一、淬火回火钢的屈服和加工硬化（论文文献综述）
孙健[1]（2020）在《Fe-Cr-Ni-Mo系熔敷金属组织与性能研究》文中研究表明海洋工程用钢及制造技术是海洋产业发展的基础,目前,海洋工程用钢正向高强、高韧方向快速发展,然而,焊缝金属与母材之间强韧性不匹配,限制了高强、高韧海洋工程用钢的广泛应用。因此,如何合理地设计配套焊材的成分,如何优化焊缝金属的焊后热处理工艺,提高接头综合力学性能,是亟待解决的一个问题。焊材化学成分和焊后热处理工艺是改善焊缝金属微观组织和力学性能的重要因素。在此背景下,本文以Fe-Cr-Ni-Mo系高强钢焊材为基础,系统研究了 V元素和Cu元素对不同焊后热处理焊缝金属的微观组织和力学性能的影响。着重分析了不同组分和不同焊后热处理工艺下熔敷金属中析出相的种类、成分、分布、结构的演变规律及其对强韧性的影响。论文的主要研究内容及结论包括:（1）根据Thermal-calc热力学计算结果分别设计了三种不同V含量和四种不同Cu含量的Fe-Cr-Ni-Mo系焊材。采用多层多道熔化极气体保护焊制备了相应的熔敷金属。将熔敷金属分别在550℃、600℃和640℃下保温2 h后,进行空冷处理。利用单轴拉伸试验和冲击试验对熔敷金属的力学性能进行了评价,并利用常规的表征试验设备和技术对中间焊道的熔敷金属微观组织进行了系统研究。结果表明,V含量和Cu含量的改变对相同状态下熔敷金属的微观组织类型影响不大,主要影响析出相的析出行为。（2）电子探针分析（EPMA）表明,焊态含V熔敷金属的枝晶间富集Cr、Mo、Ni、Mn等合金元素,明显增加了基体组织的淬透性,导致枝晶间的微观组织为马氏体和残余奥氏体。而枝晶干的微观组织以贝氏体为主,并在局部区域出现聚合贝氏体。焊态熔敷金属中的C元素分布较为均匀,没有产生局部富集现象,这主要是因为C元素扩散速度较快,并用菲克第二定律模型证明了实验结果。此外,后续焊道的再热作用使得含V熔敷金属中析出少量的纳米级MC碳化物,起到一定程度的析出强化,其与V元素的固溶强化的协同作用导致随着V含量的增加,熔敷金属的强度增加,冲击韧性降低。（3）焊后热处理的熔敷金属中析出相的分布不均匀。熔敷金属凝固过程中溶质再分配促进了强碳化物形成元素（V和Mo）在枝晶间富集,在焊后热处理过程中,会吸引C原子不断从枝晶干向枝晶间扩散（即上坡扩散）,导致C元素在枝晶间发生富集。而且,由于枝晶间存在V和Mo的富集及高密度位错,经焊后热处理的熔敷金属中纳米级M2C或者MC碳化物主要在枝晶间析出,而大尺寸的M3C碳化物在枝晶干析出。与枝晶干相比,枝晶间析出的纳米级MC碳化物尺寸更小。从枝晶间到枝晶干,纳米级MC碳化物的面积分数明显降低。此外,随着V含量增加,纳米级MC碳化物体积分数会增加。纳米级MC碳化物既可以在位错处形核,又可以反过来钉扎位错,因此,随着V含量的增加,焊后热处理的熔敷金属中的位错密度普遍增加。（4）三维原子探针（APT）和透射电子显微镜（TEM）分析发现,在焊后热处理初期,面心立方结构的纳米级MC碳化物中主要富V元素,随着热处理保温时间延长,固溶在基体中的Mo元素不断地向纳米级MC碳化物中扩散,以促进纳米级MC碳化物的长大和粗化,导致大尺寸纳米级MC碳化物中Mo元素的占比高于V元素。（5）焊后热处理过程中,由于Cr、V和Mo元素在马氏体和薄膜状残余奥氏体之间发生再分配,导致枝晶间的薄膜状残余奥氏体转变为铁素体的同时,析出纳米级MC碳化物。（6）含Cu熔敷金属的强度高于不含Cu熔敷金属的强度。但是,焊材中Cu含量在0.5-1.5wt.%变化时,熔敷金属的力学性能改变不大。焊后热处理过程中析出的纳米级Cu相尺寸对温度十分敏感,随着温度的升高,尺寸明显增加。
赵英利[2]（2010）在《1500MPa级直接淬火马氏体钢的组织控制与强化机理研究》文中研究表明直接淬火工艺具有缩短生产流程、降低成本、节约能源等优点。目前国内外采用直接淬火技术生产钢板的抗拉强度一般在490-980MPa,对1500MPa级直接淬火马氏体钢的研究还较少。随着钢铁材料朝高强度方向发展,有必要对超高强度直接淬火马氏体钢的生产工艺及其强化机理进行深入的研究。本文以中碳微合金钢为研究对象,采用直接淬火-低温回火工艺,系统研究了钢坯再加热制度、热变形工艺、冷却工艺对直接淬火钢微观组织与力学性能的影响,分析了直接淬火马氏体钢的晶体学形态,讨论了直接淬火马氏体钢的强化机理。基于直接淬火-回火-重新奥氏体化工艺,研究了α→γ逆相变再结晶的晶粒细化机制,在此基础上,探索了利用纳米级析出相控制得到细晶奥氏体的工艺。为了确保合金元素能够较充分的固溶,同时组织中又不出现明显的粗大晶粒,实验钢的加热温度不宜高于1150℃,保温时间不宜超过1h。建立了实验钢在加热过程中的奥氏体晶粒长大动力学模型。通过研究实验钢的热变形行为,为实际生产提供控轧工艺参数及理论依据。计算得到了动态再结晶热变形激活能为477.7 kJ/mol,静态再结晶激活能为299.3KJ/mol,建立了动态再结晶本构方程及静态再结晶动力学方程；根据绘制的动态再结晶加工状态图,发现在变形量较小及应变速率较大的情况下,完全动态再结晶很难发生；奥氏体未再结晶温度为900℃；碳化物在奥氏体区的等温析出动力学曲线（PTT）呈典型的C型,随着应变速率的增大,产生的位错储能逐渐增大,使析出曲线向左平移,析出孕育期缩短,但不改变鼻尖温度。采用电子背散射技术（EBSD）,对直接淬火马氏体钢的晶体学形态进行了分析。直接淬火马氏体的微观结构依次由原奥氏体晶粒、板条束（Packet）、板条块（Block）和板条（Lath）组成。板条束为原奥氏体晶粒内具有相同惯习面的马氏体板条晶区,板条块为板条束内大角度晶界所包围的区域,由具有相似晶体学取向的板条组成。随着未再结晶区变形量的增大,直接淬火马氏体钢的原奥氏体晶粒由等轴晶粒变成扁平化的晶粒,板条束（Packet）尺寸与原奥氏体晶粒的扁平宽度相等,板条块（Block）宽度逐渐减小：当未再结晶区变形量占总变形量的比例由10.5%增大到100%,原奥氏体晶粒尺寸由12.4μm减小到4.4μm,板条块宽度从2.5μm减小到1.3μm。研究发现直接淬火马氏体与母相奥氏体符合K-S关系,与传统再加热淬火马氏体相比,热变形后直接淬火得到的马氏体并未改变其取向分布。实验室轧制结果表明,与传统的再加热淬火-回火钢（RQT）相比,再结晶区轧制直接淬火-回火钢（RCR-DQT）、再结晶区-未再结晶区两阶段轧制直接淬火-回火钢（RCR-CR-DQT）的冲击韧性与之相当,横向抗拉强度分别提高了9.4%、14.6%,达到1570MPa、1645MPa。研究表明直接淬火钢较再加热淬火钢强度提高的主要机制是位错强化,是由于直接淬火马氏体继承了热变形过程中产生的大量晶体缺陷,导致位错密度增大的缘故。对RCR-DQT、RCR-CR-DQT两种直接淬火-回火钢,随未再结晶区变形量的增大,原奥氏体晶粒逐渐细化,板条块（Block）宽度逐渐减小,强度逐渐提高,屈服强度与原奥氏体晶粒尺寸、板条块宽度的-1/2次方都存在线性关系,说明细晶强化是强度提高的主要机制,板条块宽度为控制强度的“有效晶粒尺寸”。传统再加热淬火-回火钢的横纵向性能差异不明显,而直接淬火-回火钢由于继承了热轧时的织构,导致横纵向性能差异较大。在工业生产线上,热轧后分别采用间断式直接淬火工艺（IDQ）与直接淬火工艺（DQ）,结果发现直接淬火工艺（DQ）较间断式直接淬火（IDQ）工艺具有更好的强韧性配比。通过精确控制钢坯加热制度、轧制工艺及冷却工艺参数,得到的直接淬火钢板板形良好。基于直接淬火-回火-重新奥氏体化工艺,通过降低热变形温度、增大变形量、增大轧后冷却速率、缩短回火时间可以增大逆转变奥氏体的形核率,从而细化奥氏体晶粒。在此基础上,提出了利用纳米级析出相细化奥氏体晶粒的新思路,总结了Ti在生产流程中的演变规律。经实验室轧制及后续热处理,得到的奥氏体晶粒尺寸约为5μm,晶粒细化效果明显,证明设计思路是科学可行的,具有较好的工业化应用前景。
宋阳[3]（2020）在《低碳马氏体不锈钢的热处理特性研究》文中研究指明本文以低碳马氏体不锈钢ZG0Cr13Ni4Mo为研究对象,利用高温激光共聚焦显微镜对30℃至1040℃范围内ZG0Cr13Ni4Mo的组织变化过程进行原位观察。通过改变ZG0Cr13Ni4Mo的正火热处理工艺参数研究正火热处理对ZG0Cr13Ni4Mo组织性能的影响。进而基于正火工艺参数的研究结果优化热处理工艺,找出了适用于ZG0Cr13Ni4Mo的强化热处理工艺以及调控ZG0Cr13Ni4Mo屈强比的热处理工艺。ZG0Cr13Ni4Mo加热过程的原位观察显示,570℃奥氏体开始形成,815℃马氏体组织消失。在570～815℃两相区温度范围内,开始阶段奥氏体以针条状形式存在,并存在与马氏体的位向关系;随温度提高,针条状奥氏体逐渐长大融合形成等轴状奥氏体依然保持一定的浮凸形貌即马氏体位向。从900℃开始,奥氏体出现再结晶现象,浮凸现象及马氏体位相逐渐消失;950℃再结晶效果最明显,逆奥氏体相变形成的粗大等轴奥氏体内出现新生成的尺寸更加细小的奥氏体。随着温度继续提高,细小奥氏体间的晶界逐渐消失,变为粗大的等轴奥氏体,再结晶的细化效果消失。正火工艺参数调整是在ZG0Cr13Ni4Mo水轮机铸件常规的“一正二回”（1040℃+620℃+600℃）基础上改变正火次数、正火保温时间和正火温度。首先进行温度1040℃重复次数1至5次的正火热处理,结果表明多次正火时,ZG0Cr13Ni4Mo的塑韧性略微下降但强度明显提升。其中,二次正火组织组织最细、屈服强度最高（787MPa）,随着正火次数继续增加,马氏体板条最大长度缓慢变大,强度略微下降,但均高于一次正火对应强度。随后采用1040℃下保温2h、4h、7h、10h和13h的正火工艺,结果表明保温时间延长对ZG0Cr13Ni4Mo的性能无明显恶化,强度均明显提升,但塑性略有下降。其中保温4h样品的强度最高（836MPa）,随着保温时间的继续延长,强度缓慢下降。这是由于保温时间延长有利于合金化元素的充分固溶,提升固溶强化效果,但同时促进晶粒的长大,弱化细晶强化的作用。最后采用1040℃、950℃、900℃三个不同温度的正火处理,其中950℃样品屈服强度最高（703MPa）,该温度为再结晶效果最佳温度,因此细晶强化效果最明显。水轮机铸件的屈强比常被限制在0.90以下保证工件服役安全性,但实验结果表明多次正火和延长保温时间均使屈强比高于0.90,而950℃正火强度提升有限,并且该温度下大尺寸铸件中合金元素的充分固溶所需时间较长,不利于生产。结合实际生产需求对热处理工艺进行了优化,找出了 1040℃+950℃+620℃+600℃和1040℃+950℃+650℃+620℃两种“二正二回”热处理工艺。前者通过降低二次正火温度成功的在保持塑韧性提高强度的同时将屈强比降至0.89;后者通过提高回火温度将屈强比降至0.80,上述两种工艺可实现对ZG0Cr13Ni4Mo材料屈强比与强度的灵活调整。
周澍[4]（2012）在《新型Q-P-T钢的高强塑性及工程实施的探索》文中提出在徐祖耀院士提出的淬火-分配-回火（Q-P-T）热处理思想的指导下,本文设计了成分为0.256C-1.2Si-1.48Mn-1.5Ni-0.05Nb （wt.%）的低碳Q-P-T钢及其热处理工艺。同时,采用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X射线衍射（XRD）、热模拟实验和力学性能测试等方法,研究了Q-P-T工艺中回火参数的选择对钢件力学性能和显微组织的影响,并着重探讨了Q-P-T钢在室温拉伸过程中加工硬化行为的特点;观察了Q-P-T钢在不同拉伸温度下力学性能和显微组织的演变规律,并对残余奥氏体的稳定性进行了重点分析;最后,分析了Q-P-T工艺在工业生产中应用的可能性,并在此基础上,尝试设计了12 mm和20 mm的高强度热轧中厚板的热处理工艺。本文主要研究成果如下:首先,设计了低碳Q-P-T钢,其化学成分为:0.256C-1.2Si-1.48Mn-1.5Ni-0.05Nb（wt.%）,同时参考了Speer等人提出的CCE热力学模型,理论预测了Q-P-T工艺的初始淬火温度,并采用热模拟实验的方法设计了相应的热处理工艺:奥氏体化温度为930℃,初始淬火温度为290℃,回火温度为350450℃,回火时间为153600 s。结果表明,350℃短时（30 s）回火的Q-P-T工艺处理得到的钢件具有较高的抗拉强度,其抗拉强度值接近1500 MPa,同时断后延伸率仍能保持在14%,强塑积为21000 MPa%;而经425℃短时（30 s）回火的Q-P-T工艺处理的钢件具有较好的塑性,其断后延伸率可达17%以上,同时其抗拉强度仍能达到1265 MPa,强塑积为22000 MPa%。两种Q-P-T钢的微观组织均为位错型板条马氏体和薄片状残余奥氏体,且细小的碳化物弥散分布在马氏体基体上,起到了一定的析出强化作用。其中,350℃短时回火Q-P-T钢的碳化物主要为HCP型ε过渡型碳化物,而425℃短时回火Q-P-T钢的碳化物则主要为FCC型（B1型）NbC微合金碳化物。然而,在经历425℃长时（3600 s）回火的Q-P-T工艺处理后,钢件中残余奥氏体的含量减少,生成了渗碳体（Fe3C）颗粒,钢件的力学性能也发生了下降。此外,分析了Q-P-T钢在室温拉伸过程中的加工硬化行为的特点。Q-P-T钢的加工硬化速率随应变的增加而下降,且在高应变时,加工硬化速率的下降趋势变缓,并出现较长的平台区。加工硬化指数则呈现三阶段变化,三个阶段分别为快速下降阶段,平台阶段和二次下降阶段。而残余奥氏体在拉伸过程中发生的马氏体相变及产生的TRIP效应则可能是Q-P-T钢在拉伸过程中加工硬化行为呈现上述变化的原因。其次,重点研究了经Q-P-T工艺（初始淬火温度为290℃,回火工艺为425℃/30 s）处理后的试样在不同拉伸温度下的力学性能和显微组织的变化规律。结果表明,在-8525℃拉伸时,试样展现了良好的低温稳定性,整个温度区间内,具有不亚于室温的力学性能;在25300℃拉伸时,试样呈现了优异的强塑性,且在200℃时各项力学性能值达到峰值,抗拉强度为1300 MPa,屈服强度为940 MPa,断后延伸率和强塑积则分别为22%和28600 MPa%;当拉伸温度在300℃以上时,试样的力学性能开始发生恶化。对比室温显微组织可知,-85℃时,试样中各相均未发生显着变化,这也是Q-P-T钢在-85℃拉伸时仍具有良好强塑性的一个主要原因;200℃时,残余奥氏体含量略有减少,且在马氏体板条上析出了大量的ε过渡碳化物,残余奥氏体显着的TRIP效应和ε过渡碳化物的析出强化作用共同提高了Q-P-T钢的强度和塑性;400℃时,板条马氏体发生回火软化,板条变宽,部分残余奥氏体发生分解,含量下降,渗碳体在马氏体板条上和条间形成,三者共同导致了Q-P-T钢力学性能的恶化。此外,本文还着重分析了试样中残余奥氏体在不同拉伸温度下稳定性的变化特点,并依靠实验数据结合理论分析,得到了表征其稳定性的四个特征温度值,即,低温马氏体转变温度Ms<-85℃,残余奥氏体分解温度MT = 300℃,应力状态下残余奥氏体开始向马氏体转变的温度Msσ= 0℃,残余奥氏体在应力作用下不发生马氏体相变仅发生塑性变形的温度Md = 473℃。最后,对Q-P-T工艺在工程中实施的可能性进行了探讨,从理论上说明了在连续冷却过程中也存在着碳分配效应,即连续冷却过程也可以稳定一定量的残余奥氏体,并结合“预冷+水淬+空冷自回火”的热处理方法为两种不同尺寸的热轧中厚板设计了相应的热处理工艺。其中,为模拟热轧中厚板的在线连续冷却过程,在实现20 mm热轧中厚板的热处理过程时采用了上海交通大学设计的穿水淬火冷却设备。显微组织表征结果显示,热轧中厚板经热处理后,其显微组织主要为马氏体、残余奥氏体和NbC,且随着钢件尺寸的增大,靠近心部的区域开始出现贝氏体。拉伸结果表明,两种中厚板的屈服强度均达到900 MPa以上,抗拉强度在1200 MPa以上,同时具有15%以上的延伸率,展现了良好的强塑性,达到设计的性能。可以说,常用的“预冷+水淬+空冷自回火”的热处理过程中在一定程度上也存在Q-P-T效应,这在设计高强热轧中厚板热处理工艺时显示了一定的潜力,而这也为Q-P-T工艺设计思想在工业生产中的推广提供了参考依据。
范长刚,马鸣图,翁宇庆,雍岐龙,李志刚[5]（2006）在《中碳铬-镍-钼钢的超高强度和超低屈强比现象》文中认为研究了淬火温度和回火温度对中碳铬-镍-钼系超高强度钢屈强比的影响,分析了超低屈强比现象产生的原因。结果表明:在淬火后200℃回火条件下,屈强比随淬火温度的升高先下降,至950-1000℃淬火时仅约为0．45,尔后又升高;900℃淬火、165-180℃回火后,其屈强比较低（约为0.45）,而抗拉强度大于2 200 MPa。超低屈强比现象主要与残余奥氏体及其中的可动位错和淬回火后的残余应力有关。
刘东升,程丙贵,罗咪[6]（2011）在《热处理工艺对NV-F690船板钢组织和性能的影响》文中研究说明研究了一种低碳含铜NV-F690钢连续冷却相变规律,设计了控制轧制+直接淬火（DQ）+两相区淬火（L）+回火（T）新工艺（DQ-LT）,研究了试验钢分别在传统的淬火回火、DQ-T和DQ-LT等条件下组织性能随工艺参数的变化规律。结果表明:试验钢经水淬（WQ）后的显微组织为板条马氏体（LM）,经650℃回火1 h后达到最佳强韧性匹配;经油淬（OQ）得到粒状贝氏体（GB）,其韧性降低。DQ-T钢板具有抗回火软化性,经过680～705℃回火1 h后其强韧性匹配达到最佳。经过DQ-LT工艺处理钢板的显微组织为作为软质相的准多边形铁素体（QPF）和作为硬质相的含弥散富Cu析出相的LM和LB晶粒,韧性得到进一步改善。DQ-LT钢最佳强韧性匹配为:屈服强度（Rp0.2）=793 MPa、抗拉强度（Rm）=908 MPa、伸长率（A）=19%,夏比冲击吸收能量KV2（-80℃）=83 J。
刘禹门[7]（2007）在《结构钢的形变位错结构和强度》文中研究指明介绍了各种合金结构钢（铁素体钢、铁素体-珠光体钢和淬火回火钢）的形变位错结构及循环形变位错结构的研究情况,阐述了沉淀硬化合金强化过程的位错缠结机制、静载和动载竞争机制以及循环微裂纹的萌生机制。
荣雪荃[8]（2021）在《含铝低合金钢的纳米铜析出和残余奥氏体调控及力学行为研究》文中研究说明设计具有多相（Multi-phase）组织、亚稳（Meta-stable）奥氏体和多尺度（Multi-scale）纳米析出的“M3”组织对发展高性能工程用钢具有重要意义。本文从合金成分设计和工艺调整入手,对含Al低碳低锰钢中包含纳米富铜析出相和残余奥氏体的多相组织进行调控,通过铜析出和残余奥氏体的协同作用提高低碳低锰钢的强度和塑性。为了获得大量弥散分布的纳米BCC Cu析出以达到最佳析出强化效果,本文研究Al元素对低碳低合金钢中Cu析出行为的影响,研究发现500℃回火1小时后,添加1 wt%Al使Cu析出的数量密度从6.2±0.7×1023 m-3提高到13.9±0.9×1023m-3,而晶界和位错上Cu析出的平均半径从2.4±0.5 nm减小到1.9±0.5 nm;回火2小时后,Al在Cu析出中明显富集。为了排除多元合金成分和Al的交互作用对Cu析出的影响,进一步探讨了加Al对Fe-Cu和Fe-Cu-Mn合金中Cu析出早期阶段的影响,在550℃回火5分钟后,1wt%Al的添加使Fe-Cu和Fe-Cu-Mn合金中Cu析出的数量密度分别提高了 7倍和2倍,平均半径分别减小了 57%和42%。结果表明Al可以大幅提高Cu析出的数量密度,减小析出尺寸,而Mn的存在会减弱这种效应。耦合铜析出的强化效果和残余奥氏体的相变诱导塑性效应获得高强高塑钢的关键是在析出纳米富Cu相时保留足够多且稳定的残余奥氏体。本文对含Al-Cu低碳低锰钢进行了淬火&配分-回火（Q&P-T）处理,Q&P-T钢获得了数量密度为1.22 ×1024m-3的富Cu相纳米析出和20 vol.%的富碳残余奥氏体。与Q&P钢相比,Q&P-T钢的抗拉强度和屈服强度分别升高了 130 MPa和297 MPa,总延伸率和均匀延伸率分别提升了 3%和4%。回火后,强度和塑性同时提高的原因是,Q&P样品由残余奥氏体、富碳的新生马氏体和回火马氏体组成,在回火过程中,新生马氏体和残余奥氏体之间发生碳配分,使奥氏体稳定性提高,导致塑性升高,同时纳米铜析出大幅提高强度。为了简化Q&P-T工艺流程,并获得C-Mn双稳定的残余奥氏体,本文对含Al-Cu低碳低锰钢进行了临界-回火热处理,对比了经过热轧和冷轧的初始组织对临界-回火工艺中组织演变和力学性能的影响。结果表明,在临界退火过程中,热轧样品中形成了板条状的逆转奥氏体并几乎全部保留至室温,而冷轧样品中形成了尺寸较大的球状逆转奥氏体,稳定性较低,在临界退火后冷却过程中形成较多的富碳新生马氏体。在随后的回火过程中,热轧样品中的板条状残余奥氏体大量分解,而冷轧样品中的富碳新生马氏体和残余奥氏体之间发生了碳配分,使残余奥氏体更加稳定,塑性明显升高。同时,回火过程中产生的铜析出使屈服强度提高了 150-200 MPa。
李云卿[9]（1992）在《钢的塑性形变》文中认为本文论述铁素体钢,铁素体珠光体钢,淬火回火钢的静载与动载作用下发生的塑性变形的微观理论,重点介绍位错与碳化物相互作用的位错缠结模型,疲劳裂纹萌生的粗大疲劳变形带的扩展模型和显微区域的循环硬化与软化模型。
刘禹门[10]（2005）在《结构钢与铝合金塑性变形的微观机制》文中研究表明1 导言 金属材料,尤其是钢铁材料目前仍然是生产中应用广泛的结构材料,其中尤以结构钢的用量最大。随着航空工业的发展,高强度铝合金的应用也越来越多,作为结构材料,如何提高其强度和塑性等力学性能,发挥材料的内在潜力,降低材料消耗和节约制造成本等都是很重要的问题。要想达到上述目的,就要研究合金力学性能的根源,寻求改善的途径。
二、淬火回火钢的屈服和加工硬化（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、淬火回火钢的屈服和加工硬化（论文提纲范文）
（1）Fe-Cr-Ni-Mo系熔敷金属组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 符号说明 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 海洋工程用钢分类及发展 |
| 1.2.1 海洋平台用钢国内外研究概况 |
| 1.2.2 舰船用钢国内外研究概况 |
| 1.2.3 海底油气管线用钢国内外研究概况 |
| 1.2.4 新型海洋工程用钢研发 |
| 1.3 钢中析出强化机理进展 |
| 1.4 海洋工程用钢配套焊材发展及问题 |
| 1.5 本文研究目的、意义及主要内容 |
| 第2章 焊材成分设计制备与实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 焊材成分设计与制备 |
| 2.2.1 焊材成分设计 |
| 2.2.2 焊材制备 |
| 2.2.3 焊材表观物性评价 |
| 2.2.4 焊材化学成分 |
| 2.3 熔敷金属的制备 |
| 2.3.1 焊接条件与焊接工艺 |
| 2.3.2 熔敷金属探伤 |
| 2.3.3 熔敷金属化学成分 |
| 2.4 熔敷金属性能测试 |
| 2.4.1 熔敷金属力学性能取样位置 |
| 2.4.2 拉伸试样制备及拉伸试验 |
| 2.4.3 冲击试样制备及冲击试验 |
| 2.5 熔敷金属组织分析 |
| 2.5.1 微观组织类型与偏析分析 |
| 2.5.2 析出相与断口分析 |
| 2.5.3 位错密度测定 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 V对焊态熔敷金属组织与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 熔敷金属宏观组织研究 |
| 3.3 熔敷金属微观组织研究 |
| 3.4 熔敷金属析出相析出行为研究 |
| 3.5 熔敷金属力学性能研究 |
| 3.5.1 熔敷金属的拉伸性能及断口分析 |
| 3.5.2 熔敷金属的冲击性能及断口分析 |
| 3.5.3 熔敷金属断口二次裂纹分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 含V熔敷金属回火过程中的组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 回火温度的确定 |
| 4.3 回火温度对力学性能的影响 |
| 4.3.1 回火温度对拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 回火温度对冲击性能的影响 |
| 4.4 不同回火温度下熔敷金属微观结构分析 |
| 4.4.1 640℃回火后熔敷金属微观结构 |
| 4.4.2 550℃和600℃回火后熔敷金属微观结构 |
| 4.4.3 回火550℃熔敷金属析出相分区表征 |
| 4.4.4 回火600℃熔敷金属析出相分区表征 |
| 4.5 不同回火温度下熔敷金属的断口特征 |
| 4.6 析出相对位错密度的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 析出动力学和力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 枝晶干MC碳化物的析出 |
| 5.3 枝晶间MC碳化物的析出 |
| 5.4 MC碳化物和微观组织亚结构的相互作用 |
| 5.5 析出相的分布 |
| 5.6 C元素上坡扩散 |
| 5.7 力学性能讨论 |
| 5.7.1 强化机制分析 |
| 5.7.2 冲击韧性分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 含Cu熔敷金属组织与性能的探索 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 回火温度对力学性能的影响 |
| 6.2.1 回火温度对拉伸性能的影响及断口分析 |
| 6.2.2 回火温度对冲击性能的影响及断口分析 |
| 6.3 不同回火温度下的微观组织 |
| 6.4 不同回火温度下的析出相分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（2）1500MPa级直接淬火马氏体钢的组织控制与强化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 直接淬火工艺的发展历程 |
| 1.2.1 控制轧制 |
| 1.2.2 控制冷却 |
| 1.2.3 直接淬火工艺的研究现状 |
| 1.3 直接淬火钢中合金元素的作用 |
| 1.3.1 合金元素对相变的影响 |
| 1.3.2 微合金元素Nb、V、Ti的作用 |
| 1.3.3 B在直接淬火钢中的作用 |
| 1.4 直接淬火钢的生产工艺参数 |
| 1.4.1 钢坯的再加热温度 |
| 1.4.2 轧制工艺 |
| 1.4.3 冷却工艺 |
| 1.5 本文的主要研究目的及内容 |
| 第二章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 微观组织观察 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 位错密度测量 |
| 2.2.4 相分析 |
| 2.2.5 织构测试 |
| 第三章 加热制度对直接淬火钢微观组织的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验材料与工艺 |
| 3.3 奥氏体晶粒随加热温度的长大行为 |
| 3.3.1 析出相观察 |
| 3.3.2 晶粒长大激活能 |
| 3.4 奥氏体晶粒的等温长大行为 |
| 3.5 奥氏体晶粒长大预测模型 |
| 3.5.1 晶粒尺寸与第二相粒子的关系 |
| 3.5.2 NbC的固溶行为 |
| 3.5.3 第二相粒子的体积分数 |
| 3.5.4 第二相粒子的粗化行为 |
| 3.5.5 晶粒尺寸的预测 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 直接淬火马氏体钢的热变形行为 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验工艺 |
| 4.2.1 奥氏体的动态再结晶工艺 |
| 4.2.2 奥氏体的静态再结晶工艺 |
| 4.2.3 应力松弛实验工艺 |
| 4.3 奥氏体的动态再结晶行为 |
| 4.3.1 不同应变速率下的应力-应变曲线 |
| 4.3.2 不同变形温度下的应力-应变曲线 |
| 4.3.3 峰值应力与变形条件的关系 |
| 4.3.4 热变形过程中的本构方程 |
| 4.3.5 Z参数 |
| 4.3.6 峰值应力与Z参数的关系 |
| 4.3.7 动态再结晶的临界条件与Z参数的关系 |
| 4.3.8 动态再结晶加工图 |
| 4.4 奥氏体的静态再结晶行为 |
| 4.4.1 静态再结晶百分数 |
| 4.4.2 静态再结晶变形激活能 |
| 4.4.3 静态再结晶动力学模型 |
| 4.5 微合金碳氮化物的应变诱导析出行为 |
| 4.5.1 应力松弛曲线 |
| 4.5.2 析出动力学模型 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 直接淬火马氏体钢的组织控制与强化机制 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验材料与工艺 |
| 5.2.1 轧制工艺 |
| 5.2.2 冷却工艺 |
| 5.3 轧制工艺对直接淬火钢组织和性能的影响 |
| 5.3.1 微观组织 |
| 5.3.2 马氏体板条及微观亚结构 |
| 5.3.3 析出相分析 |
| 5.3.4 晶体学形态 |
| 5.3.5 力学性能 |
| 5.3.6 直接淬火马氏体钢的强化机制 |
| 5.4 冷却工艺对直接淬火钢组织和性能的影响 |
| 5.4.1 微观组织 |
| 5.4.2 析出相分析 |
| 5.4.3 力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 基于直接淬火技术的奥氏体晶粒超细化控制 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验材料与工艺 |
| 6.2.1 热变形温度的影响 |
| 6.2.2 变形量的影响 |
| 6.2.3 轧后冷却速率的影响 |
| 6.2.4 回火时间的影响 |
| 6.2.5 细化奥氏体晶粒工艺 |
| 6.3 热变形参数对晶粒细化的影响 |
| 6.3.1 热变形温度的影响 |
| 6.3.2 变形量的影响 |
| 6.4 热处理工艺对晶粒细化的影响 |
| 6.4.1 轧后冷却速率的影响 |
| 6.4.2 回火时间的影响 |
| 6.5 利用纳米级析出相细化奥氏体晶粒 |
| 6.5.1 奥氏体再结晶晶粒大小的控制 |
| 6.5.2 合金成分设计 |
| 6.5.3 板坯加热时的热力学平衡 |
| 6.5.4 奥氏体区的析出动力学 |
| 6.5.5 铁素体区的析出动力学 |
| 6.5.6 重新奥氏体体化过程中碳化钛的回溶与粗化 |
| 6.5.7 生产流程中析出相及组织演化规律 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 主要结论和创新点 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 本文的创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间参加的主要科研项目及发表的论文 |
（3）低碳马氏体不锈钢的热处理特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 马氏体不锈钢 |
| 1.2.1 马氏体不锈钢简介 |
| 1.2.2 马氏体铬镍系不锈钢中主要合金元素 |
| 1.3 低碳马氏体不锈钢强化方式 |
| 1.3.1 钢铁常见强化方式与机制 |
| 1.3.2 低碳马氏体钢的强化 |
| 1.4 低碳马氏体不锈钢ZG0Cr13Ni4Mo及其生产工艺 |
| 1.4.1 低碳马氏体不锈钢ZG0Cr13Ni4Mo |
| 1.4.2 低碳马氏体不锈钢的生产工艺 |
| 1.5 奥氏体重结晶和组织遗传性 |
| 1.5.1 奥氏体重结晶 |
| 1.5.2 组织遗传性 |
| 1.6 研究目的、内容以及意义 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热处理实验 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.4 组织观察与分析 |
| 2.4.1 金相观察 |
| 2.4.2 扫描电镜(SEM)观察分析 |
| 2.4.3 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.4.4 高温激光共聚焦显微镜 |
| 第3章 正火工艺参数对ZG0 Cr13Ni4Mo组织性能的影响 |
| 3.1 ZG0Cr13Ni4Mo加热过程原位观察 |
| 3.1.1 原位观察实验准备 |
| 3.1.2 原位观察结果与分析 |
| 3.2 正火次数对ZG0Cr13Ni4Mo性能组织的影响 |
| 3.2.1 正火次数实验方案 |
| 3.2.2 正火次数实验结果分析 |
| 3.3 正火保温时间对ZGOCr13Ni4Mo性能组织的影响 |
| 3.3.1 正火保温时间实验方案 |
| 3.3.2 正火保温时间实验结果与分析 |
| 3.4 正火温度对ZG0Cr13Ni4Mo性能组织的影响 |
| 3.4.1 正火温度实验方案 |
| 3.4.2 正火温度实验结果与分析 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 ZG0Cr13Ni4Mo热处理工艺优化 |
| 4.1 二次正火温度对ZG0Cr13Ni4Mo性能组织的影响 |
| 4.1.1 二次正火温度实验实方案 |
| 4.1.2 结果讨论与分析 |
| 4.2 调控ZG0Cr13Ni4Mo屈强比的热处理工艺 |
| 4.2.1 高温回火调控屈强比实验方案 |
| 4.2.2 高温回火调控屈强比实验结果与分析 |
| 4.2.3 低温回火调控屈强比实验方案 |
| 4.2.4 低温回火调控屈强比结果与分析 |
| 4.3 小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）新型Q-P-T钢的高强塑性及工程实施的探索（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高强度钢的发展历史与研究现状 |
| 1.2.1 马氏体钢 |
| 1.2.2 双相钢 |
| 1.2.3 相变诱发塑性钢 |
| 1.2.4 无碳化物贝氏体/马氏体复相钢 |
| 1.2.5 孪晶诱发塑性钢 |
| 1.2.6 纳米贝氏体钢 |
| 1.3 Q&P 和Q-P-T 热处理工艺、组织和性能 |
| 1.3.1 Q&P 工艺的概念及其微观组织 |
| 1.3.2 Q-P-T 工艺的概念及其微观组织 |
| 1.3.3 Q&P 和Q-P-T 钢中各合金元素的作用 |
| 1.3.4 残余奥氏体的稳定化 |
| 1.3.5 Q-P-T 钢的力学性能特点及与其他先进高强钢的比较 |
| 1.3.6 碳分配过程的热力学和动力学模型 |
| 1.3.7 Q&P 工艺的工程应用 |
| 1.4 本课题研究意义和目的 |
| 1.4.1 前人研究中存在的问题 |
| 1.4.2 本文的研究目标 |
| 参考文献 |
| 第2章 材料制备与试验方法 |
| 2.1 实验用钢的成分设计 |
| 2.2 样品制备及热处理 |
| 2.3 热模拟实验 |
| 2.3.1 Gleeble 3500 热模拟实验机 |
| 2.3.2 Gleeble 试样的尺寸与安装 |
| 2.3.3 热膨胀实验原理 |
| 2.4 显微组织观察及结构表征 |
| 2.4.1 OM 和SEM 观察 |
| 2.4.2 TEM 观察与衍射花样标定 |
| 2.4.3 XRD 分析 |
| 2.4.4 力学性能测定 |
| 参考文献 |
| 第3章 新型高强钢的Q-P-T 工艺、显微组织及力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 相变临界点及CCT 曲线的测定 |
| 3.2.1 相变临界点的测定 |
| 3.2.2 膨胀法测量实验用钢的CCT 曲线 |
| 3.3 实验用钢的Q-P-T 热处理工艺的设计 |
| 3.3.1 Q-P-T 工艺的最佳初始淬火温度的理论预测 |
| 3.3.2 Q-P-T 热处理工艺参数的选择 |
| 3.4 XRD 测定 |
| 3.4.1 XRD 测定残余奥氏体含量及其碳浓度 |
| 3.4.2 残余奥氏体含量及其碳浓度的理论预测值与实验测量值的比较 |
| 3.5 显微组织表征 |
| 3.5.1 SEM 观察 |
| 3.5.2 TEM 观察 |
| 3.6 力学性能测试 |
| 3.7 Q-P-T 钢室温拉伸过程中的加工硬化行为分析 |
| 3.8 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第4章 不同拉伸温度下Q-P-T 钢的性能和组织的变化规律 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 测试方法 |
| 4.3 Q-P-T 钢在不同温度下的力学性能测试 |
| 4.3.1 -85~25 ℃下Q-P-T 钢的力学性能结果及分析 |
| 4.3.2 25~400 ℃下Q-P-T 钢的力学性能结果及分析 |
| 4.4 25~400 ℃拉伸过程中Q-P-T 钢的加工硬化行为分析 |
| 4.5 Q-P-T 钢中残余奥氏体稳定性的研究 |
| 4.5.1 残余奥氏体的热稳定性分析 |
| 4.5.2 残余奥氏体的机械稳定性分析 |
| 4.6 不同温度下Q-P-T 钢的显微组织表征 |
| 4.6.1 未变形区的显微组织形貌 |
| 4.6.2 形变区的显微组织形貌 |
| 4.7 Q-P-T 工艺的进一步改进 |
| 4.8 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第5章 Q-P-T 工艺的工程实施的探索 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Q-P-T 工艺应用于热轧中厚板热处理过程的可行性分析 |
| 5.3 12 MM 高强度热轧中厚板的热处理工艺、力学性能及显微组织 |
| 5.3.1 热处理工艺设计 |
| 5.3.2 力学性能和残余奥氏体含量 |
| 5.3.3 显微组织表征 |
| 5.4 20 MM 高强度热轧中厚板的热处理工艺、力学性能及显微组织 |
| 5.4.1 热处理工艺设计 |
| 5.4.2 力学性能测试 |
| 5.4.3 残余奥氏体含量 |
| 5.4.4 显微组织表征 |
| 5.5 高强度热轧中厚板在室温拉伸过程中的加工硬化行为分析 |
| 5.6 Q-P-T 工艺设计思想在工程应用中可能存在的问题 |
| 5.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第6章 全文总结 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 研究展望 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（5）中碳铬-镍-钼钢的超高强度和超低屈强比现象（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 试样制备与试验方法 |
| 3 试验结果与分析 |
| 3.1 淬火温度对屈强比的影响 |
| 3.2 回火温度对屈强比的影响 |
| 3.3 试验钢的显微组织 |
| 3.4 几个力学参数之间的关系 |
| 3.5 结果分析 |
| 4 结论 |
（6）热处理工艺对NV-F690船板钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 1 实验材料及方法 |
| 2 实验结果及分析 |
| 2.1 CCT曲线及显微组织 |
| 2.2 各种工艺下的力学性能变化规律 |
| 2.2 各种热处理后的显微组织 |
| 3 讨论 |
| 3.1 淬火回火型NV-F690钢板 |
| 3.2 直接回火 (DQ-T) 型NV-F690钢板 |
| 3.3 两相区淬火回火钢板的组织和性能 |
| 4 结论 |
（7）结构钢的形变位错结构和强度（论文提纲范文）
| 1 研究思路 |
| 2 主要理论分析 |
| 2.1 沉淀强化合金的新强化机制——位错缠结机制 |
| 2.2 静载竞争机制 |
| 2.3 动载竞争机制 |
| 2.4 循环微裂纹萌生的新机制 |
| 2.5 位错缠结机制在铝合金中的验证 |
| 3 结语 |
（8）含铝低合金钢的纳米铜析出和残余奥氏体调控及力学行为研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 钢中纳米铜析出相的演化行为及对性能的影响 |
| 2.1.1 纳米铜析出相的演化行为 |
| 2.1.2 其它元素对纳米铜析出的影响 |
| 2.1.3 纳米铜析出相的强化机理 |
| 2.1.4 纳米铜析出对塑性的影响 |
| 2.2 超高强钢中奥氏体的研究现状及调控方法 |
| 2.2.1 TRIP效应与TRIP钢 |
| 2.2.2 Q&P钢及Q&P-T钢 |
| 2.2.3 奥氏体逆相变热处理工艺(ART) |
| 2.2.4 残余奥氏体对塑性的影响 |
| 2.2.5 残余奥氏体的稳定性 |
| 2.3 M~3组织调控的第三代低合金钢研究进展 |
| 2.4 本章小结及课题研究方向 |
| 2.4.1 本章小结 |
| 2.4.2 研究方向 |
| 3 铝对低碳低合金钢、Fe-Cu及Fe-Cu-Mn合金中纳米铜析出的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 低碳低合金钢成分设计和实验方法 |
| 3.2.1 低碳低合金钢成分设计 |
| 3.2.2 实验方法 |
| 3.3 低碳低合金钢的淬火-回火工艺设计 |
| 3.3.1 低碳低合金钢的淬火温度设计 |
| 3.3.2 低碳低合金钢的回火工艺设计 |
| 3.4 铝对低碳低合金钢铜析出的影响 |
| 3.4.1 低碳低合金钢的显微组织 |
| 3.4.2 铝对低碳低合金钢中铜析出的影响 |
| 3.5 铝对铁基合金中铜析出的影响 |
| 3.5.1 合金成分设计和实验方法 |
| 3.5.2 铝对铁基合金中铜析出的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 含Al-Cu低锰钢Q&P-T过程的组织调控与力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金成分设计及热处理工艺设计 |
| 4.3 Q&P-T钢的拉伸性能 |
| 4.4 Q&P-T工艺中的相变过程 |
| 4.4.1 热膨胀曲线的变化 |
| 4.4.2 残余奥氏体含量的变化 |
| 4.5 Q&P-T过程中的显微组织演变 |
| 4.5.1 马氏体板条和残余奥氏体的宽度 |
| 4.5.2 纳米富铜析出相的表征 |
| 4.6 Q&P-T过程中的相变分析 |
| 4.6.1 870℃淬火时的马氏体转变 |
| 4.6.2 400℃配分时的碳配分 |
| 4.6.3 500 ℃回火时的元素配分及界面迁移 |
| 4.7 富铜析出相的强化作用 |
| 4.8 加工硬化过程的TRIP效应 |
| 4.9 本章小结 |
| 5 含Al-Cu低锰钢不同初始组织临界-回火过程组织演变及力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金成分设计及热处理工艺设计 |
| 5.3 临界-回火过程中的相变过程及显微组织演变 |
| 5.3.1 临界-回火过程中的相变过程 |
| 5.3.2 临界-回火过程中的显微组织演变 |
| 5.4 临界-回火过程中的相变分析 |
| 5.4.1 临界过程中的相变分析 |
| 5.4.2 回火过程中的相变分析 |
| 5.4.3 临界退火过程中的铜析出分析 |
| 5.5 含Al-Cu低锰钢中残余奥氏体的TRIP效应 |
| 5.5.1 临界-回火钢的力学性能 |
| 5.5.2 残余奥氏体的TRIP效应 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论 |
| 7 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 |
四、淬火回火钢的屈服和加工硬化（论文参考文献）
- [1]Fe-Cr-Ni-Mo系熔敷金属组织与性能研究[D]. 孙健. 中国科学技术大学, 2020
- [2]1500MPa级直接淬火马氏体钢的组织控制与强化机理研究[D]. 赵英利. 昆明理工大学, 2010(07)
- [3]低碳马氏体不锈钢的热处理特性研究[D]. 宋阳. 机械科学研究总院, 2020(01)
- [4]新型Q-P-T钢的高强塑性及工程实施的探索[D]. 周澍. 上海交通大学, 2012(07)
- [5]中碳铬-镍-钼钢的超高强度和超低屈强比现象[J]. 范长刚,马鸣图,翁宇庆,雍岐龙,李志刚. 机械工程材料, 2006(08)
- [6]热处理工艺对NV-F690船板钢组织和性能的影响[J]. 刘东升,程丙贵,罗咪. 材料热处理学报, 2011(09)
- [7]结构钢的形变位错结构和强度[J]. 刘禹门. 钢铁研究学报, 2007(04)
- [8]含铝低合金钢的纳米铜析出和残余奥氏体调控及力学行为研究[D]. 荣雪荃. 北京科技大学, 2021(08)
- [9]钢的塑性形变[J]. 李云卿. 钢铁, 1992(06)
- [10]结构钢与铝合金塑性变形的微观机制[J]. 刘禹门. 金属世界, 2005(01)