一、铌在珠光体钢中作用的电子显微镜研究（论文文献综述）
刘铖霖[1]（2019）在《铌对高碳钢正火态和退火态组织的影响》文中研究指明铌作为钢中最典型的微合金化元素之一,可显着改善高碳钢的组织和性能。但是关于铌对高碳钢组织影响的研究还不深入,铌在高碳钢中的存在形式也不明确。因此对铌对高碳钢的应用设计了碳含量为0.86%不含铌和碳含量为0.86%铌含量为0.04%的两种钢作为研究对象,通过正火热处理和退火热处理实验,采用金相显微镜、扫描电子显微镜观察高碳钢的先共析渗碳体和球化渗碳体组织,研究铌对珠光体相变的影响规律和铌对传统退火工艺下渗碳体的影响,探究出铌对高碳钢组织的影响。并通过电子探针等分析测试方法,探究出铌在高碳钢中的存在形式及其规律,揭示出铌的偏聚和对珠光体片层间距影响的原因。本文还通过第一性原理计算,利用Materials Studio软件,从理论层面计算出铌在高碳钢奥氏体和高温渗碳体中的分配焓,探究铌的存在形式。通过实验与理论的结合,探寻铌在高碳钢中的存在状态及其对奥氏体的影响。针对含铌钢和不含铌钢的正火态组织进行金相和扫描电镜观察,发现不含铌钢的金相组织出现少量的先共析渗碳体,而含铌钢则不会出现。通过XRD衍射分析发现,由于加入0.04%的铌,由过共析钢变为了亚共析钢,使共析点向右移动,原来的二次渗碳体组织消失,取而代之的是铁素体组织;本文还利用电子探针观察了铌在高温相中和退火态下的存在形式,得出铌的偏聚和碳化铌的析出是导致珠光体片层间距减小的根本原因。通过900、925、950℃下的淬火态组织电子探针分析时发现铌在高碳钢晶界处的含量要明显高于晶内含量,而随着温度的升高,铌在晶界的偏聚量和偏聚位置是先增加后减小的,通过研究铌在钢中的固溶度,发现铌偏聚的量是和碳化铌析出成反比的;在对正火前高温时900、925和950℃进行了分析,发现铌偏聚的规律性与淬火态基本相同,优先偏聚在晶界处,但由于冷却速度较慢,存在铁素体和渗碳体,铌原子进行了充分扩散与析出,偏聚量要明显小于淬火态,而碳化铌的量要明显增加。在研究传统退火工艺时发现,铌的加入可显着简化传统退火工艺的复杂程度,对比含铌与不含铌钢的730、760和790℃下的球化状态发现,不含铌的高碳钢只有在730℃下才能完成大部分渗碳体的球化状态,而含铌钢在不同温度下都能表现出良好的球化状态,在730℃保温3小时时,渗碳体表现为最佳的球化状态。本文利用第一性原理计算结合实验的方法研究了Nb在高碳钢奥氏体中的偏聚行为,运用第一性原理的密度泛函理论,运用广义梯度近似,PW91泛函这种形式,计算了Nb在γ-Fe（C）晶胞和Fe3C之间的分配行为和占位情况,并且分析了Nb占据γ-Fe（C）晶胞面心位置的态密度、布居数、差分电荷密度。计算结果表明Nb原子取代奥氏体面心和顶角位置的几率相同,Nb原子易于取代Fe3C的4c位置的Fe原子,Nb在γ-Fe（C）和Fe3C之间的分配焓是负的,说明Nb易于偏聚到γ-Fe（C）晶胞。Nb在γ-Fe（C）中的电子结构分析表明,Nb原子失去电子,Fe原子即得到电子又失去电子,C原子得到电子,说明Nb固溶于γ-Fe（C）晶胞成键作用较强,这种键合作用增强了γ-Fe（C）晶胞的稳定性。计算结果与实验结果相近,计算可行。
王凯[2]（2018）在《Nb微合金化对桥索用高碳钢相变特性及热变形过程的影响》文中认为近年来,随着大跨度桥梁的迅速发展,桥梁缆索作为桥梁的主要承重件,设计者对其强度要求逐渐提高。同时由于桥梁缆索是通过高碳盘条钢冷拉拔后的钢丝拧股而成,这对桥索钢的扭转性能提出要求。铌微合金化结合控轧控冷工艺可以细化晶粒和珠光体片层间距,从而实现桥索钢强度和扭转性能的同步提高,因此本文研究了铌对桥索用高碳钢在相变过程和热变形过程中组织演变和力学性能的影响。本文采用了不含铌和含铌量为0.034%（质量分数）的92A实验钢以及不含铌和含铌量为0.03%（质量分数）的82B实验钢。首先通过Thermo-Calc软件计算实验钢的热力学数据;采用Formast-FⅡ全自动相变仪进行了连续冷却转变实验和等温转变实验,对比研究了铌对实验钢相变过程的影响;采用Gleeble-1500D热模拟试验机对实验钢进行了热模拟实验,对比研究了铌对实验钢热变形行为和等温相变后组织的影响;并对正火后的实验钢进行了组织观察及力学性能分析。主要结论如下:通过连续冷却实验分析表明,当奥氏体化温度为1200℃时,Nb部分固溶于钢中,92A含铌实验钢的CCT曲线变陡,淬透性提高,慢冷速时（0.03℃/s）,比92A无铌钢珠光体相变温度高,冷速较快时（>0.06℃/s）,比92A无铌钢珠光体相变温度低,82B含铌实验钢CCT曲线向下移动;当奥氏体化温度为900℃时,Nb以析出粒子态存在,通过钉扎作用抑制奥氏体晶粒长大,降低过冷奥氏体稳定性,使珠光体转变温度提高,过冷度减小,92A和82B含铌钢CCT曲线均向上移;通过92A实验钢等温相变实验分析表明,当奥氏体化温度为1200℃时,固溶的Nb可以增加珠光体形核长大的孕育期,含铌钢TTT曲线右移;当奥氏体化温度为900℃时,Nb以析出粒子态存在,产生细晶作用,含铌钢TTT曲线左移;对比含铌和不含铌92A实验钢的热变形过程,Nb可以明显抑制实验钢的动态再结晶过程,表现为相同变形条件下,发生动态再结晶时含铌实验钢流变应力曲线上各特征值较不含铌92A实验钢均有所提高。Nb抑制钢的动态再结晶表现为固溶的Nb通过溶质拖曳作用抑制再结晶,析出的Nb形成碳化物钉扎晶界,对再结晶产生强烈阻碍作用;对比含铌和不含铌92A实验钢的变形后等温相变实验,相同条件下,含铌钢的硬度值提高;不同变形温度后相同温度（600℃）等温相变,硬度值基本相同,变形温度主要影响晶粒大小,在900℃低温变形晶粒最细;相同变形温度（1100℃）变形后不同温度等温相变,随等温温度降低,珠光体片层间距细化,珠光体团细化,硬度值提高,在600℃等温相变可以得到均匀的索氏体组织;对比92A、82B实验钢900℃正火后组织,Nb对于92A和82B实验钢作用均表现为晶粒细化,珠光体团,块尺寸减小,同时珠光体片层间距增大;在82B实验钢中观察到Nb可以抑制网状渗碳体的产生,促进先共析铁素体的形成,同时可以减轻脱碳现象,92A实验钢中由于高Si的作用未出现明显的网状渗碳体。对比正火后实验钢力学性能,含铌实验钢的硬度降低,强度降低,塑性提高。
冯路路[3]（2021）在《合金元素及强磁场对高碳钢珠光体相变及微观结构的影响》文中提出随着“一带一路、粤港澳大湾区、沿江经济带”等建设规划的提出,我国将建设越来越多的跨江、跨海大桥。大型桥梁的建设势必向着超大跨度、轻量化的方向发展,因此,要求桥梁缆索用钢具有优异的综合力学性能。桥梁缆索钢的强度级别每提高100 MPa,将减轻主缆大约10%的重量,超高强度、轻量化是桥梁缆索用钢的研发目标。例如,抗拉强度为2000 MPa级别的桥索钢已经成功应用在沪通长江大桥上。超高强度、轻量化、组织超细化、均匀化已经成为当前桥梁缆索用钢的发展瓶颈。因此,研究合金元素和与之相匹配的热处理工艺（包含具有外场条件下）对超高强度桥索钢组织细化的影响成为了重要的科学与工艺技术问题。本文研究了合金元素碳（C）、铝（Al）、铌（Nb）以及强磁场（12-T）对桥梁缆索用高碳钢珠光体相变及微观结构的影响,提供了一种细化和均匀化高碳钢微观组织结构的新型研究思路,在提高碳（C>0.77 wt.%）含量的条件下,通过低密度元素Al合金化或Nb元素微合金化实现高碳钢的共析转变,利用强磁场进一步促进高碳钢的珠光体相变,实现组织均匀细化,以及低密度和轻量化的目标。主要结论如下:（1）研究了C元素对高碳钢珠光体相变及微观结构的影响,C提高了奥氏体的稳定性,共析转变的开始温度由756°C降低至738°C,C的提高加快了珠光体相变的扩散速度,珠光体相变速度加快,结束温度提高,转变区域变窄。随炉连续冷却转变后的组织致密,片层间距减小了55 nm,硬度增加了22.8 HV10。（2）研究了Al元素对高碳钢珠光体相变及微观结构的影响,添加1.99 wt.%和3.97 wt.%的Al元素使试验钢的共析点向着高碳高温方向移动,分别提高至1.053 wt.%和738°C与1.361 wt.%和746°C。Al元素降低了奥氏体的稳定性,珠光体相变开始温度上移,相变速度加快,结束温度也上移,先共析铁素体的面积分数增加了22.6 Area%和片层间距减小了48 nm。（3）研究了Nb元素对高碳钢珠光体相变及微观结构的影响,添加0.025 wt.%的Nb提高了试验钢较慢冷却速度下的相变开始温度,降低了较快冷却速度下的相变开始温度。珠光体相变共析点的温度由749°C提高至757°C,提高了8°C;碳含量由0.863 wt.%降低至0.787 wt.%,降低了0.076 wt.%。同时增大了相变过冷度13.3°C,减小了珠光体片层间距20 nm。（4）研究了强磁场对高碳钢珠光体相变及微观结构的影响,12-T强磁场使试验钢的共析点向着高碳高温方向移动,在12-T强磁场下随炉连续冷却转变后试验钢珠光体团尺寸增大了2.6μm,片层间距增加了61 nm,维氏硬度值降低了14HV10,渗碳体的厚度增厚了14.9 nm,小角度晶界（<15°）的百分含量减少了3.35%。（5）强磁场导致铁素体基体发生了磁致伸缩,使碳原子无法顺利进入八面体间隙进行扩散,碳的扩散速度降低,但是强磁场降低了铁素体和渗碳体的吉布斯自由能,使珠光体相变驱动力增加,相变速度加快。（6）Al元素和强磁场的协同作用下,珠光体相变驱动力增加了-242.6 J·mol-1,共析转变点进一步向着高碳高温方向移动,共析点的温度由738°C提高至785°C,提高了47°C,共析点的碳含量由1.053wt.%提高到1.478 wt.%,提高了0.425 wt.%。强磁场和Al元素对高碳钢珠光体相变及微观结构的影响具有相同的促进作用。（7）Nb元素和强磁场的协同作用下,珠光体相变共析点的温度由749°C提高至793°C,提高了44°C。Nb元素细化晶粒的作用使高碳钢珠光体相变具有更多的形核位置,强磁场使高碳钢珠光体相变的驱动力增大,二者的协同作用下,加大了珠光体相变的速度。
任安超[4]（2012）在《高强度耐蚀钢轨的研究》文中研究指明一直以来钢铁腐蚀研究主要集中在近似单项组织的低碳和超低碳钢方面。作为能够形成众多微电池的高碳全珠光体的钢轨来说，在耐腐蚀方面的研究目前少见报导。针对隧道、海洋气候等恶劣环境用轨的迫切要求，从钢铁材料的角度开发高强度耐蚀钢轨既具有可行性，又具有重要的现实意义。本文以C-Si-Mn合金体系为基础，设计了Cu-Cr系、Cu-Nb系和Cr-Cu-Nb系，对所设计的钢在中试工厂利用ZGJ0.05-100-2.5A型50公斤真空感应电炉冶炼试验钢，轧钢是在Φ800mm二辊可逆式热轧机组上进行，为了模拟工业化生产冷却工艺，最终将轧制尺寸为16×200×L mm的钢板采用堆垛缓冷，冷速控制在0.8℃/s以下。根据实验室研究优化出高强度耐蚀钢轨的成分范围，进而采用工业化的方式生产3炉试验钢。用Gleeble1500热模拟实验机对试验钢进行奥氏体连续冷却转变、真应力-真应变等试验，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）以及力学性能测试等分析技术和测试设备，开展Cr、Nb对高碳珠光体钢强韧性的影响规律和机理进行系统深入的研究。结果表明：随着Cr含量增加，珠光体片层间距减小，硬度升高，但含量大于0.46%后，Cr对奥氏体冷却转变影响变弱；加入Nb也可以使高碳钢珠光体片层间距得到显着细化，硬度显着提高，同时还可提高材料的冲击韧性，若加入过量Nb，组织中有先共析铁素体，将使材料硬度降低，因此对于本试验钢Nb含量不宜过多；奥氏体连续转变试验表明，本试验钢在较低冷速条件下为索氏体组织，当速度大于0.73℃/s时钢中容易出现贝氏体转变，因此工业化生产中应控制其轧后冷速在0.73℃/s以下。针对高速比普速铁路用钢轨内、外在质量要求严的情况，在工业化生产中开展了脱硫、无铝脱氧、氧化物夹杂的形态控制以及大方坯连铸的质量控制等关键冶炼技术研究。结果表明：耐蚀轨的内、外在质量满足高速铁路用钢轨的要求，其全氧控制在10ppm左右，全铝控制在30ppm左右，钢中夹杂物数量和形态均控制在很高水平，夹杂物合格率稳定在99%以上，铸坯中心疏松≤1.0级，中心偏析≤1.0级，中心缩孔≤1.0级，中心裂纹≤0.5级，角部内裂≤0.5级，等轴晶率达到50%～70%，连铸坯合格率稳定在99.9%以上。采用共聚焦激光扫描显微镜对9#重轨铸坯中MnS夹杂在连续升温过程中的变化进行了动态原位观察。结果表明，由于扩散和固溶影响，随温度的升高MnS夹杂形态不断发生变化。当铸坯的加热温度为600-870℃或1150-1200℃之间时，有利于MnS夹杂的尺寸控制，过高的加热温度会引起MnS夹杂尺寸增大。用室内加速腐蚀周浸循环试验测试了试验钢在3%NaCl溶液中的耐蚀性，研究了普通轨（0#）和耐蚀轨（7#、8#和9#）的腐蚀速率。结果表明：普通轨和耐蚀轨的相对腐蚀率的变化规律是相似的，随着时间的延长，相对腐蚀率降低。以普通轨为基准，所设计耐蚀轨相对腐蚀率均超过普通轨40%以上，最高达58%。用原子力显微镜观察分析了0#钢和9#钢经不同浸泡时间后表面的3D形貌图与对应的表面粗糙度曲线，结果表明：在10min时观察，0#钢表面已比较粗糙，9#钢表面仅比初始时暗淡，到浸泡30min时，0#钢表面已存在许多腐蚀坑，而且其粗糙度曲线变化明显，最高峰已达110nm左右，而9#钢表面只是继续发暗，未观察到明显的腐蚀坑，其表面粗糙度曲线与0min和10min时差别不大，到浸泡60min时，0#钢和9#钢表面均存在明显的腐蚀坑，0#钢腐蚀坑要明显比9#钢的大而深。借助于扫描电镜、电子探针以及X衍射仪研究了锈层形貌以及锈层截面元素分布，同时对内、外在锈层物相进行了分析，结果表明：锈层表面大部分呈团球状结构，9#钢初始锈层的晶粒比0#钢细小，而且锈层间晶粒也要密集，到第五周期时9#钢锈层晶粒同样细小密集，而0#钢锈层晶粒不但较粗大疏松，同时还出现了裂纹；9#钢从外锈层到内锈层Cr、Cu、Nb富集逐渐增加，其外锈层基本没有Cr、Cu、Nb的富集，Cr在裂纹周围内锈层富集非常明显，其分布主要是面分布，Cu元素在内锈层成点状分布，Nb元素在内锈层以链条状分布为主，0#钢中没有Cu、Nb和Cr的富集及分布；0#钢和9#钢外锈层均含有γ-FeOOH、Fe3O4、α-Fe2O3和少量的α-FeOOH物相，内锈层除了含有外锈层物相外，还含有β-FeOOH，随着腐蚀时间的延长，9#钢各物相衍射峰强度均高于0#钢，相对应的波峰半高宽小且最尖锐，说明生成的物相稳定。采用电化学研究了试验钢的腐蚀电位、极化曲线、交流阻抗谱和噪声，研究结果表明：腐蚀初期（0～8h）9#钢腐蚀电位稍高于0#钢，两种钢的电位基本维持在-0.66V左右，随着腐蚀时间的延长，0#钢腐蚀电位开始急剧下降，9#钢的腐蚀电位下降缓慢，9#钢测得的电流密度增加也缓慢，而0#钢电流密度则急剧增加；0#钢和9#钢的电极表面的极化电阻Rp差别较大，分别为1049·cm2和3121·cm2，此外0#钢电阻峰不但高而且波动也大，而9#钢则Rn变化不大，一直稳定在1000Ω左右。9#钢与0#钢相比，9#钢易生成稳定的锈层，其耐蚀性明显优于0#钢。
李忠义[5]（2021）在《X70和X90管线钢强韧性能优化研究》文中认为通过对X70和X90的优化以及对管线钢显微组织、工艺和性能的研究,本文认识到在更高强度管线钢的开发和优化中需要充分发挥铌和其他合金元素的晶界强化作用,合理地设计晶界强化、晶内第二相强化和显微组织组成。理解关键合金元素的作用机制,充分地发挥各合金元素的作用、最有效率地使用合金元素是本文的目标。技术和经济两方面同时提升对促进更高强度等级管线钢更快进入实际应用非常有帮助。首先,本文以X70M管线钢为研究对象,从9.5 mm规格逐步到20.6 mm厚度规格,化学成分设计基本不变,但是随着厚度的增加,板卷和钢管的强韧性能尽量提高或保持相近的水平。精简化学成分设计的17.5 mm厚度规格X70获得了 535 MPa的屈服强度、663 MPa的抗拉强度,-60℃冲击功KV8大于350 J;因为成分简单、强韧性能优异,使X70成为了一个非常好的分析解剖对象,便于在成分、显微组织、轧制和冷却工艺等方面找出对提高管线钢强韧性能最有效的因素并应用于X90的开发和优化。其次,本文在X90的开发过程中实践了上述减量化的设计方法。增加铬钼镍铜等合金元素的含量来开发X90,虽然可以有效地提高材料的强度,但也会降低材料韧性。通过对比研究,发现轧制变形期间的奥氏体亚动态再结晶使实际变形量减小了,这制约X90性能的提升。通过降低合金含量,优化轧制规程设计,采用快速冷却低温卷取工艺,开发出了符合技术要求的高韧性X90板卷。第三,本文将X70、X80和X90作为一个整体系统地研究了管线钢的显微组织特征:它们的相同点是显微组织类型相近,通过不同取向针状铁素体的分割作用以及丰富的位错胞状结构有效地细化了晶粒;不同点在于针状铁素体和准多边形铁素体含量的相对比例、晶粒大小、位错密度等。管线钢中除了 10～100nm尺寸不等的TiN、Nb（C,N）复合析出物外还存在10 nm及以下尺度的圆形析出物。在X70钢中观察到的尺寸约5 nm的椭圆形析出物确认是碳化铌。通过三维原子探针试验在X70钢中发现碳、铌和磷元素在晶界的偏聚,铌元素的偏聚程度最大,磷、碳次之。晶界处铌的最大原子百分含量达到0.29和0.47at.%,是基体中铌含量0.039at.%的7.5～11.9倍。电子能量损失谱测试结果表明,铁在晶界处的3d电子占据数比在晶界内的高,表明晶界结合得到了增强。第一性原理计算结果表明由于铁的3d轨道和铌的4d轨道的相互作用,晶界系统的电子态密度分布向低能区域移动,晶界处铁的3d电荷增加,这为晶界结合提供了更多的电子,从而增强了晶界结合,有利于提高材料的强度和韧性。
温二丁[6]（2020）在《NM600耐磨钢的组织性能调控及磨损特性研究》文中进行了进一步梳理随着国家环保要求的日益增高,重型运载车辆轻量化已经成为车辆制造企业的重要议题,重载车的减重、节能、安全和环保等方面备受人们的关注。NM600耐磨钢板通过其较高的硬度和超高的耐磨性可以用较薄的规格到达更高的安全设计指标,同时可以有效的降低车辆自重,达到节能环保的要求。然而,目前NM600耐磨钢的生产供货主要被国外大型企业垄断,国外企业主要通过先进的冶炼工艺和热处理工艺保证耐磨钢的性能,国内在NM600耐磨钢的生产技术上存在诸多难点需要攻克。因此,研究解决NM600耐磨钢生产关键技术,对于提高国内耐磨钢品质,完善国内耐磨钢品种,提升国际市场竞争力方面有着重要意义。本文在试验室条件下进行了 NM600耐磨钢的成分设计、熔炼、锻造,在四辊热轧机上进行多道次控制轧制和控制冷却,对在线淬火和空冷的热轧原材料进行热处理工艺研究,经过优化的热处理工艺获得了以板条马氏体组织为主的性能合格NM600耐磨钢。最后对NM600耐磨钢的磨损特性进行系统研究分析,提出新型耐磨机理。首先研究了试验钢组织粗化规律、高温变形规律和奥氏体冷却相变规律,为轧制工艺和热处理工艺提供基础支持。无铌试验钢在大于900℃后奥氏体组织显着粗化,含铌试验钢（0.05%）在大于1050℃后奥氏体组织明显粗化,并且粗化程度低于无铌试验钢。高温热压缩试验得出试验钢在不同温度、不同应变速率下的真应力-真应变曲线,获得了试验钢在热变形过程中动态再结晶变化规律。通过经典热变形本构模型,构建了材料的本构模型,模型预测能力具有95%以上的可信度。基于动态材料模型理论建立材料的热加工图,较准确地分析材料在不同变形温度和应变速率下微观组织的演化。在相变规律研究中发现,当冷却速度大于5℃/s时,全部转变成马氏体组织;当冷却速度大于10℃/s时,试验钢硬度继续增加。同时发现添加微量（0.05%）微合金元素铌对于相变规律的影响不显着。其次确定了最佳在线热处理和离线热处理工艺参数,得到性能合格的NM600耐磨钢。通过研究回火工艺参数对试验钢组织性能的影响,并结合奥氏体晶粒长大规律和奥氏体化温度下保温时间影响规律,设计出淬火+低温回火正交试验方案,研究了不同热处理工艺参数对两种试验钢组织性能的影响。含铌试验钢经900℃保温60min后水淬,再经200℃回火30min后,获得的组织为板条马氏体和少量残余奥氏体,组织硬度值为592HBW、抗拉强度2037.8MPa、规定塑性延伸强度1605.8MPa、断后伸长率11.1%、-20℃冲击功为16.8J,达到了 NM600低合金高强度耐磨钢的标准要求。同时研究了在不同冲击功和冲击磨损时间条件下试验钢冲击磨损性能。对经过最佳热处理工艺获得的合格NM600耐磨钢进行耐磨性能研究,含铌试验钢磨损失重量较低,说明铌元素的添加对耐磨性提高有利。铌元素主要通过细化晶粒和沉淀析出强化来改善马氏体组织的耐磨性。针对在较高冲击功时磨损失重率反而降低的现象,提出新型磨损层耐磨机理,主要包括缓冲作用,润滑作用和磨屑的保护作用。最后研究了试验钢组织、冲击能量与材料磨损特性的相关性。材料的磨损过程是多因素耦合的复杂失效过程,通过不同因素之间的对比分析,针对磨损相关因素,提出提高材料耐磨性的思路。不同能量的冲击功作用在材料表面上时,材料表面表现出不同的磨损特征。低冲击功（0.5J）时,通过提高材料表面硬度提高耐磨性;中等冲击功（2.5J）时,优先保证材料具有较好韧性;高冲击功（5J）时,拥有较高硬度的同时还需保证材料具有良好的韧性。
黄羚惠[7]（2020）在《合金元素相分配对珠光体钢共析转变过程及性能的影响》文中研究说明高碳珠光体钢丝是工业生产中强度最高的金属结构材料,因其同时具备优良的韧塑性,广泛应用于大跨度桥梁缆索、汽车轮胎和高层建筑等国民经济领域。微合金化是超高强度珠光体钢丝开发的重要手段之一,其中Mn、Si元素是最常见的添加元素。Mn、Si元素的添加,显着影响珠光体的共析转变过程及微观结构特征,对珠光体钢最终组织和力学性能的控制产生重要影响。研究发现,Mn、Si元素在珠光体两相间存在明显的相分配,并具有显着的交互作用。Mn、Si元素的相分配行为,不仅影响珠光体转变的动力学过程和转变组织,对珠光体钢加工硬化、热稳定性等使用性能也具有显着影响。为此,本文拟以Fe-C-Mn-Si四元合金体系为研究对象,分析合金元素的相分配行为特征,及其对珠光体钢组织和性能的影响规律,揭示合金元素相分配行为的动力学过程和物理本质,并探索合金元素间的交互作用机理,尝试为高性能珠光体钢成分设计提供一定的理论支撑。研究发现,在Fe-C-Mn-Si四元体系珠光体钢中,珠光体团大小和片层完整性主要由元素扩散控制。当原奥氏体晶粒度（PAGS）较小或转变温度较高时,原子扩散速度快,可快速完成珠光体片层生长的浓度分布,片层完整平直;而当PAGS较大或转变温度较低时,原子扩散速度慢,转变界面附近难以形成所需浓度分布,珠光体片层生长受阻。PAGS较小的样品,珠光体长大受Mn和Si元素界面扩散控制,而PAGS较大的样品,珠光体长大受C的体积扩散控制。Mn元素能明显推迟珠光体的共析转变过程,减缓珠光体共析转变速度。Si元素能促进Mn元素向渗碳体相分配,增加渗碳体稳定性,降低冷拉拔珠光体钢丝退火过程中渗碳体片层的球化速率,并减缓渗碳体颗粒的粗化速度。共析转变初期,在珠光体两相界面铁素体侧Mn元素扩散进入渗碳体,而铁素体内部的Mn原子未能及时补充,形成明显的Mn元素贫化区。而Si元素在两相界面铁素体侧形成明显的富集,且随着转变的进行,可迅速消失。第一性原理计算结果表明,当Mn原子位于渗碳体晶胞内部时,能增加周围Fe、C原子的电子得失,提高渗碳体相内部的化学键合能力;而当Si原子位于铁素体晶胞内部时,Si原子的3p轨道与周围的Fe原子3d轨道杂化,形成共价键合,增强铁素体晶胞内部的化学键合能力。因此,当Mn原子和Si原子分别位于渗碳体内部和铁素体内部时,珠光体内部的结合能和形成能最低,具有最强的化学键合能力和最高的稳定性。随着Si元素含量的增加,更多的Mn元素分配至渗碳体相,而Si元素则分配至铁素体相,Mn-Si存在明显“排斥”现象。第一性原理计算结果表明,当Mn原子和Si原子分别位于4c界面渗碳体侧和铁素体侧时,能提高珠光体内部化学键合能力和稳定性;且在这种状态下,在两相界面处能形成Fe、Mn、Si和C原子的高度杂化。Mn原子主要与C原子成键,Si原子主要与Fe原子成键,由于C原子和Si原子之间的排斥作用,导致金属Mn原子和非金属Si原子之间产生间接“排斥”现象。
刘虎[8]（2021）在《球化处理对铁素体-珠光体钢腐蚀行为和力学性能的影响》文中进行了进一步梳理铁素体-珠光体钢凭借其优异的力学性能,良好的焊接和加工性能及低廉的成本,广泛应用于建筑、桥梁、铁道、车辆、船舶和各种机械制造工业。但是,在用作货油舱（COT）内底板时,其较差的耐蚀性能对原油运输安全构成了极大威胁。国际海事组织（IMO）规定耐蚀钢作为保护涂层的替代方案,因此,耐蚀高强度船板钢的研发具有重要的经济价值和实际意义,符合我国重大战略需求。在模拟货油舱内底板溶液中,铁素体作为阳极相发生优先溶解,渗碳体作为阴极相在钢的表面逐渐累积,导致阴阳面积比持续增大,增强了微电偶效应,进而加快了铁素体的腐蚀,因此,铁素体-珠光体钢在长期浸泡过程中耐蚀性变差。显然,阴极渗碳体的累积是导致微电偶腐蚀加速的主要原因。根据电偶腐蚀理论,采用球化工艺将大的片层状渗碳体转变成容易脱落的细小的粒状渗碳体,从而减少渗碳体的累积,抑制微电偶效应,进而提高钢在长期浸泡过程中的耐蚀性。但是,球化工艺必然会导致钢的力学性能变化,而力学性能是钢作为结构材料的主要设计指标。因此,如何在保证钢的力学性能的前提下提高其耐蚀性能是耐蚀高强钢研发中避不开的难题。本文选取三种不同碳含量（0.79 wt.%、0.44 wt.%和0.15 wt.%）的铁素体-珠光体钢（CS1钢、CS2钢和CS3钢）为研究对象,主要通过力学性能表征、腐蚀形貌表征、腐蚀失重实验和电化学测试等方法研究了球化处理和Cu微合金化对模拟货油舱底板环境中铁素体-珠光体钢的腐蚀行为和力学性能的影响,并阐明其作用机理,旨在为耐蚀船板钢的显微组织设计提供思路。研究发现,珠光体是碳钢中重要的强化组织,随着碳含量的降低,珠光体含量减少,铁素体-珠光体钢的强度降低而延伸率增大。球化处理后,铁素体-珠光体显微组织转变为回火马氏体显微组织,铁素体基体相和渗碳体第二相都发生了改变。钢的强度是铁素体相和渗碳体相共同作用的结果,由于铁素体相的细晶强化和位错强化作用不足以弥补渗碳体相形态转变所导致的钢的强度损失,因此,对于碳含量较高的CS1钢和CS2钢,球化处理会导致钢的强度降低而延伸率增大。此时,渗碳体相是影响钢的力学性能的主要因素。对于碳含量较低的CS3钢,渗碳体相形态转变导致的钢的强度损失有限,同时铁素体相中细晶强化和位错强化提高了钢的强度,此时铁素体相是影响钢的强度的主要因素。因此,球化处理后CS3钢的强度和延伸率都增大。在浸泡初期,钢的腐蚀行为主要取决于其显微组织。碳含量一定的情况下,粒状渗碳体暴露的表面积比片层状渗体更大,且分布更均匀,因此球化钢中阴阳面积比增大,电偶对数量增多,进而增强了微电偶效应,加速了铁素体的腐蚀。此外,位错密度高的回火铁素体晶粒的腐蚀倾向较高。综上,三种不同碳含量的铁素体-珠光体钢经过球化处理后浸泡初期的腐蚀速率都有所加快。长期浸泡过程中,CS1钢和CS3钢发生宏观的均匀腐蚀,而CS2钢发生严重的局部腐蚀。随着浸泡时间的延长,渗碳体在碳含量较高的CS1钢和CS3钢的表面累积量增多,两种钢的腐蚀速率都不断增大。由于CS2钢发生局部腐蚀,点蚀坑中残留的渗碳体更多,因此CS2钢的腐蚀速率增长最快。碳含量较低的CS3钢表面的渗碳体累积很少,因此腐蚀速率随时间仅略微增长。球化处理主要是通过减少钢表面渗碳体的积累来减轻微电偶腐蚀的加速效应,进而提高钢在长期浸泡过程中的耐蚀性,因此,相比于原始钢,CS1球化钢和CS2球化钢在长期浸泡过程中腐蚀速率显着降低,CS3球化钢在长期浸泡过程中腐蚀速率更大。在此基础上,进一步研究了球化处理和Cu微合金化的单因素作用和双因素共同作用对腐蚀最严重的CS2钢的耐蚀性能和力学性能的影响。结果表明,球化处理、Cu微合金化及两者的共同作用都无法改善CS2钢的力学性能,渗碳体相形态的转变是钢的强度损失的主要原因。在模拟货油舱内底板环境中,球化处理和Cu微合金化都可以显着抑制源自珠光体区的局部腐蚀的发展。在长期浸泡过程中,球化处理和Cu微合金化都能减少渗碳体在钢表面的累积,且双因素的共同作用要强于单因素作用,进一步减轻了微电偶效应,进而提高CS2钢在长期浸泡过程中的耐蚀性。由于Cu微合金化在改善铁素体-珠光体钢耐蚀性的积极作用,本文继续探讨了球化处理对添加Cu的CS3钢（AS3钢）的耐蚀性能和力学性能的影响。结果表明,球化处理改善了 AS3钢的强度,铁素体相是影响AS3钢力学性能的主要因素,铁素体相的细晶强化和位错强化是主要的强化机制。相比于AS3钢,AS3球化钢的初期腐蚀速率略快。由于球化处理减少了阴极渗碳体的积累,AS3球化钢的微电偶效应较弱,在长期浸泡过程中的腐蚀速率更低。综上而言,球化处理实现了对AS3钢力学性能和长期耐蚀性的综合优化。
赵坚,张文莱,黄孝瑛,郭薇,潘天喜,姚蘅[9]（1984）在《铌在珠光体钢中作用的电子显微镜研究》文中研究表明 铌在低碳钢中的作用已研究得相当广泛和深入,因为它是控轧钢中的主要强化元素之一。但铌在高碳钢中的行为如何?至今研究得很少。本文报导关于铌在珠光体钢中作用的电子显微研究结果。钢样是用25公斤真空感应炉冶炼的,其化学成分为:0.71％C,0.90％Mn,0.20％Si,0.020％P,0.020％S,0～0.10％Nb,余为Fe。力学性能检验结果表明,含有0.05％Nb的珠光体钢性能最好,其冲击韧性和疲劳强度极限明显提高,而对强度指标影响不明显。
左越[10]（2016）在《中高碳珠光体车轮钢的合金化与强韧化研究》文中研究指明中高碳珠光体钢的强韧性主要取决于铁素体和珠光体组织的比例与亚结构尺寸。细化奥氏体晶粒是改善珠光体钢强韧性匹配的有效方法,在生产工艺不做大幅度改变的前提下,进行V微合金化和Si合金化是改善车轮钢强韧性的重要手段。为了阐明V和Si在中碳高速车轮钢中的作用,采用Thermo-Calc理论计算与实验研究相结合的方法,利用金相显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、背散射电子衍射（EBSD）.X射线衍射（XRD）以及拉伸和冲击试验系统研究了V、Si对中碳珠光体钢显微组织和强韧性的影响规律。实验结果表明,提高V含量（0.03 wt%-0.12 wt%）细化了实验钢的奥氏体晶粒尺寸（23.9μm-14.9μm）、珠光体团尺寸（9.8μm-5.8μm）、块尺寸（14.6μm-7.6μm）及其片层间距（0.172μm-0.140μm）,并且提高了铁素体体积分数（4.3%-21.4%）。随着V含量的提高,由于VC沉淀强化和细化晶粒的作用,室温屈服强度和-20 ℃C冲击韧性得到改善;但软相（先共析铁素体）含量增多,室温抗拉强度降低。提高Si含量显着降低了铁素体体积分数（19.5%-12.2%）和细化了珠光体片层间距（0.159μm-0.147μm）,略细化奥氏体晶粒和珠光体团/块尺寸；Si也促进VC的析出但作用很小。Si主要以固溶强化和细化片层间距的方式提高屈服强度（485 MPa-531MPa）和抗拉强度（813Mpa-907 MPa）。结合适中含量的V（0.07-0.08wt%）微合金化和较高含量的Si（0.8-0.9wt%）合金化,可以使中碳珠光体钢获得较好的强韧性匹配。为了阐述V在高碳车轮钢中的作用,利用OM.SEM等手段研究了V对高碳珠光体钢组织和强韧性的影响。提高V含量（0.04.wt%-0.13 wt%）显着细化了奥氏体晶粒尺寸（22.2μm-11.2μm）,但珠光体片层间距增大（0.083μm-0.105μm）；V抑制了过共析钢中连续网状渗碳体的析出,并促进少量晶界铁素体的形成；屈服强度和抗拉强度由于珠光体片层间距的增大而降低,冲击韧性由于奥氏体晶粒的细化得到改善。为了阐明珠光体钢韧性的组织控制单元,主要利用SEM和EBSD等手段研究了珠光体亚结构（珠光体团／块）尺寸与解理面尺寸的对应关系以及分析了解理裂纹在珠光体组织中的扩展路径。随着奥氏体晶粒尺寸的减小,珠光体团尺寸的变化不大,而珠光体块尺寸和解理面尺寸不断减小,并且两者尺寸较为接近；大部分珠光体块界使裂纹扩展发生大角度偏转,而铁素体/渗碳体界面和珠光体团界对裂纹扩展的影响不大；细化珠光体块尺寸并提高其均匀性对韧性的改善起主要作用。
二、铌在珠光体钢中作用的电子显微镜研究（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、铌在珠光体钢中作用的电子显微镜研究（论文提纲范文）
（1）铌对高碳钢正火态和退火态组织的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高碳钢的发展历程 |
| 1.3 合金元素在高碳钢中的作用 |
| 1.3.1 常用微合金元素在高碳钢中的应用 |
| 1.3.2 铌在高碳钢中的作用 |
| 1.4 铌的加入对高碳钢显微组织和性能的影响 |
| 1.4.1 铌对高碳钢珠光体的影响规律 |
| 1.4.2 铌对高碳钢渗碳体的影响规律 |
| 1.5 元素在钢中偏聚行为的研究现状 |
| 1.5.1 偏聚的分类 |
| 1.5.2 影响偏聚的因素 |
| 1.5.3 元素偏聚现象的表征手段 |
| 1.5.4 铌在高碳钢中的偏聚 |
| 1.6 第一性原理在钢铁材料研究中的应用 |
| 1.7 本课题的研究背景及意义 |
| 1.8 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 热处理实验及方法 |
| 2.3.1 铌在高碳钢中的固溶与原始奥氏体晶粒观察 |
| 2.3.2 正火热处理工艺 |
| 2.3.3 铌在正火态下存在形式的观察 |
| 2.3.4 铌在高温奥氏体相中的存在形式观察 |
| 2.3.5 退火热处理工艺 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 显微组织观察(OM) |
| 2.4.2 X射线衍射仪分析(XRD) |
| 2.4.3 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.4.4 电子探针分析(EPMA) |
| 2.5 硬度测试 |
| 2.6 第一性原理方法简介 |
| 2.6.1 第一性原理方法 |
| 2.6.2 密度泛函数理论 |
| 2.6.3 Materials Studio软件及应用模块简介 |
| 第三章 铌和加热温度对高碳钢正火态组织的影响 |
| 3.1 铌对高碳钢正火态组织和硬度的影响 |
| 3.1.1 高碳钢中物相的确定 |
| 3.1.2 正火态显微硬度 |
| 3.2 加热温度对试验钢组织的影响 |
| 3.2.1 正火温度对原始奥氏体相晶粒的影响 |
| 3.2.2 正火温度对铌微合金化钢组织的影响 |
| 3.3 正火温度对铌的存在形式的影响 |
| 3.3.1 铌在高碳钢中的定性分析 |
| 3.3.2 全固溶温度下铌的存在形式 |
| 3.3.3 铌在高温奥氏体相中存在形式的研究 |
| 3.3.4 铌在正火态下存在形式的研究 |
| 3.4 讨论与分析 |
| 3.4.1 铌对共析点的影响 |
| 3.4.2 铌对高温奥氏体相晶粒的影响 |
| 3.4.3 加热温度对含铌钢正火态组织的影响 |
| 3.4.4 铌在高温奥氏体相向正火态常温相转变时的存在变化 |
| 3.4.5 铌对珠光体片层间距的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 铌对高碳钢退火态组织的影响 |
| 4.1 铌对高碳钢退火态下渗碳体形貌的影响规律 |
| 4.1.1 铌对传统退火工艺的实验结果分析 |
| 4.1.2 退火态下微观组织分析 |
| 4.2 退火组织的能谱分析 |
| 4.3 含铌钢最佳球化渗碳体的研究 |
| 4.4 退火态显微硬度 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.5.1 铌对退火组织的影响 |
| 4.5.2 温度对球化渗碳体的影响规律 |
| 4.5.3 保温时间对含铌钢渗碳体组织的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 铌在高碳钢中分配行为的第一性原理研究 |
| 5.1 计算模型与方法 |
| 5.1.1 计算方法 |
| 5.1.2 模型的建立与优化 |
| 5.2 铌原子在γ-Fe和 Fe_3C晶胞模型中的分析 |
| 5.2.1 Nb原子在γ-Fe(C)和Fe_3C中的占位分析 |
| 5.2.2 Nb在 γ-Fe和 Fe_3C中的分配行为研究 |
| 5.3 Mulliken电荷布居数 |
| 5.4 重叠聚居数 |
| 5.5 态密度分析 |
| 5.6 差分电荷密度分析 |
| 5.7 讨论 |
| 5.8 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A 攻读硕士学位期间发表论文情况 |
（2）Nb微合金化对桥索用高碳钢相变特性及热变形过程的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 高碳钢线材的国内外发展现状 |
| 1.2 高碳钢的显微组织与性能关系 |
| 1.3 高碳钢的强韧化机理 |
| 1.4 合金元素在高碳钢中的作用 |
| 1.4.1 铌元素在高碳钢中的作用 |
| 1.4.2 其他元素在高碳钢中的作用 |
| 1.5 本课题的研究背景及意义 |
| 1.5.1 课题研究背景 |
| 1.5.2 课题研究目的 |
| 1.5.3 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 92A实验钢 |
| 2.1.2 82B实验钢 |
| 2.2 实验内容及方法 |
| 2.2.1 热力学计算 |
| 2.2.2 热膨胀实验 |
| 2.2.3 热模拟实验 |
| 2.2.4 组织形貌观察 |
| 2.2.5 力学性能检测 |
| 2.2.6 物理化学相分析 |
| 第三章 铌对实验钢静态相变过程的影响 |
| 3.1 Thermo- Calc软件计算结果 |
| 3.1.1 热力学性质图计算结果 |
| 3.1.2 热力学二元截面相图计算结果 |
| 3.2 铌对实验钢不同奥氏体化温度下晶粒度的影响 |
| 3.3 铌对实验钢静态连续冷却转变的影响 |
| 3.3.1 实验钢 1200℃奥氏体化的连续冷却转变 |
| 3.3.2 实验钢 900℃奥氏体化的连续冷却转变 |
| 3.3.3 实验钢连续冷却变化规律讨论 |
| 3.4 铌对实验钢静态等温转变过程影响 |
| 3.4.1 实验钢静态等温转变过程模拟结果 |
| 3.4.2 实验钢静态等温转变过程实验结果 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 铌对实验钢热变形及等温相变过程的影响 |
| 4.1 不同工艺参数下 92A实验钢的热变形过程 |
| 4.1.1 不同工艺参数下 92A实验钢热变形后组织 |
| 4.1.2 不同工艺参数下 92A实验钢热变形的真应力-真应变曲线 |
| 4.1.3 铌对 92A实验钢热变形过程的影响规律 |
| 4.2 变形温度及等温相变温度对 92A实验钢组织性能的影响 |
| 4.2.1 变形温度对 92A实验钢组织性能的影响 |
| 4.2.2 等温相变温度对 92A实验钢组织性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 实验钢组织性能测试 |
| 5.1 铌对实验钢显微组织的影响 |
| 5.1.1 92A钢显微组织观察 |
| 5.1.2 82B钢显微组织观察 |
| 5.2 铌对实验钢力学性能的影响 |
| 5.3 含铌实验钢的物理化学相分析 |
| 5.3.1 92A钢物理化学相分析结果 |
| 5.3.2 82B钢物理化学相分析结果 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 针对盘条工业成品存在问题的合金体系调整 |
| 6.1 工业成品 82B盘条钢的成分 |
| 6.2 成品 82B盘条钢的组织形貌及力学性能 |
| 6.3 铌铬复合微合金化合金体系对盘条钢生产的工艺改善探讨 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 本文的主要结论 |
| 7.2 问题与展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（3）合金元素及强磁场对高碳钢珠光体相变及微观结构的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.1.1 桥梁缆索用钢的发展历史 |
| 1.1.2 桥梁缆索用钢的使用性能 |
| 1.1.3 珠光体强韧化机制 |
| 1.1.4 桥梁缆索用钢的不足 |
| 1.2 合金元素对高碳钢珠光体相变的影响 |
| 1.2.1 C对高碳钢珠光体相变的影响 |
| 1.2.2 Si对高碳钢珠光体相变的影响 |
| 1.2.3 Mn对高碳钢珠光体相变的影响 |
| 1.2.4 Cr对高碳钢珠光体相变的影响 |
| 1.2.5 V对高碳钢珠光体相变的影响 |
| 1.2.6 Al对高碳钢珠光体相变的影响 |
| 1.2.7 Nb对高碳钢珠光体相变的影响 |
| 1.3 强磁场对钢铁材料相变的影响 |
| 1.3.1 强磁场对马氏体(M)相变的影响 |
| 1.3.2 强磁场对贝氏体转变的影响 |
| 1.3.3 强磁场对扩散型相变的影响 |
| 1.4 本论文研究的内容与意义 |
| 第2章 实验材料和实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料的制备 |
| 2.2.1 高碳珠光体钢的制备 |
| 2.2.2 热处理样品的制备 |
| 2.3 热处理工艺及设备 |
| 2.3.1 连续冷却转变实验 |
| 2.3.2 热处理实验设备 |
| 2.3.3 热处理工艺 |
| 2.4 微观形貌观察与分析 |
| 2.4.1 光学显微镜观察 |
| 2.4.2 扫描电镜观察 |
| 2.4.3 透射电镜观察 |
| 2.4.4 EBSD |
| 2.4.5 显微硬度测试 |
| 2.4.6 珠光体团尺寸大小的计算 |
| 2.4.7 珠光体片层间距测量 |
| 2.5 计算模拟软件 |
| 2.5.1 ThermoCalc软件 |
| 2.5.2 MUCG83 软件 |
| 2.5.3 J-MatPro软件 |
| 2.5.4 Image-Pro Plus软件 |
| 2.5.5 Matlab-软件 |
| 2.5.6 碳化物磁性能参数计算 |
| 2.5.7 魏氏(Weiss)分子场理论 |
| 第3章 合金元素C对珠光体相变及微观结构的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果与分析 |
| 3.2.1 不同冷却速度下的转变行为 |
| 3.2.2 随炉连续冷却转变 |
| 3.2.3 等温相变 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 C对共析转变的影响 |
| 3.3.2 C对TTT曲线及自由能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 合金元素AL对珠光体相变及微观结构的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果与分析 |
| 4.2.1 不同冷却速度下的转变行为 |
| 4.2.2 随炉连续冷却转变 |
| 4.2.3 等温相变 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.3.1 Al对共析转变的影响 |
| 4.3.2 Al对TTT曲线及自由能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 合金元素NB对珠光体相变及微观结构的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果与分析 |
| 5.2.1 不同冷却速度下的转变行为 |
| 5.2.2 再加热过程中组织转变 |
| 5.2.3 随炉连续冷却转变 |
| 5.2.4 等温相变 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 Nb对共析转变的影响 |
| 5.3.2 Nb对珠光体相变动力学的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 强磁场对珠光体相变及微观结构的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验结果与分析 |
| 6.2.1 显微组织 |
| 6.2.2 珠光体团的大小 |
| 6.2.3 珠光体片层间距 |
| 6.2.4 随炉连续冷却转变下的硬度 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 6.3.1 强磁场对共析转变的影响 |
| 6.3.2 强磁场对珠光体相变动力学的影响 |
| 6.3.3 强磁场对珠光体片层结构的影响 |
| 6.3.4 强磁场对大小角度晶界的影响 |
| 6.3.5 强磁场对C原子扩散的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 合金元素和强磁场对珠光体相变及微观组织的协同作用 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验结果与分析 |
| 7.2.1 Al和强磁场下高碳钢随炉连续冷却转变 |
| 7.2.2 Nb和强磁场下高碳钢随炉连续冷却转变 |
| 7.3 分析与讨论 |
| 7.3.1 Al和强磁场对珠光体相变热力学影响 |
| 7.3.2 Al和强磁场对珠光体相变动力学影响 |
| 7.3.3 Nb和强磁场对珠光体相变热力学影响 |
| 7.3.4 Nb和强磁场对珠光体相变动力学影响 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 全文总结 |
| 8.2 课题展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 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 |
（4）高强度耐蚀钢轨的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 前言 |
| 1.1 立项背景 |
| 1.2 研究目标 |
| 1.3 研究内容 |
| 第二章 文献综述 |
| 2.1 国内外铁路发展 |
| 2.1.1 国外铁路发展 |
| 2.1.2 国内铁路发展 |
| 2.1.3 铁路发展对中国社会经济的意义 |
| 2.2 铁路发展对重轨的要求 |
| 2.2.1 内在质量要求 |
| 2.2.2 外部质量要求 |
| 2.2.3 重轨生产工艺控制难点 |
| 2.3 国、内外重轨生产工艺 |
| 2.3.1 重轨生产工艺流程 |
| 2.3.2 国外重轨生产概况 |
| 2.3.3 国内重轨厂家生产概况 |
| 2.4 钢轨用钢发展概况 |
| 2.4.1 低合金轨发展概况 |
| 2.4.2 热处理轨发展概况 |
| 2.5 国外高强度轨钢最新研究动向 |
| 2.5.1 过共析珠光体钢轨 |
| 2.5.2 贝氏体钢轨 |
| 2.6 国内轨钢的研究方向 |
| 2.6.1 专用热处理钢轨 |
| 2.6.2 高速铁路用钢轨 |
| 2.6.3 重载铁路用超高强度钢轨 |
| 2.7 我国钢轨伤损概况 |
| 2.8 钢的大气腐蚀 |
| 2.8.1 腐蚀的概念和分类 |
| 2.8.2 钢的电化学腐蚀分析 |
| 2.8.3 钢轨的大气腐蚀基础理论 |
| 2.9 耐候钢耐蚀机理研究概况 |
| 2.9.1 耐候钢中合金元素的作用 |
| 2.9.2 锈层的组成结构和形成过程 |
| 2.9.3 锈层保护性机理概述 |
| 2.9.4 锈层的稳定化 |
| 2.10 本章小结 |
| 第三章 耐蚀钢轨的成分及力学性能研究 |
| 3.1 试验钢的化学成分 |
| 3.1.1 试验钢化学成分的设计原理 |
| 3.1.2 试验钢化学成分的设计 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 试验钢力学性能研究 |
| 3.4 合金元素 Cr 和 Nb 对试验钢性能影响及作用机理研究 |
| 3.4.1 Cr 对珠光体钢强韧性的影响作用及机理研究 |
| 3.4.2 Nb 对珠光体钢强韧性的影响作用及机理 |
| 3.5 成分优化后试验钢的奥氏体连续冷却转变曲线 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 耐蚀钢轨夹杂物技术研究 |
| 4.1 关键冶炼技术开发 |
| 4.1.1 脱硫技术 |
| 4.1.2 无铝脱氧技术 |
| 4.1.3 耐蚀轨氧化物夹杂的形态控制技术 |
| 4.1.4 连铸大方坯的质量控制技术 |
| 4.1.5 耐蚀轨钢坯加热过程中 MnS 夹杂物行为的动态原位观察 |
| 4.2 小结 |
| 第五章 耐蚀钢轨腐蚀性能研究 |
| 5.1 耐腐蚀加速周浸循环腐蚀试验 |
| 5.1.1 试样的制备及试验条件 |
| 5.1.2 周浸试验的失重试验及分析 |
| 5.2 原子力显微镜锈层形貌观察 |
| 5.2.1 试验钢的组织观察 |
| 5.2.2 锈层形貌观察 |
| 5.3 扫描电镜对腐蚀锈层观察与分析 |
| 5.4 锈层截面元素观察与分析 |
| 5.5 内、外锈层 XRD 物相分析 |
| 5.6 腐蚀电位测量 |
| 5.7 极化曲线分析 |
| 5.8 交流阻抗谱分析 |
| 5.9 电化学噪声分析 |
| 5.10 耐蚀性机理讨论 |
| 5.10.1 合金元素对钢耐蚀性分析 |
| 5.10.2 锈层中物相形成机理分析 |
| 5.11 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 论文主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及获得的奖励和专利 |
| 致谢 |
（5）X70和X90管线钢强韧性能优化研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 管线钢的发展历史和现状 |
| 1.2 国内管线钢的最新进展 |
| 1.2.1 X80管线钢 |
| 1.2.2 X90和X100管线钢 |
| 1.2.3 大应变管线钢 |
| 1.3 管线钢的显微组织 |
| 1.3.1 贝氏体 |
| 1.3.2 针状铁素体 |
| 1.3.3 贝氏体-马氏体复相组织 |
| 1.4 管线钢的化学成分 |
| 1.4.1 碳锰元素 |
| 1.4.2 微合金元素铌钒钛 |
| 1.4.3 合金元素铬钼镍铜 |
| 1.4.4 其他元素磷硫氧氮 |
| 1.5 管线钢的热轧工艺 |
| 1.5.1 控制轧制 |
| 1.5.2 再结晶和激活能 |
| 1.5.3 未再结晶温度和终轧温度 |
| 1.5.4 控制冷却 |
| 1.6 材料的强韧化机制 |
| 1.6.1 细晶强化 |
| 1.6.2 固溶强化 |
| 1.6.3 析出强化 |
| 1.6.4 位错强化 |
| 1.6.5 韧化措施 |
| 1.7 性能控制的难点 |
| 1.7.1 落锤性能 |
| 1.7.2 屈强比 |
| 1.7.3 包辛格效应和应变时效 |
| 1.8 研究内容和意义 |
| 2 试验材料和研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 连续冷却转变曲线测定 |
| 2.3 变形奥氏体的等温转变试验 |
| 2.4 显微组织和力学性能检测 |
| 2.5 EBSD电子背散射衍射 |
| 2.6 TEM透射电镜 |
| 2.7 三维原子探针 |
| 2.8 电子能量损失谱 |
| 3 X70的强韧性能和优化 |
| 3.1 化学成分和力学性能的优化路径 |
| 3.2 X70优化思路的试验验证 |
| 3.2.1 X70试验钢的TTT和CCT曲线计算 |
| 3.2.2 X70试验钢的连续冷却转变试验 |
| 3.2.3 X70变形奥氏体的等温转变试验 |
| 3.3 9.5和14.7mm厚度规格X70管线钢工业试制 |
| 3.3.1 热轧工艺要点 |
| 3.3.2 力学和冲击性能 |
| 3.3.3 显微组织 |
| 3.4 17.5×1550mm规格X70管线钢工业试制 |
| 3.4.1 成品卷化学成分 |
| 3.4.2 强韧性能和显微组织 |
| 3.5 X70的工业试制结果分析 |
| 3.5.1 板卷的力学和冲击性能 |
| 3.5.2 钢管的力学性能 |
| 3.5.3 显微组织 |
| 3.5.4 抗氢致裂纹和抗硫化物应力腐蚀性能 |
| 3.5.5 屈强比 |
| 3.5.6 包辛格效应 |
| 3.5.7 韧性 |
| 3.5.8 讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 X90的强韧性能和优化 |
| 4.1 X90的试制 |
| 4.1.1 X90试验钢的TTT和CCT曲线 |
| 4.1.2 X90双道次变形奥氏体的等温转变试验 |
| 4.1.3 X90的轧制和冷却工艺 |
| 4.1.4 试制板卷性能 |
| 4.1.5 试制钢管性能 |
| 4.1.6 X90板卷和钢管拉伸性能特点 |
| 4.1.7 X90板卷和钢管的韧性性能特点 |
| 4.2 X90管线钢强韧性能的主要影响因素研究 |
| 4.2.1 强韧性能和显微组织 |
| 4.2.2 影响强度性能的轧制因素 |
| 4.2.3 影响强韧性能的冷却因素 |
| 4.2.4 影响制管前后强度变化的因素 |
| 4.2.5 优化措施 |
| 4.3 X90的优化 |
| 4.3.1 X90化学成分和轧制工艺参数调整 |
| 4.3.2 显微组织 |
| 4.3.3 试制钢管性能 |
| 4.4 X90的轧后冷却工艺分析 |
| 4.4.1 试验方法 |
| 4.4.2 试验结果和分析 |
| 4.4.3 工业试制结果和分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 X70、X80和X90管线钢的显微组织分析 |
| 5.1 晶界特征分析 |
| 5.1.1 实验材料和方法 |
| 5.1.2 实验结果和分析 |
| 5.2 铌钒微合金化X80中的析出物 |
| 5.2.1 实验材料和方法 |
| 5.2.2 实验结果和分析 |
| 5.3 铌微合金化X70、X80和X90中的析出物 |
| 5.4 X70钢中铌的晶界偏聚 |
| 5.4.1 实验材料和方法 |
| 5.4.2 实验结果和分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 微量铌对X70管线钢铁素体晶界的强化作用研究 |
| 6.1 实验材料和方法 |
| 6.2 实验结果和分析 |
| 6.2.1 显微组织和晶界特征 |
| 6.2.2 铌的晶界偏聚 |
| 6.2.3 能量损失谱和3d电子占据数 |
| 6.2.4 晶界偏聚 |
| 6.2.5 电荷分布 |
| 6.2.6 电子态密度 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）NM600耐磨钢的组织性能调控及磨损特性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 耐磨钢分类 |
| 2.1.1 低合金耐磨钢 |
| 2.1.2 复相耐磨钢 |
| 2.2 国内外耐磨钢发展现状 |
| 2.2.1 国外耐磨钢发展现状 |
| 2.2.2 国内耐磨钢发展现状 |
| 2.2.3 国内耐磨钢板发展趋势 |
| 2.3 耐磨钢强韧化途径 |
| 2.3.1 合金化 |
| 2.3.2 复相组织 |
| 2.3.3 热处理 |
| 2.3.4 轧制和冷却工艺 |
| 2.4 残余奥氏体增塑机制 |
| 2.4.1 相变诱发塑性(TRIP)效应 |
| 2.4.2 阻碍裂纹扩展(BCP)效应 |
| 2.4.3 残余奥氏体吸收位错(DARA)效应 |
| 2.5 磨损机理综述 |
| 2.5.1 磨粒磨损 |
| 2.5.2 黏着磨损 |
| 2.5.3 疲劳磨损 |
| 2.5.4 冲蚀磨损 |
| 3 研究内容及方案 |
| 3.1 主要研究内容 |
| 3.2 试验方案 |
| 3.3 试验分析方法 |
| 3.3.1 试验钢力学性能表征 |
| 3.3.2 光学显微组织观察 |
| 3.3.3 扫描电子显微镜观察 |
| 3.3.4 透射电子显微镜观察 |
| 3.3.5 冲击磨损试验 |
| 3.4 技术路线 |
| 3.5 本研究的特色与创新之处 |
| 4 NM600耐磨钢的成分设计和制备 |
| 4.1 成分设计要求 |
| 4.2 设计结果 |
| 4.3 NM600耐磨钢的冶炼、浇铸和锻造 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 NM600耐磨钢基础特性研究 |
| 5.1 奥氏体晶粒粗化规律研究 |
| 5.1.1 奥氏体化过程的加热工艺流程 |
| 5.1.2 奥氏体晶粒的测定方法 |
| 5.1.3 奥氏体化温度对晶粒长大的影响 |
| 5.1.4 奥氏体化保温时间对晶粒长大的影响 |
| 5.2 试验钢高温热变形行为研究 |
| 5.2.1 热变形真应力-真应变曲线 |
| 5.2.2 热压缩过程动态再结晶规律 |
| 5.2.3 热变形本构模型 |
| 5.2.4 动态材料模型热加工图 |
| 5.3 试验钢的奥氏体冷却相变 |
| 5.3.1 相变点的试验测定 |
| 5.3.2 试验钢动态CCT曲线的测定 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 热处理工艺对NM600耐磨钢组织和性能的影响 |
| 6.1 在线淬火后回火温度对耐磨钢组织性能的影响 |
| 6.1.1 试验材料与轧制工艺 |
| 6.1.2 试验钢微区元素分布特征 |
| 6.1.3 不同回火温度的显微组织 |
| 6.1.4 不同回火温度的力学性能 |
| 6.1.5 回火过程中Nb析出相演化规律 |
| 6.2 离线热处理工艺研究 |
| 6.2.1 淬火与低温回火正交试验设计 |
| 6.2.2 1#试验钢正交试验结果分析 |
| 6.2.3 2#试验钢正交试验结果分析 |
| 6.2.4 正交试验中试验钢组织演化规律 |
| 6.2.5 冲击断口纵剖面裂纹分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 NM600耐磨钢冲击磨损性能及磨损机理研究 |
| 7.1 试验材料 |
| 7.2 MLD-10型试验机测试数据误差修正 |
| 7.3 磨损参数对试验钢磨损性能的影响规律 |
| 7.3.1 磨损时间对磨损性能的影响规律 |
| 7.3.2 冲击功对磨损性能的影响规律 |
| 7.4 试验钢磨损区域微观结构分析 |
| 7.4.1 磨损表面形貌分析 |
| 7.4.2 磨损亚表层微观组织分析 |
| 7.5 磨损机理研究 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 NM600耐磨钢磨损特性相关性分析 |
| 8.1 试验材料 |
| 8.2 组织与耐磨失重量的相关性 |
| 8.3 冲击能量与磨损表面的相关性 |
| 8.4 冲击能量与磨损亚表层的相关性 |
| 8.5 本章小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）合金元素相分配对珠光体钢共析转变过程及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高碳珠光体钢的工程应用要求 |
| 1.3 珠光体转变与组织特征 |
| 1.3.1 共析转变的热动力学过程 |
| 1.3.2 珠光体微观组织和晶体学特征 |
| 1.4 合金元素对珠光体组织和性能的影响 |
| 1.4.1 合金元素对共析转变过程的影响 |
| 1.4.2 合金元素的分配行为 |
| 1.4.3 合金元素分配行为对珠光体组织及性能的影响 |
| 1.4.4 合金元素交互作用的理论计算 |
| 1.5 本文研究目的和内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 技术路线及内容 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料及其制备 |
| 2.2 材料微观结构分析 |
| 2.2.1 金相显微分析(OM) |
| 2.2.2 扫描电子显微分析(SEM) |
| 2.2.3 三维原子探针分析(3DAP) |
| 2.3 热分析 |
| 2.3.1 相图计算 |
| 2.3.2 热机械分析(TMA) |
| 2.4 力学性能试验 |
| 2.4.1 微机控制电子万能试验 |
| 2.4.2 洛氏硬度测试 |
| 2.5 理论计算 |
| 2.5.1 第一性原理基础 |
| 2.5.2 VASP软件简介 |
| 2.5.3 VASP计算过程及参数设置 |
| 第三章 合金元素对珠光体钢组织转变和性能的影响 |
| 3.1 合金元素对高碳钢奥氏体晶粒长大动力学的影响 |
| 3.2 原奥氏体晶粒度对共析转变过程及性能的影响 |
| 3.2.1 正火条件下原奥氏体晶粒度的影响 |
| 3.2.2 等温共析转变条件下原奥氏体晶粒度(PAGS)的影响 |
| 3.2.3 等温共析转变条件下珠光体长大动力学分析 |
| 3.3 合金元素对珠光体转变过程及性能的影响 |
| 3.3.1 Mn、Si元素对珠光体转变过程的影响 |
| 3.3.2 合金元素对珠光体组织热稳定性的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Mn元素在共析转变过程中的相分配行为研究 |
| 4.1 Mn元素在珠光体两相间的分配行为 |
| 4.1.1 共析转变状态的影响 |
| 4.1.2 Mn元素含量的影响 |
| 4.1.3 Mn元素分配行为对珠光体组织和性能的影响 |
| 4.2 Mn元素相分配行为的第一性原理研究 |
| 4.2.1 珠光体模型的建立 |
| 4.2.2 Mn元素分配行为对珠光体模型键合能力和稳定性的影响 |
| 4.2.3 Mn元素分配行为的电子结构分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 Si元素在共析转变过程中的相分配行为研究 |
| 5.1 Si元素在珠光体两相间的分配行为 |
| 5.1.1 共析转变状态的影响 |
| 5.1.2 Si元素含量的影响 |
| 5.1.3 Si元素分配行为对珠光体组织和性能的影响 |
| 5.2 Si元素分配行为的第一性原理研究 |
| 5.2.1 Si元素在渗碳体相中的择优占位研究 |
| 5.2.2 Si元素分配行为对珠光体模型键合能力和稳定性的影响 |
| 5.2.3 Si元素分配行为的电子结构分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 Mn-Si元素在共析转变过程中的交互作用研究 |
| 6.1 Mn-Si元素交互作用及对珠光体组织性能的影响 |
| 6.2 Mn-Si元素交互作用的第一性原理研究 |
| 6.2.1 Mn-Si元素交互作用对珠光体模型键合能力和稳定性的影响 |
| 6.2.2 Mn-Si元素交互作用的电子结构分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 致谢 |
（8）球化处理对铁素体-珠光体钢腐蚀行为和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 油船货油舱内底板的腐蚀 |
| 1.2.1 货油舱内底板腐蚀环境 |
| 1.2.2 货油舱内底板的腐蚀机理 |
| 1.3 腐蚀防护措施 |
| 1.3.1 涂料 |
| 1.3.2 缓蚀剂 |
| 1.3.3 表面处理 |
| 1.3.4 电化学保护 |
| 1.3.5 耐蚀钢 |
| 1.4 铁素体-珠光体钢在模拟货油舱内底板环境中的腐蚀 |
| 1.4.1 电极反应 |
| 1.4.2 电偶腐蚀 |
| 1.5 球化工艺 |
| 1.5.1 球化退火 |
| 1.5.2 淬火+高温回火 |
| 1.5.3 形变球化退火 |
| 1.6 本论文的选题、研究目的及内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验材料及热处理工艺 |
| 2.2 形貌和相分析 |
| 2.3 力学性能表征 |
| 2.4 失重实验 |
| 2.5 电化学测试 |
| 第三章 球化处理对不同碳含量的铁素体-珠光体钢在模拟溶液中腐蚀行为和力学性能的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 球化处理对高碳的CS1钢在模拟溶液中腐蚀行为和力学性能的影响 |
| 3.2.1 实验结果与讨论 |
| 3.3 球化处理对中碳的CS2钢在模拟溶液中腐蚀行为和力学性能的影响 |
| 3.3.1 实验结果与讨论 |
| 3.4 球化处理对低碳的CS3钢在模拟溶液中腐蚀行为和力学性能的影响 |
| 3.4.1 实验结果与讨论 |
| 3.5 球化处理对不同碳含量铁素体-珠光体钢性能影响的对比 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 球化处理和Cu微合金化对中碳钢在模拟溶液中腐蚀行为和力学性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验结果与讨论 |
| 4.2.1 显微组织表征 |
| 4.2.2 力学性能 |
| 4.2.3 腐蚀形貌和相分析 |
| 4.2.4 Cu的再沉积过程 |
| 4.2.5 失重实验结果 |
| 4.2.6 电化学测试结果 |
| 4.2.7 讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 球化处理对低碳含Cu钢在模拟溶液中腐蚀行为和力学性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验结果与讨论 |
| 5.2.1 显微组织表征 |
| 5.2.2 力学性能 |
| 5.2.3 腐蚀形貌和相分析 |
| 5.2.4 失重实验结果 |
| 5.2.5 电化学测试结果 |
| 5.2.6 讨论 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 总结论 |
| 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 |
（10）中高碳珠光体车轮钢的合金化与强韧化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 车轮钢的研究现状 |
| 1.3 车轮钢强韧性的影响因素 |
| 1.3.1 冶金质量 |
| 1.3.2 组织状态 |
| 1.4 珠光体的多尺度组织结构与韧性 |
| 1.5 本文的主要研究目的和内容 |
| 第二章 V和Si对中碳珠光体车轮钢显微组织和强韧性的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 奥氏体晶粒与显微组织观察 |
| 2.3.2 力学性能 |
| 2.3.3 物理化学相分析 |
| 2.4 分析与讨论 |
| 2.4.1 V对相变规律与显微组织的影响机理 |
| 2.4.2 Si对相变规律与显微组织的影响机理及Si-V协同作用 |
| 2.4.3 强度与硬度 |
| 2.4.4 冲击韧性 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 V在高碳珠光体车轮钢中的作用 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 珠光体韧性的组织控制单元研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 解理面尺寸与珠光体团/块尺寸之间的关系 |
| 4.3.2 解理面组织观察 |
| 4.3.3 解理裂纹扩展分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 全文总结与展望 |
| 5.1 主要结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 硕士期间参加的科研项目及发表论文 |
四、铌在珠光体钢中作用的电子显微镜研究（论文参考文献）
- [1]铌对高碳钢正火态和退火态组织的影响[D]. 刘铖霖. 昆明理工大学, 2019(01)
- [2]Nb微合金化对桥索用高碳钢相变特性及热变形过程的影响[D]. 王凯. 钢铁研究总院, 2018(12)
- [3]合金元素及强磁场对高碳钢珠光体相变及微观结构的影响[D]. 冯路路. 武汉科技大学, 2021
- [4]高强度耐蚀钢轨的研究[D]. 任安超. 武汉科技大学, 2012(05)
- [5]X70和X90管线钢强韧性能优化研究[D]. 李忠义. 北京科技大学, 2021(08)
- [6]NM600耐磨钢的组织性能调控及磨损特性研究[D]. 温二丁. 北京科技大学, 2020(06)
- [7]合金元素相分配对珠光体钢共析转变过程及性能的影响[D]. 黄羚惠. 东南大学, 2020(01)
- [8]球化处理对铁素体-珠光体钢腐蚀行为和力学性能的影响[D]. 刘虎. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [9]铌在珠光体钢中作用的电子显微镜研究[J]. 赵坚,张文莱,黄孝瑛,郭薇,潘天喜,姚蘅. 电子显微学报, 1984(04)
- [10]中高碳珠光体车轮钢的合金化与强韧化研究[D]. 左越. 云南大学, 2016(02)