一、关于各种不同放大倍数下奥氏体晶粒度等级的换算（论文文献综述）
李传维[1]（2016）在《核电压力容器大型锻件组织与性能研究及热处理数值模拟》文中研究说明随着第三代核电站的设计寿命和安全要求的提高,压力容器锻件呈现出大型化、一体化的趋势。目前国内核电需求旺盛,研究大型锻件热制造过程的组织性能演变,保障核电大型锻件稳健生产势在必行。本文研究了核电大型锻件SA508Gr.3钢的相变动力学和组织演变规律,建立了组织与性能之间的定量关系,并采用有限元方法模拟了典型核电压力容器锻件一体化顶盖的调质热处理工艺过程,实现了基于温度场-组织场-性能场的热处理工艺优化。首先,本文研究了SA508Gr.3钢加热和冷却过程中的相变动力学规律,获得了连续加热奥氏体相变动力学（CHT）、奥氏体等温相变动力学（IHT）、TTT和CCT等整套的相变基础数据;研究了不同回火工艺条件下回火度与时间的关系,建立了描述回火过程的动力学曲线。采用JMAK方程描述扩散型相变,包括奥氏体化相变、贝氏体相变和回火转变,分别确定了三类相变动力学方程中的各个模型参数,包括指数n,指前因子lnk0,相变激活能Q等。采用K-M方程描述马氏体相变,确定了与温度相关的模型参数α。其次,研究了SA508Gr.3钢加热、冷却及回火过程中的组织演变规律。对于初始为贝氏体和铁素体的正火组织,在奥氏体化加热过程中,奥氏体首先在晶界或板条界处形核长大,富碳的贝氏体区域先于贫碳的铁素体区域发生奥氏体相变。探讨了连续冷却过程中不同冷速条件下马氏体组织、马氏体贝氏体混合组织、混合贝氏体组织以及先共析铁素体贝氏体混合组织的形成机理和形貌,同时确定了发生马氏体相变的临界冷速约为50℃/s,不发生铁素体转变的临界冷速约为1℃/s。结合热力学计算和显微结构分析,表征了淬火组织在回火过程中的主要变化,包括M/A的分解、碳化物的析出和粗化、以及贝氏体铁素体在高温下的再结晶。再次,研究了奥氏体晶粒度、贝氏体条束尺寸、M/A相的体积分数、碳化物尺寸及分布等对力学性能的影响。结果表明,粗大奥氏体晶粒、块状铁素体组织、M/A相、晶界大颗粒碳化物均不利于冲击性能;应在保证奥氏体化完全的前提下应尽量降低奥氏体化温度,提高淬火冷速以避免块状铁素体出现,采用适当的回火工艺以消除M/A相和晶界大颗粒碳化物。在此基础上确定了SA508 Gr.3钢的调质热处理加热、淬火、回火的工艺窗口,即:奥氏体化温度为890910℃,淬火无铁素体形成的临界冷速为1℃/s,回火温度为640℃655℃,回火时间为5h10h。建立了基于各相硬度及体积分数加权平均方法的淬火组织硬度预测模型,利用回火动力学方程可进一步获得材料回火后的硬度和强度。确定了示波冲击曲线上决定材料冲击性能的三个关键参数（屈服载荷、最大载荷、非稳定裂纹扩展位移）与硬度的量化关系,建立了基于冲击断裂机制的材料冲击功预测方法。最后,采用本文确定的相变动力学模型和建立的力学性能预测方法,对SA508Gr.3钢一体化顶盖大型锻件的调质热处理过程进行了温度-组织-性能多场耦合的模拟,优化了加热、淬火和回火工艺。模拟结果表明:在440℃/2h和650℃/5h阶梯加热条件下,900℃保温7.5h可保证大型锻件的温度场均匀。对比碗口向上和碗口向下两种吊装方式,采用碗口向上吊装淬火方式取样位置的平均冷速约为1.1℃/s,达到无铁素体形成的临界冷速,而碗口向下的平均冷速仅为0.3℃/s。对碗口向上淬火的锻件,在650℃回火8h后能得到相对均匀的性能场。本文在研究SA508Gr.3钢相变过程工艺-组织-性能关系的基础上,通过调质热处理全过程的数值模拟,获得了一体化顶盖大型锻件在奥氏体加热、淬火冷却及回火过程中的组织演变规律,确定了调质热处理过程的温度-组织-性能的时间和空间分布,进一步优化了热处理工艺,并在生产实践中得到了应用验证。
李德发[2]（2020）在《Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究》文中研究说明随着科学技术的不断发展、对未知领域的深入探索,耐磨钢服役工况也越来越复杂和严酷,对综合性能（如耐磨、焊接、疲劳、腐蚀、加工成型）提出了更高要求。本文针对煤炭采运等复杂工况下对耐磨钢综合性能的需求,通过理论分析、成分设计、组织选择和工艺控制,研制了Ti微合金化马氏体耐磨钢。采用热模拟、实验室工艺实验、工业化试制、力学性能检测（拉伸、冲击、冷弯、疲劳、残余应力）、微观组织表征（高温共聚焦显微镜、光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射分析、透射电镜）、物相分析、应用性能研究（浸泡腐蚀实验、电化学测试、搅拌磨损实验、焊接实验、HIC实验）等方法,研究了Ti第二相析出及马氏体组织结构的控制方法,分析了Ti微合金化马氏体耐磨钢工业化生产中出现的典型问题并提出关键控制要点,最终开发出“精细马氏体+纳米析出相”的高强韧性HB500耐磨钢,实现了工业化稳定生产,并深入研究了该钢的综合应用性能。主要研究内容和结果如下:首先,研究了Ti微合金化耐磨钢加热过程中奥氏体晶粒长大趋势、控制轧制阶段的热变形行为、控制冷却和热处理阶段的相变行为,通过全流程工艺控制奥氏体晶粒尺寸、Ti的析出、微观组织和性能,为工业化生产提供依据。奥氏体晶粒尺寸随加热温度和保温时间的函数关系分别为lnD=7.26-4982/T、D=4.32t0.21。Ti的C、N析出相在高温阶段稳定性好,能有效钉扎奥氏体晶界移动;奥氏体晶粒越细,越有利于相变形核和晶内二次形核,使马氏体组织更细。热变形提高了马氏体相变温度,同时降低了马氏体相变的临界冷却速度,有利于细化马氏体组织;奥氏体再结晶区轧制温度应控制在1000～1100℃,再结晶奥氏体晶粒得到充分细化并保持均匀,纳米尺寸的Ti第二相粒子在形变诱导作用下大量析出阻止再结晶晶粒粗化;未再结晶区变形温度较低时可获得具有大量畸变的奥氏体,有利于相变形核从而细化组织,奥氏体未再结晶温度应控制在880℃左右,终轧温度应控制在820℃～860℃。工艺实验研究表明DQ+RQ+T工艺是获得纳米级Ti的析出相和细化马氏体组织的最佳工艺途径,从而获得最佳的强韧性匹配。其次,以上述实验研究为基础,确定了Ti微合金化耐磨钢成分控制范围和核心工艺控制参数,并通过工业试制逐步解决了工业生产上存在的一些典型问题,如铸坯裂纹、大颗粒TiN夹杂、回火脆性、残余应力、延迟裂纹等,形成了Ti微合金化耐磨钢工业生产关键工艺控制要点。工业化生产实践表明,Ti微合金化耐磨钢具有良好的强韧性匹配,且性能控制稳定,力学性能高于国家标准要求,组织和性能均匀性良好,8mm和30mm钢板平均有效晶粒尺寸分别为1.96μm和2.28μm,达到了细晶化效果;通过细化晶粒提高了低温韧性,疲劳性能优于普通Cr-Ni-Mo-Nb系耐磨钢;Ti的第二相析出达到纳米级,不会对冲击韧性和疲劳性能造成损害。最后,通过与普通Cr-Ni-Mo-Nb系马氏体耐磨钢对比,研究了Ti微合金化耐磨钢的耐腐蚀磨损性能和抗焊接裂纹性能。两种实验钢腐蚀与磨损交互作用分量占腐蚀磨损速率的比例分别为25.09%和40.18%,是导致腐蚀磨损的重要原因,较弱的腐蚀与磨损交互作用使Ti微合金化耐磨钢具有更好的耐腐蚀磨损性能。表层应变硬化改变了材料表面、晶界、晶粒内部状态是产生腐蚀与磨损交互作用的主要原因,而细化晶粒能减弱应变硬化,是提高耐腐蚀磨损性能的根本原因。Ti微合金化耐磨钢所采用的成分设计能避免CGHAZ区域产生异常组织而导致的组织脆化;Ti在高温阶段的未溶第二相能有效阻止焊接热循环过程中奥氏体晶粒粗化,从而细化CGHAZ组织降低粗晶脆化倾向;焊接热影响区HIC实验表明,Ti微合金化耐磨钢抗氢致裂纹能力更强,进一步佐证了细化晶粒对降低焊接裂纹敏感性的作用。本文所开发的Ti微合金化HB500耐磨钢已实现了低成本、高性能、稳定化生产,可满足多种复杂工况下耐磨钢应用性能需求,具有很好的应用前景。
徐李军[3]（2017）在《连铸特厚板坯二冷强冷及表层组织控制研究》文中研究表明以微合金化钢S355及新钢特厚板坯连铸机为研究对象,首先通过热膨胀试验研究了冷却速度对组织转变规律的影响、通过高温拉伸试验研究了温度履历对钢种热塑性的影响,分析得到了 S355钢第三脆性区的高温脆性机理、明确了冷却速率及冷却温度对高温组织及塑性的影响规律;其次通过冷却后返温再降温试样的高温拉伸试验研究了返温制度下温度履历对钢种热塑性的改善效果,提出了特厚板坯连铸强冷最佳冷却速率及冷却温度;最后在钢种连续冷却过程中的相变规律及高温塑性特征的研究基础上,以铸坯凝固传热计算分析为基础,提出了特厚板坯连铸机垂直段与弯曲段强冷的新工艺,并以铸机二冷喷淋系统的结构分析为基础提出了强冷区域的喷嘴选型优化,制定了特厚板坯连铸二冷强冷工艺试验方案并组织了生产验证试验,获得了细化铸坯表层组织、降低表面裂纹率的效果。以微合金钢S355为研究对象,利用热膨胀分析仪、金相显微镜、扫描电镜、透射电镜及高温激光共聚焦显微镜等设备研究了微合金钢S355在连续冷却过程中微观组织的转变规律,研究表明,微合金钢S355发生贝氏体转变的临界冷却速率为2℃/s、发生马氏体相变的临界冷却速率为15℃/s,而当冷却速率达到7℃/s以上时不发生珠光体相变;原始奥氏体晶粒尺寸不均匀很容易造成混晶组织的出现。利用Gleeble热模拟设备系统研究了不同温度履历条件下微合金钢S355的高温塑性行为、利用扫描电镜和透射电镜观察了断口组织与析出物分布,研究表明:原始奥氏体晶界处形成的薄膜状铁素体是导致S355钢第三脆性区塑性低谷的首要因素;经强冷-返温-再冷却过程后,材料的热塑性明显提高,且断口附近网状薄膜铁素体明显减少、奥氏体晶粒内部形成了铁素体;大多数析出物在晶内均匀分布,位错交叉位置析出物尺寸较大。应用数学模型模拟分析了强冷工艺对连铸坯表面温度的影响,校核了现有的扇形段喷淋系统、优化了强冷区的喷嘴选型,确定了连铸机内强冷的最佳位置及冷却速度等强冷参数,提出了二冷强冷工艺方案并组织了生产试验。试验结果证明,铸坯表面温度在强冷后达到了 720℃以下,铸坯的表层组织得到了细化、晶粒度均匀性得到提高,基本消除了粗大的枝晶结构,强冷铸坯的表层晶粒度达到了 11级、表层细晶区深度达到了 5mm,同时铸坯的表面裂纹率由原来的7.53%降低到了 3.29%,实现了铸坯表层组织和表面裂纹控制的目的。强冷铸坯的对比、热送轧制试验结果说明,特厚板坯及钢板表层晶粒度得以细化、特厚钢板的心部质量得到了显着改善,说明强冷工艺的开发及强冷区的喷淋系统改造取得了成功。形成的创新点如下:1)提出并验证了利用二冷局部强冷工艺,细化铸坯表面组织、降低裂纹发生率的技术思想;2)揭示了 S355钢先共析铁素体膜及其厚度是影响钢种第三脆性区塑性的关键因素,通过铸坯热履历的控制,实现了铸坯表面铁素体膜及析出物的有效控制;3)以S355钢特厚板坯连铸为对象,开展了工业规模的二冷局部强冷试验,证明了特厚板表面铁素体化控制工艺的可行性。
方明敏[4]（2014）在《18Ni（350）马氏体时效钢力学性能及强韧化机制的研究》文中研究表明00Ni18Co12Mo5Ti马氏体时效钢是铁-镍超低碳高合金超高强度钢,其强韧化主要是通过在时效过程中从过饱和固溶体中析出金属间化合物沉淀相而获得的。马氏体时效钢不仅具有很高的强度,而且有很高的屈强比以及很好的塑性和韧性。但不足的是,在强度提高到2400MPa时,该钢的韧性急剧下降。如何提高该强度级别马氏体时效钢的强韧性已成为一个重要的研究方向。本文采用金相显微镜、扫描电子显微镜（SEM）等方法观察了不同热处理工艺下00Ni18Co12Mo5Ti钢的显微组织,研究了细晶强化对该钢的强度和韧性作用程度：利用正交试验法研究了不同固溶时间、固溶温度、时效时间及时效温度对00Ni18Co12Mo5Ti钢组织和力学性能的影响,找出了获得该钢最佳力学性能的热处理工艺；利用循环热处理手段研究了循环次数及循环温度对00Ni18Co12Mo5Ti钢组织和力学性能的影响,探讨了循环热处理细晶强化的原理；此外还研究了固溶强化及时效强化等强化手段对00Ni18Co12Mo5Ti钢力学性能的强化作用,并在此基础上探讨了该钢相关的强化机理。研究结果表明：18Ni马氏体时效钢的强韧性是固溶温度、固溶时间、时效温度和时效时间综合作用的结果。固溶处理显着影响着钢的组织,为时效处理做着组织上的准备。随着固溶温度的升高,固溶时间的延长,钢的晶粒尺寸增大,其中固溶时间对晶粒度的影响较大。18Ni马氏体时效钢的高强韧性主要是在时效处理时获得的,和时效时间相比,时效温度对强韧性的影响较为显着。实验结果显示,在860℃×10min固溶+480℃×4h时效的热处理工艺下,00Ni18Co12Mo5Ti钢具有最佳的力学性能。循环热处理工艺可显着细化钢的晶粒尺寸,使其获得均匀而细小的等轴晶。860℃固溶温度下,经4次循环处理后,原始奥氏体晶粒度可细化到近11级水平,马氏体时效钢的强度可提高100MPa左右。研究发现,提高循环处理温度,虽然在一定程度上可以细化钢的晶粒尺寸,但效果不大。循环温度越高,细化效果越趋不明显。本文还探讨了马氏体时效钢的固溶强化及时效强化机理。结果表明,18Ni马氏体时效钢的固溶强化效果不大,奥氏体的缺陷结构对固溶态马氏体时效钢的力学性能的影响较为显着。18Ni马氏体时效钢的强韧化手段以时效强化为主。马氏体时效钢在480℃时效时的主要强化相Ni3Ti、Ni3Mo及逆转变奥氏体,在这一时效温度下,18Ni马氏体时效钢具有最佳的强韧性。
程丽杰[5]（2019）在《国内外晶粒度标准综述》文中认为为推进国内和国际晶粒度检验方法标准的修订,方便国际钢铁贸易交流,推动晶粒度测定试验技术的发展与进步,对国内外晶粒度检验方法标准及其变迁历程进行了介绍,并分析比较了各标准的特点和差异。
何祖娟[6]（2011）在《20CrMnTi钢渗碳复合强烈淬火强韧化机理研究》文中指出本文研究了20CrMnTi钢渗碳后的强烈淬火工艺。利用金相显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射分析仪和透射电子显微镜等实验设备对各强烈淬火工艺处理的20CrMnTi钢进行显微组织和断口形貌观察;通过智能示波冲击试验机、维氏显微硬度仪和X射线衍射分析仪测定20CrMnTi钢的相关力学性能。分析强烈淬火工艺对组织与力学性能的影响。实验结果显示,20CrMnTi钢经液氮淬火的获得珠光体和铁素体混合组织；经CaCl2水溶液淬火及CaCl2水溶液与液氮分级淬火,材料表面可以获得细小的的马氏体组织。低温回火后,在回火马氏体基体上有相互平行或垂直的针状析出相和弥散分布的颗粒状析出相。经过强烈淬火后的奥氏体晶粒度均获得显着提高,晶粒尺寸明显细化,使材料具备良好的冲击韧性和超高的表面硬度。研究结果表明,在强烈淬火快速冷却过程中,由于热应力和组织应力的共同作用,残余压应力使材料内部过冷奥氏体在马氏体转变之前发生了再结晶转变,原奥氏体晶粒细化,使转变后的马氏体组织更为细小,使材料具有良好的综合性能。回火马氏体基体中弥散分布的析出物为碳化钛,弥散强化作用使材料具有较高的强度。
张佳琳[7]（2019）在《316LN钢热变形及固溶处理过程的晶粒演化行为研究》文中研究说明316LN奥氏体不锈钢作为核电关键件材料,具有较好的力学性能和耐晶间应力腐蚀性能。第三代核电技术AP1000主管道采用一体化锻造成形,大大提高了制造加工的难度,因此核电主管道在热加工过程中经常出现混晶或晶粒异常长大等质量问题,严重影响锻件的力学性能。本文以316LN奥氏体不锈钢作为研究对象,通过楔形坯料锻造试验,获得不同组织状态的316LN试样,并结合DEFORM数值模拟研究不同的应变对316LN动态再结晶百分数、晶粒尺寸分布的影响以及316LN在热变形后的取向差、特殊晶界演化行为。针对316LN奥氏体不锈钢热变形后不同的动态再结晶百分数组织,利用EBSD技术研究其在固溶处理过程中的晶粒尺寸、取向差以及特殊晶界的演化行为。得到了热变形后动态再结晶百分数分别为14%、50%与95%组织在固溶过程中晶粒的演化规律,以及在相同的固溶工艺下,不同的动态再结晶组织对固溶后晶粒尺寸、取向差以及特殊晶界演化的影响。针对316LN奥氏体不锈钢热变形后相同动态再结晶百分数、热变形参数不同的组织,研究了其在相同固溶工艺下晶粒尺寸及其分布的变化行为。结合试验数据与DEFORM数值模拟,建立了316LN固溶后的晶粒尺寸分布图,阐明了热变形参数ε、lnZ与固溶后平均晶粒尺寸的关系,并得出了316LN固溶后容易发生晶粒异常长大的区域。
王晓峰[8]（2013）在《超临界机组用耐热钢的开发及相关基础研究》文中指出摘要：随着电力机组蒸汽参数的不断提高,高压锅炉管的服役环境发生显着的变化,同时也对高压锅炉管用耐热钢的服役性能与寿命提出了更高的要求,特别是对高温力学性能和抗氧化性能提出了很高的性能指标,传统的耐热钢已无法满足使用要求。本文开展超临界火电机组用耐热钢的成分设计、热变形、热处理工艺、高温性能及相关基础研究,为企业开发高性能耐热钢提供技术支撑。根据超临界火电机组用耐热钢的目标性能,利用人工神经网络技术开展了成分设计,确定了实验钢的成分范围。对实验钢的热变形行为进行了全面的研究,基于多种不同模型构建了本构方程,对Johnson Cook模型进行了改进。研究了T24钢在连续冷却过程中的相变行为,测定了相应的CCT图,利用解析化方法绘制了CCT图,分别与相近成分和不同成分的CCT图进行了比较。研究了实验钢的热处理工艺,在此基础上确定了实验钢的服役温度范围。对耐热钢的显微组织进行了分析,计算了晶粒度,利用EBSD手段分析了实验钢在不同状态的晶粒和晶界的变化。研究了实验钢在高温条件的氧化行为,分析了氧化膜的生长和剥落的过程,并测定了实验钢的高温物理性能。主要结论如下：1.利用BP人工神经网络模型确定T24钢的成分范围（Wt,%）为：0.07C,0.21Si,0.47Mn,0.09Cu,0.04Ni2.41Cr,1.03Mo,0.06Ti,0.24V,0.1Al,P<0.01,S<0.005。2.基于modified Zerilli-Armstrong、strain-compensated Arrhenius等模型,构建了本构方程准确预测材料在实验范围内的流变应力。Johnson CookR原始模型预测的相关系数=0.962, AARE=9.41%。通过引入温度与应变速率耦合影响因子对Johnson Cook原始模型进行改进,改进后模型预测的相关系数R=0.991, AARE=5.37%。3.测得T24实验钢的CCT图,Ac1为773℃,Ac3为963℃,当冷却速度小于0.1℃/s时,发生高温转变和中温转变,转变产物为铁素体、珠光体和贝氏体的混合组织,在0.5℃/s～10℃/s的冷却速度范围,转变产物为粒状贝氏体,当冷却速度大于20℃/s时,转变产物为马氏体。当冷却速度为0.03℃/s、0.05℃/s和0.1℃/s时,过冷奥氏体先在高温区发生组织转变,转变量分别为49%、25%和22%,之后在中温区发生组织转变。相近成分T23钢的CCT图及临界点与T24钢相似,Ac1和Ac3分别为777℃、963℃,成分有较大差别的T91钢的CCT图及临界点与T24相差较大,Ac1和Ac3分别为758℃、871℃。4.T24实验钢较优的奥氏体化工艺为1000℃/30min,较优回火工艺为750℃/70min。实验钢经1000℃/30min奥氏体化在750℃回火70min后,室温抗拉强度为615MPa,屈服强度为564MPa,伸长率为22.3%,在570℃的高温抗拉强度为497MPa,屈服强度为447MPa,伸长率为10.9%,服役温度不能超过580℃。5.T24钢热处理后组织为粒状贝氏体,且铁素体基体上分布有岛状颗粒,组织晶粒度级别数为5～6。T23钢的组织与T24钢相似。T9钢和T91钢的组织相似,主要为回火马氏体,基体分布有较多的析出物。T24钢在不同的状态下,组织中小角度晶界的比例较高,尤其以2°～3°晶界为主,大角度晶界以60°为主,且规律为随着取向差角的增加,小角度晶界比例迅速递减,当取向差角大于50°,大角度晶界比例显着增长,在60°附近达到峰值。6.T24钢在570℃高温氧化时,0～120h内的氧化速率为6.675×10-5,120～1700h内的氧化速率为5.996×10-8，1700～2600h内的氧化速率为2.686×10-6,2600～6200h内的氧化速率为4.513×10-7。T24钢在600℃高温氧化时,0～2000h内的氧化速率为1.161×10-5,2000～10000h内的氧化速率为4.162×10-6。T23钢在600℃的高温氧化时,0～1500h内的氧化速率为1.174×10-5,1500～5000h内的氧化速率为5.985×10-6,5000～10000h内的氧化速率为1.759×10-8。T91钢在625℃高温氧化时,0～1000h内的氧化速率为2.313×10-6,1000～10000h内,氧化速率为3.171×10-11。T9钢在600℃高温氧化时,0～500h内的氧化速率为3.367×10-5,500～6000h内的氧化速率为2.752×10-12,6000～10000h内的氧化速率为1.978×10-7。7.T24钢和T23钢的导热性能均高于T9钢和T91钢,在常温下,T9钢的导热系数为26.5W/m·K,略低于T91钢,当温度升高到800℃时,T91钢的导热系数为21.6W/m·K,比T9钢的高2.9W/m·K。在100～500℃的温度区间内,T23钢和T24钢的线膨胀系数大小差别不大,高于T9钢的线膨胀系数,T91钢的线膨胀系数最小。在温度低于500℃的情况下,T24钢的弹性模量最大,T91钢次之,T23钢的弹性模量最小。
朱敏[9]（2020）在《新型超细高强韧贝氏体钢轨组织和性能研究》文中研究表明贝氏体钢铁材料开发和应用已有多年的历史,但将贝氏体钢用于轨道行业还处于摸索阶段。随着我国客运列车速度越来越高,货运车辆轴重越来越大,传统的珠光体钢轨强度和韧性已经达到极限。贝氏体钢轨具高强度、高韧性的特点,符合我国铁路高速度、大轴重发展需求,但贝氏体钢轨微观组织结构比传统珠光体钢轨更加复杂,在组织和性能控制方面存在大量技术难题。因此,深入开展新型超细高强韧贝氏体钢轨组织和性能控制研究具有重要的科学意义和应用价值。本文以具有高强韧性贝氏体钢轨为研究对象,其化学成分（wt.%）为Fe-0.25C-1.73Si-1.69Mn-0.012P-0.002S-1.4Cr-0.49Mo-0.57Ni-0.06V,主要组织为贝氏体,贝氏体板条宽度150nm-350nm,抗拉强度（Rm）1510MPa,室温冲击功（KV2）56J,相对珠光体钢轨（热处理后抗拉强度级别1280MPa、室温冲击功8～10J）具有高强度和高韧性的特点。采用超声波法、热模拟膨胀法、高温共聚焦原位观测法等方法系统地研究了贝氏体钢轨钢的基本物理参数、连续冷却转变、钢轨实际冷却过程、回火工艺对组织和力学性能的影响等,采用OM、TEM、EBSD等观测了贝氏体钢轨相变和回火后的组织形貌。通过以上研究,得到以下主要结论:（1）通过超声波法测试贝氏体钢轨材料物理性能得到,室温～800℃条件下轨纵波及横波波速、弹性模量、剪切模量、体积模量、音速异性系数、德拜温度随着温度增加而减小,泊松比、压缩系数随着温度的升高而增大。材料在850℃和900℃高温拉伸时,抗拉强度由100MPa降到到75MPa,降低25%。（2）贝氏体钢轨连续冷却转变过程中,当冷速为0.2℃/s时,转变后组织为贝氏体,冷速≥1℃/s时,组织为马氏体;结合钢轨产品工业生产特点,轧后空冷即可得到贝氏体组织。此外,对比分析热模拟实验和高温共聚焦显微观测结果可知,热模拟实验测得的相变点与高温共聚焦显微镜直观观察的相变发生温度差值范围在10～25℃。（3）贝氏体钢轨在加热时奥氏体晶粒长大方式有奥氏体晶界的迁移、小晶粒合并成为大晶粒以及部分晶粒被其周围的晶粒分割,中间晶粒并入到周围晶粒长大,加热到950℃时奥氏体晶粒度为7.5级,属于本质细晶粒钢。当加热温度从711℃上升到1150℃,奥氏体晶粒度由8.5级增加到6级,保温后部分晶粒异常长大的晶粒度达到4级。钢轨钢自然冷却相变过程,相变形核发生在晶粒内部,出现明显浮凸效应的部分应为马氏体相变,贝氏体钢轨钢相变更接近扩散性相变。（4）在300℃～500℃范围内进行回火,回火温度对组织影响较大,保温时间对贝氏体钢的组织影响较小。随着回火温度升高,回火后组织由贝氏体+马氏体向贝氏体+马氏体+珠光体转变;随着回火温度升高,钢中晶界数量、晶界总长、晶粒数量增加,晶粒平均直径、晶粒等效面积减小,晶粒度由18.7级增加到19.2级。随着回火温度升高,残余奥氏体含量下降,当回火温度提高到500℃时,残余奥氏体含量从300℃时的3%急剧降低到0.1%;在相同的回火温度下,保温30min和保温60min对奥氏体含量影响不大。（5）贝氏体钢轨钢在回火过程中,随着回火温度升高,M/A岛发生分解,产生部分碳化物,断后伸长率、屈服强度、冲击功、踏面硬度呈现先升高后下降的趋势,而抗拉强度呈现出先下降后升高的趋势。随着保温时间增加,钢轨的屈服强度、抗拉强度、断后伸长率、冲击功均出现下降,但是对踏面硬度的影响很小。结合组织检测和性能分析确定了新型贝氏体钢轨的最佳回火工艺为400℃保温200min。（6）将理论研究成果转化为工业应用。贝氏体钢轨生产采用转炉冶炼、炉外精炼、连铸、铸坯加热、能轧机轧制、冷床冷却、矫直等工艺完成热轧贝氏体钢轨工业生产。钢铁厂将热轧贝氏体钢轨送到道岔厂,经回火处理后加工成贝氏体辙叉用于铁路线路,使用寿命较现有产品提高2倍以上。
毕革平,陈金哲,谭文华,李俏[10]（2020）在《晶粒度测定标准比对分析》文中指出对17个金属材料平均晶粒度测定的相关标准方法中的晶粒度定义、图谱比较法、面积法、截线法以及准确度5个方面进行了比对分析。通过比对分析,明确了标准之间的一致性、差异性以及存在的缺陷,方便检验员对标准的选择和使用,有利于标准化工作的持续改进。
二、关于各种不同放大倍数下奥氏体晶粒度等级的换算（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、关于各种不同放大倍数下奥氏体晶粒度等级的换算（论文提纲范文）
（1）核电压力容器大型锻件组织与性能研究及热处理数值模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 核电站、反应堆与核电压力容器 |
| 1.2.1 核电站的类型 |
| 1.2.2 反应堆的结构和工作原理 |
| 1.2.3 核电堆压力容器及大型锻件 |
| 1.3 核电压力容器用SA508 Gr.3钢 |
| 1.3.1 核电压力容器用钢的发展历程 |
| 1.3.2 SA508 Gr.3钢的合金化原理 |
| 1.3.3 核电压力容器用钢的性能要求 |
| 1.3.4 核电压力容器用钢基本组织特征 |
| 1.4 核电压力容器锻件的热制造 |
| 1.4.1 冶炼 |
| 1.4.2 铸造和凝固 |
| 1.4.3 锻造 |
| 1.4.4 热处理 |
| 1.5 核电压力容器大型锻件的热处理 |
| 1.5.1 大型锻件的热处理原理 |
| 1.5.2 锻后热处理 |
| 1.5.3 性能热处理 |
| 1.5.4 焊后热处理 |
| 1.6 核电压力容器用钢调质热处理涉及的相变基础 |
| 1.6.1 两相区的奥氏体化相变动力学 |
| 1.6.2 核电压力容器用钢的奥氏体晶粒的长大 |
| 1.6.3 核电压力容器用钢淬火冷却过程中的相变 |
| 1.6.4 核电压力容器用钢的回火 |
| 1.7 大型锻件热处理有限元模拟 |
| 1.7.1 热处理过程温度、组织、应力之间的关系 |
| 1.7.2 热处理有限元模拟原理 |
| 1.7.3 大型锻件热处理过程有限元模拟研究进展 |
| 1.7.4 大型锻件热处理数值模拟的瓶颈 |
| 1.8 本文研究内容 |
| 1.8.1 项目来源 |
| 1.8.2 本文研究目标 |
| 1.8.3 主要研究内容 |
| 1.9 参考文献 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 材料 |
| 2.2.1 取样及化学成分 |
| 2.2.2 材料预处理 |
| 2.3热模拟实验 |
| 2.3.1 相变动力学 |
| 2.3.2 大型锻件热处理模拟 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 硬度 |
| 2.4.2 强度 |
| 2.4.3 低温冲击性能 |
| 2.5 微观组织表征 |
| 2.5.1 微观形貌表征方法 |
| 2.5.2 相鉴定与微区相分布测试方法 |
| 2.5.3 微区及表面成分表征方法 |
| 2.6 计算软件 |
| 2.6.1 Thermo-Calc |
| 2.6.2 Jmatpro |
| 2.7 参考文献 |
| 第3章 SA508 Gr.3钢的相变动力学与组织演变规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 实验方法 |
| 3.2.2 实验方案 |
| 3.3 SA508 Gr.3钢的奥氏体化相变动力学 |
| 3.3.1 膨胀实验结果 |
| 3.3.2 转变量与温度及时间的关系 |
| 3.3.3 奥氏体化相变动力学(CHT)曲线 |
| 3.3.4 从CHT曲线计算IHT曲线 |
| 3.4 SA508 Gr.3钢奥氏体化过程的组织演变 |
| 3.4.1 连续升温过程的组织变化 |
| 3.4.2 升温速度对奥氏体形成长大的影响 |
| 3.5 SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解转变动力学 |
| 3.5.1 膨胀实验结果 |
| 3.5.2 等温分解过程转变量与时间的关系 |
| 3.5.3 连续冷却过程转变量与温度的关系 |
| 3.5.4 等温分解动力学(TTT)曲线 |
| 3.5.5 连续冷却相变动力学(CCT)曲线 |
| 3.6 SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解过程的组织演变 |
| 3.6.1 等温分解组织的基本情况 |
| 3.6.2 不同冷却条件下的显微组织 |
| 3.6.3 连续冷却转变过程的组织演变规律 |
| 3.6.4 连续冷却过程的贝氏体相变不完全性 |
| 3.6.5 核电压力容器用钢的特征冷却速度 |
| 3.7 SA508 Gr.3钢淬火组织回火动力学 |
| 3.7.1 等温回火转变的一般规律 |
| 3.7.2 高温回火的动力学分析 |
| 3.8 SA508 Gr.3钢淬火组织回火过程的组织演变 |
| 3.8.1 高温回火条件下的组织变化 |
| 3.8.2 碳化物演变的热力学计算 |
| 3.8.3 高温回火时的组织演变规律 |
| 3.9 本章小结 |
| 3.10 参考文献 |
| 第4章 SA508 Gr.3钢的组织与性能关系 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 实验方案设计 |
| 4.3 奥氏体晶粒度对力学性能的影响 |
| 4.3.1 奥氏体化温度与力学性能之间的关系 |
| 4.3.2 显微组织表征 |
| 4.3.3 冲击断口形貌 |
| 4.3.4 SA508 Gr.3钢奥氏体化工艺窗口 |
| 4.4 淬火冷速对力学性能的影响 |
| 4.4.1 淬火冷速与力学性能之间的关系 |
| 4.4.2 显微组织表征 |
| 4.4.3 冲击断口形貌 |
| 4.4.4 SA508 Gr.3钢淬火的工程临界冷速 |
| 4.5 M/A相对低温冲击性能的影响 |
| 4.5.1 回火温度与力学性能之间的关系 |
| 4.5.2 显微组织表征 |
| 4.5.3 冲击断口形貌 |
| 4.5.4 SA508 Gr.3钢回火温度选择 |
| 4.6 晶界碳化物对低温冲击性能的影响 |
| 4.6.1 回火时间与力学性能之间的关系 |
| 4.6.2 显微组织表征 |
| 4.6.3 冲击断口形貌 |
| 4.6.4 SA508 Gr.3钢最佳回火时间的选择 |
| 4.7 强度及冲击性能的预测 |
| 4.7.1 强度的预测 |
| 4.7.2 冲击性能的预测 |
| 4.8 本章小结 |
| 4.9 参考文献 |
| 第5章 一体化顶盖锻件调质热处理模拟与组织性能预测 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理数学模型 |
| 5.2.1 温度场模型 |
| 5.2.2 组织场模型 |
| 5.2.3 性能场预测方法 |
| 5.3 热处理数值模拟输入参数 |
| 5.3.1 热物性参数 |
| 5.3.2 力学性能参数 |
| 5.3.3 换热系数 |
| 5.3.4 相变动力学参数 |
| 5.3.5 几何模型及网格划分 |
| 5.4 锻件奥氏体化过程的模拟 |
| 5.4.1 奥氏体化工艺参数 |
| 5.4.2 奥氏体化过程温度场 |
| 5.4.3 奥氏体化过程组织场 |
| 5.5 锻件淬火过程的模拟 |
| 5.5.1 淬火工艺参数 |
| 5.5.2 淬火过程温度场 |
| 5.5.3 淬火过程组织场 |
| 5.5.4 淬火后硬度分布 |
| 5.6 回火过程的模拟 |
| 5.6.1 回火工艺参数 |
| 5.6.2 回火过程温度场 |
| 5.6.3 回火过程性能预测 |
| 5.7 工艺优化及验证 |
| 5.8 本章小结 |
| 5.9 参考文献 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 研究展望 |
| 附录 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 学术会议论文 |
| 专着 |
| 申请的专利 |
| 攻读博士学位期间参与的科研项目 |
| 致谢 |
（2）Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 耐磨钢的发展 |
| 1.2.1 发展概述 |
| 1.2.2 耐磨钢主要种类及研究现状 |
| 1.3 磨损形式及磨损机理 |
| 1.3.1 磨损的复杂性 |
| 1.3.2 主要磨损形式及其作用机理 |
| 1.4 复杂工况对耐磨钢性能的要求 |
| 1.4.1 耐腐蚀性能 |
| 1.4.2 焊接性能 |
| 1.4.3 加工和成形性能 |
| 1.4.4 力学性能 |
| 1.5 低合金马氏体耐磨钢 |
| 1.5.1 低合金马氏体耐磨钢生产现状 |
| 1.5.2 合金元素的利用 |
| 1.5.3 马氏体微观结构及控制工艺 |
| 1.5.4 主要存在的问题 |
| 1.6 本文研究的目的、意义和主要内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 HB500耐磨钢力学性能指标 |
| 2.1.2 HB500耐磨钢组织与成分设计 |
| 2.1.3 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 材料制备及工艺研究 |
| 2.2.2 实验研究 |
| 2.2.3 微观组织结构表征 |
| 2.2.4 物相分析 |
| 2.2.5 残余应力检测 |
| 2.2.6 力学性能检测 |
| 第3章 TI微合金化耐磨钢相变规律及制造工艺研究 |
| 3.1 奥氏体晶粒长大趋势及对组织转变的影响 |
| 3.1.1 实验方案 |
| 3.1.2 实验结果 |
| 3.1.3 微合金化对奥氏体晶粒长大趋势的影响 |
| 3.1.4 奥氏体晶粒对马氏体相变的影响 |
| 3.2 奥氏体连续冷却过程中的相变规律 |
| 3.2.1 实验方案 |
| 3.2.2 连续冷却过程中的组织转变 |
| 3.2.3 热变形对相变规律的影响 |
| 3.3 热变形行为研究 |
| 3.3.1 实验方案 |
| 3.3.2 奥氏体再结晶区变形温度对再结晶晶粒尺寸的影响 |
| 3.3.3 奥氏体未再结晶区变形对细化组织的影响 |
| 3.4 轧后冷却和热处理工艺对组织和性能的影响 |
| 3.4.1 实验方案 |
| 3.4.2 实验钢微观组织与力学性能 |
| 3.4.3 Ti在轧后冷却和热处理过程中的析出行为 |
| 3.4.4 轧后冷却和热处理对微观组织的影响 |
| 3.4.5 含Ti实验钢强韧化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 工业化试验及组织性能研究 |
| 4.1 化学成分及工艺流程 |
| 4.1.1 目标成分及控制范围 |
| 4.1.2 工艺流程及控制要点 |
| 4.2 典型问题及控制方法 |
| 4.2.1 铸坯裂纹及TiN夹杂物控制 |
| 4.2.2 回火脆性与残余应力控制 |
| 4.2.3 马氏体钢延迟裂纹控制 |
| 4.3 工业生产钢板组织与性能分析 |
| 4.3.1 组织与性能稳定性分析 |
| 4.3.2 组织与性能均匀性分析 |
| 4.3.3 系列温度冲击韧性 |
| 4.3.4 疲劳性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 TI微合金化耐磨钢的耐腐蚀磨损性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 实验材料微观组织与力学性能 |
| 5.4 耐腐蚀性能 |
| 5.5 耐磨损性能 |
| 5.6 耐腐蚀磨损性能 |
| 5.6.1 磨损对腐蚀的加速作用 |
| 5.6.2 腐蚀对磨损的加速作用 |
| 5.6.3 耐腐蚀磨损性能及腐蚀与磨损交互作用 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 TI微合金化耐磨钢焊接性能研究 |
| 6.1 微合金元素对焊接热影响区脆性的影响 |
| 6.1.1 实验方案 |
| 6.1.2 实验结果 |
| 6.1.3 分析与讨论 |
| 6.1.4 小结 |
| 6.2 焊接裂纹敏感性实验研究 |
| 6.2.1 实验方案 |
| 6.2.2 热影响区最高硬度及组织分析 |
| 6.2.3 焊接热影响区HIC裂纹率 |
| 6.2.4 小结 |
| 第7章 结论和创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 致谢 |
| 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 |
（3）连铸特厚板坯二冷强冷及表层组织控制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 特厚板/坯生产装备现状 |
| 1.1.1 特厚板坯连铸机 |
| 1.1.2 特厚板坯质量对特厚钢板的影响 |
| 1.2 特厚板坯连铸工艺特点与质量控制现状 |
| 1.2.1 特厚板坯连铸工艺特点 |
| 1.2.2 角部横裂纹的研究现状 |
| 1.2.3 微合金钢角部裂纹机理 |
| 1.3 冷却过程对钢种组织与热塑性的影响 |
| 1.3.1 冷却速度对微合金钢组织转变行为的影响 |
| 1.3.2 冷却速度对微合金钢热塑性的影响 |
| 1.3.3 冷却制度对微合金钢析出物析出规律的影响 |
| 1.3.4 微合金钢第三脆性区脆性特点分析 |
| 1.4 铸坯表层组织控制的研究现状 |
| 1.4.1 铸坯表层组织控制机理研究 |
| 1.4.2 铸坯表层组织控制工艺实施 |
| 1.4.3 表层组织控制的发展趋势 |
| 1.5 铸坯表层冷却控制的难点 |
| 1.6 本文的研究内容和意义 |
| 1.6.1 研究的目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 技术路线 |
| 第二章 S355钢CCT试验研究 |
| 2.1 试验方案 |
| 2.1.1 试验原理 |
| 2.1.2 试验参数的确定 |
| 2.1.3 试验内容 |
| 2.2 CCT曲线测量与分析 |
| 2.3 冷却速度对组织转变的影响 |
| 2.4 不同冷却速度下组织与析出物特征 |
| 2.5 小结 |
| 第三章 S355钢高温拉伸试验研究 |
| 3.1 高温拉伸试验方案 |
| 3.2 断面收缩率及抗拉强度 |
| 3.2.1 常规温度履历下的塑性曲线 |
| 3.2.2 冷却速率及保温时间对高温塑性的影响 |
| 3.2.3 返温后的高温塑性 |
| 3.3 拉伸后试样的组织分析 |
| 3.3.1 断口组织分析 |
| 3.3.2 金相分析 |
| 3.4 返温拉抻试样的金相分析 |
| 3.5 第二相析出规律 |
| 3.6 小结 |
| 第四章 二冷工艺优化计算分析 |
| 4.1 理论基础与总体思路 |
| 4.1.1 铸坯表面强冷的理论基础 |
| 4.1.2 新钢表面强冷的总体思路 |
| 4.2 二冷强冷工艺设计 |
| 4.2.1 铸坯强冷优化计算 |
| 4.2.2 强冷工艺评价 |
| 4.2.3 强冷工艺设计 |
| 4.3 二冷的喷嘴选型优化与管路要求 |
| 4.3.1 冷却参数的计算分析 |
| 4.3.2 喷淋架及喷嘴选型 |
| 4.3.3 管路系统设计要求 |
| 4.3.4 喷嘴流量特性测试 |
| 4.4 小结 |
| 第五章 连铸坯强冷工业试验研究 |
| 5.1 试验目的 |
| 5.2 铸坯表面强冷试验 |
| 5.2.1 工艺试验方案 |
| 5.2.2 420mm厚铸坯试验结果 |
| 5.2.3 360mm厚铸坯试验结果 |
| 5.2.4 连铸坯偏析度分析 |
| 5.2.5 铸坯表面裂纹统计 |
| 5.3 铸坯表层组织分析 |
| 5.3.1 强冷铸坯表层组织 |
| 5.3.2 铸坯表层组织对比 |
| 5.3.3 铸坯晶粒度分析 |
| 5.3.4 强冷铸坯析出物观察 |
| 5.4 对比轧制结果分析 |
| 5.5 小结 |
| 第六章 结论 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 在学期间发表的论文和参与的科研工作 |
| 致谢 |
（4）18Ni（350）马氏体时效钢力学性能及强韧化机制的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高合金超高强度钢概况 |
| 1.2.1 HP9-4-X系列超高强度钢 |
| 1.2.2 高钴镍二次硬化钢 |
| 1.2.3 马氏体时效钢 |
| 1.3 马氏体时效钢的研究现状 |
| 1.3.1 超纯净化马氏体时效钢的研究 |
| 1.3.2 无钴马氏体时效钢的研究 |
| 1.3.3 固溶温度对马氏体时效钢组织和性能影响的研究 |
| 1.4 马氏体时效钢的生产工艺及性能特点 |
| 1.4.1 生产工艺 |
| 1.4.2 性能特点 |
| 1.5 马氏体时效钢中的元素及其作用 |
| 1.6 马氏体时效钢中的组织 |
| 1.6.1 板条马氏体 |
| 1.6.2 残留奥氏体 |
| 1.6.3 逆转变奥氏体 |
| 1.6.4 析出相 |
| 1.7 马氏体时效钢的热处理工艺 |
| 1.7.1 固溶处理 |
| 1.7.2 时效处理 |
| 1.7.3 冷处理 |
| 1.7.4 形变热处理 |
| 1.8 马氏体时效钢的强韧化机理 |
| 1.8.1 强化机理 |
| 1.8.2 韧化机理 |
| 1.9 马氏体时效钢的发展趋势 |
| 1.10 本文研究内容 |
| 第2章 热处理工艺对00Ni18Co12Mo5Ti马氏体时效钢力学性能的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.3.1 M5000直读光谱仪 |
| 2.3.2 箱式电阻炉 |
| 2.3.3 DNS100电子万能试验机 |
| 2.3.4 N1300F型摆锤式冲击试验机 |
| 2.4 实验方法 |
| 2.4.1 正交试验法 |
| 2.4.2 试验计划安排 |
| 2.5 实验结果及分析 |
| 2.5.1 实验试样及其要求 |
| 2.5.2 实验结果 |
| 2.5.3 实验结果的分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 热处理工艺对00Ni18Co12Mo5Ti马氏体时效钢晶粒度的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料 |
| 3.3 实验设备 |
| 3.4 实验方法 |
| 3.5 钢晶粒度的测定方法 |
| 3.5.1 马氏体时效钢的腐蚀 |
| 3.5.2 晶粒度的测定方法 |
| 3.6 热处理工艺对马氏体时效钢晶粒度的影响 |
| 3.6.1 马氏体时效钢的固溶组织 |
| 3.6.2 固溶处理对马氏体时效钢晶粒度的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 循环热处理工艺对OONi18Co12Mo5Ti钢微观组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 循环热处理工艺对晶粒尺寸的影响 |
| 4.2.1 循环热处理温度对晶粒尺寸的影响 |
| 4.2.2 循环热处理次数对晶粒尺寸的影响 |
| 4.3 循环热处理工艺对力学性能的影响 |
| 4.3.1 实验材料和试验方案 |
| 4.3.2 循环热处理工艺对拉伸性能的影响 |
| 4.3.3 循环热处理工艺对冲击性能的影响 |
| 4.4 循环热处理细化晶粒原理的探讨 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 00Nil 8Co12Mo5Ti马氏体时效钢强韧化机理的探究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 18Ni马氏体时效钢固溶强化机理的探讨 |
| 5.2.1 实验结果及分析 |
| 5.2.2 固溶强化机理的探讨 |
| 5.3 18Ni马氏体时效钢时效强化机理的探讨 |
| 5.3.1 实验结果及分析 |
| 5.3.2 18Ni马氏体时效钢中析出相的成分与结构的探讨 |
| 5.3.3 时效强化机理的探讨 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读学位期间发表的论文 |
（5）国内外晶粒度标准综述（论文提纲范文）
| 1 晶粒度检验标准类别 |
| 2 晶粒度级别数的定义 |
| 2.1 英制晶粒度级别定义 |
| 2.2 公制晶粒度级别定义 |
| 2.3 差异比较 |
| 3 评级图谱 |
| 4 评定方法 |
| 4.1 比较法 |
| 4.2 面积法 |
| 4.3 截点法 |
| 5 原奥氏体晶粒度的显示方法 |
| 6 国内外晶粒度检验标准简介 |
| 6.1 美国材料与试验协会（ASTM）标准 |
| 6.2 国际（ISO）标准 |
| 6.3 欧盟（EN）标准 |
| 6.4 日本（JIS）标准 |
| 6.5 前苏联标准 |
| 6.6 中国标准 |
| 7 各国标准综述 |
| 8 晶粒度试验方法标准修订建议 |
| 9 结语 |
（6）20CrMnTi钢渗碳复合强烈淬火强韧化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.1.1 热处理的发展 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 钢的渗碳处理 |
| 1.2.1 渗碳原理及分类 |
| 1.2.2 渗碳工艺 |
| 1.3 钢的强烈淬火 |
| 1.3.1 强烈淬火原理 |
| 1.3.2 强烈淬火方法 |
| 1.3.3 强烈淬火钢性能的影响 |
| 1.3.4 强烈淬火技术的展望 |
| 1.4 再结晶及碳化析出 |
| 1.4.1 再结晶 |
| 1.4.2 碳化物析出 |
| 1.5 本文的主要工作 |
| 第2章 材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 试样的加工 |
| 2.2.2 试样的热处理 |
| 2.2.3 试样的制备 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 冲击性能试验 |
| 2.3.2 冲击断口形貌观察 |
| 2.3.3 显微硬度试验 |
| 2.4 组织观察 |
| 2.4.1 显微组织观察 |
| 2.4.2 析出相形貌观察 |
| 第3章 强烈淬火对20CrMnTi钢组织的影响 |
| 3.1 强烈淬火后的金相组织观察 |
| 3.1.1 未渗碳的金相组织 |
| 3.1.2 液氮淬火后的金相组织 |
| 3.1.3 CaCl_2淬火后的金相组织 |
| 3.1.4 CaCl_2淬火1s再液氮淬火后的金相组织 |
| 3.1.5 CaCl_2淬火2s再液氮淬火后的金相组织 |
| 3.1.6 CaCl_2淬火2s再空冷后的金相组织 |
| 3.1.7 CaCl_2淬火3s再空冷后的金相组织 |
| 3.1.8 全封闭炉热处理后的金相组织 |
| 3.2 原奥氏体晶粒度分析 |
| 3.2.1 空冷后的晶界形貌 |
| 3.2.2 液氮淬火后的晶界形貌 |
| 3.2.3 CaCl_2水溶液淬火后的晶界形貌 |
| 3.2.4 CaCl_2水溶液淬火1s再液氮淬火后的晶界形貌 |
| 3.2.5 强烈淬火过程中奥氏体再结晶机制 |
| 3.3 强烈淬火组织的析出相分析 |
| 3.3.1 强烈淬火后典型析出相形貌观察 |
| 3.3.2 不同时间渗碳处理后的析出相形貌观察 |
| 3.3.3 回火马氏体析出相分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 20CrMnTi钢强烈淬火后的力学性能 |
| 4.1 强烈淬火对冲击韧性的影响 |
| 4.1.1 不同介质相同时间淬火后的冲击韧性 |
| 4.1.2 相同介质不同时间淬火后的冲击韧性 |
| 4.1.3 相同介质淬火再空冷不同时间后的冲击韧性 |
| 4.2 强烈淬火后的冲击断口形貌观察 |
| 4.2.1 液氮淬火后的冲击试样断口形貌 |
| 4.2.2 CaCl_2淬火后的冲击试样断口形貌 |
| 4.2.3 CaCl_2淬火1s再液氮淬火的冲击试样断口形貌 |
| 4.2.4 CaCl_2淬火2s再液氮淬火的冲击试样断口形貌 |
| 4.3 强烈淬火对显微硬度的影响 |
| 4.3.1 液氮淬火后的显微硬度 |
| 4.3.2 CaCl_2淬火后的显微硬度 |
| 4.3.3 CaCl_2淬火1s再液氮淬火后的显微硬度 |
| 4.3.4 CaCl_2淬火2s再液氮淬火后的显微硬度 |
| 4.3.5 CaCl_2淬火2s再空冷淬火后的显微硬度 |
| 4.3.6 CaCl_2淬火3s再空冷淬火后的显微硬度 |
| 4.3.7 不同渗碳时间不同淬火工艺后的表面显微硬度 |
| 4.4 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 |
（7）316LN钢热变形及固溶处理过程的晶粒演化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 核电主管道材料研究现状 |
| 1.3 晶粒演化与研究现状 |
| 1.3.1 金属材料的晶界 |
| 1.3.2 热变形对晶粒演化的影响 |
| 1.3.3 加热过程中晶粒的长大行为 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 316LN热变形过程中晶粒演化规律 |
| 2.1 试验材料与方案 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 原始组织分析 |
| 2.1.3 锻造试验方案 |
| 2.2 镦粗试验的数值模拟 |
| 2.3 组织分析 |
| 2.3.1 热变形前组织分析 |
| 2.3.2 热变形后组织分析 |
| 2.4 热变形后取向差演变规律 |
| 2.5 热变形后特殊晶界演变规律 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 热变形晶粒在固溶过程的演化规律 |
| 3.1 固溶处理试验方案 |
| 3.2 不同动态再结晶百分数试样在固溶过程中的晶粒演化现象 |
| 3.2.1 动态再结晶百分数14%的组织 |
| 3.2.2 动态再结晶百分数50%的组织 |
| 3.2.3 动态再结晶百分数95%的组织 |
| 3.2.4 讨论与分析 |
| 3.3 不同动态再结晶组织对固溶后晶粒演化的影响 |
| 3.3.1 固溶后的晶粒组织分析 |
| 3.3.2 固溶后特殊晶界演变规律 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 热变形参数对固溶后晶粒的影响 |
| 4.1 试验方案 |
| 4.2 热变形后相同动态再结晶百分数固溶后演化 |
| 4.2.1 动态回复组织 |
| 4.2.2 动态再结晶百分数50%的组织 |
| 4.2.3 动态再结晶百分数70%的组织 |
| 4.3 讨论与分析 |
| 4.3.1 不同状态的对比分析 |
| 4.3.2 结合数值模拟的热变形分析 |
| 4.3.3 Z参数与固溶后晶粒尺寸的关系 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）超临界机组用耐热钢的开发及相关基础研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 高温高压锅炉管概述 |
| 1.2 人工神经网络技术 |
| 1.3 热变形行为研究 |
| 1.4 过冷奥氏体的连续冷却转变 |
| 1.5 钢管的热处理 |
| 1.6 组织观察研究 |
| 1.7 高温性能研究 |
| 1.8 本文的意义及研究内容 |
| 2 基于人工神经网络的T24钢成分设计 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 失效分析及性能要求 |
| 2.2.1 耐热钢服役环境及失效分析 |
| 2.2.2 T24耐热钢的性能要求 |
| 2.3 人工神经网络设计 |
| 2.3.1 网络模型构建 |
| 2.3.2 网络模型预测 |
| 2.4 合金化研究和成分确定 |
| 2.4.1 主要合金元素的影响 |
| 2.4.2 次要元素及杂质元素的影响 |
| 2.4.3 合金成分确定 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 热变形行为研究及本构模型预测 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 热变形行为研究 |
| 3.4 本构方程建立 |
| 3.4.1 Johnson Cook本构模型 |
| 3.4.2 Modified Z-A model本构模型 |
| 3.4.3 应变补偿的Arrhenius本构模型 |
| 3.4.4 人工神经网络模型 |
| 3.5 模型对比及评价 |
| 3.6 本构模型改进 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 过冷奥氏体连续冷却过程研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.3 相变过程分析 |
| 4.3.1 DSC测量结果分析 |
| 4.3.2 线应变量分析 |
| 4.3.3 组织百分含量的确定 |
| 4.3.4 显微组织分析 |
| 4.3.5 硬度测试结果及分析 |
| 4.4 CCT图的绘制及分析 |
| 4.4.1 CCT图的绘制 |
| 4.4.2 CCT图的分析 |
| 4.4.3 CCT图的比较 |
| 4.5 CCT图的解析化 |
| 4.5.1 曲线的拟合及数值化 |
| 4.5.2 曲线的解析化处理 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 T24钢热处理工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.3 奥氏体化对组织性能的影响 |
| 5.3.1 奥氏体化温度的确定 |
| 5.3.2 奥氏体化时间的确定 |
| 5.4 回火对组织性能的影响 |
| 5.4.1 回火温度的确定 |
| 5.4.2 回火时间的确定 |
| 5.5 服役温度的确定 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 耐热钢的显微组织分析 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 显微组织分析 |
| 6.4 晶粒度计算 |
| 6.5 EBSD分析组织 |
| 6.5.1 晶界的分析 |
| 6.5.2 晶粒的分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 耐热钢高温性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验材料及实验方法 |
| 7.3 高温氧化行为研究 |
| 7.3.1 高温空气氧化动力学 |
| 7.3.2 氧化过程的形貌分析 |
| 7.3.3 不同钢种的氧化动力学分析 |
| 7.4 高温力学性能分析 |
| 7.4.1 高温强度分析 |
| 7.4.2 高温塑性分析 |
| 7.4.3 高温拉伸断口形貌分析 |
| 7.5 高温物理性能分析 |
| 7.5.1 导热系数 |
| 7.5.2 热膨胀系数 |
| 7.5.3 弹性模量 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的研究成果 |
| 致谢 |
（9）新型超细高强韧贝氏体钢轨组织和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 钢轨的发展 |
| 1.2 钢轨基本特征 |
| 1.2.1 生产工艺 |
| 1.2.2 钢轨材质和强度等级的选用 |
| 1.3 常用钢轨强度级别及组织类型 |
| 1.4 珠光体类型钢轨研究现状 |
| 1.4.1 共析珠光体钢轨 |
| 1.4.2 过共析珠光体钢轨 |
| 1.4.3 超细珠光体钢轨 |
| 1.5 贝氏体钢简介 |
| 1.5.1 国外贝氏体钢轨研究现状 |
| 1.5.2 国外贝氏体钢轨研究特点 |
| 1.5.3 国内贝氏体轨研究现状 |
| 1.5.4 国内贝氏体钢轨研究特点 |
| 1.6 课题来源及研究意义 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 化学成分 |
| 2.2 CCT和 TTT曲线模拟计算 |
| 2.3 主要实验方法 |
| 2.3.1 冶炼和轧制实验 |
| 2.3.2 热处理实验 |
| 2.3.3 力学性能测试 |
| 2.3.4 热模拟实验 |
| 2.3.5 超高温显微镜相变过程观察实验 |
| 2.3.6 微观组织观测 |
| 第3章 材料物理性能参数 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方案 |
| 3.2.1 高温物性研究 |
| 3.2.2 高温拉伸性能 |
| 3.3 实验结果及分析 |
| 3.3.1 弹性模量、剪切模量、泊松比等物理常数 |
| 3.3.2 高温拉伸性能 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 热膨胀和原位观测结合研究连续冷却相变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 热膨胀法测量钢临界相变点 |
| 4.2.2 超高温激光共聚焦显微镜原位观测 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 加热及钢轨轧后实际冷却过程相变研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 轨头冷却过程实际温降速度 |
| 5.3.2 模拟贝氏体钢轨工业生产过程加热和冷速下的相变原位观测 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 钢轨实际冷却速度 |
| 5.4.2 加热过程奥氏体晶粒特征 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 回火工艺对微观组织的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方案 |
| 6.2.1 热模拟回火工艺实验 |
| 6.2.2 钢轨实物回火试验 |
| 6.3 实验结果及分析 |
| 6.3.1 热模拟回火工艺试验后组织变化 |
| 6.3.2 钢轨实物回火试验微观组织变化 |
| 6.4 讨论 |
| 6.5 小结 |
| 第7章 回火对贝氏体钢轨力学性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方案 |
| 7.3 实验结果 |
| 7.3.1 热轧态贝氏体钢轨力学性能 |
| 7.3.2 300℃回火保温200min时的力学性能 |
| 7.3.3 350℃回火保温200min时的力学性能 |
| 7.3.4 400℃回火保温200min时的力学性能 |
| 7.3.5 450℃回火保温200min时的力学性能 |
| 7.3.6 500℃回火保温200min时的力学性能 |
| 7.3.7 400℃回火保温360min时的力学性能 |
| 7.4 讨论 |
| 7.5 小结 |
| 第8章 贝氏体钢轨的工业试制及应用 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 贝氏体钢轨工业化生产工艺 |
| 8.2.1 冶炼工艺 |
| 8.2.2 轧制工艺 |
| 8.2.3 热轧钢轨组织 |
| 8.3 贝氏体道岔回火工艺及应用 |
| 第9章 结论、创新点和展望 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 主要创新点 |
| 9.3 课题展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 研究成果 |
| 1.发表论文 |
| 2.授权专利 |
| 3.获得科技奖项 |
| 4.参加科研项目 |
（10）晶粒度测定标准比对分析（论文提纲范文）
| 1 标准比对分析 |
| 1.1 晶粒度定义 |
| 1.2 图谱比较法 |
| 1.3 面积法 |
| 1.4 截线法 |
| 1.5 准确度 |
| 2 分析讨论 |
| 3 结论 |
四、关于各种不同放大倍数下奥氏体晶粒度等级的换算（论文参考文献）
- [1]核电压力容器大型锻件组织与性能研究及热处理数值模拟[D]. 李传维. 上海交通大学, 2016(03)
- [2]Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究[D]. 李德发. 武汉科技大学, 2020(01)
- [3]连铸特厚板坯二冷强冷及表层组织控制研究[D]. 徐李军. 钢铁研究总院, 2017(12)
- [4]18Ni（350）马氏体时效钢力学性能及强韧化机制的研究[D]. 方明敏. 扬州大学, 2014(01)
- [5]国内外晶粒度标准综述[J]. 程丽杰. 理化检验(物理分册), 2019(08)
- [6]20CrMnTi钢渗碳复合强烈淬火强韧化机理研究[D]. 何祖娟. 哈尔滨工程大学, 2011(05)
- [7]316LN钢热变形及固溶处理过程的晶粒演化行为研究[D]. 张佳琳. 燕山大学, 2019(03)
- [8]超临界机组用耐热钢的开发及相关基础研究[D]. 王晓峰. 中南大学, 2013(12)
- [9]新型超细高强韧贝氏体钢轨组织和性能研究[D]. 朱敏. 武汉科技大学, 2020
- [10]晶粒度测定标准比对分析[J]. 毕革平,陈金哲,谭文华,李俏. 金属热处理, 2020(04)