一、CrMoV钢中碳化物的透射电镜研究（论文文献综述）
王建景[1]（2021）在《Q1030超高强钢工艺与组织性能研究》文中指出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。
胡连海[2]（2011）在《10Ni3CrMoV钢厚板激光焊接稳定性与接头组织及性能研究》文中认为传统上对于板厚超过20mm以上的大厚板焊接,广泛地采用了窄间隙SAW/GMAW焊接方法,同传统的电弧焊接相比,激光焊接厚板有着巨大的优势,由于激光焊接热源能量密度集中,使得线能量小,热影响区窄,焊接变形小,焊接生产效率高,焊接接头的力学性能优异。本研究以10Ni3CrMoV钢作为研究对象,采用激光焊接和激光电弧复合焊接等多道焊接技术实现36mm厚钢板的高效焊接。为了揭示厚板激光焊接等离子体的耦合机制以及影响焊接过程稳定性的原因,基于电磁场理论,建立了激光光致等离子体和电弧的相互作用模型,从电子、离子等的分布和运动特点上分析了激光光致等离子体与单（双）电弧的相互作用特点及稳定性,采用光谱分析法对等离子体辐射进行测量,建立起辐射强度与等离子体内部各参数之间的定量关系,从而获得复合焊接等离子体的电子温度、电子密度等重要物理量,建立了复合焊接熔滴的受力模型,分析了复合焊熔滴过渡特点。从力和能量的角度,详细分析了激光-单（双）电弧复合焊的稳定性,对于激光-单电弧复合焊接,重点研究焊接电流、激光功率和激光与电弧的间距对激光光致等离子体和电弧的耦合作用,在不同的激光功率和电流下存在一个最佳的激光与电弧间距范围;对于激光-双电弧复合焊接,在电弧电压相等时,当引导电弧对激光光致等离子体的电磁力等于跟随电弧对激光光致等离子体的电磁力时,激光光致等离子体能够对两个电弧起到引导、和稳定作用,焊接过程最稳定。为了认识坡口形状、尺寸对激光焊接稳定性的影响,采用高速摄影系统,研究在坡口条件下的激光光致等离子体行为,发现采用合适的U型坡口尺寸,能够很好的抑制激光光致等离子体,提高焊接过程稳定性,最大限度的利用激光能量,增加焊缝熔深, U型坡口的最佳尺寸范围为:坡口宽度为34mm,坡口深度为45mm。通过采集电流电压信号和观察坡口内的激光光致等离子体和电弧的相互作用情况,确定了坡口上部V形最小角度为10°,在此角度下,激光光致等离子体对电弧的吸引和稳定作用,使得焊接过程稳定。基于计算流体动力学,建立了包含喷嘴、气流和工件的三维数值模型,模拟在U型坡口和无坡口条件时,侧吹气体的静压力、气体流速和He气体组分摩尔百分比在整个环境氛围中的流场变化。揭示了在合适的U型坡口尺寸条件下,坡口内的气体静压力、气体流速和He气体组分摩尔百分比较大,能够加强对等离子体冷却,增大电子的复合速率,因而能够有效的抑制激光光致等离子体,获得较大的熔深和稳定的焊接过程。测试10Ni3CrMoV钢在纯激光焊接和激光复合焊接下的不同线能量的热循环曲线,建立了适用于激光焊接的10Ni3CrMoV钢的SHCCT图,为厚板焊接工艺参数的优化和制定提供重要参考。利用JMatPro软件模拟计算10Ni3CrMoV钢TTT曲线及CCT曲线,模拟计算10Ni3CrMoV钢焊接接头热影响区粗晶区和细晶区的组织分布、含量以及焊接接头的力学性能,结果显示随冷却速率的增加,组织转变是按马氏体+贝氏体+少量铁素体+少量残余奥氏体→马氏体+贝氏体+少量残余奥氏体→马氏体+少量残余奥氏体规律而变化的。采用Gleeble 3500模拟了HAZ的一次热循环和二次热循环组织,二次热循环的HAZ的粗晶区晶粒大小,马氏体板条和马氏体束群尺寸比一次热循环粗晶区进一步增加。随着t8/5增加,一次热循环的HAZ的粗晶区的微观组织从板条马氏体+碳化物向板条马氏体+碳化物+粒状贝氏体转变。一次热循环的HAZ粗晶区的屈服强度和抗拉强度最大,冲击韧性值最低,硬度最大;两相区的屈服强度和抗拉强度最低,在回火区的硬度最低。二次热循环在峰值温度为900℃时的细晶区的组织主要是由细小的马氏体、碳化物以及粒状贝氏体组成,粒状贝氏体造成该区域组织脆化,导致屈服强度和抗拉强度最小,冲击韧性值普遍较低,是焊接接头的薄弱环节。分析了10Ni3CrMoV钢在不同线能量下的焊缝和热影响区的组织演变规律,在线能量为11.2kJ/cm时,焊缝组织主要是粒状贝氏体组织,线能量为8kJ/cm,组织主要为针状铁素体,线能量为6.7 kJ/cm,组织主要为马氏体。线能量较低的焊接接头的液态金属高温停留时间比较短,在冷却过程中第二相粒子集聚和长大的倾向小,使得针状铁素体的形核核心增加,焊缝金属中针状铁素体的含量增加。测试了焊接接头和焊缝金属的力学性能,结果表明,在线能量为8kJ/cm,焊缝金属的冲击韧性最高,焊缝金属的抗拉强度和屈服强度较高,远大于母材,具有一定的塑性,延伸率略小于母材,焊接接头的最大硬度小于360HV,焊接接头的抗拉强度和屈服强度高于母材,延伸率略小于母材,弯曲性能合格。
周青春[3]（2012）在《硅在H13型热作模具钢中作用的研究》文中指出为了降低成本、节约资源，课题组开发了一种新型高热强性热作模具钢SDH3钢（H13型），其合金化特点是高硅低钼的新合金化思路。本文通过组织与性能测试进一步验证了高硅低钼的新合金化思路的合理性，并借助热膨胀相变仪、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X射线衍射（XRD）、三维原子探针（3DAP）、模量与内耗测试仪等先进测试分析设备系统的研究了硅含量对SDH3热作模具钢的组织与性能的影响、回火动力学的影响、残余奥氏体量和稳定性的影响、以及钢中碳化物演变规律的影响；并从模量的角度研究了硅对SDH3钢高温热稳定性的影响，建立SDH3钢的模量的数学模型；最后讨论了SDH3钢热疲劳的微观机理，获得以下主要研究结果。采用热力学计算软件Jmatpro对四种硅含量的SDH3钢的相变特性进行模拟计算，结果表明，硅含量对平衡相组成（包括碳化物）影响不明显；硅含量的增加导致SDH3钢Ac1和Accm点温度升高，其珠光体转变C曲线左移，贝氏体转变C曲线右移。性能测试发现，经过1060℃淬火和580℃两次回火后硬度为50HRC，室温无缺口冲击功大于300J，韧性优于H13钢；SDH3钢的热稳定性和热疲劳性能均优于H13钢。采用BAHR DIL805A热膨胀相变仪、TEM、3DAP以及XRD等分析了硅含量对SDH3钢回火过程的影响。结果表明，SDH3钢中硅含量增加促使回火转变温度向高温移动，当钢中硅含量由0.6%增加到1.2%时，回火转变温度区间相应的向高温移动约150℃，而继续增加钢中硅含量时，无明显变化。结合动力学分析认为随着硅含量增加导致钢回火转变激活能提高，从而阻碍钢的回火转变，回火稳定性得以提高。硅含量的增加提高了淬火SDH3钢中残余奥氏体量，且其中碳含量增加。硅含量对SDH3钢不同状态下的碳化物尺寸大小有显着影响，提高钢中硅含量，可以促进细小碳化物的析出，并有效抑制碳化物的长大粗化，增加钢的回火稳定性。利用模量与内耗仪研究了不同硅含量的SDH3钢的模量及内耗随温度和时间的变化规律。研究结果表明，模量随温度的变化可分为三个阶段：温度低于550℃和高于670℃时，模量随温度呈线性变化，而当温度在550℃-670℃之间时，模量随温度升高下降逐渐加快。而不同温度下SDH3钢的模量随时间的变化趋势也可分为三个阶段：初始阶段模量随着时间逐渐升高，在这个阶段出现一个明显的内耗峰，硅含量越高，在这个阶段的时间越短，说明提高硅含量有利于加快SDH3钢的回火稳定；第二阶段当模量达到最大值并保持不变的稳定阶段，硅含量越高，在这个阶段的时间越长，说明提高硅含量有利于提高SDH3钢的热稳定性；第三阶段模量随着保温时间的延长而降低并逐渐趋于稳定值。通过公式推导SDH3钢模量随温度变化的数学模型，结合试验数值，拟合获得了硅含量分别为0.6％、1.2％、1.5％和1.8％的SDH3钢的模量的数学表达式分别为G1=72.99-3.82*exp（（T-684.53）/176.96）、 G2=74.68-4.63*exp（（T-707.43）/182.89）、G3=73.64-3.81*exp（（T-715.10）/167.36）、G4=73.70-3.25*exp（（T-682.05）/160.70），从公式看出，硅含量对模量的变化有显着影响；考虑SDH3钢第二相的影响，对模量-时间模型进行了修正，使其更好的描述SDH3钢的模量随时间的变化。采用加速试验法模拟压铸模表面的温度变化过程，研究了SDH3钢的抗热疲劳性能，并结合透射电镜等分析了微观组织演化对热疲劳性能的影响。结果表明，提高SDH3钢的硅含量，能显着提高SDH3钢的抗热疲劳性能。通过热疲劳试样的显微组织分析发现，热疲劳过程中，疲劳裂纹尖端应力集中区出现的碳化物偏聚和粗化，成为裂纹生长的快速通道；热疲劳微裂纹在晶界处优先萌生，并沿晶界扩展。SDH3钢中硅含量不高（0.6wt.%）时，热疲劳过程中的碳化物以相互平行的M3C型合金渗碳体为主，其中部分向M2C型转变，而硅含量较高（1.5wt.%）时，则主要是以球状或椭球状M23C6型Cr23C6碳化物沿马氏体板条界或晶界析出，可见提高SDH3钢中的硅含量，能有效抑制钢中合金渗碳体的析出，而主要以M23C6型碳化物沿马氏体板条界或晶界析出和长大。SDH3钢中热疲劳裂纹优先在晶界处萌生，并借助晶界处析出的碳化物为媒介沿晶界扩展。
冯琼[4]（2015）在《先进高强钢强韧化微观机理研究》文中认为随着结构轻量化及节能减排要求的不断提高,工业界对金属材料,尤其是高强度钢的强度和韧性提出越来越高的需求。高强度钢在工业制造中已发挥着不可替代的作用,其中亚稳态奥氏体不锈钢和低合金高强度钢是最常用的两类。虽然亚稳态奥氏体不锈钢的抗拉强度可达1 GPa,但是其退火态下的屈服强度却只为300 MPa,这限制了它的工业应用范围。本文采用温轧方法在301亚稳态奥氏体不锈钢的初始组织内引入位错,成功实现了既提高材料强度,又提高其塑性的强韧化设计目标。研究表明,该温轧强韧化机理的优点主要在于它实现了强化和韧化机理的解耦。样品屈服强度的提高主要来源于温轧工艺在基体内预存的位错；亚微米级的α-马氏体在材料内部均匀地弥散分布,在基体内形成了大量的位错源,促进了位错的增殖,从而提高了温轧样品的塑性。在亚稳态奥氏体不锈钢的塑性变形过程中,各种微结构与α-马氏体的交互作用都会对马氏体相变的过程产生影响。本文采用逐步位移加载的方式开展原位透射电镜拉伸实验研究,系统分析了ε-马氏体、晶界、孪晶界、位错与α-马氏体交互作用的具体过程,进一步揭示了亚稳态奥氏体不锈钢的变形机理。此外,低合金高强度钢在使用过程中通常采用焊接方式连接,其焊接接头的整体强韧性需要依靠各焊接区域的组织来保证。本文系统研究了微观组织对10Ni5CrMoV低合金高强度钢焊接接头整体强韧性和疲劳性能的影响。
史显波,赵连玉,严伟,单以银,沈明钢,杨柯[5]（2013）在《几种高速列车用弹簧钢的奥氏体晶粒长大倾向》文中指出弹簧钢的原奥氏体晶粒大小对其力学性能和疲劳性能有重要影响,采用光学显微镜研究了51CrV4、52CrMoV4、60Si2CrVA、60Si2MnA 4种高速列车用弹簧钢的原奥氏体晶粒在加热后的长大倾向,结合透射电镜的观察分析了4种弹簧钢具有不同奥氏体晶粒粗化温度的原因。试验结果表明,化学成分对其奥氏体晶粒长大倾向具有重要影响,弹簧钢中加入Cr、V、Mo能有效阻止原奥氏体晶粒的长大,奥氏体晶粒的粗化温度与微合金碳氮化合物的固溶温度有关。在800～1 100℃温度范围内加热,51CrV4中的奥氏体晶粒长大趋势最小,52CrMoV4和60Si2CrVA次之,60Si2MnA最大。
廖建雄[6]（2011）在《新型含铌渗氮钢的组织与性能研究》文中进行了进一步梳理长期以来,我国国家标准中只有唯一一种专用渗氮钢38CrMoAl, 38CrMoAl存在以下不足:强度和热稳定性满足不了高要求基体支撑强度要求;淬透性不高,热处理温度相对较高;由于含铝铁素体稳定性高,不易溶入奥氏体中,所以保温时间要比一般合金结构钢长0.5倍左右等,远不能满足高标准零件的要求。而欧标EN10085中就包含了9种专用渗氮钢,新型高性能专用渗氮钢在我国亟待开发。本文在对比国内外学者开发研究渗氮钢的合金成分特点后,提高Si、Mn含量,以提升渗氮钢淬透性及耐热性能,Cr、Mo为主要合金化元素,V、Nb作为微合金元素加入,控制钢中S、P含量和有害元素含量,以提高渗氮件的力学性能和渗氮工艺性能,发挥微合金元素的作用,研发出细晶粒新型渗氮钢。深入研究了新材料的相变特性、宏观力学性能、热加工性能及渗氮性能,利用相图软件进行模拟计算,并使用OM、SEM、TEM、EDS、3DAP等微观分析手段,对新型渗氮钢BTHJ钢的性能和微观机理进行了深入的分析研究,得出了以下结论:1、BTHJ钢在冷速为0.1～0.3℃/s时得到粒状贝氏体,马氏体临界冷速为3℃/s,在0.1℃/s以下是珠光体与贝氏体的混合组织。利用JMA公式求得其贝氏体转变激活能为54.5KJ/mol。等温转变时,贝氏体转变表现出更加明显的不完全转变特征,BTHJ钢的贝氏体转变温度在425℃～Ms之间。珠光体等温转变动力学可用Johnson-Mehl公式x = 1-exp[-K （T ）tn /dm]表示。2、BTHJ钢淬透性较高,在880℃～960℃内均能淬硬,并且在900℃～960℃其淬透半径超过了100mm;晶粒度测试表明,BTHJ钢在880℃～940℃淬火时,其晶粒度在9级以上;与38CrMoAl相比,BTHJ钢的淬透性有大幅度的提升,并且在较宽淬火温度内,晶粒还是非常细小的。3、BTHJ钢具有较好强度、塑性、韧性,其综合力学性能明显优于38CrMoAl钢。经光学显微镜和扫描电镜观察,BTHJ钢调质后组织均匀,碳化物细小弥散,在个别处发现少量未溶Nb的碳化物;通过透射电镜观察,BTHJ钢调质后的马氏体板条宽度在150nm左右,在基体上可以观察到多种形态的碳化物,这些碳化物主要含Cr、Mn、V等元素而含Mo碳化物很少,这表明大部分Mo溶入基体,提高了材料的抗回火软化能力。3DAP研究结果知,淬火态的BTHJ钢合金元素基本固溶在基体中,在回火后,Cr、Mn、V等合金元素形成M2C型细小碳化物,而Mo、Nb元素还是基本固溶在基体中且分布均匀,有效起到了固溶强化作用,提高其热强性。4、经过550℃保温60小时后,BTHJ钢硬度从41.4HRC降至37.6HRC,表现出良好的热稳定性,由光学显微镜和扫描电镜观察可知,在热稳定后基体发生了一定程度的回复再结晶,基体中析出碳化物明显增多,由碳化物萃取结果可知,BTHJ钢热稳定前后碳化物类型并没有发生明显的变化,主要有M23C6、M7C3、M3C型三种碳化物,结合透射电镜观察可知,材料硬度的下降主要由碳化物的粗化以及Mo元素的析出引起的。5、BTHJ钢在1100℃,0.01 s-1的变形条件下发生了明显的动态再结晶,随着变形温度的降低,变形速率的增加,变形抗力逐渐增加,动态再结晶越来越不明显;通过计算得到BTHJ钢的热变形方程为: （ε|&） = 2. 42e54 [sinh（0.0065σ）]7.26exp（-591570/RT）;利用加工硬化率确定了BTHJ钢的在各变形条件下的动态再结晶临界条件,通过计算得出临界应变随lnZ的增大而增大,对其进行线性拟合得到他们拟合函数关系为εc = 0.01366lnZ-0.53.6、BTHJ钢渗氮后,表面最高硬度在950HV以上,离子渗氮试验表明,BTHJ钢能在较短时间内得到较深渗层,而气体渗氮表明,在较长时间渗氮后,BTHJ钢和38CrMoAl钢渗层深度相差不大,但是由于BTHJ钢晶粒细小,在渗氮后并不会出现脉状组织等缺陷,离子渗氮和气体渗氮均表明,BTHJ钢渗层硬度梯度平缓,从而能提高残余应力层的稳定性,提高其疲劳寿命。综合来说,BTHJ钢具有更佳的渗氮性能。
吕立锋[7]（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着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,温轧变形能显着地提高钢的强度。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。
刘斌[8]（2016）在《深海环境对纯Ni及NiCrMoV钢焊接接头腐蚀行为机制的影响》文中进行了进一步梳理本论文利用电化学测试、光学及电子显微镜研究了静水压力对纯镍在氯化钠溶液中的腐蚀行为的影响。随着静水压力的升高,纯镍的点蚀电位降低,维钝电流升高,恶化了纯镍的耐点蚀性能。研究结果同时表明静水压力对纯镍的腐蚀行为有着三个方面的影响:静水压力的升高对纯镍表面钝化膜的形成具有阻碍作用;静水压力的升高阻碍B1过程（点蚀生长和湮灭的随机模型）并加速A3过程（点蚀生长随机模型）;静水压力提高了纯镍的点蚀生长概率。金属Ni作为一种重要的合金元素添加到新型低合金钢10Ni5CrMoV钢中提高其耐蚀能力。10Ni5CrMoV钢作为新一代深海工程用钢广泛应用于建造深海工程及深潜器。深海工程及深潜器的建造工作离不开焊接技术的支撑,l0Ni5CrMoV钢焊接接头的耐腐蚀性能直接影响到深海工程及深潜器的服役安全。因此,开展焊接工艺对焊接接头深海腐蚀的影响的研究工作变得十分迫切。本文基于1.85KJ/mm、2.34KJ/mm、3.17KJ/mm三种焊接线能量加工的10Ni5CrMoV钢焊接接头,利用MSC.Marc有限元方法数值模拟焊接加工过程。研究结果表明,当线能量由小变大,焊缝金属及热影响区的温度场呈现出焊缝金属区域高温持续时间变长,应力场和应变场的值逐渐变小。金相分析结果显示焊接线能量越大,形成的热影响区的区域宽度也就越大。焊接线能量越大,冷却速度相对降低,发生马氏体相变转变为贝氏体相变的可能性也就越高,焊接接头所处的焊接残余热应力水平值越高。腐蚀试验结果表明,线能量为1.85KJ.mm-1、线能量为3.17KJ.mm-1焊接接头在深海环境下的有严重的局部腐蚀,采用线能量为2.34KJ.mm-1焊接工艺的10Ni5CrMoV钢焊接接头在深海环境下的耐蚀性能最好,具有良好的耐深海腐蚀性能。10Ni5CrMoV钢焊接接头在深海环境下出现局部腐蚀甚至点蚀,这种现象产生的原因有两个方面:一方面,焊接热循环带来焊接接头残余热应力导致其表面的力学-化学不均匀性导致的焊接接头材料深海环境下的腐蚀敏感性提高:另一方面,焊接接头特征区域之间的金属材料在深海环境下较大的电位差出现电偶腐蚀,加速其在深海环境下焊缝金属和热影响区的腐蚀速度,使深海环境下材料腐蚀危害性加剧。利用有限元完成深海多因素耦合环境下焊接接头复杂耦合的腐蚀电化学模型模拟,研究结果表明深海环境中10Ni5CrMoV钢焊接接头的焊缝金属和热影响区具有较强的腐蚀敏感性,容易在深海环境下发生局部腐蚀,危害焊接接头的深海腐蚀服役安全。
彭云,宋亮,赵琳,马成勇,赵海燕,田志凌[9]（2020）在《先进钢铁材料焊接性研究进展》文中认为进入21世纪以来,随着各工程领域对高性能钢铁材料需求的多样性和要求的提高,新一代先进钢铁材料研发随之展开。其相应的焊接材料和焊接技术成为材料应用的关键。本文重点介绍了超细晶粒钢、低碳贝氏体钢、高氮奥氏体不锈钢、高强汽车钢等先进钢铁材料的焊接工艺与接头组织性能的研究现状与进展。就焊接接头的微观组织演化、焊接接头性能、夹杂物和马氏体-奥氏体（M-A）组元的形成与影响、合金元素和热输入对焊缝组织性能的影响等进行了详细评述。研究表明,焊接热影响区是影响焊接接头性能的主要区域,同时要采用适当的焊材及工艺才能获得性能匹配的焊缝。并对焊接接头的强韧化机理、疲劳裂纹扩展机理、焊接热过程对钢材组织和性能的影响等方面的研究进行了评述。最后,对焊接材料和工艺的未来研究方向进行了展望。
李子峰[10]（2006）在《10Cr9Mo1VNb钢的性能与组织研究》文中认为本文对10Cr9Mo1VNb钢母材及手工氩弧焊焊接接头高温时效后室温下的力学性能进行了测试，同时也研究了10Cr9Mo1VNb钢母材及手工氩弧焊焊接接头的高温性能。利用透射电镜、扫描电镜分析了它们在回火和高温时效后的显微组织。研究表明： 10Cr9Mo1VNb钢高温时效不同时间后室温的力学性能良好，625℃ 10000h高温时效后σs和σb分别降低了6％和1.5％左右。在时效的过程中基体发生回复与再结晶，并析出M23C6相和MC相，这两种碳化物对基体起到了有效的强化作用。 10Cr9Mo1VNb钢手工氩弧焊焊接接头高温时效不同时间后室温的力学性能和组织变化与母材相似。焊接接头在625℃下9485小时高温持久强度为60MPa，外推100000h的高温持久强度值σ105625=46.07MPa。
二、CrMoV钢中碳化物的透射电镜研究（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、CrMoV钢中碳化物的透射电镜研究（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）10Ni3CrMoV钢厚板激光焊接稳定性与接头组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 厚板的激光焊接研究进展 |
| 1.3 纯激光焊接研究进展 |
| 1.4 激光－GMAW 电弧复合焊接研究进展 |
| 1.5 低合金高强钢的焊接热影响区热模拟组织和性能研究进展 |
| 1.6 低合金高强钢的激光焊接接头组织与性能研究进展 |
| 1.7 本文的研究意义和主要内容 |
| 第二章 试验材料、设备及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 激光焊接试验设备及数据采集系统 |
| 2.4 焊接接头微观结构分析表征 |
| 2.5 焊接接头性能测试方法及设备 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 激光－电弧复合焊稳定性的研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 激光－电弧复合焊耦合机制 |
| 3.3 激光－单电弧复合焊接的试验结果与分析 |
| 3.4 激光－双电弧复合焊接的试验结果与分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 C0_2 激光多道焊接厚板的坡口对激光焊接稳定性影响研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 坡口底部形状和尺寸对激光焊接稳定性影响研究 |
| 4.3 基于计算流体动力学的U 型坡口分析 |
| 4.4 坡口上部 V 形角度对激光复合焊接稳定性影响研究 |
| 4.5 厚板激光复合焊接工艺参数的优化 |
| 4.6 厚板激光多层焊接工艺 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 10Ni3CrMoV钢厚板激光焊接HAZ组织与性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 10Ni3CrMoV钢激光焊接接头热循环曲线测试及结果分析 |
| 5.3 10Ni3CrMoV钢激光焊接的SHCCT曲线的建立及结果分析 |
| 5.4 10Ni3CrMoV钢激光焊接HAZ组织的数值模拟 |
| 5.5 一次热循环的焊接热影响区的微观组织与性能 |
| 5.6 二次热循环的焊接热影响区的微观组织与性能 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 厚板激光焊接接头的微观组织与性能研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 不同热输入的多层焊接工艺 |
| 6.3 不同热输入的多层焊接头微观组织 |
| 6.4 多层焊焊接接头的力学性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 主要结论及创新点 |
| 本文的研究具有如下几个重要的创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间已发表或录用的论文 |
（3）硅在H13型热作模具钢中作用的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 课题研究的目的和意义 |
| 1.3 热作模具钢概况 |
| 1.3.1 热作模具钢的发展历程 |
| 1.3.2 常用热作模具钢 |
| 1.4 H13 钢简介 |
| 1.4.1 H13 钢的化学成分分析 |
| 1.4.2 H13 钢的发展 |
| 1.5 硅在钢中作用研究现状 |
| 1.6 论文的主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法和试验设备 |
| 第三章 SDH3 钢的组织及性能 |
| 3.1 相变特性 |
| 3.1.1 不同硅含量的 SDH3 钢的相变特性模拟计算 |
| 3.1.2 SDH3 钢的相变特性测试 |
| 3.2 SDH3 钢的力学性能 |
| 3.3 SDH3 钢的金相组织 |
| 3.4 SDH3 钢的热稳定性 |
| 3.4.1 SDH3 钢的热稳定性测定与分析 |
| 3.4.2 SDH3 钢的热稳定性试验前后组织分析 |
| 3.5 SDH3 钢的热膨胀系数 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 硅含量对 SDH3 钢回火演变规律的影响 |
| 4.1 回火动力学研究 |
| 4.1.1 热膨胀试验原理 |
| 4.1.2 试验过程 |
| 4.1.3 试验结果 |
| 4.2 回火转变显微分析 |
| 4.2.1 TEM 分析 |
| 4.2.2 3-DAP 分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 硅对 SDH3 钢高温稳定性影响的模量与内耗研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.1.1 模量 |
| 5.1.2 内耗 |
| 5.2 试验设备与方法 |
| 5.3 试验材料及制备 |
| 5.4 试验结果与分析 |
| 5.4.1 模量与内耗随温度的变化 |
| 5.4.2 模量与内耗随时间的变化 |
| 5.5 模量数学模型 |
| 5.5.1 数学模型 |
| 5.5.2 模型探讨及修正 |
| 5.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 硅对 SDH3 钢中残余奥氏体及碳化物的影响 |
| 6.1 硅含量对残余奥氏体的影响 |
| 6.1.1 钢中残余奥氏体研究现状 |
| 6.1.2 钢中残余奥氏体的测量 |
| 6.1.3 硅对 SDH3 钢中残余奥氏体的影响 |
| 6.2 硅对 SDH3 钢中碳化物的影响 |
| 6.2.1 钢中碳化物的萃取 |
| 6.2.2 碳化物 X 射线衍射分析 |
| 6.2.3 碳化物粒径分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 SDH3 钢热疲劳研究 |
| 7.1 热疲劳机理研究现状 |
| 7.2 热疲劳性能试验 |
| 7.3 热疲劳试验结果 |
| 7.3.1 试样表面裂纹与深度裂纹比较 |
| 7.3.2 截面显微硬度梯度与损伤因子比较 |
| 7.3.3 热疲劳截面微观分析 |
| 7.4 热疲劳显微组织 TEM 分析 |
| 7.4.1 热疲劳表层碳化物分析 |
| 7.4.2 热疲劳逐层 TEM 分析 |
| 7.5 热疲劳裂纹产生机理研究 |
| 7.5.1 热疲劳裂纹的萌生 |
| 7.5.2 热疲劳裂纹的扩展 |
| 7.5.3 碳化物对裂纹萌生和扩展的影响 |
| 7.5.4 热疲劳与力学性能的关系 |
| 7.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第八章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 论文创新之处 |
| 攻读博士学位期间的科研成果 |
| 攻读博士学位期间主要参与的项目 |
| 攻读博士学位期间获得奖励 |
| 致谢 |
（4）先进高强钢强韧化微观机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 研究现状及问题的提出 |
| 1.2.1 金属强韧化研究现状 |
| 1.2.2 问题的提出 |
| 1.3 原位透射电镜研究 |
| 1.3.1 原位透射电镜实验 |
| 1.3.2 原位透射电镜拉伸实验设备 |
| 1.3.3 原位透射电镜拉伸方法研究马氏体相变 |
| 1.4 本文的主要工作 |
| 第二章 亚稳态奥氏体不锈钢的强韧化研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 亚稳态奥氏体不锈钢强韧化的影响因素 |
| 2.2.1 相变动力学对塑性的影响 |
| 2.2.2 影响相变动力学的因素 |
| 2.2.3 初始微结构对屈服强度的影响 |
| 2.2.4 新的设计思路 |
| 2.3 冷轧工艺对微结构和性能的影响 |
| 2.3.1 冷轧性能 |
| 2.3.2 冷轧微结构演化 |
| 2.4 温轧工艺对微结构和性能的影响 |
| 2.4.1 温轧性能 |
| 2.4.2 温轧和冷轧样品性能比较 |
| 2.4.3 温轧微结构演化 |
| 2.5 450℃温轧10%和20%样品性能分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 亚稳态奥氏体不锈钢强韧化的微观机理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料和条件 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 相变可控条件的实现 |
| 3.3 位错和相变的交互作用 |
| 3.3.1 相界面作为有效的位错源 |
| 3.3.2 位错塞积促进马氏体相变的产生 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 温轧对相变诱发塑性效应的影响 |
| 3.4.2 弥散分布的α-马氏体 |
| 3.4.3 材料强化和韧化机理的解耦 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 亚稳态奥氏体不锈钢变形机理的原位透射电镜研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 ε-马氏体和α-马氏体的交互作用 |
| 4.3 晶界和α-马氏体的交互作用 |
| 4.4 孪晶和α-马氏体的交互作用 |
| 4.5 位错和α-马氏体的交互作用 |
| 4.6 讨论 |
| 4.6.1 微结构与α-马氏体的交互作用 |
| 4.6.2 α-马氏体的形成机理 |
| 4.6.3 α /γ相界面可作为有效的位错源 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 10Ni5CrMoV高强钢焊接接头强韧性及疲劳性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 10Ni5CrMoV钢的研究现状 |
| 5.2.1 10Ni5CrMoV钢的发展历程 |
| 5.2.2 10Ni5CrMoV钢的研究进展 |
| 5.3 实验材料和实验条件 |
| 5.3.1 实验材料 |
| 5.3.2 焊接工艺 |
| 5.3.3 疲劳试验条件 |
| 5.4 焊接金相及硬度分析 |
| 5.4.1 母材区的组织分析 |
| 5.4.2 焊缝区的组织分析 |
| 5.4.3 热影响区的组织分析 |
| 5.4.4 熔合区的组织分析 |
| 5.4.5 硬度分析 |
| 5.4.6 焊接缺陷分析 |
| 5.5 焊接接头强韧性及疲劳性能分析 |
| 5.5.1 微观组织对焊接接头性能的影响 |
| 5.5.2 疲劳裂纹萌生结果的分散性分析 |
| 5.5.3 疲劳裂纹萌生机理 |
| 5.5.4 疲劳断口分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
（5）几种高速列车用弹簧钢的奥氏体晶粒长大倾向（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 2 试验结果 |
| 2.1 4种弹簧钢中的奥氏体晶粒长大倾向 |
| 2.2 4种弹簧钢中的奥氏体晶粒形貌 |
| 2.3 51CrV4和52CrMoV4弹簧钢的TEM观察 |
| 3 分析与讨论 |
| 3.1 4种弹簧钢奥氏体晶粒长大趋势分析 |
| 3.2 4种弹簧钢奥氏体晶粒粗化温度分析 |
| 4 结论 |
（6）新型含铌渗氮钢的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 渗氮钢的分类 |
| 1.3 渗氮钢的合金化设计 |
| 1.3.1 氮化工艺性 |
| 1.3.2 钢的调质工艺问题 |
| 1.4 本文研究的主要内容及意义 |
| 第二章 新型渗氮钢 BTHJ 合金成分设计及产品试制 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.1.1 欧洲三种渗氮钢理论计算 |
| 2.1.2 BTHJ 钢理论计算 |
| 2.1.3 不加Nb 成分计算 |
| 2.2 BTHJ 钢的试制 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 新型渗氮钢 BTHJ 相变特性研究 |
| 3.1 试验方法 |
| 3.1.1 相变点测试 |
| 3.1.2 过冷奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线 |
| 3.1.3 过冷奥氏体等温转变(TTT)曲线 |
| 3.2 试验结果 |
| 3.2.1 相变点 |
| 3.2.2 BTHJ 钢连续冷却转变 |
| 3.2.3 BTHJ 钢连续冷却过程中贝氏体转变特性分析 |
| 3.2.4 BTHJ 钢过冷奥氏体等温转变曲线 |
| 3.2.5 BTHJ 钢珠光体等温转变动力学研究 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 新型渗氮钢 BTHJ 钢力学性能及强韧性机制研究 |
| 4.1 淬透性 |
| 4.2 晶粒度 |
| 4.3 力学性能 |
| 4.3.1 试验方法 |
| 4.3.2 试验结果 |
| 4.3.2.1 力学性能及与38CrMoAl 钢的对比 |
| 4.3.2.2 退火、淬回火金相组织观察 |
| 4.3.2.3 BTHJ 调质后组织透射电镜观察 |
| 4.3 淬火态和调质态三维原子探针表征 |
| 4.3.1 920℃淬火态三维原子探针表征 |
| 4.3.2 920℃淬火+500℃回火2h 三维原子探针表征 |
| 4.3.3 920℃淬火+600℃回火2h 三维原子探针表征 |
| 4.4 热稳定性 |
| 4.4.1 试验方法 |
| 4.4.2 试验结果 |
| 4.4.2.1 硬度随时间变化曲线 |
| 4.4.2.2 热稳定试验后金相组织观察 |
| 4.4.2.3 电解萃取碳化物 |
| 4.4.2.4 热稳定后组织透射电镜观察 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 BTHJ 钢热加工模拟 |
| 5.1 试验方法 |
| 5.2 试验结果 |
| 5.2.1 应力-应变曲线 |
| 5.2.2 热变形方程的建立 |
| 5.3 不同热变形条件下的组织演变 |
| 5.3.1 相同应变速率下的金相组织 |
| 5.3.2 相同变形温度下的金相组织 |
| 5.4 BTHJ 钢动态再结晶临界条件的确定 |
| 5.5 结论 |
| 第六章 BTHJ 钢渗氮性能研究 |
| 6.1 试验方法 |
| 6.2 试验结果与分析 |
| 6.3 零件实物渗氮分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读硕士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
（7）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 |
（8）深海环境对纯Ni及NiCrMoV钢焊接接头腐蚀行为机制的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 深海腐蚀环境 |
| 1.2.1 海洋腐蚀环境特征区域 |
| 1.2.2 深海环境的特征环境因素 |
| 1.3 焊接工艺对焊接接头腐蚀行为的影响 |
| 1.3.1 线能量对焊接接头焊接性能的影响 |
| 1.3.2 低合金钢的焊接接头的组织转变 |
| 1.4 国内外研究进展 |
| 1.4.1 国外深海腐蚀研究进展 |
| 1.4.2 国内深海腐蚀研究进展 |
| 1.4.3 焊接接头腐蚀研究进展 |
| 1.4.4 目前存在的问题 |
| 1.5 研究目的及意义 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.6 研究内容 |
| 第2章 材料及实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 纯镍及10Ni5CrMoV钢焊接接头 |
| 2.2.1 纯镍及10Ni5CrMoV钢 |
| 2.2.2 焊接工艺选择 |
| 2.2.3 10Ni5CrMoV钢焊接接头 |
| 2.2.4 化学试剂及实验仪器 |
| 2.3 材料分析测试方法 |
| 2.3.1 金相组织观察 |
| 2.3.2 深海环境下纯镍点蚀坑ANSYS分析 |
| 2.3.3 材料腐蚀形貌表征 |
| 2.3.4 TEM微观结构表征 |
| 2.3.5 焊接数值模拟 |
| 2.3.6 电位场与电流场数值模拟 |
| 2.4 腐蚀电化学行为测试 |
| 2.4.1 深海环境模拟装置 |
| 2.4.2 腐蚀介质 |
| 2.4.3 腐蚀试验环境参数控制 |
| 2.4.4 腐蚀电化学测试样品制备 |
| 2.4.5 腐蚀挂片试验 |
| 2.4.6 极化曲线 |
| 2.4.7 丝束电极测试 |
| 2.5 材料试验设计 |
| 2.5.1 深海腐蚀研究三因素两水平析因试验设计 |
| 2.5.2 试验设计DOE—部分析因分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 静水压力对纯Ni点蚀行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 静水压力对纯镍钝化膜的影响 |
| 3.2.1 静水压力对纯镍钝化膜形核机制的影响 |
| 3.2.2 静水压力对纯镍点蚀形貌和几何形状的影响 |
| 3.3 静水压力对纯镍点蚀生长的影响 |
| 3.3.1 静水压力对纯镍点蚀生长过程的影响 |
| 3.3.2 静水压力对纯镍点蚀坑内应力分布的影响 |
| 3.4 本章结论 |
| 第4章 线能量对焊接接头热物理性能及显微组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 线能量对焊接接头温度场、应力场及应变场的影响 |
| 4.2.1 焊接接头有限元建模 |
| 4.2.2 线能量对焊接接头温度场的影响 |
| 4.2.3 线能量对焊接接头应力场的影响 |
| 4.2.4 线能量对焊接接头应变场的影响 |
| 4.3 线能量对焊接接头显微组织的影响 |
| 4.3.1 金相组织观察 |
| 4.3.2 TEM微观结构观察 |
| 4.3.2.1 焊缝金属区TEM微观结构观察 |
| 4.3.2.2 热影响区TEM微观结构观察 |
| 4.4 线能量对焊接接头热物理性能及显微组织的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 深海环境下焊接接头腐蚀行为建模 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同线能量的焊接接头腐蚀行为研究 |
| 5.2.1 线能量为1.85KJ.mm(-1)真的焊接接头动电位极化曲线 |
| 5.2.2 线能量为2.34KJ.mm(-1)的焊接接头动电位极化曲线 |
| 5.2.3 线能量为3.17KJ.mm(-1)的焊接接头动电位极化曲线 |
| 5.3 环境因素及线能量对焊接接头腐蚀行为的影响 |
| 5.3.1 静水压力对焊缝、热影响区、母材的腐蚀电位及腐蚀电流密度的影响 |
| 5.3.2 溶解氧对焊缝、热影响区、母材的腐蚀电位及腐蚀电流密度的影响 |
| 5.3.3 温度对焊缝、热影响区、母材的腐蚀电位及腐蚀电流密度的影响 |
| 5.3.4 线能量对焊缝、热影响区、母材的腐蚀电位及腐蚀电流密度的影响 |
| 5.4 利用析因分析方法对深海环境下焊接接头腐蚀行为建模 |
| 5.4.1 焊接接头腐蚀数据DOE分析 |
| 5.4.2 焊接接头腐蚀数学关系模型的建立 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 深海环境下焊接接头腐蚀行为的影响机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 腐蚀形貌观察 |
| 6.2.1 宏观腐蚀形貌观察 |
| 6.2.2 微观腐蚀形貌观察 |
| 6.3 利用丝束电极研究深海环境对焊接接头腐蚀行为的影响 |
| 6.3.1 模拟浅海环境下的焊接接头丝束电极结果分析 |
| 6.3.2 模拟深海环境下的焊接接头丝束电极结果分析 |
| 6.4 深海环境多因素耦合对焊接接头腐蚀热力学和动力学的影响 |
| 6.4.1 多因素耦合对焊接接头深海腐蚀热力学的影响 |
| 6.4.2 多因素耦合对焊接接头深海腐蚀动力学的影响 |
| 6.4.3 焊接接头腐蚀电化学行为有限元分析 |
| 6.5 10Ni5CrMoV钢焊接接头深海腐蚀机制探讨 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 总结和展望 |
| 7.1 论文总结 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 附录1 10Ni5CrMoV钢热物理参数计算结果 |
| 附录2 部分析因(DOE)分析程序 |
（9）先进钢铁材料焊接性研究进展（论文提纲范文）
| 1 超细晶粒钢的焊接 |
| 1.1 超细晶粒长大与组织转变 |
| 1.2 超细晶粒钢的焊接方法 |
| 2 超低碳贝氏体钢的焊接 |
| 2.1 超低碳贝氏体钢的焊接性 |
| 2.2 焊接接头的组织 |
| 2.3 焊接接头的力学性能 |
| 2.4 热循环对于焊接接头性能的影响 |
| 3 高氮奥氏体不锈钢的焊接 |
| 3.1 焊缝的组织与性能 |
| 3.2 焊接保护气和气孔性 |
| 3.3 焊接工艺 |
| 3.4 焊接裂纹 |
| 3.5 N含量对接头性能的影响 |
| 4 先进汽车钢焊接研究 |
| 4.1 HC420LA低合金高强钢激光焊及性能研究 |
| 4.2 双相钢激光焊接及性能研究 |
| 4.3 第三代汽车钢激光焊接及性能研究 |
| 5结论 |
（10）10Cr9Mo1VNb钢的性能与组织研究（论文提纲范文）
| 摘 要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 综述 |
| 1.2.1 火力发电简介 |
| 1.2.2 火力发电站用耐热钢的发展概况 |
| 1.2.3 长期服役下耐热钢的性能退化 |
| 1.2.4 10Cr9Mo1VNb钢的研制与应用 |
| 1.2.5 10Cr9Mo1VNb钢的强化机制 |
| 1.2.6 合金元素对10Cr9Mo1VNb钢组织及性能的影响 |
| 1.2.7 热处理工艺对10Cr9Mo1VNb钢组织及性能的影响 |
| 1.2.8 10Cr9Mo1VNb钢时效析出粒子及其粗化理论 |
| 1.2.9 高温力学性能与室温力学性能的关系 |
| 1.3 论文研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 热处理工艺 |
| 2.2.1 淬火及回火试验工艺 |
| 2.2.2 长期时效工艺 |
| 2.3 力学性能试验 |
| 2.3.1 硬度试验 |
| 2.3.2 冲击试验 |
| 2.3.3 拉伸试验 |
| 2.3.4 高温瞬时拉伸试验 |
| 2.3.5 高温持久试验 |
| 2.4 分析方法 |
| 2.4.1 金相组织分析 |
| 2.4.2 扫描电镜分析 |
| 2.4.3 透射电镜分析 |
| 2.4.4 能谱分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 淬火及不同温度下回火组织 |
| 3.1 淬火的组织形态 |
| 3.2 不同温度回火的组织形态 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 母材的性能与组织 |
| 4.1 力学性能 |
| 4.1.1 硬度 |
| 4.1.2 冲击韧性 |
| 4.1.3 拉伸性能 |
| 4.1.4 高温瞬时拉伸性能 |
| 4.2 显微组织 |
| 4.2.1 供货态的显微组织 |
| 4.2.2 高温时效后的显微组织 |
| 4.2.3 高温时效后的碳化物形态变化与强化机制的转变 |
| 4.2.4 冲击断口形貌 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 手工氩弧焊焊接接头的性能与组织 |
| 5.1 力学性能 |
| 5.1.1 室温冲击韧性 |
| 5.1.2 拉伸性能 |
| 5.1.3 高温瞬时拉伸性能 |
| 5.1.4 高温持久强度 |
| 5.2 显微组织 |
| 5.2.1 时效前的显微组织 |
| 5.2.2 高温时效后的显微组织 |
| 5.2.3 冲击断口形貌 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
| 附录A |
| 附录B |
四、CrMoV钢中碳化物的透射电镜研究（论文参考文献）
- [1]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)
- [2]10Ni3CrMoV钢厚板激光焊接稳定性与接头组织及性能研究[D]. 胡连海. 上海交通大学, 2011(12)
- [3]硅在H13型热作模具钢中作用的研究[D]. 周青春. 上海大学, 2012(02)
- [4]先进高强钢强韧化微观机理研究[D]. 冯琼. 浙江大学, 2015(10)
- [5]几种高速列车用弹簧钢的奥氏体晶粒长大倾向[J]. 史显波,赵连玉,严伟,单以银,沈明钢,杨柯. 钢铁, 2013(03)
- [6]新型含铌渗氮钢的组织与性能研究[D]. 廖建雄. 上海大学, 2011(07)
- [7]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)
- [8]深海环境对纯Ni及NiCrMoV钢焊接接头腐蚀行为机制的影响[D]. 刘斌. 哈尔滨工程大学, 2016(12)
- [9]先进钢铁材料焊接性研究进展[J]. 彭云,宋亮,赵琳,马成勇,赵海燕,田志凌. 金属学报, 2020(04)
- [10]10Cr9Mo1VNb钢的性能与组织研究[D]. 李子峰. 哈尔滨工程大学, 2006(12)