,1#钢的-60℃冲击功依然能满足要求,并且比调质处理后的高,-40℃时的冲击功与循环淬火后的相差不大。所以,为了保证钢的低温韧性,在设计Nb含量不同的四种钢时,Ni含量选取2.1%。对于四种不同Nb含量的实验用钢,轧制+回火热处理后的力学性能都不能满足要求。所以,不能通过缩短生产流程来降低成本。与不加Nb的3#钢相比,加入0.02%Nb的4#钢,经轧制+回火热处理后的,其强度、韧性提高,横纵向冲击功的差异减小。Nb含量进一步增加到0.03%后,强度几乎没有变化,但是横、纵向冲击性能的差异扩大。所以,选取4#钢作为研究对象,研究了终轧温度、轧后冷速以及热处理工艺变化对其组织和力学性能的影响。结果表明,经850℃C终轧+水冷工艺轧制,并采用两相区淬火+回火热处理,4#钢试样的综合性能最好,其横纵向冲击功差异最小,试样的冲击韧性可达到F级。与国内研发的1#钢相比,4#钢的Mo和Nb含量更低,更节约合金元素；与其调质热处理工艺相比,本研究中应用的两相区淬火与回火工艺的加热温度更低、耗能更少、加热所需时间更短；与其力学性能相比,4#钢的强度更高、塑性和韧性更好、屈强比更低,横纵向冲击功几乎没有差异,并且-60℃的冲击功仅比-40℃略小。
李传维[3]（2016）在《核电压力容器大型锻件组织与性能研究及热处理数值模拟》文中指出随着第三代核电站的设计寿命和安全要求的提高,压力容器锻件呈现出大型化、一体化的趋势。目前国内核电需求旺盛,研究大型锻件热制造过程的组织性能演变,保障核电大型锻件稳健生产势在必行。本文研究了核电大型锻件SA508Gr.3钢的相变动力学和组织演变规律,建立了组织与性能之间的定量关系,并采用有限元方法模拟了典型核电压力容器锻件一体化顶盖的调质热处理工艺过程,实现了基于温度场-组织场-性能场的热处理工艺优化。首先,本文研究了SA508Gr.3钢加热和冷却过程中的相变动力学规律,获得了连续加热奥氏体相变动力学（CHT）、奥氏体等温相变动力学（IHT）、TTT和CCT等整套的相变基础数据;研究了不同回火工艺条件下回火度与时间的关系,建立了描述回火过程的动力学曲线。采用JMAK方程描述扩散型相变,包括奥氏体化相变、贝氏体相变和回火转变,分别确定了三类相变动力学方程中的各个模型参数,包括指数n,指前因子lnk0,相变激活能Q等。采用K-M方程描述马氏体相变,确定了与温度相关的模型参数α。其次,研究了SA508Gr.3钢加热、冷却及回火过程中的组织演变规律。对于初始为贝氏体和铁素体的正火组织,在奥氏体化加热过程中,奥氏体首先在晶界或板条界处形核长大,富碳的贝氏体区域先于贫碳的铁素体区域发生奥氏体相变。探讨了连续冷却过程中不同冷速条件下马氏体组织、马氏体贝氏体混合组织、混合贝氏体组织以及先共析铁素体贝氏体混合组织的形成机理和形貌,同时确定了发生马氏体相变的临界冷速约为50℃/s,不发生铁素体转变的临界冷速约为1℃/s。结合热力学计算和显微结构分析,表征了淬火组织在回火过程中的主要变化,包括M/A的分解、碳化物的析出和粗化、以及贝氏体铁素体在高温下的再结晶。再次,研究了奥氏体晶粒度、贝氏体条束尺寸、M/A相的体积分数、碳化物尺寸及分布等对力学性能的影响。结果表明,粗大奥氏体晶粒、块状铁素体组织、M/A相、晶界大颗粒碳化物均不利于冲击性能;应在保证奥氏体化完全的前提下应尽量降低奥氏体化温度,提高淬火冷速以避免块状铁素体出现,采用适当的回火工艺以消除M/A相和晶界大颗粒碳化物。在此基础上确定了SA508 Gr.3钢的调质热处理加热、淬火、回火的工艺窗口,即:奥氏体化温度为890910℃,淬火无铁素体形成的临界冷速为1℃/s,回火温度为640℃655℃,回火时间为5h10h。建立了基于各相硬度及体积分数加权平均方法的淬火组织硬度预测模型,利用回火动力学方程可进一步获得材料回火后的硬度和强度。确定了示波冲击曲线上决定材料冲击性能的三个关键参数（屈服载荷、最大载荷、非稳定裂纹扩展位移）与硬度的量化关系,建立了基于冲击断裂机制的材料冲击功预测方法。最后,采用本文确定的相变动力学模型和建立的力学性能预测方法,对SA508Gr.3钢一体化顶盖大型锻件的调质热处理过程进行了温度-组织-性能多场耦合的模拟,优化了加热、淬火和回火工艺。模拟结果表明:在440℃/2h和650℃/5h阶梯加热条件下,900℃保温7.5h可保证大型锻件的温度场均匀。对比碗口向上和碗口向下两种吊装方式,采用碗口向上吊装淬火方式取样位置的平均冷速约为1.1℃/s,达到无铁素体形成的临界冷速,而碗口向下的平均冷速仅为0.3℃/s。对碗口向上淬火的锻件,在650℃回火8h后能得到相对均匀的性能场。本文在研究SA508Gr.3钢相变过程工艺-组织-性能关系的基础上,通过调质热处理全过程的数值模拟,获得了一体化顶盖大型锻件在奥氏体加热、淬火冷却及回火过程中的组织演变规律,确定了调质热处理过程的温度-组织-性能的时间和空间分布,进一步优化了热处理工艺,并在生产实践中得到了应用验证。
张凯[4]（2011）在《超高强度管线钢组织性能控制与工艺研究》文中认为随着管道工程的快速发展,高强、高韧、高塑性管线钢的研究与开发日益受到重视。目前,X100和X120作为超高强度管线钢由于具有高强韧性、抗氢致裂纹（HIC）性能、抗硫化氢应力腐蚀开裂（SSCC）性能以及抗应力腐蚀开裂（SCC）性能,可以保证管线安全、降低输送成本等优点,被预测为未来最有可能全面应用的超高性能管线钢。目前通过调整控轧控冷工艺（TMCP）,利用低温大压下和微合金化途径生产高钢级管线钢存在着设备要求苛刻、微合金化成本过高、生产效率低下等问题。本文通过热模拟技术、控轧控冷工艺手段、力学性能测试及显微分析方法,对X100管线钢成分设计、轧制、冷却工艺及其组织性能进行系统研究；同时,对X120管线钢提出了“控轧+弛豫+快速冷却”、“控轧+间歇式快速冷却”以及热处理工艺路线,对其强韧性和组织的变化规律进行研究。论文主要工作及研究成果如下：（1）在MMS-200热模拟试验机上,研究了Mn-Nb-Mo-Ti系X100和Mn-Nb-Mo-B-Ti系X120实验钢高温奥氏体热变形行为及等温过程中静态再结晶,分别计算出实验钢的动态再结晶激活能和静态再结晶激活能,并确定了动态再结晶特征参数。分析研究结果表明,随变形温度的降低和应变速率的提高,实验钢动态再结晶与静态再结晶均难以发生；随变形量的增加,形变存储能增加,静态再结晶速率加快。利用最小二乘法确定X120管线钢的动态、静态再结晶激活能均高于X100。含B的X120无论是峰值应力、应变还是临界应力、应变也都比X100要高,对于没有明显峰值点的应力-应变曲线,也有可能发生动态再结晶,需通过应变硬化率和应力的关系来确定是否有极小值点,从而确定是否发生动态再结晶。（2）通过对奥氏体连续冷却相变行为的研究,测定了不同变形条件下X100和X120实验钢的奥氏体连续冷却相变动力学曲线（CCT曲线）。结果表明,变形量的增加与变形温度的降低均显著加速了相变,使针状铁素体和粒状贝氏体开始相变温度显著提高；合金元素B的添加,抑制先共析铁素体和中温转变组织的形核,促进下贝氏体相变,扩大下贝氏体相变区域,使CCT曲线变得更加扁平；B元素的添加还抑制下贝氏体板条束长大,起到细化晶粒的作用。（3）通过轧制工艺热模拟试验,研究加热温度、轧制和冷却工艺参数对组织及细化作用的影响。分析结果表明,对奥氏体、M/A组元和析出相等显微组织采用热加上过程的全过程控制的方法,即精确控制加热温度、粗轧、精轧和冷却速度等工艺参数,能获得最佳的组织细化效果。（4）在实验轧机上对Mn-Nb-Mo-Ti系及高Nb系X100实验钢进行了控轧控冷实验,通过TMCP工艺与HTP工艺的钢板的组织、性能比较。结果表明,与TMCP工艺相比,通过HTP工艺实验钢组织基体内部晶粒度小于TMCP工艺,强度、低温冲击韧性和延伸率方面都有不同程度的降低,但HTP工艺较显著地改善其屈强比。其中,Mn-Nb-Mo-Ti系X100实验钢最优工艺参数为：精轧开轧温度780℃～800℃,终轧温度760℃～780℃,终冷温度440℃～460℃,冷却速度30℃/s左右。此工艺钢板屈服强度达到751MPa,抗拉强度为894MPa,延伸率为20.6%,-20℃夏比冲击功达到247J,韧脆转变温度为-62℃。根据热变形工艺回归公式推算,屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为769MPa,907MPa,19.7%,与实际值相吻合。（5）通过对X120超高强度管线钢弛豫阶段中温转变组织超细化原理分析,提出“控轧+弛豫+快速冷却”新型工艺路线。通过调整水冷开冷温度来控制软相针状铁素体的数量,在弛豫过程中,晶内通过变形位错重新排列,形成了位错胞状结构和亚晶,并通过随后的快速冷却将弛豫过程形成的亚晶界快速形核,生成硬相组织（接近马氏体组织的下贝氏体）,这种针状铁素体+下贝氏体的复相组织不仅具有很高的强度,还具有良好的塑韧性,软相组织的加入优化屈强比和抗大变形性能。理想的工艺参数为：终轧温度800℃左右,弛豫至650℃附近,冷却速度稍高于50℃/s,终冷温度400℃附近。（6）采用“控轧+间歇式冷却”工艺,研究了轧制、冷却参数对X120超高强度管线钢组织性能的影响。通过降低终轧温度,使在较低温度下充分变形的奥氏体中产生高畸变积累,在高冷却速度下,迅速在奥氏体向铁素体相变的动态相变区前终止冷却,进入到弛豫阶段,得到针状铁素体或粒状贝氏体等中温转变组织,并通过随后的快速冷却至Ms以下,得到低温下贝氏体/马氏体组织。最优的工艺参数为：终轧温度850℃左右,冷却速度均为50℃/s以上冷却至560℃弛豫区间,弛豫时间为10s。这种硬化奥氏体不仅提供了弛豫过程中软相针状铁素体相变所需的能量,而且在其基体中形成大量的形变带,为最终相变组织提供足够的形核位置,该工艺板材力学性能优良。（7）对比研究了不同在线热处理工艺对X120级管线钢组织性能的影响。结果表明,在450℃保温40min的回火工艺下,采用直接淬火工艺实验钢回火后组织中大角度晶界百分含量略大于两段式淬火上艺。但采用两段式淬火工艺实验钢综合力学性能均优于直接淬火工艺,且在450℃～500℃回火后,各项指标均达到X120管线钢性能标准。从节能减排环保角度出发,采用轧后直接两段式淬火+回火工艺开发一种既有高强韧性,又有高稳定性的热处理钢板,可作为X120超高强度管线钢热处理工艺储备。
吴化[5]（2007）在《低合金高强度高塑性复相钢材的成分设计》文中进行了进一步梳理就全世界而论,作为传统产业的钢铁工业,已经过了它的鼎盛时期。但钢铁材料的固有优势（使用和加工性能优异,回收率高,价格低等）导致世界钢铁工业仍然存在发展空间,钢产量仍在持续增加。尽管我国已经成世界上钢产量最多的国家,但是,在资源、能源和环境等人类可持续发展的总体水平要求下,钢铁材料还面临诸多的挑战,如生产成本增高（原料成本和人工工资增高等）和钢材价格降低（钢制品价格下降,从而要求钢材降价等）的压力,面临挑战和机遇,其对策是获得市场比较优势。提高结构材料的性能是获得比较优势的永恒课题。以信息技术快速、节约、准确设计高性能结构材料是获得比较优势的重要途径,也是钢铁企业生存发展的必由之路。高性能结构材料是指高比强度、高比刚度、高比强延积、耐高温、耐腐蚀和抗磨损的新结构材料,与目前已广泛使用的结构材料相区别,也称为现代结构材料或先进结构材料。这类材料的使用数量将逐渐增多,取代传统结构材料的比率也将逐渐增大。低碳低合金钢通过优化设计,可以获得最佳的成分、组织和性能的配合,达到高的强塑积（σ×δ）和性能价格比,作为高性能结构材料有良好的发展应用空间。应用信息技术的目的就是在明确材料使用性能要求的前提下,搜集满足该性能的材料的组分,组织结构,合成方法等数据、经验（包括秘方等）公式等信息,将其进行综合处理,分析得出最佳结果（或理论公式）从而免去“大海捞针”式的反复实验的做法,快速、简捷、准确设计出新材料,尽早投产应用。通过对目前国内外普遍应用的低碳低合金高强度钢的现状分析,可以看出:低碳、低合金通过合金化、微合金化,并且与先进技术和先进工艺相结合起来生产制造,可获得多种类、多相组织的结合,如铁素体+珠光体、铁素体+马氏体、空冷贝氏体、板条马氏体、铁素体+贝氏体+马氏体+残余奥氏体、贝氏体+马氏体+残余奥氏体等,从而赋予该类钢高强度、高塑性和高的韧性。即具有复相组织的低碳低合金钢,可以具有高强度和高的塑韧性配合。在归纳总结低碳低合金复相钢{贝氏体+[残余奥氏体+马氏体（或回火马氏体）+铁素体]少量}相变临界点和转变动力学有关数据的基础上,建立了计算复相钢中临界点和关键点即相变动力学中转变开始点和转变终了点的计算公式;运用已有的研究成果和低碳低合金高强度钢的相变强化理论,提出了按性能要求设计先进低碳低合金复相钢的成分和组织的计算公式。并对其进行了验证:试验结果与计算得到的该钢的TTT图和CCT图相比较,基本吻合,满足设计要求。钢的过冷奥氏体转变动力学特点,即钢的锻后实际冷却速度Vr有:VB＞Vr≥VF＞VP;合金元素引起的Bs下降值与Ms下降值的比值（即△BsΔMs值）尽量取高值,可以获得良好的强韧性配合。针对调质钢制造汽车前梁出现的问题和不足,运用所提出的低碳低合金高强度高塑性钢成分设计公式,设计了一种锻后空冷可获得以贝氏体为主的非调质复相钢20Mn2SiVB,其抗拉强度σb≥900MPa。经工业冶炼轧制,锻造生产,制成汽车前梁,其主要化学成分为（wt%）;0.18C,2.05Mn,0.84Si,0.12V,0.0043B,0.057S;显微组织和主要力学性能（1250℃锻后空冷）:贝氏体+（残余奥氏体+铁素体+马氏体）少量;σb=963.4MPa,σs=635.4MPa,δ=13.9%,ψ=43%,HB=290,ak=67J/cm2,Nf=200×104次,达到了设计要求。采用TEM、SEM、XRD和EDS等现代检测手段和方法,对20Mn2SiVB钢的显微组织及断口进行了分析;并对钢的强度、硬度、塑性、冲击韧性、疲劳极限等力学性能进行了测试;对钢的化学成分、显微组织与其力学性能和加工成型工艺之间的依赖关系,进行了分析和讨论。设计钢种显微组织中的贝氏体为粒状贝氏体（由铁素体基体和马氏体-奥氏体小岛组成）,其中（M-A）小岛尺寸愈细小,数量愈多,铁素体中亚结构愈多,钢的强韧性愈高;复相组织中残余奥氏体以薄膜状存在于贝氏体板条间或在贝氏体板条上以一定角度分布,将板条大量分隔成更小的块,削减了裂纹尖端的应力峰,使其得到钝化,加之其形变强化作用,降低了裂纹扩展速率,提高了材料的变形抗力,从而改善了钢的韧性;复相组织中仿晶界型铁素体对钢的塑性和韧性也有一定的促进作用,同时对合金元素的有效利用,前梁制造工艺的方便控制也是有利的,还可以改善钢的切削加工性能。对20Mn2SiVB钢的疲劳断口裂纹源分析表明:当钢中存在变形较困难的Al、Si、Ca等氧化物夹杂,且尺寸大于10μm时,显著降低钢的疲劳极限值,而尺寸小于10μm的夹杂物,若分布均匀,对钢的疲劳极限值不会产生明显影响。20Mn2SiVB钢的加热冷却工艺对钢的组织和性能也有明显影响。当奥氏体化温度高,冷却速度快,固溶奥氏体中的合金元素量多且均匀,钢中残余奥氏体量增多,钢的综合力学性能得到提高。反之,残余奥氏体量减少,力学性能下降。综合分析结果,利用20Mn2SiVB钢代替调质钢制造汽车前梁,始锻温度1250℃,锻后空冷,当复相组织中各相的相对含量为:9%残余奥氏体+6%铁素体,其余为贝氏体和少量马氏体（或为回火马氏体）时,能够满足汽车前梁的生产制造和使用要求。由于以廉价合金元素代替较贵重合金元素,以非调质工序代替调质工序,且可以不经回火处理,简化了汽车前梁制造工艺,降低了生产成本,能够产生良好的经济和社会效益。
牛婷婷[6]（2016）在《高温渗碳合金钢组织与性能研究》文中提出不锈钢及合金钢是泵制造业中的重要材料,提高不锈钢及合金钢的硬度和耐磨性而不降低其耐蚀性是一个极其重要的课题。渗碳是一项传统的表面热处理方法,形成的渗碳件具有良好的过渡组织, “外硬里韧”,既能保证表面硬度,又不影响内部的韧性,具有良好的综合性能,因此渗碳表面热处理的应用十分广泛。本文对合金钢40Cr和2205双相不锈钢采用高温渗碳处理并进行相关的热处理,研究其显微组织及性能变化。组织观察使用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）及透射电子显微镜（TEM）,物相分析及化学成分分析分别使用X-射线衍射仪（XRD）和电子探针（EPMA）,硬度和电化学腐蚀测试分别使用显微硬度仪和CS300电化学动电位扫描仪。经XRD分析,渗碳前后析出的碳化物类型基本没有改变。两种钢分别经过淬火回火和固溶处理后碳化物类型依然没有改变。对两种钢进行950℃高温渗碳处理,从表面到心部均得到渐变的组织,表面渗碳层的组织细化,固溶了较多的碳原子,心部组织由于渗碳时的高温加热而出现略微的粗化,过渡区的组织尺寸介于渗碳层组织与心部组织之间。从表面到心部,碳浓度逐渐降低,组织尺寸逐渐增大。通过TEM分析,渗碳后位错缺陷错综杂乱,且数量增加,碳化物数量也增多,且碳化物（Fe3C、Cr7C3、Cr23C6）形态有所改变。渗碳后从表面到心部合金元素C、Cr、Mo等的含量发生变化,2205双相不锈钢渗碳层与心部各相的化学成分含量也有差异。渗层铁素体中铁素体形成元素Cr、Mo含量高于心部,而奥氏体形成元素Ni含量较低。渗碳后渗碳层由于碳含量增加而硬度增加,从表面到心部的硬度下降比较平缓,心部硬度趋于同一水平。两种钢渗碳后在体积分数为3.5%的NaCl溶液中的耐电化学腐蚀性能基本没有降低,但腐蚀速度略有增加。2205双相不锈钢渗碳后进行固溶时效处理试样析出碳化物增多,其耐电化学腐蚀性能降低。
邹英[7]（2019）在《超低碳中锰钢板的组织性能调控及强韧化机理》文中研究指明中锰钢板兼具优异的强度、塑性和韧性,在工程机械、海洋平台和石油化工等领域应用潜力巨大。然而,目前高强度及超高强度中锰钢板的研发尚不成熟,特别是其形变热处理过程中显微组织与力学性能关系及相关强韧化机理不是十分明确。本文以超低碳中锰钢为研究对象,从奥氏体稳定性、微观组织分层和析出相演变与强化等角度,分析了中锰钢板组织性能调控的微观机制,揭示了不同合金成分及形变热处理工艺下的强韧化本质。本文的主要研究内容及结果如下:（1）研究了中锰钢逆转奥氏体的热稳定性和残余奥氏体的力学稳定性,分析了亚稳残余奥氏体的韧化机理。结果表明,晶粒细化可降低Ms温度,提高马氏体相变形核需克服的弹性应变能,进而显著提高逆转奥氏体的热稳定性,但对残余奥氏体力学稳定性无明显提升效果。两相区双退火工艺使奥氏体获得了优异的热稳定性及相对较低的力学稳定性,优异热稳定性保证了体积分数为24.3%的残余奥氏体在-80℃稳定存在,较低的力学稳定性提供了冲击变形过程中积极的相变诱发塑性（Transformation-induced Plasticity,TRIP）效应。残余奥氏体的TRIP效应可有效缓解局部应力集中,钝化裂纹扩展,从而显著提高裂纹扩展功。（2）利用未再结晶区控制轧制-温轧技术制备了具有层状组织结构的中锰钢,研究了分层断裂的机理和增韧本质。结果表明,冲击变形过程中的分层断裂包括界面剥离分层和准解理分层。层状组织结构和结合力较弱的界面促进了界面剥离分层,而平行于轧制面的众多{100}解理面有助于形成准解理分层。分层断裂可促进冲击主裂纹沿层状组织界面和脆性{100}晶面产生分支,抑制裂纹沿V型缺口深度方向扩展,进而显著提高中锰钢抵抗冲击断裂的能力。分层断裂赋予了中锰钢中厚板优异的冲击韧性,使其室温冲击功高于450 J,-196℃冲击功达到105 J。（3）研究了富Cu析出相形核、长大和粗化过程中的显微形态、晶体结构和化学成分演变规律,分析了富Cu相的强化机制并评价了其强化效果。结果表明,在500℃和550℃回火1h时,富Cu相为体心立方结构并与基体共格,核心处富集了较高浓度的Cu、Mn和Ni原子。富Cu相平均等效半径分别为1.35 nm和2.59 nm,数量密度分别为4.11×1023 m-3和1.43×1023 m-3。析出强化机制为位错切过机制,强化量分别为266 MPa和312 MPa。回火温度升至600℃时,富Cu相核心处Cu原子浓度显著升高而Fe、Mn和Ni原子浓度降低,显微形态转变为椭球形或棒状。此时富Cu相为面心立方结构,平均等效半径为3.24 nm,数量密度为0.86×1023m-3,Orowan强化是唯一的强化机制,提供了 232 MPa析出强化量。（4）研究了 Cu析出强化型中锰钢显微组织与力学性能关系,探索了富Cu相析出强化与奥氏体塑韧化的复合强韧化理论。结果表明,将Cu引入中锰钢不仅可以形成富Cu析出相,还能够促进渗碳体溶解和逆转奥氏体生成。富Cu析出相强化了基体,显著提高了屈服强度。逆转奥氏体形成减少了晶界处脆性渗碳体,抑制了沿晶脆性断裂,有效提升了冲击韧性。残余奥氏体的体积分数为23%,具有适中的稳定性,改善了中锰钢塑性。在富Cu相析出强化和奥氏体增塑增韧的耦合作用下,中锰钢中厚板获得了优异的综合力学性能。（5）设计了“两相区退火-回火”热处理工艺,研究了奥氏体与析出相在退火和回火过程中的演变规律,明确了显微组织与力学性能关系。结果表明,两相区退火加速了渗碳体溶解,促进了残余奥氏体生成,显著改善了塑韧性;回火处理实现了二次析出强化,提高了屈服和抗拉强度。二次析出来源于两方面:一是少量富Cu相和NiAl有序相在铁素体基体上的析出,二是高密度纳米富Cu相在二次马氏体中的析出。二次马氏体中的析出强化效果明显,将回火中锰钢屈服强度提高了 75 MPa。“两相区退火-回火”工艺同时优化了奥氏体逆相变和富Cu相析出,使中锰钢中厚板获得了优异的强度、塑性和韧性匹配,其中屈服强度、抗拉强度和断后延伸率分别达到960 MPa、1010 MPa和29.2%,-40 ℃ 冲击功超过 100 J。
李晗[8]（2018）在《铁素体-马氏体超细晶低碳钢的制备与研究》文中研究表明低碳钢是重要的工程材料,在桥梁、建筑等工程领域有广泛应用,通过大塑性变形技术获得强韧性优异的超细晶组织是当前钢铁材料的热点研究。本文选取低碳钢Q345b为研究对象,经淬火-冷变形工艺得到层状纳米晶低碳钢板,再对碳过饱和变形铁素体组织在不同温度与应力下进行热变形-应力时效工艺,应用OM、SEM和TEM等方法,观察分析动态再结晶中铁素体晶粒尺寸变化及渗碳体形貌演变等行为,探究变形温度与应力对组织结构的影响。结果表明,经650°C-60MPa热变形的试样,组织发生了动态再结晶,获得了铁素体基体上弥散分布渗碳体颗粒的超细晶组织。280MPa-650°C时铁素体晶粒细化至2μm左右,细化效果显著。当应力提高到一定程度后,由于基体上再结晶形核位置逐渐接近饱和,晶粒细化受到限制。变形中随着应力增加,基体上弥散析出的渗碳体颗粒开始在晶界交叉处聚集长大,颗粒粗化机制遵循Ostwald ripeing熟化。渗碳体颗粒对运动位错有阻碍作用,当位错与渗碳体颗粒相遇时,出现位错线绕过析出相颗粒的现象,即Orowan绕过机制,对材料强化有重要作用。经550°C-210MPa热变形的组织为铁素体和渗碳体颗粒组成的超细晶组织,当温度升高至700°C,基体中渗碳体颗粒溶解消失,出现与等轴铁素体尺寸相当的孪晶马氏体和奥氏体组成的混合相,即形成铁素体,孪晶马氏体和奥氏体构成的混合组织。该混合组织强度韧性同步提高,综合力学性能优异热变形中形成新混合相的机制为,当试样达到某一较高的临界变形量时,形变诱导基体上的渗碳体溶解,然后溶解的碳原子在热激活作用下通过位错等通道迅速扩散到能容纳更多碳原子的奥氏体中,形成奥氏体过饱和区,由应力诱发形成孪晶马氏体。
王占花[9]（2021）在《贝氏体型非调质钢的组织性能调控研究》文中研究表明微合金化非调质钢具有节能环保、低成本等优点,已广泛地应用于汽车锻件等机械零部件的生产。然而,由于传统的铁素体–珠光体型非调质钢的强度低韧性差,使得该类材料难以应用于对强韧性要求较高的保安零部件。因此,迫切需要开发具有高强韧性匹配的贝氏体型非调质钢。本文首先从微合金化出发设计了3种贝氏体型非调质钢MB4（20Mn2Si Cr S）、MB5（20Mn2Si Cr VS）、MB6（20Mn2Si Cr VTi S）,研究了V、Ti微合金化与控制锻造工艺对实验钢组织及性能的影响规律,探究了锻后回火处理对实验钢组织及性能的影响;其次,采用慢应变速率拉伸（Slow strain rate tensile,SSRT）、氢热分析（Thermal desorption spectrometry,TDS）、氢渗透等实验研究了实验钢的氢脆敏感性,并与传统的42Cr Mo调质钢进行了对比。获得的主要结果如下:微合金元素V和Ti对实验钢组织及力学性能影响的研究结果表明,在MB4钢的基础上添加0.13 wt.%V（MB5钢）,使Ac1和Ac3温度提高了～30℃,抑制了先共析铁素体的析出,并促进了贝氏体的生成,扩大了获得全贝氏体组织（贝氏体体积分数大于90%）的冷速范围,即由0.83～1.48℃/s扩大到0.43～1.82℃/s。MB4和MB5钢锻后空冷组织主要为粒状贝氏体组织;与MB4钢相比,MB5钢的组织得到明显细化,特别是M/A组元的细化效果更为显著。在MB5钢中进一步添加适量Ti元素抑制了先共析铁素体的生成,促进板条贝氏体的生成,锻后空冷可获得板条状下贝氏体为主的组织。V及V-Ti复合微合金化均可以明显地优化贝氏体型非调质钢的整体力学性能,强度水平得到明显提高,V微合金化的MB5钢的抗拉强度水平达到1100 MPa级,V-Ti微合金化的MB6钢的强度水平达到1300 MPa级,同时钢的塑性和韧性也得到明显改善。相分析结果表明,锻态MB5钢中仅有～8.5%的V以M（C,N）的形式存在,锻态MB6钢中～7%的V及～96%的Ti存在于M（C,N）中。计算得到MB5和MB6钢中M（C,N）析出强化的效果分别约为40 MPa、45MPa。锻造工艺对MB6钢组织及力学性能影响的研究结果表明,通过控制终锻温度和锻后冷却速率,MB6钢可获得以板条状下贝氏体为主的组织,从而可使力学性能得到进一步提升,抗拉强度达1400 MPa级,冲击功达64 J;除屈服强度和屈强比外,MB6钢表现出与42Cr Mo调质钢相同甚至更高的力学性能。示波冲击试验表明,板条状下贝氏体型非调质钢的裂纹萌生功、裂纹扩展功及裂纹扩展止裂能力均明显地高于粒状贝氏体型非调质钢,这表明减少甚至消除大块状M/A组元、增加大角度晶界的比例和细化组织可以有效地改善韧性。因此,通过合理的控制锻造工艺可调控贝氏体型非调质钢的组织及性能。对控锻的MB6钢锻后回火行为的研究结果表明,随着回火温度升高,实验钢的抗拉强度逐渐降低,从锻态的1418 MPa逐渐降低到500℃回火时的1094 MPa;而屈服强度则呈现先缓慢增加后降低的变化趋势,在400℃达到峰值;屈强比由锻态时的0.73逐渐升高至500℃回火时的0.93。与强度不同,实验钢的冲击功随回火温度呈现先增加后降低,最后再增加的变化特征,在400℃回火时冲击吸收功最小,呈现出一定的回火脆性;而500℃回火后冲击功最大,较锻态样提高约27%。因此,对实验钢锻后进行适当的回火处理,有利于获得与调质合金钢相当的良好综合力学性能,从而有助于扩大其应用范围。对具有粒状贝氏体与板条状下贝氏体组织的MB6钢氢脆敏感性的研究结果表明,粒状贝氏体组织的表观氢扩散系数明显地低于板条状下贝氏体组织,前者电化学充氢后的氢含量明显地高于后者。尽管板条状下贝氏体组织的强度水平明显地高于粒状贝氏体组织,但二者的氢脆敏感性指数基本相当,且明显地低于同等强度水平的42Cr Mo调质钢。500℃回火处理后两种组织的表观氢扩散系数和氢脆敏感度较锻态组织均得到显著地降低,但其氢脆敏感性仍略高于同等强度水平的42Cr Mo调质钢。实验钢回火过程中的组织变化及其所引起的强度水平的降低是其氢脆敏感性明显降低的主要原因。
王晓东,王利,戎咏华[10]（2008）在《TRIP钢研究的现状与发展》文中研究表明概述了相变诱发塑性（TRIP）钢的发展历史及研究现状;详细论述了TRIP钢中显微组织形成的机制和成分对显微组织和性能的影响;介绍了TRIP钢研究的最新技术,其内容包括TRIP研究的新试验技术和计算机模拟在高强度TRIP钢设计中的应用。最后,对TRIP钢的发展趋势做了展望。
二、铁素体与渗碳体存在于晶界时的鉴别方法（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、铁素体与渗碳体存在于晶界时的鉴别方法（论文提纲范文）
（1）高强塑积中锰钢氢脆敏感性的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 汽车用高强度和超高强度钢发展概况 |
| 1.3 第三代汽车用钢的研究现状 |
| 1.3.1 高强塑积中锰钢的研究现状 |
| 1.3.2 Q&P钢研究现状 |
| 1.4 汽车用先进高强度钢的氢脆研究现状 |
| 1.4.1 氢在钢中的行为 |
| 1.4.2 含马氏体钢氢脆研究现状 |
| 1.4.3 含奥氏体钢氢脆研究现状 |
| 1.5 本文研究目的及内容 |
| 第二章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 微观组织及断口分析 |
| 2.2.2 X射线衍射分析 |
| 2.2.3 力学性能测试 |
| 2.2.4 氢脆敏感性试验 |
| 第三章 热轧中锰钢氢脆敏感性的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方案设计 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 热轧中锰钢退火后的微观组织和氢脆敏感性 |
| 3.3.2 回火对热轧退火中锰钢微观组织和力学性能的影响 |
| 3.3.3 回火对热轧退火中锰钢氢脆敏感性的影响 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 退火和回火过程中渗碳体的变化 |
| 3.4.2 回火过程中奥氏体的热稳定性 |
| 3.4.3 回火对力学性能的影响 |
| 3.4.4 回火对氢脆敏感性的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 冷轧中锰钢的氢脆断裂行为与机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案设计 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 冷轧退火中锰钢的氢脆行为与断裂机制 |
| 4.3.2 回火对冷轧退火中锰钢的氢脆敏感性的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 温轧退火中锰钢组织性能和氢脆敏感性研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案设计 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 退火时间对温轧中锰钢组织性能的影响 |
| 5.3.2 温轧与冷轧性能比较 |
| 5.3.3 退火时间对温轧中锰钢氢脆敏感性的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 三种轧制并退火状态下中锰钢氢脆行为的综合分析 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方案设计 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 显微组织特征 |
| 6.3.2 氢脆敏感性 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 强度和氢含量对氢脆的影响 |
| 6.4.2 奥氏体含量和稳定性对氢脆的影响 |
| 6.4.3 奥氏体形貌和分布对氢脆敏感性的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 温热成形中锰钢的氢脆敏感性 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方案设计 |
| 7.3 实验结果与讨论 |
| 7.3.1 加热温度对温热成形中锰钢组织和力学性能的影响 |
| 7.3.2 加热温度对温热成形中锰钢氢脆敏感性的影响 |
| 7.3.3 温热成形中锰钢与22MnB5钢氢脆敏感性的比较 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 全文总结 |
| 8.1 研究结论 |
| 8.2 本文创新点 |
| 参考文献 |
| 博士期间发表论文及参加科研课题情况 |
| 致谢 |
（2）700MPa级海洋平台用钢成分、组织与性能的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 海洋平台用钢 |
| 2.1.1 海洋平台的分类 |
| 2.1.2 海洋平台用钢的生产及研究现状 |
| 2.1.3 海洋平台用钢的成分及性能要求 |
| 2.2 钢的强化机制 |
| 2.2.1 固溶强化 |
| 2.2.2 析出强化 |
| 2.2.3 界面强化 |
| 2.2.4 加工强化 |
| 2.3 海洋平台用钢中常用合金元素及其作用 |
| 2.3.1 Nb |
| 2.3.2 Mn |
| 2.3.3 Ti |
| 2.3.4 B |
| 2.3.5 Si |
| 2.3.6 Cu和Ni |
| 2.3.7 Mo |
| 2.3.8 V |
| 2.3.9 Cr |
| 2.4 控制轧制工艺简介 |
| 2.5 常用海洋平台用钢热处理工艺 |
| 2.6 低碳贝氏体钢 |
| 2.6.1 贝氏体的发现 |
| 2.6.2 贝氏体的分类 |
| 2.6.3 贝氏体相变机制 |
| 2.6.4 影响贝氏体性能的因素 |
| 2.6.5 国内外的研究现状 |
| 2.7 研究内容与研究方法 |
| 2.7.1 研究内容 |
| 2.7.2 研究方法 |
| 2.8 研究意义 |
| 3 EQ70海洋工程用钢的热力学计算 |
| 3.1 1#实验用钢热力学计算结果 |
| 3.2 2#实验用钢热力学计算结果 |
| 3.3 3#实验用钢热力学计算结果 |
| 3.4 4#实验用钢热力学计算结果 |
| 3.5 5#实验用钢热力学计算结果 |
| 3.6 6#实验用钢热力学计算结果 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 1#实验用钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线的计算与测定 |
| 4.1 1#实验用EQ70钢CCT曲线的计算 |
| 4.1.1 JMatPro软件介绍及计算模型 |
| 4.1.2 1#实验用EQ70钢CCT曲线的计算结果与分析 |
| 4.2 1#实验用EQ70钢CCT曲线的测定 |
| 4.2.1 实验原理与方法 |
| 4.2.2 实验结果与分析 |
| 4.3 计算得到的CCT曲线与实测的CCT曲线的对比分析 |
| 4.3.1 计算得到的CCT曲线与实测的CCT曲线之间的差异 |
| 4.3.2 计算得到的CCT曲线与实测的CCT曲线差异原因分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 奥氏体化温度及保温时间对实验钢奥氏体晶粒长大的影响 |
| 5.1 1#实验用钢奥氏体晶粒长大规律研究 |
| 5.2 析出相对奥氏体晶粒尺寸的影响 |
| 5.2.1 实验研究 |
| 5.2.2 DICTRA模拟 |
| 5.3 奥氏体晶粒长大模型 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Ni含量及热处理工艺对海洋平台用钢低温韧性的影响 |
| 6.1 冲击试验设计 |
| 6.2 冲击试验结果分析 |
| 6.3 冲击试验断口形貌分析 |
| 6.3.1 -20℃断口形貌分析 |
| 6.3.2 -60℃断口形貌分析 |
| 6.3.3 -80℃断口形貌分析 |
| 6.3.4 -100℃断口形貌分析 |
| 6.4 不同热处理后试样的组织分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 EQ70海洋平台用钢临界点的测定与静态再结晶行为研究 |
| 7.1 EQ70实验用海洋平台用钢临界点的测定 |
| 7.2 EQ70海洋平台用钢静态再结晶行为研究 |
| 7.2.1 6#海洋平台用钢静态再结晶行为研究 |
| 7.2.2 5#海洋平台用钢静态再结晶行为研究 |
| 7.2.3 4#海洋平台用钢静态再结晶行为研究 |
| 7.2.4 3#海洋平台用钢静态再结晶行为研究 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 轧制工艺及轧后热处理对EQ70钢组织及力学性能的影响 |
| 8.1 轧制工艺的制定 |
| 8.2 实验用3#～6#海洋平台用钢轧后组织研究 |
| 8.3 轧后回火温度对4#海洋平台用钢力学性能的影响 |
| 8.3.1 回火温度对4#海洋平台用钢力学性能的影响 |
| 8.3.2 不同回火温度下4#海洋平台用钢断口形貌分析 |
| 8.3.3 不同回火温度下4#海洋平台用钢显微组织分析 |
| 8.4 轧制工艺对EQ70实验用钢组织及力学性能的影响 |
| 8.4.1 轧制工艺对3#钢组织及力学性能的影响 |
| 8.4.2 轧制工艺对4#钢组织及力学性能的影响 |
| 8.4.3 轧制工艺对5#钢组织及力学性能的影响 |
| 8.4.4 轧制工艺对6#钢组织及力学性能的影响 |
| 8.5 热处理工艺对4#钢组织及力学性能的影响 |
| 8.6 不同轧制工艺的4#钢经两相区淬火后的组织与性能研究 |
| 8.7 本章小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）核电压力容器大型锻件组织与性能研究及热处理数值模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 核电站、反应堆与核电压力容器 |
| 1.2.1 核电站的类型 |
| 1.2.2 反应堆的结构和工作原理 |
| 1.2.3 核电堆压力容器及大型锻件 |
| 1.3 核电压力容器用SA508 Gr.3钢 |
| 1.3.1 核电压力容器用钢的发展历程 |
| 1.3.2 SA508 Gr.3钢的合金化原理 |
| 1.3.3 核电压力容器用钢的性能要求 |
| 1.3.4 核电压力容器用钢基本组织特征 |
| 1.4 核电压力容器锻件的热制造 |
| 1.4.1 冶炼 |
| 1.4.2 铸造和凝固 |
| 1.4.3 锻造 |
| 1.4.4 热处理 |
| 1.5 核电压力容器大型锻件的热处理 |
| 1.5.1 大型锻件的热处理原理 |
| 1.5.2 锻后热处理 |
| 1.5.3 性能热处理 |
| 1.5.4 焊后热处理 |
| 1.6 核电压力容器用钢调质热处理涉及的相变基础 |
| 1.6.1 两相区的奥氏体化相变动力学 |
| 1.6.2 核电压力容器用钢的奥氏体晶粒的长大 |
| 1.6.3 核电压力容器用钢淬火冷却过程中的相变 |
| 1.6.4 核电压力容器用钢的回火 |
| 1.7 大型锻件热处理有限元模拟 |
| 1.7.1 热处理过程温度、组织、应力之间的关系 |
| 1.7.2 热处理有限元模拟原理 |
| 1.7.3 大型锻件热处理过程有限元模拟研究进展 |
| 1.7.4 大型锻件热处理数值模拟的瓶颈 |
| 1.8 本文研究内容 |
| 1.8.1 项目来源 |
| 1.8.2 本文研究目标 |
| 1.8.3 主要研究内容 |
| 1.9 参考文献 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 材料 |
| 2.2.1 取样及化学成分 |
| 2.2.2 材料预处理 |
| 2.3热模拟实验 |
| 2.3.1 相变动力学 |
| 2.3.2 大型锻件热处理模拟 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 硬度 |
| 2.4.2 强度 |
| 2.4.3 低温冲击性能 |
| 2.5 微观组织表征 |
| 2.5.1 微观形貌表征方法 |
| 2.5.2 相鉴定与微区相分布测试方法 |
| 2.5.3 微区及表面成分表征方法 |
| 2.6 计算软件 |
| 2.6.1 Thermo-Calc |
| 2.6.2 Jmatpro |
| 2.7 参考文献 |
| 第3章 SA508 Gr.3钢的相变动力学与组织演变规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 实验方法 |
| 3.2.2 实验方案 |
| 3.3 SA508 Gr.3钢的奥氏体化相变动力学 |
| 3.3.1 膨胀实验结果 |
| 3.3.2 转变量与温度及时间的关系 |
| 3.3.3 奥氏体化相变动力学(CHT)曲线 |
| 3.3.4 从CHT曲线计算IHT曲线 |
| 3.4 SA508 Gr.3钢奥氏体化过程的组织演变 |
| 3.4.1 连续升温过程的组织变化 |
| 3.4.2 升温速度对奥氏体形成长大的影响 |
| 3.5 SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解转变动力学 |
| 3.5.1 膨胀实验结果 |
| 3.5.2 等温分解过程转变量与时间的关系 |
| 3.5.3 连续冷却过程转变量与温度的关系 |
| 3.5.4 等温分解动力学(TTT)曲线 |
| 3.5.5 连续冷却相变动力学(CCT)曲线 |
| 3.6 SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解过程的组织演变 |
| 3.6.1 等温分解组织的基本情况 |
| 3.6.2 不同冷却条件下的显微组织 |
| 3.6.3 连续冷却转变过程的组织演变规律 |
| 3.6.4 连续冷却过程的贝氏体相变不完全性 |
| 3.6.5 核电压力容器用钢的特征冷却速度 |
| 3.7 SA508 Gr.3钢淬火组织回火动力学 |
| 3.7.1 等温回火转变的一般规律 |
| 3.7.2 高温回火的动力学分析 |
| 3.8 SA508 Gr.3钢淬火组织回火过程的组织演变 |
| 3.8.1 高温回火条件下的组织变化 |
| 3.8.2 碳化物演变的热力学计算 |
| 3.8.3 高温回火时的组织演变规律 |
| 3.9 本章小结 |
| 3.10 参考文献 |
| 第4章 SA508 Gr.3钢的组织与性能关系 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 实验方案设计 |
| 4.3 奥氏体晶粒度对力学性能的影响 |
| 4.3.1 奥氏体化温度与力学性能之间的关系 |
| 4.3.2 显微组织表征 |
| 4.3.3 冲击断口形貌 |
| 4.3.4 SA508 Gr.3钢奥氏体化工艺窗口 |
| 4.4 淬火冷速对力学性能的影响 |
| 4.4.1 淬火冷速与力学性能之间的关系 |
| 4.4.2 显微组织表征 |
| 4.4.3 冲击断口形貌 |
| 4.4.4 SA508 Gr.3钢淬火的工程临界冷速 |
| 4.5 M/A相对低温冲击性能的影响 |
| 4.5.1 回火温度与力学性能之间的关系 |
| 4.5.2 显微组织表征 |
| 4.5.3 冲击断口形貌 |
| 4.5.4 SA508 Gr.3钢回火温度选择 |
| 4.6 晶界碳化物对低温冲击性能的影响 |
| 4.6.1 回火时间与力学性能之间的关系 |
| 4.6.2 显微组织表征 |
| 4.6.3 冲击断口形貌 |
| 4.6.4 SA508 Gr.3钢最佳回火时间的选择 |
| 4.7 强度及冲击性能的预测 |
| 4.7.1 强度的预测 |
| 4.7.2 冲击性能的预测 |
| 4.8 本章小结 |
| 4.9 参考文献 |
| 第5章 一体化顶盖锻件调质热处理模拟与组织性能预测 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理数学模型 |
| 5.2.1 温度场模型 |
| 5.2.2 组织场模型 |
| 5.2.3 性能场预测方法 |
| 5.3 热处理数值模拟输入参数 |
| 5.3.1 热物性参数 |
| 5.3.2 力学性能参数 |
| 5.3.3 换热系数 |
| 5.3.4 相变动力学参数 |
| 5.3.5 几何模型及网格划分 |
| 5.4 锻件奥氏体化过程的模拟 |
| 5.4.1 奥氏体化工艺参数 |
| 5.4.2 奥氏体化过程温度场 |
| 5.4.3 奥氏体化过程组织场 |
| 5.5 锻件淬火过程的模拟 |
| 5.5.1 淬火工艺参数 |
| 5.5.2 淬火过程温度场 |
| 5.5.3 淬火过程组织场 |
| 5.5.4 淬火后硬度分布 |
| 5.6 回火过程的模拟 |
| 5.6.1 回火工艺参数 |
| 5.6.2 回火过程温度场 |
| 5.6.3 回火过程性能预测 |
| 5.7 工艺优化及验证 |
| 5.8 本章小结 |
| 5.9 参考文献 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 研究展望 |
| 附录 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 学术会议论文 |
| 专著 |
| 申请的专利 |
| 攻读博士学位期间参与的科研项目 |
| 致谢 |
（4）超高强度管线钢组织性能控制与工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 管线钢的发展及研究方向 |
| 1.2.1 油气管道和管线钢的发展历史 |
| 1.2.2 管线钢今后研究方向 |
| 1.3 高钢级管线钢的合金化原理及组织设计 |
| 1.3.1 管道发展趋势及合金设计特点 |
| 1.3.2 管线钢合金设计基本思想 |
| 1.3.3 管线钢合金成分与组织状态关系 |
| 1.4 机械热处理技术的发展及原理 |
| 1.4.1 机械热处理技术(TMCP)的发展 |
| 1.4.2 新一代超快速冷却技术工艺特点及原理 |
| 1.5 弛豫快速冷却技术的背景及原理 |
| 1.5.1 弛豫快速冷却技术的研究背景 |
| 1.5.2 弛豫细化技术的原理 |
| 1.6 超高强度管线钢热处理的目的与工艺 |
| 1.6.1 超高强度管线钢热处理的目的 |
| 1.6.2 超高强度管线钢热处理工艺 |
| 1.7 本文工作背景及研究内容 |
| 1.7.1 工作背景 |
| 1.7.2 论文的研究内容 |
| 第2章 超高强度管线钢的热变形行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.3 实验方案 |
| 2.3.1 单道次压缩实验 |
| 2.3.2 等温间歇压缩实验 |
| 2.4 高温变形过程的动态行为 |
| 2.4.1 应力-应变曲线及影响因素 |
| 2.4.2 实验钢变形抗力模型建立 |
| 2.4.3 实验钢变形抗力的计算值与实测值的对比 |
| 2.4.4 实验钢动态再结晶特征参量的确定 |
| 2.5 高温变形过程的静态行为 |
| 2.5.1 静态软化率 |
| 2.5.2 静态再结晶动力学 |
| 2.6 讨论 |
| 2.6.1 热变形工艺对再结晶的影响 |
| 2.6.2 动态再结晶激活能的确定及热变形过程基本关系 |
| 2.6.3 静态再结晶激活能的确定及影响规律 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 超高强度管线钢连续冷却过程相变行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与设备 |
| 3.3 实验方案 |
| 3.3.1 高温淬火实验 |
| 3.3.2 奥氏体连续冷却转变实验 |
| 3.3.3 TMCP工艺模拟实验 |
| 3.4 高温淬火工艺实验结果 |
| 3.4.1 加热制度对显微组织的影响 |
| 3.4.2 加热温度对第二相的影响 |
| 3.4.3 加热温度对硬度的影响 |
| 3.5 实验钢奥氏体连续冷却转变实验结果 |
| 3.5.1 不同热变形条件下的连续冷却转变曲线 |
| 3.5.2 热变形工艺对实验钢CCT曲线的影响 |
| 3.5.3 不同热变形条件下的连续冷却转变组织 |
| 3.5.4 热变形工艺对组织的影响 |
| 3.6 TMCP工艺模拟实验结果 |
| 3.6.1 再结晶区轧制工艺实验 |
| 3.6.2 未再结晶区轧制工艺实验 |
| 3.6.3 控冷工艺模拟实验 |
| 3.7 讨论 |
| 3.7.1 硼对奥氏体晶粒尺寸及连续冷却转变的影响 |
| 3.7.2 连续冷却相变热力学与动力学 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 X100钢级管线钢组织细化工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验方案 |
| 4.2.3 组织观察与力学性能检测 |
| 4.3 TMCP工艺实验结果及分析 |
| 4.3.1 力学性能结果与分析 |
| 4.3.2 终轧温度对组织性能的影响 |
| 4.3.3 冷却速度和终冷温度对组织性能的影响 |
| 4.3.4 轧制道次压下率对组织性能的影响 |
| 4.4 HTP工艺与TMCPS工艺组织性能比较 |
| 4.4.1 HTP与TMCP工艺组织比较 |
| 4.4.2 HTP与TMCP工艺性能比较 |
| 4.5 讨论 |
| 4.5.1 控轧控冷工艺对强韧性机制的影响 |
| 4.5.2 控轧控冷工艺对组织转变的影响 |
| 4.5.3 控轧控冷工艺对析出相的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 X120超高强度管线钢软硬相组织控制与细化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 实验材料及设备 |
| 5.2.2 实验方案 |
| 5.2.3 组织观察与力学性能检测 |
| 5.3 连续冷却+淬火实验结果与分析 |
| 5.3.1 不同冷却速度下中温转变组织演变规律 |
| 5.3.2 变形温度、变形量对组织演变的影响 |
| 5.4 控轧控冷实验结果与分析 |
| 5.4.1 实测工艺参数与力学性能 |
| 5.4.2 控轧+弛豫+快速冷却工艺对组织性能的影响 |
| 5.4.3 控轧+间歇式快速冷却工艺对组织性能的影响 |
| 5.5 讨论 |
| 5.5.1 硼对显微组织性能的影响 |
| 5.5.2 软硬相组织调控思想及协调变形机理分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 X120超高强度管线钢热处理工艺研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料与设备 |
| 6.3 离线热处理实验 |
| 6.3.1 实验方案 |
| 6.3.2 淬火工艺对组织性能的影响 |
| 6.3.3 回火工艺对组织性能的影响 |
| 6.4 在线热处理实验 |
| 6.4.1 实验方案 |
| 6.4.2 不同淬火模式下实验钢组织性能比较 |
| 6.4.3 在线淬火实验钢回火过程组织性能变化规律及断口分离分析 |
| 6.5 分析与讨论 |
| 6.5.1 三种热处理工艺组织性能比较 |
| 6.5.2 三种热处理工艺的特点及应用前景 |
| 6.5.3 不同热加工工艺组织状态EBSD晶粒取向比较 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间完成的工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（5）低合金高强度高塑性复相钢材的成分设计（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 提高结构材料的性能是获得比较优势的永恒课题 |
| 1.3 以信息技术快速、节约、准确设计钢材是获得比较优势的重要途径 |
| 1.4 低合金高强度、高塑性钢材国内外研究开发现状 |
| 1.4.1 研究开发低合金高强度高塑性钢材的必要性和可能性 |
| 1.4.2 铁素体+珠光体型低碳高强度钢材的性能、应用和存在问题 |
| 1.4.3 铁素体+马氏体型低合金双相钢的性能水平、应用和存在问题 |
| 1.4.4 空冷低碳低合金贝氏体钢的性能水平，应用和存在问题 |
| 1.4.5 板条马氏体型低碳低合金高强度钢材的性能和应用 |
| 1.4.6 低碳低合金 TRIP钢材的性能水平和应用 |
| 1.5 本文作者主要研究内容和所做工作 |
| 1.5.1 低碳低合金非调质空冷贝氏体钢的成分设计 |
| 1.5.2 汽车前梁用钢的设计 |
| 1.5.3 试验用钢显微组织结构分析，力学性能测试，汽车前梁台架试验 |
| 1.5.4 非调质贝氏体钢复相组织的强韧化机理及前梁钢性能的综合评价 |
| 1.6 本章小结 |
| 第2章 先进低碳低合金复相钢材设计 |
| 2.1 先进低碳低合金复相钢材设计依据 |
| 2.2 先进低碳低合金复相钢材设计方法 |
| 2.2.1 按相图初步设计钢的化学成份 |
| 2.2.2 按钢的临界冷却速度，或TTT图和CCT图及其影响因素设计钢的成份 |
| 2.2.3 按现有类似钢材进行改进成份设计，回归分析设计钢的成份 |
| 2.3 先进低碳低合金钢的成分、组织与性能关系 |
| 2.3.1 先进低碳低合金钢的成分与组织的关系 |
| 2.3.2 先进低碳低合金钢的成分、组织对其力学性能的影响 |
| 2.4 先进低碳低合金钢成分对其加工工艺和成型性能的影响 |
| 2.4.1 先进低碳低合金钢成分对其加工工艺性能的影响 |
| 2.4.2 先进低碳低合金钢成分对其成型性能的影响 |
| 2.5 先进低碳低合金复相钢成分设计计算公式 |
| 2.5.1 设计钢材的强度与临界冷却速度计算公式 |
| 2.5.2 设计钢材的实际平均冷却速度计算公式 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 汽车前梁专用复相钢的成分设计及强韧化机理 |
| 3.1 汽车前梁用钢的现状、存在问题和发展趋势 |
| 3.1.1 汽车前梁用钢的现状和存在问题 |
| 3.1.2 汽车前梁用钢的发展趋势 |
| 3.2 汽车前梁先进钢材成分设计 |
| 3.2.1 汽车前梁先进钢材设计依据 |
| 3.2.2 汽车前梁先进钢材显微组织设计 |
| 3.2.3 汽车前梁先进钢材的合金化思路 |
| 3.2.4 汽车前梁先进钢材成分设计计算 |
| 3.3 汽车前梁先进钢材的工业性冶炼、连铸和轧制 |
| 3.3.1 汽车前梁先进钢材的工业性冶炼和连铸 |
| 3.3.2 汽车前梁先进钢材的工业性轧制 |
| 3.4 汽车前梁先进钢材的力学性能和强韧化机理 |
| 3.4.1 汽车前梁先进钢材的显微组织和力学性能 |
| 3.4.2 汽车前梁先进钢材中的贝氏体组织与其力学性能 |
| 3.4.3 汽车前梁先进钢材中的残余奥氏体组织与其力学性能 |
| 3.4.4 汽车前梁先进钢材中的铁素体组织与其力学性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 汽车前梁专用复相钢的工业台架试验研究 |
| 4.1 汽车前梁先进钢材的锻造和控制冷却 |
| 4.1.1 不同奥氏体化温度对汽车前梁钢性能的影响 |
| 4.1.2 锻后不同冷却速度对汽车前梁钢性能的影响 |
| 4.2 汽车前梁设计钢材锻造空冷后的台架试验及疲劳断口分析 |
| 4.2.1 汽车前梁设计钢材锻造空冷后的台架试验 |
| 4.2.2 汽车前梁台架试验结果检测 |
| 4.2.3 汽车前梁台架试验结果分析 |
| 4.3 20Mn2SiVB钢制造汽车前梁综合评价 |
| 4.3.1 前梁钢制造工艺与组成相相对含量的关系 |
| 4.3.2 20Mn2SiVB钢制造汽车前梁综合评价 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文(及项目成果)目录 |
| 致谢 |
（6）高温渗碳合金钢组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 化学热处理技术概述 |
| 1.2.1 化学热处理的基本概念 |
| 1.2.2 化学热处理的分类与发展 |
| 1.3 渗碳表面强化及其应用 |
| 1.3.1 固体渗碳 |
| 1.3.2 液体渗碳 |
| 1.3.3 气体渗碳 |
| 1.3.4 高温渗碳 |
| 1.3.5 深层渗碳 |
| 1.3.6 高浓度渗碳 |
| 1.3.7 真空渗碳 |
| 1.3.8 离子渗碳 |
| 1.4 组织结构对渗碳零件性能的影响 |
| 1.4.1 内氧化对渗碳件性能的影响 |
| 1.4.2 脱碳对渗碳件性能的影响 |
| 1.4.3 碳化物对渗碳件性能的影响 |
| 1.4.4 残余奥氏体对渗碳件性能的影响 |
| 1.4.5 其它显微组织特征对渗碳件性能的影响 |
| 1.5 渗碳部件耐腐蚀性能研究 |
| 1.5.1 阳极极化曲线 |
| 1.5.2 电化学腐蚀参数 |
| 1.5.3 渗碳部件耐腐蚀性能研究现状 |
| 1.6 课题研究意义及主要内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 渗碳工艺及试样制备 |
| 2.3 显微组织分析 |
| 2.4 化学成分及物相分析 |
| 2.5 硬度测试 |
| 2.6 电化学腐蚀试验 |
| 3 40Cr合金钢渗碳组织及性能研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 40Cr渗碳后的物相分析及组织特征 |
| 3.3 40Cr渗碳后的性能特征 |
| 3.3.1 渗碳试样的硬度 |
| 3.3.2 渗碳试样的电化学腐蚀 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 2205相不锈钢渗碳组织及性能研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 2205双相不锈钢渗碳后的物相分析及组织特征 |
| 4.3 2205双相不锈钢渗碳后的化学成分分析 |
| 4.4 2205双相不锈钢渗碳后的性能特征 |
| 4.4.1 渗碳试样的硬度 |
| 4.4.2 渗碳试样的耐腐蚀性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（7）超低碳中锰钢板的组织性能调控及强韧化机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 中锰钢中厚板的研发及生产现状概述 |
| 1.3 奥氏体稳定性及其对TRIP效应的影响 |
| 1.3.1 逆转奥氏体热稳定性与TRIP效应的关系 |
| 1.3.2 残余奥氏体力学稳定性与TRIP效应的关系 |
| 1.4 中锰钢中厚板的强韧化技术 |
| 1.4.1 中锰钢的强化机理及途径 |
| 1.4.2 中锰钢的韧化机理及技术 |
| 1.5 纳米富Cu相的析出行为 |
| 1.5.1 富Cu相的析出过程及强化效果 |
| 1.5.2 富Cu相和其他析出相的复合析出规律 |
| 1.6 本文的研究背景、目的及主要内容 |
| 1.6.1 研究背景及意义 |
| 1.6.2 研究目的 |
| 1.6.3 主要研究内容 |
| 第2章 中锰钢奥氏体稳定性及韧化机理 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料和检测方法 |
| 2.2.1 实验材料及制备方案 |
| 2.2.2 组织性能检测方法 |
| 2.3 实验结果及分析 |
| 2.3.1 实验钢的相变行为 |
| 2.3.2 微观组织演变及表征 |
| 2.3.3 退火试样的力学性能 |
| 2.4 讨论 |
| 2.4.1 奥氏体稳定性的影响因素 |
| 2.4.2 基于残余奥氏体TRIP效应的韧化机理 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 中锰钢的分层断裂机制及组织性能特征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料和检测方法 |
| 3.2.1 实验材料及制备方案 |
| 3.2.2 组织性能检测方法 |
| 3.3 实验结果及分析 |
| 3.3.1 基于不同轧制及退火工艺的力学性能 |
| 3.3.2 显微组织特性及表征 |
| 3.3.3 冲击断裂形貌分析 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 显微组织对拉伸性能的影响 |
| 3.4.2 分层断裂的主导机制 |
| 3.4.3 层状组织结构和残余奥氏体的复合韧化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 中锰钢纳米富Cu相的析出规律及强化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料和检测方法 |
| 4.2.1 实验材料及制备方案 |
| 4.2.2 组织性能检测方法 |
| 4.3 实验结果及分析 |
| 4.3.1 实验钢的力学性能 |
| 4.3.2 显微组织表征 |
| 4.3.3 富Cu析出相的APT表征与分析 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 回火过程富Cu相的析出规律 |
| 4.4.2 富Cu析出相的强化机制及效果 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Cu析出强化和奥氏体塑韧化的耦合效应 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料和检测方法 |
| 5.2.1 实验材料及制备方案 |
| 5.2.2 组织性能检测方法 |
| 5.3 实验结果及分析 |
| 5.3.1 不同回火工艺下的力学性能 |
| 5.3.2 膨胀曲线及显微组织表征 |
| 5.3.3 微观断口分析 |
| 5.3.4 残余奥氏体的APT表征及分析 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 依赖于析出相特性的屈服强度 |
| 5.4.2 与残余奥氏体关联的拉伸性能 |
| 5.4.3 奥氏体的形成机制及韧化机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 两相区退火-回火工艺下中锰钢的相变与析出行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料和检测方法 |
| 6.2.1 实验材料及制备方案 |
| 6.2.2 组织性能检测方法 |
| 6.3 实验结果及分析 |
| 6.3.1 实验钢的力学性能 |
| 6.3.2 显微组织检测及表征 |
| 6.3.3 冲击断口分析 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 奥氏体在回火过程中的演变 |
| 6.4.2 回火过程的二次析出强化行为 |
| 6.4.3 两相区退火-回火工艺下的组织性能关系 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的科研工作及主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）铁素体-马氏体超细晶低碳钢的制备与研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景概述 |
| 1.2 超细晶钢 |
| 1.2.1 超细晶的研究与发展 |
| 1.2.2 晶粒尺寸对塑性变形的影响 |
| 1.3 大塑性变形超细化技术 |
| 1.4 马氏体组织大塑性变形细化 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料和实验方法概述 |
| 2.2 热处理及冷塑性变形 |
| 2.3 压缩变形实验 |
| 2.4 金相观察 |
| 2.5 扫描电子显微镜(SEM)观察 |
| 2.6 变形组织硬度测定 |
| 2.7 透射电子显微镜(TEM)观察 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 实验结果与分析 |
| 3.1 Q345b钢热处理及冷塑性变形 |
| 3.2 Q345b钢回火后的显微组织 |
| 3.3 Q345b钢不同变形应力下的微观组织演变 |
| 3.3.1 热变形-应力时效后的显微组织 |
| 3.3.2 SEM分析 |
| 3.3.3 变形组织TEM观察与分析 |
| 3.4 Q345b钢不同变形温度下的微观组织演变 |
| 3.4.1 热变形-应力时效后的显微组织 |
| 3.4.2 SEM分析 |
| 3.4.3 变形组织TEM观察与分析 |
| 3.5 变形组织硬度分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 讨论 |
| 4.1 变形温度对微观组织的影响 |
| 4.2 变形组织中的孪晶 |
| 4.3 变形应力对微观组织的影响 |
| 4.4 变形后碳化物的分布与作用分析 |
| 4.4.1 析出碳化物的形态演变 |
| 4.4.2 碳化物与位错的作用机制 |
| 4.5 Q345b钢板条马氏体的晶粒细化机制 |
| 4.5.1 马氏体相变及冷变形的晶粒细化 |
| 4.5.2 热变形工艺的晶粒细化 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）贝氏体型非调质钢的组织性能调控研究（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 非调质钢研究概况 |
| 1.2.1 铁素体–珠光体型非调质钢 |
| 1.2.2 贝氏体型非调质钢 |
| 1.3 贝氏体型非调质钢研发现状 |
| 1.3.1 贝氏体组织的分类 |
| 1.3.2 贝氏体型非调质钢成分设计 |
| 1.3.2.1 一般合金元素 |
| 1.3.2.2 微合金化元素V、Nb、Ti |
| 1.3.3 贝氏体型非调质钢组织性能调控 |
| 1.3.3.1 控锻控冷 |
| 1.3.3.2 回火处理 |
| 1.4 非调质钢的氢脆研究现状 |
| 1.4.1 氢脆概况 |
| 1.4.2 高强度钢的氢脆现象 |
| 1.4.3 贝氏体钢的氢脆 |
| 1.4.4 氢脆行为的影响因素及改善途径 |
| 1.5 研究目的和内容 |
| 2 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 微观组织分析 |
| 2.2.2 常规拉伸实验 |
| 2.2.3 慢应变速率拉伸实验 |
| 2.2.4 冲击实验 |
| 2.2.5 维氏硬度 |
| 2.2.6 纳米压痕 |
| 2.2.7 电化学充氢 |
| 2.2.8 氢热分析 |
| 2.2.9 氢渗透实验 |
| 2.2.10 热膨胀实验 |
| 3 微合金元素对贝氏体型非调质钢组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料 |
| 3.3 V对贝氏体型非调质钢组织及力学性能的影响 |
| 3.3.1 晶粒尺寸 |
| 3.3.2 相转变行为 |
| 3.3.3 微观组织特征 |
| 3.3.4 XRD及相分析 |
| 3.3.5 力学性能 |
| 3.4 Ti对贝氏体型非调质钢组织及力学性能的影响 |
| 3.4.1 晶粒尺寸 |
| 3.4.2 相转变行为 |
| 3.4.3 微观组织特征 |
| 3.4.4 物理–化学相分析 |
| 3.4.5 力学性能 |
| 3.5 讨论 |
| 3.5.1 V对微观组织的影响 |
| 3.5.2 V对力学性能的影响 |
| 3.5.3 Ti对微观组织的影响 |
| 3.5.4 Ti对力学性能的影响 |
| 3.6 本章结论 |
| 4 控制锻造对贝氏体型非调质钢组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 微观组织特征 |
| 4.3.2 力学性能 |
| 4.3.3 冲击断口形貌特征 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 控锻过程中微观组织演变 |
| 4.4.2 控制锻造对拉伸性能的影响 |
| 4.4.3 控制锻造对冲击韧性的影响 |
| 4.5 本章结论 |
| 5 回火对贝氏体型非调质钢组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 微观组织 |
| 5.3.2 拉伸性能随回火温度的变化 |
| 5.3.3 冲击性能随回火温度的变化 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 回火温度对强度的影响 |
| 5.4.2 回火温度对冲击功的影响 |
| 5.5 本章结论 |
| 6 控锻控冷组织调控贝氏体型非调质钢的氢脆敏感性研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 微观组织 |
| 6.3.1.1 贝氏体型非调质钢的锻态组织 |
| 6.3.1.2 贝氏体型非调质钢的回火态组织 |
| 6.3.1.3 42Cr Mo钢的调质态组织 |
| 6.3.2 常规力学性能 |
| 6.3.3 氢渗透扩散行为 |
| 6.3.4 热脱氢(TDS)分析 |
| 6.3.5 SSRT行为 |
| 6.3.6 SSRT断口形貌 |
| 6.3.6.1 锻态贝氏体型非调质钢 |
| 6.3.6.2 回火态贝氏体型非调质钢 |
| 6.3.6.3 42Cr Mo调质钢 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 锻态贝氏体型非调质钢的氢脆敏感性 |
| 6.4.2 回火对贝氏体型非调质钢氢脆敏感性的影响 |
| 6.5 本章结论 |
| 7 全文总结 |
| 7.1 研究结论 |
| 7.2 本文创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 索引 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（10）TRIP钢研究的现状与发展（论文提纲范文）
| 1 TRIP效应的提出与TRIP钢的产生和发展 |
| 2 TRIP钢的微观组织及其形成机制 |
| 2.1 TRIP钢的显微组织 |
| 2.2 TRIP钢显微组织的形成机制 |
| 3 TRIP钢的性能特点及影响因素 |
| 3.1 TRIP钢的性能特点 |
| 3.2 影响TRIP钢性能的因素 |
| 3.2.1 化学成分的影响 |
| 3.2.2 显微组织对TRIP钢性能的影响 |
| (1) 铁素体对TRIP钢性能的影响 |
| (2) 贝氏体对TRIP钢性能的影响 |
| (3) 残留奥氏体对TRIP钢性能的影响 |
| 3.2.3 形变速率对TRIP钢性能的影响 |
| 4 新技术研究 |
| 4.1 研究TRIP钢的新试验方法 |
| 4.2 计算机模拟在研究TRIP钢中的应用 |
| 5 展望 |
| 6 结束语 |
四、铁素体与渗碳体存在于晶界时的鉴别方法（论文参考文献）
- [1]高强塑积中锰钢氢脆敏感性的研究[D]. 赵晓丽. 钢铁研究总院, 2019(09)
- [2]700MPa级海洋平台用钢成分、组织与性能的研究[D]. 陶素芬. 北京科技大学, 2015(09)
- [3]核电压力容器大型锻件组织与性能研究及热处理数值模拟[D]. 李传维. 上海交通大学, 2016(03)
- [4]超高强度管线钢组织性能控制与工艺研究[D]. 张凯. 东北大学, 2011(07)
- [5]低合金高强度高塑性复相钢材的成分设计[D]. 吴化. 东华大学, 2007(07)
- [6]高温渗碳合金钢组织与性能研究[D]. 牛婷婷. 大连理工大学, 2016(03)
- [7]超低碳中锰钢板的组织性能调控及强韧化机理[D]. 邹英. 东北大学, 2019
- [8]铁素体-马氏体超细晶低碳钢的制备与研究[D]. 李晗. 燕山大学, 2018(05)
- [9]贝氏体型非调质钢的组织性能调控研究[D]. 王占花. 北京交通大学, 2021
- [10]TRIP钢研究的现状与发展[J]. 王晓东,王利,戎咏华. 热处理, 2008(06)