一、硼对2.25Cr-1.0Mo钢热塑性的影响（论文文献综述）
李小兵,董鑫,邢炜伟,陈波,刘奎,马颖澈[1]（2021）在《合金元素对Cr-Mo钢第二类回火脆性影响研究综述》文中研究表明对于一些长期在中温条件下服役的Cr-Mo钢（2.25Cr1Mo）,由于钢中P、S等有害杂质元素在服役过程中不断向晶界偏聚,降低了晶界结合力,致使该类钢出现第二类回火脆性这一关键问题。为了探寻降低这类Cr-Mo钢第二类回火脆性倾向的有效方法,提高材料安全服役可靠性,从溶质元素偏聚机制出发,总结分析了合金元素晶界偏聚及改善钢第二类回火脆性的内在本质,重点归纳了几种常见元素的晶界偏聚行为及其对钢回火脆性的影响,同时还客观分析了理论计算和试验研究在阐释合金元素对晶界脆性影响存在差异的主要原因,期望能为中温用钢长期服役过程中存在的回火脆性提供一些有效控制方法,也为合金元素晶界偏聚行为的研究提供一些参考。
阮士朋[2]（2020）在《高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控》文中提出硼作为一种廉价的微合金元素,因在钢中能够发挥优异的作用而得到了广泛地研究和应用,如利用硼提高淬透性的作用而开发的含硼冷镦钢就在紧固件领域得到了快速的发展。此外,作为冷镦用途,含硼冷镦钢还要求具备良好的组织和强塑性匹配以及优异的表面质量和夹杂物控制,疲劳性能是含硼冷镦钢综合性能的体现。钢中化学组分以及加工工艺参数等均会对含硼冷镦钢的相变规律及组织性能产生较大的影响。本文围绕含硼冷镦钢的淬透性、组织和强塑性的影响因素及调控进行了系统分析研究,并对硼钢裂纹来源及演变规律、大颗粒夹杂物控制以及疲劳特性进行了相关研究和分析,为提高含硼冷镦钢的综合性能提供指导。通过对含硼冷镦钢的淬透性能及其影响因素定量研究,发现在冷镦钢中单独添加B元素对提高淬透性不明显,同时添加B和Ti元素可使淬透性明显提高,这主要是由于Ti可起到固氮作用从而增加有效硼含量;同时试验发现在含硼钢中适当添加Cr或Mn元素有利于进一步提高淬透性,S含量过高会降低含硼钢的淬透性;对低碳硼钢10B21淬透性研究发现,10B21的淬火硬度随着Ti/N的增加而升高,当Ti/N大于6时可完全淬透。研究了奥氏体化温度对硼钢淬火硬度的影响,随奥氏体化温度的升高,硼钢的淬火硬度呈先上升后缓慢降低的趋势,在奥氏体化温度为870℃时,硼钢淬火硬度达到最高。比较了 JMatPro模拟法、理想临界直径法和非线性方程法计算的硼钢端淬曲线与Jominy法试验的端淬曲线之间的差异,对于硼钢来说不同计算方法与试验方法之间都存在一定的偏差,不能很好地计算出硼钢的端淬曲线,本研究利用硼钢淬火临界直径数据,通过多元回归的方法获得了含硼冷镦钢淬火临界直径与主要化学元素的关系方程式:DH=0.35=-23.9+19.3 × C+17.9 × Si+28.1 × Mn+23.8 × Cr+6403 ×B+24.3 × Ti,通过该方程式可以很好地预测硼钢的淬火临界直径。在含硼冷镦钢组织和强塑性的影响因素研究方面,分别研究了不同组分含硼冷镦钢的相变规律,并结合轧钢工艺参数优化实现对中碳、低碳和超低碳硼钢的组织和强塑性的良好调控。对于含有0.0021%B+0.035%Ti的中碳-4#硼钢来说,通过采取高温轧制+缓冷工艺可以使盘条的抗拉强度降低到595MPa以下,满足了下游工序免退火加工要求。对含有0.0050%B+0.066%Ti的低碳-4#硼钢来说,较高的B和Ti含量提高了钢的淬透性,常规工艺轧制下抗拉强度升高到469MPa,而塑性降低较少,这主要是由于获得了准多边形铁素体组织;通过优化控冷工艺可使盘条抗拉强度降低到373MPa。对于超低碳硼钢来说,当添加0.0055%的B时,晶粒粗化明显,晶粒度级别由7.5级降低到6级,同时盘条的抗拉强度由295MPa降低到275MPa;但当添加0.0020%的B时,热轧盘条的显微组织和晶粒度、力学性能无明显变化,这与B/N有关,B/N越大,晶粒粗化效果越明显。对含硼钢表面质量的跟踪研究发现,含硼钢盘条的表面缺陷80%以上是由钢坯缺陷遗传造成的,主要表现为裂纹和结疤,且在裂纹周围能够发现脱碳或高温氧化物等特征;对硼钢钢坯质量跟踪发现,钢坯裂纹主要存在于钢坯角部的振痕处,裂纹沿晶界分布和扩展。硼钢加钛后的高温热塑性明显优于不加钛的硼钢。当钢中Ti/N≥4时可降低硼钢的裂纹敏感性。通过在低碳硼钢方坯表面人工预制裂纹的方式研究了含硼冷镦钢的钢坯表面裂纹在轧制过程的演变规律。随着变形量的增加,裂纹深度逐渐变浅,按照盘条裂纹深度不超过0.05mm计算,推导出钢坯临界裂纹深度d0与轧制盘条直径D之间满足关系式:d0=8.28/D。钢坯表面横裂纹经多道次轧制变形后也会演变为较短的纵裂纹,裂纹横截面形貌呈小角度折叠状。研究了非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物尺寸和类型的影响,结果显示,相对于钙处理工艺,非钙处理工艺可使含硼冷镦钢中氧化物夹杂类型由钙铝酸盐类复合夹杂转变为镁铝尖晶石为主的夹杂,夹杂物尺寸明显减小。研究了含硼冷镦钢制备的8.8级螺栓的疲劳性能,当交变载荷取平均载荷的10%时,在平均载荷不超过保证载荷的65%时,螺栓疲劳寿命可达到500万次,螺栓的条件疲劳极限为438.96MPa。当平均载荷为保证载荷的50%时,螺栓的疲劳S-N曲线可表达为线性关系式lgΔσ=3.317-0.252 ×lgN。换算为有效应力后,其关系式可表达为lgσ=3.24-0.152×lgN。通过转换,获得了在不同应力比下,螺栓服役500万次所对应的归一化预紧应力和预紧扭矩与应力比R的关系曲线,通过该关系曲线可以预测在不同应力比下螺栓的疲劳性能,并可以实现对螺栓预紧力和预紧扭矩的合理调控。
李勇[3]（2019）在《新型低合金耐热钢T23再热裂纹产生机理及成分改良的研究》文中认为T23钢是一种新型蠕变强度增强型铁素体耐热钢,具有热导率高、热膨胀系数低等特点,还具有良好的焊接性和优异的高温蠕变性能,是超超临界锅炉水冷壁、过热器、再热器等受热面部件的理想材料。然而,在电厂的应用中发生过多起再热裂纹引起的T23接头开裂导致水冷壁或再热器的爆管和泄漏事故,严重影响了机组的安全稳定运行。目前,T23钢再热裂纹形成机理尚不清楚,没有有效的防治方法。因此,有必要深入研究T23钢再热裂纹形成机理,并在此基础上研究化学成分对其再热裂纹的影响,探讨抗再热裂纹T23钢的成分改良设计。本文先研究T23钢再热裂纹形成机理。采用插销试验和模拟粗晶区短时蠕变破断试验,对商用T23钢再热裂纹敏感性进行评估,利用扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、能谱仪（EDS）对断口微观形貌、裂纹特征、析出相和晶界附近合金元素的贫化进行表征和分析,确定导致再热裂纹的关键因素,揭示再热裂纹形成机理。随后进一步研究T23钢粗晶区在650°C、0240 h时效过程中的组织演变,评价粗晶区时效前后的再热裂纹敏感性,分析组织状态对再热裂纹敏感性的影响,进一步深化对T23钢再热裂纹机理的认识,并建立预测在役T23接头再热裂纹敏感性的硬度判据。在确认晶界M23C6析出弱化晶界是导致T23钢再热裂纹产生的主要因素之后,研究碳、硼和钛等元素对M23C6析出行为及再热裂纹的影响,采用电子探针显微分析仪（EPMA）分析硼元素在粗晶区组织转变过程中的偏聚行为,揭示碳、硼和钛等元素影响再热裂纹的机理。最后,对多组不同含碳量和含硼量T23钢再热裂纹敏感性进行评估,构建了碳和硼含量与再热裂纹敏感性的关系,提出改良型抗再热裂纹T23钢的合金设计,并提出了预测T23钢再热裂纹的成分判据。研究结果表明:（1）高温拉伸过程中晶界析出的M23C6型碳化物弱化晶界是导致再热裂纹的主要原因,晶内析出的M23C6和M7C3型碳化物强化晶内是导致再热裂纹的次要原因,晶内MX型碳化物在高温拉伸过程中析出很少,不是导致T23钢再热裂纹的直接原因。晶界M23C6从两个方面弱化晶界,一是促进孔洞形核,二是造成附近基体合金元素贫化。（2）在再热过程中,粗晶区组织发生回复及再结晶,位错密度下降,亚晶粒（板条）尺寸增大;在较短时间（24h）内晶内析出M3C、M7C3和少量的M23C6,晶界析出大量M23C6,在较长时间（2448 h）后MX在晶内大量析出;组织转变使硬度逐渐下降,再热裂纹敏感性也逐渐降低。时效过程中的组织变化使晶内强度下降,晶界附近合金元素均匀化,组织也渐趋稳定。在高温拉伸过程中,组织不会发生明显的转变,有效避免了晶界弱化和晶内强化,缩小了晶内和晶界的强度差,因而塑性变形能力提升,再热裂纹敏感性下降。当粗晶区的硬度低于250 HB,对再热裂纹不再敏感,250 HB是粗晶区组织对再热裂纹不敏感的临界硬度值。（3）降低碳含量可以降低粗晶区晶内强度,减少晶界M23C6相的析出,减轻晶界的弱化,从而降低晶内和晶界的强度差,降低再热裂纹敏感性。（4）硼元素在焊后偏聚于粗晶区晶界,一方面起到直接强化晶界的作用,另一方面抑制了再热过程中晶界M23C6的析出长大,使得晶界强度得以保持,缩小晶内与晶界的强度差。因而,塑性变形也在晶内产生,使得整体塑性得到提升,再热裂纹敏感性降低。（5）钛对T23钢再热裂纹敏感性直接影响较小,远低于碳和硼的影响。虽然钛与碳的结合力强于铬、钒和钨,但其在短时间内难于形成MX相,不会造成晶内强化,且对M23C6相的析出没有影响,这是适当增加钛对T23钢再热裂纹敏感性影响不大的主要原因。（6）碳和硼对T23钢再热裂纹敏感性的影响最为显着,调整硼和碳的含量满足:[%B]>-1.4×[%C]2+0.35×[%C]-0.0115关系时,得到对再热裂纹不敏感的改良型T23钢。综合各元素的影响,提出以下预测T23钢再热裂纹敏感性的判据:FS=10C+0.47Cr+0.14Mo+0.038W-58.9B-1.45,当FS≥0,敏感;当FS<0,不敏感。本论文丰富和发展了低合金钢焊接性理论,解决了制约新型低合金耐热钢T23应用中的瓶颈问题,对于高参数火电机组的材料应用和开发具有重要的理论意义和实用价值。
蒋中华[4]（2019）在《厚壁低合金钢锻件冲击功波动机制及控制方法研究》文中进行了进一步梳理厚壁锻件在重型机械、电力、冶金、石油化工、船舰制造和原子能工业等领域广泛应用。这些厚壁锻件中,低合金钢锻件占比在80%以上,如风电主轴、石化加氢反应器、船舰用曲轴、核电压力容器等。它们常作为重型装备的承重或防护构件,受力情况复杂,工作环境特殊,对力学性能指标及其稳定性要求极高。然而,随着壁厚的增加,厚壁低合金钢锻件心部低温冲击韧性常出现偏低或者严重波动情况。不仅导致产品的合格率较低,也给合理评价厚壁锻件冲击韧性带来了极大的困难。本课题针对厚壁低合金钢构件中常出现冲击功偏低或严重波动的问题,通过对重型企业生产石化加氢用2.25Cr-1Mo-0.25V钢和核电压力容器用SA508-3钢厚壁锻件生产特点和实物解剖分析,确定了导致其低温冲击韧性偏低或存在严重波动的根本原因,揭示了影响冲击功波动的微观机制。在此基础上,提出了提高厚壁低合金钢锻件低温冲击韧性及其稳定性的工艺措施,并将相关成果成功应用在某核电SA508-3钢厚壁锻件上。本文的主要研究内容和结论包括:（1）通过对石化加氢用2.25Cr-1Mo-0.25V钢和核电SA508-3钢厚壁锻件分析,确定了低合金钢厚壁构件冲击功偏低或严重波动与粒状贝氏体组织密切相关。在此基础上,设计了一种以粒状贝氏体为显微组织的模型低合金钢,通过三点弯曲试验和有限元计算模拟相结合,证实了粒状贝氏体中大块状M-A岛及其高温回火分解产物引发的解理断裂是导致低合金钢厚壁构件低温冲击功偏低和严重波动的根本原因。基于上述认识,提出利用稀土微合金化和构筑铁素体薄膜方法减少淬火组织中大块状M-A岛的数量,优化设计回火工艺调控M-A岛高温回火分解产物,改善厚壁低合金钢锻件冲击韧性的思路。（2）系统研究了稀土含量对2.25Cr-1Mo-0.25V钢相变、显微组织和力学性能的影响。发现稀土的添加能降低2.25Cr-1Mo-0.25V钢贝氏体相变开始点,减少块状型的粒状贝氏体组织的形成倾向,获得更多具有细小板条结构的粒状贝氏体,进而有效抑制大块状M-A岛的形成。当稀土含量为120 ppm时,提升冲击韧性的效果最佳。进一步提高稀土含量至480 ppm时,钢中夹杂物尺寸和体积分数大幅度增加,显着地恶化钢的冲击韧性。（3）提出了新型热处理工艺及其韧化机制。即通过控制奥氏体化前的碳化物析出和溶解行为,调控奥氏体的形核和长大,进而在临界区（接近Ac3）的奥氏体中构筑薄膜状、弥散分布、适量的未溶铁素体:通过未溶铁素体薄膜的构筑,“局域化”淬火阶段过冷奥氏体向粒状贝氏体相变过程中碳的扩散,实现在不改变淬火冷却速率的情况下减小粒状贝氏体中M-A岛尺寸。研究结果表明,模型低合金钢以铁素体和弥散分布的M7C3碳化物为初始组织进行810℃奥氏体化处理时可使奥氏体中残留含量不超过10%的未溶铁素体薄膜,将对奥氏体进行有效分割,使得大块状M-A岛的含量大幅度减少,从而大幅度提高模型合金的冲击韧性及其稳定性。在此基础上,将新型热处理工艺推广应用至2.25Cr-1Mo-0.25V钢和SA508-3钢中,解决了石化加氢和核电超大壁厚锻件低温冲击性能不合格的问题。（4）研究了 2.25Cr-1Mo-0.25V钢中大块状M-A岛高温回火分解特性对其力学性能影响,发现材料冲击韧性主要受大块状M-A岛中残余奥氏体（RA）高温回火分解产物的影响。通过对粒状贝氏体中大块状M-A岛及其高温回火分解产物的表征发现,直接在700℃高温回火时,M-A岛中大块状RA将分解成由铁素体和M23C6组成的碳化物团,其中M23C6主要沿碳化物团界面分布,容易引起应力集中,导致脆性断裂。在此基础上,提出了通过添加中低温预回火处理,首先将大块状RA转变成一种过渡性组织,使其内部具有高密度析出相和亚结构,并减少其边缘位错密度和相变残余应力,然后再进行700℃高温回火,不仅能有效抑制粗大M23C6沿碳化物团界面分布,而且起到细化M23C6的作用,进而实现改善2.25Cr-1Mo-0.25V钢低温冲击韧性的目的。实验结果表明,在455℃预回火2 h,使大块状RA完全分解成细小的贝氏体时,中低温预回火处理效果最佳。
郑亚旭[5]（2019）在《Nb-B复合微合金化高铁车轴钢的强韧化研究》文中提出EA4T（25CrMo）大直径的高铁车轴在调质热处理过程中易产生混晶和淬透性不足的现象,导致其强韧性不佳,从而影响车轴的疲劳性能。针对EA4T车轴存在的上述问题,本课题通过添加微合金元素Nb,抑制奥氏体化过程中晶粒的粗化,得到细小均匀的奥氏体晶粒,晶粒细化可同时提高钢的强度和韧性。同时,晶粒细化也会降低钢的淬透性,通过在含Nb钢中添加微量B提高大直径车轴的淬透性,减少车轴内部大尺寸的铁素体含量,以提高钢的强度。车轴热处理前需经锻造热变形,一般情况下钢中添加Nb会恶化钢的热塑性,而添加B能改善钢的热塑性。因此本课题首先研究了 Nb-B复合微合金化对车轴钢热加工性能的影响并分析其影响机理。B的合金化作用与热处理工艺参数密切相关,因此本课题深入研究了不同热处理条件下含B相的溶解和析出行为以及其对淬透性和冲击韧性的影响机理。本课题在Nb-B复合微合金化的基础上研究了 Mo和V含量对调质钢中马氏体结构和碳化物析出相的影响,并系统深入地分析了其对力学性能的影响机理。本研究为实际生产中优化车轴钢的成分、热加工工艺和热处理工艺,改善车轴钢的力学性能提供科学依据。形变速率为0.5s-1时,Nb-B复合微合金化实验钢的热拉伸实验结果表明:实验钢中添加0.04%Nb,对热塑性没有明显影响。随着含Nb钢中B含量从20 ppm增加至36 ppm,偏聚到奥氏体晶界的B原子数量增加,热塑性得到明显改善。在含Nb钢中添加B后铁素体转变推迟,使γ+α两相区基本无铁素体组织,从而避免了形变过程中在铁素体内产生应力集中。较高的形变速率下,Nb-B复合微合金化对实验钢热塑性有明显改善。热处理工艺对Nb-B复合微合金化实验钢的淬透性和力学性能影响的研究结果表明:随钢中B含量从20 ppm增加至36 ppm、奥氏体化温度升高或保温时间延长,钢的淬透性均降低。较高的奥氏体化温度或较长的保温时间促进更多的M2B溶解到奥氏体中,过量的B原子偏聚到奥氏体晶界促进M2B在奥氏体化过程中沿晶界重新析出而恶化钢的淬透性。另外,较低奥氏体化温度的双次淬火可以同时改善含B钢的淬透性和冲击韧性。随回火温度升高或保温时间延长,碳化物发生粗化,特别是晶界和板条间的碳化物粗化更加明显。回火钢中的碳化物主要有M23C6,M7C3和MC。M23C6易于在原奥氏体晶界、亚晶界和板条间析出且容易粗化;M7C3和MC 一般在基体上析出。回火过程中马氏体组织的粗化降低了亚晶界上粗大的M23C6析出相的数量,从而在一定程度上降低了其对韧性的不利作用。淬火过程中偏聚到奥氏体晶界的B促进M2B在回火过程中析出,硬而脆的M2B在晶界析出显着降低钢的韧性。Mo和V含量对Nb-B复合微合金化实验钢的组织、析出相和性能的研究结果表明:随钢中V含量从0%增加到0.12%,抗拉强度明显上升,而冲击韧性明显下降。热力学计算结果显示,这主要是由于随V含量的增加,实验钢中M23C6型碳化物析出量减少,而MC型碳化物析出量明显增加。细小弥散的MC碳化物使析出强化效果明显增加。同时,增加钢中V含量使基体中固溶的V含量也有所提高。析出强化和固溶强化共同作用明显提高了钢的强度,同时降低钢的韧性。随实验钢中Mo含量的增加,马氏体有效晶粒尺寸和马氏体板条宽度有所细化。使用JMatPro计算的CCT曲线显示,Mo能明显推迟铁素体和珠光体转变,提高过冷奥氏体的稳定性并降低马氏体转变点。因此,随Mo含量的增加,马氏体组织得到细化,同时位错密度提高。热力学计算结果显示,随钢中Mo含量从0%增加至0.50%,M7C3型碳化物析出量有所减少;Mo含量从0%增加至0.25%时,MC型碳化物析出量增加;随Mo含量从0.25%增加至0.50%,M23C6析出量明显增加。细小的MC型碳化物析出强化效果明显,同时恶化钢的韧性。因此,随钢中Mo含量增加至0.25%,强度升高而韧性降低。当Mo含量从0.25%增加至0.50%时,尽管M23C6析出量明显增加,但是由于马氏体结构的细化和位错密度的增加使碳化物的形核位置增加,以及富Mo碳化物热稳定性的提高,使回火时析出的碳化物尺寸有所减小。另外,马氏体有效晶粒尺寸的细化有利于改善钢的韧性。因此,与0.25%Mo的实验钢相比,0.50%Mo的实验钢在强度提高的同时,韧性并没有降低。同时Mo含量为0.50%的25CrMoNbB实验钢具有优异的旋转弯曲疲劳性能。
赵禹[6]（2018）在《无间隙原子钢和2.25Cr1Mo钢的脆化机制研究》文中提出无间隙原子（IF）钢和2.25Cr1Mo钢都具有碳当量低,韧性和塑性良好等特点。这两种钢因成分和性能的差异被应用于不同的领域。其中,具有良好深冲性能的无间隙原子钢是汽车车身覆盖件及部分结构件的主要材料。2.25Cr1Mo钢因具有良好的韧性、较高的抗氧化性和耐高温性能,被广泛应用于制造各种高温承压容器及管道等。然而,IF钢中的固溶强化元素磷会在热轧等过程中发生晶界偏聚,引起材料的非硬化脆化;同时在深冲和冷轧过程中会发生硬化脆化现象。2.25Cr1Mo钢在长期中等温度的服役过程中,钢中的杂质元素会发生晶界偏聚并引起材料的非硬化脆化;工程实践中的诸如焊接、时效析出等过程会引起钢的硬化脆化。此外,晶粒尺寸会同时影响钢的硬化和非硬化脆化。可见,钢铁材料的脆化往往是由硬化脆化和非硬化脆化这两种机制共同作用的结果,而目前还没有这方面的研究。因此,本文主要研究磷的晶界偏聚、强化硬化和晶粒尺寸对IF钢和2.25Cr1Mo钢脆性的综合影响,并揭示低合金钢的硬化与非硬化联合脆化机制。本课题以IF钢和2.25Cr1Mo钢为研究对象,通过高温热处理、时效热处理、室温拉伸、焊接热模拟等方法,获得不同晶粒尺寸、磷晶界偏聚浓度和强化硬化的试样。通过系列冲击实验并结合扫描电子显微镜（SEM）进行断口形貌观察,测定试样的断口形貌转变温度（FATT）。利用硬度测试、金相分析、俄歇电子能谱分析（AES）、场发射扫描透射电子显微镜（FEGSTEM）、电子背散射衍射（EBSD）等表征手段,对试样的微观组织、晶界化学成分、晶界特征结构、维氏硬度等参数进行表征。综合分析IF钢和2.25Cr1Mo钢的断口形貌转变温度与材料的强度（硬度）、晶粒尺寸和磷晶界偏聚浓度之间的关系,建立IF钢和2.25Cr1Mo钢的硬化与非硬化联合脆化的数学模型。研究发现,高温淬火的IF钢在600 oC恒温时效过程中的P晶界偏聚表现出非平衡的特征,并且在时效20 h后恢复平衡状态。此外,P在IF钢和2.25Cr1Mo钢中的平衡晶界偏聚浓度随晶粒尺寸的增加而增加,随温度增加而降低。研究表明,晶粒尺寸增加会促使钢中大角度晶界和高Σ指数的CSL晶界的含量增加,这是导致不同晶粒尺寸的钢中P晶界偏聚浓度不同的重要因素。通过偏聚热力学的理论分析认为,偏聚自由能随晶粒尺寸增加而增加,同时偏聚熵和焓在变化中存在一定的线性关系。对不同晶粒尺寸、磷晶界浓度和屈服强度的IF钢的FATT进行了测定,研究表明IF钢的FATT与磷晶界偏聚浓度（Cp,at.%）和屈服强度（σs,10MPa）成正线性相关性,与晶粒尺寸（d-1/2,mm-1/2）成负线性相关性。而且,FATT与磷晶界偏聚浓度或屈服强度之间的线性关系受晶粒尺寸的影响,而磷晶界偏聚和屈服强度两者与FATT之间的关系是互不影响的。以泰勒公式为模型,建立的脆化公式为:FATT（oC）=2.1Cp+3.48σs-22.36d-1?2+0.64（Cp-14）（d-1?2-3.06）+0.896（σs-14）（d-1?2-3.06）-13.7,其中Cp、σs、d分别表示磷的晶界偏聚浓度（at.%）、屈服强度（10MPa）、晶粒尺寸（mm）。然而,2.25Cr1Mo钢的脆化机制与IF钢有所不同。其中,最主要的是2.25Cr1Mo钢的FATT不受晶粒尺寸的影响。分析认为,造成这种差别的主要原因是两种钢的微观组织不同,进而导致材料的脆性对晶界结构的敏感度不同。两者相同的是,2.25Cr1Mo钢的FATT同样与钢中磷晶界偏聚浓度或屈服强度成正线性相关性。综合分析并建立了2.25Cr1Mo钢的FATT与磷晶界偏聚浓度和屈服强度之间的关系式:FATT（oC）=0.25σs+2.64CP-270,其中Cp和σs分别表示磷的晶界偏聚浓度（at.%）和屈服强度（MPa）。对不同峰值温度下的2.25Cr1Mo钢焊接热影响区脆性的研究表明,热影响区的脆性随峰值温度的增加而增加,而回火后热影响区的脆性显着降低。对冲击断口形貌的分析发现,焊后热影响区的脆性断裂属于解理型,而回火后的脆断属于沿晶型。分析认为,焊后热影响区的脆化与微观组织中存在的M/A岛以及焊接残余应力有关,属于硬化脆化机制。其中,M/A岛形状随峰值温度的升高而发生粗化,这是导致热影响区的脆性随焊接峰值温度升高而加剧的主要原因。焊后经520oC回火800 h后,热影响区组织中的M/A岛消失并析出细小的碳化物,分布于组织中的界面附近。同时,热影响区中磷的晶界偏聚量明显增加,并随峰值温度的增加而增加,这与较高峰值温度下的晶粒粗化有关。因此,回火后热影响区的脆化主要由磷晶界偏聚引起,属于非硬化脆化机制。
高永亮[7]（2017）在《用含硼生铁实现碳锰钢的硼微合金化及钢的组织性能演变规律研究》文中指出目前我国处在经济快速发展过程中,钢铁工业是支柱产业,不可替代,对促进经济发展贡献巨大。但我国钢铁工业正面临着矿产资源日益短缺,环境污染严重等一系列问题,因此实现减量化,生产节约型钢铁产品,对促进我国社会经济可持续发展具有重要意义。采用低成本微合金系并结合控轧控冷工艺而实现钢铁材料的高强度化,是节能、节约资源、环保以及减量化的主要线路,也是新一代合金钢的发展趋势。本文以含硼生铁为加硼剂,在C-Mn钢（Q235钢,45号钢）的基础上硼微合金化,分别结合控轧控冷及淬火、回火工艺提高钢的性能。通过不同化学成分的变化研究了硼及其氮化物对原奥氏体晶粒的影响,对其在轧制过程中的奥氏体高温变形行为、连续冷却过程的相变行为进行了研究。在模拟轧制的基础上,对硼微合金化的Q235钢进行实验室控轧控冷,对硼微合金化的45号钢进行不同温度的淬火及回火实验,此外还对添加硼后的含磷钢及含铜钢的力学性能进行了初步探索。本文的主要内容和创新如下:（1）通过热力学计算及FactSage7.0热力学模拟软件对硼、钛及铝的氮化物在奥氏体区的形成规律进行分析,研究不同硼含量以及钛的添加对原奥氏体晶粒的影响。研究结果表明,BN会在凝固前沿析出,要想避免硼与氮反应生产BN,应添加适量的钛,对硼进行保护;硼合金化后的实验钢与原Q235钢成分对比可知,含硼生铁带入的硫量极小,几乎可以忽略不计;在不添加钛的情况下,原奥氏体晶粒随着硼含量的提高而增大,但在1050℃～1100℃范围内差距不明显,而在1125℃以上,明显粗化。添加钛后,比不含钛的硼钢晶粒要细。（2）利用热模拟实验技术,通过不同参数的单道次压缩实验研究了实验钢奥氏体高温变形行为,分析了工艺参数、硼含量及钛的添加对实验钢变形抗力及动态再结晶行为的影响,并进行动态再结晶模型的回归分析。研究结果表明,在发生动态再结晶的曲线中峰值应力随着硼含量的增加而降低,钛的添加同样降低了发生动态再结晶中的峰值应力;硼含量的增加减少了变形激活能,钛的添加增加了变形激活能;在应变速率为0.1s-1下,硼含量的提高使开始发生动态再结晶的临界应变变大,在应变速率为1s-1下,峰值应力和临界应力同样随硼含量升高而降低,而峰值应变和临界应变随着硼含量的升高变化不明显;钛的添加能使峰值应力和临界应力降低,并能使开始发生动态再结晶的临界应变减小。（3）通过连续冷却模拟实验,分析硼、钛、变形及冷却条件对实验钢微观组织转变的影响,并分析了不同碳含量情况下对硼淬透性的影响。研究结果表明,在低碳钢中,钛的添加提高了含硼钢中奥氏体的稳定性,延缓铁素体、珠光体的转变,从而能在更宽的冷速范围内可得到贝氏体组织;变形扩大了铁素体和珠光体转变存在的冷速范围,使实验钢的CCT曲线左移;在中碳钢中,硼的添加提高了实验钢中奥氏体的稳定性,抑制了铁素体和珠光体的转变,促进了贝氏体和马氏体的形成;在高碳钢中,硼的添加对淬火后的个位置的显微组织及硬度没有产生影响;硼在碳含量较高时,提高钢淬透性作用减弱。（4）利用热模拟实验研究了热轧工艺参数对显微组织的影响规律,在此基础上,利用热轧机组进行了实验室控轧控冷实验。在原有Q235钢成分的基础上添加少量的含硼生铁和钛,综合运用细晶,相变强化方式,在实验室条件下利用控轧控冷工艺成功将普碳钢Q235钢的屈服强度提高到427MPa,而且实验钢具有良好的塑性及冲击韧性。达到了同类产品的性能要求。在不使用“低温大变形”技术条件下,在不升级轧机设备的情况下实现普碳钢Q235的升级轧制。（5）以硼微合金化的45号钢为研究对象,研究不同淬火温度和不同回火温度条件下的马氏体形态,分析其对力学性能的影响规律。随着淬火温度的升高,马氏体板条束变粗变长,屈服强度和硬度,随着淬火温度的上升表现出先增加后降低的现象,在淬火温度为840℃时为最大值;大角度晶界所占比例和板条块尺寸均随淬火温度的升高而增加;屈服强度以及硬度均随回火温度的升高而降低,降低比较明显;断后延伸率及冲击功随回火温度的升高而升高;随着回火温度的升高碳原子聚集现象明显,范围广且浓度较高,在板条界面和原始奥氏体晶界处聚集;由于不同应用领域对钢力学性能侧重点不同,可以通过调整淬火及回火温度改变其组织性能,得到合适的微观组织及力学性能。（6）初步研究了硼对高磷钢奥氏体晶粒及低温冲击韧性的影响,不同硼含量对含铜钢热塑性及抗拉强度的影响。研究结果表明,含磷钢的奥氏体晶粒随着硼含量的增加而减小,硼具有抑制磷使奥氏体晶粒粗化的作用;硼的添加没能改善含磷钢的低温冲击韧性;两种不同硼含量的含铜钢（Cu含量为0.5%）均具有较高的热塑性,没有受到铜的影响,而且硼的添加能增加其高温下的抗拉强度。
刘涛,张喜亮,卢宝城,周昌玉[8]（2013）在《氢对2.25Cr-1Mo钢回火脆化的影响》文中研究说明对加氢反应器用2.25Cr-1Mo钢进行了回火脆化并充氢处理;通过冲击试验机、俄歇电子能谱仪及扫描电镜等研究了2.25Cr-1Mo钢在回火脆化与氢脆联合作用下的脆化情况;结合晶界偏聚理论,计算了在不同回火及充氢处理后杂质磷原子在晶界上的偏聚量。结果表明:试验钢的脆化程度不能用显微组织、硬度的变化来评价;在回火温度范围内,随着回火时间的延长,试验钢回火脆化的程度逐渐增大,氢进一步增加了其脆化程度,并且回火脆化与氢脆联合作用下的脆化程度要远大于回火脆化的;氢增大了试验钢中杂质原子磷的扩散系数,进而促进磷原子向晶界偏聚,这是充氢加重回火脆化的主要原因。
上官芸娟[9]（2012）在《杂质元素P对1Cr0.5Mo低合金结构钢热塑性的影响》文中指出1Cr0.5Mo钢是重要的低合金结构钢，具有很好的耐高温、抗腐蚀，抗氧化等性能，在石油化工、电力、航空航天等领域中均有广泛应用。在连铸过程中，1Cr0.5Mo钢易在矫直过程中出现表面横裂纹，而热塑性的高低是决定是否横裂纹产生的重要因素。本文以1Cr0.5Mo钢（含磷量为0.054wt%和未掺杂钢）为实验材料，采用Gleeble-1500D热模拟拉伸机模拟连铸工艺，试样在1300℃保温3分钟后，以5℃/s的速率冷却至不同温度（700-1050℃），再以10-3/s的应变速率进行拉伸实验，通过断面收缩率来评估实验钢的热塑性；采用扫描电镜（SEM）、金相显微镜来确定实验钢的断裂机制；借助纳米压痕、电子背散射衍射（EBSD）及场发射扫描透射电镜（FEGSTEM）深入探讨杂质元素P对1Cr0.5Mo钢热塑性的影响机制。断面收缩率结果显示，两种钢的塑性最低点均出现于850℃附近，但含磷钢塑性低谷出现在750℃-850℃，而未掺杂钢塑性低谷出现在750℃-950℃；在任一拉伸温度，含磷钢的热塑性均高于未掺杂钢。这说明磷的加入可使塑性低谷温度区变窄并提高1Cr0.5Mo钢的热塑性。结合SEM断口形貌观察与金相组织观察发现，在含磷钢塑性低谷区均为韧性沿晶断裂，而未掺杂钢则出现韧性沿晶-沿晶-韧性沿晶断裂的变化，表明在热塑性低谷附近，含磷钢的塑性好于未掺杂钢。深入分析了P对1Cr0.5Mo钢的热塑性的影响机制。在奥氏体-铁素体两相低温区（700-800℃），由于磷溶解于铁素体中，对铁素体具有明显的固溶强化的作用。铁素体作为钢中的软相，在经过固溶强化后，减小了与基体之间的强度差异，从而提高了钢材热塑性。在高温区（900-1050℃），含P钢在加载过程中，吸收的应变能较大，产生的动态再结晶驱动力较大。而由于含P钢中P和空位形成一定数量的P-空位复合体，在一定程度上抑制了空位的湮灭，从而在一定程度上抑制了动态回复。钢在变形时所吸收的应变能均用于促进动态再结晶的发生而使钢的热塑性显着提高。另外，通过扫描透射电镜的观察，发现在未掺杂钢晶界处未出现第二相析出，从而说明热塑性提高的原因并非由于P优先偏聚在晶界处来阻止更多有害的第二相析出而导致的。
苏金虎[10]（2011）在《2.25Cr-1Mo-0.25V钢锭的凝固组织及其在热锻过程中的演变》文中进行了进一步梳理以加氢反应器用钢2.25Cr-1Mo-0.25V大型钢锭铸态组织为研究对象,通过实验与理论分析,研究在不同热变形条件下材料的高温力学行为与组织结构的变化规律,进而找出一组最佳的变形条件。通过240t钢锭的解剖研究探讨了粗晶结构在钢锭中的分布情况并分析了其相态组成。以表示混晶程度的比值Dmax/D0作为表达组织均匀性的表征参数,通过改变加热温度,根据组织演变与混晶程度的变化,了解高温加热对2.25Cr-1Mo-0.25V钢的影响,为制定高温扩散工艺参数提供依据。通过高温均匀化处理与热墩粗实验,全面研究了热变形条件对高温力学行为、粗晶组织、显微硬度的影响规律。在此基础上针对2.25Cr-1Mo-0.25V钢的混晶现象,判断分析并提出了预防措施。试验结果表明,对于2.25Cr-1Mo-0.25V加氢反应器用钢锭,热变形条件为变形量为20%、变形温度为1250℃、应变速率为0.1S-1时最佳。此时Dmax/D0为3.1,D0为23～35um。加工硬化曲线在热墩粗过程中大致呈弹性变形—加工硬化—动态回复三个阶段的特征。组织在变形前全部为粒状贝氏体,锻后基体组织为粒状贝氏体和板条状马氏体。组织中含有贝氏体铁素体和孪晶,随变形温度的升高、变形时间的延长混晶逐渐消失。
二、硼对2.25Cr-1.0Mo钢热塑性的影响（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、硼对2.25Cr-1.0Mo钢热塑性的影响（论文提纲范文）
（1）合金元素对Cr-Mo钢第二类回火脆性影响研究综述（论文提纲范文）
| 1 第二类回火脆性产生机制 |
| 2 铁基合金体系中溶质晶界偏聚及其对材料脆性的影响 |
| 3 微量合金元素对钢第二类回火脆性有益影响的试验研究分析 |
| 3.1 Mo元素 |
| 3.2 稀土元素 |
| 3.3 B元素 |
| 3.4 C元素 |
| 3.5 Mg元素 |
| 4 结语与展望 |
（2）高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 冷镦钢的发展现状及趋势 |
| 2.1.1 冷镦钢制品的发展 |
| 2.1.2 冷镦钢的发展 |
| 2.1.3 含硼冷镦钢的发展 |
| 2.2 含硼冷镦钢的研究现状 |
| 2.2.1 含硼冷镦钢的淬透性能 |
| 2.2.2 含硼冷镦钢的组织及力学性能 |
| 2.2.3 含硼冷镦钢的表面质量 |
| 2.2.4 含硼冷镦钢的疲劳性能 |
| 2.3 本课题研究目的及意义 |
| 2.3.1 当前研究中存在的问题 |
| 2.3.2 本课题的研究目的及意义 |
| 3 研究内容及研究方法 |
| 3.1 本课题研究内容 |
| 3.2 技术路线图 |
| 3.3 研究方法 |
| 4 含硼冷镦钢淬透性的影响因素研究与调控 |
| 4.1 化学成分对淬透性影响的定量研究 |
| 4.1.1 B和Ti对淬透性的影响 |
| 4.1.2 Cr对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.3 Mn对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.4 S对含硼冷镦钢淬透性的影响 |
| 4.1.5 N及Ti/N对淬透性的影响 |
| 4.2 热处理工艺对淬透性的影响 |
| 4.3 淬透性的计算方法与试验方法对比 |
| 4.4 含硼冷镦钢淬火临界直径的预测及调控 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 含硼冷镦钢的组织及强塑性研究与调控 |
| 5.1 不同组分含硼冷镦钢的相变规律研究 |
| 5.1.1 中碳-4#硼钢的相变规律 |
| 5.1.2 低碳-4#硼钢的相变规律 |
| 5.1.3 超低碳-2#硼钢的相变规律 |
| 5.2 不同组分含硼冷镦钢的组织和强塑性调控 |
| 5.2.1 轧钢工艺对中碳-4#硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.2.2 轧钢工艺对低碳-4硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.2.3 B和B/N对超低碳硼钢组织和强塑性的影响 |
| 5.3 化学组分和规格对含硼冷镦钢抗拉强度的影响规律及应用 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 含硼冷镦钢的表面裂纹来源及演变规律研究 |
| 6.1 含硼冷镦钢典型表面裂纹及来源分析 |
| 6.2 B和Ti对含硼冷镦钢高温热塑性的影响 |
| 6.3 Ti/N对含硼冷镦钢裂纹敏感性的影响 |
| 6.4 硼钢钢坯裂纹在轧制过程的演变规律研究 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 含硼冷镦钢的夹杂物及疲劳特性研究 |
| 7.1 含硼冷镦钢的夹杂物研究 |
| 7.1.1 含硼冷镦钢中典型夹杂物分析 |
| 7.1.2 非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物数量和尺寸的影响 |
| 7.1.3 非钙处理工艺对含硼冷镦钢夹杂物类型的影响 |
| 7.2 含硼冷镦钢螺栓的疲劳性能研究 |
| 7.2.1 平均载荷对含硼钢螺栓疲劳性能的影响 |
| 7.2.2 8.8级含硼钢螺栓的条件疲劳极限 |
| 7.2.3 8.8级含硼钢螺栓的疲劳S-N曲线 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 9 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）新型低合金耐热钢T23再热裂纹产生机理及成分改良的研究（论文提纲范文）
| 论文创新点 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 T23 钢简介 |
| 1.2.1 T23 钢的研发背景 |
| 1.2.2 T23 钢化学成分 |
| 1.2.3 T23 钢的性能 |
| 1.2.4 T23 钢的焊接 |
| 1.3 再热裂纹 |
| 1.3.1 再热裂纹特征 |
| 1.3.2 低合金钢再热裂纹产生机理研究现状 |
| 1.3.3 T23 钢再热裂纹研究现状 |
| 1.4 论文研究内容及技术路线 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 技术路线 |
| 第二章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 试验用T23 的化学成分 |
| 2.1.2 T23 钢棒的制备 |
| 2.2 再热裂纹敏感性评价方法 |
| 2.2.1 模拟粗晶区短时蠕变破断试验 |
| 2.2.2 插销试验 |
| 2.3 模拟粗晶区时效试验 |
| 2.4 微观表征方法 |
| 第三章 T23钢粗晶区再热裂纹形成机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 再热裂纹敏感性试验结果 |
| 3.2.1 插销试验结果 |
| 3.2.2 模拟粗晶区短时蠕变破断试验结果 |
| 3.3 断口形貌及微观组织分析 |
| 3.3.1 断口形貌观察 |
| 3.3.2 显微组织观察 |
| 3.4 粗晶区晶界附近溶质原子贫化分析 |
| 3.4.1 晶界附近溶质原子贫化观察 |
| 3.4.2 晶界附近溶质原子贫化计算 |
| 3.5 T23 钢再热裂纹形成机理的讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 组织状态对粗晶区再热裂纹的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 时效后粗晶区的显微组织变化 |
| 4.2.1 显微组织及亚结构的变化 |
| 4.2.2 时效过程中碳化物的析出顺序 |
| 4.3 粗晶区时效后的再热裂纹敏感性评价 |
| 4.3.1 再热裂纹敏感性试验结果 |
| 4.3.2 断口形貌观察 |
| 4.3.3 断口附近微观组织观察 |
| 4.3.4 时效对粗晶区合金元素贫化的影响 |
| 4.4 不同组织状态粗晶区再热开裂机理的讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 碳含量对T23钢再热裂纹的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 碳含量对粗晶区再热裂纹敏感性的影响 |
| 5.3 不同碳含量T23 钢粗晶区显微组织 |
| 5.4 碳对粗晶区碳化物析出及晶界合金元素贫化的影响 |
| 5.4.1 碳含量对碳化物析出的影响 |
| 5.4.2 晶界附近合金元素贫化 |
| 5.5 碳影响T23 再热裂纹的机理 |
| 5.5.1 碳化物尺寸对孔洞形核的影响 |
| 5.5.2 不同碳含量T23 钢粗晶区开裂机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 硼含量对T23钢再热裂纹的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 硼含量对粗晶区再热裂纹敏感性的影响 |
| 6.3 不同硼含量T23 钢粗晶区显微组织 |
| 6.4 硼影响T23 钢再热裂纹的机理讨论 |
| 6.4.1 硼含量对粗晶区碳化物析出的影响 |
| 6.4.2 粗晶区晶界硼元素偏聚行为 |
| 6.4.3 硼化物、碳化物生成的热力学和动力学计算 |
| 6.4.4 硼对粗晶区晶界附近金属元素贫化的影响 |
| 6.4.5 硼抑制再热裂纹机理分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 钛含量对T23 钢再热裂纹的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 钛含量对粗晶区再热裂纹敏感性的影响 |
| 7.3 钛含量对T23 钢粗晶区碳化物析出的影响 |
| 7.3.1 钛对T23 钢中碳化物析出影响的热力学计算 |
| 7.3.2 晶内碳化物TEM观察 |
| 7.4 本章小节 |
| 第八章 改良型T23 钢的成分设计 |
| 8.1 显着影响T23 钢再热裂纹的化学元素 |
| 8.2 碳、硼含量的优化设计 |
| 8.3 改良型T23 钢的力学性能 |
| 8.4 本章小节 |
| 第九章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻博期间发表的科研成果目录 |
| 致谢 |
（4）厚壁低合金钢锻件冲击功波动机制及控制方法研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 厚壁锻件常用低合金钢 |
| 1.2.1 厚壁锻件常用低合金钢国内外研究现状 |
| 1.2.2 厚壁锻件用低合金钢的主要合金元素及其作用 |
| 1.2.3 厚壁锻件用低合金钢的组织类型 |
| 1.2.4 影响厚壁锻件用低合金韧性的因素 |
| 1.3 低合金粒状贝氏体钢冲击功波动机制研究现状 |
| 1.3.1 冲击韧性评价方法的研究现状 |
| 1.3.2 低合金钢冲击断裂机理的认识 |
| 1.3.3 低合金钢冲击功波动研究现状 |
| 1.4 本研究的背景、意义和主要内容 |
| 1.4.1 研究背景和意义 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 第2章 厚壁低合金钢锻件冲击功波动规律及相关机制研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 厚壁低合金钢锻件冲击功波动规律的研究 |
| 2.2.1 厚壁2.25Cr-1Mo-0.25V钢和SA508-3钢锻件冲击功波动规律 |
| 2.2.2 粒状贝氏体及其高温回火组织的特征 |
| 2.3 厚壁低合金钢锻件冲击功波动机制的研究 |
| 2.3.1 实验材料和研究方案的设计 |
| 2.3.2 显微断口中细微观参数测量 |
| 2.3.3 三点弯曲过程的有限元计算 |
| 2.3.4 低合金钢冲击功波动机制分析 |
| 2.4 粒状贝氏体中大块状M-A岛调控思路 |
| 2.4.1 粒状贝氏体中大块状M-A岛调控 |
| 2.4.2 大块状M-A岛高温分解产物的调控 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 稀土对2.25Cr-1Mo-0.25V钢冲击韧性影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料的设计与制备 |
| 3.3 稀土含量对力学性能的影响 |
| 3.4 稀土含量对组织和相变的影响 |
| 3.4.1 非金属夹杂物和晶粒大小 |
| 3.4.2 正火态显微组织 |
| 3.4.3 连续冷却相变行为 |
| 3.5 稀土提高2.25Cr-1Mo-0.25V钢冲击韧性机理 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 构筑铁素体薄膜对M-A岛形成和冲击韧性影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验选材和方案设计 |
| 4.2.1 实验材料的选择 |
| 4.2.2 试验方案的设计 |
| 4.3 未溶铁素体的调控研究 |
| 4.3.1 奥氏体化温度的影响 |
| 4.3.2 初始显微组织的影响 |
| 4.3.3 未溶铁素体的观察与表征 |
| 4.4 铁素体薄膜提高冲击韧性的机制 |
| 4.4.1 未溶铁素体影响M-A岛形成的机制 |
| 4.4.2 未溶铁素体对提高冲击韧性的机制 |
| 4.5 新型热处理工艺的应用 |
| 4.5.1 新型热处理工艺在2.25Cr-1Mo-0.25V钢中的应用 |
| 4.5.2 新型热处理工艺在SA508-3钢中的应用 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 大块状M-A岛高温回火分解产物的调控 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案设计 |
| 5.2.1 实验样品制备 |
| 5.2.2 实验方法介绍 |
| 5.3 大块状M-A岛中RA和M高温回火产物差异研究 |
| 5.3.1 大块状M-A岛中RA和M的显微特征 |
| 5.3.2 大块状RA和M高温回火产物的差异性 |
| 5.3.3 大块状RA和M高温回火产物对冲击韧性的影响 |
| 5.4 大块状RA回火分解路径对组织和力学性能影响 |
| 5.4.1 中低温预回火条件下RA的演化情况 |
| 5.4.2 预回火对RA高温回火产物的影响 |
| 5.4.3 中低温预回火对力学性能的影响 |
| 5.5 预回火提高粒状贝氏体钢冲击韧性机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（5）Nb-B复合微合金化高铁车轴钢的强韧化研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 车轴钢的主要失效形式及其性能要求 |
| 2.2 合金元素在钢中的作用及其对性能的影响 |
| 2.2.1 铌在钢中的作用及其对性能的影响 |
| 2.2.2 硼在钢中的作用及其对性能的影响 |
| 2.2.3 钼在调质钢中的作用 |
| 2.2.4 钒在调质钢中的作用 |
| 2.3 淬火工艺对析出相、组织及性能的影响 |
| 2.3.1 淬火温度对析出相的影响 |
| 2.3.2 淬火温度对马氏体亚结构和力学性能的影响 |
| 2.3.3 冷速和过冷度对马氏体亚结构和力学性能的影响 |
| 2.3.4 淬火温度和保温时间对含硼钢淬透性的影响 |
| 2.3.5 两次淬火工艺对组织及性能的影响 |
| 2.3.6 奥氏体等温淬火对析出相、组织和性能的影响 |
| 2.4 回火工艺对析出相、组织及性能的影响 |
| 2.4.1 回火温度对析出相和力学性能的影响 |
| 2.4.2 回火温度对组织和力学性能的影响 |
| 2.4.3 回火温度对含硼钢机械性能的影响 |
| 2.4.4 回火脆性产生的原因及预防措施 |
| 2.5 国产EA4T高铁车轴钢存在的主要问题 |
| 2.5.1 组织均匀性差 |
| 2.5.2 钢的洁净度差 |
| 2.5.3 热处理工艺不成熟 |
| 2.6 提高EA4T高铁车轴钢强韧性的措施 |
| 2.6.1 细晶强韧化 |
| 2.6.2 提高淬透性 |
| 2.6.3 析出强化 |
| 2.7 本课题研究意义及研究内容 |
| 2.7.1 研究背景及意义 |
| 2.7.2 研究内容及研究方法 |
| 3 实验钢制备与实验方法 |
| 3.1 成分设计 |
| 3.2 实验钢制备及热处理工艺 |
| 3.3 淬透性实验 |
| 3.4 热模拟实验 |
| 3.5 显微组织和析出相的观察和表征 |
| 3.6 机械性能测试 |
| 4 Nb-B复合微合金化对实验钢热塑性影响的研究 |
| 4.1 Nb-B对热塑性行为的影响 |
| 4.1.1 热塑性和应力应变曲线分析 |
| 4.1.2 拉伸断口形貌分析 |
| 4.2 Nb-B对单相奥氏体区热塑性行为的影响机理研究 |
| 4.2.1 动态再结晶对单相奥氏体区热塑性的影响 |
| 4.2.2 析出相对单相奥氏体区热塑性的影响 |
| 4.2.3 硼的非平衡偏聚对热塑性的影响 |
| 4.3 Nb-B对两相区热塑性行为的影响机理研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 淬火工艺对Nb-B实验钢淬透性和力学性能的影响研究 |
| 5.1 奥氏体晶粒长大行为研究 |
| 5.1.1 Nb对奥氏体晶粒长大行为的影响 |
| 5.1.2 Nb-B对奥氏体晶粒长大行为的影响 |
| 5.2 淬火工艺对淬透性和冲击韧性的影响 |
| 5.2.1 奥氏体化温度对淬透性和冲击韧性的影响 |
| 5.2.2 保温时间对淬透性和冲击韧性的影响 |
| 5.2.3 双次淬火工艺对淬透性和冲击韧性的影响 |
| 5.3 淬火工艺对淬透性和冲击韧性的影响机理研究 |
| 5.3.1 含硼析出相的热力学计算 |
| 5.3.2 含硼析出相对淬透性的影响机理 |
| 5.3.3 含硼析出相对冲击韧性的影响机理 |
| 5.4 淬火冷速对实验钢组织、析出相和力学性能的影响 |
| 5.4.1 淬火冷速对马氏体组织的影响 |
| 5.4.2 淬火冷速对位错密度的影响 |
| 5.4.3 淬火冷速对回火析出相的影响 |
| 5.4.4 淬火冷速对力学性能的影响机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 回火工艺对Nb-B实验钢力学性能影响机理的研究 |
| 6.1 回火工艺对马氏体组织、析出相和力学性能的影响 |
| 6.1.1 回火工艺对马氏体组织和析出相的影响 |
| 6.1.2 回火工艺对钢中含硼析出相的影响 |
| 6.1.3 回火工艺对力学性能的影响 |
| 6.2 马氏体组织演变和碳化物分布对力学性能的影响机理 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 V和Mo含量对实验钢组织、析出相和力学性能的影响 |
| 7.1 V含量对实验钢析出相和力学性能的影响 |
| 7.1.1 V含量对碳化物析出相的影响 |
| 7.1.2 V含量对CCT曲线的影响 |
| 7.1.3 V含量对力学性能的影响 |
| 7.2 Mo含量对实验钢组织、析出相和力学性能的影响 |
| 7.2.1 Mo含量对马氏体组织的影响 |
| 7.2.2 Mo含量对回火析出相的影响 |
| 7.2.3 Mo含量对力学性能的影响机理 |
| 7.3 新型车轴钢疲劳性能研究 |
| 7.3.1 旋转弯曲疲劳S-N曲线 |
| 7.3.2 疲劳断口观察与分析 |
| 7.3.3 新型车轴钢综合性能 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 9 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）无间隙原子钢和2.25Cr1Mo钢的脆化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的背景及研究目的和意义 |
| 1.2 无间隙原子钢和2.25Cr1Mo钢简介 |
| 1.3 金属材料的脆性断裂及脆性转变温度 |
| 1.3.1 脆性断裂的种类 |
| 1.3.2 焊接热影响区的脆化 |
| 1.3.3 脆性转变温度 |
| 1.4 影响材料脆性的主要因素 |
| 1.4.1 材料脆化的外部因素 |
| 1.4.2 溶质晶界偏聚对材料脆性的影响 |
| 1.4.3 强化(硬化)对材料脆性的影响 |
| 1.4.4 晶粒尺寸对材料脆性的影响 |
| 1.5 晶界特征与晶界工程 |
| 1.6 晶界偏聚理论 |
| 1.6.1 平衡晶界偏聚 |
| 1.6.2 非平衡晶界偏聚 |
| 1.6.3 磷晶界偏聚的研究成果 |
| 1.7 国内外研究现状简析及不足之处 |
| 1.8 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验 |
| 2.1 实验材料的准备 |
| 2.1.1 实验用钢的冶炼 |
| 2.1.2 材料的热处理 |
| 2.2 金相组织分析 |
| 2.3 晶粒尺寸测定 |
| 2.4 室温拉伸实验 |
| 2.5 硬度测量 |
| 2.6 晶界成分测量 |
| 2.6.1 AES分析 |
| 2.6.2 FEGSTEM分析 |
| 2.7 电子背散射衍射测试 |
| 2.8 脆性表征 |
| 2.9 焊接热模拟实验 |
| 2.10 实验数据的误差分析 |
| 第3章 溶质元素磷在无间隙原子钢和2.25Cr1Mo钢中的晶界偏聚 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 磷在无间隙原子钢中的非平衡晶界偏聚 |
| 3.3 磷在无间隙原子钢中的平衡晶界偏聚 |
| 3.3.1 晶粒尺寸对磷在无间隙原子钢中平衡晶界偏聚的影响 |
| 3.3.2 时效温度对磷在无间隙原子钢中平衡晶界偏聚的影响 |
| 3.4 磷在2.25Cr1Mo钢中的平衡晶界偏聚 |
| 3.5 晶界特征分布对磷在无间隙原子钢中晶界偏聚的影响 |
| 3.6 晶粒尺寸对钢中磷的平衡晶界偏聚热力学的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 无间隙原子钢的硬化与非硬化联合脆化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 数学模型及研究方案 |
| 4.3 晶粒尺寸对无间隙原子钢的强度(硬度)和磷晶界偏聚的影响 |
| 4.4 无间隙原子钢的断口形貌转变温度的判定 |
| 4.5 强化(硬化)和磷晶界偏聚对无间隙原子钢脆性的综合影响 |
| 4.6 晶粒尺寸和强化(硬化)对无间隙原子钢脆性的综合影响 |
| 4.7 磷晶界偏聚和晶粒尺寸对无间隙原子钢脆性的综合影响 |
| 4.8 无间隙原子钢硬化与非硬化联合脆化公式的建立 |
| 4.9 本章小结 |
| 第5章 2.25Cr1Mo钢的硬化与非硬化联合脆化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 晶粒尺寸对2.25Cr1Mo钢强度(硬度)和磷晶界偏聚的影响 |
| 5.3 2.25Cr1Mo钢断口形貌转变温度的判定 |
| 5.4 强化(硬化)和晶粒尺寸对2.25Cr1Mo钢脆性的综合影响 |
| 5.5 磷晶界偏聚和强化(硬化)对2.25Cr1Mo钢脆性的综合影响 |
| 5.6 晶粒尺寸和磷晶界偏聚对2.25Cr1Mo钢脆性的综合影响 |
| 5.7 2.25Cr1Mo钢硬化与非硬化联合脆化公式的建立 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 2.25Cr1Mo钢焊接热影响区的脆化机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 焊接热循环模型及参数的选择 |
| 6.3 焊接热影响区的微观组织与强化硬化 |
| 6.4 磷在焊接热影响区中的晶界偏聚 |
| 6.5 焊接热影响区的硬化脆化与非硬化脆化 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（7）用含硼生铁实现碳锰钢的硼微合金化及钢的组织性能演变规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 含硼生铁的性质及研究现状 |
| 1.2.1 含硼生铁的来源及特性 |
| 1.2.2 含硼生铁的研究进展 |
| 1.3 TMCP技术 |
| 1.3.1 控制轧制 |
| 1.3.2 控制冷却 |
| 1.3.3 奥氏体的动态再结晶行为 |
| 1.4 硼元素在钢中的作用 |
| 1.4.1 硼在钢中的存在形式 |
| 1.4.2 硼在钢中的作用机理 |
| 1.4.3 硼的偏聚 |
| 1.4.4 硼钢淬透性的影响因素 |
| 1.5 含硼钢的发展现状 |
| 1.6 本文研究背景、目的及主要内容 |
| 1.6.1 本文研究背景 |
| 1.6.2 本文研究目的 |
| 1.6.3 本文研究主要内容 |
| 第2章 氮化物在奥氏体区形成的热力学分析及对奥氏体晶粒的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 凝固过程中BN析出热力学分析 |
| 2.3 合金元素的氮化物析出 |
| 2.4 硼及氮化物对奥氏体晶粒的影响 |
| 2.4.1 实验材料及方法 |
| 2.4.2 含硼生铁对最终化学成分的影响 |
| 2.4.3 实验结果及讨论 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 奥氏体高温热变形行为的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 实验结果及分析 |
| 3.3.1 应力-应变曲线 |
| 3.3.2 变形条件及硼、钛对变形抗力的影响 |
| 3.3.3 动态再结晶特征点的确定 |
| 3.3.4 动态再结晶行为研究 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 含硼微合金钢连续冷却相变的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.3 实验结果及分析 |
| 4.3.1 低碳钢中钛的添加对含硼钢组织转变的影响 |
| 4.3.2 中碳钢中硼的添加对组织转变的影响 |
| 4.3.3 讨论 |
| 4.3.4 硼对高碳钢淬透性的影响 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 低碳硼合金钢的轧制工艺模拟 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.3 实验结果及分析 |
| 5.3.1 终扎温度对组织的影响 |
| 5.3.2 终冷温度对组织的影响 |
| 5.3.3 实验钢热轧可行性的探讨 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 低碳硼合金钢的实验室控轧控冷工艺 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料及方法 |
| 6.3 实验结果及分析 |
| 6.3.1 力学性能分析 |
| 6.3.2 显微组织分析 |
| 6.3.3 讨论 |
| 6.4 小结 |
| 第7章 中碳硼合金钢的热处理工艺研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验材料及方法 |
| 7.2.1 实验材料及热轧方案 |
| 7.2.2 热处理实验方案 |
| 7.2.3 实验方法 |
| 7.2.4 组织及性能检验 |
| 7.3 实验结果及分析 |
| 7.3.1 热轧空冷后的显微组织及力学性能 |
| 7.3.2 热处理工艺的影响 |
| 7.4 小结 |
| 第8章 硼对含磷钢冷脆及含铜钢热塑性影响的初探 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验材料及方法 |
| 8.3 实验结果及分析 |
| 8.3.1 硼对含磷钢的影响 |
| 8.3.2 硼对含铜钢的影响 |
| 8.4 小结 |
| 第9章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）氢对2.25Cr-1Mo钢回火脆化的影响（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 试样制备与试验方法 |
| 1.1 试样制备 |
| 1.2 试验方法 |
| 2 试验结果与讨论 |
| 2.1 冲击性能 |
| 2.2 杂质元素的偏析 |
| 2.3 硬度 |
| 2.4 显微组织 |
| 2.5 断口形貌 |
| 2.6 机理 |
| 3 结论 |
（9）杂质元素P对1Cr0.5Mo低合金结构钢热塑性的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 1Cr0.5Mo 低合金结构钢简介 |
| 1.3 连铸工艺简介 |
| 1.4 钢的高温力学性能 |
| 1.4.1 熔点附近的脆化（第Ⅰ脆性区） |
| 1.4.2 高温γ区的脆化（第Ⅱ脆性区） |
| 1.4.3 低温γ区及( +γ)两相区的脆化（第Ⅲ脆性区） |
| 1.5 钢的热塑性的影响因素 |
| 1.5.1 冷却速率对钢的热塑性的影响 |
| 1.5.2 应变速率对钢的热塑性的影响 |
| 1.5.3 热履历对钢的热塑性的影响 |
| 1.5.4 钢在高温时的金属学现象对钢的热塑性的影响 |
| 1.5.5 杂质元素 P 对钢的热塑性的影响 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料及试样制备 |
| 2.3 热模拟拉伸试验 |
| 2.4 扫描电镜断口分析 |
| 2.5 金相组织观察及分析 |
| 2.6 纳米压痕测试 |
| 2.6.1 纳米压痕测量原理 |
| 2.6.2 纳米压痕试样制备 |
| 2.6.3 纳米压痕实验过程 |
| 2.7 EBSD 原理及实验 |
| 2.7.1 EBSD 原理 |
| 2.7.2 EBSD 样品制备 |
| 2.7.3 EBSD 实验过程 |
| 2.8 场发射扫描透射电镜分析 |
| 2.9 本章小结 |
| 第3章 高温力学性能测试及显微组织性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 抗拉强度随温度的变化曲线 |
| 3.3 断面收缩率随温度的变化曲线 |
| 3.4 扫描电镜断口分析 |
| 3.5 金相组织分析 |
| 3.6 奥氏体-铁素体平衡转变温度的测定 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 磷对 1Cr0.5Mo 钢热塑性的影响机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 P 对先共析铁素体的影响 |
| 4.2.1 纳米压痕实验结果 |
| 4.2.2 纳米压痕结果分析 |
| 4.3 P 对动态再结晶的影响 |
| 4.3.1 应力-应变曲线判断动态再结晶 |
| 4.3.2 EBSD 实验现象及分析 |
| 4.3.3 P 对钢对钢的动态再结晶的影响机制 |
| 4.4 扫描透射电镜分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（10）2.25Cr-1Mo-0.25V钢锭的凝固组织及其在热锻过程中的演变（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 国内外大型锻件的发展概况 |
| 1.1.1 国外大型锻件的发展概况 |
| 1.1.2 近期我国大型锻件的发展概况 |
| 1.2 高温扩散相关理论与实验研究的现状 |
| 1.3 2.25Cr-1Mo-0.25V 钢简介 |
| 1.3.1 热壁加氢反应器 |
| 1.3.2 加氢反应器用 Cr-Mo 系低合金钢发展概况 |
| 1.4 本课题的研究内容 |
| 第二章 234t 钢锭2.25Cr-1Mo-0.25V 的解剖与观察 |
| 2.1 钢锭结构 |
| 2.1.1 取样方法 |
| 2.2 观测纪要 |
| 2.2.1 钢锭缺陷 |
| 2.2.2 钢锭组织形态分析 |
| 2.2.3 晶粒度测量 |
| 2.3 检测结果 |
| 第三章 加热温度及保温时间对2.25Cr-1Mo-0.25V 钢组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 试验结果与分析 |
| 3.3.1 低倍宏观分析 |
| 3.3.2 高倍金相分析 |
| 3.3.3 表征参数的选取及加热条件对混晶组织的影响与分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 热变行为与组织演变 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验流程 |
| 4.3 热变行为分析 |
| 4.3.1 2.25Cr-1Mo-0.25V 钢的真应力应变曲线 |
| 4.3.2 变形条件对流变应力的影响及分析 |
| 4.4 试样观测点的选取 |
| 4.5 组织演变 |
| 4.5.1 变形温度对组织的影响 |
| 4.5.2 变形速率对组织的影响 |
| 4.5.3 变形量对组织的影响 |
| 4.5.4 本节结论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
四、硼对2.25Cr-1.0Mo钢热塑性的影响（论文参考文献）
- [1]合金元素对Cr-Mo钢第二类回火脆性影响研究综述[J]. 李小兵,董鑫,邢炜伟,陈波,刘奎,马颖澈. 钢铁, 2021(03)
- [2]高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控[D]. 阮士朋. 北京科技大学, 2020(01)
- [3]新型低合金耐热钢T23再热裂纹产生机理及成分改良的研究[D]. 李勇. 武汉大学, 2019(06)
- [4]厚壁低合金钢锻件冲击功波动机制及控制方法研究[D]. 蒋中华. 中国科学技术大学, 2019(08)
- [5]Nb-B复合微合金化高铁车轴钢的强韧化研究[D]. 郑亚旭. 北京科技大学, 2019(02)
- [6]无间隙原子钢和2.25Cr1Mo钢的脆化机制研究[D]. 赵禹. 哈尔滨工业大学, 2018(01)
- [7]用含硼生铁实现碳锰钢的硼微合金化及钢的组织性能演变规律研究[D]. 高永亮. 东北大学, 2017(08)
- [8]氢对2.25Cr-1Mo钢回火脆化的影响[J]. 刘涛,张喜亮,卢宝城,周昌玉. 机械工程材料, 2013(09)
- [9]杂质元素P对1Cr0.5Mo低合金结构钢热塑性的影响[D]. 上官芸娟. 哈尔滨工业大学, 2012(06)
- [10]2.25Cr-1Mo-0.25V钢锭的凝固组织及其在热锻过程中的演变[D]. 苏金虎. 太原科技大学, 2011(10)