一、控制轧制技术的新进展——低碳贝氏体钢（论文文献综述）
修文翠[1]（2020）在《超级贝氏体转变机制与强韧性研究》文中指出超级贝氏体钢（super bainitie steels）因其显微组织构成、形态和分布特征,使该钢在力学性能方面满足高强度的同时,还具有足够的塑韧性。近年来受到研究人员的广泛关注。以英国剑桥大学Bhadeshia等为代表的研究人员设计了主要含Mn、Si、Ni、Co和Al等元素的合金钢,在经过长时间低温（钢马氏体转变温度以上）等温处理后获得超级贝氏体组织。此类钢具有高力学性能的同时,其相变周期较长（通常需要数十个小时甚至是数周完成超级贝氏体组织的转变）,钢中合金元素种类多成本高等不足,在一定程度上制约着该钢的应用。能否以廉价合金元素为主的钢获得超级贝氏体组织?超级贝氏体钢的力学性能是否能够通过其显微组织的转变得以进一步提升?能否通过控制显微组织相变温度达到缩短其组织转变时间的目的等等,都是这一领域的研究热点。针对上述问题开展了本项研究工作:以Mn和Si为主、添加少量Cr、Mo等合金元素,设计了60MnSi2Cr和70Mn2Si2CrMo两种实验钢。通过优化热处理等温淬火工艺获得超级贝氏体组织,分析了钢的组织转变规律和强韧化机制;通过疲劳实验检测分析了超级贝氏体中的TRIP效应现象;为缩短超级贝氏体组织转变时间,将Q&P工艺引入到其制备工艺中,探讨了Q&P工艺对超级贝氏体组织转变过程及力学性能的影响;讨论了超级贝氏体组织中影响碳化物析出的因素及碳化物析出对组织和性能的影响。通过上述工作主要得出如下结果:设计的以Mn、Si元素为主的两种实验钢经设定的热处理工艺处理,均可以获得超级贝氏体组织（贝氏体铁素体BF+残余奥氏体AR）。当钢在稍高于Ms点以上温度等温时,BF为条束状、AR以薄膜状分布在BF条束间。伴随等温处理温度的降低,BF得到细化,AR含量有减少的趋势。60MnSi2Cr钢经900℃充分奥氏体化后分别在250℃、260℃和270℃温度下等温处理12h,其中AR含量分别为5.5%、9.4%和9.3%。260℃等温处理后的试样的综合力学性能可以达到抗拉强度为1816MPa,延伸率为7.37%,断面收缩率为24.58%,冲击韧性值为22.82J/cm2。实验钢70 Mn2Si2CrMo在等温淬火温度达到245℃保温48h时,组织中除超级贝氏体组织以外还有（Fe,M）7C3（M为Fe除外的金属元素）相的存在。该相的析出导致显微组织中AR含量减少（7.73%）,AR中C含量降低（0.88%C）;而220℃等温处理后试样中没有出现碳化物一相,AR的含量及其C含量分别为8.42%和1.02%。由于碳化物析出和AR含量的减少,导致其力学性能下降。与220℃无碳化物析出试样相比较,抗拉强度由2347MPa降至2082MPa,延伸率由7.64%降至7.24%,疲劳断裂次数由184×103降至83×103。实验表明,获得超级贝氏体的等温处理温度以没有明显析出碳化物时的温度为宜,避免其力学性能下降。60MnSi2Cr钢经等温处理获得超级贝氏体后,当组织中AR含量小于5.5%时,即使施加载荷作用组织也不会发生马氏体相变,即没有出现TRIP效应现象。而当组织中存有9.4%AR时,施加载荷大小为其60%屈服强度（拉-拉）、作用72h后,试样中AR含量为4.6%,即有51.06%的AR发生了马氏体相变,此时检测到试样的抗拉强度为2000Mpa,伸长率为8.8%。而未转变的AR具有较高的C含量（>1.3%）,稳定性增加,所施加的载荷作用已不足以使其产生相变。结果说明,超级贝氏体组织在其AR满足一定含量时（实验条件下>5.5%）,在拉应力作用下能够产生TRIP效应,进一步提升其力学性能。Q&P热处理工艺引入实验后,采用Q&P工艺+盐浴等温处理相结合的方式对60MnSi2Cr钢进行处理,结果显示:通过Q&P工艺处理后再经260℃等温处理,仅需6h即可达到原等温淬火工艺12h所能达到的力学性能。前者试样抗拉强度为1948Mpa,断后伸长率为9.96%,冲击韧性为40.34J/cm2;相较于后者分别提高了7.26%、35.12%和76.77%。主要是因为Q&P工艺中的“淬火”处理温度较低,形核驱动力大,利于形成多的α相晶核;同时产生少量马氏体会带来大量晶体缺陷,促进了非均匀形核,在随后等温处理时可以加速BF的转变,细化了超级贝氏体显微组织有利于其力学性能的提高。
徐文静[2]（2019）在《EH47船用特厚钢板微观组织与力学性能的控制研究》文中研究指明高强度特厚船板钢用于海洋平台、造船行业、海上及近海设施及装备,尤其是关键的支撑部位。低合金高强度EH47特厚钢板目前广泛用于船舶制造和海洋平台建设,要求有较高的强度、较好的塑性、耐蚀、低温冲击韧性,以及良好的焊接性能。本文尝试探究EH47船用钢板微观组织特征、晶体学取向对其强度、低温韧性等综合力学性能的影响,分析不同热处理工艺对其组织和性能的影响规律,并在此基础上优化成分设计和生产工艺。研究发现,TMCP态EH47钢板近表面组织为针状铁素体+少量多边形铁素体;板厚1/4位置主要为大量多边形铁素体、少量针状铁素体和退化珠光体,退化珠光体尺寸小于5μm;板厚1/2位置粗大的多边形铁素体、少量的针状铁素体和退化珠光体,尺寸5-10μm。板材组织中<110>取向晶粒体积分数较高,<100>取向体积分数较低,具有更好的低温韧性。单向拉伸力作用下,晶粒变形程度不同与Schmid因子值有关。裂纹萌生的位置具有明显的选择性,裂纹萌生位置避开了<110>取向的晶粒,优先形成于Schmid因子较小的晶粒位置。EH47钢板经正火热处理后,其显微组织为多边形铁素体+粒状贝氏体组织,晶粒尺寸略微粗化,抗拉强度略有下降。大角度晶界可有效地偏转微裂纹扩展,提高大角度晶界比例,增加M-A岛数量密度,可以提高板材低温冲击韧性。经淬火回火后的组织是板条贝氏体和多边形铁素体,晶粒细化,离异珠光体团消失,M-A岛和碳化物细小弥散,沿晶界连续析出。930℃淬火+600℃回火后,屈服强度为584MPa,抗拉强度为657MPa,与TMCP态相比分别提高了27.8%和16.4%;-60℃冲击功>250J,满足F级低温韧性要求,且有较大富余,强韧性配合极佳。基于上述研究结果,改进成分设计和工艺,TMCP态钢板组织与改进前板材经930℃淬火+600℃回火处理后的组织相近。产品具有极佳的强韧性配合:其屈服强度655MPa,抗拉强度690MPa;-80℃冲击功>180J,且数值离散性小,性能稳定。
卫文俊[3]（2016）在《超低碳贝氏体高强钢Q690D组织性能研究》文中指出超低碳贝氏体高强钢以其低成本、高强度、强可焊性和优良低温韧性的优势已经广泛应用于煤矿和矿山机械、大型鼓风机、石油化工、锅炉容器等行业,在降低成本的基础上,保证钢板的高强度和高韧性是未来超低碳贝氏体高强钢的发展方向。本文以“鞍钢C-Mn-Nb-Mo-B-Ti超低碳贝氏体高强钢中厚板产品及工艺研究”项目为背景,对鞍钢生产的Q690D超低碳贝氏体高强钢产品及工艺进行了研究,完成的主要成果如下:（1）综合考虑强度、韧性和焊接性能等因素,成分设计上选择C-Mn-Nb-Mo-B-Ti的方案。对实验钢的再结晶温度及CCT曲线进行了研究,确定了最佳加热和控轧控冷工艺,其工艺为:加热温度为1150℃,开轧温度为1050℃,终轧温度控制在再结晶温度以上,冷却速度确定为10～15℃/s,终冷温度定为550℃。（2）对鞍钢现场试生产的性能不合的Q690D钢板进行组织和性能分析,发现影响钢板性能的主要原因有:合金元素如Mn、B等含量低、元素偏析,导致相变温度高且钢板淬透性不够;控制冷却过程中温度精确控制能力低,返红温度较高导致组织为粒状贝氏体特征,MA相较粗大,局部区域存在少量针状铁素体组织,影响钢板的强度及韧性。（3）采用MINITAB软件对化学成分各组元、控轧控冷参数进行正态分布规律分析。发现鞍钢中板线Q690D性能波动的主要原因就是控冷系统不稳定,生产中静态再结晶并未造成强度的下降,动态再结晶发生与否与钢的屈服和抗拉强度偏低导致的性能不合没有对应关系。
安佰锋,高古辉,白秉哲,翁宇庆[4]（2015）在《Mn系贝氏体钢的研究与新进展》文中研究说明Mn系贝氏体钢因其工艺简单且多样化、性能优良且易调节和价格低廉等优势而得到广泛的重视,成为低合金高强高韧钢领域的研究重点。本文概述了Mn系贝氏体钢的由来与创新,该系列贝氏体钢的合金设计思路,强韧化机理,组织与性能特点。简单介绍了Mn系贝氏体钢在不同领域的应用情况、最新研究进展和发展前景。
金光秀（KIM KWANG SU）[5]（2015）在《V-B微合金钢控轧控冷过程组织演变机理及力学性能》文中指出随着现代工业的迅速发展,汽车用钢在钢铁工业中所占的比重也越来越大,对汽车用钢的要求也越来越高,从人们对能源消耗、环境保护以及安全性的要求,迫切要求提高汽车用钢的性能、延长其使用寿命、降低钢铁材料的生产成本。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、环保和汽车减量化的主要线路,也是新一代汽车用钢的发展趋势。本文以攀钢集团有限公司合作的科研项目为背景,以采用V微合金化并添加微量的B同时结合控轧控冷工艺开发低成本高性能汽车用钢为目的,对V-B微合金化钢热加工过程组织变化规律和控轧控冷工艺进行研究。通过实验室热模拟实验,研究了 V-B微合金化钢奥氏体高温热变形行为、轧后冷却过程贝氏体相变行为及钒碳氮化物在贝氏体铁素体区的等温析出行为,在此基础上进行了实验室热轧实验,确定了轧制工艺和冷却工艺对V-B微合金化高强汽车用钢组织性能的影响规律。论文的主要研究工作及创新性成果如下:（1）利用热模拟实验技术,采用膨胀法并结合金相组织观察研究了实验钢奥氏体连续冷却过程中的相变行为,分析了硼与钒对相变影响的互相关系,绘制了实验钢在连续冷却条件下的静态CCT及动态CCT曲线。硼对贝氏体转变的影响与实验钢中的钒含量有关,钢中加入适量的钒（≤0.086%）时,硼对贝氏体转变的促进作用很明显,实验钢在0.5℃/s的缓冷速下也形成大量的贝氏体;而钢中加入过量的钒（0.175%）时,硼对铁素体转变的抑制作用消失,组织内形成大量的铁素体。实验钢中加入钒含量为0.086%以下时,钒含量的变化没有对贝氏体转变行为产生明显的影响,在2℃/s的缓冷速下都转变为全贝氏体组织;而加入钒含量为0.175%时,由于较粗大的钒析出物在奥氏体区的早期析出及其作为附加的铁素体形核位置,促进铁素体转变,不利于获得贝氏体组织。变形及未变形条件下,相变后含硼钒微合金钢的硬度都高于不含硼的钒微合金钢硬度。（2）利用热模拟实验技术,通过单道次及双道次压缩实验研究了实验钢奥氏体高温变形行为,分析了硼和钒及变形工艺参数对奥氏体动态再结晶行为的影响规律,计算出了实验钢的动态及静态再结晶激活能,并回归出实验钢的变形抗力模型的系数。分析认为,由固溶硼和硼化物对动态再结晶行为的相反影响,钢中加入微量硼使实验钢动态再结晶激活能和峰值应力稍微降低,从而对实验钢的动态再结晶有一定程度的促进作用;随着钒含量的增加,实验钢动态再结晶激活能和峰值应力增加,动态再结晶有所抑制。（3）通过奥氏体中硼氮化物形成规律的热力学分析,提出了钒微合金钢中硼元素对贝氏体转变的效果提高方案。B对奥氏体稳定性提高的影响与钢中B的固溶量有关,为提高含硼钢中的固溶B含量,应加入比B与N的结合力强的Ti;钢中V含量几乎不会影响固溶B含量,只与钢中加入Ti含量有关,其含量为钢中N含量的3.4～3.8倍。（4）通过奥氏体冷却转变过程中碳氮化物析出的热力学分析及等温析出热模拟实验,研究了钒碳氮化物在贝氏体铁素体区的析出规律。在350～700℃范围内,V（C,N）在位错线上的形核为主要形核机制;形核率随温度的变化均呈现反C曲线形态;最大形核率温度大致在550～600℃之间;相对析出开始时间及结束时间随温度的变化呈现C曲线的形态,实验钢的最快沉淀析出温度大致在600～675℃之间。实验钢在500～600℃等温得到的组织为贝氏体或贝氏体+铁素体;统计出各试验温度和保温时间内析出的体积分数,在相同保温时间条件下,600℃时析出量最大;随着钒含量的增加,V（C,N）析出的体积分数增大。（5）利用热模拟实验技术,研究了热轧工艺参数及实验钢中钒含量对组织性能的影响规律,在此基础上,进行了试轧实验制定了合理的控轧控冷工艺制度。随着卷取温度的降低,贝氏体含量增大而相变强化也增强,而钒析出物量减少不利于发挥V元素沉淀强化的效果;最佳卷取温度随钒含量的不同而不同;相比于卷取温度,终轧温度和冷却速率对实验钢组织性能的影响不大。钢中钒含量为0.086%时,综合利用相变强化和析出强化,获得了屈服强度、抗拉强度及延伸率分别为605MPa、723MPa、18.5%,此时最佳控轧控冷工艺:终轧温度840～860℃、卷取温度540～560℃、冷却速度25～39℃/s。（6）通过实验钢冷弯性能及低温冲击性能实验确定了含硼钒微合金钢具有优良的冷弯性能和良好的冲击性能。
李贞顺[6]（2014）在《Q690钢板焊接热影响区的组织特征及热稳定性研究》文中研究指明Q690钢是一种低碳贝氏体钢,己在结构件中广泛应用,贝氏体是一种非平衡组织,其热稳定性和焊接热影响区的性能一直是研究者关注的重点。本文首先选择几种不同微合金成分的铁素体/珠光体型微合金D36钢,研究了微合金元素的析出行为。借助D36钢微合金析出行为研究结果,通过计算微合金析出强化及模拟轧制,优化了Q690钢的成分设计和轧制工艺,在此基础上试制了两种合金体系钢。以试制钢为对象,结合实际焊接与模拟焊接（Gleeble热模拟）研究了Q690钢焊接热影响区的组织、性能,重点研究了M-A组元的转变规律及对冲击韧性的影响。对比研究了热处理对母材及热影响区的影响,分析了渗碳体的析出规律。采用几种热处理组合模拟了焊接热输入方式及能量,通过优选的热处理方法在大块试样上获得了近似热影响区的组织,由此深入研究了模拟焊接热影响区组织与性能的关系。主要结论如下：（1）采用合理的道次压下量V-Ti钢每道次变形后变形奥氏体全部发生了再结晶,这有利于晶粒的细化及均匀化,在末阶段采用大压下量对细化晶粒十分有效,降低终轧温度能适当减小晶粒尺寸。限于本研究条件的道次压下量,含Nb钢轧后变形奥氏体难以实现全部再结晶,晶粒细化仅发生在粗轧最后几道次,适当降低终轧温度有助于细化晶粒。提高Nb含量能增大残余应变量,增加下一道次再结晶体积分数而减小晶粒尺寸。Ti以TiN析出能有效阻止奥氏体化过程及再结晶后的晶粒长大,轧制中Nb在奥氏体晶内各类缺陷处析出,能抑制变形奥氏体的再结晶,Nb析出导致奥氏体中位错密度增加并保留到铁素体内,部分Nb在铁素体位错线上析出起沉淀强化作用,V在铁素体中均匀析出起沉淀强化作用。通过沉淀强化添加0.050%V使钢的强度增加约63MPa；通过细晶强化、位错强化以及沉淀强化,添加0.029%Nb使钢的强度增加约123MPa。根据以上结果初步确定了Q690试验钢以Nb、Ti为主要的微合金元素,添加量分别约0.05%、0.02%,轧制工艺为：开轧温度1100℃,开轧初始四道压下量各为10mm,终轧温度980℃,最后六道压下量均为15mm。（2）在实验室试制了五种不同Ni、Mo及B含量的钢,结果表明：空冷条件下试验钢强度均较低；油冷条件下Ni、Mo含量分别在0.32%、0.21%以上并同时添加B元素时,钢的强度能达到相应国标要求；水冷条件下Ni、Mo含量在0.21%、0.09%以上时,钢的强度达到国标要求。终冷温度在500℃以下时钢的强度达到国标要求；轧后短时回火能提高钢的塑韧性。根据以上结果进一步优化了Q690钢工业化轧制工艺：轧后水冷,开冷温度约780℃,终冷温度低于500℃,轧后回火处理,温度为620℃,时间约40min。工业化试生产表明,添加0.05%Nb、0.05%V、0.12%Mo、0.0015%B时钢的性能不稳定,强度存在较大波动；添加0.04%Nb、0.06%V、0.14%Mo、0.14%Ni、0.23%Cr、0.0015%B或0.05%Nb、0.5%Cu、0.23%Mo、0.0015%B时,各项力学性能均达到国标要求且波动较小。（3）随热输入增大Q690钢粗晶区组织分别经历了板条马氏体、回火马氏体、上贝氏体及粒状贝氏体转变,冲击韧性随热输入的增大先增大后减小,韧性最大值对应热输入20kJ·cm-1。焊接接头的冲击韧性与载荷方向有关,裂纹沿粗晶区扩展时韧性最低,沿粗晶区向母材扩展时韧性略高,裂纹沿板材厚度方向扩展时韧性最高。粗晶区韧性降低与马氏体转变和马氏体板条界碳化物析出有关,但由于晶粒长大受TiN析出相限制以及冷却时马氏体发生自回火,韧性降低幅度较小。临界热影响区及临界再热粗晶区有脆化倾向,与晶界处呈网格状分布的块状M-A组元有关。研究证实Q690钢焊接热影响区组织脆化与M-A组元性质及尺寸有直接关系,得出了变形能力较低的M-A组元尺寸大于临界值时（2.0μm）即引起组织脆化的结论。（4）对实验发现的Q690钢在420～470℃和620～670℃温度范围有较高的回火稳定性给出了理论解释：由于低碳贝氏体钢中固溶碳较低,碳析出及碳化物粗化程度相对低,贝氏体板条受界面处碳化物钉扎不易长大,从而保持了较高的组织稳定性。热力学和动力学分析表明：低温回火时（420～470℃）析出的碳主要促进了贝氏体中原渗碳体的长大。温度较高时（520～570℃）由于杂质原子的晶界偏聚降低了铁素体／渗碳体界面能,渗碳体在晶界及板条界处大量析出引起韧性大幅降低。在更高温度回火时（620～670℃）晶界处形核率降低,析出碳主要供原析出渗碳体的长大。粗晶区的马氏体不同温度回火时碳的析出规律与母材类似,但碳析出和碳化物粗化程度更大,在520～570℃回火时渗碳体沿晶界大量析出加剧了回火脆性的产生。从改善组织性能的角度考虑,Q690钢宜采用不超过30kJ·cm-1的热输入焊接,并在420～470℃进行焊后热处理,为避免冷裂纹产生,焊前还需在100℃预热处理。另外Q690钢不宜在520～570℃环境或高温长时间服役。（5）通过不同热处理制度的组合可以使试验钢的热轧态组织转变为近似热影响区组织,借助该热处理制度可在大块试样上获得近似不同热输入的粗晶区组织、近似不同峰值温度的临界热影响区组织,研究得出：与母材力学性能相比,近似热输入30kJ·cm-1的粗晶区组织屈服强度降低23.8%,伸长率降低6.6%,韧脆转变温度提高约20℃；近似热输入50kJ·cm-1的粗晶区组织屈服强度降低35.0%,伸长率降低22.5%。研究证实马氏体岛与基体的硬度差不是组织脆化的决定因素,引起组织脆化的关键因素是马氏体岛尺寸,其临界尺寸为2.0μm,该结果与M-A组元引起焊接热影响区组织脆化的实质相同。这也间接证明通过热处理方法模拟焊接热影响区组织是可行的。
张旦天[7]（2014）在《高强低合金管线钢相变行为及抗腐蚀性能的研究》文中提出半个多世纪以来，管线运输以其经济、安全、运输数量大以及不间断长距离运输的优势成为了油气运输最主要的方式。伴随着油气需求量的增加，管线钢的研究也得到了空前的发展，尤其是油气的开采逐渐伸向环境恶劣的地区，这对管线钢的性能提出了更高更严格的要求。为了获得优良综合性能的管线钢，需要严格控制工艺参数，进而获得理想组织。管线钢热处理过程中中温相变组织非常复杂，尤其是具有优异综合性能的针状铁素体组织，组织控制条件及相变机理都不是很明确。另外，现在油田地带大多属于低pH值、高硫化物地质，因此需要开发高硫环境下的耐腐蚀管线钢。基于上述问题，本文选用高强低合金钢管线钢为研究对象，采用热模拟试验机、相变淬火膨胀仪等试验设备对高强低合金管线钢连续冷却时的中温相变、等温淬火、控制轧制以及抗腐蚀性能进行研究：对连续冷却过程中以及等温淬火时的相变行为进行了系统分析，并利用相变动力学模型描述了整个相变过程；随后探索了奥氏体非再结晶区轧制对于针状铁素体相变的影响；以及提高抗腐蚀性能的措施。得出结论如下：（1）冷却速率对管线钢连续冷却过程中相变行为存在重要影响。随着冷速的加快，室温组织由多边形铁素体、针状铁素体和贝氏体组织逐渐转变为针状铁素体和贝氏体混合组织。利用JMAK动力学模型对连续冷却过程中相变过程进行建模分析，结果表明冷却过程中首先发生扩散控制型相变，随后发生界面控制型相变。奥氏体化温度同样会对连续冷却过程中的相变存在重要影响，随着奥氏体化温度的提高，晶粒会发生明显长大，室温组织由多边形铁素体、针状铁素体和贝氏体铁素体的混合组织逐渐向贝氏体单相组织转变。（2）对管线钢等温淬火过程进行了系统研究，发现等温温度以及前期的奥氏体化温度对相变行为都存在重要影响。研究结果表明：随着等温温度的降低，室温组织由多边形铁素体逐渐变为针状铁素体，最后变为贝氏体铁素体，硬度逐渐升高。对等温淬火过程中的第一阶段和第二阶段分别采用JMAK建模和自催化形核和切变主导相变模型分析，结果表明随着等温淬火温度的降低，由扩散控制生长的多边形铁素体相变的速率也呈现明显降低的趋势，贝氏体相变速率加快。随着奥氏体化温度的升高，室温组织变得粗大，相同温度下等温转变的速率变慢，有利于贝氏体铁素体的形成，使TTT曲线中贝氏体相变所占的区域面积增大。（3）奥氏体非再结晶区轧制对针状铁素体的相变有重要影响。研究结果表明：850℃进行轧制后，随着变形量的增加，组织依次是：贝氏体铁素体和针状铁素体的混合组织、针状铁素体为主的组织、针状铁素体和多边形铁素体混合组织以及细小的多边形铁素体组织。轧制后随着冷却速度的增加，组织逐渐变细。随着轧制温度的升高，组织逐渐变得粗大，硬度值逐渐下降，这表明非再结晶区的轧制要在相对较低的温度进行时才会得到细小的针状铁素体。随着应变速率的增加，组织逐渐变得细小，硬度值逐渐增大，适当提高应变速率有利于细化组织。（4）通过降C提Mn微合金优化成分设计，以及采用先进的生产手段，实现了抗硫管线钢精确控制C含量的要求。使用优质废钢和成分适当的精炼渣大幅降低了S的含量。采取控制C、S、P、夹杂物及纯净度措施，从源头上降低了氢损伤几率。提出了PQF轧制+旋扩方式生产超大口径管线新型工艺技术，既发挥了PQF平稳轧制的优点，又确保了大口径管线钢的尺寸精度及内外表面质量。（5）研究了热处理工序对钢管尺寸变化的影响，实施了外径应按负公差（范围为-0.6～-1mm）控制、壁厚按正公差（范围为0.1～0.3mm）控制的技术，更进一步控制了超大口径管线钢的尺寸精度。热处理过程采用外淋+内喷热处理工艺，使管线钢的组织和性能均匀、硬度适中，减少了热处理环节对管线钢抗腐蚀性带来的不利因素；并辅助采取管线管内表面特殊处理工艺措施，进一步增加了管线钢耐腐蚀性能。实践证明，天津钢管集团在生产普光气田高硫环境超大口径管线管的过程中，通过对生产过程的全程环节实施相应的控制技术，管体尺寸精度完全满足标准要求，并且极大程度抑制了氢致裂纹和氢鼓泡的形成，最终产品的抗氢损伤能力得到显着提高。极端苛刻高硫腐蚀环境用超大口径无缝管线管完全实现了国产化。
李晶[8]（2012）在《高强度耐腐蚀X70管线钢的研究》文中研究表明随着石油和天然气管道的发展,对管线钢提出了越来越严苛的要求,我国油气开采与储运尚处于起步阶段,迫切需要开发耐腐蚀石油天然气输送用管线钢。本文针对抗H2S X70管线钢开展工艺和组织性能的研究。通过热模拟实验,研究了奥氏体连续冷却相变行为。在此基础之上,在实验室进行了轧制实验,对轧后的钢板进行力学性能检测和显微组织分析,同时对管线钢抗HIC和SCC性能进行研究。论文主要工作和研究结果如下：（1）利用全自动相变仪和金相观察测定未变形条件下实验钢的奥氏体连续冷却转变曲线,给出了冷却速度对实验钢组织的影响规律。研究表明：管线钢在静态连续冷却条件下,当冷却速度低于5℃/s时,显微组织均为粒状贝氏体、少量多边形铁素体；冷却速度为10～25℃/s时能够获得以针状铁素体为主的金相组织。冷却速度大于25℃/s时,均可得到板条状贝氏体组织。（2）利用热模拟机进行工艺模拟实验,观察试样的显微组织,确定工艺方案。结果表明：随着冷却速度的增大,显微组织逐渐由多边形铁素体、珠光体和少量贝氏体（冷却速率0.1℃/s）过渡到针状铁素体、粒状贝氏体和少量多边形铁素体（冷却速率10℃/s）,最后为针状铁素体、粒状贝氏体和板条贝氏体（冷却速率大于20℃/s）。当冷却速度为20℃/s～30℃/s时获得的组织细小、均匀,针状铁素体体积分数较大。（3）实验室轧制试验研究表明：热轧工艺参数应控制为：加热温度1200℃,两阶段轧制,终轧温度在790℃～830℃,终冷温度在520℃～550℃,冷却速率20～25℃/s,可获得良好的综合力学性能X70管线钢。显微组织主要为针状铁素体和粒状贝氏体。（4）研究了HIC和SCC的形成机理和影响因素,探讨了各元素对管线钢的力学性能和耐酸性腐蚀性能影响,在此基础上按照NACE Standard TM0284-2003以及NACE Standard TM0177-2005标准的要求,对抗H2S X70管线钢进行抗HIC和SCC实验。抗HIC实验结果：试样在饱和H2S溶液（A溶液）中浸泡腐蚀96小时后,未发现氢鼓泡,在显微镜下检查后也未发现HIC裂纹。裂纹敏感率、裂纹长度率、裂纹厚度率均为0。SCC实验结果：对试样施加载荷为屈服强度的85%（454.8MPa）,三个试样经过720小时试验后均未发生断裂,在显微镜下放大10倍检察,工作段也未发现氢致裂纹。
熊文娟[9]（2012）在《Q690q桥梁钢实验室TMCP轧制工艺及轧后热处理的研究》文中提出本论文主要研究了屈服强度为690MPa的高强度低合金桥梁钢Q690q的实验室轧制工艺以及轧制后热处理工艺。通过实验室轧制实验，研究了未再结晶区累计变形量、终冷温度对轧件组织性能的影响，得到了合理的轧制工艺为：920℃精轧，830℃终轧后以12℃/s的冷却至530℃（空冷）的终冷温度再至室温。采取以上工艺的Q690q实验钢板组织主要为粒状贝氏体+板条状贝氏体+铁素体。对比国标GB/T714-2008，经过TMPC工艺生产的桥梁板在抗拉强度和低温冲击性能要低于国家标准。为了改善实验钢的力学性能，对TMPC工艺下生产的实验钢进行了调制热处理，通过对比淬火温度，淬火保温时间、回火温度、回火保温时间对实验钢的力学性能和显微组织的影响，设定了热处理方案：940℃淬火保温15分钟，630℃回火保温20分钟，经过调制处理后的显微组织主要为多边形铁素体，实验钢的力学性能大幅度提高，特别是实验钢的冲击性能成23倍的提高。调质处理减少了钢中的M/A组元的尺寸和位错密度，使得实验钢在保持高强度的同时也具有较好的低温冲击韧性。通过本实验研究为该钢种的工业生产提供了理论的参考依据。
王东梅[10]（2011）在《低碳贝氏体钢中温转变机制及组织性能研究》文中研究说明低碳贝氏体钢是国际上近20年来发展起来的一类新钢种,它具有高强度、高韧性、焊接性能优良等特点,是现代冶金技术与物理冶金研究成果相结合的产物。目前世界各国对低碳贝氏体钢进行了大量的研究工作。本课题针对低碳贝氏体钢的热模拟工艺、轧制工艺对组织性能的影响进行了研究。主要通过热模拟实验机MMS-300测定了试验钢的连续冷却曲线及不同轧制制度、冷却工艺以及热处理工艺对该试验钢组织性能的影响规律。利用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜分析了试验钢的显微组织；通过拉伸和冲击实验测试了试验钢的力学性能；根据冲击断口的宏观与微观形貌分析了试验钢的断裂机理和方式,得到如下主要结论：（1）连续冷却相变的试验结果表明：B元素在静态条件下,在一定的冷速范围内,能够使贝氏体相变开始温度及结束温度有一定程度的降低和组织细化。Mn元素含量的增加也使贝氏体相变开始温度及结束温度降低,组织变得细小。给予试验钢50%变形,试验钢贝氏体转变发生的温度升高。试验钢无论是在静态条件下,还是在动态条件下,均能在较宽的冷速条件下得到贝氏体组织。冷速越大,越有利于得到板条贝氏体组织。（2）TMCP工艺模拟试验结果表明：试验钢终冷温度、变形温度的降低、变形量的增大,均能使组织细化,提高试验钢的显微硬度。试验钢在完全层冷时组织为粒状贝氏体组织；先层冷后超快冷工艺下形成了一定数量的板条贝氏体组织；在完全超快冷的情况下,板条贝氏体数量增多,且板条束细小。在完全层冷的工艺条件下,试验钢的显微硬度值最低,先层冷再超快冷的工艺条件下显微硬度稍有提高,完全超快冷工艺条件下显微硬度值最高。（3）热处理工艺模拟试验结果表明：试验钢在淬火工艺试验Ⅰ的条件下组织为板条贝氏体,部分板条贝氏体组织发生回复,宽度增加,组织中析出了尺寸较小的析出物。在淬火工艺试验Ⅱ下板条贝氏体回复成铁素体组织,形成了一定数量的富碳小岛,淬火工艺试验Ⅱ下也有一定数量的析出物析出。淬火工艺试验Ⅰ组织的显微硬度稍大于淬火工艺试验Ⅱ组织的显微硬度。在淬火工艺试验Ⅱ的试验条件下,变形温度、终冷温度,回火温度对试验钢显微硬度的影响与前面TMCP工艺参数和热处理工艺参数对试验钢组织和硬度的影响规律一致。随着回火加热速度的提高,板条贝氏体的回火稳定性降低,且回火加热速度越大,富碳小岛的尺寸越细小,分布的越弥散,显微硬度呈现先上升后下降的趋势。（4）实验室TMCP工艺试验结果表明：四种成分试验钢随着终冷温度的降低,组织由以针状铁素体为主,逐步变为以粒状贝氏体为主,屈服强度、-20℃冲击功均呈上升趋势,抗拉强度变化不大,断后延伸率先升高再降低。精轧开轧温度和终轧温度的降低使得组织细化,强度和冲击韧性提高。对试验钢的轧制工艺实验表明,优化轧制工艺可有效改善强度和低温冲击韧性。合金元素的添加,大大提高了试验钢的淬透性,使得试验钢在相同的终冷温度下,获得贝氏体的机率提高,同时也提高了试验钢的屈服和抗拉强度,但是试验钢的-20℃冲击功和断后延伸率降低。含有合金元素Cr的试验钢的冲击韧性不好,为脆性断裂,
二、控制轧制技术的新进展——低碳贝氏体钢（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、控制轧制技术的新进展——低碳贝氏体钢（论文提纲范文）
（1）超级贝氏体转变机制与强韧性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超高强度钢的发展现状 |
| 1.2.1 双相钢 |
| 1.2.2 相变诱发塑性钢 |
| 1.2.3 孪晶诱发塑性钢 |
| 1.2.4 淬火和分配钢 |
| 1.2.5 淬火-分配-回火钢 |
| 1.2.6 超级钢 |
| 1.2.7 贝氏体钢 |
| 1.3 超级贝氏体钢 |
| 1.3.1 超级贝氏体的提出 |
| 1.3.2 超级贝氏体组织及成分特点 |
| 1.3.3 超级贝氏体钢的研究现状 |
| 1.3.4 超级贝氏体研究中存在的问题 |
| 1.4 本工作的目的及主要研究内容 |
| 第2章 超级贝氏体组织转变机制分析 |
| 2.1 实验钢化学成分的确定 |
| 2.2 实验钢成分确定原则 |
| 2.3 试验材料及方法 |
| 2.3.1 实验用钢 |
| 2.3.2 等温淬火热处理工艺的确定 |
| 2.3.3 试样制备 |
| 2.3.4 金相组织检测 |
| 2.3.5 X射线衍射实验和AR及其C含量的计算 |
| 2.4 超级贝氏体组织转变分析 |
| 2.4.1 超级贝氏体的组织 |
| 2.4.2 AR含量及其中C含量 |
| 2.4.3 超级贝氏体的转变机制 |
| 2.4.4 影响因素 |
| 2.5 碳化物析出对超级贝氏体组织的影响 |
| 2.5.1 等温热处理样品的显微组织观察 |
| 2.5.2 等温热处理试样中的残余奥氏体 |
| 2.5.3 等温热处理样品中碳化物的析出 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 超级贝氏体的力学性能 |
| 3.1 实验材料及实验方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 力学性能检测方法 |
| 3.2 实验结果分析 |
| 3.2.1 硬度实验 |
| 3.2.2 拉伸实验 |
| 3.2.3 冲击性能分析 |
| 3.2.4 影响因素 |
| 3.2.5 碳化物析出对超级贝氏体力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 超级贝氏体组织中的TRIP效应 |
| 4.1 超级贝氏体组织中TRIP效应产生的条件 |
| 4.2 样品制备及试验 |
| 4.2.1 样品制备及组织检测 |
| 4.2.2 疲劳实验 |
| 4.3 实验结果分析及讨论 |
| 4.3.1 60MnSi2Cr钢 TRIP效应的确认 |
| 4.3.2 超级贝氏体组织产生TRIP效应的机制分析 |
| 4.3.3 TRIP效应的影响因素 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Q&P工艺在超级贝氏体制备中的应用 |
| 5.1 Q&P工艺简介 |
| 5.2 Q&P工艺的模型 |
| 5.3 实验材料及方法 |
| 5.3.1 实验材料 |
| 5.3.2 Q&P工艺的确定 |
| 5.4 实验结果与分析 |
| 5.4.1 60Si2MnCr钢经Q&P工艺处理后的显微组织 |
| 5.4.2 Q&P工艺对超级贝氏体中AR含量及其C含量的影响 |
| 5.4.3 Q&P工艺促进超级贝氏体组织相变的热力学分析 |
| 5.4.4 经Q&P工艺处理获得的超级贝氏体的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读博士学位期间研究成果 |
（2）EH47船用特厚钢板微观组织与力学性能的控制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 船舶及海洋用钢板的生产现状 |
| 1.3 船板钢的性能要求和分类 |
| 1.3.1 船板钢性能要求 |
| 1.3.2 船板钢分类 |
| 1.4 船板钢的强韧化机制 |
| 1.4.1 合金强化 |
| 1.4.2 细晶强化 |
| 1.4.3 析出强化 |
| 1.4.4 位错强化 |
| 1.5 船板钢研究进展 |
| 1.5.1 微观组织和晶体学取向的影响 |
| 1.5.2 正火工艺 |
| 1.5.3 淬火回火工艺 |
| 1.6 研究意义及研究内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 试验方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 试验材料及设备 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 EH47 钢板板坯分析 |
| 2.3.1 成分分析 |
| 2.3.2 显微组织分析 |
| 2.3.3 电子背散射衍射分析EBSD |
| 2.4 热处理工艺 |
| 2.4.1 正火热处理工艺 |
| 2.4.2 常规调质处理淬火与回火工艺 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 常温拉伸 |
| 2.5.2 低温冲击试验 |
| 2.6 原位拉伸分析 |
| 第三章 TMCP态 EH47 船板钢微观组织特征对其力学性能的影响 |
| 3.1 特厚船板钢显微组织分析 |
| 3.1.1 全板厚显微组织分析 |
| 3.1.2 不同取样角度显微组织分析 |
| 3.2 晶体学取向差异 |
| 3.3 低温韧性 |
| 3.4 晶体取向对裂纹萌生位置的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 热处理工艺对EH47 船板钢组织和性能的影响 |
| 4.1 正火温度对试验钢组织和性能的影响 |
| 4.1.1 试验方案 |
| 4.1.2 正火温度对试验钢显微组织的影响 |
| 4.1.3 正火温度对试验钢力学性能的影响 |
| 4.2 淬火回火温度对试验钢组织和性能的影响 |
| 4.2.1 试验方案 |
| 4.2.2 淬火回火温度对试验钢显微组织的影响 |
| 4.2.3 淬火回火温度对试验钢力学性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 EH47 船用钢板生产工艺优化实践 |
| 5.1 合金成分 |
| 5.2 TMCP态显微组织和力学性能 |
| 5.3 热处理后的力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间主要研究成果 |
（3）超低碳贝氏体高强钢Q690D组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题的背景和意义 |
| 1.1.1 选题的背景 |
| 1.1.2 国内外超低碳贝氏体钢的发展现状 |
| 1.1.3 选题的意义 |
| 1.2 超低碳贝氏体高强钢的成分设计 |
| 1.2.1 C含量的控制 |
| 1.2.2 B在超低碳贝氏体高强钢中的作用 |
| 1.2.3 Cu在超低碳贝氏体高强钢中的作用 |
| 1.2.4 VN复合析出在超低碳贝氏体高强钢中的作用 |
| 1.2.5 微合金元素Nb、Ti在超低碳贝氏体高强钢中的作用 |
| 1.3 超低碳贝氏体高强钢的强化机制和屈服强度估算 |
| 1.3.1 强化机制 |
| 1.3.2 超低碳贝氏体钢的屈服强度估算公式 |
| 1.4 提高低碳贝氏体钢强韧性的措施 |
| 1.4.1 控制钢的化学成分 |
| 1.4.2 控制冷却速度 |
| 1.4.3 热处理 |
| 1.5 课题研究的内容及目标 |
| 第2章 超低碳贝氏体高强Q690D化学成分及生产工艺研究 |
| 2.1 化学成分设计 |
| 2.2 试制工艺研究 |
| 2.2.1 加热工艺研究 |
| 2.2.2 轧制工艺研究 |
| 2.2.3 冷却工艺研究 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 轧制态组织性能影响因素研究 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 EBSD试样制备方法 |
| 3.2 Q690D力学性能偏低原因分析 |
| 3.2.1 合金元素分析 |
| 3.2.2 金相组织微镜组织观察 |
| 3.2.3 扫描电镜组织观察图 |
| 3.3 连续冷却过程中低碳贝氏体高强钢Q690D的相变特点 |
| 3.3.1 试验钢Q690D的CCT曲线 |
| 3.3.2 冷速对Q690D相变的影响规律研究 |
| 3.4 终冷温度对相变的影响规律 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 生产过程控制能力及强度与参数关系的回归分析 |
| 4.1 炼钢厂化学元素范围控制能力分析 |
| 4.2 中板线轧制及冷却控制能力分析 |
| 4.3 强度与工艺回归分析 |
| 4.4 轧制过程静态再结晶行为分析 |
| 4.5 轧制过程动态再结晶行为分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）V-B微合金钢控轧控冷过程组织演变机理及力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 汽车用钢的国内外研究及现状 |
| 1.2.1 汽车用钢的发展 |
| 1.2.2 汽车用钢的应用 |
| 1.2.3 高强汽车用钢的现状与发展趋势 |
| 1.3 微合金钢汽车用钢 |
| 1.3.1 微合金汽车用钢的强化机制 |
| 1.3.2 微合金元素的作用 |
| 1.3.3 汽车用微合金贝氏体钢 |
| 1.4 低碳贝氏体钢研究现状和汽车用微合金贝氏体钢 |
| 1.4.1 低碳贝氏体钢研究现状 |
| 1.4.2 微合金贝氏体钢在汽车用钢的应用 |
| 1.5 论文的研究背景及主要研究内容 |
| 1.5.1 论文的研究背景 |
| 1.5.2 论文的主要研究内容 |
| 第2章 V-B微合金钢连续冷却过程相变研究 |
| 2.1 实验材料与连续冷却过程相变的实验方法 |
| 2.1.1 实验钢的化学成分设计思路 |
| 2.1.2 实验钢的化学成分确定 |
| 2.1.3 实验方法与设备 |
| 2.2 实验结果及分析 |
| 2.2.1 连续冷却转变曲线 |
| 2.2.2 连续冷却转变的显微组织 |
| 2.2.2.1 未变形奥氏体连续冷却转变显微组织 |
| 2.2.2.2 变形奥氏体连续冷却转变显微组织 |
| 2.3 讨论 |
| 2.3.1 变形和冷却速率对相变的影响 |
| 2.3.2 钒和硼对相变的影响 |
| 2.3.2.1 钒对相变的影响 |
| 2.3.2.2 硼对相变的影响 |
| 2.3.3 连续冷却转变后硬度分析 |
| 2.4 小结 |
| 第3章 V-B微合金钢的高温热变形行为 |
| 3.1 实验材料及方案 |
| 3.1.1 实验材料与设备 |
| 3.1.2 实验方案 |
| 3.1.2.1 单道次实验方案 |
| 3.1.2.2 双道次实验方案 |
| 3.2 动态再结晶行为及变形抗力分析 |
| 3.2.1 动态再结晶行为分析 |
| 3.2.1.1 应力-应变曲线 |
| 3.2.1.2 V、B对动态再结晶的影响 |
| 3.2.1.3 动态再结晶本构关系的模型建立 |
| 3.2.2 变形抗力分析 |
| 3.2.2.1 变形温度对变形抗力的影响 |
| 3.2.2.2 应变速率对变形抗力的影响 |
| 3.2.2.3 变形程度对变形抗力的影响 |
| 3.2.2.4 变形抗力数学模型 |
| 3.3 静态软化行为分析 |
| 3.3.1 软化率的计算方法 |
| 3.3.2 双道次应力-应变曲线 |
| 3.3.3 静态软化率曲线 |
| 3.3.4 静态再结晶的影响因素 |
| 3.3.5 静态再结晶动力学模型 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 V-B微合金钢等温析出行为研究 |
| 4.1 硼氮化物在奥氏体区形成的热力学分析 |
| 4.1.1 多元微合金系的析出热力学 |
| 4.1.2 计算结果和分析 |
| 4.1.2.1 合金元素的氮化物析出 |
| 4.1.2.2 含硼铝镇静钢中硼氮化物的析出 |
| 4.1.2.3 Ti-B系钢中硼氮化物的析出 |
| 4.1.2.4 Ti-Nb-V-B系钢中硼氮化物的析出 |
| 4.2 钒碳氮化物在贝氏体区析出动力学理论计算 |
| 4.2.1 V(C,N)在贝氏体区析出自由能 |
| 4.2.2 V(C,N)的主要形核机制 |
| 4.2.3 V(C,N)的析出动力学 |
| 4.3 V(C,N)在贝氏体区等温析出行为热模拟研究 |
| 4.3.1 实验材料及方法 |
| 4.3.2 等温析出工艺对显微组织的影响 |
| 4.3.3 等温析出工艺对析出的影响 |
| 4.3.3.1 V(C,N)的等温析出行为 |
| 4.3.3.2 析出物的统计分析 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 V-B微合金钢的控轧控冷工艺研究 |
| 5.1 V-B微合金钢的控轧控冷模拟 |
| 5.1.1 模拟实验材料与方法 |
| 5.1.1.1 实验材料与设备 |
| 5.1.1.2 实验方案 |
| 5.1.2 实验结果分析 |
| 5.1.2.1 变形温度对显微组织的影响 |
| 5.1.2.2 冷却工艺对显微组织的影响 |
| 5.2 V-B微合金钢的试轧实验 |
| 5.2.1 实验方法 |
| 5.2.1.1 实验材料与试轧设备 |
| 5.2.1.2 实验方案 |
| 5.2.1.3 实验钢的性能测试与组织分析方法 |
| 5.2.2 热轧实验结果和分析 |
| 5.2.2.1 终轧温度对组织性能的影响 |
| 5.2.2.2 卷取温度和冷却速率对组织性能的影响 |
| 5.2.2.3 钒含量对组织组织的影响 |
| 5.2.3 冲击性能分析 |
| 5.2.3.1 不同温度下的冲击吸收功 |
| 5.2.3.2 冲击断口形貌 |
| 5.2.3.3 分析和讨论 |
| 5.2.4 冷弯性能分析 |
| 5.3 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研工作及取得的成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（6）Q690钢板焊接热影响区的组织特征及热稳定性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 低碳贝氏体钢的发展 |
| 1.2 低碳贝氏体钢的合金设计 |
| 1.2.1 Nb、V和Ti微合金元素的引入及作用 |
| 1.2.2 其它合金元素的作用 |
| 1.3 低碳贝氏体钢的组织与性能 |
| 1.3.1 热轧态组织与性能 |
| 1.3.2 轧制工艺对组织、性能的影响 |
| 1.3.3 热处理对组织、性能的影响 |
| 1.4 低碳贝氏体钢的焊接性能 |
| 1.4.1 焊接工艺性能 |
| 1.4.2 研究焊接热影响的实验方法 |
| 1.4.3 焊接热影响区的组织与性能 |
| 1.4.3.1 焊接热影响区特征 |
| 1.4.3.2 不同热影响区的组织性能 |
| 1.4.3.3 影响焊接热影响区组织性能的因素 |
| 1.5 本研究的目的及主要研究内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 研究所用材料及研究方法 |
| 2.1 研究所用材料 |
| 2.2 本研究用试验设备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 相变点测定 |
| 2.3.2 模拟轧制与工业化轧制 |
| 2.3.3 模拟焊接与实际焊接试验 |
| 2.3.4 热处理试验 |
| 2.4 显微组织及力学性能分析 |
| 2.4.1 显微组织观察 |
| 2.4.2 力学性能测试 |
| 第3章 铁素体/珠光体微合金钢的显微组织及轧制工艺优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 轧制工艺优化 |
| 3.2.1 V-Ti钢轧制工艺优化 |
| 3.2.2 含Nb钢轧制工艺优化 |
| 3.3 铁素体/珠光体微合金钢的组织特征 |
| 3.4 碳氮化物析出形貌 |
| 3.5 碳氮化物对强度的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Q690钢板的成分、组织和性能优化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 成分设计 |
| 4.3 模拟轧制 |
| 4.4 工业化试验 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Q690钢板焊接钢热影响区组织和性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同热影响区的组织与性能 |
| 5.3 热输入对热影响区组织、性能的影响 |
| 5.4 影响M-A组元的因素探讨 |
| 5.4.1 加热峰值温度对M-A组元形貌的影响 |
| 5.4.2 热输入对M-A组元形貌影响 |
| 5.4.3 加热速度对M-A形貌的影响 |
| 5.4.4 应力对M-A形成及形貌的影响 |
| 5.4.5 奥氏体晶粒尺寸对M-A形貌的影响 |
| 5.4.6 M-A组元对冲击韧性的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 热处理对母材及热影响区组织性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热处理对母材组织性能的影响 |
| 6.3 热处理对热影响区组织性能的影响 |
| 6.4 渗碳体析出的热力学和动力学分析 |
| 6.5 模拟焊接热输入方式及能量的热处理制度探索 |
| 6.5.1 模拟焊接受热方式的热处理制度探索 |
| 6.5.2 模拟试样的力学性能 |
| 6.5.3 模拟试样与实际焊接热影响的差异 |
| 6.6 小结 |
| 第7章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间完成的学术论文和获得的奖励 |
| 附录 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（7）高强低合金管线钢相变行为及抗腐蚀性能的研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 管线钢发展历程 |
| 1.2.1 国外管线钢的发展状况 |
| 1.2.2 国内管线钢的发展历程 |
| 1.2.3 管线钢的发展方向 |
| 1.3 管线钢种类及性能 |
| 1.3.1 管线钢分类 |
| 1.3.2 管线钢性能要求 |
| 1.4 管线钢的成分设计与轧制工艺 |
| 1.4.1 成分设计原则 |
| 1.4.2 管线钢的控轧控冷技术 |
| 1.5 管线钢中针状铁素体的形成机制 |
| 1.5.1 针状铁素体的显微结构类型 |
| 1.5.2 针状铁素体的显微组织特征及形成机理 |
| 1.5.3 针状铁素体的性能特点 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第二章 高强低合金管线钢连续冷却过程中的相转变行为 |
| 2.1 连续冷却过程中冷却速度对相转变的影响 |
| 2.1.1 相变过程测定 |
| 2.1.2 冷却过程中相变体积分数的确定 |
| 2.1.3 显微组织分析 |
| 2.1.4 显微维氏硬度测试 |
| 2.2 连续冷却过程中相变动力学 |
| 2.2.1 相变动力学模型的建立 |
| 2.2.2 相变动力学分析 |
| 2.3 奥氏体化处理温度对连续转变的影响 |
| 2.3.1 相变过程测定 |
| 2.3.2 冷却过程新相体积分数的确定 |
| 2.3.3 显微组织形貌分析 |
| 2.3.4 显微硬度测量结果 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 高强低合金管线管的等温转变行为 |
| 3.1 试验方法 |
| 3.2 淬火温度对相转变的影响 |
| 3.2.1 950oC 奥氏体化时组织分析 |
| 3.2.2 1150℃奥氏体化组织分析 |
| 3.3 奥氏体化温度对等温转变行为的影响 |
| 3.4 等温转变动力学 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 奥氏体非再结晶区轧制对组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 奥氏体非再结晶阶段轧制量对组织和性能的影响 |
| 4.2.0 奥氏体非再结晶阶段轧制应力-应变曲线分析 |
| 4.2.1 轧制后 13℃/s 冷却时轧制量对相转变点的影响 |
| 4.2.2 轧制后 13℃/s 冷却时轧制量对室温组织的影响 |
| 4.2.3 轧制后 13℃/s 冷却时轧制量对硬度值的影响 |
| 4.2.4 轧制后 20℃/s 冷却时轧制量对相变点的影响 |
| 4.2.5 轧制后 20℃/s 冷却时轧制量对室温组织的影响 |
| 4.2.6 轧制后 20℃/s 冷却时轧制量对硬度值的影响 |
| 4.3 奥氏体非再结晶阶段轧制温度对组织和性能的影响 |
| 4.3.1 轧制温度对相转变点的影响 |
| 4.3.2 轧制温度对室温组织的影响 |
| 4.3.3 轧制温度对硬度值的影响 |
| 4.4 奥氏体非再结晶阶段轧制应变速率对组织和性能的影响 |
| 4.4.1 应变速率对应力-应变曲线的影响 |
| 4.4.2 应变速率对室温组织的影响 |
| 4.4.3 应变速率对硬度值的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 高硫环境超大口径无缝管线管的产业化实践 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 氢损伤机理研究 |
| 5.2.1 氢损伤机理 |
| 5.2.2 影响氢损伤的因素 |
| 5.2.3 氢损伤评定方法及要求 |
| 5.2.4 国产管线腐蚀试验存在问题 |
| 5.3 合金成分设计 |
| 5.4 生产工艺控制 |
| 5.4.1 炼钢工艺流程及控制 |
| 5.4.2 轧制工艺流程及控制 |
| 5.4.3 热处理工艺控制 |
| 5.4.4 内表面特殊处理工艺 |
| 5.5 产品试验评价 |
| 5.5.1 化学成分 |
| 5.5.2 几何尺寸 |
| 5.5.3 力学性能 |
| 5.5.4 焊接性能 |
| 5.5.5 抗腐蚀性能 |
| 5.6 国内外同类产品对比 |
| 5.6.6 机械性能 |
| 5.6.7 抗腐蚀性能 |
| 5.6.8 焊接性 |
| 5.7 国产化及应用情况 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（8）高强度耐腐蚀X70管线钢的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 管线钢的研究现状与发展趋势 |
| 1.2.1 管道的大管径、高压输送与高强度管线钢 |
| 1.2.2 管道的低温环境与高韧性管线钢 |
| 1.2.3 管道的大位移环境与大变形管线钢 |
| 1.2.4 管道的深海环境与海底管道的厚壁化 |
| 1.2.5 管道的腐蚀环境与耐腐蚀管线钢 |
| 1.2.6 管道在恶劣环境下的焊接与易焊管线钢 |
| 1.3 管线钢的组织分类 |
| 1.4 管线钢的控制轧制与控制冷却 |
| 1.4.1 控制轧制 |
| 1.4.2 控制冷却 |
| 1.5 管线钢的性能要求 |
| 1.6 管线钢硫化氢腐蚀的研究概况 |
| 1.7 本文的研究目的和研究内容 |
| 第2章 抗H_2S X70管线钢的奥氏体连续冷却相变研究 |
| 2.1 化学成分设计 |
| 2.2 奥氏体连续冷却相变实验方法 |
| 2.2.1 实验目的 |
| 2.2.2 实验材料及设备 |
| 2.2.3 实验原理和方法 |
| 2.2.4 实验方案 |
| 2.3 抗H_2S X70的静态连续冷却相变(CCT)曲线 |
| 2.3.1 静态CCT曲线的绘制及分析 |
| 2.3.2 不同冷速下的显微组织分析 |
| 2.4 小结 |
| 第3章 抗H_2S X70管线钢的控轧控冷组织模拟 |
| 3.1 实验材料与实验方案 |
| 3.1.1 实验材料与设备 |
| 3.1.2 试验方案 |
| 3.2 结果与分析 |
| 3.2.1 动态CCT曲线的绘制及分析 |
| 3.2.2 不同冷速下的显微组织分析 |
| 3.2.3 不同变形量下的显微组织分析 |
| 3.3 小结 |
| 第4章 耐腐蚀管线钢轧制实验研究 |
| 4.1 轧制实验思路 |
| 4.2 轧制实验 |
| 4.2.1 实验设备 |
| 4.2.2 实验材料 |
| 4.2.3 工艺参数的确定 |
| 4.2.4 轧制实验方案 |
| 4.3 试轧实验的力学性能结果 |
| 4.3.1 拉伸实验 |
| 4.3.2 冲击实验 |
| 4.4 显微组织结果分析 |
| 4.4.1 显微组织分析 |
| 4.4.2 SEM显微组织分析 |
| 4.4.3 TEM微观组织分析 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 抗H_2S X70管线钢硫化氢腐蚀研究 |
| 5.1 氢致开裂的理论研究 |
| 5.1.1 在硫化氢环境中氢致裂纹产生的理论基础 |
| 5.1.2 氢致开裂的分类 |
| 5.1.3 氢致开裂的影响因素 |
| 5.2 应力腐蚀的理论研究 |
| 5.2.1 应力腐蚀的分类 |
| 5.2.2 应力腐蚀产生的条件 |
| 5.2.3 应力腐蚀开裂的影响因素 |
| 5.2.4 应力腐蚀开裂的评价方法 |
| 5.3 硫化氢腐蚀的实验方法 |
| 5.3.1 氢致开裂的研究方法 |
| 5.3.2 应力腐蚀的研究方法 |
| 5.4 氢致开裂实验 |
| 5.4.1 实验方法 |
| 5.4.2 实验结果和分析 |
| 5.5 应力腐蚀实验 |
| 5.5.1 实验方法 |
| 5.5.2 实验结果和分析 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）Q690q桥梁钢实验室TMCP轧制工艺及轧后热处理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题来源以及研究意义 |
| 1.2 国内外桥梁钢的研究现状和高性能桥梁钢技术要求 |
| 1.2.1 国内外桥梁钢的研究现状 |
| 1.2.2 高性能桥梁钢的三种技术路线 |
| 1.3 高性能桥梁钢板的成分设计 |
| 1.4 低碳贝氏体钢 |
| 1.4.1 我国低碳贝氏体钢的发展 |
| 1.4.2 低碳贝氏体钢主要生产技术 |
| 1.4.3 低碳贝氏体钢的相变机制 |
| 1.4.4 钢中贝氏体的基本类型 |
| 1.5 热连轧技术的发展概述和新技术的应用 |
| 1.5.1 热连轧技术的发展概述 |
| 1.5.2 热连轧的新技术 |
| 1.6 控制轧制与控制冷却工艺 |
| 1.6.1 控轧空冷的基本概念 |
| 1.6.2 国内外控轧控冷技术的发展历程 |
| 1.6.3 控轧控冷工艺技术最新进展[25] |
| 1.7 中厚钢板的热处理工艺 |
| 1.7.1 正火工艺 |
| 1.7.2 退火工艺 |
| 1.7.3 调质处理工艺 |
| 第二章 涟钢 2250 生产线设备以及工艺概况 |
| 2.1 涟钢 2250 常规热轧生产线主要设备组成 |
| 2.2 涟钢 2250 热处理生产工艺 |
| 2.3 涟钢 2250 热轧及横切线后建热处理生产线的优势 |
| 第三章：Q690 桥梁钢的实验室轧制及组织性能分析 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 化学成分对实验钢性能影响 |
| 3.3 实验室模拟轧制方案 |
| 3.4 实验结果 |
| 3.4.1 拉伸实验结果 |
| 3.4.2 低温冲击实验结果 |
| 3.4.3 显微组织 |
| 3.4.4 冲击断口形貌 |
| 3.5 力学性能分析 |
| 3.6 轧制工艺参数对组织性能的影响 |
| 3.6.1 终冷温度对 Q690q 钢组织性能的影响 |
| 3.6.2 未再结晶区累计变形量对钢组织性能的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 Q690q 实验钢的实验室热处理工艺 |
| 4.1 试验材料 |
| 4.2 热处理试验方案 |
| 4.3 热处理实验结果分析 |
| 4.3.1 淬火温度对组织性能的影响 |
| 4.3.2 淬火保温时间对力学性能的影响 |
| 4.3.3 回火温度对组织性能的影响 |
| 4.3.4 回火保温时间对组织性能的影响 |
| 4.4 热处理前后实验结果分析 |
| 4.4.1 热处理工艺对力学性能的影响 |
| 4.4.2 热处理工艺对微观组织形貌的影响 |
| 4.4.3 热处理工艺对组织性能影响分析 |
| 4.5 结论 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（10）低碳贝氏体钢中温转变机制及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 贝氏体转变 |
| 1.1.1 贝氏体转变的基本特征 |
| 1.1.2 贝氏体组织形态 |
| 1.2 低碳贝氏体钢的生产工艺 |
| 1.3 低碳贝氏体钢的分类 |
| 1.4 低碳贝氏体钢研究现状及发展前景 |
| 1.4.1 低碳贝氏体钢研究现状 |
| 1.4.2 低碳贝氏体钢的发展前景 |
| 1.5 低碳贝氏体钢合金元素的作用 |
| 1.6 钢的在线热处理 |
| 1.7 钢的超快冷工艺 |
| 1.8 本文研究的意义和主要研究内容 |
| 1.8.1 研究的意义 |
| 1.8.2 研究的主要内容 |
| 第2章 低碳贝氏体钢连续冷却相变的研究 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法及其原理 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 试验方案 |
| 2.4.1 静态连续冷却转变实验 |
| 2.4.2 动态连续冷却转变实验 |
| 2.5 实验结果及分析 |
| 2.5.1 试验钢的CCT曲线 |
| 2.5.2 实验结果分析 |
| 2.6 小结 |
| 第3章 TMCP及热处理工艺模拟试验 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 实验设备 |
| 3.3 试验方案 |
| 3.3.1 TMCP工艺模拟试验 |
| 3.3.2 热处理工艺对试验钢组织的影响 |
| 3.4 实验结果及分析 |
| 3.4.1 TMCP工艺模拟结果及分析 |
| 3.4.2 TMCP工艺模拟结果及分析 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 实验室TMCP工艺试验 |
| 4.1 实验材料 |
| 4.2 实验设备 |
| 4.3 显微组织及力学性能试样制备 |
| 4.4 试验方案 |
| 4.5 实验结果及分析 |
| 4.5.1 实验结果 |
| 4.5.2 终冷温度对试验钢组织和力学性能的影响 |
| 4.5.3 精轧温度对试验钢组织和力学性能的影响 |
| 4.5.4 化学成分对试验钢组织和力学性能的影响 |
| 4.5.5 试验钢的断口分析 |
| 4.6 小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、控制轧制技术的新进展——低碳贝氏体钢（论文参考文献）
- [1]超级贝氏体转变机制与强韧性研究[D]. 修文翠. 长春工业大学, 2020(01)
- [2]EH47船用特厚钢板微观组织与力学性能的控制研究[D]. 徐文静. 东南大学, 2019(05)
- [3]超低碳贝氏体高强钢Q690D组织性能研究[D]. 卫文俊. 东北大学, 2016(06)
- [4]Mn系贝氏体钢的研究与新进展[A]. 安佰锋,高古辉,白秉哲,翁宇庆. 第十一次全国热处理大会论文集, 2015
- [5]V-B微合金钢控轧控冷过程组织演变机理及力学性能[D]. 金光秀（KIM KWANG SU）. 东北大学, 2015(07)
- [6]Q690钢板焊接热影响区的组织特征及热稳定性研究[D]. 李贞顺. 山东大学, 2014(04)
- [7]高强低合金管线钢相变行为及抗腐蚀性能的研究[D]. 张旦天. 天津大学, 2014(05)
- [8]高强度耐腐蚀X70管线钢的研究[D]. 李晶. 东北大学, 2012(07)
- [9]Q690q桥梁钢实验室TMCP轧制工艺及轧后热处理的研究[D]. 熊文娟. 武汉科技大学, 2012(02)
- [10]低碳贝氏体钢中温转变机制及组织性能研究[D]. 王东梅. 东北大学, 2011(05)