一、Zr含量对微合金钢组织和性能的影响（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。
李宏亮[2]（2021）在《DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究》文中提出近年来我国造船业迅速发展,对高端船板钢的需求与日俱增,船舶的大型化、高速化对船舶结构材料的要求也越来越高,要求同时具有高强度、良好低温冲击韧性、焊接性能以及防腐蚀性能的船体用结构钢。本文针对国内某企业DH36高强度船板钢出口检测时冲击性能达不到船级社标准,部分炉次的常温冲击功从89.5-209J之间波动,其他力学性能也不稳定的实际生产问题,结合团队前期对DH36力学性能与其中元素波动的数学模型的研究,在对钢坯内在质量和微观、宏观缺陷进行调研的基础上,利用冶金物理化学原理和金属学方法对冶金全流程进行系统分析研究,在满足国标的情况下对DH36化学成分、炼钢工艺、热轧工艺进行了全流程优化,获得了工艺稳定、性能优良的DH36产品;在低S、P含量（0.018-0.020%）范围对DH36船板钢的防海水腐蚀机理及超疏水锌镍合金镀层进行了研究,论文完成的主要研究工作如下:（1）通过金相及夹杂物分析、断口分析、扫描电镜等方法,结合生产工艺,分析了 DH36高强度船板钢冲击性能不合及大幅波动的原因,发现钢中夹杂物特别是硫化物夹杂是引起内部缺陷的主要诱因之一。在钢板中心产生的宽大贝氏体、马氏体、珠光体带状组织中发现C、Mn元素的富集、成分偏析产生的心部异常组织及条状MnS、氮化物等夹杂,它们与钢基体的界面成为裂纹源,在轧后冷却或矫直过程张应力作用下使钢板内部产生裂纹。结合本研究团队前期对大数据下得到的DH36中S、P和常规元素与冲击韧性等力学性能的数学模型,确定了高性能的DH36必须在LF精炼中将S含量脱到极低,而全流程P控制在0.018-0.020%,可以获得冲击韧性的极大值,并可大幅度降低C、Si、Mn、Al等元素的波动对冲击韧性等力学性能的影响。通过对改善炼钢工艺后得到的S含量0.0030-0.0060%的钢坯的研究发现,硫化锰的析出温度及硫化物、氮化物等夹杂物大小对冲击性能有较大影响,即使是尺寸较小的硫化锰夹杂也影响钢板内部组织的连续性,裂纹源容易在夹杂物的位置产生,在受外力冲击时微裂纹的扩大使钢的冲击性能降低。MnS在奥氏体固相区析出,S含量越低,MnS在奥氏体区析出温度越低,尺寸越小;研究发现高性能DH36化学成分优化原则为:低C、中Mn,Nb、V微合金化,控制Al、V含量在低限,控制超低含量的S及0.018-0.020%的P;连铸优化后的参数为:拉速0.95m/min、比水量0.5L/kg、过热度25℃。通过转炉、LF精炼及连铸全流程参数优化后,得到的DH36铸坯中心偏析明显降低、钢板带状组织所产生的裂纹消失,冲击性能和焊接性能显着提高,波动范围大大减小。（2）在Gleeble-1500热模拟试验机上测试了炼钢流程优化后获得的性能优良的DH36高强度船板钢的连续冷却转变曲线（CCT曲线）,对不同变形量及变形温度条件下单道次轧制后奥氏体再结晶百分比进行了测定,结合控轧控冷,得到的最佳终轧温度为800-820℃、冷却速度为5-7℃/s、终冷温度为690-710℃,钢板低温冲击韧性稳定提高,不仅达到了船级社标准,而且-40℃和-60℃的低温韧性远高于标准值。厚度30mm的DH36船板钢,在焊接热输入分别为15kJ/cm和50kJ/cm情况下,探伤结果都为1级,焊缝对接接头拉伸、弯曲冲击性能以及硬度试验通过了船舶材料验证要求,解决了焊接性能不稳定的问题。（3）根据离子-分子共存理论（IMCT）建立了转炉冶炼DH36船板钢CaO-SiO2-MgO-FeO-Fe2O3-MnO-Al2O3-P2O5-TiO2 九元渣系与钢液间磷分配比LP预报模型,在生产企业获取转炉冶炼DH36船板钢冶炼末期渣-钢成分的实际生产数据,验证了磷分配比预测模型用于冶炼DH36在控制磷含量的准确性。利用热力学理论证实了脱磷模型中关键参数NFtO的表征方程必须用“全氧法”,生产现场取得的数据也证实了理论表征方程的准确性,有力支撑了氧化脱磷模型的实施。由热力学模型得到的[%P]与lgLP,measured的关系,获取[%P]在0.018-0.020浓度区间所对应的DH36在转炉冶炼末期的1gLP为3.86-4.07,冶炼温度为T=1617-1634℃,相对应的终点渣的特性及成分范围为:二元碱度R2=2.5-3.5,（%MgO）=8-11.6,（%FeO）=11.9-13.8,（%Fe2O3）、（%MnO）、（%Al2O3）的成分对P的分配比影响不大。研究还发现渣中（%TiO2）含量小于1.0%时对lgLP影响不大,但在1.0-1.3%时,lg LP波动较大,其机理尚需进一步研究。利用IMCT理论建立了 DH36船板钢LF炉SiO2-Al2O3-CaO-MgO-MnO-TiO2-FeO七元渣系精炼脱硫的热力学模型,用30组工业数据验证表明,理论预测结果与实测数据吻合良好。研究发现,LS,Mgs对硫总分配比Ls的贡献很少,可以忽略不计;渣中MnO、TiO2含量以及精炼温度对硫分配比的影响不大。对硫的分配比影响最大的是炉渣碱度和钢液中氧含量[%O]（或炉渣中（%FeO）含量）,当炉渣碱度由2增加到6时,硫的分配比增加10倍;钢液中氧含量低于50ppm或精炼渣中（%FeO）<1时,硫分配比急剧增加。（4）模拟海水成分对所冶炼的低S、控P的DH36船板钢的腐蚀行为进行了研究,电化学极化曲线和阻抗谱（EIS）的结果表明,P含量控制在0.018-0.020%、S 含量分别为 0.0030%、0.0050%和 0.0060%的钢中,更低的0.0030%硫的DH36钢的耐蚀性最好,扫描电镜对试样的腐蚀形貌分析表明,钢表面为均匀腐蚀,引起腐蚀的主要因素仍然是低硫状态下形成的少量的MnS夹杂与周围铁基体形成的腐蚀微电池引起的,说明低S船板钢依然不能阻止海水的侵蚀,这就需要对船板钢的防腐方法进一步研究。（5）利用电化学沉积方法制备的锌镍合金镀层对DH36船板钢的腐蚀保护机制进行了探索性研究。发现在-0.8V和-1.0V较低电位下沉积,析出电势较高的镍离子优先析出,锌镍电沉积过程属于正常共沉积,沉积速度较慢,锌镍沉积层无法覆盖整个表面;在-1.2V较高电位沉积时,标准电极电势较低的锌快速析出,镍的沉积受到抑制,形成Zn（OH）2胶体膜,产生速度较快的异常共沉积,并形成致密的锌镍合金镀层,使得DH36的耐蚀性大幅提高;但在大于-1.4V更高电位下沉积时,也属于异常共沉积,形成较大沉积颗粒及较大孔洞,使得镀层的耐蚀性下降。（6）为了获得超级耐蚀船板钢,利用电沉积方法在DH36船板钢表面制备了微纳米结构的超疏水锌镍合金镀层,研究了电化学沉积时间对沉积层形貌、化学成分、晶体结构和润湿性的影响。经PFTEOS改性处理,发现沉积时间为3000s时,DH36表面形成了微纳米分层结构的锌镍合金镀层,其润湿性能从超亲水转变为超疏水,静态水接触角超过160°。在3.5%NaCl溶液中的极化曲线测试结果表明,所制备的超疏水锌镍合金镀层的耐蚀性相比于没有涂层的0.0030%低硫DH36船板钢提高32倍左右。这个研究为未来系统解决高端船板在海水中腐蚀问题带来了新的希望。
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》文中进行了进一步梳理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%。
杨海林[4]（2021）在《Ti-Nb微合金化高强钢强韧化机理及组织性能研究》文中研究表明High Strength Steel专业:材料科学与工程研究生:杨海林指导教师:徐光教授、袁清副教授答辩日期:2021.05.23高强钢的微合金化是如今高性能钢铁材料的重要研究方向。材料研究者在Nb、V、Ti微合金化高强钢的开发方面进行了大量的研究工作,与其它几种微合金元素相比,Ti元素价格低廉具有更好的经济性,受到了越来越多的关注。然而由于Ti元素的化学性质较为活泼,在生产中难以控制,因此目前Ti元素在钢中一般处于辅助地位,以Ti为主要强化元素的Ti-Nb复合微合金化钢的研发报道较少,其组织演变规律和强韧化机制还有待进一步研究。本文以Ti-Nb微合金化高强钢为研究对象,确定Ti-Nb微合金化高强钢的成分设计方案,系统研究Ti-Nb微合金化高强钢热加工过程中的析出规律、组织演变规律及强韧化机制,为Ti-Nb微合金化高强钢的研发、生产提供理论依据。本文主要开展以下几个方面的研究工作:（1）成分设计:设计、冶炼、轧制不同成分的Ti-Nb微合金化钢,系统研究不同Ti、Nb含量对微合金化高强钢组织和性能的影响,确定高强钢中合适的Ti、Nb添加量。（2）通过对Ti-Nb微合金化钢的加热工艺进行研究,明确奥氏体化温度和时间对Ti-Nb微合金化钢奥氏体晶粒尺寸和微合金元素固溶量的影响规律,确定合适的Ti-Nb微合金钢的加热温度与保温时间,为工业生产中加热温度的制定提供理论依据。（3）通过单道次和双道次压缩实验,确定Ti-Nb微合金化钢的动态再结晶临界应变量和完全再结晶真应变量。为保证高温轧制过程中奥氏体能发生完全再结晶,在实际生产中上游机架的累计压下量必须大于临界应变（真应变）,才能有效避免混晶现象的发生。为实际生产过程中轧制工艺的制定提供理论依据。（4）系统研究Ti-Nb微合金化钢中过冷奥氏体的连续冷却转变行为,确定了发生不同类型相变所对应的冷速和温度窗口。研究不同冷却策略对Ti-Nb微合金化钢显微组织和第二相析出行为的影响,为实际生产过程中的层流冷却工艺的制定提供理论依据。（5）在上述实验研究的基础上,进行工业化试制,成功试制出具有良好强塑性匹配的Ti-Nb微合金化高强钢,工业化试制结果与实验室研究结果相符。
单召辉[5]（2020）在《高密度脉冲电流处理AZ系变形镁合金的微观组织与力学性能研究》文中研究说明镁合金作为实际应用中最轻的金属结构材料,在航空航天、汽车、交通、电子及生物医用领域具有广阔的前景。然而与钢铁以及铝合金材料相比,绝对强度的不足和较差的成型能力限制了其工业应用。常规的塑性变形能够改善其性能,但是仍然存在着基面织构强度高、强度和塑性匹配失衡性等问题,本文从细晶强化出发,通过不同的大塑性变形方式结合脉冲电流处理技术细化和调控镁合金的组织结构,从而改善其综合力学性能。通过金相分析、电子显微分析（SEM/TEM）、电子背散射衍射技术（EBSD）和X射线衍射技术（XRD）等手段研究了不同变形条件和脉冲电流处理过程中的微观组织演变,通过拉伸性能测试研究了经过组织调控后镁合金力学行为。在此基础上分析了脉冲电流对镁合金的静态再结晶行为、位错演化以及析出相的影响机制。主要研究内容和结果如下:首先,通过160°通道角等径角挤压技术（ECAP）制备了高位错密度的AZ61合金,通过对比分析发现,变温多道次ECAP处理可以使镁合金累积更高的位错密度,其位错密度值达32.5×1014m-2,其变形组织由含大量变形孪晶的均匀细晶组成。其次,研究了高密度脉冲电流处理ECAP变形AZ61合金的微观组织和力学性能。参数为25μs-10min的电脉冲处理后,变温多道次ECAP变形AZ61合金获得完全再结晶组织,其平均晶粒尺寸约0.7μm,同时其最大基面织构强度弱化为3.85。此外,脉冲电流处理能够促使合金中的析出相球化和分布弥散化。最终获得了优异的综合力学性能,其屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了330 MPa、448MPa和15.5%。随后,研究了不同铝元素含量的AZ31、AZ61和AZ91合金在ECAP变形和脉冲电流处理过程中的微观组织和力学性能。固溶原子及Mg17Al12相在晶内和晶界处的析出对位错起到钉扎作用,有利于在合金中累积更高的位错密度。但铝元素含量过高会削弱镁合金的塑形成形性,致使变形温度提高而过早发生动态再结晶,不利于位错密度的累积。因此,与AZ31和AZ91相比,AZ61合金在变形后获得了最高位错密度的累积。此外,通过低温慢速大挤压比技术结合脉冲电流处理制备了具有双峰组织的AZ91合金,其屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为463 MPa、573 MPa和5%。最后,通过研究脉冲电流促进镁合金中的位错运动的微观作用机制和原子/空位的电迁移,分析了高密度脉冲电流作用于变形镁合金的热力学和动力学过程,阐明了电脉冲处理对变形镁合金中静态再结晶行为和再结晶形核率的影响机理。脉冲电流作用于位错的推动力必须大于变形合金中位错塞积和缠结所产生的阻力,才可以促进位错移动从而诱发静态再结晶的发生。此外,脉冲电流引起的电迁移行为极大的促进了变形镁合金的再结晶进程。脉冲电流的热效应和非热效应共同诱发了变形镁合金的静态再结晶,但对本文利用的高密度脉冲电流而言,非热效应的影响更大。
王要利[6]（2020）在《4Cr5MoSiV1（Ti）组织性能调控及损伤机理研究》文中进行了进一步梳理随着模具行业向大型、复杂、精密、高效率、快节奏方向发展,其服役环境越来越苛刻,对模具及其材料的安全可靠性和服役寿命提出了更高要求。尤其是热作模具服役时受高温+大应力且相互耦合,导致服役寿命严重降低。因此,开发新型高强韧长寿命热作模具钢迫在眉睫。如何通过微合金化和热处理调控钢中碳化物种类、尺寸、分布及其界面关系是实现高强韧热作模具钢开发的前提。然而,热作模具钢中合金元素种类多、含量高,如何实现碳化物的种类及特征参量的理想分布以充分挖掘模具钢服役过程中的性能潜力难度很大;同时,热作模具钢的服役工况往往是温度高、应力大且相互作用,导致钢的损伤因素复杂多变。故开展热作模具钢的组织性能调控及热-力耦合作用下的损伤机理研究意义重大。本文首先以4Cr5MoSiV1为研究对象,研究了热作模具钢4Cr5MoSiV1组织性能间的内在关联及其高温断裂机制,分析了碳化物类型、尺寸、形貌和分布等特征参量与裂纹萌生及扩展的关联关系,观察了裂纹附近显微组织的演变规律,为开发高强韧型热作模具钢提供一定的理论基础。在此基础上,制备了高强韧钛微合金化4Cr5MoSiV1Ti热作模具钢,通过改变合金成分和热处理工艺对4Cr5MoSiV1Ti热作模具钢进行组织性能调控;设计开发了热-力耦合条件下模具的动态损伤物理试验平台,开展了热挤压过程中4Cr5MoSiV1Ti模具钢的损伤行为研究,考察了钛微合金化4Cr5MoSiV1Ti热作模具钢在热-力耦合条件下的损伤机理,为高端模具钢的开发奠定理论基础。研究结果表明:4Cr5MoSiV1钢中第二相由主要含V的MC型碳化物和含Cr的M7C3和M23C6型碳化物构成;球状或椭球状的MC型碳化物析出于回火马氏体板条内或板条界处,其与基体具有半共格的界面关系,可增强钢的热稳定性和抗回火软化能力;形状不规则的M7C3和M23C6型碳化物主要析出于原奥氏体晶界或马氏体板条界处,与基体保持非共格的界面关系。随着回火温度的升高和时间的延长,4Cr5MoSiV1钢的硬度下降主要是由于高密度位错的回火马氏体经历了回复、局部再结晶,合金碳化物的析出和再结晶晶粒的生长所导致的。具有非共格界面关系且形状不规则的M7C3和M23C6碳化物的生长激活能较低,拉伸过程中更易生长且有形成应力集中的尖角存在,更易促进应力作用下裂纹的萌生。具有共格/半共格界面关系的MC型碳化物可抑制位错在晶界处富集,且在裂纹扩展过程中能有效传递载荷,对裂纹萌生及扩展有一定抑制作用。低温拉伸时4Cr5MoSiV1热作模具钢中回火马氏体上分布着大量纳米级的第二相颗粒及高密度位错,且位错滑移仅能在有限距离内进行,此时模具钢具有高强度低韧性;而升高拉伸温度后,回火马氏体的回复和局部再结晶、位错密度的下降引起基体的软化和滑移及交滑移的相互作用是获得较高的伸长率和断面收缩率的主要原因。在580℃、1 mm/min的单向拉伸条件下,4Cr5MoSiV1钢穿晶断裂时裂纹两侧形成了宽约100 nm的α相纳米晶形变带,这主要是由于高温变形过程中回火马氏体分解、局部再结晶和α相塑性变形的动态平衡所导致的。由于裂纹尖端受到强烈的应力作用和存在晶粒转动/滑动现象,发现了4Cr5MoSiV1热作模具钢中裂纹尖端形成的尺寸约为200 nm的“环形”位错组态。同4Cr5MoSiV1热作模具钢相比,添加0.13 wt%Ti的4Cr5MoSiV1Ti钢的室温强度和伸长率分别提高了13.5%和17.7%;同时,增加了二次硬化点的峰值硬度（提高3.9 HRC）,二次硬化峰值温度（提高20℃）和扩散激活能（增加23k J/mol）。即该合金具有更好的高温稳定性和抗回火软化能力,这可能与微量Ti元素的添加形成了尺寸约为50 nm富含Ti的MC型碳化物密切相关。回火过程中4Cr5MoSiV1Ti硬度下降主要是由于回火马氏体内高密度位错相互作用、抵消,形成位错墙或位错列,回火马氏体边界波浪状变化,第二相碳化物粗化以及局部再结晶亚晶粒的长大造成的。设计开发的热-力耦合条件下模具动态损伤物理试验平台主要包含液压控制系统、中频感应加热系统、压力位移获取系统、凸模表面温度测量系统和坯料转移系统等。基于该物理试验平台,研究了热-力耦合条件下4Cr5MoSiV1Ti热作模具反挤压1000℃的45#钢时凸模工作带圆角的宏观形貌、微观组织、元素分布及力学性能演变规律。热-力耦合作用下凸模的主要损伤形式为工作带圆角坍塌损伤,表面氧化和高温磨损。热挤压后凸模工作带圆角处的显微组织由表及里可分为表层细晶区、次表层塑性流变区和最内侧的类原始组织区三部分;且塑性流变区的宽度随挤压次数的增多逐渐增加。4Cr5MoSiV1Ti钢的表面软化主要是由热-力耦合下的过回火现象、碳化物与位错的交互作用和碳化物的粗化行为三方面造成的。发现了具有核壳结构的Ti-V复合MC型碳化物,其中芯部为四边形Ti C与外壳为球形VC具有完全共格的界面关系,该碳化物的形成可有效提升材料在服役过程中的高温性能稳定性。
易航[7]（2020）在《Ti-Mo-V复合微合金钢中第二相析出行为及组织性能研究》文中指出近年来,Ti-Mo微合金化铁素体高强钢发展迅速,在汽车、工程机械等领域应用前景广阔。与Ti元素相比,V元素的沉淀强化效果更为显着。在Ti-Mo微合金化钢中进一步添加V有望实现强度的进一步提升,但目前有关Ti-Mo-V复合微合金钢方面的研究依然较少,亟待系统研究。基于此,本文针对Ti-Mo-V复合微合金钢,系统研究钢中微合金第二相在奥氏体及铁素体中的析出行为,揭示其等温相变规律,分析卷取温度对组织和性能的影响,为实现Ti-Mo-V复合微合金钢的超高强化提供依据。析出理论计算结果表明,Ti-Mo-V复合微合金钢中第二相为（Ti,Mo,V）C。随着V含量的增加,Ti-Mo-V微合金钢中析出相体积分数增大,奥氏体析出动力学减缓,铁素体析出动力学加快。另外,增大奥氏体区变形,提高形变储能,将促进（Ti,Mo,V）C在奥氏体中析出,且其析出临界尺寸减小,有利于晶粒细化。同时,奥氏体中形变诱导析出量增加,将加快（Ti,Mo,V）C粒子在铁素体中的析出。等温相变研究结果表明,在700℃-550℃的温度范围内,随着等温温度降低,Ti-Mo和Ti-Mo-V-2钢中的组织均由铁素体向贝氏体转变,基体硬度均先增加后降低,且Ti-Mo-V-2钢的硬度更高,贝氏体转变动力学更慢。即:V能抑制贝氏体相变,有利于获得全铁素体组织。当等温温度为550℃时,Ti-Mo和Ti-Mo-V-2钢中贝氏体转变动力学模型分别为:BRF=1-exp(-0.03?t1.71)和BRF=1-exp(-0.01?t2.09)。利用实验室轧机试制Ti-Mo-V-1钢,结果表明,当卷取温度为650℃时,试验钢中的组织全为铁素体。随着卷取温度降低,试验钢中粒状贝氏体逐渐增加,铁素体晶粒不断细化,析出相平均粒径减小。当卷取温度为600℃时,试验钢的力学性能最佳。其抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为917 MPa、856 MPa和21.5%。其析出强化和细晶强化增量分别达到429 MPa和237 MPa,是最主要的强化机制。
宋扬[8]（2020）在《钛微合金化及热处理对低碳高强钢组织和性能的影响》文中研究说明低碳高强钢因其应用环境以及使用条件的特殊性,常常材料需要具有良好的力学性能。对低碳高强钢进行微合金化处理并结合一定的热处理工艺,可以有效地提高材料的性能;研究钛微合金化及热处理工艺对低碳高强钢组织和性能的影响规律及作用机理对于提高材料的性能、扩大材料的应用具有重要的意义。本文主要研究了钛微合金化处理以及固溶处理对低碳高强钢显微组织和力学性能的影响规律,并对析出粒子对材料原奥氏体晶粒尺寸长大的影响规律以及材料的强化机制进行了分析与讨论。通过JMatPro软件模拟分析材料的热力学及动力学行为,随着钛元素含量的增加,低碳高强钢平衡相成分中的Ti（C,N）沉淀相含量逐渐增加、析出温度逐渐升高,而M23C6的析出量和析出温度降低。提高钛元素的含量,会促进低碳高强钢等温冷却转变过程中的铁素体转变以及连续冷却转变过程中马氏体组织的形成;而钛含量改变不会对低碳高强钢的Ac3温度产生明显影响。在低碳高强钢中加入了不同含量的钛元素并在不同温度下固溶处理30min,分析钛元素含量以及固溶温度对低碳高强钢显微组织的影响。低碳高强钢的显微组织主要是板条马氏体,钛元素含量的增加没有改变低碳高强钢的室温相组成;随着钛含量的增加,材料的原奥氏体晶粒尺寸降低,并在钛元素含量达到0.05 wt%时原奥氏体晶粒最小,随着钛含量的继续升高,原奥氏体晶粒细化程度减弱但相比于未添加Ti的试样,原奥氏体晶粒仍得到细化。固溶处理不会改变低碳高强钢的相组成;随着固溶温度的提高,材料的原奥氏体晶粒尺寸仅略微长大,马氏体板条的边界逐渐模糊。测试了不同钛含量、不同固溶处理工艺的低碳高强钢的力学性能。提高钛元素的含量,低碳高强钢的强度、硬度提高,塑性降低、屈强比提高;钛元素含量达到0.05 wt%时低碳高强钢的力学性能最优,继续提高钛元素的含量,材料的性能有所下降,但与未进行钛微合金化处理的无钛钢相比,性能仍然较好。在850℃～900℃的温度范围内对材料进行固溶处理时,固溶温度每提高25℃,材料的强度提高约50 MPa～100 MPa,材料的屈强比降低。结合第4章及第5章的内容分析了析出粒子对含钛低碳高强钢显微组织长大行为的影响,并讨论了钛微合金化处理后材料的强化机制。在钛微合金化低碳高强钢中,生成的Ti C粒子、Ti N粒子可以细化组织、抑制原奥氏体晶粒的长大,但是Ti C粒子的抑制作用最强;当低碳高强钢中的Ti C粒子不能析出时,材料的晶粒长大倾向性明显。对于钛微合金化低碳高强钢,它的高强度主要是固溶强化、细晶强化、沉淀强化、位错强化协同作用的结果。
王宁[9]（2020）在《热轧工艺和铌钛含量对低碳微合金钢组织性能的影响研究》文中研究指明由于热水器内胆特殊的服役条件,对用于制造热水器内胆的低碳微合金钢的屈服强度有一定的要求。低碳微合金钢在釉化烧结过程相当于进行了一次热处理过程,会发生铁素体-奥氏体转变、晶粒长大等显微组织变化。本文采用实验、热力学计算和有限元模拟结合的方法研究了动态形变诱导铁素体相变（DSIT）轧制工艺以及Nb、Ti含量对低碳微合金钢轧制态和热处理后的显微组织和力学性能的影响,主要研究结果如下。热力学计算结果表明:含0.01-0.06 wt.%Nb钢板的Ae3温度在871℃-873℃之间,碳氮化物的全固溶温度在1009℃-1179℃之间;含0.02 wt.%Ti钢板的Ae3温度为874℃,碳氮化物的全固溶温度高于920℃。淬火实验表明含0.02 wt.%Nb钢板的Ar3温度为840℃-860℃。研究了不同轧制工艺对低碳微合金钢组织性能的影响。结果表明:采用不同的后3道次开轧温度（T3）的钢板轧制态屈服强度(σ0.2)相差约10-50 MPa,平均晶粒尺寸在3-4μm之间,当T3温度范围在820℃-840℃之间时,钢板的综合性能较好。结合有限元模拟结果发现,T3温度越高,轧件在轧制过程中的塑性变形抗力越低,轧件受到的轧制力越小;采用较大压下率（I#）轧制的钢板比较小压下率（II#）钢板的屈服强度(σ0.2)高,有限元模拟结果表明,压下率较大时,轧件在后3道次轧制过程中的温度回升较明显,最大轧制力也较大;不同轧制工艺对热处理后钢板的组织性能的影响不大。研究了不同Nb、Ti含量对低碳微合金钢组织性能的影响,结果表明:随着Nb含量的增加,钢板轧制态的屈服强度(σ0.2)逐渐增大（～426-459 MPa）,屈服平台逐渐明显,平均晶粒尺寸约在3-4μm之间。比较含相同质量分数的Nb、Ti钢板发现,含Nb钢板的屈服强度（～430 MPa）比含Ti钢板的（～371 MPa）的高约60 MPa,含Nb钢板的晶粒尺寸（～3μm）比含Ti钢板的（～6μm）的小约3μm左右,含Ti钢板的拉伸曲线没有明显的屈服现象;含Nb钢板经815℃-871℃砂冷（SC）或空冷（AC）热处理后的屈服强度（SC:～412-457 MPa;AC:～415-440 MPa）比轧制态的略微降低,热处理后的晶粒尺寸约为3-4.5μm,比轧制态的略有增大。主要是由于在热处理过程中轧制引起的应变储存能得以释放,促进晶粒长大。含Ti钢板在砂冷热处理后的屈服强度（～389-397 MPa）比轧制态的略有提高,而空冷热处理后的屈服强度（～353-389 MPa）比轧制态的略有降低。对含0.02-0.06wt.%Nb的钢板经过871℃砂冷热处理后的强化机制进行计算分析发现,各种强化机制对砂冷热处理后钢板屈服强度的贡献依次为:细晶强化（～45%）,固溶强化（～25%）,位错强化（～15%）和析出强化（～10%）。
汤蒙[10]（2020）在《南海环境下稀土掺杂对高强钢耐蚀性的影响》文中研究说明发展具有我国资源优势的海洋工程稀土微合金高强钢对促进我国海洋工程装备产业的发展具有重要意义。其中,腐蚀失效是影响材料服役寿命的关键问题之一。然而,关于稀土微合金高强钢腐蚀机理的研究远远不够,甚至是尚未涉及。稀土微合金高强钢在海洋环境下的腐蚀行为是以局部腐蚀为先导、局部腐蚀扩散合并进而形成的全面腐蚀。本文首先通过动力学极化曲线实验和腐蚀失重实验评估稀土（RE）微合金钢的腐蚀行为,然后通过扫描电子显微镜（SEM）观察腐蚀形态。通过NaCl溶液腐蚀后,硫化物（或硫氧化物）优先溶解,然后在Fe基体和氧化物之间的边界处腐蚀。之后,夹杂物整体上脱落,促进了点蚀成核。通过第一性原理计算表明,各种夹杂物的功函数按以下顺序下降:La2Zr2O7>LaAlO3>（La2O3≈Fe≈La2O2S）>La2S3,这为夹杂物的溶解行为提供了理论解释。即含硫的夹杂物倾向于优先溶解,而氧化物不容易溶解。随后,通过扫描振动电极（SVET）检测了表面电流分布,这为夹杂物在腐蚀传播中的作用提供了更多的微观表征。结果表明,点蚀形核加速了腐蚀的横向传播。最后,局部腐蚀以均匀腐蚀的形式扩散到整个表面。然后通过XRD分析腐蚀产物和电化学阻抗（EIS）实验,结果表明,添加稀土元素后,微合金钢中保护性腐蚀产物α-FeOOH的含量略高于未添加稀土元素的普通微合金钢,电化学阻抗谱表面添加稀土的钢极化电阻略高,耐蚀性越好。因此,稀土元素掺杂对微合金耐腐蚀性能的提高主要体现在变质夹杂影响微合金钢腐蚀初期局部腐蚀行为,对全面腐蚀过程略有影响。
二、Zr含量对微合金钢组织和性能的影响（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、Zr含量对微合金钢组织和性能的影响（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）DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 船板钢 |
| 2.1.1 船板钢特点与分类 |
| 2.1.2 DH36高强度船板钢的技术要求 |
| 2.2 船板钢缺陷及其研究 |
| 2.2.1 中厚钢板中的常见缺陷 |
| 2.2.2 中厚板缺陷产生原因分析 |
| 2.3 船板钢的技术发展和研究现状 |
| 2.3.1 船板钢的技术发展 |
| 2.3.2 船板钢发展方向 |
| 2.3.3 控轧控冷的研究 |
| 2.3.4 国内外高强度船板钢的现状 |
| 2.3.5 国内高强度船板钢存在的差距 |
| 2.4 船板钢韧脆转变温度的研究 |
| 2.4.1 船板钢的强韧化机制 |
| 2.4.2 韧脆转变温度的影响因素 |
| 2.4.3 合金元素的韧脆转变温度的影响 |
| 2.5 DH36高强度船板钢耐蚀性评估与防护涂层的制备 |
| 2.5.1 DH36高强度船板钢耐蚀性研究 |
| 2.5.2 锌镍合金镀层防护工艺 |
| 2.5.3 锌镍超疏水镀层防护工艺 |
| 2.6 研究背景和研究意义 |
| 3 研究内容和研究方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 解剖分析 |
| 3.2.2 炼钢和轧钢工艺优化设计及分析 |
| 3.2.3 冲击性能检测及热模拟实验 |
| 3.2.4 焊接性能试验 |
| 3.2.5 耐蚀性评估 |
| 3.2.6 锌镍合金镀层的制备与耐蚀性评估 |
| 3.2.7 锌镍超疏水镀层制备与耐蚀性实验 |
| 4 DH36高强度船板钢冲击性能不合的宏观、微观机理分析 |
| 4.1 DH36高强度船板冲击性能 |
| 4.2 低倍分析 |
| 4.3 断口分析 |
| 4.4 金相及夹杂物分析 |
| 4.4.1 非金属夹杂物评级 |
| 4.4.2 金相及夹杂物分析 |
| 4.5 夹杂物MnS析出热力学计算 |
| 4.5.1 液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.2 固液前沿液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.3 固相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.6 微观缺陷分析 |
| 4.6.1 异常组织的形成原因 |
| 4.6.2 异常组织中夹杂物的形成机理 |
| 4.6.3 异常组织中的裂纹源 |
| 4.6.4 钢板中微裂纹形成的外部条件 |
| 4.7 DH36冲击性能不合的综合分析及讨论 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 DH36船板钢脱磷、脱硫模型的建立 |
| 5.1 基于IMCT的DH36船板钢转炉冶炼控磷的热力学计算 |
| 5.1.1 炉渣氧化能力与L_P预报模型 |
| 5.1.2 CaO-MgO-FeO-Fe_2O_3-MnO-Al_2O_3-SiO_2-TiO_2-P_2O_5渣系IMCT模型 |
| 5.1.3 IMCT渣系Fe_tO质量作用浓度的表征方法 |
| 5.1.4 基于IMCT的船板钢磷分配比预报模型验证 |
| 5.1.5 温度对船板钢L_P的影响 |
| 5.1.6 渣成分对船板钢L_P的影响 |
| 5.2 DH36船板钢脱硫模型 |
| 5.2.1 DH36炼钢LF脱硫热力学模型 |
| 5.2.2 钢中氧、硫含量对活度系数的影响 |
| 5.2.3 钢液氧含量对L_S的影响 |
| 5.2.4 精炼温度对平衡常数及L_S的影响 |
| 5.2.5 精炼渣成分对L_S的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 DH36高强度船板钢成分、炼钢工艺优化及对焊接性能影响 |
| 6.1 DH36高强度船板钢的成分优化设计 |
| 6.1.1 DH36高强度船板钢冲击性能回归分析 |
| 6.1.2 DH36高强度船板钢的成分优化 |
| 6.2 炼钢工艺的优化 |
| 6.2.1 炼钢生产工艺优化 |
| 6.2.2 连铸生产工艺优化 |
| 6.3 工艺优化的DH36高强度船板钢焊接性能试验 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 DH36高强度船板钢控轧控冷工艺及对冲击性能影响 |
| 7.1 DH36船板钢连续冷却转变及组织细化研究 |
| 7.1.1 DH36静态CCT曲线测定 |
| 7.1.2 变形量及变形温度对奥氏体再结晶的影响 |
| 7.2 控轧控冷工艺对DH36船板钢冲击性能的影响 |
| 7.2.1 终轧温度对冲击功的影响 |
| 7.2.2 终冷温度对冲击功的影响 |
| 7.3 DH36高强度船板钢控轧控冷试验 |
| 7.3.1 轧制工艺设计 |
| 7.3.2 冲击韧性检测分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 DH36船板钢耐蚀性研究及防护涂层制备 |
| 8.1 DH36船板钢耐蚀性研究 |
| 8.1.1 DH36船板钢极化性能研究 |
| 8.1.2 DH36船板钢阻抗谱研究 |
| 8.1.3 DH36船板钢盐水浸泡实验研究 |
| 8.2 DH36船板钢锌镍合金电镀及耐蚀性研究 |
| 8.2.1 锌镍合金层的微观形貌与成分分析 |
| 8.2.2 锌镍合金层的耐蚀性分析 |
| 8.2.3 锌镍合金层的耐蚀机理 |
| 8.3 低硫DH36船板钢锌镍超疏水镀层及耐蚀性研究 |
| 8.3.1 锌镍超疏水镀层的微观形貌与成分分析 |
| 8.3.2 锌镍超疏水镀层的润湿性分析 |
| 8.3.3 锌镍超疏水镀层的耐蚀性分析 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 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）Ti-Nb微合金化高强钢强韧化机理及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 微合金化技术及微合金钢 |
| 1.2.1 微合金化技术特点 |
| 1.2.2 微合金钢的发展历程 |
| 1.2.3 微合金钢的特点 |
| 1.3 微合金钢的强化机制 |
| 1.3.1 细晶强化 |
| 1.3.2 析出强化 |
| 1.3.3 固溶强化 |
| 1.3.4 位错强化 |
| 1.3.5 相变强化 |
| 1.4 控制轧制和控制冷却工艺特点 |
| 1.4.1 控制轧制 |
| 1.4.2 控制冷却 |
| 1.5 主要微合金元素在控轧控冷中的作用 |
| 1.5.1 钒的作用 |
| 1.5.2 铌的作用 |
| 1.5.3 钛的作用 |
| 1.5.4 钛-铌复合的优点 |
| 1.6 课题来源和研究内容及意义 |
| 1.6.1 课题来源 |
| 1.6.2 研究内容及意义 |
| 第2章 总体研究方案和实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 主要实验方法 |
| 2.2.1 冶炼与轧制 |
| 2.2.2 热模拟实验 |
| 2.2.3 力学性能检验 |
| 2.2.4 组织观察与分析 |
| 2.2.5 数据处理软件 |
| 第3章 成分设计和微合金化元素对组织性能影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 成分设计与轧制 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 力学性能 |
| 3.3.2 显微组织 |
| 3.3.3 析出物分析 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 Nb和Ti含量对析出物和微观组织的影响 |
| 3.4.2 Nb和Ti含量对强度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 加热工艺对奥氏体晶粒尺寸及第二相粒子析出行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 奥氏体化温度的影响 |
| 4.2.1 实验材料和方案 |
| 4.2.2 奥氏体化温度对奥氏体晶粒尺寸的影响 |
| 4.2.3 奥氏体化温度对第二相粒子析出行为的影响 |
| 4.3 奥氏体化时间的影响 |
| 4.3.1 实验方案和材料 |
| 4.3.2 奥氏体化时间对晶粒长大的影响 |
| 4.3.3 奥氏体化时间对第二相粒子析出行为的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 奥氏体再结晶规律研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方案 |
| 5.3 变形抗力曲线 |
| 5.4 动态再结晶模型 |
| 5.4.1 Zener-Hollomon参数 |
| 5.4.2 动态再结晶状态图 |
| 5.4.3 动态再结晶动力学方程 |
| 5.4.4 动态再结晶体积分数 |
| 5.5 负荷分配对组织的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 过冷奥氏体连续冷却转变规律研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 静态连续冷却转变曲线 |
| 6.2.1 实验方案 |
| 6.2.2 膨胀曲线 |
| 6.2.3 显微组织 |
| 6.2.4 静态CCT曲线 |
| 6.3 动态连续冷却转变曲线 |
| 6.3.1 实验方案 |
| 6.3.2 显微组织 |
| 6.3.3 动态CCT曲线 |
| 6.4 静态和动态CCT曲线对比分析 |
| 6.5 析出物分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 Ti-Nb微合金化高强钢冷却工艺研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验材料及方案 |
| 7.3 结果与讨论 |
| 7.3.1 显微组织 |
| 7.3.2 EBSD分析 |
| 7.3.3 析出物分析 |
| 7.3.4 强化增量分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 Ti-Nb微合金化高强钢工业试制 |
| 8.1 工业试制方案 |
| 8.2 力学性能分析 |
| 8.2.1 显微组织 |
| 8.2.2 析出物分析 |
| 8.2.3 EBSD分析 |
| 8.2.4 强化增量分析 |
| 8.3 冲击性能分析 |
| 8.3.1 冲击韧性 |
| 8.3.2 冲击断口形貌 |
| 8.4 结果讨论 |
| 8.5 本章小结 |
| 第9章 总结、创新点及展望 |
| 9.1 总结 |
| 9.2 主要创新点 |
| 9.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 研究成果 |
| 1.发表论文 |
| 2.授权专利 |
| 3.获得科技奖项 |
| 4.参加科研项目 |
（5）高密度脉冲电流处理AZ系变形镁合金的微观组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁及镁合金概述 |
| 1.2.1 镁及镁合金发展与应用 |
| 1.2.2 当前镁合金发展面临的技术问题 |
| 1.3 镁合金性能及改进 |
| 1.3.1 镁合金塑性变形机制 |
| 1.3.2 镁合金晶粒细化方法 |
| 1.4 高能脉冲电流在金属领域的研究和应用 |
| 1.4.1 电致塑性效应 |
| 1.4.2 脉冲电流细化金属凝固组织 |
| 1.4.3 脉冲电流对固态相变的影响 |
| 1.4.4 脉冲电流对金属材料再结晶的影响 |
| 1.5 本文研究的目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的与意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.2.1 高位错密度变形镁合金试样制备 |
| 2.3 电脉冲处理系统 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.4.1 光学显微组织分析 |
| 2.4.2 电子显微组织分析 |
| 2.4.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.4 差示扫描量热分析(DSC) |
| 2.5 力学性能分析 |
| 2.5.1 拉伸实验 |
| 2.5.2 数据处理 |
| 第三章 不同ECAP工艺下AZ61 合金的微观组织和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同温度下ECAP处理AZ61 合金的显微组织 |
| 3.2.1 473K ECAP处理 |
| 3.2.2 423K ECAP处理 |
| 3.2.3 373K ECAP处理 |
| 3.2.4 423K+373K多道次变温ECAP处理 |
| 3.3 ECAP变形AZ61 合金中的位错密度演变 |
| 3.4 ECAP变形AZ61 合金的力学性能 |
| 3.5 初始微观组织对ECAP变形和变形储存能累积的影响 |
| 3.5.1 90°通道角ECAP处理AZ61 合金的微观组织 |
| 3.5.2 90°+160°通道角的ECAP处理AZ61 合金的微观组织 |
| 3.5.3 90°+160°通道角ECAP处理AZ61 合金中的位错密度及变形储存能 |
| 3.6 不同ECAP处理的镁合金中位错密度累积对比 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 高密度脉冲电流作用下高位错密度AZ61 合金的静态再结晶行为及其组织性能优化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 电脉冲处理实验设计 |
| 4.3 电脉冲处理473K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.4 电脉冲处理423K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.5 电脉冲处理373K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.6 电脉冲处理423K-8+373K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.7 电脉冲处理对变形镁合金中相析出行为的影响 |
| 4.8 电脉冲处理对160o通道角ECAP工艺下AZ61 合金位错密度的影响 |
| 4.9 高位错密度AZ61 合金在电脉冲处理过程中的织构演变 |
| 4.10 电脉冲处理变形镁合金的力学性能 |
| 4.11 传统热处理对比实验分析 |
| 4.12 本章小结 |
| 第五章 Al元素含量对脉冲电流处理Mg-Al合金组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 ECAP实验设计 |
| 5.3 脉冲电流处理实验设计 |
| 5.4 Al元素含量对脉冲电流处理变形镁合金微观组织的影响 |
| 5.4.1 ECAP变形前后AZ31和AZ91 合金的微观组织演变 |
| 5.4.2 脉冲电流处理ECAP变形后AZ31和AZ91 合金的微观组织演变 |
| 5.5 Al元素含量对脉冲电流处理变形镁合金位错行为的影响 |
| 5.6 Al元素含量对脉冲电流处理变形镁合金力学性能的影响 |
| 5.7 低温慢速大挤压比变形AZ91 合金微观组织与力学性能 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 高密度脉冲电流下变形镁合金的静态再结晶机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 高密度脉冲电流下变形镁合金的静态再结晶热力学 |
| 6.2.1 高密度脉冲电流处理变形镁合金中的热效应 |
| 6.2.2 高密度脉冲电流处理变形镁合金中的非热效应 |
| 6.3 高密度脉冲电流下变形镁合金的静态再结晶动力学 |
| 6.3.1 高密度脉冲电流下变形镁合金中的位错行为 |
| 6.3.2 高密度脉冲电流处理变形镁合金中的电迁移 |
| 6.4 高密度脉冲电流处理变形镁合金的晶粒细化机制 |
| 6.5 高密度脉冲电流下变形镁合金的相析出行为 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（6）4Cr5MoSiV1（Ti）组织性能调控及损伤机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的和意义 |
| 1.2 热作模具钢损伤行为与显微组织关联性研究 |
| 1.2.1 热疲劳损伤 |
| 1.2.2 高温磨损行为 |
| 1.2.3 氧化损伤 |
| 1.3 热作模具钢组织性能调控研究 |
| 1.3.1 合金成分调控组织性能 |
| 1.3.2 钛微合金化的研究现状 |
| 1.3.3 热处理调控组织性能 |
| 1.4 研究内容和技术路线 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 技术路线 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 钛微合金化4Cr5MoSiV1Ti钢中析出相的模拟计算 |
| 2.3 试验材料制备 |
| 2.3.1 合金熔炼 |
| 2.3.2 钛微合金化4Cr5MoSiV1Ti钢的锻造 |
| 2.3.3 钛微合金化4Cr5MoSiV1Ti的热处理 |
| 2.3.4 4Cr5MoSiV1(Ti)钢中碳化物的萃取 |
| 2.4 力学性能检测 |
| 2.4.1 洛氏硬度测试 |
| 2.4.2 显微硬度测试 |
| 2.4.3 强度塑性测试 |
| 2.5 热-力耦合条件下4Cr5MoSiV1Ti损伤机理研究 |
| 2.6 显微组织观察 |
| 2.6.1 SEM观察 |
| 2.6.2 TEM观察 |
| 2.6.3 EBSD分析 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 回火处理对4Cr5MoSiV1 组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 回火温度对4Cr5MoSiV1 组织性能的影响 |
| 3.2.1 4Cr5MoSiV1 钢的热稳定性 |
| 3.2.2 回火温度对4Cr5MoSiV1 显微组织的影响 |
| 3.2.3 4Cr5MoSiV1 钢中析出相分析 |
| 3.2.4 4Cr5MoSiV1 钢二次硬化的分析讨论 |
| 3.3 回火时间对4Cr5MoSiV1 组织性能的影响 |
| 3.3.1 4Cr5MoSiV1 的回火抗软化性能 |
| 3.3.2 回火时间对4Cr5MoSiV1 显微组织的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 4Cr5MoSiV1 钢高温断裂机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 4Cr5MoSiV1 钢的高温力学性能 |
| 4.2.1 4Cr5MoSiV1 钢的高温力学性能 |
| 4.2.2 4Cr5MoSiV1 的高温拉伸断口形貌 |
| 4.2.3 拉伸温度对4Cr5MoSiV1 显微组织的影响 |
| 4.2.4 析出相分析 |
| 4.2.5 4Cr5MoSiV1 的高温变形机制 |
| 4.3 4Cr5MoSiV1 高温断裂时裂纹两侧组织演变规律 |
| 4.4 碳化物对4Cr5MoSiV1 裂纹萌生及扩展的影响 |
| 4.4.1 碳化物对裂纹萌生的影响 |
| 4.4.2 碳化物对裂纹扩展的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 微合金化钛对4Cr5MoSiV1Ti组织性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微合金化钛4Cr5MoSiV1 钢的热稳定性 |
| 5.3 微合金化钛4Cr5MoSiV1 钢的力学性能 |
| 5.3.1 微合金化钛4Cr5MoSiV1 钢的工程应力应变曲线 |
| 5.3.2 微合金化钛4Cr5MoSiV1 钢的室温力学性能 |
| 5.3.3 微合金化钛4Cr5MoSiV1 钢的高温力学性能 |
| 5.4 微合金化钛4Cr5MoSiV1 钢的显微组织 |
| 5.4.1 微量合金化钛对晶粒尺寸的影响 |
| 5.4.2 微合金化钛对4Cr5MoSiV1 钢中第二相碳化物影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 回火处理对4Cr5MoSiV1Ti组织性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 回火温度对4Cr5MoSiV1Ti组织性能的影响 |
| 6.2.1 4Cr5MoSiV1Ti钢的热稳定性 |
| 6.2.2 4Cr5MoSiV1Ti钢的显微组织 |
| 6.2.3 4Cr5MoSiV1Ti钢中析出的碳化物 |
| 6.2.4 回火温度对4Cr5MoSiV1Ti力学性能的影响 |
| 6.3 分析讨论 |
| 6.3.1 4Cr5MoSiV1Ti钢的回火稳定性 |
| 6.3.2 4Cr5MoSiV1Ti钢的回复再结晶行为 |
| 6.3.3 钛微合金化对4Cr5MoSiV1Ti力学性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 热-力耦合下4Cr5MoSiV1Ti的损伤机理 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 4Cr5MoSiV1Ti的高温软化及动态变形机制 |
| 7.2.1 拉伸温度对4Cr5MoSiV1Ti高温力学性能的影响 |
| 7.2.2 拉伸温度对4Cr5MoSiV1Ti近断口区显微组织的影响 |
| 7.2.3 4Cr5MoSiV1Ti的高温软化机制 |
| 7.2.4 4Cr5MoSiV1Ti的高温变形机制 |
| 7.3 热-力耦合下模具钢动态损伤物理试验平台搭建 |
| 7.3.1 研制目标及整体思路 |
| 7.3.2 中频感应加热及控温系统 |
| 7.3.3 压力-位移数据获取系统 |
| 7.3.4 凸模表面温度测量系统 |
| 7.3.5 工作过程及主要功能 |
| 7.4 热-力耦合下4Cr5MoSiV1Ti损伤形式 |
| 7.4.1 凸模表面氧化损伤 |
| 7.4.2 凸模表面的摩擦磨损 |
| 7.4.3 凸模工作带圆角坍塌损伤 |
| 7.5 热-力耦合下4Cr5MoSiV1Ti组织性能演变 |
| 7.5.1 4Cr5MoSiV1Ti显微硬度变化规律 |
| 7.5.2 4Cr5MoSiV1Ti显微组织 |
| 7.5.3 核壳结构的Ti-V复合碳化物 |
| 7.6 热-力耦合下4Cr5MoSiV1Ti损伤机理 |
| 7.6.1 热-力耦合下4Cr5MoSiV1Ti的过回火现象 |
| 7.6.2 热-力耦合下4Cr5MoSiV1Ti中碳化物与位错的交互作用 |
| 7.6.3 热-力耦合下4Cr5MoSiV1Ti中碳化物的粗化行为 |
| 7.6.4 热-力耦合下4Cr5MoSiV1Ti交互损伤行为 |
| 7.6.5 热-力耦合下4Cr5MoSiV1Ti的表面变形行为 |
| 7.7 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（7）Ti-Mo-V复合微合金钢中第二相析出行为及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 钢铁材料中的主要强化机制 |
| 1.2.1 固溶强化 |
| 1.2.2 位错强化 |
| 1.2.3 细晶强化 |
| 1.2.4 析出强化 |
| 1.3 微合金元素在钢中的作用 |
| 1.3.1 Ti元素在在钢中的作用 |
| 1.3.2 Mo元素在钢中的作用 |
| 1.3.3 V元素在钢中的作用 |
| 1.4 Ti微合金钢的研究现状 |
| 1.4.1 国外研究现状 |
| 1.4.2 国内研究现状 |
| 1.5 钢中第二相析出理论计算 |
| 1.5.1 第二相在基体中的析出模型假设 |
| 1.5.2 第二相在基体中固溶的热力学计算 |
| 1.5.3 第二相在基体中的析出动力学计算 |
| 1.6 课题研究内容及目的 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 热模拟实验 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 微观组织观察 |
| 第3章 (Ti,Mo,V)C粒子在钢中的析出行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 第二相在奥氏体中的析出行为 |
| 3.2.1 不同V含量对第二相在奥氏体中析出热力学和动力学的影响 |
| 3.2.2 形变储能对第二相在奥氏体中析出动力学的影响 |
| 3.3 第二相在铁素体中的析出行为 |
| 3.3.1 不同V含量对第二相在铁素体中析出热力学和动力学的影响 |
| 3.3.2 形变诱导析出对第二相在铁素体中析出动力学的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ti-Mo-V微合金钢等温相变研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 结果与分析 |
| 4.3.1 Ti-Mo钢等温相变行为 |
| 4.3.2 Ti-Mo-V-2钢等温相变行为 |
| 4.3.3 贝氏体相变动力学 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 卷取温度对Ti-Mo-V钢组织性能及析出行为影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 卷取温度对组织和析出相的影响 |
| 5.3.1 卷取温度对显微组织的影响 |
| 5.3.2 析出MC相表征 |
| 5.4 不同卷取温度下Ti-Mo-V-1钢性能及强化机理分析 |
| 5.4.1 卷取温度对力学性能的影响 |
| 5.4.2 强化机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6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 |
| 附录2 攻读硕士学位期间参加的科研项目 |
（8）钛微合金化及热处理对低碳高强钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛微合金化钢的概述 |
| 1.2.1 钛微合金化钢的发展 |
| 1.2.2 钛微合金化对材料组织和性能的影响 |
| 1.3 钛微合金钢强韧化机制 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 析出强化 |
| 1.3.3 细晶强化 |
| 1.3.4 位错强化 |
| 1.4 热处理工艺对微合金钢的影响 |
| 1.5 热力学及动力学模拟计算在钛微合金钢中的作用 |
| 1.6 本文主要研究内容及意义 |
| 第2章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 课题研究路线 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 材料制备以及加工 |
| 2.3.1 材料的熔炼以及浇铸 |
| 2.3.2 材料的轧制处理 |
| 2.3.3 材料的热处理工艺 |
| 2.4 JMatPro模拟计算 |
| 2.5 显微组织表征 |
| 2.5.1 金相试样制备及组织观察 |
| 2.5.2 晶粒尺寸的统计 |
| 2.5.3 X射线衍射分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 硬度测试 |
| 2.6.2 拉伸测试 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 钛微合金钢的热力学及动力学模拟计算 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 理论基础 |
| 3.2.1 热力学计算原理 |
| 3.2.2 动力学计算原理 |
| 3.3 热力学计算与有关分析 |
| 3.3.1 0Ti钢中的平衡相与温度的关系 |
| 3.3.2 钛元素的引入对低碳高强钢各平衡相的影响 |
| 3.4 动力学计算与有关分析 |
| 3.4.1 低碳高强钢的TTT曲线 |
| 3.4.2 低碳高强钢的CCT曲线 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 钛微合金化及热处理对低碳高强钢组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同钛含量对低碳高强钢组织的影响 |
| 4.2.1 轧制态不同钛含量对材料显微组织的影响 |
| 4.2.2 不同钛含量对850℃固溶处理30min的低碳高强钢显微组织的影响 |
| 4.2.3 不同钛含量对875℃固溶处理30min的低碳高强钢显微组织的影响 |
| 4.2.4 不同钛含量对900℃固溶处理30min的低碳高强钢显微组织的影响 |
| 4.3 不同固溶处理温度对低碳高强钢组织的影响 |
| 4.3.1 不同固溶处理温度对无钛钢显微组织的影响 |
| 4.3.2 不同固溶处理温度对含钛钢显微组织的影响 |
| 4.3.3 低碳高强钢的物相分析 |
| 4.4 析出粒子对含钛钢晶粒长大的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 钛微合金化及热处理对低碳高强钢性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同钛含量对低碳高强钢性能的影响 |
| 5.2.1 轧制态钛含量改变对低碳高强钢力学性能的影响 |
| 5.2.2 不同钛含量对850℃固溶处理30min的低碳高强钢力学性能的影响 |
| 5.2.3 不同钛含量对875℃固溶处理30min的低碳高强钢力学性能的影响 |
| 5.2.4 不同钛含量对900℃固溶处理30min的低碳高强钢力学性能的影响 |
| 5.3 不同固溶处理温度对低碳高强钢性能的影响 |
| 5.3.1 不同固溶处理温度对无钛钢力学性能的影响 |
| 5.3.2 不同固溶处理温度对含钛钢力学性能的影响 |
| 5.4 含钛钢力学性能与强化机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）热轧工艺和铌钛含量对低碳微合金钢组织性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 低碳微合金钢概述 |
| 1.2.1 低碳微合金钢的发展和分类 |
| 1.2.2 低碳微合金钢的组织特征 |
| 1.2.3 低碳微合金钢的强韧化理论 |
| 1.3 低碳微合金钢轧制工艺研究 |
| 1.3.1 传统控轧控冷工艺(TMCP) |
| 1.3.2 动态形变诱导相变工艺 |
| 1.4 微合金元素与DSIT工艺相互关系 |
| 1.5 有限元模拟在轧制过程中的应用 |
| 1.5.1 有限元概述 |
| 1.5.2 有限元分类和发展 |
| 1.5.3 DEFORM-3D软件介绍 |
| 1.6 本课题研究目的和内容 |
| 第二章 实验方法和模拟软件 |
| 2.1 实验研究路线和方案 |
| 2.2 实验材料与设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 熔炼、轧制设备 |
| 2.2.3 热处理设备 |
| 2.3 热轧工艺及参数 |
| 2.4 热处理工艺及参数 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.6 显微组织分析 |
| 2.6.1 扫描电子显微镜试样制备与分析 |
| 2.6.2 晶粒尺寸测量 |
| 2.6.3 透射电子显微镜试样制备与分析 |
| 2.6.4 XRD试样制备与分析 |
| 2.7 热力学计算分析 |
| 2.8 轧制过程有限元模拟 |
| 第三章 热轧工艺对低碳微合金钢组织性能的影响 |
| 3.1 化学成分 |
| 3.2 热轧工艺参数 |
| 3.2.1 Pandat热力学计算 |
| 3.2.2 淬火实验分析 |
| 3.2.3 热轧工艺参数设计 |
| 3.3 轧制工艺对低碳微合金钢轧制态力学性能和显微组织的影响 |
| 3.3.1 轧制态低碳微合金钢的力学性能 |
| 3.3.2 轧制态低碳微合金钢的显微组织 |
| 3.4 轧制工艺对低碳微合金钢热处理后力学性能和显微组织的影响 |
| 3.4.1 低碳微合金钢热处理后的力学性能 |
| 3.4.2 低碳微合金钢热处理后的显微组织 |
| 3.5 热轧过程的有限元模拟 |
| 3.5.1 轧制过程几何模型的建立 |
| 3.5.2 材料模型和材料特性参数 |
| 3.5.3 模拟初始条件和边界条件的设定 |
| 3.5.4 DSIT热轧实验的的模拟结果与分析 |
| 3.5.5 后3 道次开轧温度T_3的影响 |
| 3.5.6 不同轧制压下率的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 铌、钛对低碳微合金钢组织性能的影响 |
| 4.1 化学成分及热轧工艺参数 |
| 4.2 不同Nb、Ti含量对低碳微合金钢轧制态组织性能的影响 |
| 4.3 不同Nb、Ti含量对低碳微合金钢热处理后组织性能的影响 |
| 4.4 强化机制分析 |
| 4.4.1 固溶强化 |
| 4.4.2 细晶强化 |
| 4.4.3 析出强化 |
| 4.4.4 位错强化 |
| 4.4.5 各强化机制对屈服强度的贡献 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 硕士期间发表的学术论文和专利 |
| 致谢 |
（10）南海环境下稀土掺杂对高强钢耐蚀性的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 金属材料腐蚀的概述 |
| 1.2.1 金属材料腐蚀的危害 |
| 1.2.2 金属材料腐蚀的分类 |
| 1.2.3 金属材料腐蚀的影响因素 |
| 1.3 稀土微合金钢的研究发展 |
| 1.3.1 稀土元素简介 |
| 1.3.2 稀土元素在钢中的存在形式 |
| 1.3.3 稀土元素在钢中的作用 |
| 1.3.4 稀土元素在钢中的应用 |
| 1.3.5 稀土元素对钢的耐腐蚀性能研究进展 |
| 1.4 选题的目的、意义及研究内容 |
| 第2章 实验与方法 |
| 2.1 试样制备 |
| 2.2 实验环境 |
| 2.3 腐蚀速率测量 |
| 2.3.1 动电位极化曲线测试 |
| 2.3.2 电化学阻抗测试 |
| 2.3.3 失重实验 |
| 2.4 微观形貌观察 |
| 2.5 第一性原理计算 |
| 2.6 SVET测量 |
| 2.7 锈层组成分析 |
| 2.7.1 XRD测试 |
| 2.7.2 锈层横截面SEM观察 |
| 第3章 稀土元素对微合金高强钢腐蚀速率的影响 |
| 3.1 失重实验分析 |
| 3.2 动电位极化曲线分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 夹杂物的统计学分析及其对初期腐蚀行为的影响 |
| 4.1 稀土夹杂物对腐蚀成核的影响 |
| 4.2 稀土夹杂物统计 |
| 4.3 稀土夹杂物的腐蚀行为分析 |
| 4.4 稀土夹杂物腐蚀行为的理论分析 |
| 4.5 稀土夹杂物对腐蚀发展的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 稀土元素在全面腐蚀过程中的作用 |
| 5.1 腐蚀产物截面观察及分析 |
| 5.2 锈层XRD结果分析 |
| 5.3 电化学阻抗结果分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 附录2 攻读硕士学位期间参加的科研项目 |
四、Zr含量对微合金钢组织和性能的影响（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]DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究[D]. 李宏亮. 北京科技大学, 2021(08)
- [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]Ti-Nb微合金化高强钢强韧化机理及组织性能研究[D]. 杨海林. 武汉科技大学, 2021
- [5]高密度脉冲电流处理AZ系变形镁合金的微观组织与力学性能研究[D]. 单召辉. 太原理工大学, 2020
- [6]4Cr5MoSiV1（Ti）组织性能调控及损伤机理研究[D]. 王要利. 河南科技大学, 2020(06)
- [7]Ti-Mo-V复合微合金钢中第二相析出行为及组织性能研究[D]. 易航. 武汉科技大学, 2020(01)
- [8]钛微合金化及热处理对低碳高强钢组织和性能的影响[D]. 宋扬. 哈尔滨工程大学, 2020(05)
- [9]热轧工艺和铌钛含量对低碳微合金钢组织性能的影响研究[D]. 王宁. 东南大学, 2020(01)
- [10]南海环境下稀土掺杂对高强钢耐蚀性的影响[D]. 汤蒙. 武汉科技大学, 2020(01)