一、不同Mn含量低碳钢过冷奥氏体形变过程中的铁素体相变（论文文献综述）
刘阳[1]（2021）在《含铬铌微合金钢铸坯表面裂纹产生机理研究》文中指出铌微合金钢具有良好的综合性能,被广泛应用于建筑、石油、船舶等领域。但由于铌微合金钢连铸在连铸过程中极易产生角部横向裂纹,严重影响着铸坯热延展性和钢材的综合力学性能。深入研究裂纹形成机理,调整钢液成分,优化工业参数,为钢铁生产中提高铸坯综合性能提供理论支撑是十分必要的。本文围绕含铬铌微合金钢异型坯裂纹产生机理,借助Thermo-Calc等热力学软件开展了相关理论计算和相应实验室实验,获得了铬含量对奥氏体转变为铁素体相变过程及析出物分布规律的影响。通过电子背散射技术、电子探针、高温共聚焦及透射电镜技术分析了铬含量对铌微合金钢的第三脆性区间、宏观组织特征、微观组织特征的影响;探究了冷却速率和应变速率对含铬铌微合金钢高温相变特性的影响规律;并最终确定了铬元素的最优加入范围,以及现场工艺条件下含铬铌微合金钢铁素体/奥氏体高温相变裂纹形成机理。主要结论如下:（1）不同铬含量铌微合金钢的热力学计算和高温拉伸实验结果表明:加入0.12%Cr元素的铌微合金钢具有最佳的热延展性,第三塑性区间最窄为740℃～780℃。随Cr含量的增加,过冷奥氏体的稳定性提高,晶界铁素体析出的孕育期增加,铁素体析出温度下降;同时,CCT曲线向右移动,提高了铌微合金钢的淬透性。晶界铁素体的体积分数随着Cr含量的增加而减少,Cr含量为0、0.12、0.45%时晶界铁素体厚度分别为49.1、12.9、8.7 μm。（2）透射电镜观察结果表明Cr元素的加入会影响铌微合金钢中析出物的分布规律。随着Cr含量增加到0.45%,NbC或Nb（C,N）析出物的数量减少,但平均尺寸增加。不加Cr元素的铌微合金钢中C元素的扩散不受影响,C元素更容易由新形成的铁素体向最前沿的奥氏体/铁素体相界扩散;相界位置的C元素浓度增加,进而增加了相界位置碳氮化铌析出驱动力,在相界附近形成大量的碳氮化铌析出物。但当温度降到750℃时,C、N、Nb元素的扩散速率远小于高温时,从而抑制碳氮化铌析出物的生长;由于过冷度比较大,析出物的数量急剧增加,平均尺寸较小。在含有0.12%和0.45%Cr元素的铌微合金钢中,Cr元素抑制了 C元素的扩散,削弱了奥氏体转变为铁素体的相变过程。（3）从热力学和动力学角度分析冷却速率对0.12%Cr铌微合金钢高温相变及析出物分布规律的影响。实验结果表明:当冷却速率为1℃/s时,铁素体的开始析出温度较高,优先在奥氏体三叉晶界位置以片状析出;相变过程温度跨度大,容易形成MnS和Nb（C,N）的复合析出物,且在晶界位置聚集呈链状。当冷却速率为30℃/s时,铁素体的开始析出温度较低为6650℃,相变过程温度跨度小;主要为Nb（C,N）析出物,且不易在晶界位置聚集,析出物的尺寸为35.3nm。当冷却速率为1℃/s,同时对样品施加0.001 s-1应变速率时,晶界铁素体的厚度和体积分数最大,分别为47.4 μm和78.2%,析出物的平均尺寸为30 nm,析出物的数量比较多。在当前实验条件下,相对于应变速率,冷却速率对奥氏体转变为铁素体高温相变过程的影响较大。（4）通过高温原位拉伸实验研究0.12%Cr铌微合金钢在不同拉伸温度和不同应变速率下裂纹的形成机理。结果表明:Nb（C,N）析出物的平均尺寸为25.3 nm;而MnS与Nb（C,N）的复合析出物尺寸相对较大,析出物的平均尺寸为108.9 nm。在750℃拉伸时,随应力的增加空隙优先在晶界铁素体和MnS与Nb（C,N）的复合析出物之间形核,空隙沿γ/α相界和α/α晶界生长形成裂纹。（5）在奥氏体转变为铁素体相变过程中,铁素体的生长速率先增加后减小,且随着应变速率的增加,晶界铁素体的生长速率也增加。在应变速率为0.0003 s-1时,变形后的铁素体有足够的回复时间或再结晶形成铁素体的时间,从而使得晶界铁素体较软,导致晶间断裂;在应变速率为0.003 s-1时,由于铁素体加工硬化,应变更均匀地分布在奥氏体和铁素体上,因此避免了过早失效,从而提高了钢的热延展性;随着应变速率的增加,韧窝尺寸逐渐减小,铁素体所占比例由11%增加到27%,钢的延展性增加。
李亚强[2]（2021）在《亚包晶高压锅炉管钢凝固特性与固态相变研究》文中研究指明高压锅炉管钢具有良好的抗氧化性、耐热性和耐腐蚀性能,主要用来制造高压和超高压锅炉的过热器管、再热器管、导气管等。但是,在生产过程中,成分处于亚包晶范围的高压锅炉管钢容易出现表面缺陷问题,严重影响产品质量和生产效率。为了高效生产高品质亚包晶高压锅炉管钢,本文围绕亚包晶高压锅炉管钢凝固特性及固态相变开展研究,主要研究内容和结果如下:（1）通过定向凝固实验方法研究了亚包晶高压锅炉管钢（15CrMoG）定向凝固组织特征。在凝固速率15、50和80 μm/s下,δ-枝晶是断续的,被包晶γ相包围,且δ-枝晶在凝固过程中优先沿晶面（110）方向生长。随着凝固速率的增加,一次和二次平均枝晶间距均呈现减小趋势。基于定向凝固组织演变规律,对包晶转变体积收缩进行了分析,并结合连铸生产讨论了冷却速率对表面裂纹的影响机理。结果表明,降低初始凝固冷却速率,可以使δ→γ块状转变远离LIT～ZDT脆性区,从而降低连铸生产时表面裂纹形成的几率。此项研究可为亚包晶钢连铸采用结晶器缓冷措施控制表面裂纹提供了新的理论支撑。（2）通过定向凝固实验研究了钢的凝固裂纹特征,在高压锅炉管钢（12Cr1MoVG、15CrMoG以及20CrMoG）定向凝固试样中均发现枝晶间裂纹,并且枝晶界有硫化物析出,促进裂纹的形成。基于定向凝固裂纹特征分析,提出以枝晶间裂纹所占面积比来衡量钢的裂纹敏感性,对比分析了不同钢种的指标值。结果表明,亚包晶钢（12Cr1MoVG和15CrMoG）裂纹敏感性高于过包晶钢（20CrMoG）,验证了该方法的可靠性。基于凝固偏析模型,计算了 LIT～ZDT脆性区包晶相变引起的热应变,并以热应变值大小来衡量钢的裂纹敏感性,结果得出,12Cr1MoVG裂纹敏感性最强,15CrMoG次之,20CrMoG钢裂纹敏感性最弱,与基于定向凝固实验测试结果一致。在此基础上,计算分析了钢中合金元素对12Cr1MoVG和15CrMoG裂纹敏感性的影响,结果表明,硅、锰、磷以及硫含量的增加,裂纹敏感性升高;铬、钼和钒含量的增加,裂纹敏感性降低。（3）借助高温共聚焦激光扫描显微镜对亚包晶高压锅炉管钢凝固过程进行原位观察,研究冷却速率对包晶相变的影响机制,探究连铸初凝坯壳不均匀生长的原因和调控机理。结果表明,随着冷却速率的增加,包晶转变（δ→γ）界面呈现三种不同的模式:溶质扩散控制的平面形态和胞状形态,以及界面过程控制的δ→γ块状转变。凝固过程包晶转变（δ→y）模式的不同会导致体积收缩率不同,进而导致连铸结晶器内初凝坯壳不均匀生长,引发连铸坯表面缺陷。在连铸生产亚包晶钢时,尽量控制结晶器弯月面处钢液初始凝固均匀冷却,降低初凝坯壳的不均匀性。（4）借助高温共聚焦激光扫描显微镜对亚包晶高压锅炉管钢加热过程进行原位观察,研究升温过程固态相变与组织演化规律。结果表明,温度升高至Ac1温度以上,Fe3C+α→γ转变发生,转变结束α-铁素体相首先消失,基体中仍有渗碳体残余,这不同于平衡状态（渗碳体优先消失）。Fe3C+α→γ转变结束后,奥氏体发生静态再结晶现象,并且伴随着渗碳体的溶解。随着温度继续升高,δ相首先从奥氏体晶界析出,随后在奥氏体晶粒内部析出。（5）采用热膨胀仪和Gleeble-3500热模拟机对亚包晶高压锅炉管钢过冷奥氏体连续冷却转变进行研究,建立实验钢的静态和动态CCT曲线,分析奥氏体形变对连续冷却相变的影响机理。结果表明,奥氏体形变扩大了 CCT曲线中铁素体和珠光体区域,提高了铁素体相变开始温度,但抑制了贝氏体和马氏体的转变,导致CCT曲线向左移动。冷却速率为1～20℃/s未变形和冷却速率为3～30℃/s奥氏体变形连续冷却转变组织中出现上贝氏体。组织中出现上贝氏体会降低钢的机械性能,容易导致裂纹形成和扩展,在生产中应该控制冷却减少该组织的出现。（6）结合上述研究结果和实际生产分析,对钢厂生产的亚包晶高压锅炉管钢棒材表面缺陷形成原因和工艺调控进行研究。结果表明,棒材表面缺陷的根本原因是连铸初凝坯壳生长不均匀;棒材表面缺陷产生于结晶器弯月面区,在连铸凝固后续工序加剧。通过调质保护渣使结晶器弯月面处钢液初始凝固均匀冷却,以及优化钢液成分降低钢的裂纹敏感性,棒材表面缺陷得到有效控制,拉速也得以提高。在连铸凝固调控基础上,对连铸坯和热轧棒材线下冷却进行调整,棒材表面缺陷得到进一步改善。
郭皓[3]（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》文中认为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%。
陈光辉[4]（2021）在《变形工艺对贝氏体相变及残余奥氏体影响研究》文中研究指明超级贝氏体钢组织主要由尺寸细小的贝氏体板条组成,具有超高强度和良好塑性。通过在较低温度进行贝氏体相变可以获得纳米尺寸的贝氏体组织,然而中碳贝氏体钢在低温下贝氏体相变动力学缓慢,相变周期较长,难以在实际生产中推广应用,通过奥氏体预变形工艺可以有效地缓解这一问题。目前已有较多文献揭示了奥氏体预变形工艺对贝氏体相变及残余奥氏体的影响机理,奥氏体预变形工艺对贝氏体相变动力学、晶体学取向、组织等均有明显影响。然而,现有关于奥氏体预变形工艺的研究并不完善,大部分只研究了变形温度和变形量的影响。因此,在现有研究基础上,本论文系统深入地探究了奥氏体预变形工艺对贝氏体相变动力学和组织的影响,并提出了两种新型变形工艺来对组织进行合理地调控。本文主要以Fe-C-Mn-Si系贝氏体钢为研究对象,使用热模拟试验机、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、X射线衍射仪、纳米压痕试验机、拉伸试验机等,研究了高温预变形、低温预变形和应变速率对贝氏体相变、变形抗力及残余奥氏体的影响,并通过两种新型变形工艺进行组织调控,得到以下主要结论:（1）高温奥氏体预变形降低过冷度对贝氏体相变量的影响。高温条件下的奥氏体预变形对贝氏体相变的影响程度和相变温度有关,变形导致的阻碍程度随相变温度的降低而升高,较高的相变温度可以通过静态回复来降低变形的抑制作用。未变形试样中,相变温度较低时,贝氏体相变初始速率较大,而高温变形试样中,相变温度较高时,贝氏体相变初始速率较大。高温变形使奥氏体产生了力学稳定化,提高了残余奥氏体体积分数,同时马/奥组织含量和尺寸均增加。残余奥氏体的体积分数受贝氏体相变量及马氏体相变量的综合影响。（2）在较低温度下进行奥氏体预变形可以明显加速贝氏体相变动力学,细化贝氏体组织,贝氏体束呈现交叉分布的特征。奥氏体预变形试样中,贝氏体铁素体含量较高且尺寸细小,残余奥氏体体积分数较高,通过奥氏体预变形优化残余奥氏体,更有利于发生TRIP效应。经奥氏体预变形工艺优化的组织可以明显提高材料的综合机械性能。（3）不同应变速率下奥氏体预变形对贝氏体相变的促进作用呈非线性规律。随着应变速率从0.01 s-1增大至5.0 s-1时,奥氏体预变形对贝氏体相变的促进作用先增大后降低,最后趋于不变。另一方面,应变速率对贝氏体组织形貌的影响不大。残余奥氏体的体积分数随贝氏体相变量的变化而变化,表明其体积分数主要取决于未转变奥氏体的化学稳定性。（4）大多数钢种变形抗力随应变速率的增加而升高,而应变速率对贝氏体钢中过冷奥氏体的变形抗力的影响则与碳含量有关。对于中碳贝氏体钢,随着应变速率从0.01 s-1升高至5.0 s-1,由于奥氏体的加工硬化逐渐增大,变形抗力逐渐升高。对于低碳贝氏体钢,应变速率从0.001 s-1增加至1.0 s-1时,变形抗力逐渐减小,应变速率从1.0 s-1增加至5.0 s-1时,变形抗力增大。当应变速率较小时,变形过程中发生的贝氏体相变使变形抗力升高。（5）等温期间小变形可以诱导未转变奥氏体进一步转变成贝氏体。等温期间变形时的组织包括贝氏体和未转变奥氏体,变形主要作用在奥氏体上,变形导致奥氏体产生力学稳定化,明显提高残余奥氏体的体积分数。随着变形量从20%升高至40%,变形后等温期间的贝氏体转变量和最终残余奥氏体的体积分数均增大。另一方面,变形也导致了薄膜状残余奥氏体的厚度减小。此外,和等温前进行变形的试样相比,由于等温期间变形试样中的大部分贝氏体铁素体在变形前形成,因此其厚度较大。（6）对于两步法变形,当总的变形量一致时,两步法变形相对于单次奥氏体预变形不能提高贝氏体相变量。然而,两步法变形可以提高最终残余奥氏体的体积分数,且随着第二次变形量的增大,残余奥氏体体积分数升高。此外,两步法变形试样会导致较厚的贝氏体板条。
吴腾[5]（2021）在《低碳热轧多相钢中形变亚结构的形成及作用》文中提出具有优良塑韧性、焊接性、冷加工成形性和碰撞吸收能量等的先进高强多相钢是国家急需的高性能钢铁材料。但随着强度不断提高,钢材的综合力学性能不断降低,其在冲压成形过程极易出现开裂、回弹、零件尺寸达不到要求等诸多问题。在实现钢铁产业低碳、绿色化转型升级的背景下,本文基于汽车轻量化和合金减量化原则,设计出成分为0.2C-1.74Mn-0.68Si-0.06Nb（wt.%）的低碳热轧多相钢,并利用热模拟和JMat Pro软件等方法进行了控轧控冷工艺设计,借助OM、SEM、TEM、EBSD和室温拉伸等实验手段对实验钢的显微组织进行了表征和对力学性能进行了测试,揭示了热轧后的超快冷工艺对奥氏体晶粒超细化和大量形变亚结构产生的机理,探究了积累的形变亚结构对钢多相组织形成的影响规律,掌握了组织中残留奥氏体的调控因素及其对钢性能的作用,主要研究结果如下:首先,提出了热轧DP工艺获得超高强多相组织。通过两阶段控制轧制获得具有大量形变亚结构的奥氏体,当超快冷至两相区等温析出铁素体,铁素体继承了这些形变亚结构易在奥氏体晶界处形核并长大,得到细小的多边形铁素体。然后淬火至室温发生马氏体相变,过冷奥氏体中保留的大量形变亚结构可有效的细化马氏体板条,马氏体板条间平行排列具有较小的取向差,这种通过形变亚结构细化相变组织和多相协调变形可有效的提高材料的强韧性和加工成形性能。当轧后厚度3.8 mm、终轧温度840℃、弛豫时间9 s时,实验钢在保持1258 MPa的超高强度下,得到的屈强比较低为0.55、n值较高为0.13,具有较好的综合力学性能。其次,提出了热轧Q&P工艺获得高强塑积多相组织。也是先通过两阶段控制轧制获得具有大量形变亚结构的奥氏体,然后超快冷至淬火温度（QT）发生奥氏体转变为位错型板条马氏体,大量形变亚结构会使其在相变中进一步分割得到细小的晶粒或者亚晶粒,并促进了碳的扩散,有利于残留奥氏体保留至室温。最后得到细化的马氏体和残留奥氏体的多相复合组织。当配分温度为400℃、配分时间为10 s时,得到的强塑积最高为27.00 GPa·%（抗拉强度为982 MPa,伸长率为27.5%）。接着,将热轧DP工艺和热轧Q&P工艺相结合提出了热轧F-Q&P工艺获得高强塑积多相组织。通过两阶段控轧+超快冷+弛豫+配分工艺处理可得到具有形变亚结构的小尺寸多边形铁素体+细板条位错型马氏体+细薄残留奥氏体的多相复合组织,可进一步提高钢的冷加工成形性能。当弛豫时间6 s、配分温度350℃、配分时间30 s时,得到最优的综合力学性能（抗拉强度1004 MPa、强塑积20.58GPa·%、屈强比0.55、n值0.18）。最后,通过低碳低成本的成分设计,实现了热轧+超快冷+相变细化多相组织,并对形变亚结构在钢中的作用机理进行了分析,这种细化的多相复合组织使高强钢具有较好的力学性能和成形性能。同时,工艺流程短有利于提高效率降低成本,对于实现可持续和轻量化的绿色制造具有重要意义。
陈曦[6]（2021）在《汽车零部件用无碳贝氏体非调质钢的成分、工艺与组织研究》文中研究说明随着生产技术的发展和政府法规的日益严格,汽车工业对安全、低排放、低成本及燃料经济型的要求日益提高。汽车轻量化是提高燃油效率并降低排放量的有效手段,而高强韧钢是既能保证汽车轻量化,又能保证和提升汽车安全的性价比高的现代汽车制造材料。近年来,非调质钢由于性能优良、降低成本、节能减排和绿色环保的突出优点,已逐步应用于汽车发动机曲轴、连杆和转向节等零部件上,取代相当数量的高强调质钢。传统的铁素体-珠光体型非调质钢的强度上限较低且提升成本较大,已难满足更高强度的需求,而贝氏体钢可在保证韧性的同时具有更高的强度,尤其是近年来无碳贝氏体组织的研究,使得贝氏体钢的强韧性进一步提升成为可能。因此,本文将无碳贝氏体组织与非调质钢的生产方式相结合,设计了五种不同钼、铌含量的无碳贝氏体非调质钢,围绕合金成分与显微组织演变、强韧性匹配提升开展了一系列控制轧制参数优化的研究。本文利用Thermo-Calc软件对实验钢的平衡析出相种类及各组元成分含量随温度变化的关系进行了计算。结果表明,实验钢中的平衡相种类较多,主要有奥氏体、铁素体、Fe3C、Ti（C,N）和（Nb,Ti）C相、以及其他合金元素的硼化物和碳化物相,如B2M、M3B2、M6C和M7C3等。随着钼含量的增加,Fe3C的析出温度区间缩窄,析出受到抑制,其他含钼相的析出情况略受影响。随着铌含量的增加,（Nb,Ti）C的最大析出量显着增加,Ti（C,N）相的最大析出量略有减少。利用JMatPro、MUCG83软件和等温盐浴实验对等温相变规律进行计算及研究的结果表明,当等温温度为350℃～450℃时,实验钢的室温组织以板条状无碳贝氏体为主,当等温温度为500℃时,实验钢的室温组织中出现粗大的粒状贝氏体,当等温温度达550℃时,实验钢为典型的粒状贝氏体组织,板条状无碳贝氏体不可见。同时,随着等温时间的增加和等温温度的降低,贝氏体转变量增加,贝氏体转变的不完全程度降低,且贝氏体铁素体的板条细化,残余奥氏体含量增加。钼、铌含量的增加使在同一等温条件下的贝氏体转变量减少,且随着等温温度的升高,贝氏体转变的不完全程度进一步增加。等温温度为400℃,等温时间为30min时,呈现最优的强韧性匹配,为后续轧后热处理制度的建立提供依据。利用Gleeble热模拟机对实验钢过冷奥氏体动态连续冷却转变规律进行研究的结果表明,合金元素含量和轧后冷速的选择对得到理想含量的薄膜状残余奥氏体有显着影响。为了保证实验钢的强度和韧性,轧后冷却速率应保持在0.3℃/s～1℃/s范围内,尤其是0.5℃/s时,各实验钢组织中板条状无碳贝氏体组织含量较多,同时含有较多的薄膜状残余奥氏体,大角度晶界占比较大,是具有较为理想的强韧性匹配的组织。随着轧后冷速的增加,具有高密度位错的块状贝氏体铁素体和其上分布的M/A岛构成的粒状贝氏体和极少量的块状先共析铁素体组成的组织,逐渐转变成具有高密度位错的相互平行的贝氏体铁素体板条和板条间均匀分布的残余奥氏体薄膜构成的板条状无碳贝氏体和马氏体组成的组织,且位错密度增加,析出相粒子平均粒径减少,残余奥氏体含量减少。同时,钼、铌含量的增加,均不同程度地推迟了高温扩散型转变,促进了贝氏体转变,提高了显微硬度,但导致残余奥氏体含量有不同程度的减少。显微组织亚结构的细晶强化、固溶强化、位错强化和第二相粒子的沉淀强化使得实验钢硬度提高。利用Gleeble热模拟机对实验钢在不同终轧条件下进行双道次热模拟实验,结果表明,随着终轧变形量的增加和终轧温度的降低,实验钢显微组织中板条状无碳贝氏体和马氏体的占比增加,贝氏体铁素体板条明显细化,位错密度显着提高,析出相粒子明显细化,大角度晶界占比增加,有利于得到强韧性的良好匹配。细晶强化、位错强化、析出强化以及在轧制过程中钢中残余奥氏体向马氏体的转变的协同作用使抗拉强度由1235MPa增加到1490MPa。综合来看,在轧后冷速控制在0.5℃/s左右,终轧温度为850℃、终轧变形量为30%时,能够得到预期的板条状无碳贝氏体较多的、薄膜状残余奥氏体含量较佳的、析出相粒子较为细小的具有良好强韧性匹配的贝氏体钢。中试条件下,不同终轧条件下各钼、铌含量实验钢的力学性能均能达到甚至优于国标中对非调质钢的性能要求。随着终轧温度的降低、终轧变形量的提高和钼、铌含量的增加,实验钢的强度和韧性均有所提高,通过合理的成分设计和控轧控冷工艺得到轧后高强高韧的无碳贝氏体非调质钢是可行的。当钼含量为0.51wt%、铌含量为0.032wt%时,仅通过当前控轧控冷工艺便可达到较佳的强韧性匹配,其抗拉强度高达1328MPa,屈服强度达873MPa,夏比冲击功（V型缺口）为42J。对于强韧性匹配不佳的实验钢,通过轧后400℃回火30min,可在保证强度的基础上显着提高韧性,这在较少地增加生产工序的条件下拓宽了本合金体系中添加元素的含量范围,有利于实际生产应用。
王建景[7]（2021）在《Q1030超高强钢工艺与组织性能研究》文中进行了进一步梳理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。
张腾飞[8]（2020）在《合金元素及退火工艺对深冲DP钢组织性能的影响》文中研究说明为了更好地适应轻量化快速发展趋势与轻金属材料的竞争压力,本文设计了Cr-Mo系与Cu-Ni系两种不同成分体系的深冲双相钢,通过热力学与动力学计算,采用热膨胀、盐浴退火的方法,探讨了不同合金元素下试验钢在不同冷速下对组织的影响,以及退火温度与时间对铁素体再结晶和马氏体相变的演变机理,研究了合金元素、冷却速率、退火工艺对深冲DP钢组织与力学性能的影响,获得了如下关键性结论。（1）通过热膨胀试验研究发现,2#Si-Cr-Mo钢、4#Al-Mn-Cu-Ni钢AC1分别为810°C与835°C,AC3分别为971°C与975°C。其中2#钢在冷速为0.5～10°C/s时,为铁素体转变区;冷速为3～15°C/s时,为珠光体转变区;冷速≥15°C/s时,珠光体消失,组织中只有贝氏体组织。4#钢贝氏体转变区较广,覆盖整个试验冷却范围;在冷却速率达到3°C/s时,珠光体转变消失;而铁素体转变区相对较宽,其覆盖的冷却速率范围为0.5～5°C/s。（2）对于1#Cr-Mo以及2#Si-Cr-Mo深冲DP钢研究发现,强度随退火温度的增加,先增加后减小;当退火温度进一步增加时,强度稍有增加而后再减小。延伸率表现为先减小再增加;其中1#钢最佳退火温度为880°C,2#钢为900°C;而2#钢在不同退火时间下,r值均大于1#钢,其中1#钢最佳退火时间为600 s,2#钢为900 s。Si元素质量分数的增加明显扩大两相区,使铁素体再结晶{111}织构得到充分发展,显着细化两相区加热时铁素体再结晶晶粒,并且改善组织分布使奥氏体有足够时间形核,马氏体岛在细化的铁素体中得到均匀分布,明显提高强度与r值。（3）对于3#Cu-Ni以及4#Al-Mn-Cu-Ni深冲DP钢研究发现,3#钢缺少合金碳化物,导致铁素体晶粒随退火温度的增加出现粗化,恶化力学性能;4#钢随退火温度的增加,强度与延伸率均表现为先减小后增加;其中3#钢在820°C时力学性能达到最优,而4#钢为880°C达到最优且r值最高达1.2。在对4#钢退火时间的研究中发现,随着退火时间的延长,强度、延伸率、r值均表现为先增加后减小,且r值均大于1,并在退火时间为600 s时力学性能达到最优。Al、Mn元素扩大4#钢两相区范围,并且降低AC1,在细化组织晶粒的同时加速马氏体相变,铁素体晶粒得到充分的发展,极大改善了力学性能。
田俊羽[9]（2020）在《超高强纳米贝氏体钢微观组织调控及强韧化机理研究》文中认为具有超高强韧性的纳米贝氏体钢,已成为新一代先进高强钢的典型代表。纳米无碳化物贝氏体、薄膜状残余奥氏体以及马氏体之间体积分数的最优组合决定了纳米贝氏体钢优越的综合性能。然而,这种理想的显微组织一般需要在较低的温度等温超长的时间来获得,不利于大规模工业生产。近年来,为获得这种理想的贝氏体显微组织,并解决相变时间过长的问题,合金元素和热处理工艺对纳米贝氏体钢的影响机理已成为贝氏体钢领域的研究重点。进一步明确合金元素和热处理工艺,尤其是新型热处理工艺如MS以下温度等温淬火和两步等温淬火工艺等对纳米贝氏体钢相变动力学和组织性能以及残余奥氏体稳定性的影响规律至关重要。本文以纳米贝氏体钢为研究对象,研究合金元素、奥氏体预变形以及新型热处理工艺对高强纳米贝氏体钢相变动力学和组织性能的影响,尤其是探索新型热处理工艺下贝氏体相变动力学、奥氏体稳定性以及组织性能的演变规律,目的是阐明成分设计、新型热处理工艺如MS以下温度等温淬火和两步等温淬火工艺等对高强纳米贝氏体钢相变和组织性能的影响规律,揭示新型热处理条件下促进贝氏体相变和强化贝氏体钢性能的机理,为高强贝氏体钢微观组织和性能控制提供理论依据。本文采用高温共聚焦显微镜（LSCM）原位观察等温贝氏体和马氏体的相变过程;采用热模拟膨胀法分析贝氏体相变动力学;采用OM、SEM、EBSD、TEM观察了贝氏体相变后显微组织形貌及分布;采用XRD技术测量试样中残余奥氏体的含量;采用拉伸实验机测量热处理后试样的拉伸性能。得到以下结论:（1）奥氏体预变形影响试样的MS温度,随着变形量的增加,MS温度先增加后降低,最后趋于稳定。本文首次提出临界应变（εc）概念,当应变量小于εc时,变形导致了MS的升高;当应变量大于εc时,变形导致MS降低。此外,首次观察到饱和应变（εs）现象,当变形量小于εs时,MS温度与应变量呈开口向下抛物线关系;大于εs时,MS温度趋近于一个常数。奥氏体预变形温度不影响MS温度,也不影响临界应变值（εc）和饱和应变值（εs）。（2）首次在中碳贝氏体钢中原位观察到马氏体等温过程中连续相变现象。当中碳贝氏体钢MS以下温度等温处理时,原位观察到了等温马氏体的连续形成,马氏体相变不是瞬间完成的,而是持续发生,这一观点不同于以往被普遍接受的观点。另外,验证了贝氏体和马氏体相变均能在MS以下温度发生,并指出膨胀量与时间曲线的拐点并不是马氏体和等温贝氏体相变的分界点,在这个转折点后,马氏体相变仍能发生。（3）阐明了MS以下等温淬火工艺对贝氏体相变动力学和组织性能的影响规律。试样MS以下等温淬火时,获得了更快的贝氏体相变动力学和更细的贝氏体显微组织,但是随着等温温度的降低,先无热马氏体和碳化物的含量逐渐增加,贝氏体含量逐渐减少,导致强塑积逐渐下降。与MS以上等温热处理试样相比,MS以下等温热处理不一定可以改善贝氏体钢的力学性能,这取决于贝氏体钢的化学成分和相变温度。此外,MS以下等温热处理时,奥氏体化温度对高强纳米贝氏体钢相变动力学和组织性能的影响与MS以上等温热处理时不一样,随着奥氏体化温度的不断升高,先无热马氏体的体积分数不断增加,贝氏体和残余奥氏体体积分数先升高后降低,贝氏体板条厚度先减小后增大,贝氏体钢的力学性能先增强后减弱。（4）设计不同的两步等温热处理工艺,通过调节第一步的等温时间,研究第一步相变量对贝氏体钢总相变动力学和组织性能的影响。结果表明,在总等温时间相同的前提下,适当缩短第一步等温的保温时间,不仅加快了第二步等温保温过程中的贝氏体相变动力学,而且改善了贝氏体钢的力学性能。此外,与单步等温处理相比,两步等温处理明显改善了贝氏体钢的力学性能。（5）合金元素Ni（～1.00wt.%）影响高碳（～0.80wt.%C）高强纳米贝氏体钢相变、组织和性能。Ni元素的添加,降低了贝氏体形核和长大的驱动力,减慢了等温贝氏体的相变动力学,减少了贝氏体相变量和残余奥氏体含量。在较高的等温温度相变时,高碳贝氏体钢力学性能随Ni的添加而降低;在较低的等温温度相变时,Ni的添加对贝氏体钢力学性能的影响很小。（6）Si含量（1.00wt.%～2.00wt.%）以及合金元素Cr（～1.00wt.%）和Al（～0.50wt.%）影响低碳（～0.22wt.%C）纳米贝氏体钢相变、组织和性能。随着Si含量的增加,贝氏体相变动力学逐渐减慢,贝氏体的相变量逐渐降低,但是获得了更多的薄膜状残余奥氏体和更少的碳化物,改善了贝氏体钢的综合性能。单独添加Cr增加了贝氏体相变量,提高了低碳贝氏体钢的强度;单独添加Al促进了铁素体的相变,导致贝氏体相变量减少,并降低了贝氏体钢的力学性能;复合Cr和Al元素的添加,轻微促进了贝氏体相变量和提高了贝氏体钢的性能,但是弱化了单独Cr添加的促进效果。（7）通过高温显微镜原位地测量了冷却过程中贝氏体的伸长速率,并结合热膨胀量法分析了贝氏体相变量与伸长速率之间的关系。随着等温温度的降低,贝氏体束的伸长速率逐渐降低,但最终贝氏体相变量增加,意味着低的相变速率并不一定导致少的相变量。此外,在高温和中温区间发生贝氏体相变时,晶界上形核的贝氏体的伸长速率大于晶粒内形核的贝氏体束;但在低温区间,两者基本没区别。
蔡珍[10]（2019）在《钒微合金化高碳钢形变诱导珠光体相变研究》文中提出高碳钢经形变诱导珠光体相变可获得超细晶铁素体和粒状渗碳体的复相组织,兼具良好的塑韧性和较高的强度、硬度,具备取代现有制造流程中热轧+冷轧+球化退火等繁杂工序的潜力。目前,关于形变工艺对形变诱导珠光体相变的影响已经做了大量研究,但钒微合金化对形变诱导珠光体相变的影响、形变在热力学和动力学上对珠光体相变的促进程度以及形变诱导珠光体相变工业化生产实绩鲜见报道。为深入理解和完善形变诱导相变理论,本文对钒微合金共析钢的形变诱导珠光体相变规律进行了系统研究。首先基于不含钒试验钢,验证了形变过程中珠光体相变的可能性。系统研究了不同形变工艺条件下,钒微合金共析钢的组织演变和析出规律。通过对钒微合金共析钢和不含钒试验钢形变诱导相变分数、组织形貌和热稳定性等方面进行对比,研究了钒微合金化对形变诱导珠光体相变的影响。同时,通过热力学、动力学规律研究,分析了形变和钒微合金化对诱导珠光体相变的作用机理。最后,结合现场工艺条件提出了形变诱导珠光体相变的工业化应用方案。试验发现,当形变温度在640℃-720℃时,形变将诱导不含钒试验钢的奥氏体向珠光体相变,历经动态珠光体相变、片层渗碳体碎断、铁素体再结晶及晶内渗碳体析出、铁素体和渗碳体长大等过程,获得球化率≥95%的亚微米级铁素体+纳米级渗碳体的粒状珠光体。与珠光体温轧相比,该粒状珠光体中渗碳体颗粒更细小,形变过程中应力更低。在不同形变工艺条件下,钒微合金化试验钢的组织演变规律显示,随着形变温度降低、形变速率降低和形变量提高,诱导珠光体相变分数越高,渗碳体球化率越高。当在600℃-680℃以0.01s-1形变75%时,钒微合金化钢可以实现完全相变和球化,获得均匀的粒状珠光体,且随着形变温度降低,铁素体再结晶比例降低。钒对形变诱导珠光体相变的影响规律表明,钒氮微合金化显着促进形变诱导珠光体相变,与不含钒和仅含钒的试验钢相比,钒氮微合金化试验钢经形变诱导产生的珠光体体积分数最高,其粒状珠光体具有最高的铁素体再结晶比例,最均匀的铁素体晶粒尺寸,而仅采用钒微合金化会抑制形变诱导珠光体相变,钒的析出规律不同是造成这一差异的主要原因。此外,钒氮微合金化试验钢经形变诱导产生的粒状珠光体比不含钒试验钢的组织稳定性更高。热力学和动力学研究表明,钒氮微合金化可使形变储存能进一步增大,形变储存能使得奥氏体-珠光体相变平衡温度提高、临界形核半径减小、孕育期缩短。因此,更能促进形变诱导珠光体相变。研究显示,位错形核率的提高是主要影响机制之一。试验表明,通过多道次形变或多道次形变+短时保温可获得较为均匀的粒状珠光体,能有效解决单道次形变所需临界形变量过高、形变速率过慢的难题。随着轧机装备水平的不断提升,高碳钢的在线球化技术将具备工业化应用前景。
二、不同Mn含量低碳钢过冷奥氏体形变过程中的铁素体相变（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、不同Mn含量低碳钢过冷奥氏体形变过程中的铁素体相变（论文提纲范文）
（1）含铬铌微合金钢铸坯表面裂纹产生机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 铌微合金钢的概述 |
| 2.1.1 国内的发展 |
| 2.1.2 国外的发展 |
| 2.1.3 铌微合金钢存在的问题 |
| 2.2 合金元素在钢中的作用及对性能的影响 |
| 2.2.1 钛在铌微合金钢中的作用及其对性能的影响 |
| 2.2.2 硼在铌微合金钢中的作用及其对性能的影响 |
| 2.2.3 铬在铌微合金钢中的作用及其对性能的影响 |
| 2.3 第二相粒子对铌微合金钢的影响 |
| 2.3.1 第二相粒子析出动力学研究 |
| 2.3.2 第二相粒子析出的影响因素 |
| 2.3.3 第二相粒子对铸坯力学性能的影响 |
| 2.4 晶界铁素体对铌微合金钢的影响 |
| 2.4.1 γ→α相变过程 |
| 2.4.2 晶界铁素体的形貌 |
| 2.4.3 晶界铁素体对铸坯力学性能的影响 |
| 2.5 研究背景及研究内容 |
| 2.5.1 研究背景 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 含Cr铌微合金钢的热力学计算及实验方法 |
| 3.1 Cr含量对γ→α相变影响的热力学计算 |
| 3.1.1 Cr含量对γ→α相变温度的影响 |
| 3.1.2 Cr含量对CCT曲线的影响 |
| 3.2 Cr含量对析出物影响的热力学计算 |
| 3.2.1 元素扩散系数随温度的变化 |
| 3.2.2 Cr含量对析出物的影响 |
| 3.3 冶炼方法及实验方法 |
| 3.3.1 冶炼方法 |
| 3.3.2 实验方法 |
| 3.4 微观组织及析出物的表征及统计 |
| 3.4.1 微观组织观察及表征 |
| 3.4.2 断口观察 |
| 3.4.3 析出物研究 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 铬微合金化对铸坯热延展性影响的研究 |
| 4.1 Cr对热塑性行为的影响 |
| 4.1.1 微合金钢断口形貌分析 |
| 4.1.2 微合金钢组织分析 |
| 4.1.3 微合金钢热延展性分析 |
| 4.2 Cr元素对析出物的影响 |
| 4.2.1 Nb(C,N)析出动力学计算 |
| 4.2.2 析出物的分布规律 |
| 4.2.3 析出物间距与断面收缩率的关系 |
| 4.2.4 750℃断口附近析出物的分布情况 |
| 4.3 Cr元素对组织演变的影响 |
| 4.3.1 奥氏体转变为铁素体相变过程 |
| 4.3.2 晶界铁素体生长速率对比 |
| 4.3.3 珠光体/铁素体的元素分布规律 |
| 4.3.4 Cr元素对晶界铁素体硬度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 冷却速率对铸坯相变过程的影响 |
| 5.1 晶界铁素体析出动力学研究 |
| 5.1.1 晶界铁素形核理论 |
| 5.1.2 晶界铁素长大理论 |
| 5.2 γ→α相变过程及组织分布规律研究 |
| 5.2.1 奥氏体转变为铁素体相变过程 |
| 5.2.2 微观组织分布情况分析 |
| 5.3 第二相析出物分布规律研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 含铬铌微合金钢裂纹形成机理及影响因素的研究 |
| 6.1 裂纹形成过程及机理研究 |
| 6.1.1 α→γ相变过程的研究 |
| 6.1.2 高温裂纹形成过程的研究 |
| 6.1.3 析出物的分布规律 |
| 6.1.4 裂纹的形成机理 |
| 6.2 拉伸温度对裂纹形成机理的影响 |
| 6.2.1 奥氏体区裂纹形成机理研究 |
| 6.2.2 铁素体区裂纹形成机理研究 |
| 6.2.3 两相区裂纹形成机理研究 |
| 6.2.4 载荷应变曲线对比分析 |
| 6.3 应变速率对裂纹形成机理的影响 |
| 6.3.1 断口形貌和微观组织分析 |
| 6.3.2 铁素体生长速率对比 |
| 6.3.3 载荷应变曲线对比分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论及创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 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）亚包晶高压锅炉管钢凝固特性与固态相变研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高压锅炉管 |
| 2.1.1 高压锅炉管简介 |
| 2.1.2 高压锅炉管的发展 |
| 2.2 包晶凝固相变特性研究 |
| 2.2.1 包晶相变 |
| 2.2.2 包晶反应 |
| 2.2.3 包晶转变 |
| 2.2.4 块状相变 |
| 2.2.5 包晶相变热力学分析 |
| 2.3 亚包晶钢表面裂纹研究 |
| 2.3.1 亚包晶钢表面纵裂纹的形成 |
| 2.3.2 钢的裂纹敏感性研究 |
| 2.4 固态相变研究 |
| 2.4.1 奥氏体化过程研究 |
| 2.4.2 过冷奥氏体连续冷却转变研究 |
| 2.5 研究背景和内容 |
| 2.5.1 研究背景 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 定向凝固组织及包晶转变体积收缩研究 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验设备 |
| 3.1.3 实验方法 |
| 3.1.4 定向凝固试样处理与分析 |
| 3.2 平衡凝固分析 |
| 3.3 定向凝固组织分析 |
| 3.3.1 固液形貌分析 |
| 3.3.2 凝固组织中相组成 |
| 3.3.3 枝晶间距特征分析 |
| 3.4 包晶转变体积收缩分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 凝固裂纹特征和裂纹敏感性研究 |
| 4.1 实验材料 |
| 4.2 研究方法 |
| 4.3 凝固裂纹特征 |
| 4.4 基于凝固实验裂纹敏感性分析 |
| 4.5 基于热应变计算的裂纹敏感性分析 |
| 4.5.1 模型建立 |
| 4.5.2 模型求解 |
| 4.5.3 裂纹敏感性分析 |
| 4.5.4 溶质元素对裂纹敏感性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 包晶凝固特征与机制研究 |
| 5.1 实验方案 |
| 5.1.1 实验设备 |
| 5.1.2 实验材料与方法 |
| 5.2 凝固过程δ相析出和包晶相变分析 |
| 5.2.1 近平衡凝固分析 |
| 5.2.2 非平衡凝固分析 |
| 5.3 冷却速率对包晶相变的影响 |
| 5.3.1 冷却速率对包晶反应的影响 |
| 5.3.2 冷却速率对包晶转变的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 固态相变研究 |
| 6.1 加热过程组织和相变演化规律研究 |
| 6.1.1 实验方法 |
| 6.1.2 Fe_3C +α→γ的转变 |
| 6.1.3 奥氏体再结晶过程 |
| 6.1.4 γ→δ转变 |
| 6.2 过冷奥氏体连续冷却相变研究 |
| 6.2.1 实验材料与设备 |
| 6.2.2 实验方法 |
| 6.2.3 相变点与奥氏体晶粒分析 |
| 6.2.4 未形变奥氏体连续冷却相变分析 |
| 6.2.5 形变奥氏体连续冷却相变分析 |
| 6.2.6 奥氏体形变对CCT曲线和显微硬度的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 工业生产应用研究 |
| 7.1 生产工艺与分析方法 |
| 7.2 表面缺陷分析 |
| 7.2.1 棒材表面细小纵裂纹分析 |
| 7.2.2 棒材表面轴向裂口分析 |
| 7.3 表面缺陷成因分析 |
| 7.3.1 表面细小纵裂纹成因分析 |
| 7.3.2 表面轴向裂口成因分析 |
| 7.4 调整措施与效果 |
| 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 |
（3）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 |
（4）变形工艺对贝氏体相变及残余奥氏体影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 贝氏体相变 |
| 1.2.1 贝氏体相变的特点 |
| 1.2.2 合金成分对贝氏体相变的影响 |
| 1.2.3 热处理工艺对贝氏体相变的影响 |
| 1.2.4 贝氏体转变后的残余奥氏体 |
| 1.3 奥氏体预变形对贝氏体相变和组织的影响 |
| 1.3.1 变形导致的力学稳定化 |
| 1.3.2 奥氏体预变形下的相变动力学 |
| 1.3.3 组织细化 |
| 1.3.4 择优取向 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究软件 |
| 2.3 研究方法 |
| 2.3.1 热模拟实验 |
| 2.3.2 组织观察 |
| 2.3.3 X射线衍射实验 |
| 2.3.4 纳米压痕实验 |
| 2.3.5 性能测试 |
| 第3章 高温预变形及等温温度对贝氏体相变影响 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.2 实验结果及讨论 |
| 3.2.1 贝氏体相变曲线 |
| 3.2.2 贝氏体相变速率 |
| 3.2.3 微观组织 |
| 3.2.4 EBSD分析 |
| 3.2.5 残余奥氏体 |
| 3.2.6 硬度测试 |
| 3.3 本章总结 |
| 第4章 低温预变形对贝氏体相变和组织性能的影响 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 实验结果和讨论 |
| 4.2.1 原始组织和性能 |
| 4.2.2 奥氏体预变形和等温淬火后的组织 |
| 4.2.3 透射电镜组织 |
| 4.2.4 膨胀量分析 |
| 4.2.5 各相体积分数 |
| 4.2.6 机械性能 |
| 4.2.7 残余奥氏体机械稳定性 |
| 4.3 本章总结 |
| 第5章 应变速率对贝氏体相变及变形抗力的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 应变速率对贝氏体相变及组织的影响 |
| 5.2.1 实验方法 |
| 5.2.2 膨胀量曲线 |
| 5.2.3 微观组织 |
| 5.2.4 贝氏体相变动力学 |
| 5.2.5 残余奥氏体 |
| 5.3 应变速率对变形抗力的影响 |
| 5.3.1 实验方法 |
| 5.3.2 应力应变曲线 |
| 5.3.3 淬火组织 |
| 5.4 本章总结 |
| 第6章 低温等温淬火期间变形工艺 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 实验结果和讨论 |
| 6.3.1 膨胀量曲线 |
| 6.3.2 贝氏体相变曲线 |
| 6.3.3 残余奥氏体 |
| 6.3.4 扫描电镜组织 |
| 6.3.5 透射电镜组织 |
| 6.4 本章总结 |
| 第7章 基于两步法变形工艺的组织控制 |
| 7.1 实验方法 |
| 7.2 实验结果 |
| 7.2.1 膨胀量曲线 |
| 7.2.2 贝氏体相变曲线 |
| 7.2.3 X射线衍射实验 |
| 7.2.4 扫描电镜组织 |
| 7.2.5 透射电镜组织 |
| 7.3 讨论 |
| 7.3.1 贝氏体相变 |
| 7.3.2 残余奥氏体 |
| 7.4 本章总结 |
| 第8章 结论、创新点及展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 主要创新点 |
| 8.3 课题展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（5）低碳热轧多相钢中形变亚结构的形成及作用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 先进高强钢的发展历史及研究现状 |
| 1.2.1 先进高强钢的特点及发展概况 |
| 1.2.2 形变亚结构在先进高强钢中的研究现状 |
| 1.3 形变亚结构形成及其在相变中的作用 |
| 1.3.1 形变亚结构的形成及影响因素 |
| 1.3.2 形变奥氏体的相变 |
| 1.3.3 形变诱导相变 |
| 1.4 利用形变亚结构对热轧多相钢组织的调控 |
| 1.4.1 多相钢的组织组成 |
| 1.4.2 多相钢的主要强化机制 |
| 1.4.3 多相钢的主要增塑机制 |
| 1.4.4 多相钢的成分及热处理工艺 |
| 1.5 本文研究的目的和内容 |
| 1.5.1 本文的研究目的 |
| 1.5.2 本文的研究内容 |
| 第2章 超高强热轧DP钢的显微组织及性能 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验钢的成分与组织设定 |
| 2.2.2 实验过程 |
| 2.2.3 显微组织表征及力学性能的测试 |
| 2.3 形变亚结构对热轧DP实验钢中组织形成的影响 |
| 2.4 热轧DP实验钢的力学性能 |
| 2.5 终轧温度对热轧DP实验钢组织与性能的影响 |
| 2.5.1 终轧温度对实验钢显微组织的影响 |
| 2.5.2 终轧温度对实验钢力学性能的影响 |
| 2.5.3 终轧温度对实验钢成形性能的影响 |
| 2.6 未再结晶区压下量对热轧DP实验钢组织与性能的影响 |
| 2.6.1 未再结晶区压下量对实验钢显微组织的影响 |
| 2.6.2 未再结晶区压下量对实验钢力学性能的影响 |
| 2.6.3 未再结晶区压下量对实验钢成形性能的影响 |
| 2.7 弛豫时间对热轧DP实验钢组织与性能的影响 |
| 2.7.1 弛豫时间对实验钢显微组织的影响 |
| 2.7.2 弛豫时间对实验钢力学性能的影响 |
| 2.7.3 弛豫时间对实验钢成形性能的影响 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 高强塑积热轧Q&P钢的显微组织及性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 实验钢的成分与组织设定 |
| 3.2.2 实验过程 |
| 3.2.3 显微组织表征及力学性能的测试 |
| 3.3 配分热处理后热轧Q&P钢的组织与相分布 |
| 3.3.1 XRD分析及力学性能结果 |
| 3.3.2 形变亚结构对热轧Q&P实验钢中组织形成的影响 |
| 3.4 形变亚结构对残留奥氏体作用 |
| 3.4.1 具有形变亚结构的残留奥氏体形貌 |
| 3.4.2 残留奥氏体中碳含量计算及碳扩散机理 |
| 3.5 配分热处理后热轧Q&P钢的性能 |
| 3.5.1 配分温度对实验钢的力学性能影响规律 |
| 3.5.2 配分时间对实验钢的力学性能影响规律 |
| 3.5.3 配分热处理对实验钢的n值影响规律 |
| 3.6 热轧Q&P钢中残留奥氏体的作用规律 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 高强塑积热轧F-Q&P钢的显微组织及性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 形变亚结构对热轧F-Q&P钢经弛豫后铁素体的形成影响 |
| 4.4 热轧F-Q&P钢弛豫后碳配分热处理对组织的影响规律 |
| 4.4.1 碳配分时间对实验钢的显微组织影响规律 |
| 4.4.2 碳配分温度对实验钢的显微组织影响规律 |
| 4.5 配分热处理后热轧F-Q&P钢的性能 |
| 4.5.1 配分后实验钢的力学性能 |
| 4.5.2 配分热处理对实验钢的n值影响规律 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 形变亚结构在热轧多相钢中的作用机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 形变亚结构对热轧多相钢的细化机理 |
| 5.3 形变亚结构在马氏体相变中的作用 |
| 5.3.1 具有形变亚结构的马氏体相变热力学 |
| 5.3.2 具有形变亚结构的马氏体形貌 |
| 5.4 热轧多相钢的强韧化机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 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 攻读博士学位期间主持或参加的科研项目 |
（6）汽车零部件用无碳贝氏体非调质钢的成分、工艺与组织研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 汽车用贝氏体非调质钢 |
| 2.2 贝氏体钢概述 |
| 2.2.1 钢中贝氏体的基本类型 |
| 2.2.2 国外的研究现状 |
| 2.2.3 国内的研究现状 |
| 2.3 贝氏体钢的强韧化机制 |
| 2.3.1 强化机理 |
| 2.3.2 韧化机理 |
| 2.3.3 残奥薄膜对强韧性的影响 |
| 2.4 贝氏体钢中合金元素的作用 |
| 2.4.1 C、Si、Mn |
| 2.4.2 Mo、Cr、B |
| 2.4.3 Cu、Al、Ni |
| 2.4.4 Nb、Ti |
| 2.5 贝氏体非调质钢的控轧控冷技术 |
| 2.5.1 控轧控冷工艺的特点 |
| 2.5.2 控轧控冷四阶段 |
| 2.5.3 控制轧制要素 |
| 2.5.4 控制冷却要素 |
| 2.6 本课题的研究意义与内容 |
| 3 无碳贝氏体非调质钢的合金成分设计及热力学计算研究 |
| 3.1 实验钢的合金成分设计 |
| 3.2 钛、氮含量对实验钢平衡析出相的影响 |
| 3.3 1#实验钢的热力学计算 |
| 3.3.1 1#实验钢中平衡相的析出行为 |
| 3.3.2 1#实验钢中平衡相的元素组成 |
| 3.4 不同钼含量实验钢中平衡析出相的热力学计算 |
| 3.4.1 不同钼含量实验钢中平衡相的析出行为 |
| 3.4.2 钼含量对实验钢中析出相的影响 |
| 3.5 不同铌含量实验钢中平衡析出相的热力学计算 |
| 3.5.1 不同铌含量实验钢中平衡相的析出行为 |
| 3.5.2 铌含量对实验钢中析出相的影响 |
| 3.6 合金元素在奥氏体中的固溶规律 |
| 3.6.1 微合金元素钛、铌在实验钢奥氏体中的固溶规律 |
| 3.6.2 钼元素在实验钢奥氏体中的固溶规律 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 无碳贝氏体非调质钢的等温相变规律研究 |
| 4.1 等温相变规律的计算 |
| 4.1.1 JMatPro和MUCG83软件介绍 |
| 4.1.2 等温转变曲线计算结果与分析 |
| 4.2 不同等温条件下钢的显微组织观察与分析 |
| 4.2.1 实验材料及方法 |
| 4.2.2 不同等温温度下实验钢的显微组织 |
| 4.2.3 不同等温时间下实验钢的显微组织 |
| 4.3 钼含量对实验钢等温相变规律的影响 |
| 4.4 铌含量对实验钢等温相变规律的影响 |
| 4.5 不同等温条件下实验钢的性能 |
| 4.5.1 不同等温温度对实验钢力学性能的影响 |
| 4.5.2 不同等温时间对实验钢力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 无碳贝氏体非调质钢动态连续冷却转变研究 |
| 5.1 实验钢CCT曲线的计算 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 动态连续冷却转变曲线的测定 |
| 5.2.2 显微组织和析出相的观察分析 |
| 5.2.3 显微硬度及位错密度的测定 |
| 5.3 轧后冷却速率对实验钢显微组织特征的影响 |
| 5.3.1 显微组织及析出相 |
| 5.3.2 位错密度 |
| 5.3.3 残余奥氏体 |
| 5.3.4 显微硬度 |
| 5.3.5 动态连续冷却转变曲线 |
| 5.4 钼含量对实验钢动态连续冷却转变规律的影响 |
| 5.4.1 显微组织 |
| 5.4.2 残余奥氏体 |
| 5.4.3 显微硬度 |
| 5.4.4 动态连续冷却转变曲线 |
| 5.5 铌含量对实验钢动态连续冷却转变规律的影响 |
| 5.5.1 显微组织 |
| 5.5.2 残余奥氏体 |
| 5.5.3 显微硬度 |
| 5.5.4 动态连续冷却转变曲线 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 终轧温度及变形量对实验钢显微组织和力学性能的影响 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 终轧温度和变形量对实验钢显微组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 真应力-应变曲线及力学性能 |
| 6.2.2 显微组织 |
| 6.2.3 残余奥氏体 |
| 6.2.4 析出相 |
| 6.3 钼含量对相同终轧条件下实验钢的组织及力学性能的影响 |
| 6.3.1 真应力应变曲线及力学性能 |
| 6.3.2 显微组织 |
| 6.3.3 残余奥氏体 |
| 6.4 铌含量对相同终轧条件下实验钢的组织及力学性能的影响 |
| 6.4.1 真应力应变曲线及力学性能 |
| 6.4.2 显微组织 |
| 6.4.3 残余奥氏体 |
| 6.4.4 析出相 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 中试条件下实验钢终轧参数的研究和优化 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.2 中试条件下,不同终轧条件对实验钢力学性能的影响 |
| 7.3 钼含量对相同中试条件下实验钢组织和性能的影响 |
| 7.4 铌含量对相同中试条件下实验钢组织和性能的影响 |
| 7.5 轧后热处理制度的优化 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论及研究展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）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 |
（8）合金元素及退火工艺对深冲DP钢组织性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 先进高强钢 |
| 1.2.1 先进高强钢的发展历史及研究现状 |
| 1.2.2 先进高强钢的增强增塑机制 |
| 1.3 深冲用钢的国内外研究现状 |
| 1.4 深冲双相钢成分及制备工艺 |
| 1.4.1 合金元素在深冲双相钢的主要作用机制 |
| 1.4.2 深冲双相钢的制备工艺 |
| 1.5 研究内容及新颖性 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 新颖性 |
| 第二章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料与试样的制备 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试验设备 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.2.1 临界相变点的测定 |
| 2.2.2 热处理方案 |
| 2.2.3 力学性能测试 |
| 2.2.4 显微组织分析与表征 |
| 第三章 深冲DP钢连续冷却转变规律的研究 |
| 3.1 C-Si-Cr-Mo深冲钢连续冷却转变规律研究 |
| 3.1.1 2#试验钢AC1、AC3相变点的测定 |
| 3.1.2 冷却速率对转变组织及硬度的影响 |
| 3.1.3 分析讨论 |
| 3.2 Al-Mn-Cu-Ni深冲钢连续冷却转变规律研究 |
| 3.2.1 4#试验钢AC1、AC3相变点的测定 |
| 3.2.2 冷却速率对转变组织及硬度的影响 |
| 3.2.3 分析讨论 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 退火工艺对Cr-Mo系深冲钢组织与力学性能的影响 |
| 4.1 退火温度对1#0.1Si-1Mn-0.2Cr-0.5Mo钢组织与力学性能的影响 |
| 4.1.1 退火温度对试验钢组织的影响及分析 |
| 4.1.2 退火温度对力学性能的影响及分析 |
| 4.2 退火温度对2#0.9Si-1Mn-0.15Cr-0.5Mo钢组织与力学性能的影响 |
| 4.2.1 退火温度对试验钢组织的影响及分析 |
| 4.2.2 退火温度对力学性能的影响及分析 |
| 4.3 退火时间对1#0.1Si-1Mn-0.2Cr-0.5Mo钢组织与力学性能的影响 |
| 4.3.1 退火时间对试验钢组织的影响及分析 |
| 4.3.2 退火时间对力学性能的影响及分析 |
| 4.4 退火时间对2#0.9Si-1Mn-0.15Cr-0.5Mo钢组织与力学性能的影响 |
| 4.4.1 退火时间对试验钢组织的影响及分析 |
| 4.4.2 退火时间对力学性能的影响及分析 |
| 4.5 合金元素Si对 Cr-Mo系试验钢显微组织与力学性能的影响 |
| 4.5.1 Si元素对显微组织的影响 |
| 4.5.2 Si元素对力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 退火工艺对Cu-Ni系深冲钢组织与力学性能的影响 |
| 5.1退火温度对3#0.3Cu-0.4Ni钢组织与力学性能的影响 |
| 5.1.1 退火温度对试验钢组织的影响及分析 |
| 5.1.2 退火温度对力学性能的影响及分析 |
| 5.2 退火温度对4#0.78Al-1.1Mn-0.3Cu-0.4Ni钢组织与力学性能的影响 |
| 5.2.1 退火温度对试验钢组织的影响及分析 |
| 5.2.2 退火温度对力学性能的影响及分析 |
| 5.3 退火时间对4#0.78Al-1.1Mn-0.3Cu-0.4Ni钢组织与力学性能的影响 |
| 5.3.1退火时间对4#钢组织的影响与分析 |
| 5.3.2退火时间对4#钢力学性能的影响与分析 |
| 5.4 合金元素Mn、Al对 Cu-Ni系试验钢组织与力学性能的影响 |
| 5.4.1 Mn、Al元素对组织的影响及分析 |
| 5.4.2 Mn、Al元素对力学性能的影响及分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 在校研究成果 |
| 致谢 |
（9）超高强纳米贝氏体钢微观组织调控及强韧化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 贝氏体及贝氏体钢简介 |
| 1.2.1 贝氏体定义和一般特征 |
| 1.2.2 上贝氏体和下贝氏体 |
| 1.2.3 贝氏体其它分类 |
| 1.3 贝氏体相变 |
| 1.3.1 贝氏体生长机制 |
| 1.3.2 贝氏体扩散相变机制 |
| 1.3.3 贝氏体切变相变机制 |
| 1.3.4 贝氏体不完全相变现象 |
| 1.3.5 贝氏体表面浮凸现象 |
| 1.4 贝氏体相变组织和性能的影响因素 |
| 1.4.1 合金元素 |
| 1.4.2 奥氏体预变形 |
| 1.4.3 应力 |
| 1.4.4 常规热处理工艺 |
| 1.4.5 新型热处理工艺 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 计算模拟软件 |
| 2.2.1 MUCG83软件 |
| 2.2.2 JMat Pro7.0 软件 |
| 2.3 数据处理软件 |
| 2.4 主要实验方法 |
| 2.4.1 热模拟实验 |
| 2.4.2 高温显微镜实验 |
| 2.4.3 组织表征 |
| 2.4.4 性能检验 |
| 第3章 纳米贝氏体钢的成分优化 |
| 3.1 Ni元素对高碳高强纳米贝氏体钢相变动力学和组织性能的影响 |
| 3.1.1 引言 |
| 3.1.2 实验工艺 |
| 3.1.3 实验结果与讨论 |
| 3.1.4 小结 |
| 3.2 Si含量对高强纳米贝氏体钢相变和性能影响 |
| 3.2.1 引言 |
| 3.2.2 实验工艺 |
| 3.2.3 实验结果与讨论 |
| 3.2.4 小结 |
| 3.3 Cr和Al对高强纳米贝氏体钢相变动力学和组织性能的影响 |
| 3.3.1 引言 |
| 3.3.2 实验工艺 |
| 3.3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.4 小结 |
| 第4章 原位观察纳米贝氏体钢中贝氏体和马氏体的连续形成 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 原位观察贝氏体束的形核与生长 |
| 4.2.1 实验工艺 |
| 4.2.2 结果与讨论 |
| 4.2.3 小结 |
| 4.3 原位观察中碳纳米贝氏体钢中等温马氏体的形成 |
| 4.3.1 实验工艺 |
| 4.3.2 结果与讨论 |
| 4.3.3 小结 |
| 第5章 奥氏体预变形对高强纳米贝氏体钢M_S温度的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验工艺 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 膨胀量分析 |
| 5.3.2 临界应变和饱和应变 |
| 5.3.3 奥氏体预变形温度对M_S的影响 |
| 5.3.4 显微组织 |
| 5.3.5 奥氏体预变形对硬度的影响 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 M_S以下等温淬火对纳米贝氏体钢相变动力学和组织性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 M_S以上和以下等温淬火对贝氏体钢相变动力学和组织性能的影响 |
| 6.2.1 实验工艺 |
| 6.2.2 结果与讨论 |
| 6.2.3 小结 |
| 6.3 奥氏体化温度对M_S以下等温处理贝氏体钢相变动力学和组织性能的影响 |
| 6.3.1 实验工艺 |
| 6.3.2 结果与讨论 |
| 6.3.3 小结 |
| 第7章 两步等温热处理对纳米贝氏体钢相变动力学和组织性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验工艺 |
| 7.3 结果与讨论 |
| 7.3.1 膨胀量 |
| 7.3.2 显微组织和XRD |
| 7.3.3 力学性能 |
| 7.4 小结 |
| 第8章 结论、创新点和展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 主要创新点 |
| 8.3 课题展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 研究成果 |
| 1 发表论文 |
| 2 授权专利 |
| 3 参加会议 |
| 4 参与科研项目 |
| 5 获奖情况 |
（10）钒微合金化高碳钢形变诱导珠光体相变研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 前言 |
| 1.1 形变诱导相变的类别 |
| 1.1.1 形变诱导马氏体相变 |
| 1.1.2 形变诱导贝氏体相变 |
| 1.1.3 形变诱导铁素体相变 |
| 1.1.4 形变诱导珠光体相变 |
| 1.2 形变诱导珠光体相变原理 |
| 1.2.1 相变热力学 |
| 1.2.2 相变动力学 |
| 1.2.3 形变诱导高碳钢球化 |
| 1.3 珠光体相变的影响因素 |
| 1.3.1 化学元素 |
| 1.3.2 形变工艺 |
| 1.4 研究设备及方法 |
| 1.4.1 形变模拟设备 |
| 1.4.2 检测方法 |
| 1.5 研究目标和内容 |
| 1.5.1 研究目标 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 化学成分 |
| 2.2 主要试验设备 |
| 2.2.1 热模拟设备 |
| 2.2.2 试样制备设备 |
| 2.3 试验方案 |
| 2.3.1 Ar1 温度测定 |
| 2.3.2 形变诱导相变研究方法 |
| 2.4 观察手段和方法 |
| 2.4.1 金相显微镜观察 |
| 2.4.2 扫描电镜观察 |
| 2.4.3 透射电镜观察 |
| 2.4.4 EBSD观察 |
| 2.4.5 硬度测量 |
| 第3章 不含钒共析钢形变诱导珠光体相变的组织演变规律研究 |
| 3.1 形变诱导珠光体相变的验证 |
| 3.2 形变诱导珠光体相变的组织演变 |
| 3.3 不同形变速率下的组织演变规律 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 钒微合金共析钢形变诱导相变的组织演变规律和析出规律研究 |
| 4.1 工艺参数对钒微合金共析钢诱导相变的影响 |
| 4.1.1 形变温度对诱导相变的影响 |
| 4.1.2 形变量对诱导相变的影响 |
| 4.1.3 形变速率对诱导相变的影响 |
| 4.2 钒的析出规律 |
| 4.2.1 析出热力学 |
| 4.2.2 不同形变量下钒的析出规律 |
| 4.2.3 不同形变速率下钒的析出规律 |
| 4.3 小结 |
| 第5章 钒对珠光体相变的影响规律研究 |
| 5.1 钒对静态相变的影响 |
| 5.2 钒对诱导相变的影响 |
| 5.2.1 应力应变曲线 |
| 5.2.2 相变分数 |
| 5.2.3 显微组织 |
| 5.3 钒对组织稳定性的影响 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 形变诱导珠光体相变热力学与动力学规律研究 |
| 6.1 热力学规律 |
| 6.1.1 珠光体相变热力学 |
| 6.1.2 形变储存能的计算 |
| 6.2 动力学规律 |
| 6.2.1 晶界形核 |
| 6.2.2 位错形核 |
| 6.2.3 相变分数 |
| 6.3 小结 |
| 第7章 多道次形变及保温时的组织演变规律 |
| 7.1 多道次形变时的组织演变规律 |
| 7.2 多道次形变及保温后的组织形貌 |
| 7.3 轧制力预测 |
| 7.4 小结 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 8.3 本文创新点 |
| 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 |
| 致谢 |
四、不同Mn含量低碳钢过冷奥氏体形变过程中的铁素体相变（论文参考文献）
- [1]含铬铌微合金钢铸坯表面裂纹产生机理研究[D]. 刘阳. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]亚包晶高压锅炉管钢凝固特性与固态相变研究[D]. 李亚强. 北京科技大学, 2021
- [3]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)
- [4]变形工艺对贝氏体相变及残余奥氏体影响研究[D]. 陈光辉. 武汉科技大学, 2021
- [5]低碳热轧多相钢中形变亚结构的形成及作用[D]. 吴腾. 武汉科技大学, 2021(01)
- [6]汽车零部件用无碳贝氏体非调质钢的成分、工艺与组织研究[D]. 陈曦. 北京科技大学, 2021(02)
- [7]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)
- [8]合金元素及退火工艺对深冲DP钢组织性能的影响[D]. 张腾飞. 安徽工业大学, 2020
- [9]超高强纳米贝氏体钢微观组织调控及强韧化机理研究[D]. 田俊羽. 武汉科技大学, 2020
- [10]钒微合金化高碳钢形变诱导珠光体相变研究[D]. 蔡珍. 武汉科技大学, 2019(08)