一、低碳位错马氏体中的局部孪晶（论文文献综述）
黎永钧[1]（1987）在《低碳马氏体的组织结构及强韧化机理》文中提出 低碳马氏体的研究至今已有半个多世纪的历史。早在1926年,Hanemann等就发现,在Fe-C合金中,含碳量从0.07增至1.75％时,马氏体的形态发生改变。1940年Greninger等发现低碳马氏体呈层状排列,并认为高、低碳马氏体可能有不同的形成机制。五十年代以来,国内外许多学者从形成机构,晶体学,形态学,组织特征、亚结构,相变动力学和热力学,综合机械性能等方面对低碳马氏体作了广泛深入的研究,特别是电子显微技术的应用大大促进了对低碳马氏体组织结构和形态特征的深入了解,为低碳马氏体强韧化工艺和生产应用的发展提供了理论基础。但是,无论是相变机构、组织结构或是综合机械性能等方面还有许多问题至今尚未弄清楚,尚须深入研究。
刘旋[2]（2019）在《碳钢马氏体的精细结构》文中提出利用透射电子显微镜在纳米尺度上深入研究了碳钢Fe-C（0.05-2.0 wt.%）二元合金中淬火态马氏体组织的精细结构,发现淬火态孪晶马氏体组织实际是由非常细小的α-Fe晶粒构成。利用选区电子衍射和电镜原位回火观察深入研究了马氏体组织内部的孪晶结构特征以及回火过程中退孪晶行为特征,结果表明:1.孪晶马氏体组织中的孪晶属于典型的体心立方{112}<111>型孪晶,无论是孪晶结构的基体部分还是孪晶部分都是由1～2 nm大小的α-Fe细小晶粒构成。由于固态-固态相变的原因,这些细小的α-Fe晶粒都是从同一母相（奥氏体）晶粒中通过相变而成,因而相对于母相而言,它们具有几乎一样的晶体学取向分布,因而在电子衍射谱中呈现出单晶衍射特征。孪晶界面处存在同样细小颗粒的亚稳ω-Fe（C）相颗粒,该相具有六角结构,其点阵常数为aω-Fe=（?）aα-Fe;cω=（?）/2faα-Fe。该相与其密不可分的α-Fe之间存在特殊的取向关系,其晶体结构特征与其它体心立方金属和合金中的ω相极其相似。这种马氏体组织特征普遍存在于淬火态碳钢孪晶马氏体组织中,与碳含量多少无关。2.在低碳Fe-0.05C淬火态样品中,同样存在大量的体心立方{112}<111>型孪晶马氏体组织,其亚结构特征与高碳钢无甚差别。由于低碳合金中所对应的马氏体相变开始温度（Ms）点高,首先形成的孪晶马氏体组织,在其随后冷却至室温的过程中不可避免地经历了自回火而引起部分退孪晶过程。在超高碳合金中,Ms点低,退孪晶行为不明显,最初的马氏体组织特征得以完整保留,即孪晶马氏体组织。因此碳钢马氏体相变初生产物应该是体心立方{112}<111>型孪晶加上孪晶界面处的ω-Fe（C）相颗粒。3.各种碳钢组态的形成与孪晶马氏体组织的退孪晶行为密不可分,直接的电镜原位回火观察表明,从室温至200℃,孪晶马氏体组织未发生明显的变化;但在200～250℃之间,孪晶界面上的ω-Fe（C）相颗粒瞬间转变成渗碳体,并且颗粒度明显增大。同时,孪晶结构的基体和孪晶中的细小α-Fe晶粒发生瞬间粗化,类似于再结晶行为。这一过程伴随着孪晶结构的消失,即退孪晶过程。各种碳钢组态与退孪晶过程发生的温度和时间密不可分。上述研究结果,特别是孪晶马氏体组织是由细小α-Fe颗粒构成,将使我们对钢铁马氏体相变过程钢铁材料中一个重要基础理论,即马氏体相变过程,有一个更加深刻的认识。从而对钢铁组织的演变过程有一个更全面的了解和掌控,可以有效改变生产工艺和控制微观组织达到最佳性能的目的。由于ω相在体心立方金属体系中的普遍存在性,因而这些研究结果可以推广到其它金属及合金中,而不仅限于碳钢。
薛建忠[3]（2021）在《800MPa级热轧复相钢的组织控制及扩孔性能研究》文中研究说明伴随着汽车工业的迅猛发展,先进高强钢（Advanced high strength steel,AHSS）在车身上所占的比例越来越高,热轧复相（Complex phase steel,CP）钢具有较高的强度及较好的伸长率,均能满足汽车零部件的力学性能要求,除此以外,热轧复相钢还具有优良的扩孔性能即延伸凸缘性能,这使得热轧复相钢具备了制造复杂零部件的条件。由于复相钢组织复杂细小,生产过程中难以稳定调控,因此复相钢的应用受到很大限制。同时,对复相钢扩孔过程中裂纹的萌生和扩展缺少系统的研究。本文从合金成分设计、控轧控冷参数、第二相粒子析出行为、扩孔性能影响因素和扩孔裂纹断裂机制等方面入手,对800MPa级热轧复相钢的热轧工艺及扩孔性能进行了系统的研究,为工业生产提供参考。主要的工作及结果如下:（1）根据热轧复相钢的强度要求,设计了以C-Mn-Si元素为基础,辅助加入Al元素,复合添加Ti、Nb、V等微合金元素的试验钢,通过连续冷却相变规律研究得到了试验钢的静态及动态CCT（Continuous cooling transformation,CCT）曲线。结果表明:通过合理的成分设计,可以在较大的冷速范围及较宽的温度范围内得到以粒状贝氏体为主的复相组织结构,为后续热轧工艺提供参考。（2）研究了终轧温度和卷取温度对热轧复相钢组织及性能的影响。研究结果表明:随着终轧温度的升高,组织逐渐转变为粒状贝氏体和准多边形铁素体,较低的终轧温度下组织中会出现板条贝氏体;随着卷取温度的升高,试验钢的组织由粒状贝氏体与准多边形铁素体转变为多边形铁素体与碳化物,强化机制由细晶强化及位错强化转变为沉淀析出强化。（3）系统分析了第二相粒子在奥氏体及贝氏体中的平衡溶解和析出行为。研究结果表明:Ti系复相钢TiN主要在轧前的高温阶段析出,随着温度的降低,试TiC逐渐析出;NbV系复相钢在热轧过程NbN大量析出,NbC和VN少量析出,在轧后的冷却阶段,VC大量析出,NbC小量析出。Ti系及NbV系复相钢中均有大量纳米级析出物呈规律析出。（4）研究了不同显微组织结构对扩孔性能的影响。结果表明:贝氏体比例的增大有利于提高扩孔率,同时低温卷取时晶粒边界存在的高密度位错及大比例大尺寸的M/A（Martensite and austenite,M/A）岛降低了试验钢的成形性能。KAM数据分析表明应变集中在M/A岛附近。随着卷取温度的升高,贝氏体铁素体变体的选择性增强,并且扩孔率也随之提高。（5）通过准原位 EBSD（Electron backscatter diffraction,EBSD）及原位 SEM（Scanning electron microscope,SEM）实验研究了变形过程中复相钢微观组织变化及裂纹萌生扩展规律,结果表明:小角度晶界所占比例随着变形的增加而增大;处于有利位向上的晶粒首先开始滑移和变形,而非有利位向上的晶粒先旋转再发生滑移变形;晶粒在变形中被拉长,且晶粒内出现滑移带。组织为粒状贝氏体和准多边形铁素体时,裂纹在铁素体基体同M/A岛的边界处萌生,穿晶扩展,且在板条亚晶及M/A岛处发生偏转;组织为多边形铁素体和渗碳体时,裂纹在铁素体边界萌生,在晶界和晶粒内部扩展,由于多边形铁素体强度低,位错少,裂纹扩展阻力小,方向偏转程度较小。
齐靖远[4]（1984）在《低碳位错马氏体中的局部孪晶》文中进行了进一步梳理 在位错型低碳马氏体中观察到孪晶亚结构已有一些报导,但是低碳位错马氏体中孪晶的形成原因、形貌特征与影响因素尚未深入研究。本文研究了Ms温度260—430℃五种低碳马氏体中李晶的形态、数量与形成原因。试验取用的最高淬火速率为11280℃/秒,五种材料均存在含有孪晶的马氏体数量（简称孪晶数量）随淬火速率增加递增的变化规律,其中Ms温度最高的20钢低于一定淬火速率时孪晶消失。淬火速率相同时,孪晶数量随Ms温度降低而增加。李晶的形态随Ms温度及化学成分变化,Ms温度高于300℃低碳马氏体（20,15MnB、18CrMnTi,18Cr2Ni4W）中存在的少量孪晶一般是位错马氏体中的局部孪晶,孪晶往往沿板条界分布,孪晶短而厚呈笋状或透镜状（见图）。Ms温度低于300℃的25SiMn2CrNiMoV的弯晶细长平直呈典型的孪晶形态,而且往往
仝敏[5]（2018）在《A517Q齿条钢焊接热影响区的组织及性能研究》文中认为采用焊接热模拟技术,借助光学显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜等分析手段和显微维氏硬度计、示波冲击试验机等力学仪器研究了焊接热循环对A517Q齿条钢焊接热影响区（HAZ）的组织特征和力学性能的影响,重点分析了HAZ各亚区的组织转变过程和冲击韧性断裂行为。研究结果表明:亚临界热影响区（SCHAZ）的显微组织和母材相比没有明显的变化,基体为回火贝氏体组织;在粗晶热影响区（CGHAZ）和细晶热影响区（FGHAZ）形成了大量的淬火马氏体组织,且CGHAZ的晶粒尺寸粗化严重;相对于其它亚区,临界热影响区（ICHAZ）的组织转变更为复杂,在ICHAZ内同时发生基体的回火和部分奥氏体化。不同的临界峰值温度下,ICHAZ微观组织的组成和分布均有较大的差异。随着峰值温度的提高,ICHAZ基体中回火贝氏体组织逐渐减少,而新生成的马氏体和贝氏体含量逐渐增多,且有效晶粒尺寸逐渐降低。当CGHAZ经历峰值温度低于Ac1的二次焊接热循环时,亚临界粗晶区（SCGHAZ）的微观组织为回火马氏体;当二次热循环峰值温度处于临界区范围内时,临界粗晶区（ICCGHAZ）的基体组织为贝氏体组织,沿着原奥氏体晶界分布着链状马氏体/M-A组元,同时在ICCGHAZ形成了少量的残余奥氏体。力学性能测试发现在A517Q齿条钢的焊接热影响区各亚区内均未出现软化现象,在CGHAZ发生了脆化。二次热循环后,再热粗晶区韧性相对于CGHAZ韧性有所提高。此外,HAZ的韧性最高值出现在ICHAZ。分析结果表明CGHAZ中粗大的淬硬马氏体和高位错密度是其脆化的主要原因。经过二次的临界热循环后,基体中的残余奥氏体和连续分布的链状马氏体对ICCGHAZ的韧化起主导作用。对于ICHAZ,其良好的塑性变形能力和低温韧性主要是由于:（1）精细的显微组织结构;（2）组织内部大角度晶界;（3）较低的位错密度和（4）均匀的几何必须位错和局部应变分布导致的。
齐靖远[6]（1983）在《低碳位错马氏体中的局部孪晶》文中研究表明 在位错型低碳马氏体中观察到孪晶亚结构已有一些报导,但是低碳位错马氏体中孪晶的形成原因、形貌特征与影响因素尚未深入研究。本文研究了Ms温度260—430℃五种低碳马氏体中李晶的形态、数量与形成原因。试验取用的最高淬火速率为11280℃/秒,五种材料均存在含有孪晶的马氏体数量（简称孪晶数量）随淬火速率增加递增的变化规律,其中Ms温度最高的20钢低于一定淬火速率时孪晶消失。淬火速率相同时,孪晶数量随Ms温度降低而增加。李晶的形态随Ms温度及化学成分变化,Ms温度高于300℃低碳马氏体（20,15MnB、18CrMnTi,18Cr2Ni4W）中存在的少量孪晶一般是位错马氏体中的局部孪晶,孪晶往往沿板条界分布,孪晶短而厚呈笋状或透镜状（见图）。Ms温度低于300℃的25SiMn2CrNiMoV的弯晶细长平直呈典型的孪晶形态,而且往往
谈育煦[7]（1988）在《论马氏体形态分析时存在的若干问题》文中提出结构钢和工具钢在工业淬火条件下获得的马氏体与理论研究时特定状态下获得的马氏体,在形态上有着一定的差别。为了使马氏体形态的研究更好地和生产实践相联系,文中结合作者近期工作,对常用钢中的几种典型马氏体形态进行了分析,进一步阐明了板条马氏体、隐针马氏体和片状马氏体的各自特点。
程时遐[8]（2014）在《管线钢在线配分的组织与性能研究》文中研究说明通过HOP（Heating On-line Partitioning）技术，使X100管线钢获取了（B+M/A）复相组织。采用力学性能测试、材料显微分析和X射线衍射方法对（B+M/A） X100管线钢的微观组织和力学性能进行了研究。结果表明，和普通X100管线钢相比，（B+M/A） X100管线钢具足够的强度以及更优良的大变形能力。在此基础上，建立了应用于大位移环境下的（B+M/A） X100大变形管线钢工艺—组织—性能之间的关系。研究表明，随终冷温度的上升，试验钢的屈服强度和抗拉呈下降趋势，在较高终冷温度时，强度有所上升。随着终冷温度的上升，试验钢的断后伸长率和均匀伸长率呈增加趋势，在较高终冷温度时，塑性略有下降。当终冷温度大于320℃时，试验钢的均匀伸长率均大于8%，屈强比均小于0.80，形变强化指数均大于0.10，符合大变形管线钢的要求。随着终冷温度上升，贝氏体的板条宽度增加，贝氏体的含量和位错密度降低，导致材料强度降低和塑性增加。在高的终冷温度条件下，马氏体的形成、碳化物的析出和残余奥氏体的分解是材料强度增加和塑性减小的显微组织因素。研究表明，随着配分温度的升高，试验钢的屈服强度、抗拉强度呈降低的趋势，均匀伸长率和断后伸长率呈增大趋势。屈强比和形变强化指数较稳定，分别在0.81-0.82和0.10-0.11范围内波动，表现了较好的塑性水平和大变形能力。在不同的配分温度下都具有较高的韧性水平。随配分温度的升高，贝氏体基体中碳的过饱和度和晶格畸变减小，位错密度降低和贝氏体板条宽化，导致材料强度降低，塑性增加。随配分温度的升高，碳化物析出、长大和粗化。碳化物析出导致材料强度增加，塑性降低。随配分温度的升高，试验钢中残余奥氏体含量增加，导致材料强度降低和塑性增加。在较高的配分温度，残余奥氏体含量因碳化物析出而降低。随卷取温度的上升，试验钢的屈服强度和抗拉强度呈下降趋势，在较高卷取温度时强度有所上升。随卷取温度的上升，断后伸长率和均匀伸长率呈增加的趋势，在较高卷取温度时塑性有所下降。当卷取温度较低时，贝氏体板条束细密，位错密度高，同时板条间形成薄膜状的残余奥氏体，试验钢有较高的强度和较低的塑性。随卷取温度增加，贝氏体体积含量减少，残余奥氏体增加，试验钢的强度降低，塑性增加。当卷取温度较高时，碳化物析出和残余奥氏体量减少，导致试验钢抗拉强度增加和均匀伸长率下降。利用Excel软件，建立了（B+M/A）X100大变形管线钢组织参量与力学性能的回归方程。经检验，建立的回归方程与客观规律相吻合。在一定范围内，增大M/A组元的分布密集程度（降低λ）或者增大单位面积内晶界长度（降低k），会导致实验钢均匀伸长率和形变强化指数的增大，屈服强度、屈强比和冲击韧性的降低。M/A组元的分布密集程度对实验钢的大变形力学性能的影响最为明显，是提高材料大变形力学性能的重要因素，在一定范围内，较高的M/A体积含量和较小直径的M/A可使实验钢获得较好的大变形力学性能。
马晶[9]（2015）在《(B+M/A)大变形管线钢的组织性能研究》文中研究说明大变形管线钢是通过地震、滑坡、冻土等地质灾害地区输油气管线的首选材料,是近年来油气输送管的一个重要发展。通过HOP（Heating On-line Partitioning）技术使X80管线钢得到了（B+M/A）复相组织。采用力学性能测试、材料显微分析和X射线衍射方法 对 B+M/A)X80管线钢的微观组织和力学性能进行了研宄。与普通X80管线钢相比,（B+M/A）X80管线钢在满足强度要求的基础上,有更优良的变形能力,满足了大变形管线钢的技术要求。在此基础上,建立了适用于大位移环境下的 B+M/A)X80大变形管线钢工艺一组织一性能间关系。对一种01219mmx22.0mm（B+M/A）X80直缝埋弧焊钢管进行了实物实验,从而为HOP技术的工程应用和 B+M/A)大变形管线钢管的试制提供依据。研究表明,经不同终冷温度的HOP处理,实验钢获取了 B+M/A)复相组织。在稍低温度区间,随着终冷温度的增加,实验钢贝氏体的板条宽度增加,贝氏体的含量和位错密度减小以及残余奥氏体增加,导致材料强度降低和塑性增加。在高的终冷温度条件下,马氏体的形成、碳化物的析出和残余奥氏体的分解是材料强度增加和塑性减小的显微组织因素。在不同终冷温度下,实验钢有低的屈强比、高的均匀伸长率和高的形变强化指数,符合大变形管线钢的技术要求。随着HOP配分温度的升高,实验钢抗拉强度和屈服强度逐渐降低,而断后伸长率呈现逐渐增大的趋势。当配分温度较高时,强度上升和塑性减小。在不同的配分温度下,实验钢有较好的塑性,较高的韧性和良好的大变形能力。随配分温度的升高,由于贝氏体板条宽化、位错密度降低、残余奥氏体含量增加和碳化物的粗化,导致实验钢的强度降低和塑性增加。当配分温度较高时,残余奥氏体稳定性和含量的降低是材料强度增加,塑性降低的显微组织因素。基于等温HOP原理,新近开发了一种新的卷取连续HOP技术,即利用管线钢在卷取冷却过程中的余热进行非等温的卷取连续冷却配分,使管线钢获得 B+M/A)复相组织和良好的塑性变形能力。随着卷取温度的升高,贝氏体的含量和位错密度减小,残余奥氏体含量增加,导致材料强度降低和塑性增加。在高的卷取温度条件下,碳化物的析出和残余奥氏体的分解是材料强度增加和塑性减小的显微组织因素。在不同卷取温度下,实验钢有低的屈强比、高的均匀伸长率和和高的形变强化指数,符合大变形管线钢的技术要求。基于实验结果,利用Excel软件建立了（B+M/A）X80大变形管线钢组织参量与力学性能的回归方程。经检验,所建立的回归方程与客观规律相吻合。在一定范围内,随M/A平均自由程l的减小和M/A单位面积相界长度k的增大,（B+M/A）X80大变形管线钢的强度下降,塑性增加。M/A组元的分布密集程度对实验钢的大变形力学性能的影响最为明显,是提高材料大变形力学性能的重要因素,较小直径的球状或点状的M/A有利于提高实验钢的冲击韧性。对一种Ф1219mm×22.0mm（B+M/A）X80直缝埋弧焊管进行了实物实验。多位向分布的B、细小均匀的M/A以及纳米级碳、氮化合物的析出等组织因素,赋予（B+M/A）X80实物钢管高的强韧性和优良的变形能力,满足基于应变设计的大变形管线钢管的技术要求。
易艳良[10]（2015）在《高强度钢“多层次”组织结构对力学性能影响的研究》文中研究指明通过细化多层次组织是金属材料强韧塑化及其提高疲劳性能的重要发展方向,对马氏体钢不同层次组织与强韧性关系的规律进行了大量研究,但对马氏体钢的强韧性“有效控制单元”至今无定论,且多层次组织参量与不同韧性指标耦合关系规律的研究未见报道。本文以20CrNi2Mo钢为研究对象,通过不同淬火温度和淬火速率等热处理手段获得不同层次尺寸条状马氏体组织,并通过OM、SEM、EBSD及TEM等技术定量表征各层次组织尺寸,研究了多层次组织结构与马氏体力学性能的关系,探讨条状马氏体钢强韧性的“有效晶粒尺寸”,建立多层次组织结构与韧性的关系模型。20CrNi2Mo钢经淬火低温回火后为条状马氏体组织,随淬火温度提高,原奥氏体晶粒尺寸、马氏体束尺寸及马氏体块宽均增大,而马氏体板条宽减小。20CrNi2Mo钢的抗拉强度、屈服强度、断面收缩率及硬度随淬火温度提高均减小,而伸长率、冲击韧性和断裂韧性均增大。随淬火速率提高,除原奥氏体晶粒尺寸不受影响外,其他各层次组织均被细化。A组20CrNi2Mo钢的屈服强度、抗拉强度、断面收缩率、洛氏硬度及J1C随淬火速率提高均增大,而伸长率及冲击韧性减小;由于孪晶的形成,B组20CrNi2Mo钢的抗拉强度和硬度均随淬火速率增大而呈现先增后降趋势,而伸长率先降后增。20CrNi2Mo钢的抗拉强度和屈服强度与马氏体束尺寸、马氏体块宽及马氏体板条宽的-1/2次方之间均满足Hall-Petch关系。马氏体块宽为板条马氏体强度的“有效控制单元”。在不同淬火温度下,其冲击韧性和断裂韧性与马氏体板条宽的-1/2次方满足Hall-Petch关系,即马氏体板条尺寸为冲击韧性和断裂韧性的“有效控制单元”;在不同淬火速率下,其断裂韧性与马氏体板条宽的-1/2次方满足Hall-Petch关系,即马氏体板条宽为断裂韧性的“有效控制单元”。初步建立多层次组织与马氏体钢韧性的关系模型,即Di=di/nδ。经计算得:原奥氏体晶粒尺寸约为n?的1/3,且dr/n?（A4）﹥1,而马氏体束尺寸、马氏体块宽及马氏体板条宽与n?的比值均小于1,且马氏体板条宽与2?的比值远小于1。当淬火温度提高,穿条界能耗J1增大,裂纹偏转能耗J2和沿条界扩展能耗J3减小;当淬火速率提高,穿条界能耗J1和裂纹偏转能耗J2增大,沿条界扩展能耗J3减小。
二、低碳位错马氏体中的局部孪晶（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、低碳位错马氏体中的局部孪晶（论文提纲范文）
（2）碳钢马氏体的精细结构（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 碳钢中马氏体组织的形貌和亚结构 |
| 1.1.1 马氏体的组织特征 |
| 1.1.2 马氏体组织的亚结构 |
| 1.2 马氏体相变的研究意义 |
| 1.3 马氏体相变的研究进展 |
| 1.4 钢中ω相的发现及其结构特征 |
| 1.5 研究目的 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验用钢及化学成分 |
| 2.2 热处理工艺 |
| 2.3 金相组织观察扫描电子显微镜观察 |
| 2.4 透射电子显微镜分析 |
| 第三章 超低碳板条马氏体的孪晶亚结构及板条形成新机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 奥氏体化温度对Fe-0.05C样品水淬后组织结构的影响 |
| 3.2.1 Fe-0.05C样品1050℃水淬后的TEM观察 |
| 3.2.2 Fe-0.05C样品1200℃水淬后的TEM观察 |
| 3.2.3 Fe-0.05C样品1250℃水淬后的TEM观察 |
| 3.2.4 Fe-0.05C样品高于1300℃水淬后的TEM观察 |
| 3.3 孪晶界的迁移机制 |
| 3.4 板条的形成机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 不同含碳量的淬火态碳钢马氏体的亚结构 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 低碳钢的透射电子显微镜观察 |
| 4.3 高碳钢的透射电子显微镜观察 |
| 4.4 bcc结构与bct结构的差异与计算分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 孪晶马氏体组织中的纳米α-Fe晶粒结构 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 中低碳钢孪晶马氏体组织中的纳米α-Fe晶粒观察 |
| 5.3 高碳钢孪晶马氏体组织中的纳米α-Fe晶粒观察 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 孪晶马氏体精细结构的电镜原位加热观察 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 透射电子显微镜观察下的淬火态显微组织 |
| 6.3 透射电子显微镜原位加热过程中碳化物的形成 |
| 6.4 透射电子显微镜原位加热过程中碳化物的长大 |
| 6.5 透射电子显微镜原位加热过程中α-Fe纳米晶粒的再结晶 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（3）800MPa级热轧复相钢的组织控制及扩孔性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 第一代先进高强钢概况 |
| 2.2 复相钢的发展 |
| 2.3 复相钢的显微组织 |
| 2.3.1 多边形铁素体 |
| 2.3.2 准多边形铁素体 |
| 2.3.3 粒状贝氏体 |
| 2.3.4 M/A岛 |
| 2.3.5 粒状贝氏体与M/A岛的形成 |
| 2.4 热轧工艺对组织性能的影响 |
| 2.4.1 奥氏体晶粒尺寸对显微组织和力学性能的影响 |
| 2.4.2 TMCP工艺对显微组织和力学性能的影响 |
| 2.4.3 TMCP工艺的应用和实践 |
| 2.4.4 热轧复相钢的TMCP工艺 |
| 2.5 微合金第二相作用及其析出行为 |
| 2.5.1 Ti对组织及性能的影响 |
| 2.5.2 Nb对组织及性能的影响 |
| 2.5.3 V对组织及性能的影响 |
| 2.5.4 微合金第二相析出行为研究 |
| 2.6 热轧复相钢的翻边成形性能 |
| 2.6.1 孔的翻边 |
| 2.6.2 高扩孔钢的发展 |
| 2.6.3 高扩孔钢的国内外研究现状 |
| 2.6.4 组织对扩孔性能影响 |
| 2.7 热轧复相钢的强韧化机理 |
| 2.7.1 强化机制 |
| 2.7.2 韧化机制 |
| 3 研究内容与方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 实验设备与方法 |
| 3.3.1 实验加工制备与测试 |
| 3.3.2 微观组织测试与分析 |
| 4 800MPa级热轧复相钢的成分设计及相变规律研究 |
| 4.1 成分设计 |
| 4.2 理论相变点计算 |
| 4.3 连续冷却过程相变规律研究 |
| 4.3.1 实验方案设计 |
| 4.3.2 显微组织和硬度 |
| 4.3.3 连续冷却转变曲线 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 控轧控冷对热轧复相钢组织性能的影响 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 终轧温度对Ti系2#复相钢组织及性能的影响 |
| 5.2.1 终轧温度对组织的影响 |
| 5.2.2 终轧温度对力学性能的影响 |
| 5.3 卷取温度对复相钢组织的影响 |
| 5.3.1 卷取温度对Ti系复相钢组织的影响 |
| 5.3.2 卷取温度对NbV系复相钢组织的影响 |
| 5.4 卷取温度对复相钢力学性能的影响 |
| 5.4.1 卷取温度对Ti系复相钢力学性能的影响 |
| 5.4.2 卷取温度对NbV系复相钢力学性能的影响 |
| 5.5 试验钢不同卷取温度下强化机制分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 复相钢中第二相粒子析出行为研究 |
| 6.1 Ti(C,N)及(Nb,V)(C,N)在奥氏体区析出热力学计算 |
| 6.2 TiC在贝氏体区析出动力学计算 |
| 6.3 TiC在贝氏体区的等温析出试验 |
| 6.3.1 试验材料及方法 |
| 6.3.2 基体组织形貌 |
| 6.3.3 等温析出物形貌及分析 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 铁素体与贝氏体相变对析出物的影响 |
| 6.4.2 相间析出 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 复相钢扩孔性能及其影响因素研究 |
| 7.1 实验方法 |
| 7.2 组织结构对扩孔性能的影响 |
| 7.2.1 基体组织对扩孔性能的影响 |
| 7.2.2 M/A岛对扩孔性能的影响 |
| 7.2.3 各相比例对扩孔性能的影响 |
| 7.3 扩孔率与力学性能的关系 |
| 7.4 显微结构对扩孔性能的影响 |
| 7.4.1 KAM值 |
| 7.4.2 变体选择 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 复相钢中裂纹扩展与断裂机制研究 |
| 8.1 扩孔裂纹观察 |
| 8.1.1 孔边缘宏观形貌观察及受力分析 |
| 8.1.2 孔边缘形貌观察 |
| 8.1.3 扩孔裂纹断口形貌观察 |
| 8.2 原位SEM探究裂纹萌生与扩展 |
| 8.2.1 原位拉伸中的组织演变 |
| 8.2.2 裂纹扩展 |
| 8.3 准原位EBSD探究扩孔微观组织变化 |
| 8.3.1 实验方法 |
| 8.3.2 EBSD组织特点 |
| 8.3.3 晶粒取向变化 |
| 8.3.4 变形中的晶粒旋转 |
| 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 |
（5）A517Q齿条钢焊接热影响区的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 齿条钢的焊接研究现状 |
| 1.3 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 焊接热模拟试验 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.5 力学性能试验 |
| 2.5.1 拉伸试验 |
| 2.5.2 硬度测试 |
| 2.5.3 低温冲击韧性试验 |
| 第3章 焊接热循环对A517Q齿条钢焊接热影响区组织的影响 |
| 3.1 一次热循环下焊接热影响区微观组织 |
| 3.1.1 OM及 SEM分析 |
| 3.1.2 TEM形貌分析 |
| 3.1.3 EBSD结果分析 |
| 3.2 二次热循环下再热粗晶区微观组织 |
| 3.2.1 组织形貌的SEM和 OM分析 |
| 3.2.2 XRD结果分析 |
| 3.3 不同峰值温度下ICHAZ组织转变特征 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 焊接热循环对A517Q齿条钢焊接热影响区性能的影响 |
| 4.1 一次热循环下焊接热影响区力学性能 |
| 4.1.1 硬度试验结果 |
| 4.1.2 低温冲击韧性结果 |
| 4.2 二次热循环对再热粗晶区力学性能的影响 |
| 4.2.1 硬度与冲击韧性结果 |
| 4.2.2 冲击断裂行为及断口形貌 |
| 4.3 微观组织与冲击断裂行为的关系 |
| 4.3.1 粗晶区脆性断裂行为分析 |
| 4.3.2 再热粗晶区韧化行为分析 |
| 4.3.3 临界区微观组织与冲击断裂行为的关系 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（8）管线钢在线配分的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 管线钢国内外发展现状 |
| 1.3 大变形管线钢研究现状 |
| 1.3.1 大变形管线钢的力学性能 |
| 1.3.2 大变形管线钢的显微组织 |
| 1.3.3 大变形管线钢的获取方法 |
| 1.4 研究内容 |
| 第二章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 热模拟实验 |
| 2.2.1 Gleeble-3500 型热模拟试验机简单介绍 |
| 2.2.2 热模拟试样类型 |
| 2.3 力学性能实验 |
| 2.3.1 拉伸性能实验 |
| 2.3.2 冲击韧性实验 |
| 2.3.3 硬度实验 |
| 2.4 显微组织分析实验 |
| 第三章 试验钢 X100 的 CCT 曲线和连续冷却转变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验原理 |
| 3.3 实验材料和方法 |
| 3.4 实验结果 |
| 3.4.1 临界点的确定 |
| 3.4.2 组织与硬度 |
| 3.4.3 CCT 曲线的建立 |
| 3.5 分析与讨论 |
| 3.6 小结 |
| 第四章 (B+M/A) X100 的组织-性能与增塑机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 (B+M/A) X100 大变形管线钢的形成原理 |
| 4.3 试验材料及方法 |
| 4.4 试验结果及分析 |
| 4.4.1 应力-应变曲线 |
| 4.4.2 性能参数 |
| 4.5 (B+M/A) X100 大变形管线钢的组织-性能分析 |
| 4.5.1 显微组织的一般特征 |
| 4.5.2 贝氏体的精细显微特征 |
| 4.5.3 M/A 的精细显微特征 |
| 4.6 小结 |
| 第五章 终冷温度对(B+M/A) X100 组织-性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料及试验方法 |
| 5.3 试验结果及分析 |
| 5.3.1 强塑性 |
| 5.3.2 冲击韧性 |
| 5.3.3 显微组织 |
| 5.3.4 组织结构对性能的影响 |
| 5.4 小结 |
| 第六章 配分温度对(B+M/A) X100 组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料及试验方法 |
| 6.3 试验结果及分析 |
| 6.3.1 强塑性 |
| 6.3.2 冲击韧性 |
| 6.3.3 显微组织 |
| 6.4 组织结构对性能的影响 |
| 6.5 小结 |
| 第七章 卷取温度对(B+M/A) X100 组织-性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验材料及试验方法 |
| 7.3 试验结果及分析 |
| 7.3.1 强塑性 |
| 7.3.2 冲击韧性 |
| 7.3.3 显微组织 |
| 7.3.4 组织结构对性能的影响 |
| 7.4 结论 |
| 第八章 (B+M/A) X100 管线钢组织—性能的数值分析 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 回归分析方法及原理 |
| 8.2.1 多元线性回归原理 |
| 8.2.2 Excel 软件回归分析方法 |
| 8.2.3 表征复相组织特点的组织参量 |
| 8.2.4 组织参量与性能的回归、方差分析 |
| 8.3 分析讨论 |
| 8.4 小结 |
| 第九章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 详细摘要 |
（9）(B+M/A)大变形管线钢的组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| 英文摘要 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 研究目的 |
| 1.3 管线钢国内外发展现状 |
| 1.3.1 管线钢 |
| 1.3.2 抗大变形管线钢 |
| 1.3.3 在线配分工艺 |
| 1.4 研究内容和创新点 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 创新点 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热模拟实验 |
| 2.2.1 Gleeble-3500 型热模拟试验机简单介绍 |
| 2.2.2 热模拟试样类型 |
| 2.3 力学性能实验 |
| 2.3.1 强塑性实验 |
| 2.3.2 冲击韧性实验 |
| 2.3.3 硬度实验 |
| 2.4 显微组织分析实验 |
| 2.5 X射线衍射分析 |
| 第三章X80 管线钢的CCT曲线和连续冷却转变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验原理 |
| 3.3 实验材料和方法 |
| 3.4 实验结果 |
| 3.4.1 临界点的确定 |
| 3.4.2 组织与硬度 |
| 3.4.3 CCT曲线的建立 |
| 3.5 分析与讨论 |
| 3.6 小结 |
| 第四章 （B+M/A）X80 的组织-性能与增塑机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 HOP原理与（B+M/A）的复相组织形成方式 |
| 4.3 试验材料及方法 |
| 4.4 试验结果及分析 |
| 4.4.1 应力-应变曲线 |
| 4.4.2 力学性能参数 |
| 4.4.3 瞬时n |
| 4.5 分析讨论 |
| 4.5.1 （B+M/A）双相组织的一般特征 |
| 4.5.2 精细组织结构及其对性能的影响 |
| 4.6 小结 |
| 第五章 终冷温度对（B+M/A）X80 组织-性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料和方法 |
| 5.3 试验结果及分析 |
| 5.3.1 强塑性 |
| 5.3.2 冲击韧性 |
| 5.4 分析讨论 |
| 5.4.1 显微组织的一般特征 |
| 5.4.2 精细组织结构及其对性能的影响 |
| 5.5 小结 |
| 第六章 配分温度对（B+M/A）X80 组织-性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料和方法 |
| 6.3 试验结果及分析 |
| 6.3.1 强塑性 |
| 6.3.2 冲击韧性 |
| 6.4 分析讨论 |
| 6.4.1 显微组织的一般特征 |
| 6.4.2 精细组织结构及其对性能的影响 |
| 6.5 小结 |
| 第七章 卷取温度对（B+M/A）X80 组织-性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验材料和方法 |
| 7.3 试验结果及分析 |
| 7.3.1 强塑性 |
| 7.3.2 冲击韧性 |
| 7.4 分析讨论 |
| 7.4.1 显微组织的一般特征 |
| 7.4.2 精细组织结构及其对性能的影响 |
| 7.5 小结 |
| 第八章 （B+M/A）X80 组织-性能的数值分析 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 回归分析方法及原理 |
| 8.2.1 多元线性回归原理 |
| 8.2.2 采用Excel软件进行回归分析 |
| 8.2.3 表征双相组织特点的组织参量 |
| 8.2.4 组织参量与性能的回归、方差分析 |
| 8.3 分析讨论 |
| 8.4 小结 |
| 第九章 （B+M/A）X80 试制钢管实物实验研究 |
| 9.1 引言 |
| 9.2 实验材料和方法 |
| 9.2.1 实验材料 |
| 9.2.2 获取（B+M/A）双相组织工艺 |
| 9.2.3 力学性能试验 |
| 9.2.4 组织分析 |
| 9.3 试验结果及分析 |
| 9.3.1 强塑性 |
| 9.3.2 冲击韧性 |
| 9.3.3 显微组织 |
| 9.4 分析与讨论 |
| 9.4.1 贝氏体基体 |
| 9.4.2 M/A组元 |
| 9.4.3 碳、氮化合物 |
| 9.5 小结 |
| 第十章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（10）高强度钢“多层次”组织结构对力学性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 条状马氏体形态及亚结构的研究现状 |
| 1.3 条状马氏体形貌类型 |
| 1.4 热处理工艺对条状马氏体组织及力学性能的影响 |
| 1.4.1 淬火温度 |
| 1.4.2 淬火速率 |
| 1.4.3 回火方式 |
| 1.5 条状马氏体形态及亚结构对力学性能的影响 |
| 1.5.1 原奥氏体晶粒度对力学性能的影响 |
| 1.5.2 板条马氏体束尺寸对力学性质的影响 |
| 1.5.3 板条马氏体块尺寸对力学性质的影响 |
| 1.5.4 板条马氏体条尺寸对力学性质的影响 |
| 1.6 本文的研究目的及研究内容 |
| 第二章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 热处理工艺 |
| 2.2.1 测定相变点 |
| 2.2.2 热处理方案 |
| 2.3 力学性能实验 |
| 2.3.1 室温拉伸试验 |
| 2.3.2 断裂韧度J1C |
| 2.3.3 冲击韧性 |
| 2.3.4 硬度 |
| 2.4 微观组织观察 |
| 2.5 断口分析 |
| 2.6 残留奥氏体的测量 |
| 第三章 淬火温度对 20CrNi2Mo钢组织与性能的影响 |
| 3.1 20CrNi2Mo钢不同淬火温度热处理工艺 |
| 3.2 淬火温度对板条马氏体组织形貌的影响 |
| 3.3 淬火温度对板条马氏体力学性能的影响 |
| 3.4 淬火温度对残留奥氏体的影响 |
| 3.5 淬火温度对断.形貌的影响 |
| 3.6 小结 |
| 第四章 淬火速率对 20CrNi2Mo钢组织与性能的影响 |
| 4.1 20CrNi2Mo钢不同淬火速率热处理工艺 |
| 4.2 淬火速率对板条马氏体组织形貌的影响 |
| 4.3 淬火速率对板条马氏体力学性能的影响 |
| 4.4 淬火速率对残留奥氏体的影响 |
| 4.5 淬火速率对断.形貌的影响 |
| 4.6 小结 |
| 第五章 板条马氏体钢强韧性组织控制单元研究 |
| 5.1 微观组织对强度的影响 |
| 5.2 微观组织对韧性的影响 |
| 5.3 小结 |
| 第六章 复合参量Di与强韧性关系模型 |
| 6.1 模型的提出 |
| 6.2 裂纹尖端张开位移CTOD的计算 |
| 6.2.1 线弹性和小范围屈服情况下的CTOD |
| 6.2.2 大范围屈服情况下CTOD |
| 6.2.3 CTOD理论计算的验证及计算 |
| 6.3 裂纹扩展机制研究 |
| 6.4 小结 |
| 第七章 主要结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
四、低碳位错马氏体中的局部孪晶（论文参考文献）
- [1]低碳马氏体的组织结构及强韧化机理[J]. 黎永钧. 材料科学与工程, 1987(01)
- [2]碳钢马氏体的精细结构[D]. 刘旋. 大连交通大学, 2019(08)
- [3]800MPa级热轧复相钢的组织控制及扩孔性能研究[D]. 薛建忠. 北京科技大学, 2021(02)
- [4]低碳位错马氏体中的局部孪晶[J]. 齐靖远. 电子显微学报, 1984(04)
- [5]A517Q齿条钢焊接热影响区的组织及性能研究[D]. 仝敏. 天津大学, 2018(06)
- [6]低碳位错马氏体中的局部孪晶[A]. 齐靖远. 第三次中国电子显微学会议论文摘要集（二）, 1983
- [7]论马氏体形态分析时存在的若干问题[J]. 谈育煦. 金属热处理学报, 1988(02)
- [8]管线钢在线配分的组织与性能研究[D]. 程时遐. 西安石油大学, 2014(05)
- [9](B+M/A)大变形管线钢的组织性能研究[D]. 马晶. 西安石油大学, 2015(12)
- [10]高强度钢“多层次”组织结构对力学性能影响的研究[D]. 易艳良. 贵州大学, 2015(03)