一、变形量和冷却速度对Q235钢晶粒细化的影响（论文文献综述）
郭皓[1]（2021）在《外加改性纳米粒子技术诱导钢中铁素体形核的基础研究》文中研究表明钢中残留的大型夹杂物会导致材料裂纹萌生而损害其机械性能,同时由于晶粒粗大而导致大幅度降低材料的强韧性。上世纪有学者提出了“氧化物冶金”技术用于解决以上问题,即控制材料中细小弥散的夹杂物作为异质形核点,诱导晶内铁素体形核。随着外加技术和设备的不断成熟,通过喷吹等方式向钢液中加入合适成分的第二相粒子,可以起到促进晶粒细化、细化夹杂物等作用。之前有研究在钢中外加纳米级第二相粒子,一定程度细化了钢中的夹杂物和微观组织。然而,由于纳米粒子比表面积大、表面能高的特性,加入钢液后粒子容易聚集并上浮到钢液表面,造成纳米粒子在钢液中的使用效率大幅度降低。纳米粒子之间的团聚现象是软团聚,传统物理手段不能从本质上消除粒子间的作用力,因此有必要改变炼钢用纳米粒子的表面特性。首先,采用化学手段对MgO纳米粒子表面改造,根据表征结果,制备出一种新型的具有核壳结构的炼钢用纳米粒子,碳化后的粒子表面有一层厚度为10nm的碳层,在溶液中具有良好的单分散性。在氦气气氛下,原始MgO纳米粒子在高温钢液的润湿角达到了 130°,而表面改造的MgO@C纳米粒子的润湿角只有50°,具备更小的润湿角意味着改性后的纳米粒子具有更良好的润湿性。通过高温预实验分段取样,测定合金元素的含量计算得知,试验钢中改性纳米粒子的收得率达到了 65%,远高于原始纳米粒子的收得率。利用化学表面改性的方法,提高了炼钢用纳米粒子的收得率,解决外加纳米粒子技术的关键技术问题。其次,应用改性的炼钢用纳米粒子设计高温冶炼实验,研究发现纳米粒子对钢中非金属夹杂物的特性有很大影响。根据Factsage热力学模拟软件和SEM-EDS测试结果得知,纳米试验钢中生成大量不规则形状的TiN夹杂物,而且MgAl2O4尖晶石也逐渐取代了原始钢中单相Al2O3夹杂物。添加同质量的纳米粒子时,含改性纳米粒子的试验钢中的细小夹杂物的数量也高于含原始纳米粒子的试验钢。特别地,在含0.03%改性MgO@C纳米粒子的试验钢中,亚微米级别的夹杂物数量比例达到了所有夹杂物数量的77.2%。细小的夹杂物可以阻碍原奥氏体晶粒迁移并诱导针状铁素体形核。根据夹杂物异质形核诱导铁素体的理论,热力学计算得出TiN夹杂物的等效临界形核直径为0.346μm。改性纳米粒子在不同冷却条件下,对试验钢中微观组织的演变也有很大影响。在低碳高合金钢中,冷却速率的增加会减少试验钢中多边形铁素体的比例,并且会生成贝氏体相。更大的冷却速度为铁素体相变提供了更高的过冷度。同时,纳米试验钢中细小弥散的夹杂物会对原奥氏体晶界起到钉扎的作用,试验钢中细小的晶粒也会促进针状铁素体形核。在原位观察实验中,板条铁素体总是沿着晶界形成,而且总是先于针状铁素体形核,这些铁素体大多是在夹杂物表面被诱导。当冷却速率上升到-15℃/s时,板条铁素体和针状铁素体的开始转变温度都会降低,并且针状铁素体的比例会增大。同时,一定温度范围内,针状铁素体的长度与时间呈线性比例关系,说明在相变过程中针状铁素体形核的驱动力随时间基本不变。当冷速相同时,纳米试验钢中针状铁素体的开始形核温度高于原始钢,而且形核速率更大。最后,将外加纳米粒子技术应用于试验钢形变诱导相变强化工艺中,通过控制热压缩形变参数,研究双强化技术下实验钢中微观组织的演变及力学性能的变化。通过热压缩形变实验得知,更大的形变量导致钢中铁素体与马氏体相的平均尺寸均降低。钢中出现了大量细小链状的形变诱导铁素体和交错的针状铁素体,极大地提升了钢中微观组织的交错度,提高了材料的强韧性。在同一形变温度下,纳米钢中的应力峰值始终高于原始钢中的应力峰值。当形变温度为750℃时,纳米试验钢对应的最大应力峰值为516MPa,比原始钢的最大应力峰值高出28.4%。
李于朋[2]（2020）在《6082-T6铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头的组织与性能研究》文中指出随着我国国民经济及轨道交通制造业的快速发展,铝合金等轻量化材料在轨道交通车辆制造中得到越来越广泛的应用。作为一种开创性的固相焊接技术,搅拌摩擦焊（Friction stir welding,FSW）可有效避免铝合金熔化焊时出现的焊接冶金性问题,因此在轨道车辆制造中得到推广和应用。由于常规FSW过程中工件上表面必须承受较大的下压力、工件背面要有刚性支撑,无法实现中空、闭式型材等特殊结构的连接,在一定程度上限制了FSW的应用。双轴肩搅拌摩擦焊（Bobbin tool friction stir welding,BT-FSW）是FSW的拓展技术,它采用具有上、下两个轴肩的搅拌头作为焊接工具,下轴肩代替了FSW工件背面的刚性支撑,可以实现特殊结构型材的焊接,具有广阔的应用前景,但迄今为止有关BT-FSW系统的研究报道还相对较少。因此,开展轨道交通车辆用6082-T6铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头的组织与性能研究具有重要的科学意义和工程应用价值。本文全面深入地研究了6082-T6铝合金BT-FSW接头热循环、微观组织及力学性能特点;焊接参数和焊后时效处理对接头组织及性能的影响规律;水下BT-FSW接头的微观组织及力学性能,并开展了BT-FSW热过程的有限元分析。研究结果表明,6082-T6铝合金BT-FSW过程中焊接接头不同区域经历了不同的热循环,随着距焊缝中心距离的增加热循环峰值温度和冷却速度降低,接头后退侧（RS）的峰值温度均高于前进侧（AS）,这主要归因于塑性金属由AS转移至RS的同时伴随着热量的转移和RS金属变形量大、应变速率大产生更多的塑性变形热。BT-FSW接头可分为母材（BM）、焊核区（SZ）、热机械影响区（TMAZ）和热影响区（HAZ）,在SZ可见明显的“S线”和灰白条带状组织。BM主要由条状的α-Al晶粒和晶内析出的纳米级针状β’’相组成（α-Al+β’’）。SZ经历了强烈的摩擦热-机械搅拌（热-机）耦合作用和动态再结晶,使α-Al晶粒明显细化,并在晶内形成少量的点状GP区（α-Al+GP区）。与SZ相比TMAZ的热-机耦合作用减小,使条状α-Al晶粒沿一定方向弯曲变形,晶内也有少量GP区析出（α-Al+GP区）。在热循环作用下,HAZ的α-Al晶粒有粗化的趋势,且发生β’’→β’+Q’的相转变,因此形成α-Al+β’’+β’+Q’的微观组织。随着距焊缝中心距离的增加,HAZ峰值温度降低,β’和Q’相减少,β’’相增多。SZ中S线和灰白条带状组织的形成主要与α-Al（Fe Mn）Si、Al2O3粒子沿塑性金属流动的界面偏聚有关。在此基础上,本文提出了6082-T6铝合金BT-FSW的接头形成机制、S线形成机制、微观组织演变机制和沉淀相形成机制。BT-FSW接头的显微硬度分布呈W形。由于β’’相的沉淀强化作用使BM的硬度为接头最高;SZ的硬度高于TMAZ主要归因于α-Al晶粒的明显细化;接头最低硬度出现在靠近TMAZ的HAZ,这主要与该区析出β’、Q’相和β’、Q’的粗化有关。在拉伸应力作用下接头主要断裂在HAZ的软化区,因此该区是6082-T6铝合金BT-FSW接头最薄弱的区域。焊接参数（搅拌头旋转速度、焊接速度）和焊后时效处理对BT-FSW接头微观组织及力学性能具有明显的影响。随着搅拌头旋转速度（焊接速度）增加,热循环峰值温度有升高（降低）的趋势。旋转速度由600 r/min增至1200 r/min,接头SZ晶粒尺寸减小（9.1μm-7.1μm）,SZ硬度升高（80 HV-94 HV）,HAZ最低硬度值减小（71 HV-68 HV）。旋转速度600r/min时,由于热-机耦合作用减弱影响了SZ与TMAZ间的结合性能,严重恶化BT-FSW接头的抗拉强度（198 MPa）;旋转速度增至800 r/min接头强度提高;进一步增加旋转速度（1000 r/min、1200 r/min）导致接头强度降低,这主要归因于焊接热输入增加促进HAZ中β’和Q’相的生长、粗化。焊接速度由300 mm/min增至700 mm/min,SZ晶粒尺寸减小（9.9μm-7.1μm）,SZ硬度升高（71 HV-84 HV）,HAZ最低硬度值增加（66 HV-70 HV）,接头抗拉强度先增加后降低,焊接速度500 mm/min时为最大值。合适的焊接参数结合（搅拌头旋转速度800 r/min和焊接速度500 mm/min）有利于改善接头的力学性能,接头抗拉强度为263 MPa,达到母材强度的81%。在此基础上,研究焊后时效处理对BT-FSW接头的影响。结果表明,接头经自然时效处理（PWNA 60d）,SZ的GP区增多,接头显微硬度和抗拉强度有增加的趋势。与自然时效相比,焊后人工时效对接头组织及性能的影响更为明显。接头经人工时效处理（PWAA 180℃/6h）,SZ发生SS→GP→β’’的相变,SZ显微硬度（110 HV-120 HV）和接头抗拉强度（280 MPa）明显提高,接头强度达到母材强度的87%。6082-T6铝合金水下BT-FSW的研究发现,与大气环境下的BT-FSW相比,由于水介质的强烈冷却作用水下BT-FSW的热循环峰值温度明显降低、冷却速度明显提高;接头SZ晶粒尺寸减小（5.5μm）,硬度升高（94-103 HV）;HAZ软化区宽度减小,显微硬度升高,β’和Q’相有细化的趋势;接头抗拉强度明显提高（308 MPa）,可达母材强度的95.5%。因此,水下BT-FSW工艺更有利于提高6082-T6铝合金焊接接头的力学性能。BT-FSW过程的产热来源主要由上下轴肩与工件接触面的摩擦热、搅拌针侧面与工件的摩擦热和搅拌头附近金属的塑性变形热组成。焊接过程中上下轴肩对摩擦产热量的贡献可达到90.44%,是主要产热来源。依据产热模型和热传导模型,采用COMSOL有限元软件对6082-T6铝合金BT-FSW的温度场进行数值模拟。模拟结果表明,BT-FSW接头温度场整体呈椭圆形,焊缝中部的温度分布呈沙漏型;搅拌头旋转速度对峰值温度影响较大,而焊接速度主要影响温度场等温线分布形状;与大气环境下相比,水下BT-FSW温度场的高温区范围明显缩小。采用数值模拟得到的BT-FSW接头温度场特征与试验结果吻合较好,为改善6082-T6铝合金BT-FSW接头的组织与性能提供了重要的热学基础。
叶丽燕[3]（2020）在《大型核电转子用25Cr2Ni4MoV钢锻造及热处理过程组织演化研究》文中认为核电机组的大型转子锻件是核电站中的重要部件,采用整锻制造方案,锻件重量达到350t以上,需要使用650-700t级钢锭进行锻造。转子锻件对材料化学成分、机械性能均匀性及探伤有很高的要求,该类锻件的制造在目前行业内均属于极限制造领域。大型转子锻件存在质量不稳定,制造周期长和制造成本高等问题。因此亟需通过数值模拟技术预报大型核电转子在锻造和热处理过程中的形状和性能变化,优化锻造工艺,避免混晶和粗晶缺陷。本文以大型核电转子用25Cr2Ni4MoV钢的热变形行为和大型核电转子的热加工组织演化为研究对象,研究了该材料的本构模型,热加工图,加热及变形过程中的组织演变数学模型。开发了精度可靠的锻热一体化模拟软件,并应用于预报大型核电转子热锻及热处理过程中的组织演化,能有效指导大型核电转子实际生产。本文的主要研究工作如下:基于热压缩试验,获得了 25Cr2Ni4MoV钢的真应力应变曲线,拟合得到材料的热变形激活能为356.79 KJ/mol。采用基于应变补偿的Arrhenius模型拟合得到材料的本构模型,建立了 25Cr2Ni4MoV钢的热加工图,当应变低于0.5,应变、变形温度和应变速率剧烈影响能量耗散图和失稳图。当应变高于0.5,热加工图受应变影响较小。25Cr2Ni4MoV 钢的最优热加工工艺参数为 1105-1150℃/0.0067-0.01 s-1。通过结合分析热加工图和微观组织,建立了与热加工图相对应的微观组织特征分布图,包括不完全结晶区,混晶区,细晶区和粗晶区。高能量耗散率对应的细晶区分布在混晶区和粗晶区之间。当温度高于1200℃,材料产生混晶和粗晶,应变速率高,材料发生不完全再结晶,变形不稳定。通过开展加热试验,研究了大型核电转子用25Cr2Ni4MoV钢加热和保温过程中的静态晶粒长大规律。材料在1250℃保温较长时间,晶粒粗化严重,因此应避免在高温下无锻比加热和保温。研究了材料的动态再结晶模型和静态再结晶模型,当原始晶粒尺寸较小,动态再结晶并不能细化初始组织。静态再结晶完成后,材料进入晶粒长大过程。静态再结晶后的晶粒长大速度明显快于保温过程中的晶粒长大。因此大型转子实际生产过程中,应避免变形后在高温下停留较长时间,尽量缩短各道次和各火次之间的时间间隔。加热速度、正火温度、保温时间和正火次数均显着影响循环正火过程的晶粒尺寸变化。第一次循环正火最优温度为930℃,随着循环正火次数增加,正火温度可以逐次降低,也能取得较好的晶粒细化效果。根据试验结果,建立了晶粒尺寸随循环正火次数变化模型。将晶粒演化模型,各个组织演化状态之间的转变条件二次开发进有限元软件,得到了热锻过程中的晶粒演化模拟软件。运用二次开发得到的晶粒演化模拟软件模拟预测了砧宽,压下量和成形温度对转子成形的影响,以组织细化为目标优化了自由锻工艺。研究了连续压下和非连续压下过程中转子内部组织演化规律,非连续压下会降低再结晶百分数,导致材料更大区域无法发生动态再结晶,细化组织效果不及连续压下工艺。开发了锻热一体化模拟软件,联合模拟了热锻过程和热处理过程转子内部组织演化。最后一成形火次及室温停留过程中,转子内部发生了复杂的组织转变过程。将热锻组织演化模拟结果传递给热处理过程,模拟了五次循环正火后大型核电转子晶粒尺寸,以及淬火后转子内部各相的组织含量,实现了热加工全过程转子性能预报,研究结果对大型核电转子实际生产过程的工艺优化和性能预测具有重要参考意义。
王晓东[4]（2020）在《基于TMCP的无缝钢管轧制和冷却过程微观组织控制研究》文中提出TMCP（Thermo-Mechanical Control Process）是一种将控制轧制与控制冷却相结合进行组织控制与优化的先进加工工艺,可以明显提升钢铁材料的性能。将TMCP应用于无缝钢管生产不仅能够获得高强韧的管材性能,同时也有助于实现资源节约型绿色生产。然而,因钢管的断面形状特殊、规格变化范围大,且生产中工艺调整窗口窄、轧制变形复杂和冷却不易控制,TMCP在无缝钢管生产中的实际应用还存在较多的制约因素。需要根据TMCP的特点和特定钢种产品的高温变形和冷却相变规律,对无缝钢管轧制变形和在线冷却过程中的微观组织变化进行必要的研究。在此基础上,利用和发掘在线调控的工艺资源,实现控制轧制与在线热处理。鉴于此,选用低合金钢30Mn Cr22和高合金钢P91作为研究材料,对两钢种的高温再结晶行为进行了研究,对两钢种无缝钢管TMCP进行了实验模拟,对无缝钢管控制冷却的传热和相变机理进行了分析,探讨了无缝钢管TMCP的微观组织演变规律及强韧化机制,提出了微观组织控制的策略。通过两钢种典型规格无缝钢管的在线试验,对无缝钢管TMCP的微观组织在线控制进行了详细阐述。用Gleeble-1500D热模拟试验机测定了30Mn Cr22钢和P91钢在单道次和双道次热压缩过程中的真应力-真应变曲线,回归了两种钢的高温流变应力-应变本构关系,分析了两种钢在穿孔、连轧和定（减）径过程中的动态、静态再结晶规律,提出了两种钢均应在穿孔采用动态再结晶型控制轧制、在连轧采用静态再结晶型控制轧制、在定（减）径采用未再结晶型控制轧制的控制轧制策略。基于PQF（Premium Quality Finishing）工艺,用Gleeble-1500D热模拟试验机的多道次热压缩实验对30Mn Cr22和P91无缝钢管TMCP的加热、轧制和冷却全过程进行模拟,研究了两钢种在TMCP中的组织变化。结果表明,TMCP中微观组织发生了再结晶细化、形变诱导相变和第二相弥散析出,且微观组织细化和形变、相变组织精细亚结构具有遗传性。穿孔和连轧时的高温大变形使管坯发生了充分的动态、静态再结晶,细化了管坯晶粒,细小的组织可保持到定（减）径之前;定（减）径时在低温未再结晶区的应变累积可实现形变奥氏体的强化,进而能够通过形变诱导相变并结合超快冷却（30Mn Cr22）或控制冷却（P91）细化相变组织,使细小的第二相弥散析出,可实现TMCP优秀微观组织的遗传,并达到细晶、形变、相变、析出多重强化机制协同作用的效果。对无缝钢管控制冷却过程中的传热机理、动态相变规律以及快速冷却相变强化机制进行了研究,以期通过控制冷却实现无缝钢管TMCP的最终组织细化和强化。在无缝钢管控制冷却传热物理模拟实验平台上,测得了30Mn Cr22钢管试样在不同控制冷却条件下的冷却曲线,利用反传热法计算获得了钢管气雾控制冷却条件下的热流密度和换热系数,分析发现影响钢管气雾冷却传热的关键因素是气水混合比,气水混合比的改变影响钢管的冷却速度以及钢管的相变组织。随着冷却水流量和压缩空气压力的增加,钢管的冷却效果增强,对应的热流密度和换热系数也随之增大,钢管得到了更加细小的板条马氏体组织。换热系数随温差的下降而升高,依次经历了高温膜态沸腾阶段、中温稳定阶段和低温过渡态沸腾阶段,实现无缝钢管超快冷却的关键是提高高温膜态沸腾阶段的界面换热系数。采用Gleeble-1500D热模拟试验机测定了30Mn Cr22钢形变奥氏体的连续冷却曲线和P91钢形变奥氏体连续冷却的马氏体动态相变温度,分析了两者的动态相变规律,用以指导TMCP定（减）径及轧后冷却工艺参数的制定。结果表明,为获得细小、强化的板条马氏体组织,30Mn Cr22钢管减径终轧温度取800℃,等效真应变取0.25,减径变形后采用大于35℃/s的冷却速度进行超快冷却;P91钢管定径终轧温度取990℃,等效真应变取0.2,定径变形后采用1℃/s的冷却速度进行控制冷却。用高温激光共聚集显微镜对30Mn Cr22无缝钢管试样快速冷却相变过程的原位观察发现,冷却速度越快,马氏体转变温度越低,转变速度越快,转变持续的温度区间越小,马氏体板条越细;当冷却速度达到70℃/s以上的超快冷却可以诱导马氏体爆发式转变,可得到具有亚晶细化特征的超细板条马氏体组织。通过马氏体板条细化和亚晶细化可以显着提升钢管的力学性能。针对30Mn Cr22和P91无缝钢管,分别制定了不同的控制策略来实现基于PQF工艺TMCP微观组织的在线控制。两种材料无缝钢管,管坯均采用高加热温度,穿孔均采用高温大变形动态再结晶型控制轧制,连轧均采用高温静态再结晶型控制轧制,定（减）径均采用低温未再结晶型控制轧制;不同点主要是冷却强度不同,30Mn Cr22钢管采用在线超快冷却,P91钢管采用在线控制冷却。按照上述控制策略,两种材料无缝钢管均可实现微观组织的细化和力学性能的提升。本文的研究工作及其成果对于优化基于PQF工艺的无缝钢管TMCP工艺参数、探明基于TMCP无缝钢管轧制和冷却过程的微观组织控制及强韧化机理具有重要的价值,同时也寄希望本工作能够对推进我国无缝钢管TMCP的实施发挥作用。
边婧如[5]（2020）在《添加Cu中间层的TA0/Q235异种金属连接机理研究》文中指出钛/钢复合板采用爆炸焊接成形,且制造成本低兼具钛的高耐腐蚀性和钢的优良力学性能等优点而广泛应用于机械化工、海水淡化、电厂脱硫、油气储运等领域。钛/钢异种金属在熔化焊接高温下生成脆性大的TiC、Ti-Fe相,而且钛和钢异种金属热物理性质差别较大,高温下产生较大的内应力,进而使得焊缝开裂形成冷裂纹。基于此,钛/钢异种金属不能在工程中采用熔化焊直接焊接。工程中,钛/钢复合板采用分层焊接,钛和钢熔体在高温下不接触,不形成冶金结合,焊接强度低,气密性差,仅能够用于对强度和气密性要求低的烟囱的焊接,如制作火电厂烟囱内筒烟道口。本文拟开发钛/钢异种金属等离子焊接工艺使得钛/钢异种产生冶金结合,提高接头强度和气密性,促进钛/钢异种金属焊接在海水淡化用压力容器、石油输送管道等领域的应用。本文针对工业中常用的TA0纯钛与Q235低碳钢异种金属进行了等离子熔覆,采用直流等离子焊机和自行设计的同轴送粉系统,精确控制铜中间层、钛层的厚度,并采用自行设计的气体保护系统,避免钛高温氧化。分析了无中间层与添加中间层的不同条件下,TA0与Q235钢异种金属的可焊性;研究了纯铜作为中间层的条件下,焊接电流（85,90,95,100,105 A）、焊接速度（18,19,20 cm/min）对接头微观组织和力学性能的影响。研究结果表明:在Q235钢基体上采用等离子直接焊接TA0纯钛粉末时,焊缝表面出现明显的裂纹,钛层甚至脱落,两者无法实现可靠的连接。采用Cu作为中间层材料,等离子焊接电流大于90 A时,该焊接工艺能够有效抑制接头中脆性相和焊接裂纹的形成;当焊接电流小于90 A时,焊接电流过低,焊接热输入不足,Cu粉未能够充分与钢基板熔合,使得局部区域未形成连续铜中间层,未能阻隔钛和钢高温下物理接触,进而局部区域形成裂纹;焊接电流为100 A时,焊缝成形性最好,钛焊接层、铜中间层、钢基板之间呈良好冶金结合,铜熔覆层、钛熔覆层显微组织分别为细针状树枝晶、柱状树枝晶;不同焊接电流下接头硬度整体变化趋势相似,铜/钛界面附近硬度最高,当焊接电流为100 A时,硬度达到了最大值(448 HV0.2)。当等离子焊接速度在18-20 cm/min时,焊缝表面成形良好,焊缝内部未出现裂纹、未熔合、氧化夹杂等缺陷。随焊接速度的增大,焊缝宽度变窄,晶粒变细。当焊接速度为18 cm/min时,硬度达到(441 HV0.2)。温度是影响钛/钢异种金属等离子熔覆和焊接接头金属间化合物的动力学的关键因素,焊接应力也是导致钛/钢异种金属等离子熔覆和焊接接头产生冷裂纹的重要因素。为了揭示钛/钢异种金属等离子焊接和熔覆接头形成机理,进行了钛/钢异种金属等离子熔覆和焊接温度场和应力场的数值模拟。通过对温度场有限元数值模拟也发现,等离子热源的高温停留时间短,热输入较低。当钛/钢直接熔覆时,焊缝温度为2753℃,焊接温度梯度大,而采用铜做为中间层时,最高温度下降到2276℃,温度梯度明显减小。对应力场进行模拟发现,TA0与Q235钢直接熔覆时,焊接残余应力达到886 MPa,添加中间层Cu后残余应力减小到792 MPa。Ti/Q235钢异种金属等离子焊接头的温度场和应力场有限元数值模拟也发现类似规律。Ti/Q235钢异种金属熔覆相对于Ti/Q235钢异种金属焊接,材料熔化量更多,使得熔覆过程中的最高温度和应力值变大。Ti/Q235钢异种金属等离子熔覆和焊接温度场研究均表明,Cu中间层良好的散热能力使得TA0/Q235钢异种金属等离子焊接接头的最高温度降低、冷却速度变大有效抑制脆性相的产生,组织调控效果明显;应力场结果表明,添加Cu中间层后接头的拉应力幅值减小、应力梯度减小,使得接头产生冷裂纹倾向降低。
史永振[6]（2020）在《40Cr轧制过程组织的转变规律与细化研究》文中认为40Cr中碳钢广泛应用于大型机械设备轴类和齿轮类零件。作为典型的高强度钢铁材料,相较于传统钢铁材料生产成本低,资源能耗小,研究其轧制过程中组织的转变规律以及强韧性具有重要意义。对40Cr中碳钢进行计算模拟,通过热轧、温轧和退火实验,研究了轧制工艺与退火工艺对40Cr中碳钢组织与性能的影响规律,并通过显微硬度和拉伸实验分析了各种工艺对实验钢力学性能的影响,主要研究结果如下:经过热轧实验得出温度、压下率相同的情况下,轧制道次多的试样比轧制道次少的试样得到的铁素体晶粒尺寸更加细小。压下率、轧制道次相同的情况下,轧制温度越高,得到的铁素体晶粒尺寸更加细小。相同轧制条件下,轧后冷却方式对40Cr中碳钢的显微组织与力学性能有较大的影响。轧后空冷正火得到的组织为铁素体和珠光体,强度和硬度较低,但塑性和韧性较好;轧后水冷淬火得到的组织为铁素体和马氏体,强度和硬度较高,但是塑性和韧性较差。经过550℃温轧后,4组试样的铁素体平均晶粒尺寸分别为、1.10μm、1.45μm、1.14μm;显微硬度值分别为39.4HRC、39.1HRC、38.7HRC、38.2HRC。由此可见,40Cr中碳钢经过5道次80%的热轧形变强化和3道次70%的温轧后,得到的铁素体平均晶粒尺寸最小,显微硬度值也最高。随着退火时间的增加,铁素体晶粒的平均尺寸由1.02μm增加到1.66μm,碳化物球化效果更加明显。其中晶界上的碳化物比晶粒内部的碳化物尺寸更大。小角度晶界所占的比例越来越低,大角度晶界所占的比例越来越高。显微硬度由38.2HRC减小到19.5HRC。抗拉强度由1234.08MPa减小到734.49MPa;而伸长率由8.31%上升到14%。初始加工硬化率也也随着退火时间的增加逐渐降低。图47幅;表8个;参75篇。
杭子迪[7]（2020）在《高Ti微合金热轧高强钢组织与性能研究》文中进行了进一步梳理以开发低成本高性能微合金高强钢为研究背景,依据第三代先进高强钢的性能要求以及钛微合金钢的技术特点,利用Gleeble-3500热模拟试验机、万能拉伸试验机进行实验,通过SEM、TEM、EDS等分析检测技术,研究了高Ti微合金钢的析出物成分,总结了相变规律、组织演变规律、再结晶规律,并检测了实验钢热轧板不同部位的拉伸性能,讨论了高Ti微合金钢的强韧化机理。主要结论如下:1)绘制了实验钢静态CCT曲线,发现未变形奥氏体在不同冷速下的产物均为贝氏体,并随着冷速的提高由粒状贝氏体向板条状贝氏体转变,在奥氏体区变形能够促使实验钢在冷却过程中发生相变。另外,确定实验钢在终轧温度在860～880℃,终轧压下量为20%时即可获得较为理想的室温组织。2)采用应力松弛法研究奥氏体再结晶规律,变形参数对再结晶都有明显影响:变形温度对再结晶的影响最大,其次为压下量,应变速率的影响较为复杂,没有明显的规律,高温高变形量的条件下再结晶过程进行最快。另外,通过实验数据线性拟合求得静态再结晶激活能Q=276.45KJ?mol-1,建立了静态再结晶Avarami方程,得出n=1.144、A=1.68×10-14、p=-1.2、q=-0.44。3)利用SEM、EDS和物理化学相分析对高Ti微合金铸坯进行析出物分析,并对热轧板进行显微组织表征和力学性能分析。结果表明,横向1/4处抗拉强度和均匀延伸率高于边缘和中心处,所有部位断后延伸率均超过20%,强塑性匹配较好,与微观组织形貌分析得出的结果相吻合。图43幅;表8个;参53篇。
孙丽萍[8]（2019）在《轧制工艺温度对高强高低温韧性H型钢组织性能的影响》文中研究表明热轧H型钢是一种高效节约、具有良好的综合性能、截面设计合理的结构用钢金属材料,在石油平台、铁路和桥梁建设中应用十分广泛。近年来,随着陆地自然资源的匮乏,人们开始开采海洋资源,尤其是北极地区有丰富的石油和天然气,其所处的地理环境决定它的温度较低,因此在北极建立开采能源的钢结构除了具有较高的强度,还需要高的低温韧性。目前,针对高低温韧性的结构用钢主要通过添加合金元素Ni来提高低温韧性。但是,由于Ni是贵金属元素导致钢的成本上升,同时又是战略资源。因此,如何在不添加Ni的情况下,利用工艺优化来实现结构用钢的低温韧性提高,具有重要意义。晶粒细化是材料强化方法中,可以同时提高钢的强度和低温韧性的常用方法。本文以Q345E热轧H型钢材为研究对象,研究不同轧制温度对热轧H型钢晶粒平均尺寸、晶粒尺寸分布、组织组成相以及H型钢翼缘和腹板的晶粒尺寸的差异等的影响规律,并结合组织性能关系的讨论。对上述的实验结果从奥氏体的形变再结晶行为进行了分析。为优化轧制工艺温度制度,提高热轧Q345EH型钢强度和低温韧性提供帮助。本文将热轧Q345EH型钢设置在990℃、970℃、950℃、930℃、910℃和890℃六个不同的轧制工艺温度。分别分析了翼缘头部与中部、腹板头部与中部的晶粒尺寸。研究不同取样部位不同轧制温度处理后材料微观组织的变化,统计分析实验样品在不同取样部位和不同轧制温度条件下微观组织中铁素体晶粒平均直径、晶粒尺寸分布变化情况;并通过EBSD面扫描分析,利用金相分析方法测试铁素体晶粒平均直径及其尺寸分布的准确性。通过室温拉伸实验研究实验用钢的抗拉强度和屈服强度等力学性能变化情况,通过冲击实验探究实验样品在-60℃的冲击吸收功的变化情况。根据实验结果,分析了不同轧制温度对实验样品晶粒尺寸及分布、组织组成相以及力学性能变化的影响规律。根据本文的研究结果,可以发现轧制温度设置为910℃和890℃,翼缘头部与中部和腹板头部与中部都具有良好的综合力学性能。当轧制温度在910℃时,具有最佳的综合力学性能。而其它试样在不同轧制温度或不同取样部位都可能出现低温冲击韧性不合格的现象。低温冲击韧性不仅与晶粒尺寸的大小有关,而且与晶粒尺寸的分布有关,其中晶粒尺寸分布的影响更为显着。而组织组成相的影响,在本文实验范围内,影响似乎不太明显。热轧H型钢不同部位,性能有所差异。腹板的力学性能优于翼缘,这是由于在H型钢的实际轧制过程中,腹板和翼缘在不同的部位进行变形,由于腹板在轧制过程中压下量较大,腹板发生的变形也较大,导致形成的组织晶粒细小,造成了腹板的力学性能优于翼缘。
张仁晓[9]（2019）在《2507双相不锈钢搅拌摩擦加工组织演变及性能研究》文中指出工程构件在服役过程中由于承载及环境因素影响会形成应力腐蚀裂纹等缺陷,为了提高其安全可靠性,延长其服役期限,需要在失稳扩展前对裂纹进行修复。双相不锈钢构件在常规焊接修复时,可能出现相比例失衡和有害相析出等问题,大幅降低构件性能,而搅拌摩擦加工修复由于其固相修复的本质可以有效避免这些问题。本文对5mm厚的2507双相不锈钢进行搅拌摩擦加工试验,优化设计了高熔点搅拌摩擦加工焊具,揭示了搅拌头磨损行为,分析了加工工艺参数对加工区组织结构、力学性能和耐蚀性能的影响,并研究了组织演变机制及其与性能的联系,为获得优质加工区域及进一步的加工修复提供理论指导。针对双相不锈钢材料特性,基于实现加工及减少磨损的条件下,完成了焊具材料及结构的优化设计,最终选用分体式设计并采用W-25Re作为搅拌头材料。加工工艺参数的改变使得搅拌头与材料的热力相互作用发生改变,加工温度场分布和主轴扭矩得以改变。随着搅拌头与材料之间的作用增强,加工峰值温度增加,材料塑化程度得以增加,从而导致加工过程中主轴扭矩降低。在加工过程中,搅拌针的磨损主要发生在初次下扎阶段,且在后续加工时逐渐趋于自优化形态,其磨损形式主要为扩散磨损和粘结磨损。在加工速度50-200mm/min,搅拌头转速200-600rpm下,加工区表面成形良好,表面存在少量毛刺。由于加工过程中不同的热机作用,加工区截面主要可以分为热机影响区及搅拌区;且仅在热塑性流动充分的参数下得到内部无缺陷的加工区。搅拌区的微观组织主要取决于加工过程中的应变速率和峰值温度,其应变速率越大,峰值温度越低,搅拌区的两相晶粒越小。加工热循环和应力变形对加工区组织两相比例的变化影响不大,其铁素体含量仍保持在标准规范40%-60%之间;通过控制应变速率和峰值温度,可以有效避免析出相的产生,仅在热输入较低参数时,在搅拌区底部存在少量σ析出相。加工区铁素体相和和奥氏体相层错能不同,因此在加工过程中两相再结晶机制存在差异,且铁素体相优于奥氏体相发生动态再结晶。搅拌区的力学性能及耐蚀性能与微观组织存在明显的对应关系。加工区显微硬度分布呈现盆状形貌,其硬度最高值出现在搅拌区前进侧的底部,对应搅拌区晶粒尺寸最细小处。搅拌区中晶粒细化所提供的晶界在拉伸过程中抑制了位错滑移,使得搅拌区拉伸强度要高于母材,而延伸率出现一定程度降低;且随着晶粒尺寸的减小,拉伸强度增加,延伸率降低。搅拌区细化的晶粒在腐蚀过程中促进了元素的扩散,增强了钝化膜的稳定性,其耐蚀性优于母材。基于组织与性能的联系,通过改变工艺参数控制搅拌区的微观组织结构,可以有效调控双相不锈钢加工区的性能。
刘焕然[10]（2019）在《热变形工艺和调质热处理对高强船板钢EH47显微组织的影响》文中提出根据国家未来发展规划,海洋工程用钢的市场需求会越来越大,而北极航道的开发,以及国家海军的远洋巡航,都要求低温韧性和耐腐蚀等性能更加优良的高强船板钢。EH47船板钢作为新一代开发的品种,已经成为在恶劣自然环境下服役的大型船舶和极地破冰船不可或缺的材料。本文以EH47船板钢为研究对象,通过热模拟实验研究了压下量、变形后冷却速度和终冷温度等热变形工艺参数对EH47钢板显微组织的影响;采用调质热处理实验研究了不同淬火温度和回火温度对EH47钢板显微组织的影响。结合光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）等分析检测手段进行了不同变形工艺参数和调质热处理工艺参数对EH47高强船板钢显微组织演变规律的研究。通过调整不同的中间道次压下量、终轧道次压下量进行热模拟压缩实验,结果表明中间道次压下量为35%、终轧道次压下量为40%时,EH47钢显微组织中针状铁素体和上贝氏体均匀分布,实验钢的显微硬度也比其它条件下实验钢的硬度大。轧后冷却速度为50℃/s、终冷温度是650℃时,显微组织中针状铁素体和上贝氏体均匀分布;实验钢轧后终冷温度提高到700℃时,显微组织中贝氏体的百分含量增加,显微硬度也提高。对轧后的EH47钢板进行调质热处理,通过调整淬火温度和回火温度等工艺参数,得出在960℃时保温30分钟后淬火,然后在640℃时高温回火并保温30分钟,可以消除热轧后EH47船板钢中产生的条带状组织缺陷;实验钢的TEM显微组织中有较多的板条状贝氏体,晶粒尺寸更加细化,铁素体和贝氏体均匀分布;在铁素体晶界间和贝氏体板条间有明显的第二相析出,实验钢的显微硬度较大。通过观察不同冷却速度下EH47船板钢的显微组织,可以发现当冷却速度为0.5℃/s时,显微组织中有较多细长的板条状贝氏体且贝氏体板条状中有第二相析出。当冷却速度为10℃/s时,显微组织中有明显的M/A岛出现且在M/A岛中可以观察到孪晶。
二、变形量和冷却速度对Q235钢晶粒细化的影响（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、变形量和冷却速度对Q235钢晶粒细化的影响（论文提纲范文）
（1）外加改性纳米粒子技术诱导钢中铁素体形核的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高强度钢铁材料 |
| 2.1.1 高强度钢的微观组织特点 |
| 2.1.2 钢的微观组织特征 |
| 2.1.3 钢的微观组织细化 |
| 2.1.4 微观组织细化发展现状 |
| 2.1.5 影响针状铁素体的形成因素 |
| 2.2 氧化物冶金技术 |
| 2.2.1 氧化物冶金技术的提出 |
| 2.2.2 氧化物冶金的关键技术 |
| 2.2.3 氧化物冶金技术研究方式及方向 |
| 2.3 炼钢用纳米粒子表面处理方法 |
| 2.3.1 硬模板法 |
| 2.3.2 软模板法 |
| 2.3.3 无模板法 |
| 2.4 形变诱导铁素体相变技术 |
| 2.4.1 形变速率对形变诱导铁素体相变的影响 |
| 2.4.2 变形量对形变诱导铁素体相变的影响 |
| 2.4.3 形变温度对形变诱导铁素体相变的影响 |
| 2.5 弥散强化合金及其形变强化的研究进展 |
| 2.5.1 弥散强化合金的研究进展 |
| 2.5.2 弥散强化钢的形变强化研究进展 |
| 2.6 课题背景及研究内容 |
| 2.6.1 课题背景及意义 |
| 2.6.2 研究内容及框架 |
| 3 炼钢用核壳结构纳米粒子的制备及表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验仪器 |
| 3.2.2 实验试剂及材料 |
| 3.2.3 实验方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 纳米粒子特性 |
| 3.3.2 纳米粒子表面处理过程及其钢液中的特性 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 钢中外加MgO@PDA纳米粒子的高温实验 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 实验步骤和实验材料 |
| 4.2.2 检测方法和仪器设备 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 夹杂物与微观组织的特性分析 |
| 4.3.2 断面结果分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 钢中外加第二相纳米粒子的细微化研究及机理分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验药品 |
| 5.2.2 实验步骤 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 夹杂物特性分析 |
| 5.3.2 纳米粒子收得率分析和钢液成分变化理论计算 |
| 5.3.3 夹杂物弥散化和组织细化研究 |
| 5.4 实验机理分析 |
| 5.4.1 表面处理过程及粒子在钢液中的物理性质 |
| 5.4.2 纳米粒子钢液中收得率和对夹杂物弥散性的影响 |
| 5.4.3 铁素体形核理论计算 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 冷却速率对纳米钢中微观组织演变的影响研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验部分 |
| 6.2.1 实验原料和实验步骤 |
| 6.2.2 原位观察实验 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 夹杂物特性分析 |
| 6.3.2 微观组织特性分析 |
| 6.3.3 原位观察实验 |
| 6.3.4 针状铁素体的形核动力学 |
| 6.4 实验机理分析 |
| 6.4.1 夹杂物形核的热力学分析 |
| 6.4.2 不同冷速下夹杂物与微观组织特性的研究 |
| 6.4.3 针状铁素体形核理论分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 非调质钢中的氧化物冶金与形变强化协同调控技术 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验部分 |
| 7.2.1 实验原料和实验方法 |
| 7.2.2 应力应变曲线测定 |
| 7.3 实验结果 |
| 7.3.1 夹杂物特性分析 |
| 7.3.2 微观组织特性分析 |
| 7.3.3 热压缩形变实验 |
| 7.3.4 应力应变曲线分析 |
| 7.4 实验机理分析 |
| 7.4.1 夹杂物的特性和微观组织的演变 |
| 7.4.2 双强化技术作用机理 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论与创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 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 |
（2）6082-T6铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的和意义 |
| 1.2 6×××系铝合金 |
| 1.2.1 6×××系铝合金的合金化原理 |
| 1.2.2 6×××系铝合金的沉淀相 |
| 1.2.3 6×××系铝合金的强化机制 |
| 1.3 铝合金双轴肩搅拌摩擦焊的研究进展 |
| 1.3.1 搅拌摩擦焊 |
| 1.3.2 双轴肩搅拌摩擦焊的原理和特点 |
| 1.3.3 双轴肩搅拌头结构设计 |
| 1.3.4 双轴肩搅拌摩擦焊接过程中的温度场研究 |
| 1.3.5 双轴肩搅拌摩擦焊接过程中的塑性金属流动特性 |
| 1.3.6 铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头的微观组织与性能 |
| 1.3.7 铝合金搅拌摩擦焊接头的焊后热处理和水冷辅助焊接 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料、方法及设备 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 双轴肩搅拌摩擦焊接 |
| 2.3 焊接热循环测量 |
| 2.4 焊接接头组织分析 |
| 2.4.1 金相显微分析 |
| 2.4.2 扫描电子显微分析 |
| 2.4.3 透射电子显微分析 |
| 2.5 接头力学性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸性能测试 |
| 2.6 焊后时效处理 |
| 2.7 水下搅拌摩擦焊 |
| 2.8 搅拌摩擦焊数值模拟 |
| 第3章 6082-T6铝合金BT-FSW接头热循环、组织及性能特点 |
| 3.1 6082-T6铝合金BT-FSW过程的热循环特性 |
| 3.2 6082-T6铝合金BT-FSW接头宏观形貌特点 |
| 3.3 6082-T6铝合金BT-FSW接头微观组织特点 |
| 3.3.1 接头金相显微分析 |
| 3.3.2 接头EBSD取向成像分析 |
| 3.3.3 接头透射电子显微分析 |
| 3.3.4 接头S线组成分析 |
| 3.4 6082-T6铝合金BT-FSW接头微观组织形成机制 |
| 3.4.1 BT-FSW接头的形成机制 |
| 3.4.2 BT-FSW接头S线的形成机制 |
| 3.4.3 BT-FSW接头晶粒的演变机制 |
| 3.4.4 BT-FSW接头沉淀相的演变机制 |
| 3.5 6082-T6铝合金BT-FSW接头力学性能特点 |
| 3.5.1 BT-FSW接头的显微硬度分布 |
| 3.5.2 BT-FSW接头的拉伸性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 焊接工艺参数和焊后时效处理对BT-FSW接头组织与力学性能的影响 |
| 4.1 搅拌头旋转速度对BT-FSW接头组织与性能的影响 |
| 4.1.1 搅拌头旋转速度对BT-FSW焊接热循环的影响 |
| 4.1.2 搅拌头旋转速度对BT-FSW接头组织的影响 |
| 4.1.3 搅拌头旋转速度对BT-FSW接头显微硬度的影响 |
| 4.1.4 搅拌头旋转速度对BT-FSW接头拉伸性能的影响 |
| 4.2 焊接速度对BT-FSW接头组织与性能的影响 |
| 4.2.1 焊接速度对BT-FSW焊接热循环的影响 |
| 4.2.2 焊接速度对BT-FSW接头宏观形貌的影响 |
| 4.2.3 焊接速度对BT-FSW接头微观组织的影响 |
| 4.2.4 焊接速度对BT-FSW接头力学性能的影响 |
| 4.3 焊后时效处理对BT-FSW接头组织与性能的影响 |
| 4.3.1 焊后时效处理对BT-FSW接头组织的影响 |
| 4.3.2 焊后时效处理对BT-FSW接头显微硬度的影响 |
| 4.3.3 焊后时效处理对BT-FSW接头拉伸性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 6082-T6铝合金水下BT-FSW的组织与性能研究 |
| 5.1 水下BT-FSW过程的热循环特性 |
| 5.2 水下BT-FSW接头的宏观形貌 |
| 5.3 水下BT-FSW接头的微观组织形貌 |
| 5.4 水下BT-FSW接头的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 6082-T6铝合金BT-FSW热过程的有限元分析 |
| 6.1 BT-FSW的产热分析 |
| 6.1.1 BT-FSW的摩擦产热模型 |
| 6.1.2 BT-FSW过程中的塑性变形产热 |
| 6.2 BT-FSW过程中的热传导方程与边界条件设定 |
| 6.2.1 热传导方程 |
| 6.2.2 边界条件设定 |
| 6.3 6082-T6铝合金BT-FSW有限元模型建立 |
| 6.3.1 材料的热物理性能 |
| 6.3.2 几何建模 |
| 6.3.3 网格划分 |
| 6.3.4 参数设置与求解 |
| 6.4 6082-T6铝合金BT-FSW温度场模拟结果与分析 |
| 6.4.1 温度场模拟结果的校正 |
| 6.4.2 BT-FSW温度场分布特征 |
| 6.4.3 焊接工艺参数对BT-FSW接头温度场的影响 |
| 6.4.4 水下BT-FSW的温度场 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）大型核电转子用25Cr2Ni4MoV钢锻造及热处理过程组织演化研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景和意义 |
| 1.1.1 研究意义 |
| 1.1.2 课题来源 |
| 1.2 核电转子用钢的发展 |
| 1.3 热加工过程组织演化研究的现状 |
| 1.3.1 热变形行为研究 |
| 1.3.2 晶粒演化一般规律研究 |
| 1.3.3 热锻过程组织演化模拟研究 |
| 1.3.4 热处理过程组织演化模拟研究 |
| 1.3.5 核电转子热加工过程中的组织演化 |
| 1.4 课题研究内容 |
| 1.4.1 25Cr2Ni4MoV钢热变形行为研究 |
| 1.4.2 25Cr2Ni4MoV钢热锻过程晶粒演化规律研究 |
| 1.4.3 25Cr2Ni4MoV钢热处理过程晶粒演化规律研究 |
| 1.4.4 25Cr2Ni4MoV钢晶粒演化数值模拟研究 |
| 1.4.5 大型核电转子锻热一体化模拟研究 |
| 1.5 论文的创新点 |
| 第二章 25Cr2Ni4MoV钢热变形行为研究 |
| 2.1 试验材料和方法 |
| 2.2 25Cr2Ni4MoV钢高温流变应力模型 |
| 2.2.1 峰值应力和峰值应变的确定 |
| 2.2.2 高温流变模型的建立 |
| 2.2.3 高温流变模型有限元开发应用 |
| 2.3 25Cr2Ni4MoV钢三维热加工图构建及分析 |
| 2.3.1 功率耗散系数和流变失稳系数求解 |
| 2.3.2 三维热加工图的绘制 |
| 2.3.3 热加工图分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 25Cr2Ni4MoV钢锻前加热过程晶粒演化规律研究 |
| 3.1 加热试验方案 |
| 3.2 高温下奥氏体晶粒长大 |
| 3.2.1 加热温度对晶粒长大影响 |
| 3.2.2 保温时间对晶粒长大影响 |
| 3.3 奥氏体晶粒长大数学模型 |
| 3.3.1 晶粒长大模型的建立 |
| 3.3.2 初始晶粒尺寸模型 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 25Cr2Ni4MoV钢动态及静态晶粒演化及模型研究 |
| 4.1 25Cr2Ni4MoV钢动态再结晶微观组织 |
| 4.1.1 温度对动态再结晶组织演化的影响 |
| 4.1.2 应变速率对动态再结晶组织演化的影响 |
| 4.1.3 应变对动态再结晶影响 |
| 4.1.4 Z参数对动态再结晶影响 |
| 4.2 不同初始晶粒尺寸对动态再结晶影响 |
| 4.2.1 不同初始晶粒尺寸对流动应力影响 |
| 4.2.2 不同初始晶粒尺寸微观组织对比分析 |
| 4.2.3 不同初始晶粒尺寸动态再结晶模型 |
| 4.3 静态再结晶模型 |
| 4.3.1 试验方案 |
| 4.3.2 热变形工艺参数对组织演化影响 |
| 4.3.3 静态再结晶数学模型构建 |
| 4.4 静态再结晶后的晶粒长大 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 25Cr2Ni4MoV钢热处理过程晶粒演化规律研究 |
| 5.1 循环正火试验方案 |
| 5.2 25Cr2Ni4MoV钢循环正火组织演化规律 |
| 5.2.1 加热速度对晶粒细化的影响 |
| 5.2.2 循环正火次数对晶粒细化的影响 |
| 5.2.3 加热温度对晶粒细化的影响 |
| 5.2.4 保温时间对晶粒细化的影响 |
| 5.2.5 循环正火过程晶粒尺寸变化模型 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 宏微观锻热一体化模拟软件搭建及其应用研究 |
| 6.1 热锻过程模拟软件开发 |
| 6.1.1 25Cr2Ni4MoV钢热锻过程晶粒演化数值模拟软件实现 |
| 6.1.2 用户子程序模拟晶粒长大过程及验证 |
| 6.1.3 用户子程序模拟动态再结晶过程及验证 |
| 6.1.4 用户子程序模拟静态晶粒演化过程及验证 |
| 6.2 自由锻工艺优化 |
| 6.3 大型核电转子自由锻多次压下过程组织演化模拟 |
| 6.4 锻热一体化模拟软件在大型核电转子热加工中的应用 |
| 6.4.1 热锻过程组织演化模拟 |
| 6.4.2 热处理过程组织演化模拟 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 作者简介 |
（4）基于TMCP的无缝钢管轧制和冷却过程微观组织控制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.1.1 连轧无缝钢管生产概况 |
| 1.1.2 无缝钢管TMCP |
| 1.1.3 基于PQF工艺无缝钢管生产过程特点及其TMCP的实现 |
| 1.2 研究进展 |
| 1.2.1 无缝钢管轧制变形过程研究 |
| 1.2.2 无缝钢管TMCP研究 |
| 1.2.3 无缝钢管控制冷却传热研究 |
| 1.2.4 无缝钢管用30MnCr22钢和P91钢研究 |
| 1.2.5 目前存在的主要问题 |
| 1.3 研究内容 |
| 1.3.1 研究意义 |
| 1.3.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料和研究方案 |
| 2.1 实验材料的选择 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.2.1 无缝钢管TMCP典型钢种高温再结晶行为研究方案 |
| 2.2.2 无缝钢管TMCP实验模拟研究方案 |
| 2.2.3 无缝钢管控制冷却传热研究方案 |
| 2.2.4 无缝钢管动态冷却相变研究方案 |
| 2.2.5 无缝钢管快速冷却相变研究方案 |
| 2.2.6 基于TMCP无缝钢管微观组织在线控制研究方案 |
| 第三章 无缝钢管TMCP典型钢种的高温再结晶行为 |
| 3.1 30MnCr22钢的高温再结晶行为 |
| 3.1.1 变形条件对30MnCr22钢动态再结晶的影响 |
| 3.1.2 变形条件对30MnCr22钢静态再结晶的影响 |
| 3.1.3 30MnCr22钢再结晶数学模型的建立 |
| 3.1.4 TMCP条件下30Mn Cr22 无缝钢管的再结晶控制 |
| 3.2 P91钢的高温再结晶行为 |
| 3.2.1 变形条件对P91钢动态再结晶的影响 |
| 3.2.2 变形条件对P91钢静态再结晶的影响 |
| 3.2.3 P91钢高温流变应力数学模型的建立 |
| 3.2.4 TMCP条件下P91无缝钢管的再结晶控制 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 无缝钢管TMCP的实验模拟 |
| 4.1 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP的实验模拟 |
| 4.1.1 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP的再结晶行为 |
| 4.1.2 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP的微观组织演变规律 |
| 4.2 P91无缝钢管TMCP的实验模拟 |
| 4.2.1 P91无缝钢管TMCP的再结晶行为 |
| 4.2.2 P91无缝钢管TMCP的微观组织演变规律 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 无缝钢管控制冷却的传热与相变机理 |
| 5.1 无缝钢管控制冷却传热 |
| 5.1.1 无缝钢管控制冷却条件下的界面换热机理 |
| 5.1.2 无缝钢管控制冷却条件下界面换热系数的验证 |
| 5.1.3 无缝钢管控制冷却条件下的微观组织 |
| 5.2 无缝钢管动态冷却相变 |
| 5.2.1 30MnCr22钢动态冷却相变分析 |
| 5.2.2 P91钢动态冷却相变分析 |
| 5.3 无缝钢管快速冷却相变 |
| 5.3.1 冷却速度对快速冷却相变过程的影响 |
| 5.3.2 快速冷却条件下马氏体转变过程的原位观察 |
| 5.3.3 快速冷却条件下马氏体转变的组织特征 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 基于TMCP无缝钢管微观组织的在线控制 |
| 6.1 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP微观组织的在线控制 |
| 6.1.1 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP加热过程的控制 |
| 6.1.2 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP轧制过程的控制 |
| 6.1.3 30Mn Cr22 无缝钢管TMCP在线冷却过程的控制 |
| 6.2 P91无缝钢管TMCP微观组织的在线控制 |
| 6.2.1 P91无缝钢管TMCP加热过程的控制 |
| 6.2.2 P91无缝钢管TMCP轧制过程的控制 |
| 6.2.3 P91无缝钢管TMCP在线冷却过程的控制 |
| 6.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及取得的科研成果 |
（5）添加Cu中间层的TA0/Q235异种金属连接机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 背景及意义 |
| 1.2 钛/钢异种金属焊接性分析 |
| 1.2.1 物理性能差异对焊接性的影响 |
| 1.2.2 化学性能差异对焊接性的影响 |
| 1.3 钛/钢异种金属连接研究现状 |
| 1.3.1 熔化焊 |
| 1.3.2 摩擦焊 |
| 1.3.3 钎焊 |
| 1.3.4 爆炸焊 |
| 1.4 焊接数值模拟的研究现状 |
| 1.5 课题主要研究内容 |
| 第2章 试验设备、材料及方法 |
| 2.1 焊接试验设备 |
| 2.2 气体保护系统和焊接行走机构 |
| 2.3 同轴送粉等离子焊接系统 |
| 2.4 焊接材料及焊前处理 |
| 2.5 试样制备与测试方法 |
| 2.5.1 金相试样的制备 |
| 2.5.2 试样微观组织观察 |
| 2.5.3 试样的物相分析 |
| 2.5.4 显微硬度测试 |
| 2.5.5 拉伸试验 |
| 第3章 Cu作为中间层的TA0/Q235 等离子熔覆试验研究 |
| 3.1 无中间层TA0/Q235 钢等离子熔覆 |
| 3.2 焊接电流对铜作中间层的钛/钢焊接接头的影响 |
| 3.2.1 焊接电流对焊缝成行表面的影响 |
| 3.2.2 焊接电流对焊缝微观组织的影响 |
| 3.2.3 焊接电流对焊缝力学性能的影响 |
| 3.3 焊接速度对铜作中间层的钛/钢焊接接头的影响 |
| 3.3.1 焊接速度对焊缝表面成形的影响 |
| 3.3.2 焊接速度对焊缝微观组织的影响 |
| 3.3.3 焊接速度对焊缝力学性能的影响 |
| 3.4 焊缝的微观组织分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TA0/Q235 等离子熔覆温度场及应力场有限元分析 |
| 4.1 温度场有限元模型的建立 |
| 4.1.1 焊接温度场数值模拟的基本理论 |
| 4.1.2 热源模型的建立 |
| 4.1.3 建立焊件几何模型 |
| 4.1.4 网格划分 |
| 4.1.5 初始条件与边界条件 |
| 4.1.6 创建焊接轨迹及参数 |
| 4.2 TA0/Q235 熔覆温度场模拟结果 |
| 4.2.1 TA0/Q235 熔覆温度场云图 |
| 4.2.2 TA0/Q235 熔覆温度曲线 |
| 4.3 应力场有限元模型的建立 |
| 4.3.1 焊接应力场数值模拟的基本理论 |
| 4.3.2 热-应力耦合分析过程 |
| 4.3.3 初始条件与边界条件 |
| 4.4 TA0/Q235 熔覆的应力场模拟结果 |
| 4.4.1 TA0/Q235 熔覆应力场云图 |
| 4.4.2 TA0/Q235 熔覆残余应力分布曲线 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TA0/Q235 等离子对接温度场及应力场有限元分析 |
| 5.1 温度场及应力场有限元模型的建立 |
| 5.2 TA0/Q235 直接对接的温度场模拟结果 |
| 5.2.1 TA0/Q235 直接对焊温度场云图 |
| 5.2.2 TA0/Q235 直接对焊热循环曲线 |
| 5.3 添加Cu作中间层TA0/Q235 等离子焊接温度场模拟结果 |
| 5.3.1 添加Cu作中间层的TA0/Q235 焊接温度场云图 |
| 5.3.2 添加Cu作中间层时的热循环曲线 |
| 5.4 TA0/Q235 直接对接的应力场模拟结果 |
| 5.4.1 TA0/Q235 直接对焊应力场云图 |
| 5.4.2 TA0/Q235 直接对焊应力应变曲线 |
| 5.5 添加Cu作中间层TA0/Q235 等离子焊接应力场模拟结果 |
| 5.5.1 添加Cu作中间层的TA0/Q235 焊接应力场云图 |
| 5.5.2 添加Cu作中间层TA0/Q235 焊接的应力应变曲线 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术成果 |
| 致谢 |
（6）40Cr轧制过程组织的转变规律与细化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 引言 |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 研究背景和研究意义 |
| 1.2 国内外发展研究现状及发展动态分析 |
| 1.2.1 国外研究现状及发展动态 |
| 1.2.2 国内研究现状及发展动态 |
| 1.3 细晶强化作用机理 |
| 1.3.1 晶粒尺寸与屈服强度和硬度的关系 |
| 1.3.2 晶粒尺寸与塑性和韧性的关系 |
| 1.4 超细晶钢的制备方法 |
| 1.5 Cr元素对中碳钢的作用 |
| 1.6 形变强化铁素体相变 |
| 1.7 温轧工艺 |
| 1.7.1 温轧的定义 |
| 1.7.2 温轧的优越性 |
| 1.8 研究内容及课题来源 |
| 1.8.1 研究目标 |
| 1.8.2 研究内容 |
| 1.8.3 课题来源 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 Thermo-calc模拟计算 |
| 2.2.2 热轧实验 |
| 2.2.3 温轧实验 |
| 2.2.4 退火实验 |
| 2.3 组织观察 |
| 2.3.1 OM和SEM显微组织观察 |
| 2.3.2 XRD物相分析 |
| 2.3.3 EBSD物相分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 洛氏硬度测量 |
| 2.4.2 室温拉伸性能测试 |
| 第3章 40Cr中碳钢相图分析 |
| 3.1 全成分相图模拟 |
| 3.2 Cr元素、C元素和Mn元素在各相中的含量变化 |
| 3.3 TTT曲线与CCT曲线 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 40Cr中碳钢热轧态组织性能分析 |
| 4.1 4 0Cr中碳钢原始微观组织观察 |
| 4.2 4 0Cr中碳钢铸坯热轧后显微组织演变研究 |
| 4.2.1 OM和SEM显微组织分析 |
| 4.2.2 XRD物相分析 |
| 4.3 4 0Cr中碳钢铸坯热轧后力学性能分析 |
| 4.3.1 拉伸性能分析 |
| 4.3.2 硬度分析 |
| 4.4 4 0Cr中碳钢热轧试样拉伸后断口形貌分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 40Cr中碳钢温轧态组织性能分析 |
| 5.1 4 0Cr中碳钢温轧后显微组织演变研究 |
| 5.1.3 XRD物相分析 |
| 5.1.4 EBSD分析 |
| 5.2 4 0Cr中碳钢温轧后显微硬度分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 40Cr中碳钢退火后组织性能分析 |
| 6.1 4 0Cr中碳钢退火后显微组织演变研究 |
| 6.1.1 SEM显微组织分析 |
| 6.1.2 XRD物相分析 |
| 6.1.3 EBSD分析 |
| 6.2 4 0Cr中碳钢退火后力学性能分析 |
| 6.2.1 拉伸性能分析 |
| 6.2.2 硬度分析 |
| 6.3 4 0Cr中碳钢退火试样拉伸后断口形貌分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 导师简介 |
| 作者简介 |
| 学位论文数据集 |
（7）高Ti微合金热轧高强钢组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 引言 |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 高Ti微合金高强钢的研究背景和研究意义 |
| 1.2 合金元素在合金钢中的作用 |
| 1.3 微合金钢的强化机制 |
| 1.3.1 沉淀强化 |
| 1.3.2 细晶强化 |
| 1.4 TMCP工艺对钛微合金钢的影响 |
| 1.5 论文研究内容和课题来源 |
| 1.5.1 研究目标 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 课题来源 |
| 第2章 实验材料与实验方法 |
| 2.0 实验材料 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.1.1 奥氏体连续冷却相变规律研究实验 |
| 2.1.2 终轧参数对组织性能的影响研究实验 |
| 2.1.3 奥氏体再结晶规律研究实验 |
| 2.2 试样检测分析方法 |
| 2.2.1 OM、SEM显微组织观察 |
| 2.2.2 物理化学相分析 |
| 2.2.3 TEM分析 |
| 2.2.4 EDS分析 |
| 2.2.5 热轧板拉伸实验 |
| 2.2.6 硬度实验 |
| 第3章 高Ti微合金高强钢相变规律研究 |
| 3.1 高Ti微合金高强钢的奥氏体化温度的确定 |
| 3.2 奥氏体连续冷却曲线与组织分析 |
| 3.2.1 未变形奥氏体连续冷却过程分析 |
| 3.2.2 变形奥氏体连续冷却过程分析 |
| 3.3 终轧温度对组织性能的影响 |
| 3.4 终轧压下量对组织和性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 高Ti微合金钢奥氏体再结晶规律研究 |
| 4.1 静态再结晶软化率的确定 |
| 4.2 变形温度对再结晶的影响 |
| 4.2.1 变形温度对动态再结晶的影响 |
| 4.2.2 变形温度对静态再结晶的影响 |
| 4.3 压下量对静态再结晶的影响 |
| 4.4 变形速率对静态再结晶的影响 |
| 4.5 高Ti微合金钢静态再结晶热力学方程的建立 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 高Ti微合金高强钢的组织和性能研究 |
| 5.1 高Ti微合金钢铸坯中的含Ti析出物 |
| 5.1.1 析出物的物理化学相分析 |
| 5.1.2 析出相的SEM、EDS分析 |
| 5.1.3 析出相的TEM分析 |
| 5.2 高Ti微合金钢热轧板微观组织分析 |
| 5.3 高Ti微合金钢热轧板不同区域力学性能分析 |
| 5.4 强化机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 导师简介 |
| 作者简介 |
| 学位论文数据集 |
（8）轧制工艺温度对高强高低温韧性H型钢组织性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的背景 |
| 1.2 热轧H型钢生产技术的发展 |
| 1.3 高低温韧性结构钢的研究现状 |
| 1.4 工艺优化途径的研究现状 |
| 1.4.1 严格控制加热温度和加热速度 |
| 1.4.2 降低钢中的夹杂物 |
| 1.4.3 调整轧制工艺温度 |
| 1.4.4 控制冷却速度 |
| 1.5 控制轧制及轧制工艺制度 |
| 1.5.1 控制轧制 |
| 1.5.2 轧制工艺制度 |
| 1.5.3 晶粒细化 |
| 1.6 轧制过程中发生的物理冶金现象 |
| 1.6.1 动态再结晶 |
| 1.6.2 亚动态再结晶 |
| 1.6.3 静态再结晶 |
| 1.6.4 混晶组织的出现 |
| 1.7 研究的内容与意义 |
| 1.7.1 研究内容 |
| 1.7.2 研究意义 |
| 第2章 实验方案 |
| 2.1 研究的技术路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验材料取样位置 |
| 2.4 实验内容 |
| 2.4.1 金相显微组织观察 |
| 2.4.2 组织组成相体积分数的测定 |
| 2.4.3 EBSD分析 |
| 2.4.4 室温拉伸试验 |
| 2.4.5 冲击试验 |
| 第3章 不同轧制温度对高强高低温韧性H型钢晶粒尺寸和分布影响 |
| 3.1 不同轧制温度对高强高低温韧性H型钢晶粒平均直径影响 |
| 3.2 不同轧制温度对高强高低温韧性H型钢晶粒尺寸分布影响 |
| 3.3 910 ℃下高强高低温韧性H型钢的EBSD分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 不同轧制温度对高强高低温韧性H型钢组织组成相的影响 |
| 4.1 不同轧制温度对翼缘头部组成相的影响 |
| 4.2 不同轧制温度对翼缘中部组织组成相的影响 |
| 4.3 不同轧制温度对腹板头部组织组成相的影响 |
| 4.4 不同轧制温度对腹板中部组织组成相的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 晶粒尺寸及分布和组织组成相对高强高低温韧性H型钢性能影响 |
| 5.1 晶粒尺寸及分布和组织组成相对Q345EH型钢强度的影响 |
| 5.1.1 晶粒尺寸及分布对Q345EH型钢强度的影响 |
| 5.1.2 组织组成相对Q345EH型钢强度的影响 |
| 5.2 晶粒尺寸及分布和组织组成相对Q345EH型钢低温冲击韧性的影响 |
| 5.2.1 晶粒尺寸对材料低温冲击韧性的影响 |
| 5.2.2 晶粒尺寸分布对材料低温冲击韧性的影响 |
| 5.2.3 组织组成相对材料低温冲击韧性的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 总结 |
| 参考文献 |
| 在校研究成果 |
| 致谢 |
（9）2507双相不锈钢搅拌摩擦加工组织演变及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 金属构件焊接修复研究现状 |
| 1.2.1 熔焊修复 |
| 1.2.2 钎焊修复 |
| 1.2.3 固相焊修复 |
| 1.3 双相不锈钢搅拌摩擦焊接及加工研究现状 |
| 1.3.1 双相不锈钢工艺特性 |
| 1.3.2 组织结构演变 |
| 1.3.3 力学性能 |
| 1.3.4 耐蚀性能 |
| 1.4 本文研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料及设备 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试验设备 |
| 2.2 试验方法及工艺参数 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 过程特征参数测量 |
| 2.3.2 微观组织分析 |
| 2.3.3 力学性能测试 |
| 2.3.4 耐蚀性能测试 |
| 第3章 双相不锈钢搅拌摩擦加工焊具设计及磨损行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 搅拌头设计及优化 |
| 3.2.1 搅拌头材料选择 |
| 3.2.2 焊具结构设计 |
| 3.3 加工过程参数测定 |
| 3.3.1 过程温度场分布 |
| 3.3.2 过程主轴扭矩分布 |
| 3.4 搅拌头磨损行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 双相不锈钢搅拌摩擦加工成形及组织演变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 宏观成形 |
| 4.2.1 表面形貌 |
| 4.2.2 截面形貌 |
| 4.3 微观组织 |
| 4.3.1 典型位置晶粒形态 |
| 4.3.2 工艺参数对组织的影响 |
| 4.3.3 相比例变化 |
| 4.3.4 析出相表征 |
| 4.4 再结晶机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 双相不锈钢搅拌摩擦加工区域性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 力学性能 |
| 5.2.1 显微硬度 |
| 5.2.2 拉伸性能 |
| 5.3 耐蚀性能 |
| 5.3.1 动电位极化 |
| 5.3.2 电化学阻抗 |
| 5.3.3 点蚀机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
（10）热变形工艺和调质热处理对高强船板钢EH47显微组织的影响（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 1.绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 国内外船板钢发展现状 |
| 1.2.1 船板钢简介 |
| 1.2.2 高强度船板钢的技术要求 |
| 1.2.3 国外生产船板钢技术现状 |
| 1.2.4 国内船板钢生产技术研发现状 |
| 1.3 EH47 钢板的研究现状 |
| 1.4 本课题研究内容与意义 |
| 2.实验材料及设备 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1热处理实验 |
| 2.2.2金相实验 |
| 2.2.3 透射电镜 |
| 2.2.4 热模拟实验设备 |
| 2.2.5 维氏显微硬度计 |
| 3.热变形工艺对EH47 船板钢显微组织的影响 |
| 3.1 压下量对EH47 显微组织的影响 |
| 3.1.1 中间道次压下量的影响 |
| 3.1.2 终轧道次压下量的影响 |
| 3.2 变形后冷却速度对EH47 显微组织的影响 |
| 3.2.1 实验方案 |
| 3.2.2 显微组织观察与分析 |
| 3.2.3 显微硬度分析 |
| 3.3 变形后终冷温度对EH47 显微组织的影响 |
| 3.3.1 实验方案 |
| 3.3.2 显微组织观察与分析 |
| 3.3.3 显微硬度分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4.调质热处理对EH47 船板钢显微组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案 |
| 4.3 870 ℃淬火热处理 |
| 4.3.1 显微组织观察与分析 |
| 4.3.2 显微硬度分析 |
| 4.4 900 ℃淬火热处理 |
| 4.4.1 显微组织观察与分析 |
| 4.4.2 显微硬度分析 |
| 4.5 930 ℃淬火热处理 |
| 4.5.1 显微组织观察与分析 |
| 4.5.2 显微硬度分析 |
| 4.6 960 ℃淬火热处理 |
| 4.6.1 显微组织观察与分析 |
| 4.6.2 显微硬度分析 |
| 4.7 640 ℃回火微观组织观察 |
| 4.7.1 实验目的 |
| 4.7.2 实验钢透射电镜分析 |
| 4.8 讨论分析 |
| 4.9 本章小结 |
| 5.EH47 船板钢经不同速度冷却后微观组织观察 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 组织观察与分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6.结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
四、变形量和冷却速度对Q235钢晶粒细化的影响（论文参考文献）
- [1]外加改性纳米粒子技术诱导钢中铁素体形核的基础研究[D]. 郭皓. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]6082-T6铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头的组织与性能研究[D]. 李于朋. 吉林大学, 2020(03)
- [3]大型核电转子用25Cr2Ni4MoV钢锻造及热处理过程组织演化研究[D]. 叶丽燕. 机械科学研究总院, 2020(01)
- [4]基于TMCP的无缝钢管轧制和冷却过程微观组织控制研究[D]. 王晓东. 内蒙古工业大学, 2020
- [5]添加Cu中间层的TA0/Q235异种金属连接机理研究[D]. 边婧如. 陕西理工大学, 2020(12)
- [6]40Cr轧制过程组织的转变规律与细化研究[D]. 史永振. 华北理工大学, 2020(02)
- [7]高Ti微合金热轧高强钢组织与性能研究[D]. 杭子迪. 华北理工大学, 2020(02)
- [8]轧制工艺温度对高强高低温韧性H型钢组织性能的影响[D]. 孙丽萍. 安徽工业大学, 2019(02)
- [9]2507双相不锈钢搅拌摩擦加工组织演变及性能研究[D]. 张仁晓. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [10]热变形工艺和调质热处理对高强船板钢EH47显微组织的影响[D]. 刘焕然. 辽宁科技大学, 2019(01)