一、微合金元素Cr高碳钢组织性能研究（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》文中研究说明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。
万志健,刘学华,赵海,江波,邹强[2]（2021）在《钒对高碳珠光体钢组织及拉伸性能的影响》文中认为设计并冶炼了钒质量分数为0%～0.13%的高碳钢,采用光学显微镜、扫描电镜、电子背散射及拉伸试验等研究了钒含量对高碳珠光体钢组织及拉伸性能的影响。结果表明,钒可以提高组织均匀性及铁素体含量,并且减小晶粒尺寸,但钒含量超过0.08%时,晶粒细化作用减弱。钒质量分数为0%～0.13%时,珠光体片层间距与强度的关系紧密,并获得了相应关系式。试验钢塑性对钒含量并不敏感,钒含量不超过0.08%时,略微提高塑性,反之,则降低塑性。
王建景[3]（2021）在《Q1030超高强钢工艺与组织性能研究》文中指出工程机械行业一直以来是国民经济的重要组成部分,产品广泛应用于各个行业。近年来随着国民经济的发展,各行业对工程机械设备的要求越来越高,随着工程机械设计水平的提高,对材料要求也越来越高,不仅需要更高的强度,还需要具有优良的韧性和良好的可焊接性。特别是对于屈服强度高于1000MPa的高强钢来说,其韧性的控制更是产品开发的难点。为了实现高强钢的强韧性匹配,本研究自主开发了一种屈服强度超过1000MPa的Q1030超高强钢。并对其在不同技术工艺条件下的相变行为进行了较系统的研究,研究了 Q1030超高强钢的CCT曲线、轧制工艺、微合金元素第二相粒子的析出行为,以及不同淬火加热温度、保温时间、回火温度及回火时间条件下Q1030超高强钢的组织和性能的变化规律,最终工艺优化后,Q1030超高强钢-20℃冲击韧性达到100J以上,并得出主要研究成果如下:对于Q1030钢的静态CCT曲线,当冷速控制在1℃/s时,金相组织开始出现贝氏体;当冷速控制在3℃/s时,铁素体基本消失,金相组织变为以贝氏体为主,当冷速逐渐升高至7℃/s时,金相组织中开始出现马氏体。而对于Q1030钢的动态CCT曲线,变形奥氏体相变开始温度和相变结束温度都有所升高,相变温度区间也有所增大。采用回归法确定了 Q1030高强钢在奥氏体区的热变形激活能,建立了该高强钢的热变形方程;采用lnθ-ε曲线的三次多项式拟合求拐点的方法,较准确地预测了 Q1030高强钢动态再结晶的临界应变和峰值应变,建立了临界应变与Z参数的关系。研究了低应变速率变形过程中Nb、Ti析出第二相粒子的析出行为,实验钢中存在的析出相为长方形的TiN,近似方形的（NbTi）（CN）碳氮化物,椭圆形的（NbTi）C碳化物和NbC,利用热力学计算可知,钢中第二相析出的先后顺序为 TiN,TiC,NbC,NbN。研究了奥氏体晶粒在不同加热温度下的长大规律,随着加热温度的逐步升高,晶粒平均尺寸呈指数关系增大,随保温时间延长晶粒平均尺寸则呈现抛物线规律增大。在880～950℃区间淬火时,随着奥氏体化温度的逐步升高,Q1030钢的硬度和强度逐渐升高,到950℃时达到最大值,其中洛氏硬度达到46HRC,屈服强度可达到1120MPa;在950～1100℃温度区间淬火时,随着奥氏体化温度的进一步升高,Q1030超高强钢的硬度和强度逐渐降低。当温度达到950℃以上时,其韧性开始明显下降。当Q1030钢以0.25℃/s较慢的加热速度升温时,Q1030钢的马氏体—奥氏体相变分两阶段进行,第一低温阶段受扩散过程控制,在高温第二阶段,相变以切变方式进行。当以10℃/s较高的加热速度升温时,整个相变过程以切变方式连续进行。当Q1030钢加热至730℃时,组织中出现针状奥氏体,加热温度达到760℃时,在马氏体板条束界和原始奥氏体晶界上有粒状奥氏体形成,加热温度达到820℃时,组织开始以粒状奥氏体为主。在400℃以下回火时,马氏体板条界仍然清晰可见,小角度晶界的频率也未发生明显的变化,屈服强度会缓慢下降,伸长率会缓慢上升,在400℃以上回火时,小角度晶界出现的频率明显降低,屈服强度会迅速下降,伸长率开始迅速上升。随着回火温度的上升,很多细小且平行析出的θ-碳化物逐渐溶解,最终被析出的Cr的碳化物替代,Nb、V和Ti的碳氮化物也逐渐析出长大,形状也由方形向椭圆形演变。
李军平[4]（2020）在《Nb微合金化对准贝氏体铲齿钢组织和性能的影响》文中进行了进一步梳理铲齿是挖掘机上的主要磨损零件,随着中国工业的高速发展,使得生产建设中挖掘机铲齿服役的工作环境变得越来越严酷,磨损消耗极快,经济损失严重;同时由于我国采矿业等的景气,挖掘机铲齿的需求加剧增长。目前常用的铲齿在高磨料磨损条件下损耗情况仍较为严重,表现出材料的耐磨性不足,而准贝氏体钢铲齿表出现较好的耐磨效果,但其成本昂贵、工艺复杂,仍需创新与积极探究。因此,本论文研究以准贝氏体为挖掘机铲齿的基体组织,应用Nb微合金化进行细晶强化与析出强化,提高铲齿钢强韧性及其配合,获得具有高耐磨性能的铲齿材料,对挖掘机铲齿的生产应用具有极其重要的经济价值。实验研究表明:实验钢的组织为准贝氏体,且钢中加入Nb后促进了组织的生长。实验钢在奥氏体转变区间内有（V,Nb）C、NbC和γ-Fe,通过晶界固溶拖曳和钉扎,细化晶粒;在贝氏体相变区间等温时,析出以（V,Nb）C的为主,通过析出强化作用,强化钢的基体。随着Nb含量的增加,对实验钢的Ac3、Ac1和Ms几乎没有影响,Bs相转变点呈现出逐渐降低的趋势,使得贝氏体的相转变温度区间缩小,有助于细化准贝氏体组织。原奥氏体晶粒随Nb含量的增加逐渐减小,在0.062%Nb时比不含Nb时减小了27.4%;钢中加入Nb后增加了残余奥氏体体量,在0.024%Nb时较高为8.4%。实验钢中大尺寸夹杂物主要为硅酸盐类夹杂物,此类夹杂物的结构复杂,尺寸较大,对钢基体的破坏性比较大;拉伸断口夹杂物类型多样,结构简单,尺寸比较小,数量相对很少,但此类夹杂物一般是裂源产生的源泉,因此对钢的材料性能的有一定的影响;对钢中夹杂物进行统计,钢中在2um以内的有益夹杂物数量约为70%左右,因此夹杂物对钢基体的破坏性小,钢的洁净度较高。加入Nb后,原始奥氏体晶粒逐级细化,后等温转变时组织得到细化,并由于增加了残余奥氏体的体量,综合作用,使得钢的硬度从HV472.3降低到HV420.4,后硬度提高到HV455.1。冲击断口的形貌为较少的韧窝+准解离面,属于脆性断裂,由于加入Nb后,促进了组织的生长,2#号钢组织形貌最好,且残余奥氏体体量较高,则剪切断面率和冲击功最高。拉伸试样宏观与微观形貌变化不大,总体上呈现塑性与脆性共存,脆性断裂为主;由于原奥氏体晶粒逐级减小,宏观表现出抗拉强度也逐渐升高,屈服强度变化不大,而断面收缩率与韧性保持一致的关系。Nb的加入,促进了组织的生长和增加了残余奥氏体含量,抗拉性能得到提高,磨损率比不加Nb相比降低,在0.024%Nb时,磨损率最低,耐磨性能最佳。
张锐[5]（2020）在《非完全奥氏体化对过共析钢组织转变及力学性能的影响》文中认为高碳热轧盘条作为高强度钢丝的生产原料,其组织形貌决定了钢丝制品的性能。本文以S82B和S82BCr高碳热轧盘条作为研究对象,探究高碳钢中Cr元素对奥氏体化过程和等温转变组织的影响,研究不同奥氏体化状态的高碳钢对等温转变组织和力学性能的影响,并且分析高碳钢中晶界异常铁素体的形成机制和影响因素。在奥氏体转变过程中,高碳钢中Cr元素促进奥氏体的形核,同时降低奥氏体转变速度和碳化物溶解速度;随着奥氏体化加热时间的延长,奥氏体晶粒尺寸逐渐增加。当奥氏体化温度为900℃-1000℃时,奥氏体晶粒处于均匀长大状态,而当奥氏体化温度超过1000℃时,奥氏体晶粒处于快速长大状态;S82B与S82BCr的奥氏体晶粒生长模型分别为D=1.03×106t0.24exp（-1.23×105/RT）、D=3.91×105t0.22exp（-1.19×105/RT）。在950℃奥氏体化/550℃等温转变时,随着奥氏体化加热时间的延长,等温转变组织中细片层珠光体不断增加;当奥氏体化加热时间超过180 s,S82B中沿原奥氏体晶界形成晶界铁素体和退化珠光体,而S82BCr中原奥氏体晶界处存在上贝氏体、魏氏体铁素体、晶界铁素体以及退化珠光体;当等温转变温度为580℃,等温转变组织为片层珠光体,82BCr中晶界异常组织基本消失。随着奥氏体化加时间的延长,抗拉强度先下降后上升最后趋于稳定,而断面收缩率先上升后下降;S82BCr在550℃等温转变时,沿晶界形成的上贝氏体组织,促进拉伸过程中裂纹的形成,发生脆性断裂。随着奥氏体晶粒尺寸的增大和等温转变温度的提高,晶界异常铁素体的体积分数减少;高碳钢中Si元素促进晶界异常铁素体的形成,而Mn和Cr元素抑制晶界异常铁素体的形成;在高碳钢晶界异常铁素体形成过程中,铁素体沿奥氏体晶界向晶内生长,而片层珠光体向另一个奥氏体晶粒内生长,由于浓度梯度的存在使C原子向晶界铁素体/渗碳体界面扩散,促进渗碳体片层端部粗化或者形成断续晶界渗碳体。
赵晓洁[6]（2020）在《第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响》文中指出无碳化物贝氏体钢具有优异的综合性能,其开发和研究具有重要的应用意义。本文以中碳、高碳无碳化物贝氏体钢为研究对象,利用微合金化处理引入第二相,研究第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变机理、微观组织以及常规力学性能和疲劳性能的影响,以达到加速贝氏体相变、提高贝氏体钢性能的目的。创新性地采用原位透射手段,观察中碳无碳化物贝氏体钢相变过程,研究贝氏体相变形核及长大过程中微观组织演变机制。通过调控热处理工艺,获取不同工艺参数下的贝氏体相变动力学、组织及性能。利用微量N和Al、微量N和V对无碳化物贝氏体钢进行微合金化处理,优化热处理工艺诱导析出与贝氏体铁素体具有高共格度的AlN和VN第二相,为贝氏体铁素体形核提供有效形核点,显着缩短贝氏体相变孕育期,加速贝氏体相变。同时,形核点的增加导致贝氏体组织得到细化,试验钢的强度和硬度提高。利用高温共聚焦显微镜原位观察AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变的影响,结果表明,AlN可作为贝氏体铁素体的有效形核点,不同形核位置处贝氏体铁素体的长大速率不同,其中晶粒内部形核的贝氏体长大速率较高;随着等温时间的增加,AlN可诱发更多的二次形核,相界面处的形核位置逐渐取代晶界位置占据主导。随着回火温度的升高,无碳化物高碳钢的贝氏体铁素体板条厚度增加,残余奥氏体的体积分数降低。160°C低温回火后高碳钢的综合力学性能最佳。不同回火温度下,高碳贝氏体钢的循环变形行为略有不同。160°C回火后高碳钢具有较高的循环硬化能力,且循环硬化后无明显的循环软化行为。在循环变形过程中,高碳贝氏体钢中残余奥氏体变形诱发生成马氏体,同时残余奥氏体中有形变孪晶出现。通过不同变形量的形变热处理工艺对中碳无碳化物贝氏体钢相变和微观组织影响试验,结果表明,对过冷奥氏体进行300°C低温形变热处理可使贝氏体相变孕育期大幅度缩短,显着促进贝氏体相变,等温30 s即可完成大部分的贝氏体转变。贝氏体的转变程度与形变热处理的变形量有关。形变热处理后贝氏体铁素体板条细化,且短小的板条数量增加。采用球差环境透射电子显微镜原位观察中碳无碳化物贝氏体钢相变过程,精准系统地观察纳米尺度贝氏体板条的形核及长大演变过程。结果表明,贝氏体长大过程包括贝氏体亚单元及超细亚单元重复形核及长大,贝氏体相变单元多为四边形长条;贝氏体形核及长大过程中存在位错,位错在相变过程中伴随贝氏体铁素体相界面移动。受测试试样厚度与晶粒直径的比值影响,相变仪、高温共聚焦显微镜和环境球差透射电镜3种方法测试贝氏体相变动力学结果存在差异。
甘晓龙[7]（2019）在《V对Ti-Mo微合金钢第二相析出行为及组织性能的影响研究》文中研究表明我国是Ti资源储量最丰富的国家,与其它的微合金元素相比,Ti元素的价格更为低廉,生产成本上更具竞争力,充分发挥Ti微合金化的技术特点,开发高性能的Ti微合金钢,具有重要的经济和战略意义。研究发现在Ti-Mo钢的基础上添加V元素,有助于获得超高的析出强化效果和良好的综合性能,然而V对Ti-Mo钢第二相析出行为及组织性能的影响机理尚不清楚。本文以Ti-Mo、Ti-Mo-V钢为研究对象,揭示了V对Ti-Mo钢析出行为的影响机理,并阐明了V对Ti-Mo钢在过冷奥氏体连续冷却转变过程、卷取过程以及再加热过程中的组织性能影响。为高性能Ti微合金钢的工业化生产提供了工艺参考和理论依据。为了阐明V对Ti-Mo钢析出行为的影响,通过理论计算结合实验的方法,研究了Ti-Mo、Ti-Mo-V钢的析出行为。在高温奥氏体区,V能促进Ti-Mo钢的析出,在低温奥氏体区,V能延迟Ti-Mo钢的析出。V的加入使Ti-Mo钢在铁素体区的析出形核率增加,析出开始时间提前,促进了Ti-Mo钢在铁素体区的析出。Ti-Mo-V钢中析出物的粗化速率略大于Ti-Mo钢。为了弄清V对Ti-Mo钢过冷奥氏体连续冷却转变过程中组织性能的影响,采用热模拟实验结合组织观察等手段对Ti-Mo、Ti-Mo-V钢的连续冷却转变规律进行了研究。V能降低冷却过程中奥氏体的分解温度,减小铁素体-珠光体转变区,使贝氏体相区向左下方移动,抑制过冷奥氏体发生贝氏体转变。为了明确V对Ti-Mo钢卷取过程中组织性能的影响,利用实验室轧制结合微观表征等手段研究了不同卷取温度条件下Ti-Mo、Ti-Mo-V钢组织性能的变化。Ti-Mo-V钢变形结束后的奥氏体晶粒尺寸和卷取结束后铁素体晶粒尺寸均大于Ti-Mo钢。当卷取温度在550650℃范围内变化时,随着卷取温度的升高,Ti-Mo钢的屈服强度、抗拉强度逐渐减小,Ti-Mo-V钢的屈服强度、抗拉强度先升高后减小,两者延伸率变化不明显。在卷取温度相同的条件下,Ti-Mo-V钢的强度均高于Ti-Mo钢。为了探究V对Ti-Mo钢再加热过程中组织性能的影响,对比分析了Ti-Mo、Ti-Mo-V钢在不同再加热工艺条件下组织、硬度的变化规律。在相同的回火温度和时间下,Ti-Mo-V钢的硬度值均高于Ti-Mo钢。在同一回火温度下,随着回火时间的延长,两种试验钢的硬度值均呈现先降低后升高再降低的趋势。
娄梦杰[8]（2019）在《75kg/m热处理重载钢轨组织演变规律及实验研究》文中提出钢轨是铁路发展的重中之重。本实验主要分析了变形温度、变形量、冷却速度对75kg/m的BGRE重载钢轨微观组织演变规律的影响;含量各不相同的Cr、Nb和稀土RE元素在Cr-Nb系微合金钢轨中发挥的作用;热处理过程中,冷却速度的差异对钢轨中夹杂物的数量大小、形貌尺寸的影响;以及不同的珠光体片层间距对钢轨疲劳性能的影响。实验结果有利于钢轨在工厂的生产过程中达到低成本、高效率、以及质量更佳的效果。本文以包钢生产的75kg/m的BGRE重载钢轨以及以BGRE钢轨为基础冶炼的Cr-Nb系微合金钢轨实验钢为研究对象,使用热模拟机对实验钢进行不同方式的热处理,通过对比分析钢轨经过不同热处理方式后的微观组织形貌、片层间距、硬度、夹杂物分布情况及疲劳性能等存在的差异。采用Gleeble-1500D热模拟试验机,在变形温度分别为850℃、900℃、930℃、950℃,变形量分别为30%,50%,70%的条件下,对75kg/m的BGRE2重载钢轨进行热处理,观察BGRE2钢轨的最佳变形温度和变形量及其对钢轨组织性能的影响,且采用分阶段冷却的方式对其进行热处理,研究分阶段冷却方式对BGRE2钢轨组织性能的影响。就Cr-Nb系微合金钢轨实验钢的热处理而言,分析微合金元素Cr、Nb、RE含量对钢轨珠光体转变程度以及晶粒大小的影响。针对BGRE1轧态钢轨、Cr-Nb系微合金钢轨实验钢（10382#、10385#）分别进行淬火冷却处理,在控制冷速分别为3℃/s、5℃/s、8℃/s的条件下,对比分析了未经过热处理的钢轨和以不同冷速热处理钢轨的微观组织差异,实验结果表明:随着冷速的增大,钢轨的珠光体片层间距会逐渐减小,硬度也随之提升;同时疲劳循环次数也随着珠光体片层间距的减小而逐渐增加,疲劳性能愈加优良;此外随着冷速的增大,钢轨中大尺寸夹杂物的数量不断减少,形状也由多棱角的长方形、三角形向圆形转变。通过上述实验研究,了解了不同热处理方式下BGRE重载钢轨和Cr-Nb系微合金钢轨实验钢的组织演变规律,以及分析了使钢轨中夹杂物数量减少、尺寸减小,硬度、疲劳等性能不同程度提高的影响因素,为进一步提高重载钢轨质量的生产提供了科学、合理的理论基础,具有指导意义。
刘铖霖[9]（2019）在《铌对高碳钢正火态和退火态组织的影响》文中研究指明铌作为钢中最典型的微合金化元素之一,可显着改善高碳钢的组织和性能。但是关于铌对高碳钢组织影响的研究还不深入,铌在高碳钢中的存在形式也不明确。因此对铌对高碳钢的应用设计了碳含量为0.86%不含铌和碳含量为0.86%铌含量为0.04%的两种钢作为研究对象,通过正火热处理和退火热处理实验,采用金相显微镜、扫描电子显微镜观察高碳钢的先共析渗碳体和球化渗碳体组织,研究铌对珠光体相变的影响规律和铌对传统退火工艺下渗碳体的影响,探究出铌对高碳钢组织的影响。并通过电子探针等分析测试方法,探究出铌在高碳钢中的存在形式及其规律,揭示出铌的偏聚和对珠光体片层间距影响的原因。本文还通过第一性原理计算,利用Materials Studio软件,从理论层面计算出铌在高碳钢奥氏体和高温渗碳体中的分配焓,探究铌的存在形式。通过实验与理论的结合,探寻铌在高碳钢中的存在状态及其对奥氏体的影响。针对含铌钢和不含铌钢的正火态组织进行金相和扫描电镜观察,发现不含铌钢的金相组织出现少量的先共析渗碳体,而含铌钢则不会出现。通过XRD衍射分析发现,由于加入0.04%的铌,由过共析钢变为了亚共析钢,使共析点向右移动,原来的二次渗碳体组织消失,取而代之的是铁素体组织;本文还利用电子探针观察了铌在高温相中和退火态下的存在形式,得出铌的偏聚和碳化铌的析出是导致珠光体片层间距减小的根本原因。通过900、925、950℃下的淬火态组织电子探针分析时发现铌在高碳钢晶界处的含量要明显高于晶内含量,而随着温度的升高,铌在晶界的偏聚量和偏聚位置是先增加后减小的,通过研究铌在钢中的固溶度,发现铌偏聚的量是和碳化铌析出成反比的;在对正火前高温时900、925和950℃进行了分析,发现铌偏聚的规律性与淬火态基本相同,优先偏聚在晶界处,但由于冷却速度较慢,存在铁素体和渗碳体,铌原子进行了充分扩散与析出,偏聚量要明显小于淬火态,而碳化铌的量要明显增加。在研究传统退火工艺时发现,铌的加入可显着简化传统退火工艺的复杂程度,对比含铌与不含铌钢的730、760和790℃下的球化状态发现,不含铌的高碳钢只有在730℃下才能完成大部分渗碳体的球化状态,而含铌钢在不同温度下都能表现出良好的球化状态,在730℃保温3小时时,渗碳体表现为最佳的球化状态。本文利用第一性原理计算结合实验的方法研究了Nb在高碳钢奥氏体中的偏聚行为,运用第一性原理的密度泛函理论,运用广义梯度近似,PW91泛函这种形式,计算了Nb在γ-Fe（C）晶胞和Fe3C之间的分配行为和占位情况,并且分析了Nb占据γ-Fe（C）晶胞面心位置的态密度、布居数、差分电荷密度。计算结果表明Nb原子取代奥氏体面心和顶角位置的几率相同,Nb原子易于取代Fe3C的4c位置的Fe原子,Nb在γ-Fe（C）和Fe3C之间的分配焓是负的,说明Nb易于偏聚到γ-Fe（C）晶胞。Nb在γ-Fe（C）中的电子结构分析表明,Nb原子失去电子,Fe原子即得到电子又失去电子,C原子得到电子,说明Nb固溶于γ-Fe（C）晶胞成键作用较强,这种键合作用增强了γ-Fe（C）晶胞的稳定性。计算结果与实验结果相近,计算可行。
宋景欣[10]（2018）在《高强微合金钢连铸板坯角部横裂纹形成机理及控制技术研究》文中认为连铸板坯角部横裂纹是影响高强微合金钢连铸坯质量及其连铸生产顺行的主要因素之一,本文以梅钢生产的高强微合金钢为研究对象,分析探讨了连铸坯角部横裂纹成因及其控制技术方向,研究了不同冷却工艺条件下试验钢种的高温热塑性能,并利用数值模拟技术研究揭示了不同连铸工艺条件下结晶器和二冷区内的坯壳凝固热/力学行为;在此基础上,进行了新型曲面结晶器锥度优化、铸坯二冷高温区晶粒细化控冷技术等研究,并进行了现场工业试验与应用。主要的研究内容和获得的研究成果如下:（1）首先运用透射电镜、光学显微镜等对梅钢生产的高强微合金钢连铸坯角部试样的析出物和组织进行了观察分析,结果表明:在奥氏体晶界大量析出的呈链状形式分布的钛高、铌低型碳氮化物和在晶界生成膜状先共析铁素体膜为诱发角部横裂纹的主要因素,该析出物主要尺寸在几十纳米到上百纳米之间。（2）通过对不同冷却强度条件下试验钢种的高温热塑性能表现行为的差异性研究分析,发现:温度低于1150℃时,提高冷却速度超过5℃/s可实现微合金元素的碳氮化物在晶界及晶内细小弥散化分布,并能消除传统连铸条件下铸坯奥氏体晶界的先共析铁素体网膜,有利于整体提高钢的抗裂纹能力。（3）以梅钢3号板坯连铸机（断面尺寸1650mm×230mm）为对象,建立了保护渣与气隙动态分布的坯壳-结晶器系统热/力耦合有限元模型,通过研究保护渣膜与气隙的分布特点、坯壳温度分布与演变规律、应力分布等,分析了坯壳在结晶器内凝固过程的热/力学行为变化规律,结果表明:在梅钢板坯连铸机生产高强微合金钢过程中,气隙生成于结晶器中下部,且主要集中于距坯壳宽/窄面角部的0～20mm范围内;窄面角部区域的保护渣平均厚度较宽面角部厚,保护渣厚度沿宽面中心和窄面中心呈先增大后减小趋势,整体集中于距离铸坯角部0～40mm范围;结晶器内坯壳表面温度在结晶器上部温降较平滑,该高度范围内坯壳角部温度下降速度最快,坯壳角部在结晶器中下部传热缓慢,不利于含Nb、Ti等微合金碳氮化物弥散化析出控制。（4）为了更加准确模拟连铸过程铸坯的温度场及应力分布,以梅钢板坯连铸二冷为主要研究对象,采用Marc有限元分析软件,建立梅钢板坯连铸凝固过程三维温度场及应力变形数学模拟模型,研究了不同拉速下连铸过程中板坯温度、坯壳厚度、热收缩及热应力变化规律,研究结果表明:在矫直区附近,连铸坯的角部温度均处于高强微合金钢第三脆性温度区;整个连铸过程中,铸坯的热收缩不断增加,且增加速率呈现“增加-减缓-增加”的趋势;铸坯的等效热应力呈现出两个阶段规律,即在第一阶段,铸坯的等效热应力呈现出波动性缓慢增大趋势,而当相应位置温度降低到900℃以下时,铸坯的等效热应力则进入了快速增大的第二阶段。（5）在以上研究基础上,开发形成了能有效抑制铸坯角部组织晶界碳氮化物析出的新型内凸型曲面锥度结晶器技术和能细化组织晶粒度的二冷双相变控冷技术,并进行了工业试验应用研究,结果表明:该集成技术可显着控制连铸坯角部横裂纹的发生,轧材边部翘皮缺陷率由1.31%降至0.018%。
二、微合金元素Cr高碳钢组织性能研究（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、微合金元素Cr高碳钢组织性能研究（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）钒对高碳珠光体钢组织及拉伸性能的影响（论文提纲范文）
| 1 试验材料和方法 |
| 1.1 试验材料 |
| 1.2 试样制备及试验方法 |
| 2 试验结果与分析 |
| 2.1 V含量对组织的影响 |
| 2.2 V含量对强度的影响 |
| 2.3 V含量对塑性的影响 |
| 3 结论 |
（3）Q1030超高强钢工艺与组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 国内外工程机械用高强钢研发情况 |
| 2.2 高强钢显微组织的设计及发展趋势 |
| 2.3 钢中各合金元素的强化作用 |
| 2.4 非平衡组织的奥氏体转变 |
| 2.4.1 粒状奥氏体与针状奥氏体 |
| 2.4.2 非平衡组织发生转变的影响因素 |
| 2.5 马氏体的组织形态与强化机理 |
| 2.5.1 板条马氏体的组织形态 |
| 2.5.2 片状马氏体的组织形态 |
| 2.5.3 马氏体组织的强化机理 |
| 2.6 轧制工艺和热处理工艺 |
| 2.6.1 控制轧制和控制冷却 |
| 2.6.2 回火工艺 |
| 3 主要研究内容和技术路线 |
| 3.1 主要研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 4 Q1030超高强钢的成分和轧制工艺、热处理工艺设计 |
| 4.1 Q1030超高强钢成分设计及分析 |
| 4.2 Q1030钢奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线的测定与分析 |
| 4.2.1 Q1030钢静态连续冷却转变(CCT)曲线的测定及组织分析 |
| 4.2.2 Q1030动态连续冷却转变(CCT)曲线的测定及组织分析 |
| 4.3 Q1030超高强钢实验室轧制工艺及分析 |
| 4.3.1 Q1030超高强钢的轧制工艺设计 |
| 4.4 热处理工艺的设计 |
| 4.5 Q1030钢焊接热模拟实验及组织分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Q1030钢动态再结晶及Nb、Ti的析出行为 |
| 5.1 实验材料及方法 |
| 5.2 实验结果及分析 |
| 5.2.1 应力-应变曲线分析 |
| 5.2.2 热变形方程 |
| 5.2.3 动态再结晶的临界条件 |
| 5.2.4 Nb,Ti析出粒子的形貌和组成 |
| 5.2.5 微合金元素析出行为的热力学分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 热处理工艺对Q1030钢组织性能的影响 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 不同淬火加热温度下Q1030钢的奥氏体晶粒长大规律 |
| 6.2.1 淬火加热温度对奥氏体晶粒长大的影响 |
| 6.2.2 Q1030钢的奥氏体晶粒长大模型的建立 |
| 6.2.3 奥氏体晶粒混晶现象 |
| 6.3 淬火加热温度对Q1030钢组织的影响 |
| 6.4 淬火加热温度对Q1030钢性能的影响 |
| 6.4.1 淬火加热温度对Q1030钢强度与硬度的影响 |
| 6.4.2 淬火加热温度对Q1030钢冲击韧性的影响 |
| 6.5 回火对Q1030钢力学性能的影响 |
| 6.5.1 扫描显微组织分析 |
| 6.5.2 透射微观结构分析 |
| 6.5.3 EBSD分析 |
| 6.5.4 马氏体板条、小角度晶界、位错对力学性能影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 Q1030钢马氏体—奥氏体相变过程研究 |
| 7.1 不同升温速度时的淬火态Q1030钢热膨胀曲线 |
| 7.2 Q1030钢马氏体—奥氏体相变的组织演变过程 |
| 7.2.1 马氏体—奥氏体相变组织演变过程的SEM研究 |
| 7.2.2 马氏体—奥氏体相变组织演变过程的TEM研究 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）Nb微合金化对准贝氏体铲齿钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 挖掘机铲齿用钢的发展 |
| 1.1.1 高锰钢挖掘机铲齿 |
| 1.1.2 马氏体钢挖掘机铲齿 |
| 1.1.3 准贝氏体钢挖掘机铲齿 |
| 1.2 准贝氏体钢中的主要元素 |
| 1.2.1 [C]的作用 |
| 1.2.2 [Si]或[Al]的作用 |
| 1.2.3 [Nb]的作用 |
| 1.2.4 其它元素的作用 |
| 1.3 准贝氏体钢的热处理工艺 |
| 1.3.1 空冷处理 |
| 1.3.2 控轧控冷 |
| 1.3.3 等温处理 |
| 1.4 准贝氏体钢的组织和性能 |
| 1.4.1 贝氏体铁素体 |
| 1.4.2 残余奥氏体 |
| 1.5 微合金化技术 |
| 1.5.1 微合金化的概念 |
| 1.5.2 微合金化的强化机理 |
| 1.6 选题背景及意义 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验钢的设计思路 |
| 2.1.2 实验钢的成分设计 |
| 2.1.3 实验钢原材料 |
| 2.2 热处理工艺的设计 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 实验钢的冶炼 |
| 2.3.2 实验钢成分测定 |
| 2.3.3 相转变温度曲线的测定 |
| 2.3.4 金相组织观察 |
| 2.3.5 原始奥氏体晶粒度的测定 |
| 2.3.6 X射线衍射分析 |
| 2.3.7 Factsage计算分析 |
| 2.3.8 扫描电镜及能谱分析 |
| 2.3.9 硬度测试 |
| 2.3.10 冲击韧性测试与冲击断口图像分析 |
| 2.3.11 拉伸性能测试 |
| 2.3.12 磨损性能测试 |
| 3 实验钢热处理工艺的制定 |
| 3.1 实验钢成分结果分析 |
| 3.2 实验钢的TTT曲线 |
| 3.3 实验钢的热处理工艺 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Nb对实验钢微观结构的影响 |
| 4.1 实验钢的显微组织分析 |
| 4.2 Nb对残余奥氏体体量的影响 |
| 4.3 Nb对实验钢析出相的影响 |
| 4.4 Nb对实验钢相转变温度点的影响 |
| 4.5 Nb对原始奥氏体晶粒的影响 |
| 4.6 钢中主要夹杂物的类型统计及变化规律分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 Nb对实验钢力学性能的影响 |
| 5.1 Nb对实验钢硬度的影响 |
| 5.2 Nb对实验钢冲击韧性的影响 |
| 5.3 Nb对实验钢拉伸性能的影响 |
| 5.4 Nb对实验钢耐磨性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（5）非完全奥氏体化对过共析钢组织转变及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 高碳热轧盘条的成分设计现状 |
| 1.2 高碳热轧盘条生产工艺流程现状 |
| 1.2.1 离线铅浴冷却工艺 |
| 1.2.2 在线盐浴冷却工艺 |
| 1.2.3 水浴冷却工艺 |
| 1.2.4 斯太尔摩风冷工艺 |
| 1.3 高强度钢丝的生产工艺 |
| 1.3.1 热轧盘条离线索氏体化处理 |
| 1.3.2 盘条的表面处理 |
| 1.3.3 钢丝的拉拔工艺 |
| 1.4 珠光体钢的奥氏体化转变过程 |
| 1.4.1 珠光体组织结构 |
| 1.4.2 珠光体组织的奥氏体化过程 |
| 1.4.3 合金元素对奥氏体化过程的影响 |
| 1.5 过冷奥氏体的共析分解过程 |
| 1.5.1 过冷奥氏体的分解产物 |
| 1.5.2 珠光体的形核和长大过程 |
| 1.5.3 合金元素对珠光体转变的影响 |
| 1.6 过共析钢中沿晶界形成异常铁素体 |
| 1.7 过共析钢组织结构与力学性能之间的关系 |
| 1.8 本课题研究的背景与内容 |
| 1.8.1 研究背景与意义 |
| 1.8.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 奥氏体化逆转变 |
| 2.3.2 珠光体等温转变 |
| 2.4 微观组织分析 |
| 2.4.1 金相样品的制备方法 |
| 2.4.2 金相显微镜(OM)分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 2.4.4 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.4.5 三维原子探针(3DAP)分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 拉伸性能测试 |
| 2.5.2 显微硬度测试 |
| 2.5.3 断口分析 |
| 第三章 Cr元素对高碳钢奥氏体化动力学过程的影响 |
| 3.1 高碳热轧盘条的原始组织形貌 |
| 3.2 Cr元素对高碳盘条奥氏体化过程的影响 |
| 3.3 Cr元素对奥氏体晶粒长大动力学的影响 |
| 3.4 高碳盘条奥氏体晶粒生长模型 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 奥氏体化状态对高碳钢等温转变组织和性能的影响 |
| 4.1 高碳钢等温转变显微组织形貌 |
| 4.1.1 550℃等温转变组织形貌 |
| 4.1.2 580℃等温转变组织形貌 |
| 4.2 等温转变组织对高碳盘条力学性能的影响 |
| 4.2.1 高碳盘条力学性能 |
| 4.2.2 断口形貌分析 |
| 4.2.3 拉伸过程中裂纹的形成 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 高碳钢等温转变晶界异常组织的形成机制研究 |
| 5.1 热处理工艺对高碳钢晶界异常组织形成的影响 |
| 5.1.1 奥氏体晶粒尺寸对高碳钢晶界异常组织形成的影响 |
| 5.1.2 等温转变温度对高碳盘条晶界异常组织形成的影响 |
| 5.2 合金元素成分对高碳盘条晶界形成异常组织的影响 |
| 5.3 晶界异常组织的形成过程 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间主要研究成果 |
| 致谢 |
（6）第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 贝氏体钢的研究进展 |
| 1.3 贝氏体相变研究进展 |
| 1.3.1 贝氏体相变机制 |
| 1.3.2 贝氏体相变动力学 |
| 1.3.3 贝氏体相变热力学 |
| 1.3.4 贝氏体相变主要特征 |
| 1.4 无碳化物贝氏体组织及性能 |
| 1.4.1 无碳化物贝氏体中贝氏体铁素体 |
| 1.4.2 无碳化物贝氏体中残余奥氏体 |
| 1.4.3 无碳化物贝氏体钢性能 |
| 1.5 无碳化物贝氏体钢加速相变研究现状 |
| 1.5.1 化学成分设计 |
| 1.5.2 热处理工艺优化 |
| 1.5.3 奥氏体形变热处理 |
| 1.5.4 奥氏体晶粒尺寸调控 |
| 1.5.5 应力场或者磁场引入 |
| 1.6 微合金化对贝氏体钢的影响 |
| 1.6.1 微合金化对贝氏体相变的影响 |
| 1.6.2 微合金化对贝氏体组织的影响 |
| 1.6.3 微合金化对贝氏体钢力学性能的影响 |
| 1.7 本文研究的主要内容 |
| 第2章 试验内容和方法 |
| 2.1 贝氏体钢成分设计 |
| 2.2 性能测试 |
| 2.2.1 硬度测试 |
| 2.2.2 拉伸性能测试 |
| 2.2.3 低周疲劳性能测试 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 XRD分析 |
| 2.3.2 OM组织观察 |
| 2.3.3 SEM组织观察 |
| 2.3.4 TEM组织观察 |
| 2.3.5 EBSD组织观察 |
| 2.3.6 高温原位观察 |
| 第3章 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料和测试方法 |
| 3.3 试验结果 |
| 3.3.1 AlN析出的热力学分析及相变作用机理 |
| 3.3.2 AlN析出对中碳钢无碳化物贝氏体相变的影响 |
| 3.3.3 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢微观组织的影响 |
| 3.3.4 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢力学性能的影响 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 AlN析出对高碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料和测试方法 |
| 4.3 试验结果 |
| 4.3.1 AlN析出对高碳钢无碳化物贝氏体相变的影响 |
| 4.3.2 AlN析出对高碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.3.3 回火温度对高碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.3.4 高碳无碳化物贝氏体钢的循环变形行为 |
| 4.3.5 高碳无碳化物贝氏体钢循环变形过程中组织演变 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料和测试方法 |
| 5.3 试验结果 |
| 5.3.1 VN析出的热力学分析及相变作用机理 |
| 5.3.2 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变的影响 |
| 5.3.3 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 5.3.4 形变热处理对无碳化物贝氏体钢相变的影响 |
| 5.3.5 无碳化物贝氏体钢热效应分析 |
| 5.3.6 形变热处理对无碳化物贝氏体钢微观组织的影响 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 中碳无碳化物贝氏体钢相变原位观察 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料和测试方法 |
| 6.3 试验结果 |
| 6.3.1 热膨胀分析 |
| 6.3.2 LSCM原位观察贝氏体相变 |
| 6.3.3 ETEM原位观察贝氏体相变 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（7）V对Ti-Mo微合金钢第二相析出行为及组织性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 前言 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti元素在钢中的作用 |
| 1.2.1 Ti元素及其化合物的特性 |
| 1.2.2 Ti元素对组织的影响 |
| 1.2.3 Ti元素对性能的影响 |
| 1.3 Ti微合金化技术 |
| 1.3.1 单一Ti微合金化技术 |
| 1.3.2 Ti-Mo复合微合金化技术 |
| 1.3.3 Ti-Mo-V复合微合金化技术 |
| 1.4 本课题的研究内容及意义 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 成分设计 |
| 2.2.2 轧制 |
| 2.2.3 热处理 |
| 2.3 研究方法 |
| 2.3.1 力学性能检验 |
| 2.3.2 微观组织观察 |
| 2.3.3 热模拟实验 |
| 2.3.4 数据处理 |
| 第3章 V对 Ti-Mo微合金钢奥氏体中析出行为的影响研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 奥氏体中析出热力学研究 |
| 3.2.1 奥氏体中析出热力学模型的建立 |
| 3.2.2 V对(Ti,Mo)C在奥氏体中析出热力学的影响 |
| 3.3 奥氏体中析出动力学研究 |
| 3.3.1 奥氏体中析出动力学模型的建立 |
| 3.3.2 V对(Ti,Mo)C在奥氏体中析出动力学的影响 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 V对 Ti-Mo微合金钢铁素体中析出行为的影响研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铁素体中析出热力学研究 |
| 4.3 铁素体中析出动力学研究 |
| 4.3.1 铁素体中析出动力学模型的建立 |
| 4.3.2 V对(Ti,Mo)C在铁素体中析出动力学的影响 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 V对 Ti-Mo微合金钢过冷奥氏体连续冷却转变过程中组织性能及析出行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验工艺 |
| 5.3 V对 Ti-Mo钢连续冷却转变行为的影响 |
| 5.4 V对 Ti-Mo钢力学性能的影响 |
| 5.5 不同冷速条件下析出强化贡献量的讨论 |
| 5.6 析出相对晶粒细化的影响 |
| 5.7 小结 |
| 第6章 V对 Ti-Mo微合金钢卷取过程中组织性能及析出行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验工艺 |
| 6.3 不同卷取温度条件下的力学性能分析 |
| 6.4 V和卷取温度对晶粒细化的影响 |
| 6.5 析出相表征 |
| 6.6 强化机理讨论 |
| 6.7 小结 |
| 第7章 V对 Ti-Mo微合金钢再加热过程中组织性能及析出行为的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验工艺 |
| 7.3 不同热处理状态下的硬度变化 |
| 7.4 再加热过程的组织演变 |
| 7.5 再加热过程的析出行为研究 |
| 7.5.1 析出热力学 |
| 7.5.2 析出动力学 |
| 7.5.3 析出相的长大、粗化 |
| 7.5.4 V和保温时间对析出强化贡献量的影响 |
| 7.6 小结 |
| 第8章 结论、创新点与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 1.发表论文 |
| 2.发明专利 |
| 3.会议文章 |
| 4.获奖情况 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（8）75kg/m热处理重载钢轨组织演变规律及实验研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 国内外铁路及钢轨的发展 |
| 1.1.1 国内铁路和钢轨的发展 |
| 1.1.2 国外铁路和钢轨的发展 |
| 1.2 钢轨的类型 |
| 1.2.1 珠光体型钢轨 |
| 1.2.2 贝氏体型钢轨 |
| 1.2.3 马氏体型钢轨 |
| 1.2.4 过共析型钢轨 |
| 1.3 微合金元素及夹杂对钢轨组织性能的影响 |
| 1.3.1 微合金元素对钢轨的影响 |
| 1.3.2 夹杂对钢轨的影响 |
| 1.4 本论文研究背景与主要内容 |
| 1.4.1 研究背景 |
| 1.4.2 本论文主要研究内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料及研究思路 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 研究思路 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1高温热塑性实验 |
| 2.2.2 BGRE2 重载钢轨的AC1、AC3及CCT、TTT曲线的测定 |
| 2.2.3 BGRE2 钢轨的热处理实验 |
| 2.2.4 Cr-Nb系微合金钢轨实验钢的热处理实验 |
| 2.2.5 BGRE1及Cr-Nb系微合金钢轨实验钢的热处理方式 |
| 2.2.6 铸态钢轨中夹杂物的分布 |
| 2.2.7 热处理钢轨中夹杂物的分布 |
| 2.3 实验检测内容及方法 |
| 2.3.1 微观组织形貌及夹杂物分布 |
| 2.3.2 硬度及片层间距的测定 |
| 2.3.3 疲劳性能测试 |
| 3 BGRE2 重载钢轨的实验研究 |
| 3.1 BGRE2 钢轨的高温热塑性实验 |
| 3.2 BGRE2 重载钢轨的A_(C1)、A_(C3)及CCT曲线 |
| 3.2.1 BGRE2 重载钢轨的轧态组织图 |
| 3.2.2 BGRE2 钢轨CCT曲线的测定 |
| 3.3 BGRE2 重载钢轨的热处理 |
| 3.3.1 轧制工艺参数对BGRE2 钢轨组织的影响 |
| 3.3.2 BGRE2 钢轨TTT曲线的测定 |
| 3.3.3 第二阶段冷速V_2对BGRE2 钢轨的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Cr-Nb系微合金钢轨实验钢的组织分析 |
| 4.1 Cr-Nb系微合金钢轨实验钢的轧态组织 |
| 4.2 微合金元素对实验钢的组织影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 不同冷速对钢轨组织及其夹杂物的影响 |
| 5.1 不同冷速对钢轨组织及性能的影响 |
| 5.2 不同冷速对钢轨中夹杂物的影响 |
| 5.2.1 Cr-Nb系微合金钢轨实验钢铸态钢轨中夹杂物的分布 |
| 5.2.2 不同冷速对BGRE1 钢轨中夹杂物的影响 |
| 5.2.3 不同冷速对实验钢10382#中夹杂物的影响 |
| 5.2.4 不同冷速对实验钢10385#中夹杂物的影响 |
| 5.3 冷速与钢轨中夹杂物的关系 |
| 5.4 不同冷速热处理钢轨的疲劳循环次数 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（9）铌对高碳钢正火态和退火态组织的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高碳钢的发展历程 |
| 1.3 合金元素在高碳钢中的作用 |
| 1.3.1 常用微合金元素在高碳钢中的应用 |
| 1.3.2 铌在高碳钢中的作用 |
| 1.4 铌的加入对高碳钢显微组织和性能的影响 |
| 1.4.1 铌对高碳钢珠光体的影响规律 |
| 1.4.2 铌对高碳钢渗碳体的影响规律 |
| 1.5 元素在钢中偏聚行为的研究现状 |
| 1.5.1 偏聚的分类 |
| 1.5.2 影响偏聚的因素 |
| 1.5.3 元素偏聚现象的表征手段 |
| 1.5.4 铌在高碳钢中的偏聚 |
| 1.6 第一性原理在钢铁材料研究中的应用 |
| 1.7 本课题的研究背景及意义 |
| 1.8 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 热处理实验及方法 |
| 2.3.1 铌在高碳钢中的固溶与原始奥氏体晶粒观察 |
| 2.3.2 正火热处理工艺 |
| 2.3.3 铌在正火态下存在形式的观察 |
| 2.3.4 铌在高温奥氏体相中的存在形式观察 |
| 2.3.5 退火热处理工艺 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 显微组织观察(OM) |
| 2.4.2 X射线衍射仪分析(XRD) |
| 2.4.3 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.4.4 电子探针分析(EPMA) |
| 2.5 硬度测试 |
| 2.6 第一性原理方法简介 |
| 2.6.1 第一性原理方法 |
| 2.6.2 密度泛函数理论 |
| 2.6.3 Materials Studio软件及应用模块简介 |
| 第三章 铌和加热温度对高碳钢正火态组织的影响 |
| 3.1 铌对高碳钢正火态组织和硬度的影响 |
| 3.1.1 高碳钢中物相的确定 |
| 3.1.2 正火态显微硬度 |
| 3.2 加热温度对试验钢组织的影响 |
| 3.2.1 正火温度对原始奥氏体相晶粒的影响 |
| 3.2.2 正火温度对铌微合金化钢组织的影响 |
| 3.3 正火温度对铌的存在形式的影响 |
| 3.3.1 铌在高碳钢中的定性分析 |
| 3.3.2 全固溶温度下铌的存在形式 |
| 3.3.3 铌在高温奥氏体相中存在形式的研究 |
| 3.3.4 铌在正火态下存在形式的研究 |
| 3.4 讨论与分析 |
| 3.4.1 铌对共析点的影响 |
| 3.4.2 铌对高温奥氏体相晶粒的影响 |
| 3.4.3 加热温度对含铌钢正火态组织的影响 |
| 3.4.4 铌在高温奥氏体相向正火态常温相转变时的存在变化 |
| 3.4.5 铌对珠光体片层间距的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 铌对高碳钢退火态组织的影响 |
| 4.1 铌对高碳钢退火态下渗碳体形貌的影响规律 |
| 4.1.1 铌对传统退火工艺的实验结果分析 |
| 4.1.2 退火态下微观组织分析 |
| 4.2 退火组织的能谱分析 |
| 4.3 含铌钢最佳球化渗碳体的研究 |
| 4.4 退火态显微硬度 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.5.1 铌对退火组织的影响 |
| 4.5.2 温度对球化渗碳体的影响规律 |
| 4.5.3 保温时间对含铌钢渗碳体组织的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 铌在高碳钢中分配行为的第一性原理研究 |
| 5.1 计算模型与方法 |
| 5.1.1 计算方法 |
| 5.1.2 模型的建立与优化 |
| 5.2 铌原子在γ-Fe和 Fe_3C晶胞模型中的分析 |
| 5.2.1 Nb原子在γ-Fe(C)和Fe_3C中的占位分析 |
| 5.2.2 Nb在 γ-Fe和 Fe_3C中的分配行为研究 |
| 5.3 Mulliken电荷布居数 |
| 5.4 重叠聚居数 |
| 5.5 态密度分析 |
| 5.6 差分电荷密度分析 |
| 5.7 讨论 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录A 攻读硕士学位期间发表论文情况 |
（10）高强微合金钢连铸板坯角部横裂纹形成机理及控制技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 连铸坯裂纹的类型及影响 |
| 1.2 高强微合金钢连铸坯角部横裂纹发生的机理及影响因素 |
| 1.2.1 内在因素 |
| 1.2.2 外部因素 |
| 1.2.3 其它因素 |
| 1.3 控制高强微合金钢连铸坯角部横裂纹的方法 |
| 1.3.1 成分控制 |
| 1.3.2 连铸工艺调控 |
| 1.3.3 设备调控 |
| 1.4 本文的选题背景、主要内容、意义及创新点 |
| 1.4.1 选题背景 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 1.4.3 研究意义及创新点 |
| 第2章 高强微合金钢连铸坯角部裂纹成因与控制策略研究 |
| 2.1 含NB-TI高强微合金钢角部组织金相检测 |
| 2.2 含NB-TI高强微合金钢角部组织析出物检测 |
| 2.3 高强微合金钢铸坯角部横裂纹产生机理 |
| 2.4 高强微合金钢铸坯角部横裂纹控制对策 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 高强微合金钢高温热塑性测试研究 |
| 3.1 取样方案 |
| 3.2 实验方案设计 |
| 3.3 高温拉伸实验结果与分析 |
| 3.3.1 不同温度下拉伸试样的断口分析 |
| 3.3.2 不同冷却速度对碳氮化物析出行为影响 |
| 3.3.3 不同冷却速度对对铸坯组织演变影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 结晶器内坯壳凝固热/力学行为与高效传热曲面结晶器开发 |
| 4.1 坯壳-结晶器系统有限元模型建立 |
| 4.1.1 模型描述 |
| 4.1.2 高强微合金钢物性参数的确定 |
| 4.2 模型验证 |
| 4.2.1 计算所采用的工艺参数 |
| 4.2.2 计算结果验证 |
| 4.3 结果分析与讨论 |
| 4.3.1 结晶器内凝固坯壳变形与力学行为 |
| 4.3.2 坯壳角部气隙分布 |
| 4.3.3 坯壳角部界面保护渣分布 |
| 4.3.4 坯壳温度场分布 |
| 4.3.5 坯壳热点成因分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 连铸二冷凝固热/力学行为研究 |
| 5.1 数学模型建立 |
| 5.1.1 模型描述 |
| 5.1.2 模型假设 |
| 5.1.3 凝固传热方程及热弹塑性本构方程 |
| 5.1.4 初始条件 |
| 5.1.5 边界条件 |
| 5.1.6 热物性参数 |
| 5.2 确定连铸坯二冷传热系数的研究 |
| 5.2.1 红外测量二冷段连铸坯表面温度 |
| 5.2.2 二冷传热系数确定 |
| 5.3 模拟结果与分析 |
| 5.3.1 连铸坯凝固传热分析 |
| 5.3.2 连铸坯热收缩行为 |
| 5.3.3 热应力分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 高强微合金钢连铸坯角部横裂纹控制技术开发 |
| 6.1 新型曲面锥度结晶器技术开发 |
| 6.2 连铸坯高温区双相变晶粒细化控制技术 |
| 6.2.1 高温区的坯壳角部在强冷条件下的热/力学行为 |
| 6.2.2 连铸坯二冷高温区双相变控温配水工艺 |
| 6.2.3 结晶器角部快冷与二冷高温区控温集成控制 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 高强微合金钢连铸坯角部横裂纹控制工业化应用研究 |
| 7.1 新型曲面结晶器技术现场工业化应用 |
| 7.2 铸坯二冷高温区双相变晶粒细化控制技术工业化应用 |
| 7.2.1 延长段喷淋架设计 |
| 7.2.2 高强微合金钢铸坯角部组织晶粒细化效果 |
| 7.3 新型曲面结晶器与二冷高温区双相变晶粒超细化控冷集成应用效果 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
四、微合金元素Cr高碳钢组织性能研究（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]钒对高碳珠光体钢组织及拉伸性能的影响[J]. 万志健,刘学华,赵海,江波,邹强. 金属热处理, 2021(03)
- [3]Q1030超高强钢工艺与组织性能研究[D]. 王建景. 北京科技大学, 2021(02)
- [4]Nb微合金化对准贝氏体铲齿钢组织和性能的影响[D]. 李军平. 内蒙古科技大学, 2020(01)
- [5]非完全奥氏体化对过共析钢组织转变及力学性能的影响[D]. 张锐. 东南大学, 2020(01)
- [6]第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响[D]. 赵晓洁. 燕山大学, 2020
- [7]V对Ti-Mo微合金钢第二相析出行为及组织性能的影响研究[D]. 甘晓龙. 武汉科技大学, 2019(08)
- [8]75kg/m热处理重载钢轨组织演变规律及实验研究[D]. 娄梦杰. 内蒙古科技大学, 2019(03)
- [9]铌对高碳钢正火态和退火态组织的影响[D]. 刘铖霖. 昆明理工大学, 2019(01)
- [10]高强微合金钢连铸板坯角部横裂纹形成机理及控制技术研究[D]. 宋景欣. 东北大学, 2018(01)