一、Cr_(17) Ni_2钢平面应变断裂韧性K_(1c)的测试（论文文献综述）
卢铁[1]（2021）在《DT506钢组织性能和动态行为研究》文中提出为实现钢的超高强高韧一般添加较贵重元素Co,这极大的增加了钢的成本。同时由于材料在使用过程中易受到强动载荷作用,如何实现低成本、超高强高韧并具备良好的动态性能已成为新钢种开发的关键性问题。本文以自主设计的一种低合金超高强度DT506钢为研究对象,该钢主要特点是无Co低Ni。对DT506钢进行连续冷却转变试验、热处理试验以及分离式霍普金森压杆试验,系统分析了其过冷奥氏体连续冷却转变规律、热处理工艺对其组织性能以及屈强比对动态力学性能的影响规律。取得的主要研究成果如下:（1）将DT506钢将加热到950℃保温10min,然后以0.028℃/s～19℃/s的冷却速度冷却到室温,测得相变点Ac1和Ac3分别为665℃和775℃,MS和Mf分别为265℃和90℃。当冷却速度高于0.138℃/s时均得到完全马氏体组织,当冷却速度降低至0.055℃/s时,得到贝氏体和马氏体两相组织。（2）正火温度和回火保温时间对DT506的准静态力学性能影响并不大,淬火温度和回火温度的对其准静态力学性能影响显着。DT506钢经810℃～1000℃淬火后,随着淬火温度的提高,其抗拉强度和屈服强度均先增加随后逐渐降低,均在860℃淬火后达到峰值,随后逐渐降低;冲击功在810℃～860℃之间逐渐下降,当温度升高至900℃达到最高值后不断下降;断裂韧度则总体呈现提高趋势。（3）DT506钢经150℃～680℃回火后,随着回火温度的提高,其抗拉强度逐渐降低,而屈服强度先升高,在350℃达到峰值,随后逐渐降低;冲击功则逐渐升高在260℃回火后达到峰值,随后快速降低,在450℃回火时出现回火脆性,冲击功此时达到最低值。DT506钢在920℃×1h空冷+880℃×1h油淬+260℃×3h空冷后,获得最佳的综合力学性能,其抗拉强度:1915.5MPa、屈服强度1531.5MPa、冲击功:64J、断裂韧度:108MPam1/2。（4）在0.001s-1～3100s-1的应变速率下,随着应变速率的增加,DT506钢的应力极限和屈服强度均不断增加,材料表现出较强的应变率强化效应。在相同应变速率下,DT506钢屈强比越低,材料的应力极限和屈服强度越高,表现出的应变率敏感性也就越强。并建立了C-S和J-C动态本构模型,为DT506钢的工程应用提供了理论依据。
王博[2]（2021）在《Fe基中熵及非晶合金的组织和力学性能研究》文中指出由序/熵调控设计得到的高熵合金和非晶合金,颠覆了传统的材料设计思想,并在性能上不断取得突破。其中非等原子比-多相第二代高熵合金的设计自由度大、性能上的鸡尾酒效应发挥更充分,而同时发展起来的中熵合金的主元素种类更少、易于工业化应用。本文系统研究了Mn元素含量变化对Fe-XMn-5Si-10Cr-0.9C（X=10～25,wt.%）中熵合金组织和力学性能的影响。研究结果表明,合金的组织为fcc结构,随着Mn元素含量的增加位错密度呈现先增大后减小的趋势。Fe-15Mn-5Si-10Cr-0.9C中熵合金的位错密度最高,为4.8×1015m-2,其压缩塑性应变、断裂强度和加工硬化指数分别达到16.8%、2381 MPa和0.42,断口形貌中呈现大量细小均匀的韧窝以及河流状花样,适量的Mn元素添加可以提高合金的力学性能。在此基础上,本文通过深冷预变形处理对Fe-15Mn-5Si-10Cr-0.9C中熵合金进行强化研究。研究结果表明,在深冷预变形处理后合金的层错能较室温明显降低,位错类型随着深冷次数的增加由刃位错向螺位错转变,位错密度在深冷三次时较室温提高了一个数量级为4×1016m-2,从而使得合金的力学性能较室温得到显着改善,其压缩塑性应变、断裂强度和加工硬化指数分别为24.6%、3002 MPa和0.57,合金的变形机制是由TWIP效应、TRIP效应与位错滑移共同作用。在3次深冷预变形处理后合金的断口形貌中解理台阶基本消失,中心和边缘区域的韧窝数量较室温明显增加,并且均匀密集分布,表明深冷预变形处理能够有效改善合金的力学性能。最后,本文研究了Cr元素含量变化对Fe-15Mn-5Si-XCr-0.2C（X=10～18,wt.%）合金缺口韧性的影响。研究结果表明,合金组织由晶体相和非晶相组成,断后出现hcp相,合金体系在形变过程中诱导产生马氏体相变,由TRIP效应对基体韧塑化。合金体系的原子尺寸差（δ）均大于9.9,混合焓(ΔHmix)为-14.34～-14.47 k J·mol-1,混合熵(ΔSmix)为8.73～10.06 k J·mol-1·K-1,具有一定的非晶形成能力且混合熵在中熵合金的范围。Fe-15Mn-5Si-15Cr-0.2C试样的断裂韧性和断裂能分别达到108.466±5 MPa m1/2和600.25 k Jm-2,且断口呈现大量等轴韧窝和脉络纹花样区,适当的增加Cr元素含量有利于提高试样的韧性。
冯家伟[3]（2018）在《2.5 GPa级马氏体时效钢的微观组织与力学行为研究》文中进行了进一步梳理当马氏体时效钢的抗拉强度达到2.5 GPa以上时,其断裂韧度将呈现急剧降低的特征,此时极易发生应力低于材料屈服强度的脆断事故,严重限制了它的发展。因此,对于马氏体时效钢而言,强度高仅是应用的前提,韧性好才是安全的保障,如何能够在不降低强度的基础上提高断裂韧性以充分发挥其应用潜力,便成为马氏体时效钢性能优化的重要研究方向。通常,马氏体时效钢的高强度是通过固溶强化、相变强化和沉淀强化叠加而实现的,而时效过程中析出的纳米级强化相对材料强度和韧性的贡献最为明显。因此,研究不同时效状态下马氏体时效钢中的组织演化规律及其与强韧性的关系,将有助于加深对马氏体时效钢强化及断裂机理的认识,为马氏体时效钢解决强韧性不能兼顾的技术难题提供相关思路。本文以2.5 GPa级马氏体时效钢为研究对象,设计并优化了该钢的热处理工艺,确定了最佳的热处理工艺,即:820℃固溶处理/1 h+深冷处理/1 h+480 ℃时效处理/不同时间。力学性能测试结果表明,随着时效时间的延长,2.5 GPa级马氏体时效钢的抗拉强度由深冷态的800 MPa升至峰时效态的2500 MPa,然而其断裂韧性也由106MPa·m1/2降至20MPa.1m1/2,峰时效以后,马氏体时效钢的抗拉强度开始降低,同时断裂韧性逐渐升高。此外,试验用钢的疲劳裂纹扩展速率也随着沉淀反应的进行表现出先加快后减慢的趋势。组织表征结果显示,2.5 GPa级马氏体时效钢在冷处理态的组织结构为板条马氏体+残余奥氏体,没有原子团簇和析出相;时效初期,基体中Ni、Ti原子将首先发生偏聚并形成团簇;时效时间延长至4h时,Ni-Ti团簇转变为Ni3Ti,同时在Ni3Ti与基体的界面处出现了富Mo相;当时效时间达到48h以上时,Ni3Ti开始发生粗化,同时富Mo相过渡为Ni3Mo。在整个时效过程中,基体中逆转变奥氏体含量都是不断提高的。利用2.5 GPa级马氏体时效钢中析出相的演化规律,初步探讨了时效过程中钢中析出相与材料力学行为的关系。
田家龙[4]（2018）在《Co对Fe-Cr-Ni-Co-Mo-Ti系马氏体时效不锈钢的组织和性能的影响》文中研究表明飞机起落架是飞机上最重要的结构件之一,其性能与飞机的使用安全密切相关。统计显示,70%以上的航空飞机事故都与起飞和降落过程中起落架的失效有关,因此提高飞机起落架材料的综合性能至关重要。飞机起落架严苛的服役环境要求新一代飞机起落架材料同时兼顾高强度（抗拉强度>1.9 GPa）、高韧性（断裂韧性>70 MPa.m1/2）和优异的耐蚀性能（与15-5 PH相当）,目前已经工业化应用的飞机起落架材料多为高强度低合金钢（如300M）,其强韧性可以达到指标要求,但是耐蚀性能较差,难以满足飞机起落架材料的耐蚀性能要求,必须采用表面涂层来改善耐蚀性能。马氏体时效不锈钢以其优异的综合性能（高强度、高韧性、优异的耐蚀性、良好的焊接性能等）而成为替代传统飞机起落架用低合金高强度钢的首选材料。本文系统地研究了 Fe-Cr-Ni-Co-Mo-Ti系马氏体时效不锈钢中Co对其组织和性能的影响,并通过三维原子探针和第一原理计算从原子尺度揭示了 Co与其他合金元素的相互作用机制。在此基础上,作者通过合金成分的优化,成功地开发出一种兼顾强韧性和耐蚀性的新型马氏体时效不锈钢材料,有望替代传统的低合金高强度钢而成为新一代飞机起落架用材料。在Co对马氏体时效不锈钢耐蚀性能的影响研究中,发现Co会促进时效过程中Cr的调幅分解,进而恶化马氏体时效不锈钢的耐蚀性能。在马氏体时效不锈钢中,随着Cr的调幅分解幅度的增加,钝化膜表面波动的正弦波长逐渐降低,因而,钝化膜的稳定性在逐渐降低,进而会导致马氏体时效不锈钢的耐蚀性能降低。Co会增加Fe原子之间的铁磁相互作用,降低Cr原子形成团簇的临界浓度,进而提高Cr原子团簇的稳定性。马氏体时效不锈钢在时效过程中析出相的演化机制研究发现,马氏体时效不锈钢中有两种析出相:Ni3Ti和R相。在时效初期,Ni3Ti最先形核,随后R相会在Ni3Ti与基体的界面处形核。随着时效时间的延长,两种析出相的长大过程存在相互竞争机制。当Ni3Ti的长大过程占据优势时,R相会在Ni3Ti的表面以薄片状的形态存在,R相与Ni3Ti一起形成核-壳结构;当R相的长大过程占据优势时,不同Ni3Ti与基体界面处形成的R相会联结到一起,形成尺寸较大的R相。在Co对马氏体时效不锈钢时效硬化行为的影响研究中,发现Co既能使马氏体时效不锈钢的峰时效时间提前,还能提高峰时效态下马氏体时效不锈钢的强度。Co会增加马氏体时效不锈钢时效过程中Ni3Ti的形核率,在提高Ni3Ti数量密度的同时,减小Ni3Ti的尺寸,进而增强Ni3Ti的析出强化效应。同时还发现,Co是通过促进时效初期Ni-Ti的团簇化过程进而提高Ni3Ti的形核率,Co能够增加Ni-Ti团簇化所需的热力学驱动力;与此同时,Co也会降低Ni和Ti原子的扩散激活能,增加Ni-Ti团簇化所需的动力学驱动力。本文成功地开发了一种新型Fe-Cr-Ni-Co-Mo-Ti马氏体时效不锈钢,并利用双真空冶炼技术实现了200kg级的半工业化制备。开发的新型马氏体时效不锈钢具有优异的综合性能:抗拉强度为1.915 GPa,断裂韧性为77.1 MPa.m1/2,耐蚀性能与15-5 PH相当,均达到了新一代飞机起落架材料的性能要求,与目前商用的马氏体时效不锈钢相比,在综合性能上表现出显着的优势。
李新宇[5]（2017）在《Co-Mo不锈轴承钢的组织结构和强韧、疲劳性能研究》文中研究说明在航空航天领域中,轴承面临严苛的服役环境,而轴承钢中较高的Co和Mo元素极大的影响着钢的性能。因此研究Co和Mo对轴承钢的强韧性的影响规律和较低Co、Mo的钢的性能对新型航空轴承钢的开发和应用具有十分重要的意义。本文在12Co-5Mo钢的基础上研究了降低Co、Mo后钢的组织和强韧性;讨论了 Co和Mo对低碳Cr-Co-Mo-Ni不锈轴承钢的强韧性的影响规律;研究了 Co、Mo较高的12Co-5Mo钢的热处理工艺和室温扭转疲劳性能。并对具有应用前景的12Co-5Mo钢、5Co-2Mo-3Ni钢、8Co-3Mo钢进行了缺口拉伸性能研究,对12Co-5Mo钢作了高温扭转性能研究。本文通过光学显微镜、SEM、EDS、XRD、TEM等分析手段观察试验钢的组织、亚结构、第二相和断口形貌。Co、Mo元素含量降低及匹配改变,使试验钢的综合力学性能降低。试验钢的淬火及回火组织为板条马氏体+残余奥氏体,在Co、Mo元素的影响下,Creq、Nieq差值变大,致使试验钢组织中残余奥氏体减少,差值超过7.9%,产生δ-铁素体,小于3.9%,则不产生。并且,碳化物由含量1.17%的颗粒状的M6C改变成含量低于0.15%的针状M2C。试验钢的强度受碳化物影响较大。试验钢的韧性主要受δ-铁素体影响,δ-铁素体含量大于6.3%则试验钢会产生脆性,含量小于1.1%则不降低试验钢的韧性。钢在不同固溶温度下的硬度、冲击功和强度变化不大,钢的断裂韧度随着固溶的的升高呈上升趋势。影响12Co-5Mo钢的韧性较低的主要原因为碳化物。碳化物含量较高,达到2.5%时,对断裂韧性影响明显。试验钢的固溶温度选择1070℃,冷处理工艺选择-90℃保持2h时钢的综合力学性能最优。试验钢的光滑拉伸断口为韧性断裂而缺口拉伸断口为解理断裂,应力集中系数增加,断口解理平台增多,裂纹扩展加快。应力集中系数越大,12Co-5Mo钢和5Co-2Mo-3Ni钢的缺口强度比NSR值越高,缺口强化效应越强。8Co-3Mo钢在某一临界Kt时,NSR最大,缺口强化效应最大。试验钢高温扭转断裂过程为,试样在扭应力作用下多点起裂,迅速扩展形成剪切韧窝,扩展至中心附近时,形成近瞬断区,最后在中心处拉断,形成等轴韧窝。随着试验温度的升高,钢中的碳化物的含量和间距变化不大,但尺寸略有增大。随着应力的升高,12Co-5Mo钢的断裂类型基本依从NF+TS—NF+LS—LS顺序转变。钢的破坏模式以表面破坏（S）和近表面破坏（SI）为主,缺陷类型以氧化物夹杂为主。Ⅱ型载荷下,12Co-5Mo钢的△Kth的值为1.46～1.83 MPa·m1/2,Ⅰ型载荷下△th的值为3.66～4.57 MPa··1/m,在裂纹形成初期,当△K大于1.46 MPa·m1/2时,裂纹满足稳态扩展的条件,在没有大裂纹存在时,当△K继续增大到3.66MPa·m/2时,形成纤维区。12Co-5Mo钢的断裂过程中受载荷情况为:Ⅱ型载荷—Ⅰ型载荷—Ⅱ型载荷—Ⅰ+Ⅱ型载荷。但如果有大裂纹产生,则不会产生纤维区,受载荷情况则为:Ⅱ型载荷—Ⅰ+Ⅱ型载荷,直至断裂。在350MPa应力下,当夹杂物尺寸小于5um时,12Co-5Mo钢的疲劳寿命超过107循环周次。
章伟钢[6]（2017）在《2800MPa级马氏体时效钢组织性能的研究》文中研究指明马氏体时效钢早已经被广泛应用于航空航天等领域。尤其是在它进行过离子渗氮处理过后,其性能更加优越。作为超高强度钢的杰出代表,使用量呈现日益增加的趋势。但是目前研究者们探索的屈服强度高达2800 MPa的400级马氏体时效钢由于塑韧性太低,并且高含量的合金元素导致成本过高,且生产工艺较为复杂而并没有得到广泛的应用。因此探寻具有良好工艺性和力学性能的超高强度马氏体时效钢迫在眉睫。马氏体时效钢的强化机制有固溶强化、相变强化和析出强化,其中析出强化使强度的增加最具优势。强化元素主要有Ti、Al、Mo,对应析出相为Ni3Ti、NiAl、Ni3Mo、Fe2Mo,同等重量比的情况下,Ti和A1对强度贡献较大,但严重损害韧性。Co可以使得Mo元素在基体内易于形成过饱和固溶体,抑制位错回复,继而使析出相获得更多的形核位置,促进其细小均匀弥散析出,相对于Ti元素或A1元素的单独强化具有更好的强韧性配比。为了更好地了解马氏体时效钢的力学相关性能及合金元素特别是Co元素和Mo元素对2800MPa级马氏体时效钢力学性能的影响,本文设计制备了 9Co5Mo、14Co5Mo和14Co7Mo三种试验钢,研究了试验钢经不同热处理后的组织与力学性能,结果表明:（1）14Co5Mo再结晶温度也即是最佳固溶温度为820℃,在780℃以下固溶时,14Co5Mo试验钢遗留了部分锻态变形组织,未能完全再结晶,出现混晶。此外,试验钢14Co7Mo的再结晶完成温度则为840℃。（2）Co和Mo对试验钢的Ms点和Mf点有较大影响:相比9Co5Mo,较高的Co含量使14Co5Mo试验钢的Ms点和Mf点分别提高71℃和91℃;相比9Co5Mo,较高的Mo、Ti含量使14Co7Mo试验钢Ms点大幅降低192℃,导致其Mf点低于室温。（3）9Co5Mo试验钢和14Co5Mo试验钢峰时效温度为480℃,14Co7Mo试验钢峰时效温度为500℃,其中,在峰时效时,9Co5Mo试验钢抗拉强度和屈服强度分别为2103MPa和2052MPa,对应断后伸长率、断面收缩率和冲击功分别为9.0%、63%和41J而14Co5Mo试验钢抗拉强度和屈服强度分别为2190MPa和2121MPa,对应断后伸长率、断面收缩率和冲击功分别为10.5%、68%和44J;14Co7Mo试验钢抗拉强度和屈服强度分别为2765MPa和2677MPa,对应断后伸长率、断面收缩率和冲击功分别为6.0%、45%和15J。（4）试验钢14Co7Mo深冷后基体组织为板条马氏体;于500℃时效5h时,可见在基体上析出的短棒状金属间化合物,直径约为4nm,长度约为10nm,随着时效时间延长,金属间化合物进发生长大和粗化,时效时间达到100h后,直径约为20nm,长度约为35nm。（5）14Co7Mo的最佳热处理制度为14Co7Mo试验钢最佳热处理为840℃×1h油淬,-73℃×1h升温至室温,500℃×5h空冷,可在2800MPa强度级别获得较好的综合力学性能。
田磊[7]（2014）在《G55SiMoV钢等温淬火工艺及其组织、性能研究》文中指出研究者一直试图获得强韧性配合更好的轴承钢及高质量轴承,高强度相和高韧性相的混合可以使材料保持高强度的同时韧性得到较大提高,其中马氏体／贝氏体（Martensite/bainite, M/B）复相组织钢具有较高的冲击韧性、屈服强度和断裂韧性,然而复相组织对力学性能的影响尚无统一认识。预加形变和附加应力条件下的贝氏体相变是一个新的研究热点。由于贝氏体转变的复杂性,在不同试验条件的研究中得出了不同结论：一些研究发现预加形变可以使贝氏体相变的孕育期缩短,但最终获得的贝氏体体积分数减小；另一些研究发现形变量的增加会缩短孕育期,同时使贝氏体体积分数增加,这些研究更多关注连续冷却过程而非等温转变过程。预加形变和附加应力条件下等温转变的研究不仅对丰富贝氏体相变理论有重要意义,还可以指导贝氏体组织在形变热处理中的应用。针对以上问题,本研究以试制的中碳轴承钢（G55SiMoV）为研究对象,在系统研究等温淬火工艺对G55SiMoV钢组织及性能影响基础上,得出获得M/B复相组织的等温淬火热处理制度；通过分析组织形态对性能的影响,深入讨论M/B复相组织的韧化机理及回火稳定性；通过组织观察和动力学分析,讨论预加形变及附加应力对等温转变的影响。主要研究内容和结论如下：1.试生产了满足轧机工况的G55SiMoV热轧棒材。根据热模拟结果绘制了G55SiMoV钢的动态CCT曲线,结合合金元素作用分析了该钢的相变动力学参数。通过正交试验明确主要工艺参数（奥氏体化温度、等温温度和等温时间）对力学性能的影响,确定了G55SiMoV轴承钢等温淬火的最佳工艺规范：奥氏体化温度910℃、等温淬火温度280℃、淬火等温时间30～45min、淬火介质50%KNO3+50%NaNO2。G55SiMoV钢经以上等温淬火工艺处理后可获得M/B复相组织,其中贝氏体（主要为下贝氏体）含量约为15～25%。M/B复相组织G55SiMoV钢的主要性能为：硬度HRC>57、冲击韧性≥20J/cm2。等温淬火工艺适用于实际生产的大尺寸工件,可使036mm以下的试样获得较高硬度（HRC≥55）,并在整个截面上获得M/B复相组织。2.通过对比G55SiMoV和GCr15两种钢单一马氏体组织与M/B复相组织的力学性能和断口形貌,研究了M/B复相组织的韧化机理。结果表明,M/B复相组织韧性的显着提高主要是由于解理单元细化及贝氏体通过塑性变形有效缓和了裂纹尖端应力。随奥氏体化温度升高组织显着粗化,组织中残留奥氏体量增加。1050℃奥氏体化试样断口的解理单元尺寸较大,随奥氏体化温度降低解理单元尺寸减小。270℃、290℃等温淬火组织中贝氏体尺寸分别为6μm和11μm,较高温转变得到的粗、长贝氏体可以更有效的分割奥氏体晶粒,这使得290℃等温淬火试样韧性提高更显着。贝氏体含量较低时,马氏体对贝氏体产生显着的应变强化作用,由细化马氏体片条带来的韧性增加被部分抵消,韧性提高幅度较小。当贝氏体含量升高时（马氏体含量明显减少）,马氏体对贝氏体的应变强化作用降低使材料韧性得到显着提高。3.对等温淬火试样进行不同温度、不同时间的回火,通过组织观察、力学性能测试和电阻率测量研究了M/B复相组织的回火稳定性。结果表明,等温淬火处理的G55SiMoV试样有较好的回火稳定性,300℃以下回火时组织变化不明显,硬度基本不变。300℃回火时出现回火脆性,该M/B复相组织钢的回火脆性温度几乎不受贝氏体含量的影响,但增加贝氏体含量可以使韧性降幅减小。这是由于随等温淬火时间增加（贝氏体含量增加）更多的碳扩散至未转变的奥氏体中使奥氏体含碳量增加、稳定性提高。当贝氏体含量为25%和30%时,奥氏体含碳量从1.1%分别提高至1.43%和1.52%。与单一马氏体组织相比,M/B复相组织在深冷过程中组织稳定性更高,经深冷处理后的M/B复相组织轴承钢能更好的满足轧机轴承服役条件。4.通过组织观察和动力学分析,研究了预加形变及附加应力对等温转变的影响。结果表明：奥氏体预加形变有利于细化组织,施加相同形变时奥氏体化温度越高等温转变获得的贝氏体片条越长。形变对等温转变的影响是促进因素和抑制因素综合作用的结果,在促进和抑制作用间存在一个形变量的临界值,随形变量增加、形变温度降低,促进作用减弱、抑制作用增强。附加应力总是加速等温转变,并使最终获得的贝氏体体积分数增加。290℃等温淬火时应力对相变的促进作用更显着,当附加应力达到150MPa时贝氏体片条呈方向性排列。
张丽娜[8]（2014）在《4Cr13本构模型建立和切削性能研究》文中指出4Cr13是一种中碳马氏体型不锈钢，具有抗腐蚀性能和较高的硬度等优点，广泛应用于机械、食品、石油天然气和化工等领域。4Cr13不锈钢属于常见的难加工材料。韧性大、导热系数低，使得切削时塑性变形大和温度高，并且其加工硬化严重，造成其切削加工十分困难。这制约了不锈钢的发展，为了克服这些问题同时提高难加工材料加工水平，本文对4Cr13不锈钢的力学性能和切削性能进行了研究。对4Cr13不锈钢的动态力学性能，仿真切削以及切削过程中的切削力、切屑形态以及刀具磨损进行了研究。以下是本文开展的工作：（1）通过静态拉伸实验和分离式动态压缩实验（SHPB）得到不同应变率和不同温度下的真实应力-真实应变数据，计算得到4Cr13不锈钢的Johnson-Cook模型，分析得到4Cr13不锈钢具有应变率强化和温度软化效应，为后面章节的仿真建立材料塑性模型。（2）通过ABAQUS软件对4Cr13不锈钢的切削过程进行仿真，研究切削过程中切屑的锯齿形成过程以及切削力随切削速度的变化规律。（3）在数控车床LBR370上进行了4Cr13不锈钢的正交切削实验，研究了切削速度和进给量对切削力和切屑形态的影响规律，并且将本章所得的切削力和切屑形态和仿真所得的结果进行对比，验证了4Cr13不锈钢JC模型和仿真模型。（4）通过单因素和正交设计实验对4Cr13不锈钢高速铣削下切削性能进行了研究，得到了4Cr13不锈钢一定切削范围内的最优切削参数，建立了4Cr13不锈钢铣削力模型，分析了切削参数对切削力的影响规律，同时，分析了切削参数对刀具磨损影响规律。
舒俊[9]（2013）在《汽车排气系统用铁素体不锈钢耐蚀性能和成形性能的研究》文中认为铁素体不锈钢具有良好的耐腐蚀性能，线膨胀系数低，同时成本低廉，被广泛应用于汽车排气系统。近年来，随着汽车使用寿命要求和排气温度的不断升高，对汽车排气系统冷端耐局部腐蚀性能和热端高温抗氧化性提出了更高的要求。排气系统冷端用不锈钢主要通过合金元素铬、钼和铜的添加来提高其耐局部腐蚀性能，代表材料为00Cr19NbTi。汽车排气歧管用不锈钢提高高温抗氧化性能的方式主要为两种，一是在铬含量较高的情况下添加钼和稀土元素铈，二是通过硅含量来增加其高温抗氧化性，代表材料分别为00Cr18NbTi和00Cr14Nb。由于排气歧管加工形状复杂，且硅添加量的增加会对铁素体不锈钢的成形性不利，所以提高00Cr14Nb铁素体不锈钢的成形性能成为研究的关键。本文借助于扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X射线光电子谱（XPS）、电子背散射衍射技术（EBSD）、X-ray技术以及力学性能检测等分析技术和测试设备，研究了铜和钼对铁素体不锈钢在氯离子腐蚀介质中的局部腐蚀能力的影响，并且优化了铜的加入量。另外，在汽车排气系统高温端材料00Cr18NbTi的基础上通过合金元素钼和稀土铈的添加，研究了其对高温氧化的作用机理，同时还研究了合金元素和工艺条件对低铬高硅00Cr14Nb铁素体不锈钢成品板成形极限曲线的影响，其主要结论如下：在汽车排气系统用00Cr19NbTi铁素体不锈钢的基础上单独加入一定量的铜和钼能提高其抗点蚀性能，研究结果表明单独添加铜和钼铁素体不锈钢在氯离子腐蚀介质中具有良好的耐应力腐蚀性能，铜和钼同时添加会增加铁素体不锈钢的应力腐蚀敏感性，最佳铜和钼的添加量分别为0.2%和1.63%。因为铜在铁素体中的固溶量～0.20%，铜的电位高，能提高不锈钢表面钝化膜的耐点蚀能力。继续添加铜含量至0.50%，由于过饱和铜的析出，不锈钢点蚀抗力和耐应力腐蚀性能明显下降。同时研究了含铜0.50%和钼1.63%的铁素体不锈钢在600℃下的时效行为，结果表明：随着时效时间的增加，ε-Cu相不断析出和长大，促进了其周围基体的优先腐蚀，钼的快速腐蚀促进了点蚀坑尖端腐蚀沟槽的产生，在应力的作用下应力腐蚀裂纹萌生。时效时间较短时，ε-Cu析出相小且主要分布在晶内，点蚀沿晶内扩展容易，应力腐蚀开裂方式主要以穿晶型开裂为主；随着时效时间的增加，ε-Cu相的尺寸明显长大，并且在晶界的分布明显，裂纹在晶界上的扩展比晶内更容易，应力腐蚀开裂方式以沿晶开裂为主。在汽车排气管热端用铁素体不锈钢00Cr18NbTi的基础上添加1.90%的合金元素钼可提高不锈钢的高温抗氧化性，研究表明合金元素钼促进了Fe2（Nb, Mo）Laves相的析出，且主要在晶界富集，尤其是其钉扎在三叉晶界阻止了基体中铁和锰离子由晶界向外扩散，从而有效的抑制了快速氧化。Fe2（Nb, Mo） Laves相在氧化膜和不锈钢基体界面处富集，能有效的降低不锈钢的氧化速率，同时Fe2（Nb, Mo） Laves相硬而脆，与氧化膜结合力不强，导致了氧化膜的剥落。另外，通过改变铈和铌的含量分析了铌和铈在高温氧化中的作用机理，研究结果表明：铌和铈的最佳添加量分别为0.26%和0.11%，其抗氧化性的提高主要是由于铌含量的降低增加了基体和氧化膜界面的结合强度，稀土铈的氧化物促进了Cr2O3膜的形成并且其氧化物沉积在不锈钢基体形成的空腔里并快速在其周围生成Cr2O3膜，阻止了空腔的形成，提高了氧化膜与不锈钢基体的粘附性，从而增加了不锈钢的高温抗氧化性能。以经济型排气歧管用00Cr14Nb铁素体不锈钢为基础，研究了成分和工艺对铁素体不锈钢成形极限曲线的影响规律，研究结果表明：铁素体不锈钢中微合金化和工艺对其应变硬化指数n值变化很小，其表现在成形极限曲线平面应变条件下FLD0的变化也很小；随着强度系数K值的增加，拉-拉区（胀形区）曲线有所增加；成形极限曲线拉-压区（压延区）主要受塑性应变比r值的影响，随着r值的增加曲线高度也在增加。铌钛双稳定有效固定了基体里固溶的碳氮原子，可以获得强度高的{111} α织构，有利于再结晶γ织构的形成。热轧不退火直接进行冷轧时，冷轧织构表现出强烈的α织构，织构取向主要集中在{001}<110>～{112}<110>之间。经热轧退火后冷轧时，冷轧态织构逐渐偏向{111}<110>且强度较高，{111}晶粒具有较高的形变储存能，获得了优先生长。热轧退火后冷轧成品板中∑13b重位点阵晶界较多，说明了{111}<112>取向晶粒的长大是选择性长大的结果。再结晶γ织构的形成主要是“定向形核”和“选择性生长”综合作用的结果。随着退火温度的增加，晶粒尺寸也在不断增加，再结晶织构逐渐回到了{111}轴，{111}<112>取向强度最高，平均塑性应变比r值最大，成品板在成形极限曲线拉-压区获得了最高的极限应变值。
郑东升[10]（2011）在《微合金化热轧TRIP中厚板的开发及其组织性能研究》文中研究说明随着中厚板产品品种和产品质量的进步与发展,国内外市场对高附加值中厚板的需求表现强劲。作为高附加值的关键钢材品种——具有高强度、高塑性和高成形性的热轧TRIP中厚板的开发引起了冶金工作者的重视。传统控轧工艺的基本手段是“低温大压下”和添加微合金元素,主要通过晶粒细化和沉淀强化的方式来提高钢材的强度。然而,这种思路对设备要求十分苛刻,使得（超）细晶粒钢的应用范围受到一定限制。近年来兴起的超快冷技术、冷却路径的精确控制技术为获得多样化的相变组织和材料性能提供了广阔的空间,同时也为微合金化热轧TRIP中厚板的开发创造了良好的条件。基于此,本文对五种不同化学成分微合金钢的高温变形行为、连续冷却相变行为、工艺模拟、精轧工艺、输出辊道上以UFC为核心的多种冷却路径、铁素体的连续冷却相变动力学、强化机制以及拉伸变形行为进行了研究。本论文的主要创新性工作如下：（1）采用适当的微合金化成分设计、合理的控轧工艺以及以UFC为核心的不同冷却路径,突破传统厚度限制,开发出抗拉强度级别为690MPa～820MPa,伸长率为29.4%～37.5%,强塑积为21000MPa·%～30750MPa·%的A、B、C、D、E五种化学成分系列的14mm厚热轧TRIP中厚板。（2）研究了控轧温度区间对A、B、C三种微合金化实验钢多相组织和力学性能的影响,探讨了A、B、C三种微合金化实验钢厚度方向不同位置处各显微相的特点和形成机制。1)随着控轧温度区间的“下调”,铁素体晶粒细化并沿轧制方向分布的趋势增强,其含量增加,贝氏体束和M-A岛的尺寸均减小；铁素体基体上的位错数量增多,应变诱导析出加剧,铁素体中沉淀析出的微合金碳氮化物质点的平均尺寸减小。综合A、B、C实验钢在不同控轧温度区间下的力学性能,900℃-840℃为最佳的精轧温度区间。2)受应变不均匀和热梯度的影响,从试样的心部到1/4厚度位置,再到表面层,铁素体晶粒尺寸逐渐减小,铁素体量逐步增多；贝氏体束尺寸越来越小,分布越来越密集；组织中的M-A量先增加后减少,并在1/4厚度位置处达到峰值。在控轧控冷工艺参数相近的条件下,厚度方向同一位置处,C钢的铁素体晶粒、贝氏体束以及M-A组元尺寸最小,铁素体含量最多,并且厚度方向不同位置处的组织差异较A钢、B钢小,对减小厚度效应更为有利。（3）采用“空冷弛豫+超快冷”工艺,研究了化学成分、弛豫终止温度和终冷温度对多相组织和力学性能的影响,揭示了A、D、E三种微合金化热轧TRIP中厚板终轧后弛豫过程的组织演变规律,建立了成形性指标与残余奥氏体稳定性参数的关系。1)在终轧后的空冷阶段,随着弛豫时间的延长,铁素体晶粒尺寸增大,其含量增加；铁素体基体上的位错密度持续下降,位错墙连接成的胞状亚结构消失,微合金碳氮化物的沉淀析出量则先增加而后保持基本不变；组织中的残余奥氏体量和残余奥氏体中的碳含量均呈现出先增加而后减少的趋势。弛豫终止温度范围在720℃～700℃时,D、A、E三种钢表现出良好的综合性能,强度和塑性达到最佳的匹配。2)弛豫终止温度为720℃时,D、A、E钢铁素体晶粒的平均尺寸逐渐变大,组织中的铁素体量和铁素体基体上析出物数量依次增加,而残余奥氏体量减少。表征材料综合性能的强塑积,D钢最高,A钢次之,E钢最低。3)在控轧工艺和弛豫终止温度相同的条件下,A、D、E三种微合金化热轧TRIP中厚板均存在最佳终冷温度。终冷温度过低,组织中会有大量马氏体出现,不利于实验钢塑性的发挥以及强塑积的提高。终冷温度超过这个最佳值,组织中的块状奥氏体数量增多甚至出现珠光体,TRIP效应减弱。4)强塑积Φ与稳定性参数λ有如下关系：Φ=0.577λ+17.6（A钢）；Φ=0.627λ+17.9（D钢）。（4）采用“层冷+空冷+超快冷”、“超快冷+空冷+超快冷”两种冷却路径对A、D、E三种微合金化热轧TRIP中厚板进行了研究,并结合“空冷+超快冷”冷却工艺对比研究了输出辊道上不同冷却路径对相变过程的影响。对于A、D、E钢,在“层冷+空冷+超快冷”、“超快冷+空冷+超快冷”两种冷却路径下,440℃～460℃是最佳终冷温度范围。在控冷的空冷段之后,以大于50℃·s-1的冷却速度快速冷却到这个贝氏体温度范围,并在随后的堆冷过程中使奥氏体残留下来。采用“空冷+超快冷”、“层冷+空冷+超快冷”、“超快冷+空冷+超快冷”冷却路径后,铁素体晶粒变得细小,组织中的铁素体量以及铁素体基体上的位错密度和微合金碳氮化物的析出量增加,贝氏体板条内的位错密度也逐渐增加。（5）阐明了不同冷却路径空冷段中铁素体的相变动力学,采用热模拟实验验证了碰撞机制。在相变的初始阶段,沿着原奥氏体晶界的铁素体晶粒之间的碰撞接近完成,并且奥氏体-奥氏体晶界变得位置饱和。与此同时,组织中单位体积的晶粒数量减少,并伴随着平均晶粒尺寸明显的增大。当铁素体晶粒碰撞时,晶格旋转被激活,降低了和晶界相关的能量,通过合并导致最小角度取向晶粒的消失。在相变后期,铁素体晶粒粗化,其尺寸变大。在变形和冷却条件下,最终的铁素体晶粒尺寸不是由奥氏体晶界上的形核数目所决定,而是由铁素体晶粒碰撞后正常长大产生的铁素体晶粒的消失和从同一晶体学变量形成的相近取向铁素体晶粒间的合并所决定。（6）研究了微合金化TRIP钢在单轴拉伸下的变形行为及断裂特性,分析了加工硬化率、硬化指数与真应变的关系。1)微合金化TRIP钢的拉伸应变硬化行为可以分为三个阶段。第一阶段的加工硬化率较高,与铁素体的塑性变形有关。在塑性变形初期,应变集中在较软的多边形铁素体基体中,促使铁素体在贝氏体周围流动。多边形铁素体和硬质相的相互作用导致软基体中其他塑性区域的形成,并逐渐提高铁素体的应变硬化。第二阶段加工硬化率缓慢降低,这是组织中贝氏体协调变形以及残余奥氏体向马氏体渐进式转变的结果。第三阶段时,位错交互作用产生应变硬化的速率不足以补偿颈缩区应力的增加,塑性失稳,加工硬化率迅速下降。2)随着应变的增加,微合金化TRIP钢的硬化指数呈非线性变化。当应变达到0.1左右,硬化指数达到最大值,然后缓慢减小,在颈缩时则迅速减小。
二、Cr_(17) Ni_2钢平面应变断裂韧性K_(1c)的测试（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、Cr_(17) Ni_2钢平面应变断裂韧性K_(1c)的测试（论文提纲范文）
（1）DT506钢组织性能和动态行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 超高强度钢概述 |
| 1.3 低合金超高强度钢简述 |
| 1.3.1 低合金超高强度钢的发展及应用 |
| 1.3.2 低合金超高强度钢合金化研究 |
| 1.3.3 低合金超高强度钢热处理工艺的研究 |
| 1.4 低合金超高强度钢的动态性能研究 |
| 1.4.1 分离式Hopkinson压杆简介 |
| 1.4.2 材料动态力学效应研究 |
| 1.4.3 材料动态失效研究 |
| 1.4.4 本构方程的建立 |
| 1.5 研究目的和内容 |
| 第二章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 CCT曲线测定 |
| 2.2.2 热处理实验 |
| 2.2.3 力学性能检测 |
| 2.3 显微组织观察 |
| 第三章 DT506 钢连续冷却转变过程 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 临界相变点测定 |
| 3.2.1 A_(c1) 和A_(c3) 测定 |
| 3.2.2 M_s和M_f测定 |
| 3.2.3 B_s和B_f点测定 |
| 3.3 不同冷却速度下显微组织和硬度 |
| 3.3.1 显微组织分析 |
| 3.3.2 硬度结果分析 |
| 3.4 DT506 钢CCT曲线绘制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 热处理工艺对DT506 钢力学性能和组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 正火温度对DT506 钢准静态力学性能和组织的影响 |
| 4.2.1 正火温度对准静态力学性能的影响 |
| 4.2.2 正火温度对冲击断口的影响 |
| 4.3 淬火温度对DT506 钢准静态力学性能和组织的影响 |
| 4.3.1 淬火温度对准静态力学性能的影响 |
| 4.3.2 淬火温度对微观组织的影响 |
| 4.3.3 淬火温度对冲击断口的影响 |
| 4.3.4 讨论 |
| 4.4 回火温度对DT506 钢准静态力学性能和组织的影响 |
| 4.4.1 回火温度对准静态力学性能的影响 |
| 4.4.2 回火温度对微观组织的影响 |
| 4.4.3 回火温度对冲击断口的影响 |
| 4.4.4 回火温度对碳化物析出的影响 |
| 4.4.5 讨论 |
| 4.5 回火保温时间对DT506 钢准静态力学性能和组织的影响 |
| 4.5.1 回火保温时间对准静态力学性能的影响 |
| 4.5.2 回火保温时间对冲击断口的影响 |
| 4.5.3 回火保温时间对碳化物析出的影响 |
| 4.5.4 讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 DT506 钢动态力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 屈强比对DT506 压缩性能的影响 |
| 5.2.1 准静态压缩试验结果与分析 |
| 5.2.2 动态压缩结果与分析 |
| 5.3 显微组织形貌与分析 |
| 5.4 高应变速率敏感性分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 DT506 高应变速率动态本构模型构建 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Cowper-Symonds(C-S)模型 |
| 6.3 标准Johnson-Cook(J-C)模型的构建 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（2）Fe基中熵及非晶合金的组织和力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 亚稳态金属材料的发展 |
| 1.1.1 中、高熵合金的定义和发展 |
| 1.1.2 非晶合金的发展 |
| 1.2 XRD技术在材料力学性能研究中的应用 |
| 1.3 深冷处理对合金性能的影响 |
| 1.4 非晶合金及其中、高熵合金断裂韧性的研究现状 |
| 1.5 本文研究意义及主要内容 |
| 第2章 实验样品的制备及检测分析方法 |
| 2.1 试样制备 |
| 2.1.1 原料选用 |
| 2.1.2 熔炼设备 |
| 2.1.3 合金试样的制备 |
| 2.2 测试与分析方法 |
| 2.2.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.2.2 扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDS) |
| 2.2.3 透射电镜显微分析(TEM) |
| 2.2.4 力学性能测试 |
| 2.2.5 激光共聚焦显微测试 |
| 2.2.6 磁学性能测试 |
| 2.3 实验方案与步骤 |
| 第3章 Mn元素对Fe基中熵合金组织结构和力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 微观组织结构和物相分析 |
| 3.3.2 衍射峰半高宽分析 |
| 3.3.3 位错密度分析 |
| 3.3.4 力学性能分析 |
| 3.3.5 加工硬化分析 |
| 3.3.6 组织形貌、断口形貌和能谱分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 深冷预变形处理对铁基中熵合金力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 微观组织结构分析 |
| 4.3.2 层错能分析 |
| 4.3.3 位错类型和位错密度分析 |
| 4.3.4 力学性能分析 |
| 4.3.5 磁学性能分析 |
| 4.3.6 组织形貌分析 |
| 4.3.7 断口形貌分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Cr元素含量对Fe基非晶复合材料缺口韧性的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 试样的微观组织结构分析 |
| 5.3.2 热力学计算分析 |
| 5.3.3 试样的缺口韧性(K_Q)分析 |
| 5.3.4 试样断口形貌分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（3）2.5 GPa级马氏体时效钢的微观组织与力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 马氏体时效钢的研发历程 |
| 1.3 马氏体时效钢的合金化及成分设计 |
| 1.4 马氏体时效钢的加工工艺 |
| 1.4.1 冶炼工艺 |
| 1.4.2 热加工工艺 |
| 1.4.3 热处理工艺 |
| 1.5 马氏体时效钢的组织及表征 |
| 1.5.1 组织结构 |
| 1.5.2 表征方法 |
| 1.6 马氏体时效钢的时效反应与力学性能关系 |
| 1.7 本文主要研究内容及意义 |
| 第2章 2.5 GPa级马氏体时效钢的制备及实验方法 |
| 2.1 2.5 GPa级马氏体时效钢的制备 |
| 2.1.1 化学成分设计 |
| 2.1.2 冶炼与锻造 |
| 2.2 力学性能测试 |
| 2.2.1 硬度测试 |
| 2.2.2 室温拉伸性能测试 |
| 2.2.3 平面应变断裂韧度K_(IC)测试 |
| 2.2.4 疲劳裂纹扩展速率da/dN测试 |
| 2.3 组织表征 |
| 2.3.1 XRD分析 |
| 2.3.2 OM分析 |
| 2.3.3 SEM分析 |
| 2.3.4 EBSD分析 |
| 2.3.5 TEM分析 |
| 2.3.6 APT分析 |
| 第3章 2.5 GPa级马氏体时效钢的热处理工艺研究 |
| 3.1 测定材料的相变点 |
| 3.1.1 实验方法 |
| 3.1.2 实验结果 |
| 3.2 热力学计算 |
| 3.3 2.5 GPa级马氏体时效钢的热处理工艺 |
| 3.3.1 固溶处理工艺的确定 |
| 3.3.2 深冷处理工艺的确定 |
| 3.3.3 时效处理温度的确定 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 2.5 GPa级马氏体时效钢的组织与力学性能关系 |
| 4.1 时效时间对基体中物相的影响 |
| 4.2 时效时间对室温力学性能的影响 |
| 4.2.1 拉伸性能及断口形貌 |
| 4.2.2 裂纹扩展规律及断口形貌 |
| 4.3 时效时间对微观组织结构的影响 |
| 4.3.1 深冷态的组织 |
| 4.3.2 时效10min的组织 |
| 4.3.3 时效15min的组织 |
| 4.3.4 时效4h的组织 |
| 4.3.5 时效48h及96h的组织 |
| 4.3.6 组织演变与材料强韧性的关系 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 全文结论 |
| 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 |
（4）Co对Fe-Cr-Ni-Co-Mo-Ti系马氏体时效不锈钢的组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.1.1 飞机起落架用材料的性能要求 |
| 1.1.2 起落架用材料的应用现状及发展趋势 |
| 1.2 马氏体时效不锈钢简介 |
| 1.2.1 马氏体时效不锈钢的发展历史 |
| 1.2.2 马氏体时效不锈钢的合金化特点 |
| 1.3 马氏体时效不锈钢的研究现状 |
| 1.3.1 析出相的种类及结构特征研究 |
| 1.3.2 多种析出相的复合析出机制研究 |
| 1.3.3 亚稳态奥氏体对塑韧性影响的研究 |
| 1.4 马氏体时效不锈钢亟待解决的问题 |
| 1.4.1 元素偏聚对耐蚀性能影响的研究匮乏 |
| 1.4.2 强度与耐蚀性能的兼顾 |
| 1.4.3 Co的作用机制尚不清楚 |
| 1.5 论文的研究目的和主要研究内容 |
| 第2章 Co对马氏体时效不锈钢耐蚀性能的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与实验方法 |
| 2.2.1 实验材料的设计与制备 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.2.2.1 电化学实验 |
| 2.2.2.2 浸泡实验 |
| 2.2.2.3 钝化膜形貌观察 |
| 2.2.2.4 3DAP分析 |
| 2.2.2.5 最大相关性计算调幅分解幅度 |
| 2.2.2.6 近邻分布函数表征原子的近邻分布特征 |
| 2.2.2.7 第一原理计算 |
| 2.3 实验结果与分析 |
| 2.3.1 不同Co含量马氏体时效不锈钢的浸泡实验 |
| 2.3.2 Co对调幅分解和耐蚀性能的影响 |
| 2.3.3 Co促进Cr调幅分解的热力学分析 |
| 2.3.4 Co促进Cr调幅分解的动力学分析 |
| 2.3.5 调幅分解影响耐蚀性能的作用机制 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 Co对马氏体时效不锈钢时效硬化行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与实验方法 |
| 3.2.1 实验材料的设计与制备 |
| 3.2.2 实验方法 |
| 3.2.2.1 金相组织观察 |
| 3.2.2.2 XRD物相分析 |
| 3.2.2.3 TEM分析 |
| 3.2.2.4 3DAP分析 |
| 3.2.2.5 硬度测试 |
| 3.2.2.6 室温拉伸性能测试 |
| 3.2.2.7 强化模型 |
| 3.2.2.8 其他实验方法 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 不同Co含量马氏体时效不锈钢的显微组织 |
| 3.3.2 不同Co含量马氏体时效不锈钢的力学性能 |
| 3.3.3 不同Co含量马氏体时效不锈钢中的析出相 |
| 3.3.4 不同Co含量马氏体时效不锈钢的析出相分布特征 |
| 3.3.5 马氏体时效不锈钢中析出相的演变机制 |
| 3.3.5.1 固溶态 |
| 3.3.5.2 时效处理10 min |
| 3.3.5.3 时效处理0.5 h |
| 3.3.5.4 时效处理4 h |
| 3.3.5.5 时效处理16 h |
| 3.3.5.6 时效处理40 h |
| 3.3.5.7 时效处理100 h |
| 3.3.5.8 时效过程中析出相的演化机制 |
| 3.3.6 Co对Ni_3Ti形核过程的影响 |
| 3.3.7 Co促进Ni-Ti团簇形成的热力学分析 |
| 3.3.8 Co促进Ni-Ti团簇形成的动力学分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 新型高强度高韧性高耐蚀性马氏体时效不锈钢的开发 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与实验方法 |
| 4.2.1 平面应变断裂韧性K_(1C)测试 |
| 4.2.2 合金成分优化方法 |
| 4.2.3 表面化学成分分析 |
| 4.2.4 其他实验方法 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 正交实验设计的马氏体时效不锈钢的组织与性能 |
| 4.3.2 低Co含量马氏体时效不锈钢的组织与性能 |
| 4.3.3 中Co含量马氏体时效不锈钢的组织与性能 |
| 4.3.4 200 kg级新型马氏体时效不锈钢的组织与性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（5）Co-Mo不锈轴承钢的组织结构和强韧、疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 轴承钢的发展及研究现状 |
| 1.2.1 国内外轴承钢的发展及研究现状 |
| 1.2.2 我国轴承钢的发展存在的问题 |
| 1.3 国内外不锈轴承钢的发展现状及方向 |
| 1.4 Co、Mo元素在不锈轴承钢中的作用 |
| 1.5 不锈轴承钢的强韧化机制 |
| 1.5.1 强化机制 |
| 1.5.2 韧化机制 |
| 1.6 不锈轴承钢的缺口拉伸性能和高温扭转性能 |
| 1.6.1 钢的缺口拉伸性能 |
| 1.6.2 钢的高温扭转性能 |
| 1.7 轴承钢的疲劳性能 |
| 1.7.1 疲劳失效特点及失效机理 |
| 1.7.2 影响轴承钢疲劳失效的主要因素 |
| 1.7.3 钢的扭转疲劳性能 |
| 1.8 本文研究意义和内容 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 试验内容及方法 |
| 2.3.1 钢的组织及力学性能试验 |
| 2.3.2 钢的热处理工艺试验 |
| 2.3.3 钢的缺口拉伸和高温扭转性能试验 |
| 2.3.4 钢的扭转疲劳试验 |
| 2.4 材料性能测试及组织研究方法 |
| 2.4.1 力学性能试验 |
| 2.4.2 显微组织观察及分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 Co、Mo元素对不锈轴承钢组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Co、Mo元素对钢力学性能的影响 |
| 3.3 钢的微观分析 |
| 3.3.1 断口分析 |
| 3.3.2 钢的显微组织 |
| 3.4 Co、Mo元素对钢的强韧性的影响规律 |
| 3.4.1 Co、Mo元素对钢的强度的影响规律 |
| 3.4.2 Co、Mo元素对钢的韧性的影响规律 |
| 3.5 Co、Mo元素的合金设计 |
| 3.5.1 钢的力学性能 |
| 3.5.2 钢的断口分析 |
| 3.5.3 钢的组织观察 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 热处理工艺对Co-Mo不锈轴承钢组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同固溶温度下钢的组织和力学性能 |
| 4.2.1 钢的力学性能变化规律 |
| 4.2.2 钢的显微组织 |
| 4.3 不同冷处理工艺下钢的力学性能 |
| 4.3.1 钢的力学性能 |
| 4.3.2 钢的断口分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Co-Mo不锈轴承钢的扭转疲劳性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 钢的扭转疲劳性能 |
| 5.3 扭转疲劳断口分析 |
| 5.4 疲劳裂纹扩展的断裂力学条件和裂纹扩展过程 |
| 5.5 夹杂尺寸对疲劳寿命影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 Co-Mo不锈轴承钢的缺口拉伸及高温扭转性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 钢的缺口拉伸性能 |
| 6.2.1 缺口拉伸强度 |
| 6.2.2 断口观察 |
| 6.2.3 试验钢的缺口敏感性 |
| 6.3 12Co-5Mo钢的高温扭转性能 |
| 6.3.1 钢的高温扭转性能 |
| 6.3.2 断口观察 |
| 6.3.3 显微组织 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论和展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录: 攻读硕士期间发表论文 |
（6）2800MPa级马氏体时效钢组织性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.1.1 马氏体时效钢的简介 |
| 1.1.2 马氏体时效钢的分类 |
| 1.1.3 马氏体时效钢的性能 |
| 1.1.4 马氏体时效钢的应用 |
| 1.2 国内外马氏体时效钢发展历程 |
| 1.3 合金元素对马氏体时效钢的影响 |
| 1.3.1 合金元素对马氏体时效钢M_s点温度的影响 |
| 1.3.2 合金元素对马氏体时效钢力学性能的影响 |
| 1.4 研究者们对时效时析出相认识的发展 |
| 1.5 马氏体时效钢中逆转变奥氏体的形成 |
| 1.6 马氏体时效钢的热脆现象及消除方法 |
| 1.7 选题目的及意义 |
| 1.8 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 材料设计 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 相图的计算 |
| 2.2.2 金相实验 |
| 2.2.3 热处理实验 |
| 2.2.4 力学性能实验 |
| 2.2.5 显微组织观察分析实验 |
| 第三章 固溶处理对试验钢组织与性能的影响 |
| 3.1 试验钢M_s点测定 |
| 3.2 固溶温度对试验钢晶粒度的影响 |
| 3.3 固溶温度对力学性能的影响 |
| 3.4 固溶温度对冲击断口形貌的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 时效处理对试验钢组织与性能影响 |
| 4.1 时效温度与时间对力学性能影响 |
| 4.1.1 时效温度对试验钢力学性能的影响 |
| 4.1.2 时效时间对试验钢力学性能的影响 |
| 4.2 时效温度对冲击断口形貌的影响 |
| 4.3 时效温度和时间对14Co7Mo试验钢组织与析出相影响 |
| 4.4 试验钢力学性能综合对比 |
| 4.5 强化机制探究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 5.3 创新 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录: 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（7）G55SiMoV钢等温淬火工艺及其组织、性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 轧机轴承的技术现状 |
| 1.1.1 轧机轴承性能要求 |
| 1.1.2 轧机轴承用钢 |
| 1.1.2.1 高碳铬轴承钢 |
| 1.1.2.2 渗碳轴承钢 |
| 1.1.2.3 中碳轴承钢 |
| 1.2 贝氏体及等温淬火工艺 |
| 1.2.1 贝氏体在钢中的应用 |
| 1.2.2 等温淬火在中碳钢中的应用 |
| 1.2.3 等温淬火在高碳铬轴承钢中的应用 |
| 1.3 贝氏体复相组织及其性能 |
| 1.3.1 贝氏体复相组织类型 |
| 1.3.2 贝氏体复相组织的强韧化机制 |
| 1.3.2.1 贝氏体的强韧性 |
| 1.3.2.2 贝氏体复相组织的强韧性 |
| 1.3.3 残留奥氏体的作用及其稳定性 |
| 1.3.3.1 残留奥氏体对轴承使用的影响 |
| 1.3.3.2 影响残留奥氏体稳定性的因素 |
| 1.4 应力对相变的影响 |
| 1.4.1 应力作用下的铁素体-珠光体相变 |
| 1.4.2 应力作用下的马氏体相变 |
| 1.4.3 应力作用下的贝氏体相变 |
| 1.5 本课题的研究目的及主要研究内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第2章 试验用钢制备工艺及主要试验方法 |
| 2.1 试验钢的成分范围及制备工艺 |
| 2.2 显微组织和相分析 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.4 电阻率测量 |
| 2.5 热模拟试验 |
| 参考文献 |
| 第3章 G55SiMoV钢等温淬火工艺确定 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钢的成分设计及动力学分析 |
| 3.2.1 合金元素作用分析 |
| 3.2.2 钢材成分及热轧态组织 |
| 3.2.3 动态CCT曲线的测定及分析 |
| 3.3 等温淬火工艺的优化 |
| 3.3.1 工艺参数确定 |
| 3.3.2 正交试验 |
| 3.4 大尺寸件等温淬火试验 |
| 3.4.1 大尺寸件等温淬火组织 |
| 3.4.2 不同尺寸试样沿径向的硬度变化 |
| 3.4.3 脱碳对组织性能的影响 |
| 3.5 小结 |
| 参考文献 |
| 第4章 M/B复相组织性能及其断裂行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方案 |
| 4.3 马氏体与M/B复相组织对比 |
| 4.4 奥氏体化过程对复相组织及性能的影响 |
| 4.5 贝氏体形态对复相组织和性能的影响 |
| 4.6 贝氏体含量对复相组织和性能的影响 |
| 4.7 M/B复相组织的断裂行为 |
| 4.8 小结 |
| 参考文献 |
| 第5章 M/B复相组织钢的回火稳定性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方案 |
| 5.3 不同淬火组织的回火稳定性 |
| 5.4 等温淬火时间对回火性能的影响 |
| 5.5 几种钢回火过程的热膨胀行为 |
| 5.6 深冷处理对M/B复相组织的影响 |
| 5.7 小结 |
| 参考文献 |
| 第6章 形变对G55SiMoV钢等温转变的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验方案 |
| 6.2.1 G55SiMoV钢真应力-真应变曲线测定 |
| 6.2.2 形变条件下的等温转变 |
| 6.2.3 应力条件下的等温转变 |
| 6.3 G55SiMoV钢真应力-真应变曲线 |
| 6.4 形变对等温转变的影响 |
| 6.4.1 形变对等温淬火组织及其性能的影响 |
| 6.4.2 形变对等温转变动力学的影响 |
| 6.5 附加应力对等温转变的影响 |
| 6.6 小结 |
| 参考文献 |
| 第7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 |
（8）4Cr13本构模型建立和切削性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 本构模型 |
| 1.2.1 本构模型概述 |
| 1.2.2 单一曲线假设 |
| 1.2.3 Johnson-Cook 本构模型研究现状 |
| 1.3 有限元仿真在金属切削中的研究现状 |
| 1.3.1 仿真分析概述 |
| 1.3.2 金属切削过程有限元分析的研究现状 |
| 1.4 高速切削 |
| 1.4.1 高速切削概述 |
| 1.4.2 高速切削的机理研究简介 |
| 1.5 不锈钢概述 |
| 1.5.1 不锈钢简介 |
| 1.5.2 不锈钢力学性能 |
| 1.5.3 不锈钢切削加工特点 |
| 1.5.4 不锈钢研究现状 |
| 1.6 课题提出 |
| 1.6.1 课题背景及意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第二章 4Cr13 本构模型建立 |
| 2.1 实验条件 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 静态拉伸实验设备和试样 |
| 2.1.3 动态压缩实验设备和试样 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 静态拉伸实验方案 |
| 2.2.2 动态压缩实验方案 |
| 2.3 实验结果分析 |
| 2.3.1 静态拉伸实验结果分析 |
| 2.3.2 动态压缩实验结果分析 |
| 2.3.3 应变率和温度效应分析 |
| 2.3.4 Johnson-Cook 模型建立及验证 |
| 2.3.4.1 Johnson-Cook 模型的建立 |
| 2.3.4.2 Johnson-Cook 模型的验证 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 4Cr13 正交切削仿真研究 |
| 3.1 ABAQUS 介绍 |
| 3.1.1 ABAQUS 定义 |
| 3.1.2 ABAQUS 分析步骤 |
| 3.2 切削模型分析 |
| 3.3 正交切削有限元模型建立 |
| 3.3.1 几何模型建立 |
| 3.3.2 材料模型 |
| 3.3.3 切屑前刀面的摩擦模型 |
| 3.3.4 切屑分离准则 |
| 3.3.5 剪切损伤失效模型 |
| 3.4 仿真结果与分析 |
| 3.4.1 切屑形成过程 |
| 3.4.2 切削力分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 4Cr13 正交切削实验研究 |
| 4.1 实验条件 |
| 4.1.1 工件材料及制备 |
| 4.1.2 机床与刀具 |
| 4.1.3 测力系统 |
| 4.1.4 切屑测量 |
| 4.2 实验设计 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 切削力结果分析 |
| 4.3.2 切屑分析 |
| 4.4 有限元仿真和切削实验结果对比 |
| 4.4.1 切削力对比 |
| 4.4.2 切屑形状对比 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 4Cr13 高速铣削性能研究 |
| 5.1 实验条件 |
| 5.1.1 工件材料 |
| 5.1.2 实验设备和刀具 |
| 5.1.3 实验装置 |
| 5.1.4 测力系统 |
| 5.1.5 刀具磨损测量系统 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.2.1 单因素实验方案 |
| 5.2.2 正交设计实验方案 |
| 5.3 铣削力分析 |
| 5.4 最优切削参数分析 |
| 5.4.1 S/N 比分析 |
| 5.4.2 S/N 比计算 |
| 5.4.3 S/N 比的方差分析 |
| 5.4.4 S/N 比试验验证 |
| 5.5 铣削力经验公式建立和验证 |
| 5.5.1 铣削力经验公式建立 |
| 5.5.2 最优铣削力试验验证 |
| 5.6 刀具磨损分析 |
| 5.6.1 刀具磨损类型 |
| 5.6.2 刀具磨损机理 |
| 5.6.3 刀具前刀面磨损 |
| 5.6.4 刀具后刀面磨损 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 结论和展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A：攻读学位期间发表的研究成果 |
（9）汽车排气系统用铁素体不锈钢耐蚀性能和成形性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 汽车排气系统的组成、性能要求及使用材料发展 |
| 1.2.1 汽车排气系统的组成 |
| 1.2.2 汽车排气系统用不锈钢的性能要求 |
| 1.2.3 汽车排气系统用不锈钢的发展 |
| 1.3 合金元素在铁素体不锈钢中的作用 |
| 1.4 铁素体不锈钢的局部腐蚀 |
| 1.4.1 点蚀 |
| 1.4.2 应力腐蚀 |
| 1.4.3 铁素体不锈钢局部腐蚀研究现状 |
| 1.5 铁素体不锈钢的高温氧化性能 |
| 1.5.1 高温氧化 |
| 1.5.2 不锈钢高温氧化研究现状 |
| 1.6 铁素体不锈钢织构和成形性能 |
| 1.6.1 织构 |
| 1.6.2 铁素体不锈钢织构的研究现状 |
| 1.6.3 板料成形的研究现状 |
| 1.7 研究目标和内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 排气管冷端用铁素体不锈钢 |
| 2.1.2 排气歧管热端用铁素体不锈钢 |
| 2.1.3 试验材料制备 |
| 2.2 检测方法 |
| 2.2.1 金相组织观察 |
| 2.2.2 扫描电镜观察 |
| 2.2.3 透射电镜观察 |
| 2.2.4 X 射线分析 |
| 2.2.5 电子背散射分析 |
| 2.3 材料性能测试 |
| 2.3.1 力学性能 |
| 2.3.2 高温氧化性能 |
| 2.3.3 成形极限曲线 |
| 2.4 腐蚀性能评价方法 |
| 2.4.1 点蚀电位(Ep) |
| 2.4.2 点腐蚀浸泡 |
| 2.4.3 临界点蚀温度(CPT)-ASTM G150-99 |
| 2.4.4 应力腐蚀(SCC) |
| 2.5 结构成分表征方法 |
| 2.5.1 辉光光谱(GDS)分析 |
| 2.5.2 光电子能谱(XPS)分析 |
| 参考文献 |
| 第三章 铁素体不锈钢局部腐蚀行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 含铜钼铁素体不锈钢的显微组织特征 |
| 3.3 含铜钼铁素体不锈钢在氯离子环境中的腐蚀行为 |
| 3.3.1 点蚀行为 |
| 3.3.2 应力腐蚀行为 |
| 3.4 时效处理对含铜钼铁素体不锈钢腐蚀行为的影响 |
| 3.4.1 时效处理对点蚀行为的影响 |
| 3.4.2 时效处理对应力腐蚀行为的影响 |
| 3.5 结果分析与讨论 |
| 3.5.1 铜对平衡相图的影响 |
| 3.5.2 析出相形貌及结构 |
| 3.5.3 时效处理对富铜相析出的影响 |
| 3.5.4 应力腐蚀机理 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 铁素体不锈钢连续高温氧化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 钼对铁素体不锈钢高温氧化性能的影响 |
| 4.2.1 氧化动力学 |
| 4.2.2 氧化膜组成及形貌 |
| 4.2.3 氧化膜中各元素随深度的变化 |
| 4.3 结果分析与讨论 |
| 4.3.1 钼对析出相的影响 |
| 4.3.2 氧化动力学分析 |
| 4.3.3 钼在氧化中的作用机理 |
| 4.4 稀土和铌对铁素体不锈钢高温性能的影响 |
| 4.4.1 显微组织特征 |
| 4.4.2 氧化动力学 |
| 4.4.3 氧化膜形貌及组成 |
| 4.4.4 氧化膜中各元素随深度的变化 |
| 4.5 结果分析与讨论 |
| 4.5.1 晶界扩散效应 |
| 4.5.2 活性元素效应 |
| 4.5.3 氧化膜的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 铁素体不锈钢成形行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 成分对成形极限曲线的影响 |
| 5.2.1 显微组织特征 |
| 5.2.2 形变织构的演化规律 |
| 5.2.3 微观织构分析 |
| 5.2.4 成形性能分析 |
| 5.3 热轧退火工艺对成形极限曲线的影响 |
| 5.3.1 显微组织特征 |
| 5.3.2 宏观织构的演化规律 |
| 5.3.3 微观织构分析 |
| 5.3.4 成形性能分析 |
| 5.4 冷退温度对成形极限曲线的影响 |
| 5.4.1 显微组织特征 |
| 5.4.2 宏观织构的演化规律 |
| 5.4.3 微观织构分析 |
| 5.4.4 成形性能分析 |
| 5.5 结果分析与讨论 |
| 5.5.1 力学性能指标对成形极限曲线的影响 |
| 5.5.2 合金元素钛对再结晶的影响 |
| 5.5.3 热轧退火工艺对再结晶的影响 |
| 5.5.4 冷轧退火温度对再结晶的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 本文创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的学术成果 |
| 附件 |
（10）微合金化热轧TRIP中厚板的开发及其组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 TRIP钢的发展历史及国内外研究现状 |
| 1.2.1 TRIP钢的发展历史 |
| 1.2.2 TRIP钢的国内外研究现状 |
| 1.3 TRIP钢的组织与性能特点 |
| 1.3.1 TRIP钢的显微组织 |
| 1.3.2 TRIP钢的力学性能 |
| 1.4 TRIP钢的生产工艺 |
| 1.5 TRIP效应及其形成机理 |
| 1.6 TRIP效应的影响因素 |
| 1.6.1 化学成分对TRIP效应的影响 |
| 1.6.2 控轧控冷工艺和热处理制度对TRIP效应的影响 |
| 1.6.3 残余奥氏体对TRIP效应的影响 |
| 1.6.4 铁素体对TRIP效应的影响 |
| 1.6.5 贝氏体对TRIP效应的影响 |
| 1.6.6 变形温度和应力状态对TRIP效应的影响 |
| 1.7 TRIP钢的应用 |
| 1.8 TRIP中厚板的控轧控冷 |
| 1.8.1 控制轧制与控制冷却 |
| 1.8.2 控制轧制及控制冷却的分类 |
| 1.8.3 控制冷却技术的新要求及TRIP中厚板的开发 |
| 1.9 目前存在的主要问题 |
| 1.10 论文的研究目的及内容 |
| 1.10.1 论文的研究目的 |
| 1.10.2 论文的研究内容 |
| 第2章 微合金化热轧TRIP钢的高温变形行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验材料与设备 |
| 2.2.2 实验方案 |
| 2.3 微合金化热轧TRIP钢热变形行为的研究 |
| 2.3.1 真应力-真应变曲线 |
| 2.3.2 热变形组织分析 |
| 2.3.3 动态再结晶激活能的确定和本构方程的建立 |
| 2.3.4 真应力-真应变曲线特征值的确定 |
| 2.4 微合金化热轧TRIP钢的变形抗力分析 |
| 2.4.1 变形速率对变形抗力的影响 |
| 2.4.2 变形温度对变形抗力的影响 |
| 2.4.3 变形程度对变形抗力的影响 |
| 2.4.4 变形抗力模型的建立 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 微合金化热轧TRIP钢连续冷却过程中的相变行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 实验材料与设备 |
| 3.2.2 实验方案 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 实验钢的连续冷却转变曲线 |
| 3.3.2 实验钢的连续冷却转变组织 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 化学成分对相变和组织的影响 |
| 3.4.2 变形温度对相变和组织的影响 |
| 3.4.3 变形速率对相变和组织的影响 |
| 3.4.4 变形量对相变和组织的影响 |
| 3.4.5 冷却速度对相变和组织的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 微合金化热轧TRIP钢的工艺模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 实验材料与设备 |
| 4.2.2 实验方案 |
| 4.3 实验结果及分析 |
| 4.3.1 控轧温度区间对组织的影响 |
| 4.3.2 精轧阶段道次变形量对组织的影响 |
| 4.3.3 冷却路径对组织的影响 |
| 4.3.4 终冷温度对组织的影响 |
| 4.3.5 贝氏体区等温时间对组织的影响 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 铁素体的连续冷却相变动力学 |
| 4.4.2 热变形工艺对最终组织的影响 |
| 4.4.3 三种冷却路径对比 |
| 4.4.4 贝氏体温度范围等温对残奥组织的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 微合金化热轧TRIP中厚板的控轧工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 实验材料与设备 |
| 5.2.2 实验方案 |
| 5.3 实验结果及分析 |
| 5.3.1 化学成分对组织性能的影响 |
| 5.3.2 控轧温度区间对组织性能的影响 |
| 5.3.3 三种钢厚度方向不同位置处的显微组织及其特点 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 多相显微组织的形成与控轧控冷工艺的关系 |
| 5.4.2 化学成分和显微组织对力学性能的影响 |
| 5.4.3 不同精轧温度区间轧制对组织性能的影响 |
| 5.4.4 化学成分和控轧控冷工艺对实验钢厚度方向显微组织的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 微合金化热轧TRIP中厚板“空冷弛豫+超快冷”冷却工艺研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 实验材料及设备 |
| 6.2.2 实验方案 |
| 6.3 实验结果及分析 |
| 6.3.1 实测工艺参数与性能 |
| 6.3.2 化学成分对组织性能的影响 |
| 6.3.3 弛豫终止温度对组织性能的影响 |
| 6.3.4 变形及断裂特性 |
| 6.3.5 终冷温度对组织性能的影响 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 合金元素对奥氏体冷却转变及残余奥氏体的影响 |
| 6.4.2 终轧后空冷弛豫阶段铁素体晶粒的形核及长大机制 |
| 6.4.3 铁素体晶粒内的位错及析出物形成特点 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 微合金化热轧TRIP中厚板输出辊道上冷却路径的研究 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 实验方法 |
| 7.2.1 实验材料及设备 |
| 7.2.2 实验方案 |
| 7.3 实验结果及分析 |
| 7.3.1 实测工艺参数与性能 |
| 7.3.2 轧后层冷+空冷+超快冷对组织性能的影响 |
| 7.3.3 轧后超快冷+空冷+超快冷对组织性能的影响 |
| 7.3.4 冷却路径对组织性能的影响 |
| 7.4 讨论 |
| 7.4.1 铁素体的生长动力学 |
| 7.4.2 冷却路径对相变过程的影响 |
| 7.4.3 强化机制分析 |
| 7.5 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间完成的论文 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
四、Cr_(17) Ni_2钢平面应变断裂韧性K_(1c)的测试（论文参考文献）
- [1]DT506钢组织性能和动态行为研究[D]. 卢铁. 江西理工大学, 2021(01)
- [2]Fe基中熵及非晶合金的组织和力学性能研究[D]. 王博. 兰州理工大学, 2021(01)
- [3]2.5 GPa级马氏体时效钢的微观组织与力学行为研究[D]. 冯家伟. 中国科学技术大学, 2018(05)
- [4]Co对Fe-Cr-Ni-Co-Mo-Ti系马氏体时效不锈钢的组织和性能的影响[D]. 田家龙. 东北大学, 2018(01)
- [5]Co-Mo不锈轴承钢的组织结构和强韧、疲劳性能研究[D]. 李新宇. 昆明理工大学, 2017(01)
- [6]2800MPa级马氏体时效钢组织性能的研究[D]. 章伟钢. 昆明理工大学, 2017(01)
- [7]G55SiMoV钢等温淬火工艺及其组织、性能研究[D]. 田磊. 山东大学, 2014(04)
- [8]4Cr13本构模型建立和切削性能研究[D]. 张丽娜. 湖南科技大学, 2014(04)
- [9]汽车排气系统用铁素体不锈钢耐蚀性能和成形性能的研究[D]. 舒俊. 上海交通大学, 2013(04)
- [10]微合金化热轧TRIP中厚板的开发及其组织性能研究[D]. 郑东升. 东北大学, 2011(07)