一、硅锰对硅锰钼钒超高强度钢断口和显微组织的影响（论文文献综述）
杨让,裘尧健,曹风豫[1]（1982）在《硅锰对硅锰钼钒超高强度钢断口和显微组织的影响》文中指出 前言 硅锰钼钒钢由于它反映了我国的资源特点,并具有良好的综合机械性能和工艺性能,而被广泛地应用于我国许多工业部门。同时也引起了许多冶金和材料工作者的重视和研究兴趣。在近二十多年来,各个部门研究、生产和使用的硅锰钼钒钢种,不下于十几个成分和牌号,基本上是大同小异,所谓大同者,都是硅锰钼钒钢,所谓小异者,各元素的含量稍有变化。
华建锋[2]（2014）在《锚杆用低碳硅锰TRIP钢热处理工艺对组织及性能的影响》文中提出本文首先通过有限元模拟分析软件，验证在轴向拉应力的作用下，锚杆的应力集中位置和实际使用中的断裂位置基本一致。根据目前主要的锚杆支护理论，对锚杆的强度和塑性提出更高的要求，在保障锚杆有高强度的同时还须具有高的延伸率。本试验采用拉伸试验、硬度试验和冲击试验等力学性能、金相组织观察、X射线衍射仪和扫描电镜（SEM）对化学成分为0.25C-1.35Si-1.71Mn的低碳Si-Mn型的锚杆用TRIP钢，在不同的两相区加热温度，不同的等温温度和不同的等温时间的热处理工艺条件下的力学性能进行了测试，观察了微观组织，分析了拉伸和冲击断口形貌。试验结果表明：试验用钢通过在800℃加热保温30min，380℃的盐浴炉中等温20min后油冷，得到最好的综合性能σb×δ10为25377.6MPa×%，其中抗拉强度σb为816MPa，延伸率δ10为31.1%；其平均冲击韧性和平均硬度分别为51J/cm2和242HB。热处理后的组织为铁素体+贝氏体+残余奥氏体的三相组织，残余奥氏体的体积分数随着加热温度增加而呈上升趋势，随着等温温度增加而先增加后下降，随着等温时间的延长先增加而后又有所降低。当在380℃等温20min，贝氏体的孕育期是最短，贝氏体转变量少，残余奥氏体体积分数在此时达到最大值为14.07%。当基体中的有一定量的残余奥氏体，应力应变会诱发TRIP效应，随着残余奥氏体的体积分数增加，材料的综合力学性能越好。通过拉伸断口的宏观和微观分析，本试验用钢的断裂方式为韧性断裂。断裂的微观机理为微孔聚集型的断裂方式，断裂过程受到残余奥氏体的体积分数，奥氏体中的含碳量等因素的影响。通过市场调研，对本试验用钢生产的锚杆做了简要的生产成本评估，并和目前主要使用的锚杆用钢的力学性能对比，其具有较低的生产成本和较高的力学性能。本试验的低碳硅锰锚杆用TRIP钢，不但具有较高的力学性能，且生产成本低，生产工艺简单。为高强度、高塑性锚杆的开发应用有着重要的指导意义。
王瑞[3]（2017）在《超高强度钢制备工艺的关键技术研究》文中进行了进一步梳理超高强度钢抗拉强度高、韧性好,具有高的比强度、比模量,广泛应用于航空、航天及国防等领域,是飞机等主承力关键构件的首选材料,代表了一个国家钢铁材料研究和生产的最高水平,是一个国家科技和国防工业发展水平的重要标志。超高强度钢室温抗拉强度超过1400 MPa、屈服强度大于1300 MPa,其韧性要求也较高,始终在挑战材料的强韧性极限。同时,超高强度钢对裂纹、夹杂、焊缝和表面加工等缺陷也十分敏感,因此,降低超高强度钢的缺陷率、提高钢的韧性始终是国际前沿技术开发的重要研究方向。我国在超高强度钢降低钢中有害杂质元素质量分数、改善夹杂物的形态及提高钢的韧性方面已开展了几十年的研究,并取得了非常大的成绩与进步,但是在超纯净化冶炼、凝固组织控制、热加工和热处理等方面与国外相比还有很大的差距,严重制约了我国航空航天和国防军工等关键材料的配套和发展。本论文以目前我国生产的几个典型的超高强度钢为研究对象,分别针对其洁净度和组织性能控制难题,开展超高强度钢制备工艺的关键技术研究,对于提升我国超高强度钢生产技术水平,补齐航空航天和国防军工的关键材料“短板”具有重要的现实意义。本论文在全面综述国内外超高强度钢研究现状的基础上,通过对国内超高强度钢实际生产工艺及质量水平的深入调研,采用实验室真空感应炉实验、理论计算分析、添加稀土实验、工业试验等方法,利用化学分析、金相显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、力学性能测试以及X射线衍射分析等表征手段,以300M、A-100和S53等典型的超高强度钢作为研究对象,开展了精钢材纯净化冶炼、真空感应炉（VIM）超纯熔炼、超高强度钢的稀土处理、超高强度钢中非金属夹杂物去除与控制、双真空（真空感应炉-真空自耗炉（VIM-VAR））熔炼的纯净度和凝固组织控制、真空感应炉-电渣重熔-真空自耗炉（VIM-ESR-VAR）三联工艺超纯熔炼、锻造和热处理组织性能控制等关键共性技术研究,在抚钢工业化条件下制备出了超纯净、高性能的超高强度钢,确定了三联工艺是解决超高强度钢上述技术难题的最佳工艺。通过上述研究,论文的创新点及主要结论如下:（1）镧对超高强度钢的纯净化的影响研究结果表明,在真空感应熔炼条件下,冶炼时保证良好的炉况、精确控制温度能够保证稀土镧良好、稳定的脱氧脱硫效果。在真空感应熔炼条件下,冶炼时保证良好的炉况、精确控制温度能够保证稀土镧良好、稳定的脱氧脱硫效果。当钢中的氧和硫的质量分数十分低时,钢中的夹杂物主要为La2O2S,Mg和Al等金属氧化物能够在La2O2S表面析出形成复合夹杂物。（2）单真空、双真空工艺和三联工艺对超高强度钢纯净度的影响研究结果表明,在单真空工艺、双真空工艺和三联工艺中,三联工艺的T.O、P、S等明显低于单真空和双真空工艺,是超高强度钢纯净度控制的最佳工艺。在Si、Mn、Al、Ti等元素质量分数都非常低条件下,达到T.O=0.0004%、w[N]=0.0009%的超纯净水平。三种工艺制备的超高强度钢中夹杂物种类差异不大,典型夹杂物均主要为含镁铝尖晶石的MgO-Al2O3-CaS、MgO-Al2O3-SiO2等。三联工艺夹杂物平均直径和单位面积夹杂物个数均小于单真空和双真空工艺。（3）真空自耗重熔对铸锭凝固组织的影响研究结果表明,真空自耗重熔过程采用高熔化速度生产的钢锭其成品钢棒低倍组织易出现径向偏析缺陷;采用强冷的氦气冷却方式和高水流量生产的钢锭其成品钢棒低倍组织出现环状花样缺陷。因此在不采用氦气冷却的前提下适当降低熔化速度,可以生产出低倍组织合格的棒材。（4）锻造工艺对航空轴承钢G13Cr4Ni4Mo4VA棒材冲击性能的影响研究结果表明,造成G13Cr4Ni4Mo4VA棒材冲击性能偏低的原因是由于沿晶界分布析出的δ铁素体。将锻造温度由1160 K降低至1110 K,可有效地避免δ铁素体的析出,提高棒材的冲击性能。（5）锻造和预备热处理对超高强度钢A-100晶粒度的影响研究结果表明,对于A-100钢,在变形量为30%时,将变形温度控制在1000～1140 K范围内可获得细小的完全再结晶组织,同时改善微观组织均匀性。应用正火工艺进行预备热处理可以提高晶粒度级别,均匀组织。合适的正火温度在900～950 K,且保温时间不宜过长,防止晶粒过分长大。（6）回火热处理对S53超高强度钢组织性能的影响研究结果表明,S53钢二次回火热处理后钢的组织和性能优于一次回火热处理。回火温度为490 K的试样抗拉强度最高达到1955 MPa,屈服强度为1684 MPa,硬度达56（HRC）,且均匀延伸率为10%。二次回火490 K处理后,相比较于一次回火505 K,马氏体板条更加细小且板条边界扭曲交错程度比一次回火更深,对位错的运动的阻碍作用更大,强化效果更好。同时,二次回火后更多细小的碳化物在板条马氏体基体上和位错间析出,显著提高了材料的强度。回火温度为490K拉伸断口样品分布较多的韧窝。随着二次回火温度升高,碳化物也会粗化,样品拉伸断口微观形貌也会出现准解理特征。因此,S53钢最佳回火工艺为在505 K×3 h下进行一次回火,再在490 K×12 h下进行二次回火。
班丽丽[4]（2008）在《中碳Si-Mn系高强度TRIP钢高周疲劳破坏行为研究》文中进行了进一步梳理机械构件因疲劳破坏而屡屡发生事故,因而研究材料的疲劳强度以提高机械构件的使用寿命及其使用可靠性有着重要意义。在传统钢铁材料尤其是高强度结构钢中,提高其强度往往会使塑性下降,而TRIP钢作为新一代开发的钢种可兼具高强度和高塑性的优良性能。然而,传统的TRIP钢多为中低碳的Si-Mn系低合金钢,由于其强度水平较低,仍不能’用于高强度或超高强度的机械零件上对此,本文通过成分设计及热处理工艺优化,得到了一种强度、塑性和韧性优化配置的新钢种,首次提出把TRIP现象活用于1000MPa级以上的机械制造用钢中,以期提高钢的强度的同时,提高钢的疲劳寿命。本文主要采用旋转弯曲疲劳和裂纹扩展速率实验,比较系统地研究了中碳Si-Mn系高强度TRIP钢（0.4C-1.5Si-1.5Mn）的两种组织状态[等温淬火（AT）组织和淬火回火（QT）组织]在两种强度水平（1100 MPa级和1300 MPa级）下的高周疲劳破坏行为,通过疲劳裂纹的原位观察对其疲劳破坏机制进行了理论探讨,并与调制处理的中碳高强度合金钢42CrMo进行了对比。对实验钢常规力学性能的研究结果表明,TRIP钢QT样的常规力学性能随回火温度的变化与一般中碳钢基本一致,AT样的力学性能则受奥氏体化温度、等温温度以及等温时间的影响显著,即随着奥氏体化温度的升高,AT样的强度下降,塑性逐渐增加,但韧性却降低；随等温温度的升高,强度降低,塑性和韧性则呈现先增加后降低的趋势；随着等温时间的延长,强度降低而塑性和韧性显著提高。此外,经900℃奥氏体化及随后的400℃盐浴等温处理600 s可获得强度、塑性和韧性具有良好配合的多相组织,其残余奥氏体含量高达19%,具有明显的TRIP效应。此外,AT样与相同抗拉强度水平的QT样相比,其屈服强度明显低于后者,而塑性明显高于后者。对实验钢的旋转弯曲疲劳实验结果表明,两种强度水平（1100 MPa和1300 MPa）的AT样,其疲劳强度和疲劳寿命均明显高于QT样和和调质处理的42CrMo钢,即具有多相组织的AT样具有优异的高周疲劳性能。但在1300 MPa级的强度水平下,AT样与QT样疲劳强度间的差异没有1100 MPa级时明显。在两种强度水平下,AT样的疲劳强度与抗拉强度之比均可高达0.56,明显高于相同强度水平的QT样的0.51和用作对比的42CrMo钢的0.50。对疲劳断口的分析表明,在两种强度水平下实验钢的AT样和QT样均起源于试样表面基体,而同强度的42CrMo样除起源于表面基体外,部分还起源于表层夹杂物,其疲劳裂纹萌生于钢中夹杂物还是组织缺陷处,二者存在一个竞争机制。对疲劳试样疲劳塑性区的TEM观察表明,两种强度水平（1100 MPa级和1300 MPa级）的AT样,经疲劳实验后在塑性区中存在各种形貌的马氏体组织,很少观察到残余奥氏体。对疲劳实验前后试样中残余奥氏体含量的测定结果表明,1100 MPa级的AT样约有4%的残余奥氏体在疲劳应力的作用下转变为马氏体,而1300 MPa级的AT样约有2%的残余奥氏体发生转变。这表明在疲劳循环应力作用下,AT样发生了TRIP效应,且在较低强度水平下的TRIP效应更为明显疲劳裂纹扩展速率实验结果表明,两种强度水平下的AT样的疲劳裂纹扩展速率da/dN均明显小于QT样,同样说明AT样的疲劳性能优于QT样。但1300 MPa级AT样的速率在裂纹终止阶段与QT样的差异很小,即随着强度水平增加,AT样和QT样疲劳裂纹扩展速率之间的差异变小。不同强度下AT样的疲劳裂纹扩展原位观察表明,高强度TRIP钢的断裂机理受多相组织,尤其是软相（残余奥氏体和下贝氏体）的分布、尺寸、相对数量,以及残余奥氏体的转变率的影响最为显著。疲劳裂纹主要萌生于塑性应变集中之处,并沿着上贝氏体与软相的相界面扩展,主裂纹末端都终止于裂纹前沿的残余奥氏体处。裂纹扩展方向对软相的选择性、多相组织大量晶界和相界对裂纹扩展的阻力,以及较长的二次裂纹的萌生及扩展均会消耗大量的扩展能,从而降低主裂纹的扩展速率。
胡宽辉[5]（2019）在《2000MPa级高强塑积热成形钢的研究》文中认为高安全性、节能、低排放、低成本使得汽车用钢不断向着超高强度、易成形、高强塑积方向发展。但随着强度不断提高,钢材的成形性能不断降低,其在冷成形过程中极易出现开裂、回弹、零件尺寸达不到要求等诸多问题。在此背景下,热冲压成形钢应运而生,国际上对热成形钢的研究主要集中在1500 MPa强度级别产品的成分、组织与热冲压工艺方面。公开的性能数据显示,其强塑积只有510 GPa·%左右,不能满足汽车行业日益发展的轻量化及高碰撞安全吸能性的需求,且对于更高强度,强塑积达到15 GPa·%左右高强塑积新型热成形钢的成分、热冲压工艺、强韧化机理等未见有公开的报道。根据文献资料分析和热力学模拟计算结果,设计了不同碳、锰含量的高强塑积新型热成形钢,并在实验室开展了奥氏体相变规律、热冲压工艺制度和强韧化机理研究,提出了高强塑积新型热成形钢最优的成分设计和节能的热冲压工艺方案,研究开发的高强塑积新型热成形钢不仅具有18002100MPa的超高强度,而且具有15 GPa·%以上的高强塑积,该产品的成功开发,不仅解决了目前超高强钢制造成本高、成形性差的问题,而且能满足汽车工业日益发展的高碰撞安全和吸能性的要求,对汽车车身安全性的提升和产业升级具有重要意义。采用Formast-F全自动膨胀仪测定了不同碳目标含量试验钢的连续冷却转变曲线（CCT曲线）和过冷奥氏体等温转变曲线（TTT曲线）。研究结果表明,匹配合适的合金成分设计,与含碳量0.30%的钢相比,含碳量0.34%试验钢的先共析铁素体向奥氏体转变的开始温度点Ac3由793℃降低到了788℃,马氏体开始转变温度点Ms由369℃降低到353℃,这一点与热力学计算结果相一致。且随着碳含量的增加,实验钢的铁素体、珠光体和贝氏体转变明显被推迟。且在相同的过冷度下,含碳量为0.34%钢的过冷奥氏体发生等温相变的孕育期更长。而且本设计成分体系热成形钢的临界冷却速度为10℃/s,具有良好的淬透性。借助于扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、光学显微镜（OM）、电子背散射衍射技术（EBSD）及X射线衍射仪（XRD）等分析测试手段,对不同热冲压工艺模压淬火状态下两个不同碳含量实验钢的组织演变规律和性能特征进行了深入系统研究。研究结果表明,对于0.30%碳含量的试验钢,在900℃及以上的温度,保温5 min及以上,而对于0.34%碳含量的试验钢,只需加热温度为850℃或更高,保温5 min及以上,均能获得成分、尺寸均匀的奥氏体。且通过细小的铌钛复合析出相抑制加热过程中奥氏体晶粒长大,保证奥氏体晶粒度在1112级,从而在模压淬火后,获得细小的马氏体组织。机理研究结果表明:碳对本文设计成分体系热成形钢热冲压模压淬火后马氏体的强度和硬度起决定性的作用,而锰的加入量应优化选择,最佳的锰含量应该控制在1.22%左右。本文通过合理的成分设计和匹配合适的热冲压工艺,利用相变强化、晶界强化和固溶强化等综合作用的方式,以及细小的马氏体板条束群和大量的马氏体小角度晶界和低∑CSL重位点阵晶界比例控制,既得到了18002100 MPa的超高强度,又具有15 GPa·%以上的高强塑积。相比传统的1500 MPa级热成形钢,本文设计开发的0.34%C-1.22%Mn及匹配加入一定量其它合金元素的高强塑积新型热成形钢,可采用更节能的热冲压工艺制度,即850℃保温58 min（传统的1500 MPa级热成形钢的热冲压工艺制度为加热930950℃,保温58 min）,就能得到超高强度和高强塑积,满足国家绿色、节能的要求。
汪思敏[6]（2020）在《汽车用超高强含B钢板微观组织特征与性能研究》文中认为随着汽车用钢发展到第三代,节能性和安全性是汽车用钢发展的新方向。超高强钢是第三代汽车用钢的典型代表,在国外被广泛应用于汽车结构件和加强件。目前国内完整的汽车用超高强板生产线较少,因此丰富汽车用钢品种,促进市场发展,开发具备良好综合力学性能的低成本第三代汽车用超高强钢板一直是近年汽车用钢的研究热点。本文以研究汽车用超高强钢板的微观组织与力学性能为目的,并采用光学显微镜、SEM、EDS、XRD、TEM等对试验材料的组织进行分析,测试试验材料的强度、硬度等综合力学性能。主要试验如下:为了确定汽车用超高强钢板的相变温度及热处理性能,对材料进行CCT曲线测试。研究表明:22MnB5-5V和26MnB5-5V钢的CCT曲线,26MnB5-5V的含碳量更高,其CCT曲线比起22MnB5-5V的CCT曲线明显向右、向下移动,22MnB5-5V的贝氏体的转变上限温度Bs约是580℃,马氏体转变温度Ms约是412℃,而26MnB5-5V的贝氏体的转变上限温度Bs约是530℃,马氏体转变温度Ms约是379℃,二者有较大差异。22MnB5-5V和26MnB5-5V均在冷却速度低于0.5℃/s生成铁素体+珠光体组织,在冷却速度为35℃/s范围内生成全贝氏体组织,在冷却速度超过20℃/s生成全马氏体组织。材料在随着冷却速度的增加,强度、硬度呈总体上升的趋势。材料在冷却速度较低的时候生成明显的带状组织,碳含量、冷却速度为影响材料带状组织的重要因素,在实际生产过程中可适当提升冷却速度以消除试验材料带状组织。为了确定汽车用超高强钢板得到具体组织的对应工艺,对材料随炉、开炉、空冷、风冷、油冷和水冷六种不同的热处理方式,研究这六种不同的热处理方式对材料组织和性能的影响。研究表明:试验材料22MnB5-5V和26MnB5-5V钢在随炉冷却条件下生成带状组织,在开炉冷却下生成等轴分布的铁素体和珠光体组织,在空冷条件下生成贝氏体组织,在风冷条件下开始生成马氏体组织,在油冷和水冷条件下生成单一的板条马氏体组织,达到超高强钢的力学性能,满足第三代汽车用钢的标准。回火温度对材料组织及性能影响较大,为了确定材料的最佳的回火温度,对淬火后的22MnB5-5V钢进行150℃、200℃、250℃和300℃四组回火温度对材料组织和性能的影响。研究表明:回火组织主要为回火马氏体。在试验条件内,150℃为最佳回火温度,拉伸强度与硬度最大,为1583 MPa和467 HV;在TEM下观察到材料淬回火后在马氏体板条束中形成高密度的位错,析出明显第二相组织,呈弥散分布,第二相尺寸约为2550 nm之间,材料具备很高的力学性能,而塑韧性无明显变化。为了探究材料是否有冷冲压成形的可能性,研究冷变形对汽车用超高强钢组织和性能的影响,对汽车用22MnB5-5V钢进行在120 kN、140 kN、160 kN、180 kN和200 kN的变形压力对材料组织及性能的影响,研究表明:材料具有好的冷变形性能,在本试验条件下形变量可达到30%。随着材料变形率的增加,试验材料受到的冲压力越大,试验材料的变形就越大。当形变量为30%时,硬度增幅最强,最大硬度为537.5 HV。随着冲压力和变形量的增加,材料的形变硬化效应会增强,材料的形变在材料的实际使用过程中能提高安全性。
仝帅武[7]（2017）在《Si-Mn系低合金铸钢组织和性能的研究》文中研究指明目前,低合金耐磨铸钢因合金成分含量低,综合力学性能好,生产方式灵活简便被矿山、钢铁、冶金等行业广泛应用,在国内金属耐磨材料行业发挥着重要作用。硅锰钢作为低合金耐磨钢,替代高锰钢做为拖拉机履带板,挖掘机斗齿等设备材料。随着工业化不断发展,设备要求不断提升,传统硅锰钢逐渐不能满足设备备件的使用需求。为了更好发挥其性价比高的优势,本课题以硅锰钢为基础,通过成分优化、工艺改进,开发新型Si-Mn系低合金铸钢,为企业衬板、斗齿等耐磨材料替代和产品升级提供一定技术支持。本文采用高纯合金原材料与工业纯铁或Q235钢配合熔炼试样,首先研究硫磷含量对Si-Mn系低合金铸钢组织及力学性能的影响。在此基础上,对中频感应炉进行炉底吹氩改造,研究熔炼后期加入吹氩处理工艺对Si-Mn低合金钢性能提升的作用。调整Si-Mn低合金钢中碳元素含量,研究Si-Mn低合金钢不同碳含量时的组织和力学性能,确定最优成分搭配。在确定成分和熔炼工艺后,进一步对Si-Mn低合金钢的热处理工艺进行研究,探索淬火温度和回火温度的变化对Si-Mn低合金钢组织和综合力学性能的影响。最后,通过冲击磨损和磨粒磨损实验,对比最优性能Si-Mn低合金铸钢耐磨性与高锰钢和高铬铸铁的优劣。研究表明:随着S、P含量的升高,低合金钢硬度变化不大,冲击韧性显著降低;熔炼后期对钢水炉底吹氩,低合金钢硬度提升较小,冲击韧性提高幅度较大;Si-Mn系低合金铸钢的硬度随碳含量的增加持续增加,达到0.4%C以后增长趋缓;冲击韧性在C含量0.33%时达到最优,后随着C含量增加显著下降,在C含量0.33%时组织以板条马氏体为主,另有部分残余奥氏体和下贝氏体分布,综合力学性能最好,硬度为HRc48,冲击值为Akv42J/cm2。热处理工艺实验表明,随着淬火温度的升高,试样硬度升高,冲击韧性下降。在890℃淬火时,试样综合力学性能最优;随着回火温度的增大,硬度下降明显而冲击值略有提高,综合力学性能在220℃回火时达到最优。Si-Mn系低合金铸钢的最佳热处理工艺为880℃正火+890℃淬火+220℃回火。冲击磨损和磨粒磨损实验表明,Si-Mn系低合金铸钢硬度优于高锰钢,韧性优于高铬铸铁,组织致密,耐磨性在冲击环境或磨粒磨损环境下都表现较好。该Si-Mn系低合金铸钢成本降低,热处理工艺简便,综合力学性能较好,可用于企业替代耐磨衬板、斗齿等传统材料,取得良好的经济效益。
冯锐[8]（2013）在《铁素体/珠光体型钢板内部质量及其影响因素研究》文中研究指明钢铁工业中发展最迅速、最富有活力的钢种是低合金高强度钢,特别是屈服强度在500MPa以下的铁素体／珠光体型钢,该类型钢具备优良的强韧性能,是目前应用最广泛的钢种之一。目前生产铁素体/珠光体型钢的主要途径是在C-Mn钢或C-Mn-Si钢基础上添加微量合金元素铌、钒、钛等,通过TMCP （ThermoMechanical Control Process）工艺控制微合金碳氮化合物的析出和过冷奥氏体的相变行为,以达到优化组织、提高强韧性的目的。国内外研究者长期致力于提升铁素体/珠光体型钢板内部质量的研究,所谓钢板内部质量的好坏,实际上是指钢板内部组织的均匀性和完整性。就一定厚度的钢板而言,无论工艺如何改变,都将出现厚度方向从表层到心部的组织不一致,诸如：晶粒尺寸差异、铁素体形态差异及析出相分布和尺寸差异等。另外,如果钢板的成分设计不合理或工艺控制不当,就可能导致钢板内部出现非铁素体／珠光体组织及其它类型缺陷。通过调研国内几家大型钢铁生产企业及工程机械和煤机制造企业,并查阅文献,发现部分批次的铁素体/珠光体型钢板存在内部质量缺陷,尤以分层缺陷最为突出。国内外学者、钢铁生产企业和用户均已发现钢板中的分层缺陷及其对力学性能的不良影响。但是,目前对分层缺陷的成因仍无统一认识,特别是有关连铸坯中心偏析是如何影响热轧钢板分层缺陷这一重要问题尚无深入阐述。对照研究有分层缺陷和无分层缺陷的钢板,发现有分层缺陷钢板的Mn元素含量普遍偏高,另外,部分企业生产的钢板仍然存在其它微合金元素使用过量的情况。针对以上两类问题,本文优化了合金成分设计、TMCP工艺和连铸工艺；采用透射电子显微镜（TEM）、扫描俄歇微探针（SAM）、金属原位分析仪及力学性能检测等手段,分析了实验室试轧和工业化生产的钢板微观组织和力学性能。研究了连铸坯中心偏析与热轧钢板分层缺陷的继承性关系,并从热力学和动力学方面揭示了钢板中异常偏析带的形成机理。在此基础上得出各因素（包括：合金成分、连铸工艺、TMCP工艺及后期热处理）对钢板内部质量的影响规律。主要研究内容和结论如下：1.通过研究C、Mn、Si、Nb、V、Ti等合金元素在钢中的作用,得出了合金成分减量后的铁素体/珠光体型钢板成分设计。本试验钢以C、Mn、Si作为基本元素,添加适量的Nb、V、Ti微合金元素,以及微量的B元素并尽量降低P、S等有害元素含量,与目前国内市场商用钢种的合金成分对比得出,本试验钢的合金元素加入量明显低于同级别商用钢种。用Gleeble热／力模拟方法测定了试验钢的再结晶曲线和CCT曲线等,优化了TMCP工艺参数,试验钢的奥氏体化温度为1200℃,粗轧阶段初期前4道次设定压下量8.5mm以下以增大再结晶晶粒的体积分数,末道次采取较大压下量以细化奥氏体晶粒,终轧温度控制在1020℃；精轧阶段开轧温度控制在900℃以下,避开900℃～1000℃部分再结晶温度区间,终轧温度控制在830～850℃；冷却速度根据钢板厚度控制在5～10℃/s,终冷温度控制在670～690℃,控冷后直接空冷至室温。设计钢板的工业化试验表明：新工艺流程顺畅,合金成本低于目前同级别的商用钢种,可以实现批量化生产。2.通过热力学与动力学计算,结合TEM观察和EDS能谱分析研究了钢板中微合金碳氮化物在TMCP工艺过程中的固溶和析出规律,从细晶强化、固溶强化和析出强化等方面分析了钢板的强韧化机理。结果表明,微合金碳氮化物主要有TiN、VC和Nb（C,N）,TiN的固溶和析出温度较高,形态经历了由球形向方形的长大过程,常与VC和Nb（C,N）复合析出,可以有效阻止奥氏体化过程及粗轧再结晶后的晶粒长大；VC呈圆片状,主要是在γ→α转变后的冷却过程中于铁素体晶粒内部共格随机析出的,引起钢板的析出强化；Nb（C,N）呈圆片状,尺寸约10nm,主要在晶界和位错附近形核,并在γ→α转变过程中析出,可以有效钉扎位错运动,强烈阻止形变奥氏体再结晶,具有一定的晶粒细化效果。按照位错绕过析出相的Orowan机制,计算得到析出强化产生的强度增量为143.9MPa,细晶强化产生的强度增量为261.9MPa,固溶强化产生的强度增量为92MPa,设计钢板的计算强度值为497.8MPa。由于细晶强化产生的强化效果超过总强度的40%,因此设计钢板具有良好的塑韧性能。3.用金属原位分析仪等研究了连铸坯不同位置的化学成分分布,采取理论计算和统计分析的方法探讨了钢水过热度、二冷水强度、拉速、电磁搅拌及轻压下工艺与连铸坯内部质量和厚度方向组织之间的关系。结果表明,部分批次连铸坯中心处存在明显的C、Mn、S和P元素偏析,Gleeble热／力模拟试验表明,连铸坯热变形后在原中心偏析区出现了带状分布的贝氏体组织。TEM观察发现由连铸坯表层至中心处硫化物夹杂量逐渐增加,且在中心出现聚集分布,这些都与连铸坯中心处Mn偏析有关。控制合理的连铸工艺参数,将钢水过热度控制在30℃以内,适当增强二冷水强度、合理选择连铸坯拉速、控制电磁搅拌频率、选择适当位置进行适度轻压下等措施可以有效改善连铸坯内部质量。4.用SEM和SAM等观察了工业化生产的钢板表层、1/4厚度和中心厚度处的微观组织,分别在对应厚度处截取薄试样测量局部区域的力学性能,并从热力学和动力学方面揭示异常偏析带的形成机理。结果表明,有分层缺陷钢板的中心处存在粒状贝氏体异常偏析带和一定程度的混晶,同时存在较多的硫化物夹杂,以上三个因素导致钢板出现分层缺陷。研究得出钢板异常偏析带区存在明显的C-Mn元素偏聚,钢板中的Mn偏聚继承自连铸坯的Mn偏析,异常偏析带区贝氏体的形成与连铸坯中心Mn偏析有直接关系。连铸坯中心处C-Mn偏聚形成的Fe-Mn-C原子团有效束缚了原子运动,增加了奥氏体相变时的晶格重构阻力,为贝氏体的形成创造了热力学条件；C-Mn偏聚使连铸坯中心处C曲线中珠光体转变曲线和贝氏体转变曲线发生相对位移,致使原来的C曲线形状变为河湾形状,为较低冷速下该区域的过冷奥氏体转变为贝氏体创造了动力学条件。有分层缺陷钢板的最佳正火处理工艺为900℃×3min/mm,该正火工艺无法消除Mn元素的偏析,但可以通过扩散降低异常偏析带区的C含量,并使异常偏析带区的贝氏体完全转变为珠光体,同时达到了消除钢板分层缺陷的目的。
裴剑[9]（2011）在《Ni含量及回火工艺对300M钢组织与性能的影响》文中认为300M钢作为低合金超高强度钢的典型代表,因其成本低（合金元素含量低）、生产工艺简单而广泛用于航空、航天领域,如制造飞机大梁、起落架、发动机轴、高强度螺栓、固体火箭发动机壳体和化工高压容器等。为了提高300M钢的韧性,本文通过调整韧化元素Ni的含量,研究Ni含量对300M钢的连续冷却转变、显微组织演变以及力学性能变化的影响规律,并且研究了回火工艺对高Ni含量300M钢的组织与性能的影响,取得如下主要研究结果:300M钢的Ms点随着Ni含量的增加而逐渐降低,Ni含量由2%提高至5%时,Ms点由270℃降到220℃;元素Ni促进300M钢的马氏体相变,推迟其贝氏体相变,并使其连续冷却转变过程中贝氏体相变区逐渐右移,当Ni含量分别为2%和4%时,发生贝氏体转变的临界冷速约为0.28℃/s和0.05℃/s,而Ni含量提高到5%时,冷却速度为0.03℃/s时仍未发生贝氏体相变;随着Ni含量的提高,300M钢淬火后残余奥氏体的体积分数逐渐增加,强度降低而冲击韧性提高。3%Ni含量的300M钢在150℃600℃回火时,随着回火温度的升高,抗拉强度单调降低,屈服强度和硬度先升高后降低,且在250℃300℃回火时达到峰值,当回火温度高于400℃,抗拉强度和屈服强度降低速度加快;随着回火温度的升高,冲击韧性在250℃300℃时达到极大值,在450℃时达到极小值,该钢在450℃附近存在第二类回火脆性,。在回火过程中,试验钢的马氏体及残余奥氏体均发生分解。当回火温度较低时（150℃350℃）,在马氏体基体中主要析出细小的ε-碳化物,此时试验钢具有最佳的强韧性配合。随着回火温度的进一步提高,马氏体和残余奥氏体的分解速度加快,而ε-碳化物也逐渐转变为M3C型碳化物,当回火温度提高到600℃时,残余奥氏体量最小,ε-碳化物完全转变为M3C型碳化物。
蔡明晖[10]（2009）在《高延伸凸缘型铁素体/贝氏体钢的组织演变及力学行为》文中提出热轧双相钢具有强度高、屈强比低、初始加工硬化率高以及强度和韧性配合良好等优点,是目前应用最多的先进高强度钢（Advanced High Strength Steel,AHSS）之一。与传统的铁素体/马氏体双相（FMDP）钢相比,铁素体/贝氏体双相（FBDP）钢具有强度和冷成形性的匹配,且焊接、疲劳以及延伸凸缘性能优良,是底盘和车轮等部件用热轧高强度钢的理想材料。本文结合上海宝钢集团公司开发项目“铁素体/贝氏体高扩孔钢的相变及强化机理”,研究低碳硅-锰钢在连续冷却及等温过程中的相变行为,利用控轧控冷（Thermo-MechanicalControl Process,TMCP）工艺开发出经济型的热轧FBDP钢板,通过扩孔实验评价不同强度级别FBDP钢板的延伸凸缘性能,并对FBDP钢在单轴拉伸下的变形行为和断裂机理,以及扩孔成形中的裂纹形成及其扩展行为进行研究,取得了如下研究成果:（1）通过热模拟实验研究不同硅、锰含量的低碳钢在连续冷却过程中的相转变规律,定量分析合金元素、热变形工艺参数以及冷却速度对相变温度和转变组织的影响。结果表明:1)硅含量增加使Ar3温度升高,锰含量增加使Ar3温度降低,但锰对Ar3温度的影响效果强于硅;2)硅对Ar3温度的影响与变形条件有关,增加硅含量使未变形条件下Ar3温度升高的更加明显;3)硅在促进多边形铁素体形成的同时,也抑制了贝氏体相变,而锰不仅细化了铁素体和贝氏体组织,还促进了贝氏体的形成;4)变形使低硅钢中贝氏体铁素体板条变得细而短,使高硅钢中铁素体以及M/A岛的分布更均匀。（2）通过等温转变实验研究硅含量和变形对铁素体和贝氏体转变的影响及机理,采用超组元方法,修正后的Zener两参数（考虑了碳、硅和锰等元素之间的交互作用）,对等温转变过程中相变热力学和相变动力学进行数值模拟。结果表明:1)随硅含量增加,γ→α转变的孕育期缩短,γ→B转变的孕育期延长;2)随着硅含量增加,组织中铁素体晶粒细化,且贝氏体铁素体的形态由细长条状变为短杆状;3)奥氏体变形后,组织中铁素体的形态多呈等轴状,铁素体晶粒明显细化,贝氏体的体积分数减少;4)增加硅含量或奥氏体变形增大了碳在γ/（γ+α）或α/（α+γ）相界面的平衡浓度,以及γ→α转变的驱动力|△Gγ→α|。（3）通过TMCP实验,在低碳硅-锰钢中获得具有铁素体和贝氏体组织的FBDP钢,研究合金元素和工艺参数对实验钢显微组织和力学性能的影响规律。结果表明:1)以低碳硅-锰钢为基础,合理选择硅、锰含量和TMCP工艺参数,可获得不同强度级别的高延伸凸缘型FBDP钢板:抗拉强度可达472.5～721.5MPa,伸长率可达27.4～43.8%,扩孔率可达95～117.8%,满足高延伸凸缘钢扩孔率λ≥80%和伸长率A≥20%的标准,且比较经济;2)增加锰含量,可以有效提高实验钢的强度和韧性,但塑性和延伸凸缘性能有所下降;3)在实验范围内,当硅含量由0.06%增加至0.57%时,实验钢的抗拉强度、韧性和延伸凸缘性能均提高;当硅含量增至0.92%时,实验钢的抗拉强度升高,但韧性和延伸凸缘性能下降;当硅含量为0.57%时,实验钢具有强度、韧性和延伸凸缘性能的良好匹配;4)与铁素体/珠光体钢和FMDP钢相比,FBDP钢具有良好的强度与延伸凸缘性能之间的平衡;5)终轧温度的降低虽然有利于细晶粒铁素体的形成,改善钢材的塑性和韧性,但也使组织中贝氏体的体积分数降低,导致钢材的抗拉强度降低以及屈强比升高。（4）研究FBDP钢在扩孔过程中的裂纹形成及扩展行为。结果表明,预制圆孔的边缘是扩孔成形的变形危险区,当该处的切向伸长超过材料的成形极限时,就会产生缩颈或裂纹。FBDP钢的裂纹扩展主要以微孔聚集模式进行,当遇到贝氏体时,裂纹通过F-B相界面并剪断铁素体进行扩展。在裂纹扩展中,大部分的等轴铁素体在应力场作用下沿垂直于裂纹方向被显著拉长,这表明裂纹扩展在FBDP钢中进行时,强度较低的铁素体在应力场的作用下会产生较大的塑性变形,在一定程度上减弱了裂纹附近的应力集中,阻止了裂纹扩展。（5）对FBDP钢在单轴拉伸下的变形行为和断裂特性的研究表明:在均匀塑性变形阶段,FBDP钢的n*（瞬时加工硬化指数）值随真应变ε的增加呈逐渐减小趋势,且n*-ε曲线大体可以分为n*较高,n*随ε增加而缓慢下降,以及n*随ε增加而迅速下降等三个阶段。与HSLA和FMDP钢相比,FBDP钢在低应变区域具有明显高的加工硬化值。在拉伸断裂的缩颈过程中,FBDP钢的孔洞或微裂纹多产生在铁素体内或F-B相界面附近。通过压缩-拉伸实验测定了FBDP钢的包辛格效应参量以及预压缩变形对FBDP钢的加工硬化速率dσ/dε和加工硬化指数n的影响:随着预压缩变形量（0～1.0mm）增加,FBDP钢在拉伸变形过程中的dσ/dε和n值基本呈先减小然后增大的趋势。
二、硅锰对硅锰钼钒超高强度钢断口和显微组织的影响（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、硅锰对硅锰钼钒超高强度钢断口和显微组织的影响（论文提纲范文）
（2）锚杆用低碳硅锰TRIP钢热处理工艺对组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 图清单 |
| 表清单 |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景和研究意义 |
| 1.2 国内外锚杆支护材料研究现状 |
| 1.3 TRIP 钢研究现状 |
| 1.4 TRIP 效应的影响因素 |
| 1.5 课题研究内容及技术路线 |
| 2 锚杆支护理论及受力分析 |
| 2.1 锚杆支护理论 |
| 2.2 锚杆的作用机理 |
| 2.3 锚杆有限元分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 试验材料和试验方法 |
| 3.1 试验用 TRIP 钢的加工 |
| 3.2 TRIP 钢的热处理方法 |
| 3.3 力学性能测试方法 |
| 3.4 TRIP 钢的组织分析 |
| 3.5 TRIP 钢中残余奥氏体的定量分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 热处理工艺对低碳硅锰 TRIP 钢的试验结果 |
| 4.1 热处理工艺 |
| 4.2 不同加热温度后力学性能试验结果 |
| 4.3 不同等温温度后力学性能试验结果 |
| 4.4 不同等温时间后力学性能试验结果 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 热处理工艺对低碳硅锰 TRIP 钢组织及性能的影响 |
| 5.1 α+γ两相区加热温度对性能和组织的影响 |
| 5.2 TRIP 钢中贝氏体及其转变 |
| 5.3 贝氏体等温区等温温度对性能和组织的影响 |
| 5.4 贝氏体区等温时间对性能和组织的影响 |
| 5.5 残余奥氏体对 TRIP 效应的影响 |
| 5.6 TRIP 钢冲击断口形貌分析 |
| 5.7 TRIP 钢的拉伸断裂分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 6 低碳硅锰 TRIP 钢的实用性分析 |
| 6.1 力学性能比较 |
| 6.2 成本分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（3）超高强度钢制备工艺的关键技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景 |
| 1.2 课题研究的目的及意义 |
| 1.3 课题研究的总体思路和内容 |
| 1.4 课题研究的创新点 |
| 第2章 文献综述 |
| 2.1 超高强度钢的概况 |
| 2.1.1 低合金超高强度钢 |
| 2.1.2 中合金超高强度钢 |
| 2.1.3 高合金超高强度钢 |
| 2.1.4 300M及A-100超高强度钢 |
| 2.1.4.1 300M钢研究进展 |
| 2.1.4.2 A-100钢研究进展 |
| 2.2 超高强度钢的强韧化机制 |
| 2.2.1 钢的强化机制 |
| 2.2.2 钢的韧化机制 |
| 2.3 超高强度钢的生产工艺流程及其发展 |
| 2.3.1 电弧炉+炉外精炼 |
| 2.3.1.1 电弧炉冶炼技术 |
| 2.3.1.2 炉外精炼技术 |
| 2.3.2 真空感应+真空自耗 |
| 2.3.2.1 真空感应冶炼技术 |
| 2.3.3 真空自耗冶炼技术 |
| 2.3.4 开坯与成材 |
| 2.3.4.1 钢锭的加热 |
| 2.3.4.2 钢锭的开坯锻造 |
| 2.4 超高强度钢高纯熔炼技术的发展 |
| 2.4.1 国外纯净冶金的生产 |
| 2.4.1.1 300M钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.1.2 A-100钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.1.3 航空用轴承齿轮钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.1.4 超高强度不锈钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.2 国内纯净冶金的生产 |
| 2.4.2.1 国内超高强度不锈钢的生产工艺现状与进步 |
| 2.4.2.2 低强度等级的15-5PH沉淀硬化不锈钢 |
| 2.4.2.3 中强度等级PH13-8Mo沉淀硬化不锈钢 |
| 2.4.2.4 超高强度不锈钢 |
| 2.5 超高强度钢中夹杂物的影响及控制 |
| 2.6 文献总结和评述 |
| 第3章 超高强度钢用精钢材的纯净化冶炼研究 |
| 3.1 现场冶炼过程钢液脱氧操作工艺制定及其可行性分析 |
| 3.1.1 真空碳脱氧的热力学计算及分析 |
| 3.1.2 不同金属、合金沉淀脱氧的热力学计算及分析 |
| 3.1.3 扩散脱氧的热力学计算及分析 |
| 3.2 第一次工业试验结果及分析 |
| 3.2.1 电炉熔炼过程及结果分析 |
| 3.2.2 LF炉冶炼过程及磷的变化结果分析 |
| 3.2.3 VD炉冶炼过程及结果分析 |
| 3.2.4 LF-VD精炼过程中气体质量分数的变化及分析 |
| 3.2.5 第一次工业试验的效果评价 |
| 3.3 第二次工业试验过程及结果分析 |
| 3.3.1 第二次工业试验结果分析 |
| 3.3.2 第二次工业试验效果评价 |
| 3.4 第三次工业试验过程及结果分析 |
| 3.4.1 精23钢脱钛保钒的热力学计算 |
| 3.4.2 工业试验冶炼精23钢材的FeV加入量计算 |
| 3.4.3 精23钢材的冶炼试验 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 稀土镧对超高强度钢洁净度的影响 |
| 4.1 实验目的 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 实验安排 |
| 4.2.2 分析和检测方法 |
| 4.3 实验结果分析 |
| 4.3.1 稀土镧的脱氧和脱硫作用 |
| 4.3.2 S53钢中氮的控制 |
| 4.3.3 镧对S53钢夹杂物形貌和成分的影响 |
| 4.3.4 镧对夹杂物尺寸和数量的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 超高强度钢超纯净熔炼工艺研究 |
| 5.1 单真空(VIM)超纯净熔炼工艺研究 |
| 5.1.1 单真空工艺研究实验方法 |
| 5.1.2 单真空(VIM)工艺研究实验结果及分析 |
| 5.2 双真空(VIM-VAR)超纯净熔炼工艺研究 |
| 5.2.1 双真空(VIM-VAR)工艺研究方案 |
| 5.2.2 双真空(VIM-VAR)工艺研究结果与分析 |
| 5.3 三联工艺(VIM-ESR-VAR)对钢洁净度的影响研究 |
| 5.3.1 三联工艺研究方案 |
| 5.3.2 三联工艺结果与讨论 |
| 5.3.3 钢中夹杂物结果分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 超高强度钢锻造和热处理工艺制度研究 |
| 6.1 锻造工艺对航空轴承钢G13Cr4Ni4Mo4VA棒材冲击性能的影响 |
| 6.1.1 试验过程 |
| 6.1.2 试验结果与讨论 |
| 6.1.3 工艺优化及改进 |
| 6.1.4 试验小结 |
| 6.2 锻造和预备热处理对超高强度钢A-100晶粒度的影响 |
| 6.2.1 实验用钢和实验方法 |
| 6.2.2 实验结果及分析 |
| 6.2.3 试验小结 |
| 6.3 热处理对40CrMnSi2Ni2MoVA低倍缺陷的影响研究 |
| 6.3.1 实验目的 |
| 6.3.2 实验方法 |
| 6.3.3 实验步骤 |
| 6.3.4 热处理对不同直径钢棒的影响 |
| 6.3.5 试验小结 |
| 6.4 回火热处理对S53钢组织性能的影响 |
| 6.4.1 试验材料 |
| 6.4.2 S53钢回火组织与性能 |
| 6.4.3 S53钢二次回火组织与性能 |
| 6.4.4 试验小结 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 作者简介 |
（4）中碳Si-Mn系高强度TRIP钢高周疲劳破坏行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 TRIP钢简介 |
| 1.2.1 TRIP的形成机理 |
| 1.2.2 TRIP效应的影响因素 |
| 1.2.3 TRIP钢的研究概况及应用 |
| 1.3 疲劳研究 |
| 1.3.1 高强度钢的疲劳研究 |
| 1.3.2 TRIP钢的疲劳研究 |
| 1.4 本论文的研究内容和意义 |
| 1.5 本论文特色与创新点 |
| 第二章 不同热处理工艺对TRIP钢组织及性能的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 微观组织观察及测定 |
| 2.3.2 常规力学性能测试 |
| 2.4 热处理工艺对实验用TRIP钢组织及性能的影响 |
| 2.4.1 不同热处理对实验钢微观组织的影响 |
| 2.4.1.1 QT和AT两种热处理工艺的影响 |
| 2.4.1.2 奥氏体化温度的影响 |
| 2.4.1.3 等温温度和等温时间的影响 |
| 2.4.2 不同热处理对实验钢力学性能的影响 |
| 2.4.2.1 QT和AT两种热处理工艺的影响 |
| 2.4.2.2 奥氏体化温度的影响 |
| 2.4.2.3 等温温度和等温时间的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 TRIP型高强度钢拉伸和冲击行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 实验结果及讨论 |
| 3.3.1 实验钢静态拉伸性能 |
| 3.3.2 实验钢室温冲击性能 |
| 3.3.3 不同应变速率的慢速拉伸性能 |
| 3.3.3.1 不同应变速率对伸长率的影响 |
| 3.3.3.2 拉伸变形前后组织的变化 |
| 3.3.3.3 拉伸变形前后组织中残余奥氏体含量的变化 |
| 3.3.3.4 拉伸变形过程残余奥氏体与能量吸收的关系 |
| 3.4 讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 TRIP钢疲劳破坏行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.2.1 旋转弯曲疲劳实验方法 |
| 4.2.2 疲劳断口分析 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 1100MPa级TRIP钢实验结果与分析 |
| 4.3.1.1 微观组织特征 |
| 4.3.1.2 疲劳性能 |
| 4.3.1.3 疲劳断口特征 |
| 4.3.2 1300MPa级TRIP钢实验结果与分析 |
| 4.3.2.1 微观组织特征 |
| 4.3.2.2 疲劳性能 |
| 4.3.2.3 疲劳断口特征 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 高强度钢的弯曲疲劳断口特征 |
| 4.4.2 高强度钢的疲劳强度与抗拉强度的关系 |
| 4.4.3 钢中夹杂物对疲劳性能的影响 |
| 4.4.4 影响钢中疲劳极限的因素 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 疲劳裂纹扩展行为的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 疲劳裂纹扩展速率实验 |
| 5.2.1 实验材料及方法 |
| 5.2.2 疲劳裂纹扩展速率实验结果 |
| 5.2.3 疲劳裂纹扩展速率实验讨论 |
| 5.3 疲劳裂纹萌生与扩展机制 |
| 5.3.1 疲劳裂纹扩展的原位观察 |
| 5.3.1.1 1100MPa级AT样疲劳裂纹扩展的原位观察 |
| 5.3.1.2 1300 MPa级AT样疲劳裂纹扩展的原位观察 |
| 5.3.1.3 结果与讨论 |
| 5.3.2 疲劳裂纹萌生、扩展及断裂机理 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 疲劳小裂纹对疲劳裂纹扩展的影响 |
| 5.4.2 钢中夹杂物对疲劳裂纹扩展的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 基体组织对TRIP钢疲劳破坏行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 AT样组织特征 |
| 6.2.1 AT样的微观组织形貌 |
| 6.2.2 AT样的微观组织硬度 |
| 6.2.3 AT样的微观组织性能 |
| 6.2.3.1 贝氏体的性能 |
| 6.2.3.2 铁素体的性能 |
| 6.2.3.3 马氏体的性能 |
| 6.2.3.4 残余奥氏体体的性能 |
| 6.3 AT样基体组织对疲劳性能的影响 |
| 6.3.1 贝氏体对TRIP钢疲劳性能的影响 |
| 6.3.2 残余奥氏体对TRIP钢疲劳性能的影响 |
| 6.3.2.1 残余奥氏体在塑性区内的转变行为 |
| 6.3.2.2 残余奥氏体在旋转弯曲疲劳实验前后的含量变化 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 残余奥氏体的应变诱发相变形为 |
| 6.4.2 残余奥氏体的稳定性 |
| 6.4.3 残余奥氏体对中碳TRIP钢疲劳破坏行为的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 实验结论 |
| 7.2 展望与建议 |
| 附录 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）2000MPa级高强塑积热成形钢的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 前言 |
| 1.1 立题背景 |
| 1.2 研究目标 |
| 1.3 研究内容 |
| 第2章 文献综述 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 汽车用高强钢的发展概况 |
| 2.3 热成形钢的发展概况 |
| 2.3.1 热成形钢的成分系列 |
| 2.3.2 热成形钢中合金元素的作用 |
| 2.3.2.1 合金元素对钢的组织和性能影响 |
| 2.3.2.2 微合金元素Nb、Ti的作用机制 |
| 2.4 热冲压成形工艺研究进展 |
| 2.4.1 热冲压工艺概述 |
| 2.4.2 钢板奥氏体化 |
| 2.4.3 热冲压成形过程 |
| 2.5 国内外热成形钢的研究进展 |
| 2.5.1 国外热成形钢的组织与性能研究 |
| 2.5.2 国内热成形钢的组织与性能研究 |
| 2.6 热成形钢强韧化机制研究 |
| 2.6.1 马氏体相变强化 |
| 2.6.2 组织细化 |
| 2.6.3 固溶强化 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 2000MPA级热成形钢的实验室研制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 成分设计 |
| 3.3 材料的加工过程 |
| 3.3.1 试验钢的冶炼 |
| 3.3.2 试验钢的轧制 |
| 3.4 研究方法 |
| 3.4.1 热冲压成形试验 |
| 3.4.2 显微组织及结构分析 |
| 3.4.2.1 OM和 SEM观察 |
| 3.4.2.2 TEM观察 |
| 3.4.2.3 XRD分析 |
| 3.4.3 力学性能测定 |
| 3.5 实验结果 |
| 3.5.1 化学成分 |
| 3.5.2 显微组织 |
| 3.5.3 力学性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 试验钢奥氏体相变规律研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 静态CCT曲线测定 |
| 4.2.2 TTT曲线测定 |
| 4.3 奥氏体连续冷却转变曲线及组织 |
| 4.3.1 连续冷却速度对组织和硬度的影响规律 |
| 4.3.2 奥氏体连续冷却转变曲线分析 |
| 4.3.3 碳含量对试验钢连续冷却相变规律的影响 |
| 4.4 过冷奥氏体等温转变曲线及组织 |
| 4.4.1 过冷奥氏体等温转变曲线(TTT)分析 |
| 4.4.2 过冷奥氏体等温转变温度对组织和硬度影响规律 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 热冲压过程中的性能与组织演变规律研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热冲压过程中的组织表征 |
| 5.2.1 原奥氏体组织 |
| 5.2.2 热冲压后的显微组织 |
| 5.2.3 亚结构 |
| 5.3 力学性能 |
| 5.4 分析讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 高强塑积热成形钢强塑性机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 碳元素在热成形钢中的作用机理研究 |
| 6.2.1 不同碳含量试验钢热冲压后的组织和性能研究 |
| 6.2.2 碳元素在热成形钢中的作用机理分析 |
| 6.3 锰元素在热成形钢中的作用机理研究 |
| 6.3.1 不同锰含量试验钢在不同奥氏体化温度下的组织和性能研究 |
| 6.3.2 不同锰含量试验钢在不同奥氏体化时间下的组织和性能研究 |
| 6.3.3 不同锰含量试验钢的硬度变化规律研究 |
| 6.3.4 锰元素在热成形钢中的作用机理分析 |
| 6.4 高强塑积热成形钢增强与增塑机理研究 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 论文主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
| 致谢 |
| 附件 |
（6）汽车用超高强含B钢板微观组织特征与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 汽车用超高强钢种类 |
| 1.3 汽车用超高强钢的研究现状 |
| 1.3.1 国外研究现状 |
| 1.3.2 国内研究现状 |
| 1.4 汽车用超高强钢的冲压成形技术 |
| 1.4.1 热冲压成形技术 |
| 1.4.2 冷冲压成形技术 |
| 1.5 课题来源及意义 |
| 1.6 汽车用超高强钢的成分组成 |
| 1.7 汽车用超高强钢的强化方式 |
| 1.7.1 相变强化 |
| 1.7.2 细晶强化 |
| 1.7.3 位错强化 |
| 1.7.4 形变强化 |
| 1.8 研究内容及技术路线 |
| 1.8.1 研究内容 |
| 1.8.2 技术路线 |
| 2 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 CCT曲线测试 |
| 2.3 热处理试验方法 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.5 X射线衍射分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 3 冷却速度对汽车用超高强钢组织和性能的影响 |
| 3.1 CCT测定及分析 |
| 3.1.1 组织分析 |
| 3.1.2 硬度分析 |
| 3.2 影响带状组织的因素 |
| 3.2.1 碳含量的影响 |
| 3.2.2 冷却速度的影响 |
| 3.2.3 元素分布的影响 |
| 3.2.4 带状组织对硬度的影响 |
| 3.3 热处理工艺参数的确定 |
| 3.3.1 加热温度 |
| 3.3.2 保温时间及冷却方式 |
| 3.4 热处理工艺对组织的影响 |
| 3.4.1 原始组织观察 |
| 3.4.2 显微组织分析 |
| 3.4.3 XRD分析 |
| 3.5 热处理工艺对力学性能的影响 |
| 3.5.1 热处理工艺对硬度的影响 |
| 3.5.2 热处理工艺对强度的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 回火工艺对汽车用超高强钢组织和性能的影响 |
| 4.1 回火工艺参数的确定 |
| 4.2 回火工艺对组织的影响 |
| 4.3 回火工艺对力学性能的影响 |
| 4.3.1 回火温度对硬度的影响 |
| 4.3.2 回火温度对强度的影响 |
| 4.3.3 TEM分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 冷变形对汽车用超高强钢组织和性能的影响 |
| 5.1 试验材料 |
| 5.2 冷冲压变形对超高强钢组织和性能的影响 |
| 5.2.1 试验参数的确定 |
| 5.2.2 变形压力对组织的影响 |
| 5.2.3 变形压力对硬度的影响 |
| 5.2.4 弯曲变形 |
| 5.3 实际零件产品的组织性能测试 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表论文及科研成果 |
| 致谢 |
（7）Si-Mn系低合金铸钢组织和性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外低合金耐磨铸钢的研究及应用现状 |
| 1.2.1 低合金耐磨铸钢的分类 |
| 1.2.2 低合金耐磨铸钢的失效机理 |
| 1.2.3 低合金耐磨铸钢的强韧化措施 |
| 1.3 低合金耐磨铸钢的成分分析 |
| 1.4 低合金耐磨铸钢的生产 |
| 1.4.1 合金原料确定 |
| 1.4.2 产品熔炼 |
| 1.4.3 净化处理 |
| 1.4.4 热处理工艺要点 |
| 1.5 金属耐磨衬板材料发展情况 |
| 1.6 低合金耐磨铸钢的发展方向 |
| 1.7 本文研究的主要内容 |
| 第二章 实验方法及实验条件 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.1.1 实验材料及成分设计 |
| 2.1.2 实验设备及试样制备 |
| 2.2 试样检测 |
| 2.2.1 力学性能测试 |
| 2.2.2 显微组织观察 |
| 第三章 成分及熔炼工艺对组织及力学性能的影响 |
| 3.1 S、P含量对Si-Mn系低合金钢的影响 |
| 3.1.1 实验 |
| 3.1.2 S、P含量对微观组织的影响 |
| 3.1.3 S、P含量对力学性能的影响 |
| 3.1.4 试样断口形貌观察 |
| 3.2 吹氩处理的影响 |
| 3.2.1 实验 |
| 3.2.2 吹氩处理前后微观组织 |
| 3.2.3 吹氩处理前后力学性能变化 |
| 3.3 碳含量的影响 |
| 3.3.1 实验 |
| 3.3.2 不同碳含量微观组织 |
| 3.3.3 不同碳含量力学性能及断口分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 热处理工艺对力学性能和组织的影响 |
| 4.1 实验 |
| 4.2 铸态Si-Mn低合金钢 |
| 4.2.1 铸态Si-Mn低合金钢微观组织形貌 |
| 4.2.2 铸态Si-Mn低合金钢力学性能 |
| 4.3 热处理工艺的制定 |
| 4.3.1 相变点温度测定 |
| 4.3.2 正火、淬火、回火温度的制定 |
| 4.3.3 加热参数的计算 |
| 4.4 不同淬火温度的影响 |
| 4.4.1 表面微观组织观察 |
| 4.4.2 断口形貌观察 |
| 4.4.3 不同淬火温度对力学性能的影响 |
| 4.5 不同回火温度的影响 |
| 4.5.1 不同回火温度工艺表面微观组织 |
| 4.5.2 不同回火温度工艺断口形貌 |
| 4.5.3 不同回火温度工艺力学性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 磨损性能分析 |
| 5.1 磨损形成机理 |
| 5.2 冲击磨损性能分析 |
| 5.2.1 冲击磨损量随时间的变化 |
| 5.2.2 磨损形貌分析 |
| 5.3 磨粒磨损分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间主要成果 |
（8）铁素体/珠光体型钢板内部质量及其影响因素研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 低合金高强度钢的发展及研究现状 |
| 1.3 微合金化技术 |
| 1.3.1 Nb元素的析出行为 |
| 1.3.2 V元素的析出行为 |
| 1.3.3 Ti元素的析出行为 |
| 1.4 TMCP工艺研究现状 |
| 1.4.1 控制轧制工艺 |
| 1.4.2 控制冷却工艺 |
| 1.5 中厚板轧后热处理 |
| 1.6 低合金高强度钢的强韧化技术 |
| 1.6.1 晶粒细化 |
| 1.6.2 固溶强化 |
| 1.6.3 析出强化 |
| 1.6.4 位错强化 |
| 1.6.5 亚晶强化 |
| 1.7 低合金高强度钢连铸坯及钢板中的缺陷 |
| 1.7.1 连铸坯中心偏析 |
| 1.7.1.1 形成机理 |
| 1.7.1.2 控制措施 |
| 1.7.2 钢板分层缺陷 |
| 1.7.2.1 形成机理 |
| 1.7.2.2 控制措施 |
| 1.8 本文的研究目的及主要研究内容 |
| 1.8.1 研究目的 |
| 1.8.2 主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 本文涉及的主要试验方法 |
| 2.1 试验钢的熔炼及轧制 |
| 2.2 力学性能测试 |
| 2.2.1 拉伸性能试验 |
| 2.2.2 夏比冲击试验 |
| 2.2.3 维氏硬度试验 |
| 2.3 微观组织观察 |
| 2.3.1 金相显微镜观察 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜观察 |
| 2.3.3 透射电子显微镜观察 |
| 2.4 成分分析 |
| 2.4.1 俄歇扫描微探针分析 |
| 2.4.2 光电直读光谱仪分析 |
| 2.4.3 金属原位分析仪分析 |
| 2.5 X射线物相分析 |
| 2.6 电阻率测定试验 |
| 2.7 相变过程模拟 |
| 2.7.1 热膨胀试验 |
| 2.7.2 Gleeble热/力模拟试验 |
| 参考文献 |
| 第三章 合金成分减量化设计及TMCP工艺优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金成分和显微组织设计 |
| 3.2.1 合金元素作用分析及含量设计 |
| 3.2.1.1 C、Mn、Si元素 |
| 3.2.1.2 微合金元素Nb、V、Ti |
| 3.2.1.3 Al、B元素 |
| 3.2.1.4 P、S元素 |
| 3.2.2 显微组织设计 |
| 3.2.3 力学性能和焊接性能分析 |
| 3.2.3.1 力学性能分析 |
| 3.2.3.2 焊接性能分析 |
| 3.3 TMCP工艺优化 |
| 3.3.1 试验钢的热/力模拟试验 |
| 3.3.2 奥氏体化温度测定 |
| 3.3.3 再结晶曲线测定 |
| 3.3.3.1 静态再结晶曲线测定 |
| 3.3.3.2 真应力—真应变曲线测定 |
| 3.3.3.3 CCT曲线测定 |
| 3.3.4 控制轧制工艺优化 |
| 3.3.4.1 轧制温度 |
| 3.3.4.2 道次变形量 |
| 3.3.5 控制冷却工艺优化 |
| 3.4 工业化试验 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 钢板中的析出相及其强韧化机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 微合金碳氮化物析出热力学与动力学 |
| 4.2.1 微合金碳氮化物析出热力学 |
| 4.2.1.1 铌化物析出热力学 |
| 4.2.1.2 钒化物析出热力学 |
| 4.2.1.3 钛化物析出热力学 |
| 4.2.2 微合金碳氮化物析出动力学 |
| 4.3 微合金碳氮化物形态和分布 |
| 4.3.1 TiN粒子形态和分布 |
| 4.3.2 VC粒子形态和分布 |
| 4.3.3 Nb(C,N)粒子形态和分布 |
| 4.4 钢板的强韧化机理 |
| 4.4.1 强化机理 |
| 4.4.2 韧化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 连铸坯的内部质量及其影响因素 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方案 |
| 5.2.1 连铸坯成分分布测定 |
| 5.2.2 Gleeble热/力模拟试验 |
| 5.3 连铸坯成分分布和其对相变的影响 |
| 5.3.1 连铸坯宏观形貌 |
| 5.3.2 连铸坯成分分布 |
| 5.3.2.1 C元素和Mn元素 |
| 5.3.2.2 S元素和P元素 |
| 5.3.3 连铸坯成分分布对相变的影响 |
| 5.4 连铸坯内部质量的影响因素 |
| 5.4.1 钢水过热度 |
| 5.4.2 二冷水强度 |
| 5.4.3 拉速 |
| 5.4.4 电磁搅拌 |
| 5.4.5 轻压下技术 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 工业化生产的钢板微观组织和力学性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 钢板生产工艺及试验方案 |
| 6.2.1 钢板生产工艺 |
| 6.2.2 试验方案 |
| 6.2.2.1 试验材料 |
| 6.2.2.2 微观组织和力学性能分析 |
| 6.2.2.3 化学成分分析 |
| 6.2.2.4 热处理试验 |
| 6.3 无分层缺陷钢板微观组织和断口形貌 |
| 6.4 有分层缺陷钢板断口形貌 |
| 6.4.1 拉伸断口形貌 |
| 6.4.2 冲击断口形貌 |
| 6.4.3 Z向拉伸断口形貌 |
| 6.5 有分层缺陷钢板微观组织和力学性能 |
| 6.5.1 微观组织 |
| 6.5.2 力学性能 |
| 6.6 钢板分层缺陷的形成机理探讨 |
| 6.6.1 异常偏析带与分层缺陷的关系 |
| 6.6.2 混晶组织与分层缺陷的关系 |
| 6.6.3 硫化物夹杂与分层缺陷的关系 |
| 6.7 异常偏析带的形成机理 |
| 6.7.1 异常偏析带的化学成分分布 |
| 6.7.2 异常偏析带形成的热力学和动力学原因 |
| 6.8 有分层缺陷钢板的轧后热处理工艺研究 |
| 6.8.1 正火处理工艺对钢板力学性能和微观组织的影响 |
| 6.8.2 正火处理对Mn和C偏析的影响 |
| 6.9 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间完成的学术论文和获得的奖励 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（9）Ni含量及回火工艺对300M钢组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 超高强度钢的分类 |
| 1.2.1 低合金超高强度钢 |
| 1.2.2 中合金超高强度钢 |
| 1.2.3 高合金超高强度钢 |
| 1.3 低合金超高强度钢的发展历史及未来趋势 |
| 1.3.1 低合金超高强度钢的发展历史 |
| 1.3.2 低合金超高强度钢的未来趋势 |
| 1.4 低合金超高强度钢的强韧化机理 |
| 1.5 热处理制度对低合金超高强度钢的影响 |
| 1.6 奥氏体的连续冷却转变 |
| 1.7 本文的主要研究目的和内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 热处理制度 |
| 2.2.2 显微组织分析 |
| 2.2.3 CCT 曲线及相变点测定 |
| 2.2.4 残余奥氏体体积分数的测定 |
| 2.2.5 力学性能试验 |
| 第3章 Ni 含量对300M 钢连续冷却转变的影响 |
| 3.1 Ni 含量对300M 钢Ms 点的影响 |
| 3.2 Ni 含量对300M 钢CCT 曲线的影响 |
| 3.3 不同Ni 含量300M 钢的连续冷却转变组织 |
| 3.3.1 奥氏体的连续冷却转变组织 |
| 3.3.2 冷速对硬度的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ni 含量对300M 钢组织与性能的影响 |
| 4.1 Ni 含量对300M 钢显微组织的影响规律 |
| 4.1.1 Ni 含量对碳化物析出的影响 |
| 4.1.2 Ni 含量对残余奥氏体体积分数的影响 |
| 4.2 Ni 含量对300M 钢力学性能的影响规律 |
| 4.2.1 Ni 含量对300M 钢力学性能的影响 |
| 4.2.2 Ni 含量对300M 钢断口形貌的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 回火工艺对高Ni 含量300M 钢组织与性能的影响 |
| 5.1 回火过程中高Ni 含量300M 钢的组织演变规律 |
| 5.1.1 马氏体的分解 |
| 5.1.2 碳化物的析出 |
| 5.1.3 残余奥氏体含量的变化 |
| 5.2 回火温度对高Ni 含量300M 钢性能的影响 |
| 5.2.1 回火温度对高Ni 含量300M 钢力学性能的影响 |
| 5.2.2 回火温度对高Ni 含量300M 钢断口形貌的影响 |
| 5.3 讨论 |
| 5.3.1 马氏体的作用 |
| 5.3.2 残余奥氏体的作用 |
| 5.3.3 碳化物的作用 |
| 5.3.4 合金元素的作用 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（10）高延伸凸缘型铁素体/贝氏体钢的组织演变及力学行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 铁素体/马氏体双相(FMDP)钢的发展 |
| 1.1.1 FMDP钢的简介 |
| 1.1.2 FMDP钢的产生及其发展历程 |
| 1.1.3 FMDP钢的组织与性能 |
| 1.1.4 FMDP钢的种类及生产工艺 |
| 1.2 铁素体/贝氏体双相(FBDP)钢的提出 |
| 1.3 FBDP钢的产品特征 |
| 1.3.1 化学成分与显微组织 |
| 1.3.2 性能特征 |
| 1.4 FBDP钢的强化机理 |
| 1.5 影响FBDP钢延伸凸缘性能的物理冶金学因素 |
| 1.5.1 评价方法 |
| 1.5.2 非金属夹杂物的影响 |
| 1.5.3 组织因素的影响 |
| 1.5.4 微合金元素的影响 |
| 1.6 热轧FBDP钢的生产条件 |
| 1.7 高延伸凸缘型FBDP钢的研究现状 |
| 1.8 本课题的研究背景及研究内容 |
| 1.8.1 研究背景 |
| 1.8.2 研究内容 |
| 本章参考文献 |
| 第二章 过冷奥氏体的连续冷却转变行为 |
| 2.1 实验方法 |
| 2.1.1 实验材料及设备 |
| 2.1.2 实验原理 |
| 2.1.3 实验方案 |
| 2.2 实验结果 |
| 2.2.1 实验钢的连续冷却转变曲线 |
| 2.2.2 实验钢的连续冷却转变组织 |
| 2.3 分析与讨论 |
| 2.3.1 硅、锰含量对连续冷却相变行为的影响 |
| 2.3.2 冷却速度对连续冷却相变行为的影响 |
| 2.3.3 变形温度对连续冷却相变行为的影响 |
| 2.3.4 硅含量和变形对连续冷却相变行为的综合影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 本章参考文献 |
| 第三章 过冷奥氏体的等温转变行为 |
| 3.1 实验材料与方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验方案 |
| 3.2 相变热力学模型简介 |
| 3.2.1 KRC模型简介 |
| 3.2.2 LFG模型简介 |
| 3.2.3 Zener两参数的确定 |
| 3.2.4 C-C交互能的确定 |
| 3.3 相变动力学模型简介 |
| 3.4 实验结果与分析 |
| 3.4.1 未变形条件下的等温转变组织 |
| 3.4.2 变形条件下的等温转变组织 |
| 3.4.3 分析与讨论 |
| 3.5 计算结果与分析 |
| 3.5.1 相界面平衡浓度 |
| 3.5.2 相变驱动力 |
| 3.5.3 相变孕育期 |
| 3.6 本章小结 |
| 本章参考文献 |
| 第四章 热轧铁素体/贝氏体双相钢的组织和力学性能 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 控轧控冷实验 |
| 4.1.3 力学性能测试 |
| 4.1.4 显微组织观察 |
| 4.2 FBDP钢的显微组织 |
| 4.3 影响FBDP钢显微组织的因素 |
| 4.3.1 合金元素的影响 |
| 4.3.2 终轧温度的影响 |
| 4.4 FBDP钢的力学性能 |
| 4.4.1 拉伸性能 |
| 4.4.2 冲击性能 |
| 4.5 影响FBDP钢力学性能的因素 |
| 4.5.1 合金元素的影响 |
| 4.5.2 终轧温度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 本章参考文献 |
| 第五章 铁素体/贝氏体双相钢的延伸凸缘性能及裂纹扩展行为 |
| 5.1 实验材料和方法 |
| 5.2 扩孔实验结果 |
| 5.2.1 扩孔性能 |
| 5.2.2 成形力—成形位移曲线 |
| 5.2.3 不同硅含量FBDP钢的延伸凸缘性能 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 扩孔过程中裂纹形成的力学分析 |
| 5.3.2 扩孔过程中裂纹形成及扩展的微观机理 |
| 5.3.3 影响延伸凸缘性能的因素 |
| 5.4 本章小结 |
| 本章参考文献 |
| 第六章 铁素体/贝氏体双相钢在单轴拉伸下的变形和断裂特性 |
| 6.1 单向拉伸下的变形特性参量描述 |
| 6.1.1 应力-应变曲线 |
| 6.1.2 加工硬化参量 |
| 6.2 包辛格效应实验及其参数 |
| 6.2.1 压缩-拉伸实验 |
| 6.2.2 包辛格效应参量描述 |
| 6.3 FBDP钢在单向拉伸下的变形特性 |
| 6.3.1 FBDP钢的应力-应变曲线 |
| 6.3.2 FBDP钢的加工硬化行为 |
| 6.4 FBDP钢在单向拉伸下的断裂特性 |
| 6.5 FBDP钢应力-应变曲线分析 |
| 6.5.1 Hollomon分析 |
| 6.5.2 C-J分析 |
| 6.5.3 修正的C-J分析 |
| 6.6 预压缩变形对FBDP钢变形特性的影响 |
| 6.7 本章小结 |
| 本章参考文献 |
| 第七章 结论 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
四、硅锰对硅锰钼钒超高强度钢断口和显微组织的影响（论文参考文献）
- [1]硅锰对硅锰钼钒超高强度钢断口和显微组织的影响[J]. 杨让,裘尧健,曹风豫. 北京钢铁学院学报, 1982(S1)
- [2]锚杆用低碳硅锰TRIP钢热处理工艺对组织及性能的影响[D]. 华建锋. 中国矿业大学, 2014(02)
- [3]超高强度钢制备工艺的关键技术研究[D]. 王瑞. 东北大学, 2017(08)
- [4]中碳Si-Mn系高强度TRIP钢高周疲劳破坏行为研究[D]. 班丽丽. 昆明理工大学, 2008(01)
- [5]2000MPa级高强塑积热成形钢的研究[D]. 胡宽辉. 武汉科技大学, 2019(08)
- [6]汽车用超高强含B钢板微观组织特征与性能研究[D]. 汪思敏. 西华大学, 2020(01)
- [7]Si-Mn系低合金铸钢组织和性能的研究[D]. 仝帅武. 昆明理工大学, 2017(01)
- [8]铁素体/珠光体型钢板内部质量及其影响因素研究[D]. 冯锐. 山东大学, 2013(04)
- [9]Ni含量及回火工艺对300M钢组织与性能的影响[D]. 裴剑. 燕山大学, 2011(11)
- [10]高延伸凸缘型铁素体/贝氏体钢的组织演变及力学行为[D]. 蔡明晖. 东北大学, 2009(12)