一、钢中组织的形态规律(二)——先共析相的形态规律（论文文献综述）
徐修炎,柳容钦,马爱希[1]（1966）在《钢中组织的形态规律（二）——先共析相的形态规律》文中提出 先共析相是在共析相转变之先析出的过剩相,包括自由的铁素体及二次渗碳体。本文将着重于阐述先共析相的形态、分布以及相对量随材料成分、处理过程等的不同而变化的规律,并列举实例以说明其在生产检验上的实用价值。为了节省篇幅,所用的相仍均用代号表示:F——铁素体;Ca——碳化物（包括渗碳体）;P——珠光体;T——屈氏体;B——贝氏体;M——马氏体;A——奥氏体。晶界自由先共析相
徐修炎,马爱希,柳容钦[2]（1966）在《钢中组织的形态规律（一）——马氏体及其回火产物的形态规律》文中指出 本文应用相变的基本理论,并通过系统的试验,对钢中组织的形态、分布、色彩以及相对含量随钢材成分及热处理条件而变化的规律,作了初步的归纳,以期有助于金相工作者提高对钢中组织的识别能力。全文分为三部分,分别就钢中几种主要的组织组成物——马氏体及其回火产物、先共析相及共析组织作一扼要的介绍,希望同志们指正。现在先讨论第一部分。为了节省篇幅,组织组成物的名称拟用下述代号表示:M—马氏体;T—屈氏体;S—索氏体;A—奥氏体;F—铁素体;Ca—碳化物;P—珠光体;B—只氏
倪志达[3]（2019）在《EH40钢窄间隙MAG焊缝成形及组织转变研究》文中进行了进一步梳理对于厚壁海洋用钢焊接结构,传统焊接方法多为SAW与EGW,能够保证船板结构的高效生产。SAW一般用于平焊和横焊位置,EGW仅能在立焊位正常工作,且可焊板厚受限,不能满足日益增厚的船板结构的焊接。在海洋用钢结构的焊接应用背景中,窄间隙MAG焊能满足高效生产的要求,可焊的板厚在理论上不存在上限。摆动电弧窄间隙MAG焊能适应全位置焊接,且易于实现对熔池的调控,在多种窄间隙弧焊方法中有着明显的优势。本文在研发喷嘴内置式摆动电弧窄间隙MAG焊枪的基础上,采用摆动电弧窄间隙MAG焊对EH40级超低碳高强船板钢进行了窄间隙焊接。在分析缺陷产生的倾向性之后,给出了成形稳定的工艺窗口,并对不同坡口宽度条件下的工艺进行了研究,根据其成形特点建立了焊缝成形特征尺寸的统计预测模型。在掌握窄间隙MAG焊工艺规范后,对EH40钢窄间隙MAG焊接头组织特征进行了考察,研究了窄间隙MAG焊热过程对接头各位置微观组织的影响,最后考察了焊接接头的力学性能。从冷却、送丝、绝缘、摆动以及气体保护这五个关键的角度对喷嘴内置式摆动电弧窄间隙MAG焊枪进行设计,并对喷嘴和焊枪主体结构进行了精简和优化,使之能够实现可靠、保护效果优良的持续焊接过程,为后续缺陷分析以及尺寸预测模型的建立提供充分的条件。采用高速摄像对典型缺陷参数条件下的电弧行为以及熔滴过渡过程进行了观察,根据现象分析各工艺参数变化时,典型缺陷产生的倾向性。峰值电压与摆动角度的增加均会使缺陷产生倾向性增加,焊接速度增加使侧壁熔合不良的倾向增加。在明确缺陷产生的倾向之后,给出了焊接过程稳定的工艺窗口。采用统计学方法对焊缝成形特征尺寸进行建模,模型拟合优度较高,能够较好地描述工艺区间内的焊缝成形规律。对EH40钢摆动电弧窄间隙MAG焊接头微观组织进行观察,凝固区域主要为铁素体和粒状贝氏体组织,热影响区粗晶区的微观组织在板条状无碳化物贝氏体、针状铁素体、块状无碳化物贝氏体、粒状贝氏体以及准多边形铁素体之间大致呈周期性过渡。采用有限单元法对焊接热过程进行了计算,并结合热模拟手段来阐述粗晶区组织转变的特点。接头各位置经历最后一次热循环的Tp低于Ac1时,IRCGHAZ组织保持原有形态特征,仅发生残余奥氏体的进一步分解;Tp从Ac1升至Ac3以上时,IRCGHAZ向SCRCGHAZ转变;Tp高于1350℃时,SCRCGHAZ向UACGHAZ转变。原奥氏体晶粒尺寸越大,其内部能够同时存在的贝氏体铁素体形态越多,板条尺寸也越大。t8/6增加,贝氏体铁素体由板条逐渐过渡为准多边形状。接头经历焊接粗晶区热循环处的冲击韧性会有所损失,UACGHAZ室温冲击韧性最差,其他位置没有明显差别。将研发的喷嘴内置式摆动电弧窄间隙MAG焊枪和尺寸预测模型应用于船板钢的拼焊,验证工艺和焊枪的可靠性,获得了成形良好、性能优良的焊接接头。
张东桥[4]（2017）在《Fe-C合金热处理过程珠光体形核与协作生长数值模拟研究》文中认为共析组织在热处理过程中普遍存在,其共析协作生长机制作为一种热处理过程的基本相变现象,广泛的存在于碳钢等材料中。准确获得该过程中的微观组织演变及规律是深入理解相变机制和控制最终组织形态的基础。而现有协作生长研究多集中于共晶转变过程,对共析方面的研究还不够深入。同时共析形核生长实验理论的多样性,缺乏直接实验动态观察手段。因此,本文从模拟方面切入,以常用Fe-C二元合金为研究对象,试图建立符合多种理论的Fe-C合金珠光体共析形核生长模型,采用多相场法研究共析转变过程的协作形核过程、生长过程及多岛屿生长过程。首先,在Fe-C合金珠光体形核生长经典模型的基础上,依据a)奥氏体边界处铁素体、奥氏体、渗碳体的碳扩散比晶粒内快和b)珠光体实际形核过程非常短暂两种实验理论现象,对奥氏体界面扩散和奥氏体边界形核速率两个方面进行分析,提出了引入边界扩散和台阶生长速度控制项的形核生长改进模型。在此基础上引入各向异性及取向关系模型,探讨多岛屿（取向）珠光体片层组织生长。随后给出了片层珠光体相场和浓度场的数值求解过程。其次,通过逐步引入不同修正条件,讨论上述改进模型的可靠性。随后采用该片层协作形核生长的改进模型,探讨Fe-C合金珠光体在此模型下的最优形核生长参数,并研究形核生长参数与珠光体片层形核间的规律。针对该形核生长改进模型,引入了各向异性及取向关系,发现了各向异性引导片层的倾斜生长,并且倾斜生长的角度与片层珠光体和奥氏体取向差相同。鉴于形核位置的不确定性,探讨不同形核位置模型下片层形核及生长机制,考虑奥氏体晶粒内部形核时,可以出现分岔生长现象,然而片层生长取向关系基本保持不变。再次,采用多相场模型对Fe-C合金单岛屿珠光体进行模拟研究。分析了单岛屿珠光体的生长机制,调整不同的初始参数,获得片间距、等温温度对片层生长速率及生长形态的影响规律。鉴于各向异性对形核生长规律的影响,讨论了各向异性模型对单岛屿珠光体生长的影响,与各向同性结果对比不仅仅获得了倾斜生长的可行性,同时也说明了协作生长中会存在择优取向。对于含碳化合物对片层协作生长的影响,文中以先共析渗碳体为研究对象,考虑不同位置及尺寸的先共析渗碳体,分析了其对片层协作生长的影响规律。然后,综合片层组织的形核过程及协作生长过程,基于珠光体形核生长改进模型,研究了Fe-C合金多岛屿片层生长行为演化过程。分别讨论了不同形核位置模型、不同等温温度时片层生长规律。发现不同取向的两岛屿相遇时,生长方向以取向差较大的岛屿为主;当两岛屿的取向差别较小时,生长方向以两岛屿边界组成的角平分线为主。随后研究了含碳化合物对多岛屿珠光体片层生长过程的影响,发现奥氏体晶粒中含碳化合物区域越大,则更易限制片层的形核生长。最后,采用不同等温温度和不同等温时间进行了等温转变实验,分析了Fe-C合金珠光体片层间距和珠光体形貌。随后对比了模拟结果,验证了珠光体片层间距、形核过程、多岛屿协作生长形态及含碳化合物影响规律。
尹存宏[5]（2019）在《板条马氏体钢摩擦磨损特性及磨损—疲劳行为研究》文中研究表明钢铁作为机械关键零部件和装备应用最广泛的材料,在摩擦工况中时常产生不可逆损伤,轻则造成装备运行受阻和资源浪费,重则机毁人亡。控制钢铁材料摩擦损耗的首要任务就是系统、深入的研究其摩擦磨损特性,尤其是摩擦接触表层的塑性变形、组织结构演变、性能及成分改变与摩擦学行为之间的关系。与此同时,许多钢铁零件还服役于磨损载荷和疲劳载荷的共同作用下,即磨损—疲劳工况,如斗齿、钎具、柔轮和火车轮轨等。钢铁材料的磨损—疲劳行为与其摩擦磨损特性关系密切,摩擦磨损导致磨损—疲劳的失效行为与单一磨损失效或疲劳失效有所不同。它与摩擦磨损导致的表面材料流失、塑性变形和结构演变等都有关联,且在不同疲劳应力下的表现还有所差异。这使得零部件的磨损—疲劳寿命预测变得非常复杂。因此,如何揭示钢铁材料的摩擦磨损特性及其对磨损—疲劳行为的影响机制,建立对应的磨损—疲劳裂纹扩展模型,已成为评价钢铁材料的抗磨能力和指导钢铁材料表层结构设计,以及预测零部件磨损—疲劳寿命所面临的关键基础问题和核心技术。基于此,本论文重点研究了板条马氏体钢的干摩擦磨损特性,深入研究了摩擦接触表层的塑性变形行为和组织结构演变规律及其对摩擦学行为的影响机理。首次揭示了干滑动摩擦过程中的板条马氏体动态结构演变、非晶化和自润滑等科学问题的机制,并提出了相应的物理模型。结合针对应力场和裂纹扩展面的线弹性力学分析,研究了干滑动摩擦磨损特性与磨损—疲劳裂纹扩展的关联性,建立了磨损—疲劳裂纹扩展模型。首创了有别于接触疲劳（如钢轨与车轮工作环境）的大位移滑动摩擦与旋转弯曲应力共同作用下的磨损—疲劳测试方法和装置。采用上述方法和装置研究了板条马氏体钢的磨损—疲劳行为,阐明了摩擦磨损对磨损—疲劳寿命的影响规律。这一系列成果对研究钢铁材料的干摩擦磨损特性和减磨方法具有理论指导意义,也为在多载荷条件下零部件的磨损—疲劳寿命预测和表面强度设计提供了理论依据。主要结论如下:1、在特定载荷和滑动速度条件下,板条马氏体钢盘与碳化钨球在干摩擦接触过程中产生了自润滑现象,对应的磨损机制由最初的磨粒磨损、氧化磨损和粘着磨损向氧化物的分层剥落转变。干摩擦表面温升可达200500℃,提供了表面氧化和纳米级氧化物颗粒的形成条件。自润滑现象的产生与表面形成的纳米级氧化物颗粒（Fe2O3和Fe3O4）密切相关,而这些纳米级氧化物颗粒又是摩擦接触表层结构经历塑性变形和氧化后的产物。2、干摩擦接触表层塑性变形的计算分析和实验研究结果表明,在考虑摩擦的情况下,应力偏张量第二不变量的最大值位于材料接触表面,且随深度改变呈梯度变化。应力应变的梯度变化促进了表层梯度结构的形成,即纳米层片结构→弯折的马氏体→基体。接触表面下的板条马氏体经历了严重塑性变形→几何必须位错增生→形成纳米层片结构的过程,据此,建立了接触表层内的马氏体结构动态演变模型。3、接触表层的严重塑性变形促使了板条马氏体向纳米层片结构的转变,这些纳米层片结构在塑性变形层内进一步产生了氧化和非晶化。非晶化包括固态局部非晶化和机械混合非晶化两种形式。通过研究非晶的形成过程,建立了摩擦磨损过程中的非晶化形核能量模型。采用该模型可计算形成非晶所需要的临界位错密度值,再对比实际位错增殖情况,可判断是否具备形成非晶的条件。研究结果表明,纳米层片结构界面处的高密度位错和缺陷集中是产生非晶化的必备条件。4、不同元素含量、不同含碳量的板条马氏体和珠光体钢的干摩擦过程中均产生了自润滑现象,只是对应的摩擦载荷和速度有所区别。以纳米尺度表征了不同自润滑层的内部结构,获得了自润滑层的主要形成机制:1)表层结构经历严重塑性变形并形成纳米层片结构;2)纳米层片结构产生氧化和非晶化行为;3)纳米层片结构脱落形成磨屑后在表面持续经历剧烈塑性变形;4)包含纳米层片结构的磨屑进一步细化和氧化,最终形成纳米级氧化物颗粒并被压实在表面。5、摩擦磨损导致材料表层流失、接触表层塑性变形、表面形成接触应力场和形成纳米层片结构。这将直接影响磨损—疲劳的损伤和断裂形式,摩擦磨损特性对磨损—疲劳裂纹扩展的具体影响包括:改变裂纹萌生位置、促进表面裂纹的形成（接触点的剧烈变形）、造成裂纹扩展面偏转（接触应力场）、改变裂纹扩展路径（塑性流变）和消除表面裂纹（磨损）。据此,建立了磨损与弯曲疲劳共同作用下的磨损—疲劳裂纹扩展模型,可充分反映摩擦磨损特性与磨损—疲劳裂纹扩展的关系。6、采用自主设计的磨损和弯曲疲劳载荷共同作用的磨损—疲劳实验装置,结合前期建立的磨损—疲劳裂纹扩展模型,研究了板条马氏体钢的磨损—疲劳寿命规律。实验结果表明,当弯曲应力设定为试样的疲劳极限值时,滑动摩擦造成表层形成塑性变形层和纳米层片结构,迫使裂纹朝平行于表面方向扩展。再加上磨损对表面裂纹的磨除作用,磨损—疲劳寿命较长;当弯曲应力高于疲劳极限时,摩擦载荷较小的情况下,磨损—疲劳寿命较长。但增大摩擦载荷将急剧降低磨损—疲劳寿命;最后,在其它实验条件固定的情况下,提高旋转速度将使表面磨损机制由氧化磨损和磨粒磨损转变为粘着磨损,导致磨损—疲劳寿命大幅度降低。
徐修炎,马爱希,柳容钦[6]（1967）在《钢中组织的形态规律（三）——共析组织的形态规律》文中研究说明 在这一节里,我们主要讨论的是自奥氏体中直接分解出来的共析组织-P 类产物,包括 P、S、T。代号表示:F-铁素体;Ca-碳化物,包括渗碳体;P-珠光体;S-索氏体;T-屈氏体;B-贝氏体;M-马氏体;A-奥氏体。P 集合体的形态规律及后生成相在普通碳钢中,无论低碳还是高碳,P 集合体随过冷度的增加,亦即随形成温度的降低,在外形上不发生明显的变化,即使在 C 曲线拐弯处,P 集合体仍呈圆球
王佳[7]（2007）在《共析体系合金的组织分布控制及强韧化处理》文中指出块体纳米晶材料的高强度低塑性缺陷已成为限制其工程应用的主要问题，2002年，Y.M.Wang等人在《Nature》上撰文介绍了在液氮温度下通过大变形量轧制+短时退火的方法获得了晶粒尺寸双峰分布的纳米结构纯铜，在保持了纳米铜高强度的同时有效改善了塑性，该结果表明了通过实现晶粒尺寸双峰分布（Bimodal）结构解决这一问题的可能性。但至今尚未有一种方法可以在多相合金中通过定量控制微米晶的比例与分布以获得兼具高强度与大延伸的多相块体纳米合金。针对这一不足，本研究通过合金成分设计+共析相变处理+剧烈塑性变形+退火的工艺组合在铜铝与锌铝共析体系双相合金中成功实现了可控的Bimodal结构，有效地改善了块体纳米晶材料的低塑性，特别是拉伸塑性在强度少量损失的前提下得到了较大提高；同时首次分析了纳米晶基体上微米晶区的分布状态对材料力学性能的影响，并探讨了在上述两种不同合金系中Bimodal结构的不同形成机制。研究结果表明：Cu-10.8wt.％Al合金中先共析相经高压扭转变形（High Pressure Torsion，HPT）细化与退火长大后形成微米晶区，而共析马氏体经变形细化与退火分解后形成超细晶基体，具有该Bimodal结构的试样与完全纳米晶态试样相比，抗拉强度由997MPa降至730MPa，但塑性应变量由0提高到4％；共析相变处理得到呈弥散分布的先共析相原位转变成微米晶，结果表明弥散分布于超细晶基体上的微米晶区使试样抗拉强度上升至1300MPa，塑性应变量为3％；同样具有40％先共析相比例的Zn-41wt.％Al合金在共析相变处理后直接进行室温4道次等径角变形（Equal Channel Angular Pressing，ECAP）后得到Bimodal结构，力学性能测试表明该合金在损失部分抗拉强度的前提下，塑性延伸率显著提高至26％（完全纳米晶态仅为7％）。
李传路[8]（2019）在《纳米TiC和TiB2陶瓷颗粒调控低合金钢微观组织和强韧化机制》文中认为钢铁材料是世界上使用量最大,应用最广泛的金属材料。中国正是钢铁生产和消费大国,钢铁材料与我国国民经济息息相关。随着汽车业、机械制造等行业高速的发展,对人们对钢铁材料的工艺和性能都提出了更高的要求,传统的钢材已经不能满足人们对于更高强度、韧性等综合机械性能的日益快速增长的需求。对于增强钢材的综合机械性能,传统上人们的方法包括:在钢基体中加入其它金属元素进行合金化及成分优化、开发新的热处理工艺及新制造成型工艺等方法提高钢材的强韧性。上述方法都能显著的增强钢材的性能,但是这些方法对传统钢材的强韧性的提高已经遇到了瓶颈,很难再进一步显著提高钢材的强韧性。因此,对轻量化及高强高韧的钢材的需求急迫的需要研发一种新的、更方便快捷、灵活实用、低成本的显著提高钢材力学性能的方法。在本文中创造性的提出了将预制内生纳米陶瓷颗粒中间合金与传统铸造相结合的方法,成功的制作出微量纳米陶瓷颗粒增强钢,显著地增强了钢的强度、韧性等综合力学性能。解决了纳米陶瓷颗粒的难加入、分散差、与钢基体材料结合性差均匀分散等不足,并且具备过程简便低成本,对环境条件要求低,无需改变现有的设备,产品的尺寸形状无限制,可以和传统钢材强化方法相结合并协同强化,强化效果明显等优势。本文的研究工作为强化钢铁材料提供了一个可供参考的实验和理论依据及强化钢的新途径。研究了纳米陶瓷颗粒对低合金钢的凝固组织、热处理组织的调控规律,对钢的室温、高温力学性能的强韧化规律。深入分析了纳米陶瓷颗粒调控低合金钢组织机制和强韧化机制。主要创新点如下:1.揭示了纳米陶瓷颗粒对低合金钢凝固组织的影响规律及调控机制:（1）单相纳米TiC颗粒能够细化、均匀化45#钢和40Cr钢的铸态组织。使组织中的铁素体组织增多,并使长条状的铁素体细化成粒状,并均匀化。组织中的珠光体也得到细化,珠光体团簇基本消失;（2）双相纳米颗粒同样能够细化40Cr的铸态组织,组织中的铁素体组织增多并细化,均匀化。珠光体团簇得到分散,小块的珠光体与粒状的铁素体混合均匀分散;（3）单相TiC纳米颗粒增强的40Cr钢中的铁素体组织比双相纳米颗粒增强的更加细化、均匀,同时珠光体组织团簇也更小;（4）凝固过程中,纳米颗粒数量巨大,部分纳米TiC颗粒作为异质形核心增加形核率,其余纳米颗粒吸附在固液界面前沿,阻碍固液相界面的推移,抑制奥氏体枝晶的生长。双相纳米颗粒中尺寸较大的TiB2颗粒优先于小尺寸TiC作为形核核心,提高奥氏体的形核率,小尺寸纳米TiC颗粒主要吸附在固液前沿,抑制奥氏体枝晶生长,细化初生奥氏体。由于初生奥氏体的细化,钢的铸态组织中的珠光体和铁素体也随之得到了细化。2.揭示了纳米陶瓷颗粒对低合金钢热处理组织的影响规律及调控机制:（1）单相纳米TiC颗粒细化45#钢热处理后组织,晶粒尺寸大幅细化,显著减小了珠光体层片厚度;显著细化40Cr钢的贝氏体组织;（2）双相TiC+TiB2纳米陶瓷颗粒明显细化40Cr钢热处理后组织,减小晶粒尺寸,马氏体板条显著增加,铁素体基体中弥散分布大量碳化物纳米颗粒;（3）双相纳米颗粒对40Cr钢组织细化作用不如单相TiC颗粒的效果显著,双相纳米颗粒增强钢组织中的贝氏体和马氏体含量更多;（4）纳米陶瓷颗粒显著的细化了钢的铸态组织,热处理奥氏体化时得到更细小的奥氏体晶粒,固态相变后得到更细小均匀的索氏体（45#钢）和贝氏体组织（40Cr钢）。双相和单相纳米颗粒对钢固态相变过程影响不同,TiB2六棱柱状和较大尺寸倾向于诱导粗大的马氏体和贝氏体的出现,提高了钢的淬透性。3.揭示了纳米陶瓷颗粒对低合金钢常温力学性能强韧化规律和强韧化机制:（1）发现添加单相纳米TiC颗粒能够同时显著提高钢的强度、塑性和冲击韧性。0.054 wt.%纳米TiC颗粒使45#钢的屈服强度、抗拉强度、断裂应变分别提高19.3%、13.0%和8.8%;使40Cr钢的屈服强度、抗拉强度、断裂应变分别提高19.7%,30.4%和15.6%。0.018 wt.%纳米TiC颗粒使45#钢的冲击冲击韧性提高了46.8%;使40Cr的冲击韧性提高了43.4%。（2）发现添加双相纳米颗粒能显著提高钢的强度但是会降低塑性。0.054wt.%的双相颗粒使40Cr钢的屈服强度和抗拉强度分别提高了31.0%和38.8%。高含量的双相纳米颗粒使40Cr的断裂应变和冲击韧性降低。（3）单相TiC纳米颗粒同时提高钢的屈服强度、抗拉强度、延伸率和冲击性能,双相纳米颗粒大幅提高钢的强度但是降低钢的延伸率和冲击韧性;（4）单相纳米TiC颗粒强韧化钢的主要机制为细晶强化、奥罗万强化和纳米颗粒钉扎晶界分散应力。细晶强化:细化的晶粒和珠光体层片阻碍位错,强化位错与位错及位错与晶界的交互作用。奥罗万强化:细化及均匀分布的纳米强化相阻碍位错运动,产生位错增殖并造成位错塞积,使材料变形阻力增大,获得强化。韧化机制:细晶晶界上纳米TiC颗粒强化钉扎晶界,分散应力。主裂纹沿晶界扩展,遇到由纳米颗粒强化的晶界,裂纹被散射成许多微裂纹,消耗裂纹扩展的能量,减小应力集中,增加裂纹扩展的路径,延缓扩展。断裂前的微孔通常出现在晶界和第二相颗粒附近,增加的晶界和纳米TiC颗粒可以增加微孔的数量。微孔的形成和生长需要比解理断裂更多的能量。TiB2为六棱柱形,其棱角较多,尺寸较大,易诱发裂纹;另一方面,含有双相纳米颗粒的40Cr钢组织中板条状的马氏体增多,微观组织中的纳米碳化物颗粒也明显增多,大幅提高40Cr钢的强度,硬度较大的板条马氏体对塑性和韧性不利。4.揭示了纳米陶瓷颗粒对40Cr钢高温力学性能的强韧化规律和机制:（1）发现不同含量的单相纳米TiC颗粒均能同时显著提高钢的高温拉伸屈服强度、抗拉抗强度和断裂应变;（2）双相纳米颗粒显著提高40Cr钢的高温拉伸强度,并大幅提高其塑性。（3）双相纳米颗粒对于40Cr钢高温拉伸强度的提高幅度略低于单相颗粒,但塑性提升更大;（4）高温强化机制:纳米颗粒钉扎晶界和阻碍位错的攀移,此时单相纳米TiC更细小,分布更均匀,40Cr钢的组织均匀,使得单相TiC增强的40Cr钢强度提升更明显。在高温下组织出现相变,马氏体脱溶转变为碳化物和回火马氏体,故双相纳米颗粒的增强效果不如单相TiC颗粒。
徐婷,谭业发,蒋国良,蔡滨,李华兵[9]（2009）在《Cu-Al合金体系中微观组织结构的优化控制》文中认为以典型的共析体系合金Cu-Al合金为研究对象,对其进行了恰当的热处理和等径角变形（ECAP）处理,研究了该合金中先共析相与共析相的组织变化规律。研究结果表明:Cu-Al中的先共析相尺寸在热处理过程中随着冷却速度的增加而变得细小,组织分布更加弥散,并且在随后的等径角变形中将发生剪切变形,而在退火过程中又会长大;Cu-Al中的共析相则在热处理过程中因冷却速度的不同而转变成不同的组织,其中转变成的β马氏体在等径角变形中开始发生分解,并在随后的退火过程中进一步完全分解成α+γ2混合组织。
陈汪林[10]（2013）在《08F钢氮碳共渗及后续热处理过程中的相变》文中进行了进一步梳理铁素体氮碳共渗（低于592℃）是一种向工件表面渗入氮、碳原子来强化材料表面的化学热处理工艺,该工艺能显著地提高工件表面的硬度、耐磨性、抗腐蚀性等等,因此在工业上有非常广泛的应用。钢的氮碳共渗层微观组织一般由化合物层和扩散层组成,有时也会在化合物层和扩散层形成一层过渡层。在常规的钢的氮碳共渗工艺中,由ε-Fe2-3（C,N）、γ’-Fe4（C,N）组成的化合物层优先在钢的表面形成,并赋予表面高硬度和耐磨性。但是化合物层的厚度有限且本身硬而脆,甚至可能含有大量的空洞等,这往往会降低钢的疲劳性能,因此在许多情况下要避免化合物层的形成。迄今为止,人们对化合物层的形成机制还存在一些争议,并且对化合物层后续强化热处理尚缺乏深入研究。本论文采用可控离子氮碳共渗工艺（温度为560-580℃）在08F钢的表面形成一层介于化合物层、扩散层之间的过渡层来探讨氮碳共渗化合物层的相变机理,并对含有化合物层的离子氮碳共渗08F钢试样进行后续强化研究。本文利用金相显微镜、X-射线衍射仪、扫描电子显微镜、电子探针、透射电子显微镜等先进表征手段,并结合第一性原理计算,系统研究了 08F钢氮碳共渗层及其后续强化层的微观组织,揭示了 08F钢在氮碳共渗及后续热处理等各个阶段的相变机理。同时,采用显微硬度计和纳米力学测试仪研究了不同制备工艺下的各个强化层的力学性能,得到如下结论:（1）通过控制氮碳共渗气氛的成分成功实现了在化合物层与扩散层之间形成一个可控的过渡层,该过渡层不仅能显著地提高材料的表面硬度和韧性,而且还能提供氮碳共渗化合物层相变过程不同阶段的微观组织,为揭示其相变机制探讨提供了实验依据。（2）过渡层中微观组织特征提供了如下相变信息:（ⅰ）在过渡层中观察到珠光体团,说明在氮碳共渗过程中经历了奥氏体（γ-N/C）阶段;（ⅱ）在珠光体团周围观察到了等轴块状的γ’晶粒,且γ’晶粒中存在大量的孪晶,说明γ’晶粒是在氮碳共渗过程中从γ-N/C相中析出的先共析γ’相;（ⅲ）在γ’层中存在三重孪晶,由于γ’相与ε相存在固有的晶体学位向关系,即:{111}γ’//{0001}ε,因此γ’层中的三重孪晶说明γ’不可能来自ε相的分解;（ⅳ）在γ’相孪晶界面上观察到片条状的ε相,说明在氮碳共渗温度下,ε相能在γ’晶粒内部形核和生长。（3）第一原理计算得出,相同C:N原子比的ε-Fe3CxN1-x氮化物形成焓总是低于γ’-Fe4CxN1-x氮化物形成焓,因此在氮碳共渗过程中能自发进行γ’+N/C→ε相变。（4）揭示了氮碳共渗化合物层相变序列应该为:α-Fe + N/C → γ-N/C + N/C→γ’+N/C → ε,该相变序列不仅能很好地解释化合物层和过渡层的形成,而且还能解释扩散层中晶界析出相的形成,因此本文纠正了以往认同的氮碳共渗化合物层的相变序列（即:α-Fe + N/C →ε→γ’）。（5）将含有化合物层的离子氮碳共渗08F钢在700℃C盐浴炉中进行不同时间等温奥氏体化处理,成功制备了一定厚度的低碳富氮的Fe-C-N奥氏体层,该奥氏体层具有很好的热稳定性,在水冷过程中能保留下来。（6）氮碳共渗化合物层在700℃奥氏体化过程中分解过程可描述为:ε + γ’→γ’ + γ-N/C→γ-N/C,分解过程中释放出的活性N、C原子使毗邻的α-Fe相转变成γ-N（C）相,从而使表层的奥氏体层厚度增加。氮碳共渗化合物层的奥氏体化过程为扩散型相变,因此需要足够长的时间完成奥氏体化转变,本文所研究的氮碳共渗化合物层的完全奥氏体时间是5h。（7）Fe-C-N奥氏体在225℃等温14h时效过程中分解为超细贝氏体组织,其分解方程为:γ-N/C →γ’+ α-Fe。这种超细贝氏体层硬度高达1200HV0.245N且具有优良的韧性。超细贝氏体的微观组织和性能受奥氏体化保温时间的影响:在未完全奥氏体化阶段,贝氏体层厚度和试样表面硬度随奥氏体化保温时间的延长而增加;当奥氏体保温时间达到5h时,原化合物层完全转变称均匀的Fe-C-N奥氏体组织,其回火试样的贝氏体强化层厚度和表面硬度均达到峰值;当奥氏体保温时间超过5h后,其时效样品表面硬度随奥氏体化时间的延长而降低,而强化层厚度几乎保持不变。（8）氮碳共渗试样在后续的贝氏体相变强化过程中,其扩散层的晶界区域也发生超细贝氏体相变,且贝氏体区域连接起来形成强化网。（9）Fe-C-N奥氏体在225℃C等温过程中的贝氏体相变机制为:首先,Fe-C-N奥氏体通过调幅分解,形成贫N、C区和富N、C区;其次,富N、C奥氏体中N、C原子达到一定浓度时,将通过N、C原子的有序化转变成pre-γ’相,随后转变成γ’相;最后,贫N、C奥氏体以切变机制转变成含N、C原子过饱和α-Fe相,并在随后的时效过程中发生N、C原子脱溶,析出高密度的α"相。由于氮、碳原子在晶界等缺陷处的扩散速度与晶粒内部不同,这导致同一贝氏体区域出现无定型的下贝氏体和具有羽毛特征的上贝氏体。无论是上贝氏体组织,还是下贝氏体组织,γ’相总是贝氏体相变领先相,且γ’相和原γ相保持立方-立方型位向关系。
二、钢中组织的形态规律(二)——先共析相的形态规律（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、钢中组织的形态规律(二)——先共析相的形态规律（论文提纲范文）
（3）EH40钢窄间隙MAG焊缝成形及组织转变研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 船用低碳微合金化大线能量钢的使用焊接性 |
| 1.2.1 大线能量焊接方法在高强船板钢焊接中的弊端 |
| 1.2.2 低碳贝氏体钢中过冷奥氏体的中温转变 |
| 1.2.3 钢中微观组织与力学性能之间的联系 |
| 1.2.4 大线能量钢热影响区的韧化机制 |
| 1.2.5 大线能量钢焊接接头组织与性能 |
| 1.3 摆动电弧窄间隙MAG焊研究现状 |
| 1.3.1 窄间隙MAG焊炬的研发 |
| 1.3.2 摆动电弧窄间隙MAG焊工艺 |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第2章 试验设备、方法与数值模型 |
| 2.1 试验材料与试板 |
| 2.2 窄间隙MAG焊枪的设计制造与试验平台搭建 |
| 2.2.1 摆动电弧窄间隙MAG焊枪的设计准则与方案 |
| 2.2.2 焊枪结构 |
| 2.3 热循环计算 |
| 2.3.1 模型建立与网格划分 |
| 2.3.2 初始条件与边界条件 |
| 2.3.3 EH40 钢材料物性参数 |
| 2.3.4 模型可靠性验证 |
| 2.4 焊接热模拟 |
| 2.5 试样分析测试 |
| 2.5.1 微观组织分析 |
| 2.5.2 力学性能测试 |
| 第3章 摆动电弧窄间隙MAG焊填充焊工艺研究 |
| 3.1 窄间隙MAG填充焊过程焊缝成形不良的倾向性 |
| 3.1.1 摆动参数对焊缝成形不良的影响趋势 |
| 3.1.2 焊接电压对焊缝成形不良的影响趋势 |
| 3.1.3 焊接参数对成形不良的影响趋势 |
| 3.1.4 焊接规范 |
| 3.2 焊缝宏观形貌数学模型 |
| 3.2.1 响应面试验设计原理 |
| 3.2.2 试验参数矩阵 |
| 3.2.3 数学模型的建立与检验 |
| 3.3 焊接参数对焊缝宏观形貌尺寸的影响 |
| 3.3.1 焊接工艺参数对凝固区域填充量的影响 |
| 3.3.2 摆动参数对焊缝形状尺寸的影响 |
| 3.3.3 焊缝成形控制策略 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 EH40 钢窄间隙MAG焊接头组织特征与焊接热模拟 |
| 4.1 EH40 钢窄间隙MAG焊接头组织特征 |
| 4.1.1 焊接接头宏观形貌 |
| 4.1.2 凝固区域微观组织 |
| 4.1.3 热影响区粗晶区微观组织 |
| 4.2 填充焊粗晶区热影响区热过程 |
| 4.2.1 CGHAZ与 UACGHAZ的热过程 |
| 4.2.2 SCRCGHAZ的热过程 |
| 4.2.3 IRCGHAZ的热过程 |
| 4.3 焊趾及其临近位置粗晶区的热模拟 |
| 4.3.1 UACGHAZ的组织转变 |
| 4.3.2 SCRCGHAZ的组织转变 |
| 4.3.3 IRCGHAZ的组织转变 |
| 4.4 焊趾处粗晶区的冲击韧性 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 厚壁EH40 钢窄间隙MAG焊实际应用 |
| 5.1 EH40 船用试板焊缝成形 |
| 5.2 EH40 船用试板焊接接头微观组织 |
| 5.2.1 填充厚度对粗晶区分区分布的影响 |
| 5.2.2 不同填充厚度条件下接头的微观组织 |
| 5.3 EH40 船用试板焊接接头力学性能 |
| 5.4 窄间隙MAG焊在实际焊接过程中的限制因素 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）Fe-C合金热处理过程珠光体形核与协作生长数值模拟研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景和意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.3 Fe-C合金热处理过程共析转变基本机理 |
| 1.4 目前存在的主要问题 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第2章 Fe-C合金热处理过程珠光体形核生长模型及数值求解 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 Fe-C合金珠光体形核生长经典模型 |
| 2.3 Fe-C合金珠光体形核生长改进模型 |
| 2.4 Fe-C合金珠光体多岛屿生长模型 |
| 2.5 数值求解 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 Fe-C合金珠光体改进模型的形核生长数值模拟研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算参数设置 |
| 3.3 Fe-C合金珠光体形核生长模拟结果 |
| 3.4 Fe-C合金珠光体形核生长改进模型不同参数模拟结果 |
| 3.5 Fe-C合金珠光体形核生长改进模型不同条件下模拟结果 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Fe-C合金单岛屿珠光体协作生长数值模拟研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Fe-C合金单岛屿珠光体协作生长的模拟 |
| 4.3 含碳化合物对Fe-C合金单岛屿珠光体协作生长的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Fe-C合金多岛屿珠光体协作生长数值模拟研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 边界形核时Fe-C合金多岛屿珠光体协作生长的模拟 |
| 5.3 边界及晶内形核时Fe-C合金多岛屿珠光体协作生长的模拟 |
| 5.4 含碳化合物对Fe-C合金多岛屿珠光体协作生长的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 实验设计与验证 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验设计 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 总结与展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 研究展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间发表的主要论文 |
（5）板条马氏体钢摩擦磨损特性及磨损—疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.1.1 课题来源 |
| 1.1.2 钢铁材料的摩擦磨损特性与磨损—疲劳系统 |
| 1.1.3 研究目的和意义 |
| 1.2 板条马氏体的亚结构概述 |
| 1.2.1 板条马氏体束、块、条及其对钢的强韧性影响 |
| 1.2.2 板条马氏体束、块、条的尺寸控制 |
| 1.3 马氏体钢的干摩擦磨损特性 |
| 1.4 摩擦接触表层塑性变形及其对摩擦磨损特性的影响 |
| 1.4.1 摩擦接触表层内的塑性变形及其影响因素 |
| 1.4.2 塑性变形层对摩擦磨损特性的影响 |
| 1.5 氧化物颗粒对干摩擦磨损特性的影响 |
| 1.6 磨损—疲劳行为研究现状 |
| 1.7 主要研究内容和研究路线 |
| 第二章 板条马氏体钢的干摩擦磨损行为与塑性变形层 |
| 2.1 材料热处理与摩擦磨损实验方案 |
| 2.1.1 20CrNi2Mo钢淬回火态马氏体组织 |
| 2.1.2 原始表面的硬度和粗糙度测量 |
| 2.1.3 干摩擦磨损实验参数 |
| 2.1.4 材料表征 |
| 2.2 干摩擦磨损行为 |
| 2.2.1 摩擦系数演变 |
| 2.2.2 磨痕与磨损机制 |
| 2.3 表面氧化对摩擦行为的影响 |
| 2.3.1 表面氧化的热力分析 |
| 2.3.2 表面氧化膜与纳米颗粒特征 |
| 2.3.3 氧化膜对摩擦系数的影响 |
| 2.4 摩擦接触表层及其塑性变形层 |
| 2.4.1 摩擦接触表层结构、形态 |
| 2.4.2 摩擦接触表层硬度梯度 |
| 2.4.3 塑性变形层层深的主导因素 |
| 2.5 小结 |
| 第三章 摩擦接触表层应力应变与马氏体结构演化 |
| 3.1 摩擦接触表层内马氏体结构演变的应力条件 |
| 3.1.1 无摩擦的球-盘赫兹接触分析 |
| 3.1.2 考虑摩擦的球-盘滑动接触分析 |
| 3.2 摩擦接触表层内马氏体形变流线与应变 |
| 3.2.1 以形变流线为基础的应变计算方程 |
| 3.2.2 应变梯度表征 |
| 3.3 摩擦接触表层的梯度结构 |
| 3.3.1 磨痕表面下的微结构形态 |
| 3.3.2 纳米层片的亚结构 |
| 3.4 摩擦接触表层内马氏体演变模型 |
| 3.4.1 位错运动驱动下的细化机制 |
| 3.4.2 马氏体演变模型 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 板条马氏体干摩擦过程中的氧化和非晶化机制 |
| 4.1 测试方法 |
| 4.1.1 磨痕样品制备 |
| 4.1.2 摩擦接触表层内裂纹尖端TEM样品制备 |
| 4.1.3 过渡区TEM样品制备 |
| 4.2 干摩擦过程中的氧化机制 |
| 4.2.1 磨损表层及裂纹尖端的结构演变 |
| 4.2.2 表层氧元素扩散 |
| 4.2.3 裂纹尖端高应变区的氧化行为及扩散机制 |
| 4.3 干摩擦过程中的固态局部非晶化能量分析 |
| 4.3.1 固态局部非晶化能量壁垒分析 |
| 4.3.2 应力和温度影响下的固态局部非晶化形核能分析 |
| 4.3.3 摩擦过程中的纳米层片固态局部非晶化形核能计算 |
| 4.4 干摩擦接触表层内的非晶化结构分析 |
| 4.4.1 马氏体固态局部非晶化 |
| 4.4.2 机械混合非晶化 |
| 4.5 小结 |
| 第五章 干摩擦自润滑层及其形成机制 |
| 5.1 钢在不同元素含量、结构和含碳量下的干摩擦自润滑行为 |
| 5.1.1 干摩擦自润滑行为的对比实验方案 |
| 5.1.2 不同材料的自润滑行为差异 |
| 5.2 纳米尺度下的自润滑层结构 |
| 5.2.1 马氏体自润滑层结构 |
| 5.2.2 珠光体自润滑层结构 |
| 5.2.3 先共析相+珠光体自润滑层结构 |
| 5.3 层片珠光体在形变层中的渗碳体回溶与非晶化 |
| 5.3.1 渗碳体回溶及其热力学和动力学机制 |
| 5.3.2 非晶化 |
| 5.4 干摩擦自润滑层形成机制 |
| 5.4.1 形成机制与模型 |
| 5.4.2 保护机制 |
| 5.5 小结 |
| 第六章 干摩擦磨损对磨损—疲劳裂纹扩展的影响 |
| 6.1 摩擦磨损对磨损—疲劳应力分布的影响 |
| 6.1.1 单一弯曲疲劳的应力分布 |
| 6.1.2 磨损—疲劳的应力分布 |
| 6.2 摩擦磨损对磨损—疲劳破坏形式的影响 |
| 6.3 磨损—疲劳裂纹扩展的影响因素 |
| 6.3.1 接触应力和弯曲应力交互作用对裂纹面的影响 |
| 6.3.2 表层塑性变形和磨损对裂纹扩展的影响 |
| 6.4 考虑摩擦磨损的磨损—疲劳裂纹扩展模型 |
| 6.5 小结 |
| 第七章 板条马氏体钢磨损—疲劳行为的实验研究 |
| 7.1 磨损—疲劳行为实验装置设计 |
| 7.2 磨损—疲劳行为实验方法 |
| 7.2.1 实验材料和方法 |
| 7.2.2 表征测试方法 |
| 7.3 低弯曲应力下的磨损—疲劳行为 |
| 7.3.1 低弯曲应力下的的磨损—疲劳寿命规律 |
| 7.3.2 影响低弯曲应力下磨损—疲劳寿命的因素 |
| 7.4 高弯曲应力下的磨损—疲劳行为 |
| 7.4.1 高弯曲应力下的磨损—疲劳寿命规律 |
| 7.4.2 影响高弯曲应力下磨损—疲劳寿命的因素 |
| 7.5 滑动速度对磨损—疲劳寿命的影响 |
| 7.6 小结 |
| 第八章 结论与创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 图版及附录 |
| 附录 A 作者在攻读博士学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（7）共析体系合金的组织分布控制及强韧化处理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 文献综述 |
| 1.1.1 块体纳米材料的力学性能 |
| 1.1.2 块体纳米材料的低塑性现象及产生原因 |
| 1.1.2.1 非本征原因 |
| 1.1.2.2 本征原因 |
| 1.1.3 解决纳米材料高强度低塑性现象的思路 |
| 1.1.3.1 使块体纳米材料重获加工硬化能力 |
| 1.1.3.2 提高室温应变速率敏感性，延迟非均匀变形的发生 |
| 1.1.3.3 获得大角度非平衡晶界，实现晶界滑移与扩散蠕变的能力 |
| 1.2 课题研究内容与意义 |
| 第2章 研究方案、实验材料与实验过程 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 高压扭转变形(High pressure torsion) |
| 2.4 等径角变形(Equal channel angular pressing) |
| 2.5 试样准备 |
| 2.6 显微组织分析 |
| 2.7 光学显微照片上先共析相的尺寸测定 |
| 2.8 力学性能测试 |
| 第3章 实验结果与分析 |
| 3.1 Cu-10.8wt.%Al 合金的组织分布控制及强韧化处理 |
| 3.1.1 Cu-10.8wt.%Al 合金的热处理 |
| 3.1.1.1 合金中的存在相与主要的相变 |
| 3.1.1.2 热处理实验参数 |
| 3.1.1.3 光学显微组织 |
| 3.1.1.4 力学性能分析 |
| 3.1.2 Cu-10.8wt.%Al 合金的 HPT 变形 |
| 3.1.2.1 HPT 变形后的组织变化 |
| 3.1.2.2 HPT 变形后的显微硬度变化 |
| 3.1.3 Cu-10.8wt.%Al 合金 HPT 变形后的退火处理 |
| 3.1.3.1 实验参数 |
| 3.1.3.2 退火后材料的显微组织 |
| 3.1.3.3 退火前后材料的显微硬度变化 |
| 3.1.3.4 退火前后材料的力学性能变化 |
| 3.1.4 本章小结 |
| 3.2 Zn-41wt.%Al 合金的组织分布控制及强韧化处理 |
| 3.2.1 Zn-41wt.%Al 合金的热处理 |
| 3.2.1.1 热处理实验参数 |
| 3.2.1.2 光学显微组织 |
| 3.2.1.3 力学性能分析 |
| 3.2.1.4 TEM 显微组织 |
| 3.2.2 Zn-41wt.%Al 合金的 ECAP 变形 |
| 3.2.2.1 ECAP 变形后的组织变化 |
| 3.2.2.2 ECAP 变形后材料的力学性能 |
| 3.2.3 本章小结 |
| 第4章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
（8）纳米TiC和TiB2陶瓷颗粒调控低合金钢微观组织和强韧化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 钢铁材料的传统强化方法 |
| 1.2.1 钢的合金化强化 |
| 1.2.2 热处理强化 |
| 1.2.3 析出强化 |
| 1.3 陶瓷颗粒强化钢 |
| 1.3.1 纳米陶瓷颗粒对钢组织的影响 |
| 1.3.2 陶瓷颗粒对钢力学性能的影响 |
| 1.4 纳米陶瓷颗粒调控钢的凝固组织机制及强化机制 |
| 1.4.1 纳米陶瓷颗粒调控钢的凝固组织机制 |
| 1.4.2 纳米陶瓷颗粒对钢性能的强化机制 |
| 1.5 当前陶瓷颗粒增强钢研究的不足 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 纳米陶瓷颗粒增强钢制备及热处理实验步骤 |
| 2.1.1 纳米陶瓷颗粒增强钢的制备工艺及过程 |
| 2.1.2 纳米陶瓷颗粒增强钢的热处理工艺 |
| 2.2 样品分析及表征 |
| 2.2.1 纳米颗粒中间合金XRD相分析 |
| 2.2.2 纳米颗粒增强钢的光学显微镜分析 |
| 2.2.3 纳米颗粒的场发射分析和纳米颗粒增强钢的电子扫描分析 |
| 2.2.4 EBSD分析 |
| 2.2.5 TEM高倍显微组织分析 |
| 2.3 纳米颗粒增强钢性能测试 |
| 2.3.1 纳米颗粒增强钢常温拉伸性能测试 |
| 2.3.2 常温冲击性能测试 |
| 2.3.3 纳米颗粒增强钢高温拉伸性能测试 |
| 2.4 本论文研究工作技术路线 |
| 第3章 微量纳米TiC颗粒对45~#钢的凝固组织演变及力学性能影响规律及其作用机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 纳米TiC/Al中间合金相及陶瓷颗粒形貌表征及熔体内纳米颗粒分散行为分析 |
| 3.3 纳米TiC陶瓷颗粒含量对45~#钢的铸态及热处理后微观组织的影响规律 |
| 3.3.1 纳米TiC陶瓷颗粒含量对45~#钢的铸态组织的影响规律 |
| 3.3.2 纳米TiC陶瓷颗粒含量对45~#钢的热处理后组织的影响 |
| 3.4 微量纳米TiC颗粒强化45~#钢的力学性能 |
| 3.4.1 微量纳米TiC颗粒强化45~#钢的室温拉伸性能 |
| 3.4.2 微量纳米TiC颗粒强化45~#钢的室温冲击性能 |
| 3.5 微量纳米TiC颗粒强化45~#钢的组织调控机制和强韧化机制 |
| 3.5.1 微量纳米TiC颗粒强化45~#钢的组织调控机制 |
| 3.5.2 纳米TiC颗粒在室温下对45~#钢的强韧化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 单相纳米TiC和双相TiC+TiB_2颗粒强化40Cr钢的凝固组织及力学性能的差异性对比分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 纳米颗粒中间合金XRD及场发射扫描电镜分析 |
| 4.3 单相和双相纳米陶瓷颗粒对40Cr钢的铸态及热处理组织的影响 |
| 4.3.1 单相和双相纳米陶瓷颗粒对40Cr钢的铸态组织影响 |
| 4.3.2 单相和双相纳米陶瓷颗粒对40Cr钢热处理后微观组织影响规律 |
| 4.4 单相和双相纳米陶瓷颗粒强化40Cr钢的室温力学性能 |
| 4.4.1 单相和双相纳米陶瓷颗粒强化40Cr钢的室温拉伸性能 |
| 4.4.2 纳米陶瓷颗粒强化40Cr钢的室温冲击性能 |
| 4.5 微量单相和双相纳米颗粒强化40Cr钢的高温拉伸力学性能 |
| 4.6 微量单相和双相纳米颗粒强化40Cr钢的差异性分析 |
| 4.6.1 单相和双相纳米颗粒本身尺寸和形貌的差异性 |
| 4.6.2 单相和双相纳米颗粒对40Cr钢微观组织影响的差异性 |
| 4.6.3 单相和双相纳米颗粒增强40Cr钢力学性能和强化机制的差异性 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（9）Cu-Al合金体系中微观组织结构的优化控制（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 实验部分 |
| 1.1 实验材料 |
| 1.2 实验方法与设备 |
| 1.3 组织尺寸测定 |
| 2 实验结果与讨论 |
| 2.1 热处理对先共析相和共析相组织的影响 |
| 2.2 等径角变形和退火对先共析相和共析相组织的影响 |
| 3 结论 |
（10）08F钢氮碳共渗及后续热处理过程中的相变（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 离子氮碳共渗原理 |
| 1.2.1 Fe-N状态图 |
| 1.2.2 Fe-C-N等温截面图 |
| 1.2.3 氮(碳)化合物层的形成机制 |
| 1.2.4 氮(碳)化合层相组成及晶体结构 |
| 1.3 Fe-N奥氏体转变机制 |
| 1.3.1 氮对Fe-N奥氏体相变的影响 |
| 1.3.2 高氮奥氏体中间隙原子分布规律 |
| 1.3.3 Fe-N奥氏体珠光体转变机制 |
| 1.3.4 Fe-C合金中温转变机制 |
| 1.3.5 Fe-N奥氏体中温转变理论 |
| 1.3.6 Fe-C-N三元奥氏体中温转变机制 |
| 1.3.7 Fe-N马氏体转变机制 |
| 1.4 本课题的选题意义、研究目标和主要研究内容 |
| 1.4.1 本文选题意义 |
| 1.4.2 本文研究目的 |
| 1.4.3 本文研究的主要内容 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 离子氮碳共渗工艺 |
| 2.2.3 奥氏体化设备及其工艺 |
| 2.3 分析方法 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 韧性测试 |
| 2.3.3 XRD分析 |
| 2.3.4 金相观察 |
| 2.3.5 扫描电子显微镜(SEM)分析与能谱(EDS)分析 |
| 2.3.6 电子探针分析(EPMA)与波谱分析(WDS) |
| 2.3.7 透射电镜分析 |
| 2.4 Fe-C-N奥氏体含N、C原子含量的测定 |
| 第3章 化合物层和过渡层微观结构表征及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 氮碳共渗试样显微组织的观察 |
| 3.2.1 气氛对氮碳共渗试样横截面微观组织的影响 |
| 3.2.2 B样品横截面组织XRD分析 |
| 3.3 OM观察及微区成分分析 |
| 3.4 过渡层微观组织SEM观察 |
| 3.5 过渡层中珠光体子层TEM观察 |
| 3.5.1 珠光体层显微表征 |
| 3.5.2 片状珠光体中α-Fe相和γ'相形貌及晶体学位向关系 |
| 3.5.3 先共析γ'相TEM形貌及晶体学位向关系 |
| 3.5.4 粒状珠光体TEM观察及晶体学位向关系 |
| 3.5.5 珠光体形成机制 |
| 3.5.6 珠光体层中γ'相孪晶形成机制 |
| 3.6 TL中γ'子层分析 |
| 3.6.1 γ'相TEM观察 |
| 3.6.2 TL中γ'相孪晶观察 |
| 3.7 化合物层中微观组织TEM观察 |
| 3.8 ε相和γ'相形成焓 |
| 3.9 γ'相三重孪晶形成机制 |
| 3.10 氮碳共渗层性能表征 |
| 3.11 本章小结 |
| 第4章 扩散层微观结构及其显微表征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 B样品扩散层中晶界析出相中微观组织SEM观察 |
| 4.2.1 腐蚀方法对晶界析出相形貌的影响 |
| 4.2.2 晶界析出相中N、C元素含量测定 |
| 4.2.3 粗糙型晶界析出相的TEM分析及晶体学位向关系 |
| 4.2.4 晶界析出相中贝氏体组织中各相间的晶体学位相关系 |
| 4.2.5 光滑型晶界析出相TEM观察 |
| 4.2.6 晶界析出相的形成机理 |
| 4.3 离子氮碳共渗试样扩散层中γ'相形貌观察 |
| 4.3.1 扩散层中γ'相SEM观察 |
| 4.3.2 氮碳共渗试样扩散层中γ'相TEM观察 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Fe-C-N奥氏体及其中温转变产物的显微组织与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Fe-C-N奥氏体制备 |
| 5.2.1 奥氏体化过程中的XRD分析 |
| 5.2.2 Fe-C-N奥氏体N和C浓度测定 |
| 5.3 含N、C元素均匀的Fe-C-N奥氏体中温转变 |
| 5.3.1 Fe-C-N奥氏体等温时效过程中的相演变 |
| 5.3.2 Fe-C-N奥氏体液氮深淬火及其回火组织 |
| 5.4 奥氏体化保温时间对样品横截面微观组织影响 |
| 5.5 奥氏体化时间对最终样品强化层性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 Fe-C-N奥氏体中温转变机制研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 淬火态试样TEM观察 |
| 6.2.1 强化层显微组织研究 |
| 6.2.2 扩散层中晶界组织的显微组织研究 |
| 6.3 淬火+自然时效1 6月试样TEM观察 |
| 6.3.1 自然时效态强化层显微组织研究 |
| 6.3.2 扩散层中晶界组织自然时效态组织的研究 |
| 6.4 700℃奥氏体化保温5h+225℃时效14h试样TEM观察 |
| 6.4.1 时效态样品强化层TEM观察 |
| 6.4.2 时效态样品晶界组织TEM观察 |
| 6.5 Fe-C-N贝氏体产物精细结构 |
| 6.6 Fe-C-N贝氏体转变机制 |
| 6.6.1 Fe-C-N合金晶界转变机制 |
| 6.6.2 Fe-C-N合金晶内转变机制 |
| 6.7 本章小结 |
| 结论 |
| 本论文的创新点和以后工作展望 |
| 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 |
四、钢中组织的形态规律(二)——先共析相的形态规律（论文参考文献）
- [1]钢中组织的形态规律（二）——先共析相的形态规律[J]. 徐修炎,柳容钦,马爱希. 理化检验通讯, 1966(Z1)
- [2]钢中组织的形态规律（一）——马氏体及其回火产物的形态规律[J]. 徐修炎,马爱希,柳容钦. 理化检验通讯, 1966(04)
- [3]EH40钢窄间隙MAG焊缝成形及组织转变研究[D]. 倪志达. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [4]Fe-C合金热处理过程珠光体形核与协作生长数值模拟研究[D]. 张东桥. 华中科技大学, 2017(03)
- [5]板条马氏体钢摩擦磨损特性及磨损—疲劳行为研究[D]. 尹存宏. 贵州大学, 2019(09)
- [6]钢中组织的形态规律（三）——共析组织的形态规律[J]. 徐修炎,马爱希,柳容钦. 理化检验通讯, 1967(01)
- [7]共析体系合金的组织分布控制及强韧化处理[D]. 王佳. 南京理工大学, 2007(01)
- [8]纳米TiC和TiB2陶瓷颗粒调控低合金钢微观组织和强韧化机制[D]. 李传路. 吉林大学, 2019(11)
- [9]Cu-Al合金体系中微观组织结构的优化控制[J]. 徐婷,谭业发,蒋国良,蔡滨,李华兵. 机械制造与自动化, 2009(06)
- [10]08F钢氮碳共渗及后续热处理过程中的相变[D]. 陈汪林. 湖南大学, 2013(01)