一、低碳钢临界区加热转变动力学研究（论文文献综述）
戚正风,王岩[1]（1992）在《低碳钢临界区加热转变动力学研究》文中提出用金相方法研究了20钢及16Mn 钢临界区加热转变动力学。原始组织为铁素体（F）和珠光体（P）。测出了转变动力学曲线。按 Avrami公式进行处理后得三段直线。第一段对应于奥氏体迅速长入珠光体;第二段对应于奥氏体沿 F/F 界面生长;第三段对应于奥氏体长入铁素体。导出了计算激活能的公式。结果表明,所有转变均受碳原子在奥氏体中扩散所控制,与 Mn 扩散无关。
王素芬[2]（2013）在《低碳薄板冷轧及连续退火过程组织预测》文中研究说明冷轧低碳钢薄板主要应用于汽车、家电等行业，冷变形和退火工艺共同影响着产品的最终组织与性能，但其组织调控主要靠轧后退火实现。冷轧生产过程轧制速度快，轧后板带基本接近最终产品形状，退火加热到Ac1温度以上和随后冷却发生一系列组织转变过程决定了低碳钢的最终组织状态，进而决定产品性能，因此对冷轧低碳钢变形及轧后退火加热和冷却过程中组织转变进行预测是冷轧产品组织性能预测研究的热点问题之一。本文以SPHC冷轧基板为研究对象，建立了相关数学模型并结合部分实验对实验钢在轧制变形和轧后退火组织演变过程进行研究，研究结果可作为退火过程工艺制定的依据，所建模型可为低碳冷轧板带组织性能预测提供重要理论指导。冷轧低碳钢的轧制变形不仅决定了产品的最终形状尺寸，并且影响轧后加热过程的组织演变。低碳钢冷轧变形在实验室四辊可逆轧机上进行，结合室温拉伸、显微硬度测试和显微组织观察，基于轧制变形加工硬化机理及其对组织演变和力学性能的影响规律，建立了变形抗力模型和变形储能模型，为冷轧板带组织转变和模拟计算提供了可靠的数据信息。对冷轧低碳钢退火后的性能进行了研究，通过测定不同变形后退火板三个方向（沿轧制方向、垂直于轧向、与轧向成45°方向）上应变硬化特性，确立了再结晶退火冷轧低碳钢的最佳变形范围，完善了冷轧低碳钢再结晶退火生产性能优良带钢产品的内在机制。从相变原理出发，考虑变形储能，采用超组元模型计算了冷轧低碳钢加热发生奥氏体逆相变的相界面浓度、相变驱动力和相变开始温度等热力学参数，建立了包括相变孕育期、相转变量、奥氏体晶粒尺寸预测模型，确立变形量、加热速度、加热温度、保温时间对奥氏体化的影响规律，为生产性能优良冷轧低碳钢的组织预测提供了有力参考。从冷轧低碳薄板的本质特性出发，探讨了冷轧低碳钢在冷却过程发生扩散型相变和非扩散型切变的组织转变原理，建立了先共析铁素体转变和马氏体转变的相变热力学和动力学等数学模型，分析了冷却速度对过冷奥氏体转变的影响规律，并与实验结果对比分析，验证了计算模型的准确性，为冷轧低碳钢轧后连续退火生产高强高韧性产品的组织预测和控制提供了重要的理论依据。对冷轧低碳钢变形及轧后再结晶退火，加热时奥氏体逆相变及随后冷却过程进行了一系列研究，建立的加热、冷却过程组织转变数学模型，对冷轧低碳钢组织预测与控制具有重要意义和理论参考价值。
徐德超[3]（2016）在《冷轧TRIP钢快速加热连续退火组织演变与性能研究》文中认为能源节约和环境保护意识越来越受到社会重视,汽车、家电、建筑、交通运输等行业用钢朝着轻量化方向发展。因此,为使钢铁产业连续退火装备技术朝着快速响应和短退火流程的方向发展,迫切需要研究基于快速加热条件下冷轧板带的退火工艺技术。目前对于冷轧板带快速热处理技术的研究主要集中在装备技术和实验室规模的材料微观组织演变等方面,对高强度TRIP钢快速加热连续退火条件下组织演变与性能控制及烘烤硬化性能关注较少。因此,本文利用金相显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X射线衍射仪（XRD）,电子背散射衍射（EBSD）、电子探针（EPMA）和力学拉伸测试等方法,系统研究了快速加热连续退火过程中TRIP钢微观组织演变及其力学性能,主要内容与结论如下:首先,研究了加热速度对相变诱导塑性形变（TRIP）钢连续加热过程中组织演变的影响。实验结果发现:慢速加热时,冷轧状态下形变铁素体在奥氏体化开始前已基本完成再结晶,奥氏体形核位置主要位于再结晶铁素体晶界处,再向铁素体长大。随着加热速度增加,铁素体再结晶与奥氏体相变过程出现交叉,奥氏体的形核位置及长大过程发生改变。快速加热时,奥氏体在渗碳体/形变铁素体界面处形核,碳原子在奥氏体内经体扩散由原渗碳体区域向奥氏体晶界扩散,并控制奥氏体长大。另外,基于JMAK方程分析了连续加热过程中奥氏体化动力学。其次,研究了快速加热连续退火TRIP钢组织演变机理与力学性能。实验结果表明,快速加热的连续退火过程,可以通过抑制铁素体回复与再结晶,使得奥氏体形核点主要集中于形变铁素体与珠光体晶界,此时珠光体片层大部分仍处于冷轧压碎状态,珠光体的片层间距以及珠光体片层的长度都极有利于奥氏体形核,提高了奥氏体形核率,同时加快了奥氏体化速度,实现TRIP钢组织的超细化并提高了奥氏体分数。加热速度300℃/s,临界退火温度800℃时,具有良好的强塑性配合。300℃/s快速加热使晶粒细化到1.5±1μm,在420℃贝氏体等温200s后,实验钢抗拉强度>980MPa,延伸率>21%。将退火温度升高到完全奥氏体化温度以上,基体组织由细小不规则“块型”贝氏体基体转变为大板条贝氏体基体,强度增加,塑性性能降低。再次,研究了 TRIP钢准静态单轴拉伸断裂力学行为及延伸凸缘性能。实验结果表明:在整个塑性形变过程中,TRIP钢加工硬化指数主要分为初期较高,缓慢下降与快速下降三个阶段。另外,快速加热条件下残余奥氏体整体稳定性高于慢速加热条件。300℃/s快速加热条件下,实验钢应变初期残余奥氏体稳定性较低,应变初期即发生较大程度的TRIP效应,但由于快速加热提高了残余奥氏体的体积分数,在应变后期仍存在大量更稳定的残余奥氏体,使得此工艺条件具有良好的延伸率。实验钢的试样断面与拉伸应力倾斜角约为45度,断口裂类型属于微孔聚集性断裂,断口微观形态主要特征是韧窝。实验钢扩孔过程中的孔洞形成及扩展与准静态单轴拉伸过程相似,主要是以微孔聚集型模式进行的。快速加热使得贝氏体相与铁素体相强度差降低,实验钢的扩孔率略有提高,在300℃/s快速加热条件下,800℃保温80s实验钢扩孔率为37.6%。然后,通过应变速度分别为 0.15m/s（1.5×1O1s-1）,1m/s（1×102s-1）,4.5m/s（4.5×102s-1）,7.5m/s（7.5×102s-1）四种条件下的动态拉伸实验,得到了不同速度条件下的材料应力-应变曲线。另外,通过断口形貌的观察,分析了 TRIP780动态变形过程中断裂行为。根据实验钢的变形行为宏微观的研究,基于Johnson-Cook简化本构模型,建立了描述其动态力学行为的应变率相关本构方程。最后,基于铁素体基体BH钢快速加热条件下烘烤硬化特性机理对TRIP钢烘烤硬化特性进行探究。实验结果表明:铁素体基体BH钢烘烤硬化值主要来自铁素体内部Cottrell气团形成与析出物沉淀强化,快速加热可显着增加BH值。对于TRIP钢,在烘烤前随着预应变量的增加,实验钢的残余奥氏体体积分数逐渐减少,发生TRIP效应,转变为马氏体,提高了屈服强度,增加了加工硬化值。烘烤后残余奥氏体极少量发生贝氏体转变,贝氏体转变会带来屈服强度的降低,但烘烤过程中C向残余奥氏体富集,同样会增加屈服强度。TRIP钢烘烤硬化是贝氏体转变、残余奥氏体C富集和贝氏体回火以及Cottrell气团形成与析出物沉淀强化的复合影响过程。而快速加热引起的△σC+P强化效果远大于慢速加热,掩盖了在应变前期残余奥氏体体积分数大量减少带来的屈服强度降低,因此烘烤硬化值较高。
彭云,宋亮,赵琳,马成勇,赵海燕,田志凌[4]（2020）在《先进钢铁材料焊接性研究进展》文中认为进入21世纪以来,随着各工程领域对高性能钢铁材料需求的多样性和要求的提高,新一代先进钢铁材料研发随之展开。其相应的焊接材料和焊接技术成为材料应用的关键。本文重点介绍了超细晶粒钢、低碳贝氏体钢、高氮奥氏体不锈钢、高强汽车钢等先进钢铁材料的焊接工艺与接头组织性能的研究现状与进展。就焊接接头的微观组织演化、焊接接头性能、夹杂物和马氏体-奥氏体（M-A）组元的形成与影响、合金元素和热输入对焊缝组织性能的影响等进行了详细评述。研究表明,焊接热影响区是影响焊接接头性能的主要区域,同时要采用适当的焊材及工艺才能获得性能匹配的焊缝。并对焊接接头的强韧化机理、疲劳裂纹扩展机理、焊接热过程对钢材组织和性能的影响等方面的研究进行了评述。最后,对焊接材料和工艺的未来研究方向进行了展望。
高鹏飞[5]（2021）在《1300MPa级淬火配分钢的组织调控及形变机制研究》文中指出随着汽车行业的蓬勃发展与人类环保意识的日益增强,在保证车身强度与安全性的前提下,通过优化材料来实现汽车轻量化成为满足交通技术领域绿色发展要求的重要途径。在车身结构制造方面,与镁、铝等轻质材料相比,汽车用先进高强钢（Advanced high strength steel,AHSS）具有成本低、回收效率高、全流程绿色制造等优点。而作为第三代AHSS的代表,淬火配分（Quenching and partitioning,Q&P）钢通过多相多尺度的显微组织设计与残余奥氏体增碳,产生了多相的复合效应（Composite effect）与相变诱发塑性（Transformation-induced plasticity,TRIP）效应,实现了材料强度与塑性的合理配合,在众多汽车轻量化材料及方案之中具有不凡的竞争力与不可低估的潜力,但同时也面临着成分改良、组织控制、工艺优化等多方面的挑战。本研究在商用1180 MPa级别Q&P钢成分的基础上,参考Thermo-calc与Mucg83等软件的热力学动力学模拟分析结果,以残余奥氏体稳定元素Si的含量作为变量设计并制备试验钢（0.2C-（1.2～2.5）Si-2.6Mn）,并结合热力学以及约束条件碳平衡（Constrained carbon equilibrium,CCE）方程,合理的设计并实施Q&P工艺,寻求最优成分体系下材料强度与塑性的最佳组合。本研究利用扫描电镜（Scanning electron microscope,SEM）、电子背散射衍射（Electronbackscatter diffraction,EBSD）、X 射线衍射（X-ray diffraction,XRD）以及中子衍射等试验表征与分析手段,结合试验钢形变过程的（准）原位分析,阐明了 Q&P钢形变过程中晶格应变与显微组织的演变规律,并利用变体分析了形变诱发马氏体的形成过程。通过对梯度Si含量Q&P钢成分、工艺、显微组织、力学性能的系统试验分析,得到了以下的研究结果:利用膨胀仪结合显微组织分析Si元素对试验钢相变点及连续冷却曲线的影响,Si元素在提升临界区相变温度的同时降低了马氏体相变温度,并影响了试验钢过冷奥氏体的连续冷却转变曲线中相转变区的范围,Si元素扩大了奥氏体（A）→马氏体（M）相转变区的范围,同时缩小了奥氏体（A）→贝氏体（B）相转变区的范围,有利于规避贝氏体相变的发生。利用CCE模型计算了淬火温度与残余奥氏体体积分数的关系。通过试验分析,验证了 CCE模型在完全奥氏体化Q&P钢最佳淬火温度预测的有效性。针对经典CCE模型预测结果不适用于临界区等温Q&P钢的问题,通过考察原始奥氏体晶粒尺寸与临界区合金元素扩散条件,对CCE模型迭代计算过程进行了优化,最终的计算结果与试验数据结果相吻合。在CCE理论计算与Q&P工艺设计的基础上,系统的分析了试验钢的显微组织与力学性能,试验结果表明Si元素有利于提升试验钢的综合力学性能。通过调节临界区加热工艺规避Si含量对相变点的影响,明确了力学性能的提升归因于Si元素对奥氏体的稳定作用,及其引起的固溶强化与加工硬化。通过对热处理工艺的优化,制备出16.2%（体积分数）残余奥氏体、43.1%铁素体、40.7%马氏体的多相-亚稳-多尺度Q&P钢,抗拉强度达到1308MPa,同时延伸率达到21.5%。针对性能最优的试验钢,利用原位中子衍射技术研究其形变过程中各相的晶格应变规律。试验钢在拉伸形变过程中的微观力学行为可分为弹性阶段、体心立方（body-centered cubic,bcc）相屈服、面心立方（face-centered cubic,fcc）相屈服及塑性变形四个阶段;试验钢的宏观屈服是由形变诱发马氏体相变、bcc相屈服与fcc相协调变形所引发。在微观力学行为的各个阶段中,附加载荷在不同的相之间、不同取向的晶粒之间传递,以达到协调变形,保证了材料的连续性。利用准原位EBSD对残余奥氏体的稳定性进行了讨论,并对形变诱发马氏体相变过程进行变体分析。试验结果表明,形变诱发马氏体变体的选择性与残余奥氏体晶粒尺寸呈负相关,且当残余奥氏体的晶粒尺寸足够小时,变体选择向同一 CP（Close-packed planes）组内集中。此外,当等轴状残余奥氏体临近铁素体的取向近似符合24种变体之一时,这种变体将被优先选择,同时形成小角度晶界,从而降低了残余奥氏体的机械稳定性。结合实际的试验数据,利用O-C（Olson-Cohen）关系分析了形变诱发马氏体相变动力学,并在考虑各相微观结构的尺寸、合金成分、相体积分数及位错密度演变规律等因素的前提下,利用iso-work理论,定量地构建试验钢在考虑形变诱发马氏体相变的本构关系,并探讨了 Q&P钢的强化机制,分析了试验钢微观组织与宏观力学性能之间的关系。
高秋志[6]（2012）在《新型高Cr铁素体耐热钢相变行为及焊接性》文中认为高Cr铁素体耐热钢广泛用于超（超）临界火力发电。为解决日益突出的能源和环境问题，开展旨在提高高Cr铁素体耐热钢耐热温度的研究势在必行。在此背景下，本文就自行开发的新型高Cr铁素体耐热钢在奥氏体化和淬火后的相变行为及其焊接性进行了系统的研究，结合显微组织分析研究了该钢种在650℃高温时效过程中的组织演化规律。在大量试验研究和理论分析的基础上得到了如下结论：（1）相变行为研究：第一，临界区奥氏体化后室温组织为奥氏体+铁素体的双相组织；完全奥氏体化时，M23C6沉淀相约在950～1000℃析出溶解，-铁素体在1050℃后开始逐渐形成。模型拟合确定的奥氏体晶粒长大激活能为58.7kJ/mol，马氏体相变的生长激活能和界面迁移速率均随奥氏体化温度和程度的提高而减小。第二，新型高Cr铁素体耐热钢淬火时只发生马氏体相变，室温组织中含有-铁素体和少量的残余奥氏体。随淬火温度降低，马氏体相变起止温度均升高，沉淀相的体积分数和颗粒尺寸均增大，残余奥氏体在700℃淬火时完全消失。实验结果与扩展相变动力学模型拟合结果吻合良好，马氏体板条横纵比随淬火温度降低而升高，形核率降低。（2）焊接性研究：第一，在达到焊接热循环峰值温度时，组织中只存在-铁素体相，且因不能完全转化为奥氏体而部分残留下来，并发现-铁素体内析出富硼M23C6沉淀相。基于晶界位置饱和形核理论和氮扩散控制相变进行了动力学建模，模型模拟结果与实验结果吻合较好，表明在焊接过程中氮可能是控制高温相变的主要合金元素。第二，对焊接接头的研究表明，焊缝组织发生回复再结晶，且受M23C6相的析出位置影响，超过70%的M23C6相在晶界析出，晶内和晶界的M23C6相颗粒尺寸都较大，通过理论计算证实MX沉淀相析出量很少。焊后热处理过程中，保温时间对马氏体板条尺寸的影响更显着。（3）等温时效研究：随着时效时间的延长，新型高Cr铁素体耐热组织中马氏体板条特征逐渐消失，形成等轴晶粒，晶界析出相形状和组分逐渐变化，最终形成Laves相。成分偏聚和粗大沉淀相颗粒周围位错网胞的形成促进焊缝组织发生回复，并形成富Mo的Laves相；此外，母材组织中的Laves相优先在M23C6相周边区域形核并长大。
刘宁[7]（2017）在《核电压力容器用SA508Gr.4N钢热变形与热处理工艺研究》文中进行了进一步梳理核电压力容器（Reactor pressure vessel,简称RPV）长期在高温、高压和强中子辐照的环境下运行,要求RPV用钢具有良好的强韧性匹配、优异的焊接性以及抗中子辐照性能。目前RPV大锻件主要由SA508Gr.3钢制造,但现有SA508Gr.3钢已经达到了其性能极限,无法满足锻件大型化和一体化的发展需求。在此情况下,具有更好强韧性匹配的SA508Gr.4N钢可能逐步取代SA508Gr.3钢而获得工程应用,然而目前对SA508Gr.4N钢研究较少。为研究SA508Gr.4N钢热变形行为,本文利用Gleeble-3800热模拟机进行热压缩试验,变形温度区间为800-1200℃,变形速率区间为0.001-10 s-1。采用自主研发的可控速热处理炉研究了 SA508Gr.4N钢调质热处理工艺。利用扫描电镜（SEM,Hitach-S6100）、透射电镜（TEM,Hitach-800）以及相分析等手段,对不同试验后试样的微观组织和析出相进行分析。对SA508Gr.4N的组织转变及其影响因素,力学性能及其强韧化机制,进行了细致分析和系统讨论,并得出以下结论:当升温速率较低时,试样相变开始温度较低,且相变温度区间较大,根据膨胀曲线绘制了连续加热曲线（CHT）。测定SA508Gr.4N钢的Ac1为710℃、Ac3为790°C。淬火过程中随着冷却速率的降低,SA508Gr.4N钢组织变化顺序为:马氏体→贝氏体、马氏体混合组织→混合贝氏体组织→先共析铁素体+贝氏体组织,根据试验结果完善了 SA508Gr.4N钢CCT曲线。计算了不同温度下贝氏体转变量的最大值,绘制了 SA508Gr.4N钢TTT曲线。建立了 SA508Gr.4N在温度为800-1200℃,变形速率为0.001-10 s-1时的热加工图,图中出现两个相连的能量消耗值最高的区域:变形温度为1023-1175℃,变形速率为0.001-0.005 s-1,能量消耗率约为0.4。引入Z参数用于表示动态再结晶条件,发现当lnZ小于37.44时发生完全动态再结晶。建立了用于预测流变应力的数字模型,模型预测值与试验值相差较小。含A1较高试验钢晶粒细化效果较好,AlN起到了钉扎晶界的作用,阻碍晶粒长大。在试验中发现SA508Gr.4N钢具有组织遗传现象,为消除该钢组织遗传设计了两种热处理方案。发现经等温退火+亚温正火+正火工艺处理后,可有效消除试验钢组织遗传,晶粒等级由2-9级细化为7.5-8级。随淬火温度的变化,试验钢调质态力学性能及微观组织无明显变化。随着回火温度的升高,铁素体板条宽度增大,晶内细小而弥散M2C和M3C型碳化物数量减少,试验钢强度下降。经综合分析得出最佳淬火温度为860℃,最佳回火温度为600-620℃。试验钢经该调质工艺处理后可获得良好的强韧性匹配,且力学性能均达到ASME要求。
申文竹[8]（2013）在《新型膨胀管用铁素体马氏体双相钢的研究与开发》文中研究指明对膨胀管技术的实际工程进行分析,在分析膨胀管井下膨胀过程的大塑性变形基础上,结合薄壁圆筒的胀形和厚壁圆筒火炮炮筒自紧技术的力学模型,采用塑性力学理论建立了膨胀管井下膨胀过程的力学模型,并验证了模型能够较好的满足工程需要。膨胀管井下膨胀所需的膨胀力可按下式进行简化计算：F=2πtk（?）n〔r0’（1+f/sin a）/（n+1）+fL〕在力学模型的基础上,分析了膨胀管技术在复杂钻井和等井径井中应用存在的技术瓶颈,建立了全新的低成本大膨胀率膨胀管用钢的技术要求,即应具有较低的屈服强度、较低的屈强比、较高的抗拉强度、良好的塑性以及较高的均匀变形能力和加工硬化性能。遵循膨胀管用钢的技术要求,在先进钢铁材料合金化和结构/功能一体化、显微组织控制等学术思想指导下,通过成分优化、纯净化冶炼、组织细化、相变控制、强韧化匹配的方式,开发设计了采用低微碳含量、以Mn-Si合金化为主的、满足井下膨胀变形过程中对力学性能要求的低成本、低微碳、低合金铁素体马氏体双相钢07MnSi.利用材料现代分析方法OM、XRD、SEM、EDS、TEM以及万能试验机对通过不同临界区温度淬火的07MnSi低微碳低合金铁素体马氏体双相钢进行了组织结构和性能分析,利用EBSD分析了07MnSi低微碳低合金铁素体马氏体双相钢不同临界区温度加热淬火组织演变过程。结果证明：随着临界区淬火温度的升高,组织中马氏体体积分数逐渐增大,且两相组织的形态和织构的取向也发生了转变,强度逐渐增大。同时对该种双相钢的膨胀试验结果进行了分析,探索选取膨胀管用钢的最佳热处理工艺。采用Hollomon应力应变模型、Crussard-Jaoult分析方法（简称C-J分析）和修正的C-J（修正的Swift方程）分析方法等多种模型对不同临界区温度淬火处理的07MnSi双相钢的加工硬化行为进行了分析,发现该双相钢具有明显的双屈服现象,其应变硬化指数随着应变的增大而逐渐减小。基于细观力学的塑性本构理论基础,根据双相钢中两相分布的特点以及马氏体中碳含量变化和马氏体相变造成的内应力导致铁素体形变强化的影响,建立了水淬双相钢的流动应力模型。根据Eshelby等效夹杂模型和Mori-Tanaka平均场理论,采用Tomota分步法计算双相钢的应力-应变曲线。在理论模型的基础上讨论了淬火态双相钢细观组织结构及其各组分相性能与屈服强度、抗拉强度、加工硬化、均匀延伸等力学性能指标之间的关系,并对淬火态双相钢流动应力进行有效预测和分析。采用固定式膨胀锥对所设计开发的07MnSi铁素体马氏体双相钢制成的Φ219×12mm钢管分别进行了膨胀率为35%和50%的膨胀试验,膨胀锥锥角选为10。,均获得了成功,证明了该膨胀管用双相钢具有优良的膨胀性能。
李钊[9]（2017）在《热处理对30CrMoTi钢晶粒度遗传性的影响》文中提出30CrMoTi是一种低合金高强度螺栓钢,广泛应用于建筑、轻工、汽车等领域。而其作为为马氏体钢,在热处理过程中易出现组织遗传的现象,导致韧性降低。本文对30CrMoTi钢进行不同温度的奥氏体化处理,确定该钢晶粒长大的规律,并研究了不同变形温度、变形量以及二次淬火速率对30CrMoTi钢晶粒细化及显微组织变化的影响。研究结果表明:30CrMoTi钢加热温度高于1150℃后奥氏体晶粒急剧长大。随着奥氏体化温度的升高,显微组织中,板条马氏体尺寸逐渐增大,方向性减少。经热变形后,晶粒尺寸相比于变形前要细小。变形量为50%时,原始晶粒粗大的试样在1000℃或1050℃时才能发生动态再结晶,而增加变形量至70%后,在950℃或1000℃可发生动态再结晶。随着动态再结晶的进行,板条马氏体束尺寸及分布逐渐均匀。奥氏体温度为1150℃,变形温度为1050℃,形变量为50%时,分别以200℃/min,1000℃/min二次淬火速率再加热至880℃保温并淬火后,晶粒粗大,出现组织遗传现象。在奥氏体化温度为1250℃,变形温度温度与形变量与前者相同时,经1000℃/min再加热至880℃保温并淬火后,也出现了组织遗传现象。而在其余热处理制度下,经两种不同二次淬火速率再加热均能起到细化晶粒的作用。
王小鹏[10]（2014）在《微合金化冷轧双相钢连续退火过程相变规律及组织性能》文中指出汽车减重（轻型化）是降低油耗的主要途径,同时为适应减量化和新一代汽车用高强双相钢的发展要求,提高冷轧高强双相钢的综合力学性能,加速国产冷轧高强双相钢的开发,本文以含Nb-Ti微合金化双相钢为研究对象,研究了冷轧态初始组织在临界区加热的连续冷却相变行为,并且利用含Nb-Ti和Nb-V微合金化双相钢分析了连续退火过程中的组织演变、力学性能以及单轴拉伸条件下的力学行为；另外,在实验室条件下制备出具有良好综合力学性能的700MPa级冷轧高强耐候双相钢,并对其耐候性进行了研究。研究的主要成果如下：1.采用冷轧态初始组织的含Nb-Ti微合金化双相钢为研究对象,研究了在不同退火温度下的连续冷却相变行为,说明了冷轧态初始组织在临界区保温后的连续冷却相变行为对连续退火后最终组织控制的重要性。连续退火工艺的优化对精确控制冷轧高强双相钢最终显微组织是非常重要的,而连续冷却转变（CCT）规律是连续退火过程中精确控制最终显微组织的重要研究手段。然而,目前对于冷轧双相钢连续冷却相变规律的研究主要集中在利用热轧板的奥氏体化后的连续冷却相变。因此,本文结合工业中连续退火机组生产冷轧双相钢的工艺参数特点,采用冷轧态初始组织的微合金化双相钢研究了不同加热温度对连续冷却相变规律的影响。结果表明,微合金化冷轧耐候钢的连续冷却转变相变行为和组织演变与传统双相钢相比具有不同的特点。在很低的冷却速度（0.5℃/s）下,即可获得少量的马氏体组织。在实验连续冷却速度范围内,随冷却速度的增大,马氏体开始转变温度先平稳增加,然后快速增大。随着加热温度的升高,铁素体开始转变温度下降,而马氏体开始转变温度升高。在较高的冷却速度条件下,容易获得中心为贝氏体,而外围是马氏体的贝氏体+马氏体的粗大混合组织,这种混合组织是由粗大的过冷奥氏体转变而成。2.以含Nb-V和含Nb-Ti两种微合金化双相钢为研究对象,系统研究了连续退火工艺与组织演变及力学性能之间的关系,阐述了连续退火工艺对微合金化双相钢组织性能的调控机理。在较低的临界区加热温度下,实验钢的显微组织主要由铁素体、板条马氏体以及少量的贝氏体组织组成,此外还可以观察到部分孪晶马氏体组织。随着临界区加热温度的升高,第二相组织（贝氏体+马氏体）体积分数下降,其中粗大贝氏体-马氏体混合组织量增多。与传统C-Si-Mn系双相钢不同,微合金化双相钢随着临界区均热温度的升高,抗拉强度和屈服强度下降,延伸率升高,强塑积（抗拉强度与延伸率的乘积）升高。微合金化双相钢显微组织随缓冷温度的变化具有明显的阶段性。缓冷温度在从720℃降至6600C,第二相体积分数变化较小；当从660℃降至6200C时,其第二相体积分数发生显着变化。与显微组织变化相对应,实验钢的力学性能变化也具有明显的阶段性。要使微合金化双相钢发生连续屈服的最低快冷却速为20℃/s,当低于此冷速拉伸曲线存在屈服平台。微合金化双相钢具有较高回火稳定性,在过时效温度达到350℃时,其拉伸曲线仍呈现连续屈服现象。相比较传统C-Si-Mn系双相钢,微合金化双相钢的最小快冷冷速值有所降低,回火稳定性也有所提高。3.系统研究了初始组织为铁素体胨光体的含Nb-V和含Nb-Ti微合金化双相钢在连续退火过程中析出粒子的演变规律,分析了析出粒子在连续退火过程中的粗化规律。以铁素体+珠光体的初始组织为研究对象,研究了其在连续退火过程中的析出粒子演变规律。结果表明,退火后的析出粒子尺寸主要在2-20nm,分布不均匀,存在高密度区和低密度区。此外,随着退火温度的升高,析出粒子的粗化愈严重,析出强化效果愈小。因此,合理控制第二相析出粒子的粗化过程对于退火后钢板的显微组织和力学性能的微调整具有重要意义。4.研究了微合金化冷轧高强双相钢的单轴拉伸行为,阐明了微合金化冷轧高强双相钢具有较高初始加工硬化速率的机理。与传统C-Si-Mn系双相钢相比较,微合金化铁素体/马氏体双相（FMDP）钢具有较高的初始加工硬化速率。这是由于微合金化FMDP钢具有较小的马氏体第二相尺寸以及铁素体中存在的大量析出纳米级析出粒子,在二者的共同作用下提高了加工硬化速率。微合金化双相钢表现为三个阶段的加工硬化特征。其C-J分析（或修正的C-J分析）曲线可分为加工硬化速率较高、加工硬化速率缓慢下降及加工硬化速率迅速下降三个阶段。在较低的应变区域,FMDP钢具有较高的初始加工硬化速率。在均匀塑性变形（>0.2%）阶段,微合金化FMDP钢的n*（瞬时加工硬化指数）随真应变ε的增大逐渐减小。n*-ε曲线大体可以分为三个阶段：第1阶段n*较高：第Ⅱ阶段n*随ε缓慢下降；第Ⅲ阶段n*随ε快速下降。5.在实验室成功制备了700MPa级微合金化冷轧耐候双相钢,并对其耐候性进行了研究。通过实验室的试制研究,成功开发了700MPa级微合金化冷轧耐候双相钢。试制钢板的力学性能完全满足目标值。实验钢的最优工艺参数及力学性能为：退火温度780℃,缓冷温度660℃,快冷冷速40℃/s,过时效温度320℃。屈服强度346MPa,抗拉强度747MPa,延伸率为22%,冷弯2a合格。此外,经120周期模拟工业大气环境的干湿交替腐蚀实验,自主设计的耐候钢的腐蚀增重速度比普碳钢Q345要缓慢的多,且随着腐蚀周期的延长,差别更为显着。其中,自主设计的耐候钢最为缓慢,而且要比工业生产的SPA-H耐候性稍好。经120周期腐蚀后,自主设计耐候钢的锈层由内锈层和外锈层构成,内锈层比较致密平滑,外锈层较疏松；而Q345钢的内外锈层差别较小,均比较疏松。
二、低碳钢临界区加热转变动力学研究（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、低碳钢临界区加热转变动力学研究（论文提纲范文）
（2）低碳薄板冷轧及连续退火过程组织预测（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 冷轧低碳薄板应用与研究现状 |
| 1.1.1 板带钢与汽车工业发展 |
| 1.1.2 冷轧低碳薄板发展方向 |
| 1.1.3 国内冷轧薄板使用类型 |
| 1.1.4 双相钢研究现状 |
| 1.2 冷轧薄板生产工艺 |
| 1.2.1 轧制工艺 |
| 1.2.2 退火工艺 |
| 1.3 钢材强韧化机理 |
| 1.3.1 钢的强化种类 |
| 1.3.2 金属强韧化的组织结构因素 |
| 1.3.3 金属强韧化的途径 |
| 1.4 钢材相变过程计算 |
| 1.5 课题的目的及意义 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验方案 |
| 2.1 变形抗力实验方法 |
| 2.2 冷轧变形实验方案及材料 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验方案 |
| 2.3 冷轧板带热处理实验方案 |
| 2.4 退火板性能测试 |
| 2.4.1 加工硬化测试 |
| 2.4.2 显微硬度测试 |
| 2.4.3 显微组织观察 |
| 第3章 低碳钢的冷轧变形及退火 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钢材冷加工过程的力学特征 |
| 3.2.1 变形抗力 |
| 3.2.2 加工硬化 |
| 3.3 冷轧变形过程分析 |
| 3.3.1 应力-应变曲线 |
| 3.3.2 显微硬度变化 |
| 3.3.3 变形抗力模型 |
| 3.3.4 冷变形加工硬化机理 |
| 3.4 冷轧板的变形储能 |
| 3.5 低碳钢冷轧组织分析 |
| 3.6 冷轧板的退火 |
| 3.6.1 再结晶温度 |
| 3.6.2 退火组织分析 |
| 3.6.3 冷轧退火板的加工硬化 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 奥氏体逆相变的热力学和动力学计算 |
| 4.1 加热时奥氏体形成的影响因素 |
| 4.1.1 成分的影响 |
| 4.1.2 显微组织影响 |
| 4.1.3 热处理工艺条件影响 |
| 4.2 形变铁素体的回复 |
| 4.2.1 回复机理 |
| 4.2.2 回复动力学 |
| 4.3 形变铁素体的再结晶 |
| 4.3.1 再结晶机制 |
| 4.3.2 再结晶动力学 |
| 4.3.3 再结晶晶粒尺寸 |
| 4.4 奥氏体逆相变的热力学计算模型 |
| 4.4.1 活度计算 |
| 4.4.2 相界面浓度 |
| 4.4.3 相变驱动力 |
| 4.4.4 形核驱动力 |
| 4.4.5 相平衡温度 |
| 4.5 奥氏体逆相变动力学计算 |
| 4.5.1 相变孕育期 |
| 4.5.2 奥氏体逆相变开始温度 |
| 4.5.3 奥氏体逆相变体积分数模型 |
| 4.5.4 奥氏体晶粒尺寸计算模型 |
| 4.6 计算结果与分析 |
| 4.6.1 铁素体晶粒尺寸 |
| 4.6.2 相变驱动力和形核驱动力 |
| 4.6.3 奥氏体开始转变温度 |
| 4.6.4 讨论 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 冷轧低碳钢热处理过程控制冷却计算 |
| 5.1 低碳钢控制冷却的转变机制 |
| 5.1.1 冷却过程影响因素 |
| 5.1.2 扩散型相变机制 |
| 5.1.3 马氏体相变机制 |
| 5.2 低碳钢冷却转变的计算流程图 |
| 5.3 γ→α冷却转变计算 |
| 5.3.1 γ→α转变的驱动力 |
| 5.3.2 γ→α转变的相界面平衡浓度 |
| 5.3.3 γ→α冷却转变的孕育期 |
| 5.3.4 α相体积分数的计算 |
| 5.4 γ→M 冷却转变 |
| 5.4.1 γ→M 转变的驱动力 |
| 5.4.2 γ→M 相变动力学方程 |
| 5.5 计算结果与分析 |
| 5.5.1 冷却速度对γ→α相变的影响 |
| 5.5.2 冷却速度对γ→M 相变的影响 |
| 5.5.3 相变体积分数 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（3）冷轧TRIP钢快速加热连续退火组织演变与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 带钢快速热处理技术简介 |
| 1.2.1 带钢连续退火加热技术 |
| 1.2.2 带钢连续退火冷却技术 |
| 1.3 快速加热热处理工艺研究进展 |
| 1.3.1 低碳钢常规加热过程中的组织演变 |
| 1.3.2 低碳钢快速加热热处理研究进展 |
| 1.4 TRIP钢简介及研究进展 |
| 1.4.1 TRIP钢中的合金元素以及各相组成与织构 |
| 1.4.2 TRIP钢力学性能及使用性能 |
| 1.4.3 TRIP钢连续退火工艺研究进展 |
| 1.4.4 本课题的研究背景及主要内容 |
| 第2章 加热速度对TRIP钢再结晶及相变行为影响研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料与设备 |
| 2.2.2 加热速度对再结晶和相变规律影响规律的研究方法 |
| 2.3 实验结果与讨论 |
| 2.3.1 快速加热过程中实验钢回复与再结晶 |
| 2.3.2 基于JMAK模型的连续加热奥氏体化动力学研究 |
| 2.3.3 实验钢的连续冷却相变行为 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 基于快速加热的连续退火组织演变机理与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料和方法 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 加热速度对实验钢组织演变与性能的影响 |
| 3.3.2 等温过程奥氏体化及其动力学行为 |
| 3.3.3 保温温度对组织演变与性能的影响 |
| 3.3.4 保温时间对组织演变与性能的影响 |
| 3.3.5 贝氏体等温温度对组织演变与性能的影响 |
| 3.3.6 贝氏体等温时间对组织演变与性能的影响 |
| 3.3.7 基于快速加热的初始组织对最终组织性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 实验钢准静态拉伸断裂力学行为及延伸凸缘性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 实验钢准静态单轴拉伸下变形特性 |
| 4.3.2 实验钢的拉伸断裂特性 |
| 4.3.3 扩孔预制板材显微组织与力学性能 |
| 4.3.4 扩孔过程中裂纹形成及扩展的微观机理 |
| 4.3.5 单轴拉伸条件下残余奥氏体的稳定性研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 实验钢动态拉伸力学行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 不同应变率下TRIP钢力学性能 |
| 5.3.2 不同应变率下TRIP钢断口分析 |
| 5.3.3 基于Johnson-Cook方程的应变率相关本构模型 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 实验钢烘烤硬化特性研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料与方法 |
| 6.3 实验结果与讨论 |
| 6.3.1 快速加热对TRIP钢烘烤硬化性能的影响 |
| 6.3.2 快速加热连续退火实验钢烘烤硬化机理 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 博士学位期间学术成果 |
| 致谢 |
（4）先进钢铁材料焊接性研究进展（论文提纲范文）
| 1 超细晶粒钢的焊接 |
| 1.1 超细晶粒长大与组织转变 |
| 1.2 超细晶粒钢的焊接方法 |
| 2 超低碳贝氏体钢的焊接 |
| 2.1 超低碳贝氏体钢的焊接性 |
| 2.2 焊接接头的组织 |
| 2.3 焊接接头的力学性能 |
| 2.4 热循环对于焊接接头性能的影响 |
| 3 高氮奥氏体不锈钢的焊接 |
| 3.1 焊缝的组织与性能 |
| 3.2 焊接保护气和气孔性 |
| 3.3 焊接工艺 |
| 3.4 焊接裂纹 |
| 3.5 N含量对接头性能的影响 |
| 4 先进汽车钢焊接研究 |
| 4.1 HC420LA低合金高强钢激光焊及性能研究 |
| 4.2 双相钢激光焊接及性能研究 |
| 4.3 第三代汽车钢激光焊接及性能研究 |
| 5结论 |
（5）1300MPa级淬火配分钢的组织调控及形变机制研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 汽车用钢与轻量化 |
| 2.2 淬火配分(Q&P)工艺 |
| 2.2.1 Q&P的定义与提出 |
| 2.2.2 Q&P钢的化学成分 |
| 2.2.3 Q&P钢的热处理工艺 |
| 2.3 Q&P工艺的热力学与动力学 |
| 2.3.1 CCE的相关假设与平衡方程 |
| 2.3.2 准平衡态与正平衡态 |
| 2.4 Q&P钢的显微结构与力学性能 |
| 2.4.1 Q&P钢的组织 |
| 2.4.2 残余奥氏体的增塑机制 |
| 2.4.3 残余奥氏体稳定性 |
| 2.4.4 强化机制与本构方程 |
| 3 研究内容、研究方法与技术路线 |
| 3.1 主要研究内容 |
| 3.2 试验方法及设备参数 |
| 3.3 技术路线 |
| 4 成分设计及相变规律研究 |
| 4.1 试验钢成分设计 |
| 4.2 试验钢的制备方法 |
| 4.3 试料制备过程中的组织演变 |
| 4.4 Si元素对相变温度的影响 |
| 4.5 Si元素对过冷奥氏体连续冷却转变规律的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Q&P钢的显微组织与力学性能调控 |
| 5.1 奥氏体化温度对试验钢组织性能的影响 |
| 5.1.1 完全奥氏体与临界区等温Q&P钢组织与性能差异 |
| 5.1.2 完全奥氏体化温度对试验钢组织性能的影响 |
| 5.2 淬火温度对试验钢组织性能的影响 |
| 5.2.1 完全奥氏体化条件下的最佳淬火温度 |
| 5.2.2 临界区加热条件下的最佳淬火温度 |
| 5.3 配分温度对试验钢组织性能的影响 |
| 5.3.1 完全奥氏体化Q&P工艺下的最佳配分温度 |
| 5.3.2 临界区加热条件下的最佳配分温度 |
| 5.4 Si元素对试验钢组织性能的影响 |
| 5.4.1 Si元素对完全奥氏体化Q&P钢的影响 |
| 5.4.2 Si元素对相同临界区加热温度Q&P钢的影响 |
| 5.4.3 Si元素对相同相比例Q&P钢的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Q&P钢的形变机制及组织演变规律 |
| 6.1 Q&P钢各相协调变形研究 |
| 6.1.1 相的演变及屈服行为研究 |
| 6.1.2 晶格应变的演变规律 |
| 6.2 Q&P钢形变过程中组织演变研究 |
| 6.2.1 残余奥氏体的调控 |
| 6.2.2 残余奥氏体的稳定性分析 |
| 6.2.3 形变诱发马氏体相变的变体分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 强化机制及本构关系的定量分析 |
| 7.1 相体积分数与应变关系研究 |
| 7.1.1 各相初始体积分数的计算 |
| 7.1.2 形变诱发马氏体转变的动力学分析 |
| 7.2 各相强化机制的定量分析 |
| 7.2.1 各相的本构关系 |
| 7.2.2 强化机制分析 |
| 7.2.3 本构关系与各相应力分布 |
| 7.3 对本构模型适用性的讨论 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论与后期工作设想 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 后期工作设想 |
| 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 |
（6）新型高Cr铁素体耐热钢相变行为及焊接性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 锅炉管用耐热钢的发展历程 |
| 1.2.1 低合金珠光体/贝氏体耐热钢（1～3%Cr） |
| 1.2.2 中合金铁素体耐热钢（9～12%Cr） |
| 1.2.3 高合金奥氏体耐热钢（≥15%Cr） |
| 1.3 高 Cr 铁素体耐热钢的研究现状及发展前景 |
| 1.3.1 高 Cr 铁素体耐热钢的研究现状 |
| 1.3.2 高 Cr 铁素体耐热钢的发展前景 |
| 1.4 高 Cr 铁素体耐热钢的成分设计依据 |
| 1.4.1 高 Cr 铁素体耐热钢的强化机制 |
| 1.4.2 高 Cr 铁素体耐热钢的合金化 |
| 1.5 高 Cr 铁素体耐热钢焊接性的研究现状 |
| 1.5.1 高 Cr 铁素体耐热钢焊接工艺 |
| 1.5.2 高 Cr 铁素体耐热钢焊接接头组织及性能问题 |
| 1.5.3 高 Cr 铁素体耐热钢焊接热影响区的第Ⅳ类裂纹 |
| 1.6 本文研究内容及技术路线 |
| 1.6.1 研究内容 |
| 1.6.2 技术路线 |
| 第二章 新型高 Cr 铁素体耐热钢奥氏体化对相变的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 临界区奥氏体化的相变分析 |
| 2.2.1 相变曲线 |
| 2.2.2 显微组织 |
| 2.3 完全奥氏体化后的相变分析 |
| 2.3.1 试验结果 |
| 2.3.2 平衡相变分数计算 |
| 2.4 马氏体相变行为 |
| 2.4.1 马氏体相变动力学模型 |
| 2.4.2 马氏体相变的数值拟合结果 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 新型高 Cr 铁素体耐热钢淬火过程的相变行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料及工艺 |
| 3.3 相变动力学信息的获取方法 |
| 3.3.1 热膨胀曲线的相对长度变化 |
| 3.3.2 马氏体转变分数的确定 |
| 3.4 淬火过程中的马氏体相变 |
| 3.4.1 连续冷却转变曲线图 |
| 3.4.2 不同温度淬火的显微组织及硬度 |
| 3.5 马氏体相变动力学模型 |
| 3.5.1 形核模型 |
| 3.5.2 生长模型 |
| 3.6 马氏体相变动力学分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 新型高 Cr 铁素体耐热钢焊接热模拟分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 焊接热循环曲线的测定 |
| 4.3 模拟热影响区连续冷却转变曲线的制定 |
| 4.4 显微组织分析与讨论 |
| 4.4.1 光学组织 |
| 4.4.2 扫描组织 |
| 4.5 相变动力学模型及分析 |
| 4.5.1 δ→相变动力学模型 |
| 4.5.2 相变动力学分析 |
| 4.6 热模拟焊接粗晶热影响区的组织及冲击性能 |
| 4.6.1 实验工艺 |
| 4.6.2 粗晶区组织分析 |
| 4.6.3 室温冲击性能分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 新型高 Cr 铁素体耐热钢焊接接头分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊接材料及工艺 |
| 5.3 焊接接头显微组织及性能 |
| 5.3.1 显微组织 |
| 5.3.2 维氏硬度 |
| 5.3.3 拉伸性能 |
| 5.4 焊缝组织的回复和再结晶 |
| 5.4.1 回复和再结晶的定量分析 |
| 5.4.2 焊缝组织中的沉淀相 |
| 5.4.3 沉淀相与再结晶的关系 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 新型高 Cr 铁素体耐热钢焊接接头时效组织演化 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验方法 |
| 6.3 等温时效后焊缝的显微组织及焊接接头硬度 |
| 6.3.1 焊缝的时效显微组织 |
| 6.3.2 焊接接头维氏硬度 |
| 6.4 等温时效后母材的显微组织及沉淀相 |
| 6.4.1 母材的时效显微组织 |
| 6.4.2 母材组织中的沉淀相 |
| 6.5 母材中位错组态的变化 |
| 6.6 Laves 相的沉淀析出机制 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 主要结论与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 发表学术论文和参加科研情况 |
| 致谢 |
（7）核电压力容器用SA508Gr.4N钢热变形与热处理工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 RPV用钢的发展 |
| 1.2 RPV用钢的成分及性能要求 |
| 1.2.1 RPV用钢的成分要求 |
| 1.2.2 RPV用钢的性能要求 |
| 1.3 大型锻件的成型过程 |
| 1.3.1 国内外大锻件生产概况 |
| 1.3.2 RPV用大锻件的锻造工艺 |
| 1.3.3 大锻件用钢锭的制造技术 |
| 1.3.4 金属的动态再结晶 |
| 1.4 RPV用钢的调质处理 |
| 1.4.1 RPV用钢的淬火处理 |
| 1.4.2 RPV用钢的回火处理 |
| 1.5 RPV用钢的组织遗传 |
| 1.5.1 组织遗传的形成原理 |
| 1.5.2 组织遗传的消除方法 |
| 1.6 SA508Gr.4N钢研究现状 |
| 1.7 本课题研究意义及研究内容 |
| 1.7.1 课题研究意义 |
| 1.7.2 课题研究内容 |
| 第二章 试验材料与研究方案 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.2.1 SA508Gr.4N钢相变与组织转变试验方案 |
| 2.2.2 SA508Gr.4N钢热变形试验方案 |
| 2.2.3 SA508Gr.4N钢消除组织遗传现象试验方案 |
| 2.2.4 SA508Gr.4N钢调质处理试验方案 |
| 2.3 研究技术路线 |
| 2.4 分析与测试方法 |
| 2.4.1 力学性能测试 |
| 2.4.2 显微组织分析 |
| 2.4.3 化学相分析方法 |
| 2.4.4 临界点及相变曲线测定 |
| 2.4.5 热压缩模拟试验 |
| 2.4.6 试验钢平衡相转变的热力学计算和分析 |
| 第三章 SA508Gr.4N钢相变与组织转变研究 |
| 3.1 SA508Gr.4N钢升温过程中奥氏体化相变 |
| 3.1.1 连续加热奥氏体化相变曲线 |
| 3.1.2 奥氏体化相变的J-M-A动力学方程 |
| 3.1.3 动力学方程参数的计算 |
| 3.1.4 等温奥氏体化相变曲线 |
| 3.2 SA508Gr.4N钢的连续冷却中的组织转变 |
| 3.2.1 SA508Gr.4N钢膨胀曲线与CCT曲线 |
| 3.2.2 SA508Gr.4N钢的K-M方程 |
| 3.2.3 SA508Gr.4N钢不同冷速下的微观组织 |
| 3.2.4 SA508Gr.4N钢CCT曲线优化 |
| 3.3 SA508Gr.4N钢的过冷奥氏体等温转变 |
| 3.3.1 贝氏体转变动力学 |
| 3.3.2 SA508Gr.4N钢TTT曲线 |
| 3.3.3 过冷奥氏体不同等温时间对应的微观组织 |
| 3.3.4 晶粒尺寸对等温退火后组织的影响 |
| 3.4 SA508Gr.4N钢的平衡态相图 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 SA508Gr.4N钢热变形行为研究 |
| 4.1 变形参数对热变形行为的影响 |
| 4.1.1 变形温度及速率对热变形行为的影响 |
| 4.1.2 变形量对热变形行为的影响 |
| 4.1.3 初始晶粒尺寸对热变形行为的影响 |
| 4.2 SA508Gr.4N钢的热变形方程 |
| 4.2.1 热变形方程的确定 |
| 4.2.2 方程参数的计算 |
| 4.2.3 SA508Gr.4N钢的应变敏感性 |
| 4.3 SA508Gr.4N钢的热加工图 |
| 4.3.1 热变形过程中的能量消耗率及失稳判据 |
| 4.3.2 热加工图的建立方法 |
| 4.4 SA508Gr.4N钢发生动态再结晶的条件 |
| 4.4.1 Z参数及其与峰值应力的关系 |
| 4.4.2 用Z参数表示的动态再结晶的条件 |
| 4.5 预测SA508Gr.4N钢流变应力的本构模型 |
| 4.5.1 预测流变应力的模型的确定 |
| 4.5.2 模型中参数的计算 |
| 4.5.3 模型计算应力与实测应力比较 |
| 4.5.4 模型计算结果的准确性 |
| 4.6 SA508Gr.4N钢再结晶模型的建立 |
| 4.6.1 用于预测动态再结晶晶粒尺寸模型的建立 |
| 4.6.2 用于预测动态再结晶百分比模型的建立 |
| 4.7 SA508Gr.4N钢热变形后结果统计 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 消除SA508Gr.4N钢组织遗传行为研究 |
| 5.1 SA508Gr.4N钢的传统预备热处理 |
| 5.2 奥氏体化温度及时间对晶粒尺寸影响 |
| 5.2.1 奥氏体化温度对晶粒尺寸影响 |
| 5.2.2 保温时间对晶粒尺寸影响 |
| 5.3 核压力容器用钢中的氮化铝 |
| 5.3.1 SA508Gr.4N钢平衡相图中的氮化铝 |
| 5.3.2 SA508Gr.4N钢中氮化铝的溶度积 |
| 5.4 SA508Gr.4N钢奥氏体晶粒长大模型 |
| 5.5 消除组织遗传热处理工艺探索 |
| 5.5.1 预粗化处理试验结果 |
| 5.5.2 等温退火+亚温正火+正火热处理结果分析 |
| 5.5.3 高温回火+亚温正火+正火热处理结果分析 |
| 5.5.4 消除组织遗传试验结果分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 调质热处理工艺对组织和性能的影响 |
| 6.1 淬火温度对微观组织与力学性能的影响 |
| 6.1.1 淬火温度对调质态力学性能的影响 |
| 6.1.2 淬火温度对淬火态微观组织的影响 |
| 6.1.3 淬火温度对调质态微观组织的影响 |
| 6.1.4 讨论 |
| 6.2 回火温度对微观组织与力学性能的影响 |
| 6.2.1 回火温度对力学性能的影响 |
| 6.2.2 回火温度对微观组织的影响 |
| 6.2.3 回火温度对析出相的影响 |
| 6.2.4 回火过程的相变动力学 |
| 6.2.5 讨论 |
| 6.3 冷却速率对微观组织与力学性能的影响 |
| 6.3.1 冷却速率对淬火态力学性能的影响 |
| 6.3.2 冷却速率对淬火态微观组织的影响 |
| 6.3.3 冷却速率对回火态力学性能的影响 |
| 6.3.4 冷却速率对回火态微观组织的影响 |
| 6.3.5 讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 全文结论及创新点 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 本文创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录A 攻读博士学位期间发表论文 |
| 期刊论文 |
| 专利 |
| 附录B |
| 参与课题 |
（8）新型膨胀管用铁素体马氏体双相钢的研究与开发（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 膨胀管技术和膨胀管专用钢 |
| 1.1.1 膨胀管技术概述 |
| 1.1.2 膨胀管用钢概述 |
| 1.2 膨胀管用钢的选择现状 |
| 1.2.1 现有套管钢材的筛选或热处理改性 |
| 1.2.2 新型膨胀管材料的开发 |
| 1.3 先进钢铁材料的发展对膨胀管选材的启迪 |
| 1.3.1 石油工业发展与先进钢铁材料的关系 |
| 1.3.2 先进钢铁材料的发展 |
| 1.3.3 铁素体马氏体双相钢的研究现状 |
| 1.4 EBSD技术及其在材料科学中的应用 |
| 1.4.1 EBSD的工作原理 |
| 1.4.2 EBSD试样的制备 |
| 1.4.3 EBSD分析的工作方法 |
| 1.4.4 电子背散射衍射(EBSD)技术的应用 |
| 1.5 本文研究的主要内容和创新点 |
| 1.5.1 本文研究的主要内容 |
| 1.5.2 创新点 |
| 第2章 膨胀管用钢的力学模型及其技术要求 |
| 2.1 幂指型膨胀管用钢力学模型的建立 |
| 2.1.1 膨胀管技术的渊源 |
| 2.1.2 膨胀管膨胀力的影响因素 |
| 2.1.3 膨胀管井下膨胀过程的力学模型分析 |
| 2.2 膨胀管用钢力学模型的验证 |
| 2.3 膨胀管用钢技术要求 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 膨胀管用钢的理论设计研究 |
| 3.1 膨胀管技术应用中存在的问题 |
| 3.2 表征膨胀套管用钢的综合性能指标 |
| 3.3 膨胀管用钢的性能判据 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 07MnSi钢不同临界区温度淬火后的组织结构分析 |
| 4.1 铁素体马氏体双相钢的实验室冶炼加工 |
| 4.1.1 成分设计与强度设计 |
| 4.1.2 实验室冶炼与加工 |
| 4.2 试验内容和方法 |
| 4.2.1 试验材料与试验流程 |
| 4.2.2 金相组织观察 |
| 4.2.3 SEM观察、EDS成分分析与XRD分析 |
| 4.2.4 TEM样品的制作与观察 |
| 4.3 试验结果与讨论 |
| 4.3.1 XRD结果分析 |
| 4.3.2 OM、SEM和EDS结果分析 |
| 4.3.3 TEM结果分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 07MnSi钢临界区淬火后组织演变的EBSD分析 |
| 5.1 试验内容和方法 |
| 5.2 试验结果与讨论 |
| 5.2.1 07MnSi铁素体马氏体双相钢临界区淬火后的物相分析 |
| 5.2.2 07MnSi铁素体马氏体双相钢临界区淬火后的相变织构分析 |
| 5.2.3 晶界特征和取向差分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 07MnSi钢不同临界区温度淬火后的力学性能分析 |
| 6.1 试验内容和方法 |
| 6.2 单轴拉伸下的变形特性 |
| 6.2.1 临界区淬火后铁素体马氏体双相钢的应力-应变曲线 |
| 6.2.2 铁素体马氏体双相钢的屈服特性 |
| 6.3 临界区淬火后铁素体马氏体双相钢的加工硬化行为 |
| 6.3.1 Hollomon分析 |
| 6.3.2 Crussard-Jaoult分析 |
| 6.3.3 修正的C-J分析 |
| 6.4 断口形貌分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 07MnSi钢临界区淬火后流动应力的细观力学分析 |
| 7.1 基于细观力学的塑性本构理论基础 |
| 7.1.1 Eshelby等效夹杂理论 |
| 7.1.2 Mori-Tanaka平均场理论 |
| 7.1.3 Tomota分步法 |
| 7.2 双相钢流动应力模型的建立 |
| 7.2.1 各个组分相的应力应变关系建立 |
| 7.2.2 双相钢流动应力计算方法 |
| 7.3 模型验证 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 07MnSi铁素体马氏体双相钢工业冶炼及膨胀试验 |
| 8.1 工业冶炼与加工 |
| 8.1.1 铁素体马氏体双相钢的冶炼 |
| 8.1.2 铁素体马氏体双相钢的加工制备 |
| 8.2 膨胀管的膨胀试验 |
| 8.2.1 膨胀工具 |
| 8.2.2 膨胀试验 |
| 8.3 膨胀试验结果分析 |
| 8.3.1 膨胀前后的几何精确度 |
| 8.3.2 膨胀后的径向回弹 |
| 8.4 本章小结 |
| 第9章 结论与展望 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及科研成果 |
（9）热处理对30CrMoTi钢晶粒度遗传性的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钢的强化机制 |
| 1.2.1 固溶强化 |
| 1.2.2 第二相强化 |
| 1.2.3 位错强化 |
| 1.2.4 细晶强化 |
| 1.3 细晶强化理论与技术 |
| 1.3.1 晶粒细化的目的与依据 |
| 1.3.2 晶粒超细化技术 |
| 1.4 非平衡组织钢的相变及马氏体晶界形核 |
| 1.4.1 马氏体形态与特征 |
| 1.4.2 马氏体相变 |
| 1.4.3 马氏体晶界形核机制 |
| 1.5 非平衡组织钢中的奥氏体形态以及组织遗传性 |
| 1.5.1 奥氏体形态及长大 |
| 1.5.2 钢的组织遗传性 |
| 1.5.3 钢的断口遗传性 |
| 1.5.4 组织遗传的影响因素 |
| 1.5.5 消除组织遗传的方法 |
| 1.6 研究目的与意义 |
| 第2章 晶粒度对热变形奥氏体淬火组织的影响 |
| 2.1 实验过程与方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 确定奥氏体化粗化温度的实验过程 |
| 2.1.3 热变形实验工艺 |
| 2.1.4 晶粒度的确定及组织检验 |
| 2.2 奥氏体化粗化温度及其分析讨论 |
| 2.2.1 不同温度奥氏体化晶粒度 |
| 2.2.2 奥氏体粗化温度的确定 |
| 2.3 奥氏体热变形后晶粒的演变 |
| 2.3.1 奥氏体热变形中真应力-应变曲线 |
| 2.3.2 热变形温度对奥氏体晶粒的影响 |
| 2.3.3 奥氏体加热温度对热变形后晶粒的影响 |
| 2.3.4 热变形压下率对奥氏体晶粒的影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 加热速度对非平衡组织奥氏体化晶粒的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方案 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验过程 |
| 3.2.3 组织的检验 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 淬火加热速率对未变形组织遗传性的影响 |
| 3.3.2 淬火加热速率对热变形组织遗传的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 钢的马氏体组织及其再加热淬火的影响 |
| 4.1 奥氏体化温度对显微组织的影响 |
| 4.2 热变形对显微组织的影响 |
| 4.2.1 热变形温度对马氏体组织的影响 |
| 4.2.2 热变形压下率对马氏体组织的影响 |
| 4.3 二次淬火加热速率对钢的马氏体组织影响 |
| 4.3.1 二次淬火加热速率对未变形钢的马氏体组织影响 |
| 4.3.2 二次淬火加热速率对热变形钢的马氏体组织影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（10）微合金化冷轧双相钢连续退火过程相变规律及组织性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 双相钢的发展概况 |
| 1.3 连续冷却转变曲线 |
| 1.3.1 CCT曲线测量原理和方法 |
| 1.3.2 CCT曲线测量设备 |
| 1.3.3 CCT曲线在冷轧双相钢连续退火中应用 |
| 1.4 影响FMDP钢显微组织特征的因素 |
| 1.4.1 合金元素 |
| 1.4.2 初始组织 |
| 1.4.3 连续退火工艺 |
| 1.5 影响FMDP钢力学性能的因素 |
| 1.5.1 马氏体的性能 |
| 1.5.2 铁素体的性能 |
| 1.5.3 化学成分 |
| 1.5.4 退火工艺 |
| 1.6 FMDP钢的强化机制 |
| 1.6.1 固溶强化 |
| 1.6.2 细晶强化 |
| 1.6.3 析出强化 |
| 1.6.4 位错强化 |
| 1.6.5 相变强化 |
| 1.7 本文工作背景和研究内容 |
| 1.7.1 本文的工作背景 |
| 1.7.2 本文的研究内容 |
| 第2章 临界区连续冷却转变 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料准备 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.2.3 组织和析出物观察 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 临界点的确定 |
| 2.3.2 显微组织演变 |
| 2.3.3 连续冷却转变曲线 |
| 2.3.4 析出粒子观察 |
| 2.4 分析及讨论 |
| 2.4.1 均热温度和冷却速度对铁素体、贝氏体和马氏体相变的影响 |
| 2.4.2 贝氏体-马氏体混合组织的形成机理 |
| 2.4.3 第二相粒子对连续冷却相变及力学性能的影响 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 连续退火工艺参数对实验钢组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 临界区退火后的连续冷却转变规律 |
| 3.2.1 实验材料及方法 |
| 3.2.2 结果分析及讨论 |
| 3.3 加热温度对实验钢组织性能的影响 |
| 3.3.1 实验材料制备 |
| 3.3.2 显微组织检测及力学性能测试 |
| 3.3.3 实验方案 |
| 3.3.4 实验结果 |
| 3.3.5 分析及讨论 |
| 3.4 缓冷温度对实验钢组织性能的影响 |
| 3.4.1 实验材料及方法 |
| 3.4.2 实验结果 |
| 3.4.3 分析及讨论 |
| 3.5 快冷冷速对实验钢组织性能的影响 |
| 3.5.1 实验材料及方法 |
| 3.5.2 实验结果 |
| 3.5.3 分析及讨论 |
| 3.6 过时效温度对实验钢组织性能的影响 |
| 3.6.1 实验材料及方法 |
| 3.6.2 实验结果 |
| 3.6.3 分析及讨论 |
| 3.7 小结 |
| 第4章 微合金化冷轧双相钢单轴拉伸行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 FMDP钢单轴拉伸下的变形特征参量描述 |
| 4.2.1 FMDP钢的应力应变曲线 |
| 4.2.2 加工硬化参量 |
| 4.3 实验材料及方法 |
| 4.3.1 实验材料准备 |
| 4.3.2 组织性能检测 |
| 4.3.3 实验方案 |
| 4.4 实验结果与分析 |
| 4.4.1 显微组织演变 |
| 4.4.2 析出粒子分析 |
| 4.4.3 微合金化FMDP钢在单轴拉伸下的变形特征 |
| 4.4.4 微合金化FMDP钢的加工硬化行为 |
| 4.4.5 微合金化FMDP钢应力应变曲线分析 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 700MPa级微合金化冷轧高强耐候双相钢的实验室试制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.3 化学成分设计 |
| 5.4 退火工艺窗口的确定 |
| 5.4.1 实验钢的典型显微组织 |
| 5.4.2 实验钢的力学性能 |
| 5.4.3 退火工艺对组织性能的影响 |
| 5.5 分析及讨论 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 干湿交替加速腐蚀实验研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料及方法 |
| 6.2.1 实验材料准备 |
| 6.2.2 实验方法 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.3.1 腐蚀增重曲线 |
| 6.3.2 锈层表面显微组织形貌 |
| 6.3.3 锈层横截面显微组织形貌 |
| 6.3.4 腐蚀增重动力学曲线分析 |
| 6.3.5 腐蚀机理分析 |
| 6.4 小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间完成的论文及专利 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
四、低碳钢临界区加热转变动力学研究（论文参考文献）
- [1]低碳钢临界区加热转变动力学研究[J]. 戚正风,王岩. 金属热处理学报, 1992(04)
- [2]低碳薄板冷轧及连续退火过程组织预测[D]. 王素芬. 燕山大学, 2013(08)
- [3]冷轧TRIP钢快速加热连续退火组织演变与性能研究[D]. 徐德超. 东北大学, 2016(07)
- [4]先进钢铁材料焊接性研究进展[J]. 彭云,宋亮,赵琳,马成勇,赵海燕,田志凌. 金属学报, 2020(04)
- [5]1300MPa级淬火配分钢的组织调控及形变机制研究[D]. 高鹏飞. 北京科技大学, 2021(02)
- [6]新型高Cr铁素体耐热钢相变行为及焊接性[D]. 高秋志. 天津大学, 2012(06)
- [7]核电压力容器用SA508Gr.4N钢热变形与热处理工艺研究[D]. 刘宁. 昆明理工大学, 2017(05)
- [8]新型膨胀管用铁素体马氏体双相钢的研究与开发[D]. 申文竹. 西南石油大学, 2013(08)
- [9]热处理对30CrMoTi钢晶粒度遗传性的影响[D]. 李钊. 武汉科技大学, 2017(01)
- [10]微合金化冷轧双相钢连续退火过程相变规律及组织性能[D]. 王小鹏. 东北大学, 2014(03)