一、中碳合金奥氏体内C-Me偏聚与异常分解（论文文献综述）
周大元[1]（2021）在《高强Q&P钢镀锌工艺及其对组织和性能影响研究》文中指出作为第三代高强汽车用钢的代表,高强Q&P钢兼备了高的强度和优良的塑性,受到了研究者极大的关注。然而,镀锌处理时,Q&P钢中合金元素的选择性氧化会降低钢板表面的润湿性,从而恶化了钢板的可镀性,这极大程度上限制了高强Q&P钢的应用。此外,高强Q&P钢镀锌过程中的所要经历的过时效保温段对Q&P钢性能影响较大,这些问题都亟待被解决。因此,本文针对高强Q&P钢退火工艺特点及热镀锌工艺难点开展研究,探索既能获得较好的综合力学性能和优异的镀锌质量,又能兼顾Q&P处理和镀锌工艺的最佳连续镀锌Q&P工艺制度。在此基础上研究了典型镀锌工艺参数（氢气含量、露点温度及退火参数）对高强Q&P钢可镀性影响,阐明各参数的具体影响机理并得到以下结论:退火炉中氢气含量由5%提升至25%,氧分压降低的同时气氛还原性显着提高,合金元素在钢板表面的选择性氧化趋势明显降低,抑制层致密性升高,钢板表面润湿性增强,漏镀减少。硅锰氧化物含量升高,富硅氧化物含量降低,各氧化物形态相应发生改变。5%H2气氛下的钢板表面存在大片膜状富硅氧化物,其中嵌有许多椭球状的硅锰氧化物;氢气含量增加至15%时,表面氧化物转变为以纺锤棒条状富硅氧化物为主,小的椭球状硅锰氧化物依附于其棒条生长;25%H2气氛下氧化物呈现出两种生长方式,细小的椭球状硅锰氧化物聚集生长或附着于粗大的椭球状硅锰氧化物生长。在氢气含量确定的氛围中调整露点温度时,Q&P钢表面的镀锌润湿性在-10℃露点时最优,硅、锰元素的表面选择性氧化行为减轻,抑制层致密性最好,表面氧化物呈现部分细小椭球状硅锰氧化物离散分布或依附于大椭球状硅锰氧化物而生长的相结合状态,小部分区域出现了氧化物聚集现象;而-30℃和0℃露点温度下镀锌时表面氧化较严重,呈现多处分裂状,抑制层裸露区域变多,钢板表面润湿性相对较差,宏观漏镀略多。-30℃露点温度下表面氧化物呈大片膜状枝干富硅氧化物及枝干间大量硅锰氧化物相结合的状态;0℃表面部分区域呈现枝干富硅氧化物状,并有少量椭球状硅锰氧化物分布其中。适当调整退火参数也会使Q&P钢的镀性性能发生改变,退火时间的延长（100s→300s）和退火温度的升高（730℃→770℃）均会导致钢板表面锰、硅元素富集有所增加,表面氧化严重,抑制层致密性降低,宏观漏镀现象增加,而退火时间延长引起的可镀性变化更为明显。随着退火时间延长,表面氧化物由不规则形状氧化物与少量椭球状硅锰氧化物相结合的状态转变为枝条状富硅氧化物与少量椭球状硅锰氧化物合并共存生长的状态;而退火温度的升高则会使得气氛中氧分压增加,加快了氧化物的成核率速,形成的富硅氧化物枝干在部分区域会发生粘结。基于上述镀锌参数的调节范围,借鉴Q&P钢在贝氏体转变相区配分的方法,提出一种新型Q&P钢连续退火热镀锌工艺制度,并研究了贝氏体转变相区温度配分时配分温度和保温时间对高强Q&P钢性能的影响及作用机理。结果表明:在贝氏体相生成区间440℃、480℃配分时残余奥氏体含量随配分时间延长逐渐下降,残余奥氏体中碳含量和钢板延伸率都逐渐降低,440℃保温10s强塑积最大,达到20.001GPa%。残余奥氏体的主要组成为部分奥氏化区退火残留下来的铁素体内部块状奥氏体和铁素体-马氏体相交界处配分后未分解的块状奥氏体及马氏体间薄膜状奥氏体。其中,部分残余奥氏体由同一个原始奥氏体组织分解而来,具有相同的取向。配分前期贝氏体生成量较多是由于配分时马氏体向残余奥氏体中的碳扩散以及生成的贝氏体向未转变的奥氏体中排碳共同作用导致,而后期碳含量总体下降缓慢致使残奥稳定性较好,降低了贝氏体转变速率。对不同露点条件下得到的镀锌Q&P钢进行了浸泡腐蚀试验,同时,将最佳高强Q&P钢连续热镀锌退火工艺所得到的锌层进行了宏观腐蚀评价并揭示了其耐腐蚀机理。-10℃露点条件下形成的高强Q&P镀层耐腐蚀性能优于-30℃和0℃露点。其基体与镀层结合致密性大于-30℃和0℃露点,同时表面锌组织的边界处缝隙较少,腐蚀过程中腐蚀液难以从锌层/基体缝隙间和表面锌组织间空隙流入,避免了由此所造成的锌层脱落,致使其耐腐蚀性能最佳。最佳高强Q&P钢连续热镀锌退火工艺所得到的镀锌Q&P钢宏观腐蚀失厚曲线遵循幂指数函数,幂指数n为0.754。其腐蚀产物对基体具有很好保护性,整个腐蚀过程是一个减速过程。主要腐蚀产物为Zn5（OH）8Cl2·H2O、Zn5（CO3）2（OH）6和Zn（OH）2,Zn5（OH）8Cl2·H2O含量在腐蚀后期逐渐增加致使腐蚀速率快速降低。镀锌Q&P钢的初期生成的不稳定的腐蚀产物膜Zn5（OH）6（CO3）2在腐蚀中期被分解,致使腐蚀电流密度初期略有上升而中期下降,腐蚀后期由于多数致密的腐蚀产物Zn5（OH）8Cl2H2O覆盖钢板表面,使得腐蚀速率急剧下降,电流密度降低,腐蚀电位增加。
代鑫[2]（2021）在《核压力容器用大锻件SA508-Ⅳ钢疲劳性能的研究》文中研究指明核电站发电与其它发电方式相比具有安全、高效、经济和环保等特点,因此越来越受到关注。核反应堆压力容器是核电站的重要组件,它长期服役于高温、高压和中子辐照等恶劣环境下。此外,核压力容器在服役期间会遭受来自启/停堆、紧急停止和温度波动等过程带来的循环热应力影响,因此ASME规范将核压力容器在服役期间遭受的疲劳损伤做为一个安全考核标准。SA508-Ⅳ钢作为新一代核反应堆压力容器的候选材料,弥补了现役材料SA508-Ⅲ钢淬透性差和低温韧性不足的问题。大锻件SA508-Ⅳ钢的尺寸为φ2000mm× 700 mm（壁厚）,远超以往核压力容器的尺寸。壁厚的增加会导致核压力容器在调质热处理时出现壁厚效应:表面由于冷速大而形成马氏体,心部由于冷速小而形成粒状贝氏体。不同显微组织会导致不同的力学性能和疲劳性能。此外,调质热处理工艺是核压力容器应用之前必不可少的热处理步骤之一,而粒状贝氏体中的M/A岛在调质热处理过程中会分解为贝氏体铁素体和细小碳化物,显微组织演化对材料的力学和疲劳性能具有决定性的影响。核压力容器的锻件属于大型锻造,混晶是锻造过程中常出现的缺陷之一。因此,本文首先利用热压缩试验研究了铸件SA508-Ⅳ钢的锻造工艺,以便获得均匀的显微组织,为后续疲劳试验做准备。主要研究内容和结论如下:（1）利用热压缩试验研究了 SA508-Ⅳ钢的锻造工艺。热压缩试验是在温度为950-1250℃,应变速率为0.001-1 s-1,真应变为0.7的条件下进行。根据热压缩实验结果计算出SA508-Ⅳ钢的激活能为328.73 KJ mol-1。根据真应力-真应变曲线建立了 SA508-Ⅳ钢的本构方程和动态再结晶方程。根据流动应力-应变数据绘制出SA508-Ⅳ钢的热加工图。通过热加工图和显微组织的分析确定出SA508-Ⅳ钢的最优锻造工艺:温度为1050-1175℃,应变速率为0.01-0.1 s-1,在此区间锻造出的晶粒均匀细小,晶粒尺寸为18-62 μm。（2）分别研究了具有马氏体和粒状贝氏体显微组织的SA508-Ⅳ钢力学性能和疲劳性能。力学实验结果表明:马氏体SA508-Ⅳ钢的抗拉强度和冲击韧性分别为830 MPa和158 J,粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢的抗拉强度和冲击韧性分别为811 MPa和115 J。马氏体SA508-Ⅳ钢比粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢具有更好的抗拉强度和冲击韧性,马氏体冲击断口表现为韧窝断裂,而粒状贝氏体则表现为脆性断裂。疲劳实验结果表明:在应变幅±0.45%的条件下,马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳寿命为2717周次,粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳寿命为1545周次,马氏体材料的疲劳寿命高于粒状贝氏体。马氏体材料具有比粒状贝氏体更少的裂纹萌生点、更窄的疲劳条带间距和更多的大角度晶界体积分数。更少的裂纹萌生点意味着更少的疲劳裂纹,更窄的疲劳条带间距意味着更慢的裂纹扩展速率,更多的大角度晶界体积分数则可以更有效的阻碍疲劳裂纹扩展,这些原因导致了马氏体SA508-Ⅳ钢具有更高的疲劳寿命。（3）研究了回火温度对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢显微组织演化的影响以及显微组织演化对其力学性能和疲劳性能的影响。粒状贝氏体试样分别在595℃、620℃、630℃、640℃和675℃回火15 h进行调质热处理。实验验结果表明当回火温度为595℃时,强化相M/A岛发生分解。回火温度升高到630℃时,更多的强化相M/A岛发生分解,导致软化相贝氏体铁素体基体增多,M/A周围应力集中被释放,裂纹萌生形核点减少,材料的抗拉强度从781 MPa降低到738 MPa,韧性由112 J增加到126 J,在应变幅为±0.45%的条件下,疲劳寿命从2145周次增加到2853周次。回火温度升高到675℃时,达到了 SA508-Ⅳ钢的AC1温度,回火后的显微组织为马氏体、铁素体加少量未溶的碳化物,马氏体结构提供强度,材料的抗拉强度增加到863 MPa;裂纹萌生在铁素体相内和马氏体与铁素体相界处,裂纹萌生形核点增多,材料的韧性降低到57 J,疲劳寿命降低到1509周次。（4）研究了回火时间对粒状贝氏体中M/A岛分解的影响以及M/A岛分解和分解产物对其力学性能和疲劳性能的影响。粒状贝氏体试样在630℃分别回火保温30 min、2 h、5 h、15 h和45 h进行调质热处理。在回火30 min时,晶界处的M/A岛优先发生分解,材料的抗拉强度为906MPa,冲击韧性为75 J,在应变幅为±0.45%的条件下,疲劳寿命为1257周次。随着回火保温时间的延长,更多的强化相M/A岛分解为贝氏体铁素体基体和细小的碳化物,应力集中被释放,裂纹萌生形核点减少,裂纹扩展速率降低,导致材料的韧性和疲劳寿命增加;软化相贝氏体铁素体基体增多,导致材料的抗拉强度降低。当回火时间增加到45h时,M/A岛完全分解为贝氏体铁素基体和细小的M3C型碳化物,裂纹萌生形核点最少,裂纹扩展速率最慢,材料的抗拉强度降低到675 MPa,韧性增加到156 J,疲劳寿命增加到2205周次,疲劳性能最好。
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》文中研究表明随着“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。
孙宸[4]（2021）在《厚大断面42CrMo4钢组织调控与强韧化机制研究》文中研究说明42CrMo4中碳轴承钢具有高强韧性及良好的疲劳性能,广泛应用于风力发电机主轴及轴承、盾构机主轴承套圈等厚大断面关键结构件的制造。目前,国内在厚大断面钢构件纯净度、偏析、晶粒尺寸及组织均匀性控制方面与国际先进水平存在差距,导致材料低温冲击韧性无法满足5MW级及以上规格的风机主轴与轴承、3m级及以上规格的盾构机主轴承等高端产品要求,相关产品严重依赖进口。针对上述问题,本文通过对厚大断面42CrMo4钢构件进行实物解剖与全断面组织性能分析,阐明不同位置处韧性危害相的形成机制与危害机理,探究晶粒尺寸控制、夹杂物控制与组织均匀性控制原理与工艺,并依据研究成果对3m级42CrMo4钢回转支承构件进行了工艺设计与工业化制造。论文的主要研究内容和结论包括:（1）通过对厚大断面42CrMo4钢构件进行实物解剖分析,明确了构件从表面至心部组织与性能的演化规律,发现了构件不同位置处冲击韧性低的主要原因。结果表明,构件表面为全马氏体组织,随着取样位置的加深,贝氏体组织含量快速增加,至皮下50mm处,贝氏体组织含量达到约80%并在之后保持稳定。此外,构件皮下20mm处即开始出现白块异常组织（BK）。目前国产厚大断面42CrMo4钢构件冲击韧性低的问题表现为两个方面:一是表面冲击功偏低,大量存在的长条形晶界析出相导致了这一问题;二是心部冲击不达标,淬透性不足导致的贝氏体含量增加以及白块组织的存在是导致此问题的主要原因。此外,晶粒尺寸粗大以及大尺寸夹杂物的存在,也是导致心部及表面冲击韧性低的重要因素。（2）研究了构件内部出现的白块组织,阐明了其特征、形成机制与危害机理。结果表明,心部BK组织为过冷奥氏体中的贫碳区,轮廓不规则,可跨越原奥氏体界面生长,其上分布的细小、弥散渗碳体与基体之间存在特定位向关系:[001]α//[011]M3C,（111）M3C 5±1 deg from（100）α,（111）M3C 3±1 deg from（010）α。BK组织本质上为块状相变铁素体的自回火产物,其形成经过高温区扩散、中温区块状相变以及低温区回火三个阶段。成分起伏及扩散所产生的贫碳区在构件内部高应力作用下通过块状相变机制转变成为BK组织基体,在后续冷却过程中,BK组织基体中过饱和的碳析出成为细小、弥散、与基体具有特定位向关系的渗碳体。在冲击载荷作用下,BK组织边界及内部存在的不规则碳化物周围产生高应力集中,低硬度的BK组织会率先到达抗拉极限,产生微裂纹并扩展进入周围组织,大幅降低材料的裂纹萌生功。（3）探究了表面组织中长条形晶界碳化物的形成机制与影响因素,并基于研究结果设计了新型热处理工艺。结果表明,奥氏体化温度可显着影响基体碳含量与晶界密度,从而影响回火过程中M3C碳化物的形核速率,进而改变其形貌与分布。基于上述原理,设计了新型淬火工艺,通过设置550-600℃保温段以及提高奥氏体化温度至880℃,实现了回火态晶界析出相的球化,在强度基本不变的情况下大幅提升了材料的冲击韧性。（4）系统研究了钒微合金化对42CrMo4钢晶粒尺寸、淬透性以及强韧性的影响。结果表明,钒的添加导致奥氏体化过程中未溶MC含量增加,尺寸减小,带来晶粒尺寸的显着细化。880℃奥氏体化条件下,材料淬透性随着钒含量的增加呈现先升高后降低而后再升高的变化趋势,高钒条件下钒会在晶界处大量偏聚,导致钒的淬透性系数大幅提高,因此材料淬透性的再次升高。强化机制方面,高钒条件下位错强化效应的大幅减弱导致了 42CrMo4钢淬火态组织强度的降低,而纳米级MC碳化物强烈的析出强化效应则导致了回火态组织强度的升高。韧化机制方面,钒的加入会降低42CrMo4钢的上平台功,但同时会降低42CrMo4钢的韧脆转变温度。前者主要由于纳米级MC碳化物对位错的强钉扎效应导致了塑性变形功的降低,后者则归因于晶粒尺寸细化带来的裂纹扩展功的升高。（5）系统研究了稀土含量对42CrMo4钢中夹杂物演化行为的影响。结果表明,在高S低O条件下,随着稀土含量的增加,稀土与钢中杂质元素的结合顺序为S→O→As→P→C。稀土的适量加入可将MnS以及Al2O3变质成为球化良好的细小稀土硫化物,提高材料韧性。（6）依据上述研究结果进行了 3m级42CrMo4钢回转支承构件的工业化制造。结果表明,通过稀土纯净化处理、微合金化处理以及热处理工艺调控,试制套圈晶粒尺寸达到8.0级,夹杂物细小弥散,表面组织中回火析出相球化良好。试环全截面硬度差保持在±15HB,心部力学性能可达到Re≥720MPa,Rm≥840MPa,A≥15%,Z≥60%,AKv（-20℃）≥40J 的指标要求。
王建景[5]（2021）在《Q1030超高强钢工艺与组织性能研究》文中提出工程机械行业一直以来是国民经济的重要组成部分,产品广泛应用于各个行业。近年来随着国民经济的发展,各行业对工程机械设备的要求越来越高,随着工程机械设计水平的提高,对材料要求也越来越高,不仅需要更高的强度,还需要具有优良的韧性和良好的可焊接性。特别是对于屈服强度高于1000MPa的高强钢来说,其韧性的控制更是产品开发的难点。为了实现高强钢的强韧性匹配,本研究自主开发了一种屈服强度超过1000MPa的Q1030超高强钢。并对其在不同技术工艺条件下的相变行为进行了较系统的研究,研究了 Q1030超高强钢的CCT曲线、轧制工艺、微合金元素第二相粒子的析出行为,以及不同淬火加热温度、保温时间、回火温度及回火时间条件下Q1030超高强钢的组织和性能的变化规律,最终工艺优化后,Q1030超高强钢-20℃冲击韧性达到100J以上,并得出主要研究成果如下:对于Q1030钢的静态CCT曲线,当冷速控制在1℃/s时,金相组织开始出现贝氏体;当冷速控制在3℃/s时,铁素体基本消失,金相组织变为以贝氏体为主,当冷速逐渐升高至7℃/s时,金相组织中开始出现马氏体。而对于Q1030钢的动态CCT曲线,变形奥氏体相变开始温度和相变结束温度都有所升高,相变温度区间也有所增大。采用回归法确定了 Q1030高强钢在奥氏体区的热变形激活能,建立了该高强钢的热变形方程;采用lnθ-ε曲线的三次多项式拟合求拐点的方法,较准确地预测了 Q1030高强钢动态再结晶的临界应变和峰值应变,建立了临界应变与Z参数的关系。研究了低应变速率变形过程中Nb、Ti析出第二相粒子的析出行为,实验钢中存在的析出相为长方形的TiN,近似方形的（NbTi）（CN）碳氮化物,椭圆形的（NbTi）C碳化物和NbC,利用热力学计算可知,钢中第二相析出的先后顺序为 TiN,TiC,NbC,NbN。研究了奥氏体晶粒在不同加热温度下的长大规律,随着加热温度的逐步升高,晶粒平均尺寸呈指数关系增大,随保温时间延长晶粒平均尺寸则呈现抛物线规律增大。在880～950℃区间淬火时,随着奥氏体化温度的逐步升高,Q1030钢的硬度和强度逐渐升高,到950℃时达到最大值,其中洛氏硬度达到46HRC,屈服强度可达到1120MPa;在950～1100℃温度区间淬火时,随着奥氏体化温度的进一步升高,Q1030超高强钢的硬度和强度逐渐降低。当温度达到950℃以上时,其韧性开始明显下降。当Q1030钢以0.25℃/s较慢的加热速度升温时,Q1030钢的马氏体—奥氏体相变分两阶段进行,第一低温阶段受扩散过程控制,在高温第二阶段,相变以切变方式进行。当以10℃/s较高的加热速度升温时,整个相变过程以切变方式连续进行。当Q1030钢加热至730℃时,组织中出现针状奥氏体,加热温度达到760℃时,在马氏体板条束界和原始奥氏体晶界上有粒状奥氏体形成,加热温度达到820℃时,组织开始以粒状奥氏体为主。在400℃以下回火时,马氏体板条界仍然清晰可见,小角度晶界的频率也未发生明显的变化,屈服强度会缓慢下降,伸长率会缓慢上升,在400℃以上回火时,小角度晶界出现的频率明显降低,屈服强度会迅速下降,伸长率开始迅速上升。随着回火温度的上升,很多细小且平行析出的θ-碳化物逐渐溶解,最终被析出的Cr的碳化物替代,Nb、V和Ti的碳氮化物也逐渐析出长大,形状也由方形向椭圆形演变。
阮士朋[6]（2020）在《高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控》文中提出硼作为一种廉价的微合金元素,因在钢中能够发挥优异的作用而得到了广泛地研究和应用,如利用硼提高淬透性的作用而开发的含硼冷镦钢就在紧固件领域得到了快速的发展。此外,作为冷镦用途,含硼冷镦钢还要求具备良好的组织和强塑性匹配以及优异的表面质量和夹杂物控制,疲劳性能是含硼冷镦钢综合性能的体现。钢中化学组分以及加工工艺参数等均会对含硼冷镦钢的相变规律及组织性能产生较大的影响。本文围绕含硼冷镦钢的淬透性、组织和强塑性的影响因素及调控进行了系统分析研究,并对硼钢裂纹来源及演变规律、大颗粒夹杂物控制以及疲劳特性进行了相关研究和分析,为提高含硼冷镦钢的综合性能提供指导。通过对含硼冷镦钢的淬透性能及其影响因素定量研究,发现在冷镦钢中单独添加B元素对提高淬透性不明显,同时添加B和Ti元素可使淬透性明显提高,这主要是由于Ti可起到固氮作用从而增加有效硼含量;同时试验发现在含硼钢中适当添加Cr或Mn元素有利于进一步提高淬透性,S含量过高会降低含硼钢的淬透性;对低碳硼钢10B21淬透性研究发现,10B21的淬火硬度随着Ti/N的增加而升高,当Ti/N大于6时可完全淬透。研究了奥氏体化温度对硼钢淬火硬度的影响,随奥氏体化温度的升高,硼钢的淬火硬度呈先上升后缓慢降低的趋势,在奥氏体化温度为870℃时,硼钢淬火硬度达到最高。比较了 JMatPro模拟法、理想临界直径法和非线性方程法计算的硼钢端淬曲线与Jominy法试验的端淬曲线之间的差异,对于硼钢来说不同计算方法与试验方法之间都存在一定的偏差,不能很好地计算出硼钢的端淬曲线,本研究利用硼钢淬火临界直径数据,通过多元回归的方法获得了含硼冷镦钢淬火临界直径与主要化学元素的关系方程式:DH=0.35=-23.9+19.3 × C+17.9 × Si+28.1 × Mn+23.8 × Cr+6403 ×B+24.3 × Ti,通过该方程式可以很好地预测硼钢的淬火临界直径。在含硼冷镦钢组织和强塑性的影响因素研究方面,分别研究了不同组分含硼冷镦钢的相变规律,并结合轧钢工艺参数优化实现对中碳、低碳和超低碳硼钢的组织和强塑性的良好调控。对于含有0.0021%B+0.035%Ti的中碳-4#硼钢来说,通过采取高温轧制+缓冷工艺可以使盘条的抗拉强度降低到595MPa以下,满足了下游工序免退火加工要求。对含有0.0050%B+0.066%Ti的低碳-4#硼钢来说,较高的B和Ti含量提高了钢的淬透性,常规工艺轧制下抗拉强度升高到469MPa,而塑性降低较少,这主要是由于获得了准多边形铁素体组织;通过优化控冷工艺可使盘条抗拉强度降低到373MPa。对于超低碳硼钢来说,当添加0.0055%的B时,晶粒粗化明显,晶粒度级别由7.5级降低到6级,同时盘条的抗拉强度由295MPa降低到275MPa;但当添加0.0020%的B时,热轧盘条的显微组织和晶粒度、力学性能无明显变化,这与B/N有关,B/N越大,晶粒粗化效果越明显。对含硼钢表面质量的跟踪研究发现,含硼钢盘条的表面缺陷80%以上是由钢坯缺陷遗传造成的,主要表现为裂纹和结疤,且在裂纹周围能够发现脱碳或高温氧化物等特征;对硼钢钢坯质量跟踪发现,钢坯裂纹主要存在于钢坯角部的振痕处,裂纹沿晶界分布和扩展。硼钢加钛后的高温热塑性明显优于不加钛的硼钢。当钢中Ti/N≥4时可降低硼钢的裂纹敏感性。通过在低碳硼钢方坯表面人工预制裂纹的方式研究了含硼冷镦钢的钢坯表面裂纹在轧制过程的演变规律。随着变形量的增加,裂纹深度逐渐变浅,按照盘条裂纹深度不超过0.05mm计算,推导出钢坯临界裂纹深度d0与轧制盘条直径D之间满足关系式:d0=8.28/D。钢坯表面横裂纹经多道次轧制变形后也会演变为较短的纵裂纹,裂纹横截面形貌呈小角度折叠状。研究了非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物尺寸和类型的影响,结果显示,相对于钙处理工艺,非钙处理工艺可使含硼冷镦钢中氧化物夹杂类型由钙铝酸盐类复合夹杂转变为镁铝尖晶石为主的夹杂,夹杂物尺寸明显减小。研究了含硼冷镦钢制备的8.8级螺栓的疲劳性能,当交变载荷取平均载荷的10%时,在平均载荷不超过保证载荷的65%时,螺栓疲劳寿命可达到500万次,螺栓的条件疲劳极限为438.96MPa。当平均载荷为保证载荷的50%时,螺栓的疲劳S-N曲线可表达为线性关系式lgΔσ=3.317-0.252 ×lgN。换算为有效应力后,其关系式可表达为lgσ=3.24-0.152×lgN。通过转换,获得了在不同应力比下,螺栓服役500万次所对应的归一化预紧应力和预紧扭矩与应力比R的关系曲线,通过该关系曲线可以预测在不同应力比下螺栓的疲劳性能,并可以实现对螺栓预紧力和预紧扭矩的合理调控。
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》文中指出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。
谢常胜[8]（2020）在《核用SA508 Gr.3钢大锻件调质处理工艺、组织与性能研究》文中指出SA508 Gr.3钢目前广泛应用于压水堆核电站核岛容器大型锻件的制造。随着核电站单堆功率不断提升,核岛容器尺寸和重量不断增加,厚壁大锻件成为未来发展趋势,CAP1400和华龙一号核岛容器锻件最大壁厚处甚至超过500mm,这些锻件在调质处理时呈现出显着的尺寸效应,主要表现为心部冷速不足导致低温韧性降低,表面到心部低温韧性波动大、均质性差等问题,严重影响产品质量。因此,如何进一步提高SA508 Gr.3钢厚壁大锻件心部低温韧性和均质性成为业界攻关的方向。本文系统研究了 SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解与回火组织转变特性,研究了 7.5℃/min淬火冷速下（实测壁厚为520 mm锻件心部的冷速）临界区淬火和预回火工艺对组织和性能的影响,并在此基础上设计了“淬火+临界区淬火+分步回火”组合热处理新工艺,开展了不同调质处理工艺对组织和性能影响对比研究,以及淬火冷速敏感性的研究,同时对不同工艺处理的材料热老化行为进行研究,探索提高厚壁大锻件低温韧性和均质性的新型调质工艺。对SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解和回火组织演变规律的研究表明:SA508 Gr.3钢锻件热制造过程过冷奥氏体分解主要为贝氏体相变,贝氏体相变不完全性普遍存在。碳在奥氏体中不均匀富集导致奥氏体稳定性增加而无法完成贝氏体转变,形成残余奥氏体或马氏体-奥氏体（M-A）岛。过冷奥氏体发生贝氏体转变的转变量与温度有关,在500℃等温时等温转变量为40%,400℃等温时等温转变量增加至80%。SA508 Gr.3钢具有较好的回火稳定性,等温回火过程中组织演变发生M-A岛分解,高温回火时伴有碳化物析出。对经过临界区淬火工艺处理的材料进行研究,结果表明:随着临界区淬火温度由800℃降至750℃,过冷奥氏体转变组织中M-A岛和铁素体比例逐渐增加。回火组织中仍然有M-A岛存在,进而导致材料冲击韧性甚至低于传统调质处理试样。750℃临界区淬火时,随着淬火冷速由水冷（1500℃/min）降至4℃/min,过冷奥氏体转变组织中产生较多的粗条状和块状M-A岛以及块状铁素体,回火后冲击韧性显着降低,显示出SA508 Gr.3钢临界区淬火工艺对淬火冷速敏感,表现在工程锻件上临界区淬火工艺难以获得较好的均质化效果。对经过“淬火+临界区淬火+分步回火”组合工艺处理的材料进行研究,结果表明:相比传统调质淬火,750℃临界区淬火后组织中M-A岛比例增加,M-A岛在300～500℃预回火温度下表现出不同的分解特征,400℃预回火时能够促进M-A岛分解并析出细小碳化物,减少裂纹萌生的形核点,并且细小的岛状M-A岛和碳化物阻碍裂纹扩展,可以获得良好的低温韧性,与调质处理和临界区淬火处理试样相比低温韧性分别提高了 64%和88%。另外,临界区淬火分步回火组合工艺能够提升厚壁大锻件心部的冲击韧性,达到厚壁大锻件低温韧性均质化的目的。同时,临界区淬火分步回火工艺也拓宽了临界区淬火工艺热处理窗口,由20℃提高至50℃以上。针对临界区淬火及其分步回火组合处理的材料,开展了热老化研究,结果表明:在450℃热老化初期,组织变化以M-A岛分解生成细小的碳化物为主,冲击韧性升高;热老化1000h后,M-A岛完全分解,显微组织的主要变化是碳化物和板条块的粗化以及大角度晶界比例的降低,这弱化了对微裂纹扩展的阻碍作用,从而使冲击韧性逐渐降低。
张锐[9]（2020）在《非完全奥氏体化对过共析钢组织转变及力学性能的影响》文中进行了进一步梳理高碳热轧盘条作为高强度钢丝的生产原料,其组织形貌决定了钢丝制品的性能。本文以S82B和S82BCr高碳热轧盘条作为研究对象,探究高碳钢中Cr元素对奥氏体化过程和等温转变组织的影响,研究不同奥氏体化状态的高碳钢对等温转变组织和力学性能的影响,并且分析高碳钢中晶界异常铁素体的形成机制和影响因素。在奥氏体转变过程中,高碳钢中Cr元素促进奥氏体的形核,同时降低奥氏体转变速度和碳化物溶解速度;随着奥氏体化加热时间的延长,奥氏体晶粒尺寸逐渐增加。当奥氏体化温度为900℃-1000℃时,奥氏体晶粒处于均匀长大状态,而当奥氏体化温度超过1000℃时,奥氏体晶粒处于快速长大状态;S82B与S82BCr的奥氏体晶粒生长模型分别为D=1.03×106t0.24exp（-1.23×105/RT）、D=3.91×105t0.22exp（-1.19×105/RT）。在950℃奥氏体化/550℃等温转变时,随着奥氏体化加热时间的延长,等温转变组织中细片层珠光体不断增加;当奥氏体化加热时间超过180 s,S82B中沿原奥氏体晶界形成晶界铁素体和退化珠光体,而S82BCr中原奥氏体晶界处存在上贝氏体、魏氏体铁素体、晶界铁素体以及退化珠光体;当等温转变温度为580℃,等温转变组织为片层珠光体,82BCr中晶界异常组织基本消失。随着奥氏体化加时间的延长,抗拉强度先下降后上升最后趋于稳定,而断面收缩率先上升后下降;S82BCr在550℃等温转变时,沿晶界形成的上贝氏体组织,促进拉伸过程中裂纹的形成,发生脆性断裂。随着奥氏体晶粒尺寸的增大和等温转变温度的提高,晶界异常铁素体的体积分数减少;高碳钢中Si元素促进晶界异常铁素体的形成,而Mn和Cr元素抑制晶界异常铁素体的形成;在高碳钢晶界异常铁素体形成过程中,铁素体沿奥氏体晶界向晶内生长,而片层珠光体向另一个奥氏体晶粒内生长,由于浓度梯度的存在使C原子向晶界铁素体/渗碳体界面扩散,促进渗碳体片层端部粗化或者形成断续晶界渗碳体。
李德发[10]（2020）在《Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究》文中进行了进一步梳理随着科学技术的不断发展、对未知领域的深入探索,耐磨钢服役工况也越来越复杂和严酷,对综合性能（如耐磨、焊接、疲劳、腐蚀、加工成型）提出了更高要求。本文针对煤炭采运等复杂工况下对耐磨钢综合性能的需求,通过理论分析、成分设计、组织选择和工艺控制,研制了Ti微合金化马氏体耐磨钢。采用热模拟、实验室工艺实验、工业化试制、力学性能检测（拉伸、冲击、冷弯、疲劳、残余应力）、微观组织表征（高温共聚焦显微镜、光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射分析、透射电镜）、物相分析、应用性能研究（浸泡腐蚀实验、电化学测试、搅拌磨损实验、焊接实验、HIC实验）等方法,研究了Ti第二相析出及马氏体组织结构的控制方法,分析了Ti微合金化马氏体耐磨钢工业化生产中出现的典型问题并提出关键控制要点,最终开发出“精细马氏体+纳米析出相”的高强韧性HB500耐磨钢,实现了工业化稳定生产,并深入研究了该钢的综合应用性能。主要研究内容和结果如下:首先,研究了Ti微合金化耐磨钢加热过程中奥氏体晶粒长大趋势、控制轧制阶段的热变形行为、控制冷却和热处理阶段的相变行为,通过全流程工艺控制奥氏体晶粒尺寸、Ti的析出、微观组织和性能,为工业化生产提供依据。奥氏体晶粒尺寸随加热温度和保温时间的函数关系分别为lnD=7.26-4982/T、D=4.32t0.21。Ti的C、N析出相在高温阶段稳定性好,能有效钉扎奥氏体晶界移动;奥氏体晶粒越细,越有利于相变形核和晶内二次形核,使马氏体组织更细。热变形提高了马氏体相变温度,同时降低了马氏体相变的临界冷却速度,有利于细化马氏体组织;奥氏体再结晶区轧制温度应控制在1000～1100℃,再结晶奥氏体晶粒得到充分细化并保持均匀,纳米尺寸的Ti第二相粒子在形变诱导作用下大量析出阻止再结晶晶粒粗化;未再结晶区变形温度较低时可获得具有大量畸变的奥氏体,有利于相变形核从而细化组织,奥氏体未再结晶温度应控制在880℃左右,终轧温度应控制在820℃～860℃。工艺实验研究表明DQ+RQ+T工艺是获得纳米级Ti的析出相和细化马氏体组织的最佳工艺途径,从而获得最佳的强韧性匹配。其次,以上述实验研究为基础,确定了Ti微合金化耐磨钢成分控制范围和核心工艺控制参数,并通过工业试制逐步解决了工业生产上存在的一些典型问题,如铸坯裂纹、大颗粒TiN夹杂、回火脆性、残余应力、延迟裂纹等,形成了Ti微合金化耐磨钢工业生产关键工艺控制要点。工业化生产实践表明,Ti微合金化耐磨钢具有良好的强韧性匹配,且性能控制稳定,力学性能高于国家标准要求,组织和性能均匀性良好,8mm和30mm钢板平均有效晶粒尺寸分别为1.96μm和2.28μm,达到了细晶化效果;通过细化晶粒提高了低温韧性,疲劳性能优于普通Cr-Ni-Mo-Nb系耐磨钢;Ti的第二相析出达到纳米级,不会对冲击韧性和疲劳性能造成损害。最后,通过与普通Cr-Ni-Mo-Nb系马氏体耐磨钢对比,研究了Ti微合金化耐磨钢的耐腐蚀磨损性能和抗焊接裂纹性能。两种实验钢腐蚀与磨损交互作用分量占腐蚀磨损速率的比例分别为25.09%和40.18%,是导致腐蚀磨损的重要原因,较弱的腐蚀与磨损交互作用使Ti微合金化耐磨钢具有更好的耐腐蚀磨损性能。表层应变硬化改变了材料表面、晶界、晶粒内部状态是产生腐蚀与磨损交互作用的主要原因,而细化晶粒能减弱应变硬化,是提高耐腐蚀磨损性能的根本原因。Ti微合金化耐磨钢所采用的成分设计能避免CGHAZ区域产生异常组织而导致的组织脆化;Ti在高温阶段的未溶第二相能有效阻止焊接热循环过程中奥氏体晶粒粗化,从而细化CGHAZ组织降低粗晶脆化倾向;焊接热影响区HIC实验表明,Ti微合金化耐磨钢抗氢致裂纹能力更强,进一步佐证了细化晶粒对降低焊接裂纹敏感性的作用。本文所开发的Ti微合金化HB500耐磨钢已实现了低成本、高性能、稳定化生产,可满足多种复杂工况下耐磨钢应用性能需求,具有很好的应用前景。
二、中碳合金奥氏体内C-Me偏聚与异常分解（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、中碳合金奥氏体内C-Me偏聚与异常分解（论文提纲范文）
（1）高强Q&P钢镀锌工艺及其对组织和性能影响研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 研究意义及目的 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 Q&P钢研究概述 |
| 2.1.1 Q&P工艺中的组织与碳含量变化 |
| 2.1.2 Q&P工艺中的热力学和动力学分析 |
| 2.1.3 Q&P钢贝氏体区配分过程中的组织演变 |
| 2.2 热镀锌钢板带研究概述 |
| 2.2.1 典型的高强钢连续退火热镀锌生产线 |
| 2.2.2 热镀锌镀层的组织结构 |
| 2.2.3 镀锌钢板的腐蚀行为 |
| 2.3 高强钢可镀性理论 |
| 2.3.1 合金元素氧化热力学 |
| 2.3.2 氧化反应发生的基本过程 |
| 2.3.3 合金元素内氧化与外氧化 |
| 2.3.4 从内氧化向外氧化的转变 |
| 2.4 高强钢连续退火过程表面氧化及其对热镀锌的影响 |
| 2.4.1 退火炉镀锌参数对表面氧化行为的影响 |
| 2.4.2 高强钢表面氧化物种类 |
| 2.4.3 提高带钢可镀性方法 |
| 2.4.4 文献汇总 |
| 3 研究内容与技术路线 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 研究方案 |
| 3.3 实验材料与方法 |
| 3.3.1 实验材料 |
| 3.3.2 模拟连续退火热镀锌 |
| 3.3.3 镀层组织结构 |
| 3.3.4 镀锌钢板组织性能 |
| 3.3.5 镀锌钢板的腐蚀行为 |
| 4 退火氢气含量对Q&P钢可镀性的影响及影响机理 |
| 4.1 镀锌后宏观图片及锌层内元素分布 |
| 4.2 抑制层结构 |
| 4.3 退火过程的表面氧化行为 |
| 4.4 退火氢气含量对Q&P钢可镀性影响机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 退火露点温度对Q&P钢可镀性影响及影响机理 |
| 5.1 镀锌后宏观图片及锌层内元素分布 |
| 5.2 抑制层结构 |
| 5.3 退火过程的表面氧化行为 |
| 5.4 退火露点温度对Q&P钢可镀性影响机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 退火温度与时间对Q&P钢可镀性影响及影响机理 |
| 6.1 镀锌后宏观图片及锌层内元素分布 |
| 6.2 抑制层结构 |
| 6.3 退火过程表面氧化行为 |
| 6.4 退火温度与时间对Q&P钢可镀性影响机理 |
| 6.5 基于可镀性的镀锌工艺范围 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 连续退火热镀锌工艺对Q&P钢力学性能影响机理研究 |
| 7.1 退火温度对Q&P钢组织性能的影响 |
| 7.2 贝氏体转变相区配分对组织性能的影响 |
| 7.2.1 贝氏体转变相区配分处理过程中钢的热膨胀曲线 |
| 7.2.2 显微组织变化 |
| 7.2.3 力学性能研究 |
| 7.3 连续退火热镀锌过程的组织性能演变机理 |
| 7.3.1 残奥总量以及残奥中碳含量的变化 |
| 7.3.2 贝氏体转变相区配分处理对Q&P钢中残奥形貌的影响 |
| 7.3.3 贝氏体转变相区配分处理对力学性能的影响机理 |
| 7.4 基于可镀性和力学性能的Q&P钢最佳连续热镀锌工艺 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 镀锌Q&P钢镀层性能评价及其耐腐蚀机理研究 |
| 8.1 退火露点温度对镀层浸泡腐蚀行为的影响 |
| 8.2 循环盐雾腐蚀宏观形貌 |
| 8.3 盐雾循环腐蚀的失重行为 |
| 8.4 盐雾循环腐蚀产物的微观形貌 |
| 8.5 盐雾循环腐蚀产物成分分析 |
| 8.6 电化学分析 |
| 8.7 镀锌Q&P钢的耐腐蚀机理 |
| 8.8 本章小结 |
| 9 结论 |
| 10 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）核压力容器用大锻件SA508-Ⅳ钢疲劳性能的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 研究背景 |
| 2.2 核反应堆压力容器用钢 |
| 2.2.1 核反应堆压力容器用钢的发展 |
| 2.2.2 合金元素对SA508-Ⅳ钢的影响 |
| 2.2.3 热处理工艺对SA508-Ⅳ钢的影响 |
| 2.2.4 核反应堆压力容器用钢的特点 |
| 2.3 核反应堆压力容器疲劳失效行为 |
| 2.4 影响核反应堆压力容器用钢疲劳性能的因素 |
| 2.4.1 材料对核反应堆压力容器用钢疲劳性能的影响 |
| 2.4.2 环境对核反应堆压力容器用钢疲劳性能的影响 |
| 2.5 核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.1 第一代核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.2 第二代核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.3 第三代核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.4 第四代核反应堆压力容器用钢力学性能 |
| 2.6 本文研究的目的和内容 |
| 3 实验材料和试验方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 热模拟试验 |
| 3.3 力学试验 |
| 3.3.1 拉伸试验 |
| 3.3.2 冲击试验 |
| 3.3.3 硬度试验 |
| 3.3.4 疲劳试验 |
| 3.4 显微组织观察和分析 |
| 3.4.1 光学显微镜(OM)分析 |
| 3.4.2 体式显微镜分析 |
| 3.4.3 扫描电镜(SEM)分析 |
| 3.4.4 透射电镜(TEM)分析 |
| 3.4.5 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 4 SA508-Ⅳ钢锻造工艺 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法与步骤 |
| 4.3 SA508-Ⅳ钢高温流变模型 |
| 4.3.1 SA508-Ⅳ钢真应力-真应变曲线 |
| 4.3.2 SA508-Ⅳ钢本构方程的建立 |
| 4.3.3 流变曲线的临界条件 |
| 4.4 SA508-Ⅳ钢动态再结晶体积分数模型 |
| 4.5 SA508-Ⅳ钢热加工图 |
| 4.5.1 热加工图简介 |
| 4.5.2 热加工图与显微组织演化的关系 |
| 4.5.3 热加工过程中动态再结晶的形核与长大示意图 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢疲劳性能差异 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法与步骤 |
| 5.3 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的显微组织 |
| 5.4 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的性能 |
| 5.4.1 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的力学性能 |
| 5.4.2 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳性能 |
| 5.4.3 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳断口 |
| 5.4.4 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳裂纹萌生和扩展 |
| 5.4.5 M/A岛和微裂纹萌生的关系 |
| 5.4.6 大角度晶界对疲劳裂纹扩展的影响 |
| 5.4.7 不同显微组织的SA508-Ⅳ钢疲劳裂纹萌生和扩展示意图 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法与步骤 |
| 6.3 回火温度对粒状贝氏体显微组织演化的影响 |
| 6.4 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢性能的影响 |
| 6.4.1 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢力学性能的影响 |
| 6.4.2 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 6.4.3 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳断口的影响 |
| 6.4.4 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳裂纹萌生和扩展的影响 |
| 6.4.5 不同回火温度下SA508-Ⅳ钢疲劳裂纹萌生和扩展示意图 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 粒状贝氏体中M/A岛分解对SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法与步骤 |
| 7.3 回火时间对粒状贝氏体显微组织演化的影响 |
| 7.4 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢性能的影响 |
| 7.4.1 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢力学性能的影响 |
| 7.4.2 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 7.4.3 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢疲劳断口的影响 |
| 7.4.4 M/A岛分解对粒状贝氏体材料疲劳裂纹萌生和扩展的影响 |
| 7.4.5 不同回火时间下疲劳裂纹萌生和扩展示意图 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论、创新点及展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（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）厚大断面42CrMo4钢组织调控与强韧化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 厚大断面42CrMo4钢构件概述 |
| 1.2.1 风电领域 |
| 1.2.2 盾构机主轴承 |
| 1.2.3 厚大断面42CrMo4钢构件服役性能要求与生产工艺 |
| 1.3 厚大断面42CrMo4钢构件中的组织及其研究现状 |
| 1.4 厚大断面42CrMo4钢构件成分设计 |
| 1.5 选题背景与主要研究内容 |
| 第2章 全断面组织性能分析与心部白色块状组织研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 化学成分及夹杂物分析 |
| 2.2.3 组织观察与力学性能测试 |
| 2.3 厚大断面42CrMo4钢构件全断面组织性能分析 |
| 2.3.1 组织演化 |
| 2.3.2 夹杂物演化 |
| 2.3.3 性能演化 |
| 2.4 心部白色块状组织研究 |
| 2.4.1 白块组织结构表征 |
| 2.4.2 BK组织的形成机制 |
| 2.4.3 BK组织对性能的影响 |
| 2.4.4 BK组织的韧性危害机制 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 42CrMo4钢回火析出相调控及强韧化机制研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 不同回火温度研究实验 |
| 3.2.2 不同奥氏体化温度研究实验 |
| 3.2.3 微观组织观察 |
| 3.2.4 力学性能测试 |
| 3.3 回火参数对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 3.3.1 回火温度对于42CrMo4钢组织的影响 |
| 3.3.2 回火温度对于42CrMo4钢性能的影响 |
| 3.4 奥氏体化温度对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 3.4.1 奥氏体化温度对组织结构的影响 |
| 3.4.2 奥氏体化温度对性能的影响 |
| 3.4.3 回火初始状态对晶界析出相影响机制 |
| 3.4.4 强韧化机制 |
| 3.4.5 调控工艺 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 钒微合金化对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.2.1 材料与热处理 |
| 4.2.2 微观组织表征 |
| 4.2.3 连续冷却转变曲线测定 |
| 4.2.4 淬透性试验 |
| 4.2.5 力学性能测试 |
| 4.3 钒含量对相变的影响 |
| 4.4 钒对淬火态组织的影响 |
| 4.4.1 未溶碳化物 |
| 4.4.2 晶粒尺寸 |
| 4.4.3 位错密度 |
| 4.5 钒对回火态组织的影响 |
| 4.5.1 晶粒尺寸 |
| 4.5.2 位错密度 |
| 4.6 钒对淬透性的影响 |
| 4.6.1 钒含量对淬透性的影响 |
| 4.6.2 钒对淬透性的影响机制 |
| 4.7 钒对强韧化机制的影响 |
| 4.7.1 力学性能 |
| 4.7.2 强化机制 |
| 4.7.3 韧化机制 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 稀土对42CrMo4钢中夹杂物的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 材料制备与化学成分分析 |
| 5.2.2 夹杂物表征与分析 |
| 5.2.3 CCT曲线测定及组织观察 |
| 5.2.4 材料热处理制度与晶粒尺寸观察 |
| 5.3 稀土对钢中夹杂物的影响 |
| 5.3.1 稀土对夹杂物形貌、类型与元素分布的影响 |
| 5.3.2 稀土对夹杂物尺寸、含量与数量的影响 |
| 5.4 稀土对晶粒尺寸的影响 |
| 5.5 稀土对淬透性的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 厚大断面42CrMo4钢回转支承构件工业化制备 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 生产工艺设计 |
| 6.2.1 冶炼与浇注 |
| 6.2.2 锻造与锻后热处理 |
| 6.2.3 性能热处理 |
| 6.3 试制构件组织性能分析 |
| 6.3.1 夹杂物分析 |
| 6.3.2 晶粒尺寸与组织观察 |
| 6.3.3 硬度 |
| 6.3.4 力学性能 |
| 6.4 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 |
（5）Q1030超高强钢工艺与组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 国内外工程机械用高强钢研发情况 |
| 2.2 高强钢显微组织的设计及发展趋势 |
| 2.3 钢中各合金元素的强化作用 |
| 2.4 非平衡组织的奥氏体转变 |
| 2.4.1 粒状奥氏体与针状奥氏体 |
| 2.4.2 非平衡组织发生转变的影响因素 |
| 2.5 马氏体的组织形态与强化机理 |
| 2.5.1 板条马氏体的组织形态 |
| 2.5.2 片状马氏体的组织形态 |
| 2.5.3 马氏体组织的强化机理 |
| 2.6 轧制工艺和热处理工艺 |
| 2.6.1 控制轧制和控制冷却 |
| 2.6.2 回火工艺 |
| 3 主要研究内容和技术路线 |
| 3.1 主要研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 4 Q1030超高强钢的成分和轧制工艺、热处理工艺设计 |
| 4.1 Q1030超高强钢成分设计及分析 |
| 4.2 Q1030钢奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线的测定与分析 |
| 4.2.1 Q1030钢静态连续冷却转变(CCT)曲线的测定及组织分析 |
| 4.2.2 Q1030动态连续冷却转变(CCT)曲线的测定及组织分析 |
| 4.3 Q1030超高强钢实验室轧制工艺及分析 |
| 4.3.1 Q1030超高强钢的轧制工艺设计 |
| 4.4 热处理工艺的设计 |
| 4.5 Q1030钢焊接热模拟实验及组织分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Q1030钢动态再结晶及Nb、Ti的析出行为 |
| 5.1 实验材料及方法 |
| 5.2 实验结果及分析 |
| 5.2.1 应力-应变曲线分析 |
| 5.2.2 热变形方程 |
| 5.2.3 动态再结晶的临界条件 |
| 5.2.4 Nb,Ti析出粒子的形貌和组成 |
| 5.2.5 微合金元素析出行为的热力学分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 热处理工艺对Q1030钢组织性能的影响 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 不同淬火加热温度下Q1030钢的奥氏体晶粒长大规律 |
| 6.2.1 淬火加热温度对奥氏体晶粒长大的影响 |
| 6.2.2 Q1030钢的奥氏体晶粒长大模型的建立 |
| 6.2.3 奥氏体晶粒混晶现象 |
| 6.3 淬火加热温度对Q1030钢组织的影响 |
| 6.4 淬火加热温度对Q1030钢性能的影响 |
| 6.4.1 淬火加热温度对Q1030钢强度与硬度的影响 |
| 6.4.2 淬火加热温度对Q1030钢冲击韧性的影响 |
| 6.5 回火对Q1030钢力学性能的影响 |
| 6.5.1 扫描显微组织分析 |
| 6.5.2 透射微观结构分析 |
| 6.5.3 EBSD分析 |
| 6.5.4 马氏体板条、小角度晶界、位错对力学性能影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 Q1030钢马氏体—奥氏体相变过程研究 |
| 7.1 不同升温速度时的淬火态Q1030钢热膨胀曲线 |
| 7.2 Q1030钢马氏体—奥氏体相变的组织演变过程 |
| 7.2.1 马氏体—奥氏体相变组织演变过程的SEM研究 |
| 7.2.2 马氏体—奥氏体相变组织演变过程的TEM研究 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 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 |
（6）高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 冷镦钢的发展现状及趋势 |
| 2.1.1 冷镦钢制品的发展 |
| 2.1.2 冷镦钢的发展 |
| 2.1.3 含硼冷镦钢的发展 |
| 2.2 含硼冷镦钢的研究现状 |
| 2.2.1 含硼冷镦钢的淬透性能 |
| 2.2.2 含硼冷镦钢的组织及力学性能 |
| 2.2.3 含硼冷镦钢的表面质量 |
| 2.2.4 含硼冷镦钢的疲劳性能 |
| 2.3 本课题研究目的及意义 |
| 2.3.1 当前研究中存在的问题 |
| 2.3.2 本课题的研究目的及意义 |
| 3 研究内容及研究方法 |
| 3.1 本课题研究内容 |
| 3.2 技术路线图 |
| 3.3 研究方法 |
| 4 含硼冷镦钢淬透性的影响因素研究与调控 |
| 4.1 化学成分对淬透性影响的定量研究 |
| 4.1.1 B和Ti对淬透性的影响 |
| 4.1.2 Cr对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.3 Mn对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.4 S对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.5 N及Ti/N对淬透性的影响 |
| 4.2 热处理工艺对淬透性的影响 |
| 4.3 淬透性的计算方法与试验方法对比 |
| 4.4 含硼冷镦钢淬火临界直径的预测及调控 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 含硼冷镦钢的组织及强塑性研究与调控 |
| 5.1 不同组分含硼冷镦钢的相变规律研究 |
| 5.1.1 中碳-4#硼钢的相变规律 |
| 5.1.2 低碳-4#硼钢的相变规律 |
| 5.1.3 超低碳-2#硼钢的相变规律 |
| 5.2 不同组分含硼冷镦钢的组织和强塑性调控 |
| 5.2.1 轧钢工艺对中碳-4#硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.2.2 轧钢工艺对低碳-4硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.2.3 B和B/N对超低碳硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.3 化学组分和规格对含硼冷镦钢抗拉强度的影响规律及应用 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 含硼冷镦钢的表面裂纹来源及演变规律研究 |
| 6.1 含硼冷镦钢典型表面裂纹及来源分析 |
| 6.2 B和Ti对含硼冷镦钢高温热塑性的影响 |
| 6.3 Ti/N对含硼冷镦钢裂纹敏感性的影响 |
| 6.4 硼钢钢坯裂纹在轧制过程的演变规律研究 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 含硼冷镦钢的夹杂物及疲劳特性研究 |
| 7.1 含硼冷镦钢的夹杂物研究 |
| 7.1.1 含硼冷镦钢中典型夹杂物分析 |
| 7.1.2 非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物数量和尺寸的影响 |
| 7.1.3 非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物类型的影响 |
| 7.2 含硼冷镦钢螺栓的疲劳性能研究 |
| 7.2.1 平均载荷对含硼钢螺栓疲劳性能的影响 |
| 7.2.2 8.8级含硼钢螺栓的条件疲劳极限 |
| 7.2.3 8.8级含硼钢螺栓的疲劳S-N曲线 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 9 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 |
（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）核用SA508 Gr.3钢大锻件调质处理工艺、组织与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 压水堆核岛大型锻件现状及发展趋势 |
| 2.1.1 压水堆核电站发展及对大锻件的要求 |
| 2.1.2 压水堆核岛大型锻件用钢的发展 |
| 2.1.3 核用SA508 Gr.3钢大锻件的发展趋势 |
| 2.2 SA508 Gr.3钢大锻件的热制造过程 |
| 2.2.1 冶炼 |
| 2.2.2 锻造 |
| 2.2.3 热处理 |
| 2.3 SA508 Gr.3钢热处理工艺相关研究进展 |
| 2.3.1 预备热处理工艺 |
| 2.3.2 正常调质处理工艺研究进展 |
| 2.3.3 临界区淬火调质工艺研究进展 |
| 2.3.4 预回火工艺研究进展 |
| 2.4 SA508 Gr.3钢的组织特征及稳定性研究 |
| 2.4.1 调质过程涉及的相变基础 |
| 2.4.2 SA508 Gr.3钢的组织特征 |
| 2.4.3 SA508 Gr.3钢组织稳定性及热老化研究 |
| 2.5 研究意义、目的和内容 |
| 3 试验材料和方法 |
| 3.1 试验材料 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 相变曲线的测定 |
| 3.2.2 热处理试验 |
| 3.2.3 热老化试验 |
| 3.2.4 力学性能检测 |
| 3.2.5 显微组织观察 |
| 3.2.6 析出相分析 |
| 4 SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解与回火组织演变 |
| 4.1 试验方法 |
| 4.2 SA508 Gr.3钢淬火过冷奥氏体分解与组织演变 |
| 4.2.1 等温分解组织 |
| 4.2.2 过冷奥氏体分解及残余奥氏体 |
| 4.2.3 连续冷却转变过程的组织演变规律 |
| 4.2.4 连续冷却过程的贝氏体相变的不完全性 |
| 4.3 SA508 Gr.3钢淬火组织回火动力学和组织演变 |
| 4.3.1 SA508 Gr.3钢淬火回火动力学 |
| 4.3.2 SA508 Gr.3钢回火组织演变 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 临界区淬火热处理对组织与性能的影响 |
| 5.1 试验方法 |
| 5.2 临界区淬火对组织与性能的影响 |
| 5.2.1 临界区淬火温度对显微组织的影响 |
| 5.2.2 临界区淬火温度对力学性能的影响 |
| 5.3 临界区淬火工艺对淬火冷速的敏感性 |
| 5.3.1 冷速对临界区淬火工艺处理材料显微组织的影响 |
| 5.3.2 不同冷速冲击性能 |
| 5.3.3 厚壁大锻件冲击性能 |
| 5.3.4 DBTT曲线 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 临界区淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.1 试验方法 |
| 6.2 淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.2.1 预回火对显微组织的影响 |
| 6.2.2 预回火对力学性能的影响 |
| 6.2.3 淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.3 临界区淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.3.1 M-A岛在不同回火过程中的演化 |
| 6.3.2 临界区淬火分步回火组合处理的材料力学性能 |
| 6.3.3 M-A岛和碳化物对冲击韧性的影响 |
| 6.3.4 临界区淬火温度的影响 |
| 6.4 分步回火组合热处理工艺对淬火冷速的敏感性 |
| 6.4.1 冷速对分步回火热处理显微组织的影响 |
| 6.4.2 不同冷速冲击性能 |
| 6.4.3 厚壁大锻件冲击性能 |
| 6.4.4 DBTT曲线 |
| 6.5 分步回火组合热处理工艺在实际锻件上的应用 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 临界区淬火及其分步回火组合工艺处理的材料热老化研究 |
| 7.1 试验方法 |
| 7.2 SA508 Gr.3钢贝氏体回火组织热老化行为 |
| 7.2.1 贝氏体铁素体热老化组织演变 |
| 7.2.2 M-A岛热老化组织演变 |
| 7.2.3 碳化物热老化组织演变 |
| 7.3 临界区淬火工艺处理的材料热老化研究 |
| 7.3.1 临界区淬火工艺处理的材料热老化组织演变 |
| 7.3.2 临界区淬火工艺处理的材料热老化力学性能 |
| 7.4 分步回火组合工艺处理的材料热老化研究 |
| 7.4.1 分步回火组合工艺处理的材料热老化组织演变 |
| 7.4.2 分步回火组合工艺处理的材料热老化力学性能 |
| 7.5 两种工艺处理的材料热老化对比分析 |
| 7.5.1 碳化物对冲击韧性的影响 |
| 7.5.2 晶体学特征对冲击韧性的影响 |
| 7.5.3 冲击断裂行为研究 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论和创新点 |
| 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 |
（9）非完全奥氏体化对过共析钢组织转变及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 高碳热轧盘条的成分设计现状 |
| 1.2 高碳热轧盘条生产工艺流程现状 |
| 1.2.1 离线铅浴冷却工艺 |
| 1.2.2 在线盐浴冷却工艺 |
| 1.2.3 水浴冷却工艺 |
| 1.2.4 斯太尔摩风冷工艺 |
| 1.3 高强度钢丝的生产工艺 |
| 1.3.1 热轧盘条离线索氏体化处理 |
| 1.3.2 盘条的表面处理 |
| 1.3.3 钢丝的拉拔工艺 |
| 1.4 珠光体钢的奥氏体化转变过程 |
| 1.4.1 珠光体组织结构 |
| 1.4.2 珠光体组织的奥氏体化过程 |
| 1.4.3 合金元素对奥氏体化过程的影响 |
| 1.5 过冷奥氏体的共析分解过程 |
| 1.5.1 过冷奥氏体的分解产物 |
| 1.5.2 珠光体的形核和长大过程 |
| 1.5.3 合金元素对珠光体转变的影响 |
| 1.6 过共析钢中沿晶界形成异常铁素体 |
| 1.7 过共析钢组织结构与力学性能之间的关系 |
| 1.8 本课题研究的背景与内容 |
| 1.8.1 研究背景与意义 |
| 1.8.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 奥氏体化逆转变 |
| 2.3.2 珠光体等温转变 |
| 2.4 微观组织分析 |
| 2.4.1 金相样品的制备方法 |
| 2.4.2 金相显微镜(OM)分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 2.4.4 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.4.5 三维原子探针(3DAP)分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 拉伸性能测试 |
| 2.5.2 显微硬度测试 |
| 2.5.3 断口分析 |
| 第三章 Cr元素对高碳钢奥氏体化动力学过程的影响 |
| 3.1 高碳热轧盘条的原始组织形貌 |
| 3.2 Cr元素对高碳盘条奥氏体化过程的影响 |
| 3.3 Cr元素对奥氏体晶粒长大动力学的影响 |
| 3.4 高碳盘条奥氏体晶粒生长模型 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 奥氏体化状态对高碳钢等温转变组织和性能的影响 |
| 4.1 高碳钢等温转变显微组织形貌 |
| 4.1.1 550℃等温转变组织形貌 |
| 4.1.2 580℃等温转变组织形貌 |
| 4.2 等温转变组织对高碳盘条力学性能的影响 |
| 4.2.1 高碳盘条力学性能 |
| 4.2.2 断口形貌分析 |
| 4.2.3 拉伸过程中裂纹的形成 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 高碳钢等温转变晶界异常组织的形成机制研究 |
| 5.1 热处理工艺对高碳钢晶界异常组织形成的影响 |
| 5.1.1 奥氏体晶粒尺寸对高碳钢晶界异常组织形成的影响 |
| 5.1.2 等温转变温度对高碳盘条晶界异常组织形成的影响 |
| 5.2 合金元素成分对高碳盘条晶界形成异常组织的影响 |
| 5.3 晶界异常组织的形成过程 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间主要研究成果 |
| 致谢 |
（10）Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 耐磨钢的发展 |
| 1.2.1 发展概述 |
| 1.2.2 耐磨钢主要种类及研究现状 |
| 1.3 磨损形式及磨损机理 |
| 1.3.1 磨损的复杂性 |
| 1.3.2 主要磨损形式及其作用机理 |
| 1.4 复杂工况对耐磨钢性能的要求 |
| 1.4.1 耐腐蚀性能 |
| 1.4.2 焊接性能 |
| 1.4.3 加工和成形性能 |
| 1.4.4 力学性能 |
| 1.5 低合金马氏体耐磨钢 |
| 1.5.1 低合金马氏体耐磨钢生产现状 |
| 1.5.2 合金元素的利用 |
| 1.5.3 马氏体微观结构及控制工艺 |
| 1.5.4 主要存在的问题 |
| 1.6 本文研究的目的、意义和主要内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 HB500耐磨钢力学性能指标 |
| 2.1.2 HB500耐磨钢组织与成分设计 |
| 2.1.3 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 材料制备及工艺研究 |
| 2.2.2 实验研究 |
| 2.2.3 微观组织结构表征 |
| 2.2.4 物相分析 |
| 2.2.5 残余应力检测 |
| 2.2.6 力学性能检测 |
| 第3章 TI微合金化耐磨钢相变规律及制造工艺研究 |
| 3.1 奥氏体晶粒长大趋势及对组织转变的影响 |
| 3.1.1 实验方案 |
| 3.1.2 实验结果 |
| 3.1.3 微合金化对奥氏体晶粒长大趋势的影响 |
| 3.1.4 奥氏体晶粒对马氏体相变的影响 |
| 3.2 奥氏体连续冷却过程中的相变规律 |
| 3.2.1 实验方案 |
| 3.2.2 连续冷却过程中的组织转变 |
| 3.2.3 热变形对相变规律的影响 |
| 3.3 热变形行为研究 |
| 3.3.1 实验方案 |
| 3.3.2 奥氏体再结晶区变形温度对再结晶晶粒尺寸的影响 |
| 3.3.3 奥氏体未再结晶区变形对细化组织的影响 |
| 3.4 轧后冷却和热处理工艺对组织和性能的影响 |
| 3.4.1 实验方案 |
| 3.4.2 实验钢微观组织与力学性能 |
| 3.4.3 Ti在轧后冷却和热处理过程中的析出行为 |
| 3.4.4 轧后冷却和热处理对微观组织的影响 |
| 3.4.5 含Ti实验钢强韧化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 工业化试验及组织性能研究 |
| 4.1 化学成分及工艺流程 |
| 4.1.1 目标成分及控制范围 |
| 4.1.2 工艺流程及控制要点 |
| 4.2 典型问题及控制方法 |
| 4.2.1 铸坯裂纹及TiN夹杂物控制 |
| 4.2.2 回火脆性与残余应力控制 |
| 4.2.3 马氏体钢延迟裂纹控制 |
| 4.3 工业生产钢板组织与性能分析 |
| 4.3.1 组织与性能稳定性分析 |
| 4.3.2 组织与性能均匀性分析 |
| 4.3.3 系列温度冲击韧性 |
| 4.3.4 疲劳性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 TI微合金化耐磨钢的耐腐蚀磨损性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 实验材料微观组织与力学性能 |
| 5.4 耐腐蚀性能 |
| 5.5 耐磨损性能 |
| 5.6 耐腐蚀磨损性能 |
| 5.6.1 磨损对腐蚀的加速作用 |
| 5.6.2 腐蚀对磨损的加速作用 |
| 5.6.3 耐腐蚀磨损性能及腐蚀与磨损交互作用 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 TI微合金化耐磨钢焊接性能研究 |
| 6.1 微合金元素对焊接热影响区脆性的影响 |
| 6.1.1 实验方案 |
| 6.1.2 实验结果 |
| 6.1.3 分析与讨论 |
| 6.1.4 小结 |
| 6.2 焊接裂纹敏感性实验研究 |
| 6.2.1 实验方案 |
| 6.2.2 热影响区最高硬度及组织分析 |
| 6.2.3 焊接热影响区HIC裂纹率 |
| 6.2.4 小结 |
| 第7章 结论和创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
四、中碳合金奥氏体内C-Me偏聚与异常分解（论文参考文献）
- [1]高强Q&P钢镀锌工艺及其对组织和性能影响研究[D]. 周大元. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]核压力容器用大锻件SA508-Ⅳ钢疲劳性能的研究[D]. 代鑫. 北京科技大学, 2021
- [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]厚大断面42CrMo4钢组织调控与强韧化机制研究[D]. 孙宸. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [5]Q1030超高强钢工艺与组织性能研究[D]. 王建景. 北京科技大学, 2021(02)
- [6]高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控[D]. 阮士朋. 北京科技大学, 2020(01)
- [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]核用SA508 Gr.3钢大锻件调质处理工艺、组织与性能研究[D]. 谢常胜. 北京科技大学, 2020(01)
- [9]非完全奥氏体化对过共析钢组织转变及力学性能的影响[D]. 张锐. 东南大学, 2020(01)
- [10]Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究[D]. 李德发. 武汉科技大学, 2020(01)