一、马氏体相变形核机理（论文文献综述）
郭皓[1]（2021）在《外加改性纳米粒子技术诱导钢中铁素体形核的基础研究》文中研究说明钢中残留的大型夹杂物会导致材料裂纹萌生而损害其机械性能,同时由于晶粒粗大而导致大幅度降低材料的强韧性。上世纪有学者提出了“氧化物冶金”技术用于解决以上问题,即控制材料中细小弥散的夹杂物作为异质形核点,诱导晶内铁素体形核。随着外加技术和设备的不断成熟,通过喷吹等方式向钢液中加入合适成分的第二相粒子,可以起到促进晶粒细化、细化夹杂物等作用。之前有研究在钢中外加纳米级第二相粒子,一定程度细化了钢中的夹杂物和微观组织。然而,由于纳米粒子比表面积大、表面能高的特性,加入钢液后粒子容易聚集并上浮到钢液表面,造成纳米粒子在钢液中的使用效率大幅度降低。纳米粒子之间的团聚现象是软团聚,传统物理手段不能从本质上消除粒子间的作用力,因此有必要改变炼钢用纳米粒子的表面特性。首先,采用化学手段对MgO纳米粒子表面改造,根据表征结果,制备出一种新型的具有核壳结构的炼钢用纳米粒子,碳化后的粒子表面有一层厚度为10nm的碳层,在溶液中具有良好的单分散性。在氦气气氛下,原始MgO纳米粒子在高温钢液的润湿角达到了 130°,而表面改造的MgO@C纳米粒子的润湿角只有50°,具备更小的润湿角意味着改性后的纳米粒子具有更良好的润湿性。通过高温预实验分段取样,测定合金元素的含量计算得知,试验钢中改性纳米粒子的收得率达到了 65%,远高于原始纳米粒子的收得率。利用化学表面改性的方法,提高了炼钢用纳米粒子的收得率,解决外加纳米粒子技术的关键技术问题。其次,应用改性的炼钢用纳米粒子设计高温冶炼实验,研究发现纳米粒子对钢中非金属夹杂物的特性有很大影响。根据Factsage热力学模拟软件和SEM-EDS测试结果得知,纳米试验钢中生成大量不规则形状的TiN夹杂物,而且MgAl2O4尖晶石也逐渐取代了原始钢中单相Al2O3夹杂物。添加同质量的纳米粒子时,含改性纳米粒子的试验钢中的细小夹杂物的数量也高于含原始纳米粒子的试验钢。特别地,在含0.03%改性MgO@C纳米粒子的试验钢中,亚微米级别的夹杂物数量比例达到了所有夹杂物数量的77.2%。细小的夹杂物可以阻碍原奥氏体晶粒迁移并诱导针状铁素体形核。根据夹杂物异质形核诱导铁素体的理论,热力学计算得出TiN夹杂物的等效临界形核直径为0.346μm。改性纳米粒子在不同冷却条件下,对试验钢中微观组织的演变也有很大影响。在低碳高合金钢中,冷却速率的增加会减少试验钢中多边形铁素体的比例,并且会生成贝氏体相。更大的冷却速度为铁素体相变提供了更高的过冷度。同时,纳米试验钢中细小弥散的夹杂物会对原奥氏体晶界起到钉扎的作用,试验钢中细小的晶粒也会促进针状铁素体形核。在原位观察实验中,板条铁素体总是沿着晶界形成,而且总是先于针状铁素体形核,这些铁素体大多是在夹杂物表面被诱导。当冷却速率上升到-15℃/s时,板条铁素体和针状铁素体的开始转变温度都会降低,并且针状铁素体的比例会增大。同时,一定温度范围内,针状铁素体的长度与时间呈线性比例关系,说明在相变过程中针状铁素体形核的驱动力随时间基本不变。当冷速相同时,纳米试验钢中针状铁素体的开始形核温度高于原始钢,而且形核速率更大。最后,将外加纳米粒子技术应用于试验钢形变诱导相变强化工艺中,通过控制热压缩形变参数,研究双强化技术下实验钢中微观组织的演变及力学性能的变化。通过热压缩形变实验得知,更大的形变量导致钢中铁素体与马氏体相的平均尺寸均降低。钢中出现了大量细小链状的形变诱导铁素体和交错的针状铁素体,极大地提升了钢中微观组织的交错度,提高了材料的强韧性。在同一形变温度下,纳米钢中的应力峰值始终高于原始钢中的应力峰值。当形变温度为750℃时,纳米试验钢对应的最大应力峰值为516MPa,比原始钢的最大应力峰值高出28.4%。
周晴雯[2]（2020）在《临界变形Super304H奥氏体不锈钢中sigma相异常快速析出机理及晶间腐蚀脱敏工艺优化》文中认为新型高碳Super304H奥氏体不锈钢具有优异的高温性能,被广泛应用于超超临界锅炉中,然而高的碳含量导致该材料在高温服役时因大量M23C6沿晶界析出产生贫铬区而带来高晶间腐蚀敏感性问题。虽然通过对Super304H钢进行表面喷丸纳米化处理,利用纳米晶组织的大量快速扩散通道可以加速贫铬区愈合,获得快速脱敏效果,但剧烈喷丸变形组织在时效过程中会触发富铬sigma相的异常析出,导致材料性能的恶化。本文通过优化喷丸处理参数来调整塑性变形程度,在避免sigma相异常析出的前提下加快贫铬区的愈合速度,提高了脱敏效率;深入探讨和确定了变形组织中sigma相的早期析出和异常长大机理;在获得优化脱敏工艺基础上,考察了不同变形程度的变形组织在高温服役下的结构演变以及耐蚀性能的变化。全文获得如下研究结果:首先,发现Super304H钢的喷丸变形细晶化存在临界饱和变形值,并确定出不同喷丸强度和喷丸时间下的完整临界变形值曲线。未饱和变形下发生均匀塑性变形,变形层随喷丸时间的增加而快速向基体发展;当喷丸变形量达到过饱和值后,发生不均匀塑形变形,变形能在一些易变形位置局部聚集而形成高能的应力/应变集中位点。过饱和变形组织在高温时效时会发生sigma相快速析出,而大量微米尺寸sigma相的析出导致双环电化学动电位再活化（DL-EPR）曲线的再活化峰电位正移约30 m V。为避免sigma相析出并同时拥有高的脱敏效率,在脱敏工艺改进中需选取具有未过饱和变形量并靠近变形临界值的喷丸参数。随后,通过透射电镜观察了过饱和喷丸态Super304H钢中的早期时效组织,发现在变形组织发生再结晶之前就已经有纳米尺寸sigma相的形核,其优先形核位置为晶界、孪晶界和第二相的相界,特别是多界面交割位置。其中晶界、相界等存储了大量变形能成为应力/应变集中高能位点,而Sigma相在低能变形孪晶界面上的形核,则是由于部分继承了原奥氏孪晶结构,有助于降低相变能垒。另外,变形奥氏体中的过饱和变形位点附近存在铬偏析区,作为过渡区使得富铬sigma相更容易形核。但是,喷丸变形组织的残余压应力抑制了sigma相晶核的长大,只有当变形组织发生局部再结晶时,再结晶界面一侧的残余压应力得到释放,抑制作用显着减小;同时另一侧的变形组织内存在快速扩散通道,可满足sigma相长大对铬元素的需求,因此再结晶界面上的sigma相发生快速长大,至微米尺寸。采用优化的多个喷丸参数对Super304H奥氏体钢的脱敏工艺进行了改进,发现其中0.5 MPa-5 min喷丸试样650℃下时效10 h就能达到脱敏态,脱敏时效后试样表面的纳米晶晶粒虽然有所长大,但仍维持在纳米尺寸,且均匀耐蚀性最接近固溶态。高喷丸压力（0.6 MPa）试样的脱敏时间虽然更短（8 h）,但其均匀腐蚀性明显低于其他试样,这是由于该试样的脱敏时效组织中残余变形缺陷密度更高,对钝化膜的致密度产生不利影响。本文推荐的最佳脱敏工艺参数为:喷丸参数0.5 MPa-5min/时效参数650℃-10 h。最后,考察了未饱和变形和与过饱和变形的Super304H钢喷丸变形组织在高温服役下的结构演变及耐蚀性能变化。Super304H钢喷丸处理中,晶粒细化增大了钝化膜致密性,而变形缺陷的存在将降低钝化膜稳定性,两方面影响的竞争导致其喷丸纳米化后表面耐蚀性变化不明显。长时间高温时效后,喷丸组织发生局部再结晶,共存的再结晶粗晶区和残余变形细晶区因耐蚀性差异形成了腐蚀电偶。钝化初期钝化膜较薄,再结晶区域上的钝化膜耐蚀性更低而发生选择性溶解,导致动电位极化曲线在钝化区早期出现异常增大的电流峰。之后随着钝化电位升高,钝化膜厚度增加,选择性溶解停止。喷丸变形量的增加会加快再结晶速度,提高时效组织中的再结晶比例,导致钝化膜局部选择性溶解加剧,因此过饱和变形组织的异常溶解电流峰远远高于未饱和变形试样。本研究全面深入阐明了表面纳米晶态Super304H钢快速脱敏工艺中喷丸变形量、高温析出行为、时效组织演变和贫铬区自愈合之间的内在联系,为Super304H钢喷丸工艺和脱敏工艺优化提供了科学依据,具有重要的科学研究和工程应用价值。
许元涛[3]（2020）在《两类低碳马氏体合金钢中温析出相转变及其对力学性能的影响》文中研究说明大力发展超超临界燃煤火电与先进汽车制造技术,尽可能提高电厂效率与实现汽车轻量化,同时降低制造成本,是当前降低CO2排放最现实有效的途径。9-12%Cr与4-12%Mn低碳马氏体钢作为火电机组与先进高强汽车关键部件的候选材料,前者蒸汽参数（温度与压力）的提高主要受制于服役过程中亚晶粗化与有害相析出,后者强塑积的提高主要取决于热机械处理过程中亚稳奥氏体与析出相的耦合效果。低碳马氏体耐热钢在中温（500-650℃）服役过程中亚晶的稳定性主要由晶界析出相控制,各种类型析出相的相转变及相互耦合作用会严重影响亚晶稳定性与蠕变性能。中锰先进汽车钢在中温（450-700℃）热机械处理过程中亚稳奥氏体的稳定性受析出相的影响,各种类型析出相的相转变及其与马氏体相变/奥氏体逆相变的耦合作用会显着影响TRIP效应与强塑性。因此,这两类低碳马氏体钢的力学性能都与中温析出相转变息息相关,系统研究其中温相转变机制与调控相应微观组织是突破“蒸汽参数”与“强塑积”瓶颈的关键所在。本文选择了低碳马氏体钢中的两种典型代表即10.5%Cr耐热钢（X12Cr Mo WVNb N10-1-1）与9%Mn中锰钢（Fe-0.1C-9.12Mn-3.18Ni-1.31Al）作为研究对象,系统研究了这两类低碳马氏体钢的中温析出相转变行为,揭示了各类中温相转变的相互作用机制,并在中锰钢中利用中温析出相转变调控了亚稳奥氏体的稳定性与TRIP效应,根据实验结果建立了析出相转变与力学性能之间的关系。主要结果如下:对10.5%Cr耐热钢进行650℃长期时效,研究析出相的析出与溶解对相转变及力学性能的影响机制。研究结果发现:（1）在650°C时效18000h之前,由于Si和P在M23C6/铁素体界面偏聚,M23C6碳化物邻近区域形核的Laves相颗粒倾向于直接吞并相邻的M23C6碳化物,吞并过程优先沿着M23C6/铁素体界面开始,然后逐渐扩展到M23C6的中心,最后诱导形成粗大且形状不规则的Laves相颗粒。（2）在650°C时效33500h后,延伸率下降主要是由Laves相的两种不同的形核和长大机理以及较高的粗化速率(～32.0nm h1/3)引起的严重不均匀的且粗大的Laves相尺寸造成的。（3）在650℃时效40500 h后,M2（C,N）碳氮化物逐渐溶解诱导新形成大量纳米MX碳氮化物。MX的体积分数从40500 h增加到49500 h,不仅通过钉扎效应和析出强化来维持强度的稳定性,而且通过与Laves相之间对Si的激烈竞争而有效抑制了Laves相的快速粗化,从而有利于延展性。在650℃长期时效的后期（约9000 h）,获得了不同寻常的强度和延展性的组合。对9%Mn中锰钢先进行冷轧然后进行中温配分与回火处理,研究Ni Al相的析出对相转变及力学性能的影响机制。发现配分处理时在相界面上保留一些Ni Al型纳米颗粒,在随后回火过程中可以通过纳米Ni Al相的钉扎效应有效地阻止界面从奥氏体向铁素体迁移,这有利于稳定奥氏体。另外,在回火过程中引入更多的Ni Al型纳米颗粒,则可以获得更硬的马氏体基体,可以在变形过程中有效“屏蔽”周围的奥氏体并降低奥氏体的转变速率。基于纳米Ni Al相对奥氏体稳定性的双重影响,在PT630样品中获得了强度（屈服强度:1108 MPa/最终抗拉强度:1241 MPa）和延展性（总伸长率:46.4%）的优异组合,并避免了Lüders带的出现。对9%Mn中锰钢先进行冷轧然后进行中温预回火与配分处理,研究亚稳态富Mn M12C的析出与溶解对相转变及力学性能的影响机制。利用晶内富Mn fcc M12C碳化物的析出与溶解诱导在马氏体晶粒内形成细小的奥氏体,形成的奥氏体中Mn元素呈梯度分布且Mn与C的含量比较高。以富Mn M12C为基础形核的奥氏体不仅机械稳定性更高,而且化学稳定性更高,有利于提高加工硬化率与延展性。两类低碳马氏体合金钢中的这些中温相转变行为及相互作用机制不仅为马氏体耐热钢在长期服役后期重新获得强度和延展性提供了借鉴,而且也使得在中锰钢中利用析出相调控奥氏体稳定性与优化TRIP效应成为可能。
潘栋[4]（2020）在《电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响》文中指出先进高强度钢凭借其优异的力学性能、良好的成型性能以及较低的制造成本,在汽车制造、军工以及航天等领域有着十分广阔的应用前景。纵观第一代到第三代先进高强钢的发展历程,以“复相、多尺度”为基础的调控理论研制具有“亚稳相、超细晶基体”等特点的超级钢逐渐受到青睐。现今,在轻量化和智能制造等一些列工业背景下,如何更快速高效且低能耗地开发更轻质、高性能的钢材也成为了材料加工领域的研究热点。高能瞬时电脉冲处理,自电致塑性效应被发现以来,就备受材料研究人员的关注。近些年来,伴随着对非平衡固态相变机理、多物理场作用下微观结构的演变规律以及相应伴生现象的深入研究,电致强化这一概念也逐渐受到重视,电脉冲处理在钢铁材料的强韧化等方面也实现了一定程度的工程化应用。此外,基于电子风冲击、电迁移效应对快速相变以及再结晶的影响,采用脉冲电流对钢材进行细化及强韧化处理完全符合第三代先进高强钢的开发宗旨和组织性能要求特点。但以往的工作多集中在对电脉冲处理诱发的组织细化以及强塑性同时提升等方面的浅层研究,而缺乏对位错组态、界面迁移、晶体取向以及析出行为等方向的实质性深入探索。因此,研究脉冲电流作用下钢材的亚结构演化及强韧化机理,对进一步丰富和完善钢的非平衡相变理论以及开发新型的强韧化工艺有着重要的实际意义。本文采用高能瞬时电脉冲处理对两种强化类型完全不同的钢材（42CrMo钢及T250钢）进行了增强、增韧处理。同时,结合相应的传统热处理,规律性地研究了脉冲电流对不同钢材显微组织及亚结构的影响、定量地分析了脉冲电流作用下钢材的强韧化机理、归纳概括了不同处理方式对钢材具体作用机制的差异。具体的研究结果如下:（1）采用电脉冲处理高效地实现了钢材的晶粒细化,明确了脉冲电流诱导晶粒细化的具体机理。瞬时的高能量输入显着降低了奥氏体相变能障,极大地提高了奥氏体的形核率,短时间的作用以及随后快速的水冷处理抑制了奥氏体晶粒的长大。电脉冲处理后,淬火态42CrMo钢的晶粒细化了56.3%,固溶态T250钢的晶粒尺寸下降了74.6%。（2）揭示出电脉冲处理提高钢材中残余奥氏体稳定性的具体机制:i)若处理前钢材中的合金元素是不均匀分布的,则电脉冲处理的瞬时性也就决定了处理后的元素无法充分均匀化,奥氏体稳定化元素浓度高的区域将为残余奥氏体的形成提供足够的化学驱动力;ii)晶粒的细化以及电脉冲处理过程中界面处大量晶体缺陷的形成,使马氏体与奥氏体的界面能得到提高,这将使马氏体的生长提前停滞,同时马氏体转变起始温度也会显着下降;iii)奥氏体向马氏体转变是一个体积膨胀的过程,电脉冲处理过程中存在的热压应力可有效地抑制马氏体转变。（3）脉冲电流特定的物理场分布及物理效应可明显改变亚结构及第二相的形态和分布。受热压应力的影响,原本在高层错能钢材中难以形成的堆垛层错在电脉冲处理中得以形成,而堆垛层错的形成又为回火态42CrMo钢中超细珠光体类组织的形成奠定了基础;合金元素贫瘠区与富集区之间的应力可促进孪晶或残余奥氏体的形成;电子风强烈冲击界面形成大量的晶体缺陷,可使第二相主动地浸润晶界,而若使界面处的缺陷得到回复,第二相则被动浸润其他界面;多个物理场的重叠可使亚结构的分布具有方向性,如42CrMo钢中沿电流方向分布的位错、T250钢中沿电流方向分布的Ni3（Ti,Al）团簇;电迁移效应可促进位错形成具有小角度取向差的亚晶界。（4）研究发现脉冲电流对最优滑移系上原子或位错运动的促进,可使沿电流方向的特定取向强度增强,形成了沿电流方向（ED）的织构。如固溶态T250钢中{112}//ED织构、TS+EPA态T250钢中残余奥氏体{111}//ED及EPS+EPA态T250钢中小角度{110}//ED织构的形成。（5）电脉冲处理有促进钢材中复相组织形成的趋势。对于传统调质态的42CrMo钢,其组织仅包含索氏体,而受板条/孪晶马氏体短时间处理回火抗性的差异以及残余奥氏体稳定性提高的影响,电脉冲处理后的42CrMo钢中包含回火马氏体、索氏体及残余奥氏体这三种组织;对于传统时效态T250钢,其内部只存在η-Ni3（Ti,Mo）相,而受电流对非均匀形核的影响,电脉冲处理后的T250钢中包含Ni3（Ti,Al）团簇、Ni2.67Ti1.33相以及大尺度NiTi金属间化合物这三种析出物。（6）通过电脉冲处理,成功地在短时间内,同时且大幅提升了42CrMo钢与T250钢的强度与塑性,定量分析了高能脉冲电流作用下不同类型钢材的强韧化机制,结果表明:i)采用脉冲电流进行淬火或固溶处理可提高晶界强化以及位错强化的强度贡献,而若进行回火或时效处理则可更显着地提高析出强化对强度的贡献;ii)电脉冲处理能增大必要几何位错的滑移距离,提高有利晶体取向的含量以及高施密特因子的比例,使钢材具有更大的塑性变形量;iii)利用电脉冲处理形成的复相组织在性能上的耦合及变形上的协调,钢材的强韧性也能得到有效改善。综上所述,经电脉冲处理后具有最优性能的42CrMo钢与T250钢的综合力学性能分别比传统处理态的钢材提高了22.82%和117.26%,增强、增韧效果十分明显。同时,也揭示出电脉冲处理过程中异于常态处理的组织、亚结构变化及力学行为,为丰富极端非平衡相变理论、更高效地开发具有更高力学性能的先进高强钢提供了充足的实验依据和技术参考。
张亮亮[5]（2020）在《高循环稳定性TiNiCu记忆合金薄带的制备与马氏体相变行为》文中研究说明TiNiCu形状记忆合金由于具有窄滞后、响应速度快、优异的抗疲劳性能、阻尼特性和耐腐蚀性等特点,在微机电领域具有很大应用空间。但在使用过程中,随循环次数的增加,合金的马氏体相变发生衰减。为提高TiNiCu形状记忆合金的循环稳定性,本文采用不同的单辊急冷甩带工艺制备了Ti54Ni34Cu12合金薄带,分析了甩带工艺对所制备的合金薄带宏观形貌、微观组织及其晶化行为的影响规律,优化了甩带工艺参数。采用不同的晶化退火工艺对非晶薄带进行处理,研究了制备工艺与退火工艺对合金薄带的显微组织、马氏体相变行为及其热循环稳定性的影响规律。单辊急冷甩带法制备Ti54Ni34Cu12合金薄带的优化工艺参数为:喷铸气压为0.030MPa,炉腔气压-0.035MPa,铜辊转速为3600r/min。此工艺下获得合金薄带具有表面光滑、毛刺少、无孔洞和非晶相比例高的特点。铜辊转速越大,非晶相的比例越高,晶化温度越高。合金薄带的晶化激活能随着非晶程度增大而增大。制备态合金薄带退火处理后,非晶组织发生晶化行为。非晶合金薄带经500℃退火后,室温下组织为母相;600℃和700℃退火后室温下的显微组织主要为B19马氏体。随着退火时间延长或退火温度升高,晶粒尺寸逐渐增大。晶化过程中,Ti2Cu相在晶界处析出,随着温度升高或时间延长,Ti2Cu相数量先增加后下降。Ti2Ni相在晶粒内部形成,其尺寸和数量随退火温度升高和退火时间延长而明显增大。制备态合金薄带退火后,在加热和冷却过程中发生B2?B19单步马氏体相变。薄带相变特征温度随着退火温度升高和退火时间的延长而增加。经500℃和600℃下退火15min后,铜辊转速3600r/min制备的合金薄带,表现出良好的热循环稳定性,经3000次热循环之后马氏体相变起始温度分别下降了0.27℃和0.19℃。
武丹[6]（2019）在《合金元素对Q960钢焊缝金属强韧化作用机理研究》文中指出Q960高强钢具有较高强度和良好的塑韧性而广泛的应用在压力容器、桥梁、海洋平台等大型结构件中。但钢材在冶炼过程中加入了大量的合金元素而导致具有较大的淬硬性,焊后易出现冷裂纹、热影响区脆化和软化等焊接性问题,尤其是低温冲击韧性达不到要求而限制了在更大的范围内推广使用。自保护药芯焊丝是一种无需外加保护措施即可进行焊接的新型焊接材料,具有抗风能力强、焊接设备简单、适合野外施工等特点,因此可焊接出高质量的焊缝。本文以Fe-Mn-Mo-Cr-Ni为主要合金系,以BaF2-CaF2-Al-Mg为基础渣系,研究了焊缝金属中合金元素对组织和力学性能的影响规律和作用机理,并对高强钢焊缝金属强韧化机理进行了探索。通过拉伸试验、冲击试验、硬度试验对自行研制的自保护药芯焊丝中Mn、Mo、Si、Cr、Ni、Al、Ti、B等元素对Q960高强钢焊缝金属力学性能的影响规律进行了研究,利用金相组织观察、扫描电镜观察、透射电镜观察、化学成分分析等手段并探索了合金元素的作用机理,通过飞溅率试验和脱渣率试验研究了焊丝的工艺性能,在此基础上对针状铁素体的形成机理和高强钢焊缝金属强韧化机理进行了研究。研究结果表明:（1）Mn和Si元素均为Q960钢焊缝金属强化元素,在一定范围内具有抑制晶界铁素体析出,利于针状铁素体形成的作用。焊缝金属中Mn元素具有固溶强化和细晶强化作用,最佳加入量在1.17%～1.25%之间。Si元素与Mn元素同为面心立方结构,二者有较强的相互吸引,最佳的Mn/Si比值在4～8之间。过高含量的Si会导致Mn原子无法进入Ti2O3氧化物结构中,减少了可供针状铁素体形核的复杂结构氧化物,不利于针状铁素体形核。（2）Mo、Cr、Ni元素均在一定范围内对Q960钢焊缝金属针状铁素体组织形成具有促进作用。因此改善了焊缝金属低温冲击韧性不足的问题。固溶强化和组织转变是焊缝金属的强度提高和冲击韧性改善的主要方法。（3）Ti和B作为焊缝金属中微量合金元素适量时对针状铁素体的形成有着促进作用。其中,Ti元素的加入可促进微夹杂物的形成,有利于针状铁素体形核。晶界处B元素具有抑制先共析铁素体析出,利于晶内针状铁素体形成的作用。但B元素易与N元素形成BN化合物减少了晶界B元素,Ti的加入可优先与N发生反应,从而保证了晶界有适量的B元素,这对提高Q960钢焊缝金属低温冲击韧性有重要的影响。（4）Al在Q960钢焊缝金属中可形成两种夹杂物。当焊缝金属Al含量较低时为Al2O3夹杂物,圆球形,尺寸较小,呈弥散分布,利于成为针状铁素体形核中心。当焊缝金属Al含量较高时为AlN,多边形结构,尺寸较大,易成为焊缝金属裂纹源。Al的氧化物利于针状铁素体形核是因为夹杂物具有较高的界面能而降低针状铁素体形核势垒,同时,夹杂物和焊缝金属基体的膨胀系数不同,所形成的高应力区可促使针状铁素体形核。（5）Zr元素加入到Q960钢焊缝金属中,具有抑制先共析铁素体和贝氏体析出,促进针状铁素体形成的作用。同时,可细化焊缝金属组织。因针状铁素体具有高密度位错和亚结构,从而具有较强的抗裂纹扩展能力,使得焊缝金属具有良好的冲击韧性。（6）从改善Q960高强钢焊缝金属低温冲击韧性的角度,针状铁素体是焊缝金属理想的组织,其形成与焊缝金属微夹杂物有关。当焊缝金属中存在Ti和Al等元素时,因其形成的微夹杂物与奥氏体基体热膨胀系数不同,导致晶格畸变,通过应变诱导机制提高针状铁素体数量。当焊缝金属中存在Ti和Mn等元素时,因Ti和Mn的氧化物形成为金属原子扩散提供了阳离子空位,微夹杂物作为形核质点而促进针状铁素体形核。同时,Ti和Mn元素氧化物的形成还导致相变平衡温度上升,在夹杂物周围形成贫Mn区和贫Ti区,使得周围基体的铁素体相变点升高,形核驱动力增加,促进针状铁素体以夹杂物为中心呈放射状生长。另外,焊缝金属中TiN、TiO和MnS等夹杂物结构与针状铁素体相近,降低了形核能,对针状铁素体形核有利。
胡智评[7]（2018）在《高性能中锰钢的形变热处理工艺及组织性能研究》文中研究表明“高强减薄”是当前汽车用钢的发展方向,开发高强度、高塑性的先进高强钢能有效的降低能源消耗并提高安全性能。中锰钢凭借其较低的合金成本及良好的综合性能,被认为是最有可能成为新一代汽车用钢的主力钢种之一。目前,中锰钢的研究重点主要集中在常规临界区铁素体和奥氏体双相组织调控、合金成分和逆转变退火工艺的优化以及组织性能之间的对应关系等方面,对于轻质元素铝添加形成的含δ铁素体中锰钢以及更易于工业化的“低锰含量”中锰钢的组织演变规律和关键力学性能的研究相对匮乏。为此,本文以含δ铁素体中锰钢及3%Mn中锰钢为研究对象,系统研究不同形变热处理工艺下材料组织性能的变化规律,重点阐述典型显微结构、临界区锰扩散行为、奥氏体稳定化及稳定性、塑性变形过程TRIP效应及加工硬化行为等微观事件之间的相互关系及其科学机理,实现高性能、低成本、易工业化新型中锰钢合金化路线和工艺设计,为中锰钢突破现有理论和工业化技术局限性提供新的思路。本文的主要内容及研究结果如下:（1）系统研究了不同热处理工艺下热轧含δ铁素体中锰钢的组织性能变化规律。阐释了 6铁素体的形成对碳、锰元素配分动力学的积极作用,揭示双退火工艺下奥氏体的晶粒尺寸、形貌特征、分布状态及室温稳定性与实验钢力学性能之间的依赖关系。研究结果表明双退火下块状奥氏体的获得有效的改善了拉伸变形中TRIP效应,持续、渐进的TRIP效应提供较高的加工硬化率,起到强化实验钢的效果,经过双退火后实验钢的强度提升约200 MPa。（2）系统研究了临界区轧制温度对δ铁素体中锰钢热轧态组织、热处理组织、奥氏体状态、锰元素配分行为、TRIP效应以及加工硬化行为的影响规律,重点探究临界区退火过程碳、锰元素配分的影响因素以及不同稳定性奥氏体的TRIP效应特征。研究结果表明,热轧过程中较高的临界区轧制温度促进碳、锰元素由粗大δ铁素体向原始奥氏体的配分,提高热轧淬火后组织中马氏体的碳、锰元素浓度;同时原奥氏体内较高的元素富集降低了实验钢的MS点,进而细化淬火后的马氏体板条。热轧后富碳、富锰且板条细小的马氏体基体决定了后续临界区热处理组织中逆转奥氏体的高稳定性。过高稳定性的奥氏体在塑性变形过程中TRIP效应进行缓慢,不利于强度提升。反之,较低临界区轧制温度决定了热处理后奥氏体适当的稳定性及晶粒尺寸,保证了塑性变形阶段积极TRIP效应的发生。（3）对冷轧含δ铁素体中锰钢不同热处理工艺下组织性能进行研究,阐释了热处理工艺对奥氏体稳定化、室温奥氏体稳定性以及强韧化行为的影响机理。研究结果表明,高温淬火-低温回火工艺促进碳元素配分行为,提高奥氏体内富碳程度,进而提高其稳定性。然而高温淬火后大尺寸奥氏体晶粒的形成导致了 TRIP的过早发生。双退火工艺中奥氏体依靠更高的碳、锰元素富集程度及双形态（块状及板条结构）的组织特征在拉伸变形过程中提供持续的TRIP效应,大幅度提高实验钢的综合力学性能。（4）探究逆转变退火过程加热速率对冷轧δ铁素体中锰钢显微结构的影响规律。研究结果表明,快速加热工艺下奥氏体优先快速在基体缺陷（马氏体边界或组织内亚结构）处形核长大,随即铁素体进行再结晶。升温阶段,快速加热有效保留了大量冷轧形变储能及高密度位错,促进了锰元素的配分行为及奥氏体稳定性,合理的奥氏体稳定性和渐进的TRIP效应保证了实验钢获得良好的塑性。此外,大块奥氏体在变形过程中进行TRIP效应形成马氏体,导致单位应变下大量新位错的产生,位错的交互作用能够有效提高实验钢的抗拉强度。（5）系统研究冷轧3%Mn中锰钢的组织性能的变化规律。阐释不同热处理工艺下组织结构、铁素体状态、奥氏体含量、锰元素配分行为、TRIP效应及加工硬化行为之间的关联机理,重点分析双退火工艺下“双形态”的奥氏体的形成及富锰化机制。研究结果表明,双退火工艺中高温淬火阶段促进锰元素的配分行为,为后续淬火后保留的奥氏体提供了较高的锰浓度梯度,促进二次退火过程中锰元素的再配分;同时高温淬火后得到的马氏体在二次退火过程中再次逆相变为板条奥氏体,细化奥氏体组织。“双形态”的奥氏体在拉伸变形过程中持续提供TRIP效应,大幅度改善实验钢的加工硬化性能。此外,双退火工艺中高温淬火有效避免了低温度区渗碳体的形成,有利于含钒微合金析出物的形成,起到析出强化的作用,使实验钢屈服强度从635 MPa提高至795 MPa。（6）在3%Mn中锰钢中引入深冷轧制工艺,探究超低温、高密度位错的热处理前组织对临界区退火阶段组织演变的影响规律,重点分析奥氏体的形成机制以及奥氏体的富锰途径。研究结果表明,深冷轧制抑制了普通冷轧中位错的自回复,提高了轧态组织位错密度,促进退火阶段铁素体的再结晶行为,铁素体晶粒细化至1 μm左右。同时,退火过程中奥氏体吞噬优先形成的富锰型碳化物形核长大,形核率及含量均得到提高。高含量、高稳定性的奥氏体决定了塑性变形阶段有效的TRIP转变进程,提高抗拉强度约170 MPa且塑性基本保持不变。
何建国[8]（2016）在《超细贝氏体组织演变及相变加速技术研究》文中认为将成分为0.98C-1.59Si-1.94Mn-1.33Cr-0.30Mo-0.02Ni-0.11V的合金,在200-300℃等温数十小时可以获得超薄贝氏体铁素体片与残留奥氏体片层叠结构（Slim Bainitic ferrite-Austenite,SBA）的超细贝氏体组织。SBA钢以其超细（片厚<100nm）的显微结构、低廉的原料成本、简单易行的制备工艺和超高强韧性能（抗拉强度2.5GPa,硬度600HV,韧性30-40MPa·m1/2）受到学术界和工业界的广泛关注。然而,数十小时的相变时间限制了其工业应用。本文从合金优化和预应变加速相变两方面入手,结合经典热力学计算和系统的实验研究,成功将制备SBA组织（抗拉强度2154MPa,延伸率13%）的时间缩短至1-3小时,主要工作和结果如下。建立了贫碳区切变形核的热力学模型,利用超组元模型修正后的KRC和LFG热力学模型计算了低温贝氏体相变形核自由能,确定了实验钢在300℃以下温度的贝氏体形核驱动力为-1900J·mol-1到-2000J·mol-1,即在热力学条件上相变形核可能以切变机制发生。结合MUCG83软件（基于Russell的经典形核理论计算孕育期）进行了辅助成分设计与优化。设计了三个成分体系的富硅（1.5～2.5 wt%）合金,包括不同C含量（0.6、0.8、0.9）的0.5Mn-0Cr系列合金,不同Cr、Mn含量的0.8C-1Mn-0Cr和0.8C-1Mn-1Cr合金以及对比合金0.9C-2Mn-1.5Cr-1.5Co-1Al系列,共八个成分。利用DIL805淬火相变膨胀仪测定了以上合金的等温相变（TTT）曲线,精确测定了不同温度下的贝氏体相变孕育期,实验结果与理论分析一致。增加C元素含量能显着降低Ms点温度和Bs点温度,并且能增大两个相变点温度区间,Mn元素是推迟相变开始和延长相变完成时间的主要元素,同时添加锰、铬元素对贝氏体相变孕育期的推迟作远大于单一添加锰或铬。利用Gleelbe热模拟实验机研究了预应变作用下贝氏体相规律,结果表明,过冷奥氏体预应变对后续等温贝氏体相变加速效果显着,且在合理控制预应变温度和应变量的情况下,最终贝氏体转变量略有增加。在大于600℃的较高温度区间施加单道次50%预应变,可明显阻滞贝氏体相变导致最终转变量的降低。在600℃进行小应变量（<20%）单轴压缩,虽不能显着加速贝氏体相变,但能缩短孕育期,加速贝氏体形核。在低于600℃且高于马氏体转变温度区间进行预应变可有效加速低温贝氏体等温相变,相变孕育期和完成时间随着预应变温度的降低和应变量的增加而减小。预应变温度为300℃,应变量为20%时,过冷奥氏体在230℃的等温贝氏体相变孕育期可由5小时缩短至30分钟。在冷轧试验机上完成了多步形变热处理及快速制备SBA组织的控轧控冷工艺研究。利用改进的多步形变热处理工艺,在单次形变量不大于10%,总应变量不大于30%的预应变条件下,通过控制形变间隔时间,即控制形变奥氏体回复时间,使形变过冷奥氏体在2小时内完成等温贝氏体相变,并且不降低贝氏体最终转变量。经多步形变热处理后的贝氏体铁素体（BF）片层厚度约50-70nnm,抗拉强度2154MPa。残留奥氏体片的厚度因形变奥氏体机械稳定性而增加到100nnm,使该超细贝氏体组织在具备超高强度的同时,拥有高达13%的总延伸率。利用控制轧制控制冷却工艺将0.8C-2.5Si-0.5Mn-1Al合金进行温轧后在空气缓慢冷却,可在不用等温的情况下获得SBA组织。控轧控冷SBA钢抗拉强度在2600MPa时,延伸率为7%,强塑积18.2GPa·%,在2000MPa时,延伸率为13%,强塑积26GPa·%。阐明了SBA组织中块状残留奥氏体的形成机理,提出了消除块状残留奥氏体的解决方案。多道次小应变量的预变形条件下,过冷奥氏体进行单滑移系塑性应变,通过塑性协调产生取向择优,进而减少单个奥氏体晶粒中可能出现的Packet（一系列互相平行的BF束包）数量,使得残留奥氏体只能以片层状存在。预应变为BF提供更多形核位置,从而细化高温区形成的BF的厚度,在300℃等温1小时形成的SBA组织强度与200℃等温数十小时的强度相同。这一发现打破了抗拉强度超过2GPa的SBA组织仅能通过低温（<250℃）长时间等温热处理获得的传统观念,使工业推广成为可能。
徐杨,宋仁伯,王宾宁,张磊峰[9]（2015）在《304HC不锈钢钢丝形变诱导α′-马氏体相变及断裂机制》文中研究说明通过X射线衍射、扫描电镜和透射电镜等手段,研究冷拔过程中304HC不锈钢钢丝马氏体相变规律,并对马氏体相变过程中材料的断裂机理进行研究。结果表明,实验用钢形变马氏体的最高转变温度为57.9℃,镍当量为18.7%,满足形变诱导马氏体相变的温度条件和材料条件;随着马氏体相变的进行,试样的抗拉强度增加,延伸率下降;形变诱导马氏体相变的形核位置在孪晶与马氏体的交界面,位错弯曲缠结,形变孪晶协调变形,α′-马氏体在剪切带处切变形核,聚集形成马氏体板条;随着马氏体转变量增加,试样断裂类型由韧性断裂逐渐变为混合断裂;同时,在载荷较小时材料中的Al2O3夹杂与基体分离或本身开裂而形成微孔,随着载荷的增加,碳化物第二相阻碍位错运动并引起应力集中,变形不协调导致微孔长大、聚合,最终形成宏观裂纹。
陈阳阳[10]（2015）在《低碳贝氏体钢焊接接头组织与性能》文中研究说明石油、天然气多在环境气候恶劣的地区,这就要求输运管道必须具备高强高韧等综合力学性能。随着低碳贝氏体钢和高性能管线钢的发展,研制与其匹配的埋弧焊用焊接材料,并研究这种钢焊接接头的强韧化机理迫在眉睫。本文以低碳贝氏体钢（含碳量 0.044%）为母材,自主研发了烧结焊剂CaF2-MgO-A12O3-CaO-ZrO2匹配Mn-Ni-Mo-Ti-B合金系焊丝,使用康王埋弧自动焊机对母材进行双面焊双面成型。对焊接接头的组织和力学性能进行了分析,结果表明:焊缝区的显微组织主要是针状铁素体（AF）、粒状贝氏体（GB）和少量板条贝氏体（LB）,热影响区组织主要为多边形铁素体（PF）、粒状贝氏体和贝氏体铁素体（BF）。AF韧化焊缝,GB和LB强化焊缝。焊接接头中Mn、Si、Ti、Mo、Ni等元素含量变化较大,一方面是由于焊接过程中发生了氧化烧损,另一方面是因为凝固时的固-液界面的浓度差不同导致元素的扩散速度不同。焊缝的冲击韧性随针状体素体含量的增加呈现先增后趋于平缓的关系,少量的AF对分割晶粒及细化晶粒作用不明显,当达到一定量时,AF对阻止裂纹的扩展有较大的作用。EDS及EBSD试验结果说明焊缝区针状铁素体以A12O3夹杂物为核心多维形核呈放射状生长,焊缝区针状铁素体的晶粒取向存在一定的规律,在某些晶体学方向上择优取向；各针状铁素体晶界之间为大角度；以同一个夹杂物为核心且在同一个方向背向生长的针状铁素体具有相同的取向,这是因为它与奥氏体具有一定的晶体学取向关系。焊缝中铝元素含量与针状铁素体含量存在一定关系。焊接接头的抗拉强度与焊缝中GB的含量存在一定的函数关系。焊缝区SEM、TEM分析发现GB起到细晶强化和第二相M-A岛强化的作用,LB起晶界强化和组织强化的作用。焊缝中B含量与Mn当量与焊接接头的强度存在一定的函数关系。
二、马氏体相变形核机理（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、马氏体相变形核机理（论文提纲范文）
（1）外加改性纳米粒子技术诱导钢中铁素体形核的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高强度钢铁材料 |
| 2.1.1 高强度钢的微观组织特点 |
| 2.1.2 钢的微观组织特征 |
| 2.1.3 钢的微观组织细化 |
| 2.1.4 微观组织细化发展现状 |
| 2.1.5 影响针状铁素体的形成因素 |
| 2.2 氧化物冶金技术 |
| 2.2.1 氧化物冶金技术的提出 |
| 2.2.2 氧化物冶金的关键技术 |
| 2.2.3 氧化物冶金技术研究方式及方向 |
| 2.3 炼钢用纳米粒子表面处理方法 |
| 2.3.1 硬模板法 |
| 2.3.2 软模板法 |
| 2.3.3 无模板法 |
| 2.4 形变诱导铁素体相变技术 |
| 2.4.1 形变速率对形变诱导铁素体相变的影响 |
| 2.4.2 变形量对形变诱导铁素体相变的影响 |
| 2.4.3 形变温度对形变诱导铁素体相变的影响 |
| 2.5 弥散强化合金及其形变强化的研究进展 |
| 2.5.1 弥散强化合金的研究进展 |
| 2.5.2 弥散强化钢的形变强化研究进展 |
| 2.6 课题背景及研究内容 |
| 2.6.1 课题背景及意义 |
| 2.6.2 研究内容及框架 |
| 3 炼钢用核壳结构纳米粒子的制备及表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验仪器 |
| 3.2.2 实验试剂及材料 |
| 3.2.3 实验方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 纳米粒子特性 |
| 3.3.2 纳米粒子表面处理过程及其钢液中的特性 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 钢中外加MgO@PDA纳米粒子的高温实验 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 实验步骤和实验材料 |
| 4.2.2 检测方法和仪器设备 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 夹杂物与微观组织的特性分析 |
| 4.3.2 断面结果分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 钢中外加第二相纳米粒子的细微化研究及机理分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验药品 |
| 5.2.2 实验步骤 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 夹杂物特性分析 |
| 5.3.2 纳米粒子收得率分析和钢液成分变化理论计算 |
| 5.3.3 夹杂物弥散化和组织细化研究 |
| 5.4 实验机理分析 |
| 5.4.1 表面处理过程及粒子在钢液中的物理性质 |
| 5.4.2 纳米粒子钢液中收得率和对夹杂物弥散性的影响 |
| 5.4.3 铁素体形核理论计算 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 冷却速率对纳米钢中微观组织演变的影响研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验部分 |
| 6.2.1 实验原料和实验步骤 |
| 6.2.2 原位观察实验 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 夹杂物特性分析 |
| 6.3.2 微观组织特性分析 |
| 6.3.3 原位观察实验 |
| 6.3.4 针状铁素体的形核动力学 |
| 6.4 实验机理分析 |
| 6.4.1 夹杂物形核的热力学分析 |
| 6.4.2 不同冷速下夹杂物与微观组织特性的研究 |
| 6.4.3 针状铁素体形核理论分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 非调质钢中的氧化物冶金与形变强化协同调控技术 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验部分 |
| 7.2.1 实验原料和实验方法 |
| 7.2.2 应力应变曲线测定 |
| 7.3 实验结果 |
| 7.3.1 夹杂物特性分析 |
| 7.3.2 微观组织特性分析 |
| 7.3.3 热压缩形变实验 |
| 7.3.4 应力应变曲线分析 |
| 7.4 实验机理分析 |
| 7.4.1 夹杂物的特性和微观组织的演变 |
| 7.4.2 双强化技术作用机理 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论与创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）临界变形Super304H奥氏体不锈钢中sigma相异常快速析出机理及晶间腐蚀脱敏工艺优化（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Super304H奥氏体不锈钢简介 |
| 1.2.1 成分设计与强化相 |
| 1.2.2 制备工艺 |
| 1.2.3 性能特点 |
| 1.2.4 高温析出行为 |
| 1.3 Super304H不锈钢的高晶间腐蚀敏感性问题 |
| 1.4 改善Super304H不锈钢晶间腐蚀性能的研究进展 |
| 1.4.1 成分调节 |
| 1.4.2 热处理工艺改进 |
| 1.4.3 晶界工程 |
| 1.4.4 晶粒细化快速脱敏 |
| 1.5 大塑性变形对Super304H不锈钢显微组织和耐蚀性能的影响 |
| 1.5.1 晶粒细化 |
| 1.5.2 变形孪晶 |
| 1.5.3 应力诱发马氏体 |
| 1.6 纳米晶Super304H不锈钢高温下的组织及耐蚀性的演变 |
| 1.6.1 变形组织中的高温析出行为 |
| 1.6.2 变形组织的高温结构演变 |
| 1.6.3 变形组织高温下的耐蚀性能演变 |
| 1.7 本文的研究目标、研究意义和研究内容 |
| 1.7.1 研究目标 |
| 1.7.2 研究意义 |
| 1.7.3 研究内容 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案及技术路线 |
| 2.3 表面喷丸处理实验 |
| 2.3.1 试样预处理 |
| 2.3.2 喷丸处理 |
| 2.4 热处理实验 |
| 2.5 微观组织与结构分析 |
| 2.5.1 金相分析 |
| 2.5.2 X射线衍射物相分析 |
| 2.5.3 扫描电子显微镜(SEM)及能谱分析 |
| 2.5.4 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.5.5 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.6 电化学性能测试 |
| 2.6.1 晶间腐蚀性能测试 |
| 2.6.2 均匀腐蚀性能测试 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 纳米晶Super304H不锈钢中避免sigma相快速析出的临界喷丸变形条件 |
| 3.1 0.5MPa-12min喷丸试样的时效析出相和晶间腐蚀性能演变规律 |
| 3.1.1 时效析出行为 |
| 3.1.2 晶间腐蚀性能演变 |
| 3.2 纳米晶Super304H不锈钢中sigma相快速析出的临界喷丸变形条件 |
| 3.2.1 0.5 MPa下 sigma相快速析出的临界喷丸时间 |
| 3.2.2 不同喷丸压力下sigma相快速析出的临界喷丸时间 |
| 3.3 纳米晶Super304H不锈钢中sigma相快速析出的温度条件 |
| 3.3.1 变形组织在不同温度下的析出行为 |
| 3.3.2 消除Sigma相的热处理工艺探索——去应力退火 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 过饱和变形Super304H不锈钢中sigma相析出机理 |
| 4.1 纳米尺寸sigma相的早期形核位置 |
| 4.1.1 晶界形核 |
| 4.1.2 孪晶界形核 |
| 4.1.3 Nb(C,N)相界形核 |
| 4.2 变形组织中sigma相与奥氏体的内在结构关联 |
| 4.2.1 Sigma相与奥氏体母相的共格界面 |
| 4.2.2 Sigma相结构转变前奥氏体中的铬偏析现象 |
| 4.2.3 奥氏体向sigma相转变的点阵演变过程 |
| 4.2.4 Sigma相结构转变中的孪晶结构继承现象 |
| 4.3 Sigma相的快速长大与变形组织再结晶的关系 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 临界喷丸变形下优化Super304H不锈钢脱敏工艺 |
| 5.1 脱敏处理中优化喷丸变形参数的选取 |
| 5.2 优化变形试样的晶间腐蚀敏感性评估 |
| 5.2.1 DL-EPR测试 |
| 5.2.2 DL-EPR测试后的腐蚀形貌 |
| 5.2.3 DOS值随时效时间的变化 |
| 5.3 脱敏处理中Super304H不锈钢喷丸变形组织的热稳定性 |
| 5.4 脱敏处理中Super304H不锈钢的均匀腐蚀性能 |
| 5.4.1 动电位极化曲线 |
| 5.4.2 EIS分析 |
| 5.5 分析与讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 纳米晶Super304H不锈钢高温服役下微观结构和耐蚀性能的演变 |
| 6.1 纳米晶Super304H不锈钢高温下微观结构和均匀腐蚀性能的变化 |
| 6.1.1 不同变形量试样长时间时效前后的微观结构演变 |
| 6.1.2 未时效试样的耐均匀腐蚀性能 |
| 6.1.3 时效态试样的耐均匀腐蚀性能 |
| 6.2 纳米晶Super304H不锈钢时效组织中钝化膜的选择性溶解 |
| 6.3 纳米晶Super304H不锈钢时效过程中的再结晶行为 |
| 6.3.1 微米尺寸Nb(C,N)相对变形组织再结晶的影响 |
| 6.3.2 时效过程中变形组织的再结晶行为 |
| 6.4 讨论与分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 全文总结 |
| 参考文献 |
| 攻读博士/硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（3）两类低碳马氏体合金钢中温析出相转变及其对力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 背景 |
| 1.2 低碳马氏体钢中的相 |
| 1.2.1 马氏体耐热钢中的相 |
| 1.2.2 中锰钢中的相 |
| 1.3 低碳马氏体钢中的相转变 |
| 1.3.1 耐热钢中的相变 |
| 1.3.2 中锰钢中的相变 |
| 1.4 低碳马氏体钢中析出相的强化效应与钉扎效应 |
| 1.4.1 耐热钢中析出相的强化效应与钉扎效应 |
| 1.4.2 中锰钢中析出相的强化效应与钉扎效应 |
| 1.5 低碳马氏体钢中各类中温相转变的相互作用机制 |
| 1.5.1 耐热钢中析出相的析出与溶解对相变的影响 |
| 1.5.2 中锰钢中析出相的析出与溶解对相变的影响 |
| 1.5.3 中锰钢中析出相的析出与溶解对Lüders带形成的影响 |
| 1.6 本文的研究内容和意义 |
| 1.6.1 现阶段研究中存在的问题 |
| 1.6.2 本文的研究内容和意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料准备与实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 组织表征方法 |
| 参考文献 |
| 第三章 M_(23)C_6碳化物的析出对相转变及力学性能的影响机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料与实验方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 M_(23)C_6碳化物、MX碳氮化物与Laves相的析出和长大行为 |
| 3.3.2 长期时效后位错、应变分布、晶格常数和亚晶的演变 |
| 3.3.3 长期时效后力学性能的变化 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 M_(23)C_6碳化物、MX碳氮化物与Laves相的粗化行为 |
| 3.4.2 长期时效过程中塑性的非单调变化 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 亚稳M_2X相的析出与溶解对相转变及力学性能的影响机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 材料与实验方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 力学性能与沉淀相的析出行为 |
| 4.3.2 长期时效过程中沉淀相的演变 |
| 4.3.3 钉扎效应与强化机制 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 纳米尺度Ni Al相的析出对中温回火及变形过程中相转变及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 材料与实验方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 力学性能 |
| 5.3.2 配分与回火(PT)过程中微观组织的演变 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 强化机制 |
| 5.4.2 化学成分与晶粒尺寸对奥氏体稳定性的影响 |
| 5.4.3 纳米析出相对奥氏体稳定性的影响 |
| 5.4.4 纳米析出相的析出与溶解对Lüders带形成的影响 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 亚稳态富Mn M_(12)C碳化物的析出与溶解对相转变及力学性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 材料与实验方法 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 预回火过程中亚稳碳化物的析出行为 |
| 6.3.2 配分过程中逆变奥氏体的形核与长大 |
| 6.3.3 力学性能 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 亚稳碳化物的析出与溶解对奥氏体逆相变的影响 |
| 6.4.2 亚稳碳化物的析出与溶解对性能的影响机制 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 全文总结与研究展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 研究展望 |
| 创新点 |
| 作者在攻读博士学位期间已发表或录用的论文 |
| 致谢 |
（4）电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题目的与意义 |
| 1.2 钢铁材料的研究现状 |
| 1.3 42 CrMo钢简介 |
| 1.3.1 42 CrMo钢的国内外发展背景 |
| 1.3.2 42 CrMo钢的组织及性能特点 |
| 1.3.3 42 CrMo钢的国内研究现状 |
| 1.3.4 42 CrMo钢的国外研究现状 |
| 1.4 马氏体时效钢简介 |
| 1.4.1 马氏体时效钢的国内外发展背景 |
| 1.4.2 T-250 马氏体时效钢的由来 |
| 1.4.3 马氏体时效钢的性能特征 |
| 1.4.4 马氏体时效钢的国内外应用现状 |
| 1.4.5 马氏体时效钢的国内研究现状 |
| 1.4.6 马氏体时效钢的国外研究现状 |
| 1.5 金属材料的强韧化研究背景 |
| 1.5.1 几大主要强化机制 |
| 1.5.2 新强韧化机理的国内外研究现状 |
| 1.5.3 金属材料的组织细化方法 |
| 1.5.3.1 铸态组织的细化 |
| 1.5.3.2 形变、热处理以及形变+热处理 |
| 1.5.3.3 冶金 |
| 1.5.3.4 特种处理 |
| 1.5.4 钢铁材料传统晶粒细化工艺存在的问题 |
| 1.6 高能瞬时电脉冲处理简介 |
| 1.6.1 电脉冲处理的物理效应 |
| 1.6.2 脉冲电流物理效应的实质体现 |
| 1.6.2.1 电致塑性 |
| 1.6.2.2 脉冲电流诱发再结晶 |
| 1.6.2.3 位错组态的改变 |
| 1.6.2.4 脉冲电流诱导析出与回溶 |
| 1.6.2.5 PLC效应的改变 |
| 1.6.2.6 快速固态相变 |
| 1.6.2.7 电流对钢材奥氏体化机制的影响 |
| 1.6.2.8 特殊性能的改善 |
| 1.6.3 电脉冲处理的应用概述 |
| 1.6.3.1 电脉冲处理的工业化背景 |
| 1.6.3.2 电脉冲处理的数学模型 |
| 1.7 应用电脉冲技术进行钢材强韧化的可行性探讨 |
| 1.8 本文应用电脉冲技术拟解决的问题 |
| 1.9 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 42 CrMo钢的制备 |
| 2.1.2 T250 钢的制备 |
| 2.1.3 初始态显微组织 |
| 2.2 实验工艺及方案 |
| 2.2.1 42 CrMo钢的实验流程 |
| 2.2.2 T250 钢的实验流程 |
| 2.3 电脉冲处理装置 |
| 2.4 实验设备 |
| 2.4.1 硬件 |
| 2.4.2 软件 |
| 2.5 试样制备 |
| 2.5.1 显微组织观察、表征及硬度测试 |
| 2.5.2 TEM样品制备 |
| 2.5.3 原奥氏体晶界观察 |
| 2.5.4 EBSD样品制备 |
| 2.5.5 AFM样品制备 |
| 2.5.6 APT样品制备 |
| 2.5.7 拉伸测试样品制备 |
| 2.5.8 XPS样品制备 |
| 2.5.9 DSC样品制备 |
| 2.5.10 断口分析 |
| 2.5.11 试样尺寸 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 电脉冲处理过程中的有限元数值模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多物理场耦合的理论基础 |
| 3.2.1 经典热力学理论与基本方程 |
| 3.2.2 耦合场方程 |
| 3.3 电脉冲处理T250 钢的有限元模拟 |
| 3.3.1 模拟预设置 |
| 3.3.2 几何定义及网格划分 |
| 3.3.3 材料属性定义 |
| 3.3.4 边界条件设定与载荷施加 |
| 3.4 电脉冲处理模拟结果及后处理 |
| 3.4.1 温度场分布 |
| 3.4.2 电流密度分布 |
| 3.4.3 应力分布 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 电脉冲淬火处理对42CrMo钢组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同时长脉冲电流作用下淬火态42CrMo钢的组织与性能 |
| 4.2.1 显微组织演变 |
| 4.2.2 硬度变化 |
| 4.3 脉冲电流作用下42CrMo钢的组织演变机理 |
| 4.3.1 晶粒细化 |
| 4.3.2 亚结构变化 |
| 4.3.3 残余奥氏体稳定性的提高 |
| 4.3.4 马氏体的转变机制 |
| 4.4 脉冲电流作用下42CrMo钢的强韧化 |
| 4.4.1 拉伸性能 |
| 4.4.2 强化机理 |
| 4.4.3 韧化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 电脉冲回火处理对42CrMo钢组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TQ态42CrMo钢的回火处理 |
| 5.2.1 不同时长EPT处理对TQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.2.2 不同温度TT处理对TQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.3 EPQ态42CrMo钢的回火处理 |
| 5.3.1 不同时长EPT处理对EPQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.3.2 不同温度TT处理对EPQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.4 42 CrMo钢回火过程的机理分析 |
| 5.4.1 组织演变机制 |
| 5.4.2 组织-性能关系以及力学行为 |
| 5.5 层片碳化物的形成机理及其对强韧性的影响 |
| 5.5.1 形成机制 |
| 5.5.2 层状碳化物对力学性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 电脉冲固溶处理对T250 钢组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 T250 钢的EPS处理的工艺优化 |
| 6.2.1 显微组织 |
| 6.2.2 拉伸性能及断口分析 |
| 6.3 固溶态T250 钢组织演变及强韧化机理分析 |
| 6.3.1 显微组织及亚结构转变机制 |
| 6.3.2 强化机制 |
| 6.3.3 韧化机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 电脉冲时效处理对TS态 T250 钢组织与性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 时效态TS试样的时效硬化曲线及拉伸性能 |
| 7.3 时效态TS试样的显微组织 |
| 7.3.1 马氏体的回复及逆变奥氏体的形成 |
| 7.3.2 析出行为 |
| 7.4 TS+EPA(280 ms)试样中NixTiy相的形成及演化机理 |
| 7.5 时效态TS试样的强韧化机理 |
| 7.5.1 强化机制 |
| 7.5.2 基于第一性原理的NixTiy相的分子动力学模拟 |
| 7.5.3 韧化机理 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 电脉冲时效处理对EPS态 T250 钢组织与性能的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 时效态EPS试样的时效硬化曲线 |
| 8.3 时效态EPS试样的显微组织 |
| 8.4 纳米逆变奥氏体的形成机理 |
| 8.5 时效态EPS试样的强韧化机理 |
| 8.5.1 强化机制 |
| 8.5.2 韧化机制 |
| 8.6 本章小结 |
| 第9章 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）高循环稳定性TiNiCu记忆合金薄带的制备与马氏体相变行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 形状记忆合金的功能衰退 |
| 1.2.1 马氏体相变衰退 |
| 1.2.2 超弹性衰退 |
| 1.3 形状记忆合金功能衰退的影响因素 |
| 1.3.1 晶体学相容性理论 |
| 1.3.2 孪晶辅助因子条件理论 |
| 1.3.3 晶粒尺寸 |
| 1.3.4 析出相 |
| 1.4 TiNi基非晶合金的制备方法 |
| 1.4.1 高压扭转法 |
| 1.4.2 磁控溅射法 |
| 1.4.3 单辊急冷甩带法 |
| 1.5 本文研究目的及主要研究内容 |
| 第2章 材料和实验方法 |
| 2.1 实验材料与制备 |
| 2.1.1 Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金制备 |
| 2.1.2 Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带制备 |
| 2.2 Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带的热处理 |
| 2.3 相变行为测试 |
| 2.3.1 制备态Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带晶化温度测定 |
| 2.3.2 退火态Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带马氏体相变温度测定 |
| 2.4 热循环稳定性测试 |
| 2.5 微观组织结构分析 |
| 2.5.1 X射线衍射分析 |
| 2.5.2 扫描电子显微分析 |
| 2.5.3 透射电子显微分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带制备工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 制备工艺对Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带宏观形貌的影响 |
| 3.2.1 铜辊转速对薄带质量的影响 |
| 3.2.2 喷铸气压和炉腔气压差对薄带质量的影响 |
| 3.3 甩带工艺对Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带微观组织的影响 |
| 3.4 甩带工艺对非晶薄带晶化行为的影响 |
| 3.4.1 甩带工艺对Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带晶化温度的影响 |
| 3.4.2 甩带工艺对非晶薄带晶化激活能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 退火态Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金的微观组织与相变行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 退火态Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带显微组织 |
| 4.2.1 初始组织对退火态Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带组织的影响 |
| 4.2.2 退火温度对Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带组织的影响 |
| 4.2.3 退火时间对Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金薄带组织的影响 |
| 4.3 退火态Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金的相变行为 |
| 4.3.1 初始组织对退火态Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金相变行为的影响 |
| 4.3.2 退火温度对Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金相变行为的影响 |
| 4.3.3 退火时间对Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金相变行为的影响 |
| 4.4 Ti_(54)Ni_(34)Cu_(12) 合金热循环稳定性 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）合金元素对Q960钢焊缝金属强韧化作用机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 低合金高强钢焊接性分析 |
| 1.1.1 焊接裂纹 |
| 1.1.2 热影响区脆化和软化 |
| 1.1.3 冲击韧性 |
| 1.2 低合金高强钢焊接材料的研究 |
| 1.2.1 高强度钢焊条 |
| 1.2.2 高强度钢气保护或自保护焊丝 |
| 1.2.3 高强度钢埋弧焊用焊丝和焊剂 |
| 1.3 国内外药芯焊丝的研究进展 |
| 1.3.1 药芯焊丝熔渣配方研究 |
| 1.3.2 药芯焊丝合金成分方面研究 |
| 1.3.3 专用药芯焊丝的研究 |
| 1.4 合金元素在焊缝金属中的作用 |
| 1.4.1 合金元素的作用 |
| 1.4.2 焊缝金属显微组织 |
| 1.5 焊缝金属强韧化机理研究 |
| 1.5.1 细晶强化 |
| 1.5.2 固溶强化 |
| 1.5.3 位错强化 |
| 1.5.4 沉淀强化 |
| 1.5.5 韧化机制 |
| 1.6 课题研究的现状、目的及意义 |
| 1.6.1 高强钢焊缝金属强韧性机理的研究现状 |
| 1.6.2 高强钢药芯焊丝合金成分设计的研究现状 |
| 1.6.3 高强钢药芯焊丝渣系选择方面的研究现状 |
| 1.6.4 高强钢自保护药芯焊丝研究中函待解决的问题 |
| 1.6.5 本课题选题的依据、意义及创新之处 |
| 1.7 课题研究的思路、目标与方法 |
| 1.7.1 本课题研究的思路 |
| 1.7.2 本课题研究的目标与内容 |
| 第2章 试验材料、设备与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 试验用母材 |
| 2.1.2 试验用药粉和钢带 |
| 2.2 药芯焊丝制备方法及设备 |
| 2.2.1 药芯焊丝生产流程 |
| 2.2.2 焊丝生产过程及设备 |
| 2.3 焊接试验及设备 |
| 2.4 焊接工艺性试验 |
| 2.4.1 焊接飞溅率试验 |
| 2.4.2 焊缝脱渣性试验 |
| 2.5 显微组织及相分析 |
| 2.5.1 金相组织观察 |
| 2.5.2 扫描电镜观察 |
| 2.5.3 透射电镜观察 |
| 2.5.4 XRD分析 |
| 2.6 化学成分分析 |
| 2.7 力学性能试验 |
| 2.7.1 硬度试验 |
| 2.7.2 拉伸试验 |
| 2.7.3 冲击试验 |
| 2.8 扩散氢含量测量 |
| 2.9 热膨胀试验 |
| 2.10 淬火试验 |
| 第3章 Mn、Si元素对焊缝金属强化机理研究 |
| 3.1 Mn元素的强化机理 |
| 3.1.1 Mn元素的细晶强化作用 |
| 3.1.2 Mn元素的固溶强化作用 |
| 3.1.3 Mn元素的净化作用 |
| 3.1.4 Mn元素对焊缝金属力学性能的影响 |
| 3.2 Si元素的强化机理 |
| 3.2.1 Mn/Si值对微观组织的影响 |
| 3.2.2 Mn/Si值对夹杂物形貌的影响 |
| 3.2.3 Si元素含量对力学性能的影响 |
| 3.2.4 Si元素对针状铁素体的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Mo、Cr、Ni元素对焊缝金属强化机理研究 |
| 4.1 Mo元素的强化机理 |
| 4.1.1 Mo元素对微观组织的影响 |
| 4.1.2 Mo元素对力学性能的影响 |
| 4.1.3 Mo元素对M-A组元的影响 |
| 4.2 Cr元素的强化机理 |
| 4.2.1 Cr元素对微观组织的影响 |
| 4.2.2 Cr元素对力学性能的影响 |
| 4.3 Ni元素的强化机理 |
| 4.3.1 Ni元素对焊接工艺性能的影响 |
| 4.3.2 Ni元素对焊缝金属组织的影响 |
| 4.3.3 Ni元素对焊缝金属力学性能的影响 |
| 4.3.4 Ni元素对奥氏体相变和焊缝金属强塑性的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Ti和B元素对焊缝金属韧化机理研究 |
| 5.1 Ti元素对焊缝金属显微组织和力学性能的影响 |
| 5.1.1 Ti元素对针状铁素体含量的影响 |
| 5.1.2 Ti元素对焊缝金属力学性能的影响 |
| 5.1.3 Ti元素对针状铁素体的形核作用 |
| 5.2 Ti元素对焊缝金属扩散氢的影响 |
| 5.3 B元素对焊缝金属显微组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 B元素对焊缝金属组织和韧性的影响 |
| 5.3.2 N元素对焊缝金属B加入量的影响 |
| 5.3.3 Ti元素对焊缝金属B加入量的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Al元素对焊缝金属韧化机理研究 |
| 6.1 Al元素对焊缝金属夹杂物的影响 |
| 6.1.1 夹杂物的种类及对性能的影响 |
| 6.1.2 夹杂物析出的热力学分析 |
| 6.2 Al元素对焊缝气孔的影响 |
| 6.3 Al元素对焊缝金属组织的影响 |
| 6.4 Al元素对焊缝金属力学性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 Zr元素对焊接工艺性能改善及焊缝金属韧化机理研究 |
| 7.1 Zr元素对焊接工艺性能的影响 |
| 7.1.1 Zr含量对飞溅率的影响 |
| 7.1.2 Zr含量对焊缝脱渣性的影响 |
| 7.2 Zr元素对焊缝金属组织的影响 |
| 7.3 Zr元素对焊缝金属力学性能的影响 |
| 7.3.1 Zr含量对焊缝金属拉伸性能的影响 |
| 7.3.2 Zr含量对焊缝金属冲击韧性的影响 |
| 7.4 高强钢焊缝金属强韧化机理 |
| 7.4.1 金属材料强韧化方式 |
| 7.4.2 高强钢焊缝金属强韧化机理 |
| 7.5 本章小结 |
| 第8章 针状铁素体的形核机理及影响因素 |
| 8.1 针状铁素体的形核机制 |
| 8.1.1 针状铁素体形核机制种类 |
| 8.1.2 针状铁素体形核机制研究 |
| 8.2 针状铁素体形核的影响因素 |
| 8.3 针状铁素体的组织特点 |
| 8.4 针状铁素体的力学性能 |
| 8.5 本章小结 |
| 第9章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（7）高性能中锰钢的形变热处理工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 汽车用先进高强钢的发展及分类 |
| 1.2.1 汽车用先进高强钢的分类 |
| 1.2.2 典型第三代汽车用高强钢 |
| 1.3 中锰钢的发展概述 |
| 1.4 中锰钢的研究现状 |
| 1.4.1 中锰钢的合金元素 |
| 1.4.2 中锰钢的形变热处理工艺 |
| 1.4.3 中锰钢的组织性能 |
| 1.4.4 锰元素临界区配分行为 |
| 1.4.5 奥氏体的稳定性及TRIP效应 |
| 1.5 中锰钢研究与开发中存在的关键问题 |
| 1.5.1 组织性能调控过程中的基础科学问题 |
| 1.5.2 工业化生产应用过程的关键问题和技术瓶颈 |
| 1.6 特殊的形变热处理工艺 |
| 1.6.1 快速加热工艺 |
| 1.6.2 深冷处理及深冷轧制工艺 |
| 1.7 本论文的目的、意义及研究内容 |
| 1.7.1 本文的研究背景 |
| 1.7.2 本文的研究目的 |
| 1.7.3 本文的研究内容 |
| 第2章 热轧含δ铁素体中锰钢热处理工艺研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验方案与测试方法 |
| 2.3 实验结果分析与讨论 |
| 2.3.1 不同退火工艺下力学性能 |
| 2.3.2 不同退火工艺下微观组织表征 |
| 2.3.3 奥氏体的形成区域及形成机制 |
| 2.3.4 奥氏体的取向因子影响 |
| 2.3.5 铁素体的析出行为及强化效应 |
| 2.3.6 加工硬化行为及奥氏体稳定性 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 热轧含δ铁素体中锰钢的临界区轧制工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验方案与测试方法 |
| 3.3 实验结果分析与讨论 |
| 3.3.1 不同热轧组织表征 |
| 3.3.2 不同热处理组织表征 |
| 3.3.3 不同热处理态的力学性能 |
| 3.3.4 元素的配分行为 |
| 3.3.5 加工硬化行为及TRIP效应 |
| 3.3.6 δ铁素体的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 冷轧含δ铁素体中锰钢热处理工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验方案与测试方法 |
| 4.3 实验结果分析 |
| 4.3.1 冷轧退火微观组织表征 |
| 4.3.2 冷轧退火力学性能分析 |
| 4.3.3 快速加热工艺微观组织表征 |
| 4.3.4 快速加热工艺锰扩散行为分析 |
| 4.3.5 快速加热工艺力学性能分析 |
| 4.3.6 快速加热工艺奥氏体的稳定性 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 冷轧3 %Mn中锰钢的热处理工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 实验方案及测试方法 |
| 5.3 实验结果分析与讨论 |
| 5.3.1 热力学相关计算 |
| 5.3.2 实验钢CCT曲线及相变行为 |
| 5.3.3 不同退火工艺下的组织表征 |
| 5.3.4 不同退火工艺下的力学性能 |
| 5.3.5 锰配分行为及其影响因素 |
| 5.3.6 双退火的工业化设想及依据 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 深冷轧制3%Mn中锰钢的组织性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料与方法 |
| 6.2.1 实验材料 |
| 6.2.2 实验方案及测试方法 |
| 6.3 实验结果分析与讨论 |
| 6.3.1 临界区退火微观组织 |
| 6.3.2 奥氏体的形核机制 |
| 6.3.3 临界区退火力学性能 |
| 6.3.4 深冷轧制双退火组织表征 |
| 6.3.5 深冷轧制双退火力学性能 |
| 6.3.6 奥氏体的不连续TRIP效应 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）超细贝氏体组织演变及相变加速技术研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 基本概念 |
| 2.1.1 传统分类 |
| 2.1.2 超细贝氏体 |
| 2.2 超细片状贝氏体钢(SBA) |
| 2.2.1 发展历程 |
| 2.2.2 机理研究 |
| 2.2.3 加速贝氏体相变 |
| 2.3 预应变加速作用 |
| 2.4 文献总结 |
| 3 研究内容与方法 |
| 3.1 主要研究内容 |
| 3.1.1 低温贝氏体相变规律研究 |
| 3.1.2 预应变对低温贝氏体相变的影响 |
| 3.1.3 控轧控冷高强韧贝氏体钢及力学性能 |
| 3.2 研究方案及技术路线 |
| 3.2.1 研究方案 |
| 3.2.2 技术路线 |
| 3.3 关键技术 |
| 3.4 实验设备 |
| 4 基于热力学模型的成分设计 |
| 4.1 SBA相变热力学模型 |
| 4.1.1 相变模型的建立 |
| 4.1.2 形核驱动力计算 |
| 4.1.3 计算结果与分析 |
| 4.2 成分优化与设计 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 超细贝氏体的相变规律及组织性能 |
| 5.1 参考组合金的相变规律及性能 |
| 5.1.1 连续冷却转变曲线 |
| 5.1.2 等温转变曲线 |
| 5.1.3 显微组织 |
| 5.1.4 力学性能 |
| 5.2 合金元素对转变动力学的影响 |
| 5.2.1 C元素的作用 |
| 5.2.2 Cr、Mn元素的作用 |
| 5.3 合金元素对显微组织的影响 |
| 5.4 合金元素对力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 单步预应变作用下的贝氏体相变行为 |
| 6.1 预应变对相变动力学的影响 |
| 6.1.1 预应变温度的影响 |
| 6.1.2 预应变大小的影响 |
| 6.1.3 贝氏体最终转变量 |
| 6.2 预应变对组织形貌的影响 |
| 6.2.1 贝氏体形核位置与过冷奥氏体强度 |
| 6.2.2 组织结构及尺寸 |
| 6.2.3 残留奥氏体 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 多步形变热处理及其加速相变的机理研究 |
| 7.1 多步形变热处理 |
| 7.1.1 工艺设计 |
| 7.1.2 显微组织分析 |
| 7.1.3 力学性能测定 |
| 7.2 微观结构演变及强韧化机理 |
| 7.2.1 超细组织的形成机理 |
| 7.2.2 微观组织强韧化机理 |
| 7.3 形变作用下的贝氏体变体选择 |
| 7.3.1 未变形奥氏体的贝氏体相变 |
| 7.3.2 预变形奥氏体的贝氏体相变 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 超细片层状贝氏体的快速制备 |
| 8.1 制备工艺及参数选择 |
| 8.2 组织及力学性能 |
| 8.3 分析与讨论 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论 |
| 10 创新点 |
| 参考文献 |
| 附录A 应变场有限元模拟 |
| 附录B S4、S5、S6、S7、S8等温淬火处理后的力学性能 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（9）304HC不锈钢钢丝形变诱导α′-马氏体相变及断裂机制（论文提纲范文）
| 引 言 |
| 1 试验方法 |
| 1.1 冷拔工艺 |
| 1.2 室温拉伸试验 |
| 1.3 组织观测 |
| 1.4 物相分析 |
| 1.5 断口形貌分析 |
| 2 试验结果与讨论 |
| 2.1 马氏体相变的条件判据 |
| 2.2 形变诱导马氏体相变对力学性能的影响 |
| 2.3 形变诱导马氏体相变的形核机理 |
| 2.4 马氏体相变中材料的断裂及机理 |
| 3 结 论 |
（10）低碳贝氏体钢焊接接头组织与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 前言 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 贝氏体钢研究现状 |
| 1.2.2 贝氏体钢的焊接材料研究现状 |
| 1.2.3 贝氏体钢焊接接头的组织和性能研究现状 |
| 1.3 研究内容与技术路线 |
| 1.3.1 研究内容 |
| 1.3.2 技术路线 |
| 2 低碳贝氏体钢用焊接材料的研究 |
| 2.1 焊缝组织组成相确定 |
| 2.2 焊丝的性能分析 |
| 2.2.1 熔敷金属显微组织 |
| 2.2.2 焊接接头力学性能 |
| 2.3 烧结焊剂的选用 |
| 2.3.1 烧结焊剂的工艺性能分析 |
| 2.3.2 烧结焊剂成分优化 |
| 2.4 小结 |
| 3 低碳贝氏体钢焊接接头组织性能及相比例分析 |
| 3.1 试验方法及设备 |
| 3.1.1 试验材料 |
| 3.1.2 焊接工艺 |
| 3.1.3 组织与力学性能测试 |
| 3.2 低碳贝氏体钢焊接接头的组织 |
| 3.2.1 宏观组织 |
| 3.2.2 焊缝区和热影响区组织 |
| 3.2.3 各种焊剂组分对应焊接接头的显微组织 |
| 3.3 低碳贝氏体钢焊接接头力学性能 |
| 3.3.1 焊接接头的化学成分分析 |
| 3.3.2 焊接接头的力学性能分析 |
| 3.3.3 焊缝组织的相比例及其力学性能的关系 |
| 3.4 小结 |
| 4 低碳贝氏体钢焊接接头的韧化机理 |
| 4.1 焊缝区扫描电镜组织与能谱分析 |
| 4.2 EBSD试验结果与讨论 |
| 4.2.1 EBSD结果分析 |
| 4.2.2 焊缝区组织的晶粒细化机制 |
| 4.3 焊缝区的铝含量对焊缝韧性的影响 |
| 4.4 小结 |
| 5 低碳贝氏体钢焊接接头的强化机理 |
| 5.1 焊缝金属强化方式 |
| 5.2 焊缝组织形貌观察与分析 |
| 5.2.1 焊缝区SEM分析 |
| 5.2.2 焊缝区TEM分析 |
| 5.3 合金元素对焊缝强度的影响 |
| 5.3.1 焊缝区的B含量对焊缝强度的影响 |
| 5.3.2 焊缝区的锰当量对焊缝强度的影响 |
| 5.4 小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 在校期间发表论文、申请专利以及获奖情况 |
四、马氏体相变形核机理（论文参考文献）
- [1]外加改性纳米粒子技术诱导钢中铁素体形核的基础研究[D]. 郭皓. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]临界变形Super304H奥氏体不锈钢中sigma相异常快速析出机理及晶间腐蚀脱敏工艺优化[D]. 周晴雯. 华南理工大学, 2020(05)
- [3]两类低碳马氏体合金钢中温析出相转变及其对力学性能的影响[D]. 许元涛. 上海交通大学, 2020(01)
- [4]电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响[D]. 潘栋. 吉林大学, 2020(08)
- [5]高循环稳定性TiNiCu记忆合金薄带的制备与马氏体相变行为[D]. 张亮亮. 哈尔滨工程大学, 2020(05)
- [6]合金元素对Q960钢焊缝金属强韧化作用机理研究[D]. 武丹. 沈阳工业大学, 2019(01)
- [7]高性能中锰钢的形变热处理工艺及组织性能研究[D]. 胡智评. 东北大学, 2018
- [8]超细贝氏体组织演变及相变加速技术研究[D]. 何建国. 北京科技大学, 2016(05)
- [9]304HC不锈钢钢丝形变诱导α′-马氏体相变及断裂机制[J]. 徐杨,宋仁伯,王宾宁,张磊峰. 塑性工程学报, 2015(04)
- [10]低碳贝氏体钢焊接接头组织与性能[D]. 陈阳阳. 西安理工大学, 2015