一、Static and Metadynamic Recrystallization of Low Carbon Steels During Mechanical Deformation（论文文献综述）
孙晓云[1]（2021）在《15Mn7中锰钢变形特性及组织性能调控研究》文中提出汽车工业的迅猛发展带来交通出行便利的同时,也导致了全球环境恶化和能源危机,解决这一问题的关键策略是提升钢的强塑积,从而实现汽车轻量化和节能减排。基于相变诱导塑性（Transformation Induced Plasticity,TRIP）效应的中锰钢具备优良的综合力学性能和较低合金成本的优势,因而备受关注。本文以15Mn7中锰钢（Fe-0.15C–7.46Mn–0.20Si,wt%）为研究对象,采用Gleeble-3500等温压缩实验模拟轧制过程,摸索精细可控的中锰钢热加工工艺窗口,为后续变形及热处理的组织调控提供理论依据。基于再结晶理论基础,应用变形（热/温/冷变形）和热处理（深冷处理和临界区退火）耦合技术调控中锰钢的奥氏体稳定性及组织形貌和力学性能,借助扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、电子背散射衍射（EBSD）、X射线衍射（XRD）、单轴拉伸及数字图像相关技术（DIC）、纳米压痕等组织形貌表征技术和变形分析手段,系统地研究中锰钢的奥氏体稳定性、变形机制和塑性失稳行为及其影响因素,以期为15Mn7中锰钢的工艺优化和组织性能调控提供理论基础。本文的主要结论如下:（1）基于高温等温压缩实验,研究了15Mn7钢的动/静态再结晶行为及微观组织演变规律,建立了流变应力本构关系、动/静态再结晶动力学模型和晶粒尺寸演变模型,并借助有限元模拟和实验验证了模型的准确性和可靠性,确定了最佳热变形温度和应变速率分别为1000°C-1050°C和0.1 s-1-1 s-1,发现静态回复是主要软化机制,而应变诱导晶界迁移是静态再结晶形核机理。（2）基于变形工艺参数对初始组织的影响规律,采用Gleeble-3500模拟了不同的热变形工艺,探讨了原奥晶粒尺寸和再结晶程度对15Mn7钢退火后微观组织和力学性能的影响,较小的原奥氏体晶粒尺寸导致较高的形核率和退火后高含量、细小的奥氏体晶粒,较高的再结晶程度导致退火后高比例薄膜状形貌组织和较小的晶粒取向差,最终导致力学性能的差异;采用“温变形+临界退火（Intercritical Annealing,IA）”的不完全再结晶工艺获得了亚微米等轴与薄膜状混合的奥氏体,其稳定性具有明显差异,从而诱发循序渐进式TRIP效应,促进综合力学性能的提升;利用“冷变形+临界退火”的完全再结晶工艺获得Mn浓度不均匀的块状奥氏体,变形过程中块状奥氏体中的不同区域逐步转变为马氏体（Segmented martensite,简称分段马氏体）,也可以获得较佳的力学性能。（3）为了进一步提升15Mn7钢的强塑性,提出了“温变形+深冷处理+临界退火”的复合工艺,利用深冷处理引入高密度位错和晶格畸变,制备高C、Mn元素梯度的混合形貌超细奥氏体晶粒,TRIP效应和细晶强化的协同作用有助于15Mn7钢在不同变形阶段保持优异的加工硬化率,促使其综合力学性能显着提升。随着退火温度的降低,深冷处理对力学性能的改善更显着,在600℃退火条件下,15Mn7钢的强塑积最高几乎可提升一倍。经600℃-630℃临界退火的15Mn7钢在变形过程中形成分段马氏体,该马氏体将块状奥氏体分割为不同形貌和尺寸,被分割的奥氏体在后续塑性变形阶段陆续发生TRIP效应,明显提升15Mn7钢的综合力学性能。（4）基于15Mn7钢的变形及热处理工艺对拉伸过程应变场的影响,探讨了Portevin-Le Chatelier（PLC）带的形成机理。结果表明,能否产生PLC带取决于奥氏体尺寸,仅当奥氏体尺寸超过临界尺寸时,才可产生足够的位错密度,从而诱发PLC带,15Mn7钢的临界奥氏体晶粒尺寸为0.34μm;PLC带的类型和起始位置取决于奥氏体的稳定性,当奥氏体稳定性较低时,PLC带在低应变下启动,发生不连续传播和频繁跳跃,当奥氏体稳定性适当时,PLC带在较高应变下启动,且发生连续传播。
张宏亮[2]（2021）在《方坯直接轧制工艺及强化机理研究》文中认为2020年中国钢材总产量达到13.25亿吨,棒材产品总量大约5亿吨,约占整个钢材总产量的38%。因此,棒材企业节能减排新技术对整个钢铁行业绿色低碳发展非常重要。方坯直轧工艺,是指连铸方坯切断后,不经过任何加热或短时间边角补热,然后输送至轧机轧制的生产工艺,是一项典型的流程界面技术。该技术显着降低轧钢工序的能耗,有效减少CO2排放,对于中国实现2030年碳达峰的目标,有着非常重要的意义。该技术的明显特征是生产线取消了加热炉,充分利用了方坯连铸过程的显热,显着降低了棒材生产过程轧钢工序的能耗。但是,方坯直轧工艺还存在三个问题亟需解决,限制了该技术的推广应用,主要包括:铸轧界面的衔接不匹配影响连铸坯直轧率和产量;连铸坯头尾温差影响产品性能稳定性;直轧工艺缺少加热炉生产过程微合金碳氮化物的析出和再溶解过程,强化效果不明显。在此背景下,本文主要研究了方坯直轧工艺的铸轧界面技术,为该技术的推广应用提供理论依据和技术支持,主要研究内容和结论如下:（1）方坯直轧工艺温度场变化规律和渗透轧制变形机理利用有限元的方法,分析了拉速、二冷比水量、浇铸过热度等工艺参数对连铸坯出坯温度、冶金长度的影响。在保证凝固末端不超切断点位置的前提下,提高拉速是铸坯提温的最有效措施之一。当拉速由2m/min升高到2.8m/min时,150方铸坯的表面温度可提高85℃;直轧工艺铸坯轧制前的心表温差为160℃,相同粗轧道次变形后,方坯直轧工艺的铸坯心部等效应变比加热炉工艺增加了4～6%,更有利于铸坯心部的变形渗透,改善铸坯心部偏析等质量问题。（2）方坯直轧工艺铸-轧界面的排队理论研究和衔接匹配关系方坯直轧工艺铸轧界面的最佳衔接状态,需要方坯直轧工艺产量的最大化和直轧率的最大化。直轧工艺产量最大化,需要满足连铸工序的通钢量与轧制工序的秒流量相当,即两个工序的过钢量相等;直轧工艺直轧率最大化,需要铸轧界面衔接过程单个铸坯的等待时间小于铸坯极限等待时间。采用排队论方法构建了方坯直轧工艺铸-轧界面的连铸坯排队的数学模型,分析不同坯型、定尺、拉速、流数对铸坯排队系统中平均等待时间的影响。针对国内常见的多流连铸机对一条轧钢线的生产线,优化计算出不同条件下的最佳拉速和流数的控制范围,提供了一套可供直轧工艺生产选择的工艺参数。（3）方坯直轧工艺产品质量稳定性控制和连铸坯均温工艺采用连铸段选择性保温的方法,设计了一种用于减少方坯直轧工艺生产过程铸坯头尾温差的工艺方法。定尺6m、150方连铸坯,在切断后连铸坯头尾温差由80℃降低至45℃,使得相同炉次钢筋的力学性能波动范围由原来的100MPa下降到60MPa,收窄40%;单个铸坯长度方向上对应钢筋的力学性能波动范围由60MPa下降到30MPa,收窄了50%。（4）方坯直轧工艺条件下的强化机理研究本文以含Nb钢筋为研究对象,研究了直轧工艺条件下Nb（C,N）析出规律,利用直轧工艺特点和精轧间强水冷工艺,有效地降低钢筋的终轧温度,使得钢坯心部的应变量显着增加,促进了心部的组织晶粒细化和Nb（C,N）沉淀强化,提高了含Nb钢筋的力学性能。通过以上直轧生产控轧控冷工艺优化,生产出了满GB/T1499.2-2018国标要求的含Nb钢筋,而且Nb合金元素控制在0.015%以内,减少了微合金元素添加。
胡学文[3]（2021）在《CSP流程铁素体轧制关键技术及材料软化机理研究》文中认为薄板坯连铸连轧技术（CSP,Compact Strip Production）以短流程、自动化水平高、节能减排、产量高以及生产稳定等特点在国内外钢铁企业得到广泛应用。低碳钢SPHC产品通过热轧、冷轧以及后续的退火工艺生产,可以用作冲压件的材料。而目前该钢种的热轧板在CSP生产线上的生产主要采用奥氏体轧制,用作冷轧基料具有相对高的屈服强度,限制了其应用的范围。本文基于CSP流程生产低碳钢SPHC,研究铁素体轧制工艺在热轧中的应用,针对材料在铁素体轧制条件下的基本特性规律以及铁素体轧制和奥氏体轧制热轧、冷轧、罩式炉退火（罩退）和连续炉退火（连退）工艺条件下的组织性能对比开展研究,揭示铁素体轧制的关键技术以及其软化机理,实现低碳钢SPHC铁素体轧制在CSP流程上的应用。材料的基本特性参数是指导热轧过程中工艺参数制定的主要依据。本文通过SPHC低碳钢热模拟实验模拟奥氏体区粗轧后的冷却过程以及变形过程,得到SPHC钢的Ar3和Ar1分别为873℃和796℃,变形抗力达到最低点温度为820℃。SPHC钢在850℃～775℃的温度区间内,即两相区的低温区和铁素体单相区的高温区,铁素体难以发生动态再结晶,晶粒明显粗化。通过对比分析SPHC钢铁素体轧制和奥氏体轧制的热轧、冷轧和退火产品组织性能特点得出,采用铁素体轧制工艺,终轧温度为780℃左右时,相比于奥氏体轧制,热轧板的屈服强度降低了 72MPa,伸长率和n值略有增加。铁素体轧制罩退板的屈服强度均值和抗拉强度均值比奥氏体轧制的罩退板分别降低了 44MPa和28MPa,伸长率和n值差异不大,强度的差异主要来源于晶粒尺寸大小的不同。相对于奥氏体轧制连退板,铁素体轧制连退板屈服强度均值和抗拉强度均值分别低了 15MPa和4MPa;伸长率和n值两者均差异不大,强度差异的减小主要来源于晶粒尺寸大小差异的减小。铁素体轧制后SPHC热轧板中形成了较强的{001}<110>织构,相对于奥氏体轧制,r值从0.96降低至0.67。冷轧后有利织构{112}<110>和不利织构{001}<110>的取向分布密度比热轧时均明显提高,热轧的不利织构在冷轧后得到遗传。经冷轧罩退后两种热轧工艺下获得罩退板的取向均以{111}<110>为主,奥氏体轧制罩退板的织构比铁素体轧制的更强,因此r值高于铁素体轧制罩退板,热轧不利织构在罩退后遗传较少。相对于罩退板,连退板中存在较弱的{111}织构,铁素体轧制连退板中依然存在{001}不利织构,使其r值低于奥氏体轧制连退板。通过对铁素体轧制工艺条件下热轧和冷轧退火产品的研究,阐明了铁素体轧制对材料的软化作用机理:通过理论计算可知,铁素体轧制热轧板屈服强度降低的主要贡献为晶粒尺寸的粗化,达到86%,其次是位错密度的降低,占14%。铁素体轧制时,应控制精轧处于两相区低温区及铁素体单相的较高温度区。在此温度下,晶粒难以通过动态再结晶细化,铁素体晶粒尺寸明显变粗,在该温度下变形时的变形抗力也显着降低。经过高温卷取,轧后形成的形变铁素体晶粒发生回复或静态再结晶和晶粒长大,使晶粒尺寸进一步增大,同时位错密度降低。阐明了铁素体轧制对成形性降低的作用机理:SPHC钢要900℃和870℃变形织构主要为{111}有利织构和奥氏体动态再结晶产生的{001}不利织构;在850～800℃区间变形为较强的{001}不利织构;在750℃变形时,存在少量的{001}不利织构,由于铁素体发生了部分动态再结晶,形成了较多{111}有利织构。热轧不利织构的存在导致产品r值的降低,并且会遗传到后续冷轧、退火过程。提出了铁素体轧制工艺参数的优化工艺关键参数为铁素体轧制工艺的终轧温度,应保证精轧过程处于两相区和铁素体单相区的高温段。SPHC钢铁素体轧制工艺实践效果表明,SPHC钢铁素体轧制热轧板相对于奥氏体轧制热轧板,强度下降明显,平均Rp0.2=29MPa,降低24%;平均Rm=331MPa,降低15%;平均伸长率为33%,提高20%;平均n值为0.22,提高20%;平均r值为0.72,降低32%,同时,氧化铁皮厚度降低31～35%。铁素体轧制热轧板屈服强度的降低,使冷轧过程的轧制力明显减小,冷轧极限压下率高于奥氏体轧制热轧板,可轧厚度由0.44mm降低至0.33mm以下。
王建景[4]（2021）在《Q1030超高强钢工艺与组织性能研究》文中认为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。
张慧婧[5]（2020）在《HFIR处理2A12铝合金焊接接头表面自纳米化机理及性能研究》文中进行了进一步梳理2xxx系高强铝合金具有密度小、高比刚度、高比强度、抗冲击性能好以及高回收利用率等综合优势,是制造航空、航天飞行器结构件的主导材料之一。铝合金焊接接头存在焊缝非均质性、焊缝软化、焊趾处严重应力集中、焊后残余拉应力等缺点。基于此铝合金焊接接头使用过程中常表现出低的表面耐磨性、耐腐蚀性以及抗疲劳等性能,显着降低了焊接结构的安全可靠性,限制了焊接结构的广泛应用。近年来,相关学者将表面梯度自纳米化技术应用于金属材料表面改性,使金属材料的耐磨损性、耐腐蚀性以及抗疲劳性得到显着提高。基于表面纳米化技术对金属材料的作用优势,并结合铝合金焊接接头的不足,可知表面梯度自纳米化技术有望显着改善铝合金焊接接头性能。与此同时,针对表面梯度自纳米化技术诱发的铝合金焊接接头组织细化演变机制与性能之间的关系缺乏系统研究,因此开展此项研究在铝合金焊接接头改性领域具有十分重要的意义。试验以2A12高强铝合金焊接接头为研究对象,采用高频冲击滚压（High Frequency Impacting and Rolling,HFIR）技术处理2A12铝合金焊接接头表面,诱导焊接接头产生梯度超细纳米晶组织,分别揭示了母材和焊缝的晶粒自纳米化机理,进一步分析了HFIR处理对2A12铝合金焊接接头的表面耐磨持久性、腐蚀性能以及疲劳性能的影响规律以及作用机理。HFIR加工过程会受到静压力、振幅以及频率等加工参数的影响,其中静压力对加工过程的影响最为显着,且当静压力值过小时,材料晶粒细化现象不明显;当选择过大的静压力值时,材料表面质量又会受到损伤。综合考虑,试验采用不同静压力（200 N、300 N、400 N和500 N）对去除余高的2A12铝合金焊接接头表面整体进行HFIR处理,研究HFIR处理后铝合金焊接接头母材和焊缝的晶粒自纳米化机制。研究表明:500 N静压力处理后母材和焊缝表面粗晶分别被细化至400 nm和13 nm左右,此时晶粒细化程度最高,而且沿变形深度方向晶粒大小均呈梯度变化。HFIR作用后,母材和焊缝表面实现自纳米化现象主要是由于位错滑移运动调控的结果。微观分析,在晶粒细化过程,母材中的T析出相和焊缝中的S析出相中存在较大差异。在母材自纳米化过程中,T析出相尺寸未发生变化,而且随距母材表面深度的减小,位错运动被T析出相阻止,位错线逐渐相交。T析出相为亚晶界的交点。在焊缝自纳米化过程中,S析出相形状大小发生显着变化。沿焊缝表面变形深度方向S析出相尺寸呈梯度变化,随距焊缝表面深度的减小,针状S析出相在位错运动过程中逐渐旋转剪切最终破裂至球状纳米级尺寸。此外,纳米尺寸的S析出相可以有效的对晶界起到钉扎作用,抑制晶粒长大,增大了晶界两侧的位相差,有利于获得大角度晶界,促进晶粒纳米化过程。HFIR处理会对2A12铝合金焊接接头表面性能产生显着影响,因此分别对母材和焊缝表面粗糙度、表面纳米硬度、弹性模量、横截面显微硬度及表面耐磨持久性进行研究。研究表明:HFIR处理后焊接接头表面粗糙度减小,表面质量不断提高。500 N静压力处理后2A12铝合金焊接接头表面纳米硬度、弹性模量提高程度最大;横截面显微硬度沿深度方向均呈梯度变化趋势,与横截面变形层深度范围相一致。500 N静压力处理后2A12铝合金焊接接头表面耐磨持久性提高,这归因于高硬度表面纳米晶的存在以及摩擦过程中形成的稳定机械混合层这两种效应联合作用的结果。铝合金焊接接头耐腐蚀性差是影响其性能的关键问题之一。试验研究了HFIR处理对2A12铝合金焊接接头的腐蚀敏感性和腐蚀微观过程的影响,获得了未处理和500 N静压力处理后母材和焊缝腐蚀动力学规律。研究表明:500 N静压力作用下2A12铝合金焊接接头整体的耐腐蚀性提高。焊接接头耐腐蚀性的提高归因于致密钝化膜形成速度加快以及析出相尺寸减小这两个因素。经不同腐蚀时间后,（?）一阶指数函数模型能够较好预测HFIR处理前后2A12铝合金母材腐蚀坑直径/深度分布动力学变化规律;未处理焊缝腐蚀坑直径分布参数和深度分布参数分别服从（?）一阶指数函数模型和y=atb函数模型。500N-HFIR焊缝腐蚀坑直径分布参数和深度参数均服从（?）一阶指数函数模型。研究了HFIR处理对2A12铝合金焊接接头疲劳性能的影响,以未处理和500 N静压力处理后2A12铝合金焊接接头为研究对象,获得了HFIR处理前后焊接接头母材和焊缝CT试样在不同存活率下的疲劳裂纹扩展速率P-da/d N-（35）K模型。研究发现,与未处理焊接接头相比,500 N静压力处理后2A12铝合金焊接接头母材和焊缝CT试样的疲劳裂纹扩展速率均减小,疲劳裂纹扩展寿命分别提高了1.594～1.744倍和2.902～3.231倍。通过分析不同断裂阶段（疲劳裂纹预制区、疲劳裂纹扩展区以及疲劳瞬断区）的断口形貌解释母材和焊缝疲劳寿命的增益机制。与未处理母材相比,500N-HFIR母材疲劳断口中疲劳辉纹间距减小,出现大尺寸韧窝,这表明HFIR技术在一定程度上降低疲劳裂纹扩展速率,提高断裂韧性。HFIR处理前后焊缝CT试样的疲劳断口均以脆性断裂为主。500N-HFIR焊缝疲劳断口的疲劳辉纹间距间距减小,二次裂纹数量增多,阻碍裂纹扩展。500N-HFIR焊缝的HFIR强化层存在韧窝状特征,为韧性断裂,表明HFIR处理提高了焊缝表层断裂韧性。
阮士朋[6]（2020）在《高品质含硼冷镦钢的组织和性能调控》文中研究说明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。
张金龙[7]（2019）在《大塑性变形与热处理协同调控Cu-8.33Ni-1.67Si合金组织与性能》文中研究指明随着现代工业和信息产业的迅猛发展,对高强导电铜合金需求显着增加,对材料综合性能也提出了更高的要求。时效强化型Cu-Ni-Si合金被认为是最具发展潜力的高强导电材料之一,亟需进一步开发。提高Cu-Ni-Si合金中Ni、Si含量,增加析出相的数量,可以达到进一步强化效果,但Ni、Si含量过高时容易在合金组织中形成网状晶界相,对导电性能产生较大的损伤。本文以所在团队前期研究确定的性能最优的Cu-8.33Ni-1.67Si合金为研究对象,旨在通过多向热锻、多向冷压等大塑性变形技术并匹配合理的热处理工艺,协同调控Cu-Ni-Si合金显微组织,特别是晶界上的网状金属间化合物,以期达到同时提高力学性能和导电性能的目的。获得的主要结论如下:（1）利用萃取法,并通过SEM、TEM及XRD等表征结果分析,明确了有争议的Cu-Ni-Si铸态显微组织中Ni-Si金属间化合物的相组成,即网状晶界相为Ni31Si12,晶内沉淀析出相为Ni2Si颗粒。（2）基于Arrhenius本构模型,建立了含有应变效应参数的Cu-Ni-Si合金本构方程,并根据动态材料模型和Prasad失稳准则,计算并绘制了 Cu-Ni-Si合金的热加工图,确定了合金的适宜热变形工艺参数范围为变形温度810～890℃、应变速率0.01～0.1s-1。（3）通过Cu-Ni-Si合金真应力-应变曲线计算了应变硬化率,并依据-（?）θ/（?）σ-σ曲线的最小值判据以及应变速率的Zener-Hollomon参数温度补偿因子,获得了动态再结晶发生的临界应变条件,建立了合金的动态再结晶晶粒生长模型。（4）多向热锻碎化了铸态合金Ni31Si12网状晶界相,最终形成了平均直径为0.62μm的球形颗粒,以及少量未完全破坏的短棒状或椭球状颗粒;并促使Ni2Si相发生了快速分解和固溶。网状晶界相的破碎有利于合金导电率的提高,但Ni2Si相的固溶会大幅降低导电率,而这两种组织变化特征均可有效提高材料的强度,故合金的导电率随热锻道次的增加先提高后降低,而硬度则持续增加。（5）多向冷压在固溶态Cu-Ni-Si合金中形成大量相互交割的变形带,累积应变达到6.4时,获得了带有大量变形缺陷、平均晶粒尺度为0.35μm的超细晶组织,硬度和导电率分别为261.3HV和8.72%IACS。与固溶态合金相比,硬度提升了39.87%,导电率降低了 37.36%。（6）经累积应变9.6多向热锻+950℃/4h固溶处理+累积应变6.4多向冷压的合金时效过程中,初期Ni-Si系化合物弥散析出导致硬度和导电率快速上升,随后Cu基体晶粒和析出相粗化且变形组织减少导致硬度显着下降,导电率则缓慢增长后再降低,硬度在450℃/0.5h时达到峰值302HV,导电率则在500℃/8h时达到峰值49.6%IACS。Cu-8.33Ni-1.67Si合金在400℃/8h时综合性能最优:硬度269.9HV、抗拉强度899.8MPa、断后伸长率13.1%、导电率39.8%IACS。（7）建立了沉淀相析出的相变动力学转变方程和导电率方程。多向冷压形成的高密度形变缺陷加速了 Ni、Si原子扩散和Ni-Si系化合物析出进程,Cu-Ni-Si合金时效表观激活能大幅降低。
纪小虎[8]（2019）在《温热多向锻造TA15钛合金微结构演变和综合性能研究》文中研究说明TA15钛合金作为轻质耐热中高强钛合金,在我国航空航天和军工等领域被广泛应用,然而受控我国运载装备和国防军事技术的快速发展以及服役环境的持续恶化,进一步提高服役性能、实现钛合金构件形性一体化制造成为工程领域亟需解决的关键问题,并成为现阶段研究发展的前沿和主要趋势。作为典型的难变形材料,传统成形过程中加工窗口窄、变形抗力大、变形组织不均匀、热处理强化有限、晶粒粗化及表面氧化严重等问题严重制约了 TA15钛合金的发展和应用。多向锻造技术作为代表性大塑性变形技术（SPD）,具有强烈的组织细化和性能改善作用,且相比其他大塑性变形技术具有更加明显的工艺和产业化优势,进而成为实现TA15钛合金构件形性一体化制造的一种重要途径和方法,是迫切需要研究发展的大塑性变形技术。基于微观组织对性能的决定性作用,如何实现微观组织的精确调控成为该成形工艺研究发展与应用关键所在。然而,对TA15钛合金在再结晶温度以下进行多向锻造（温热多向锻造（warm multi-directional forging））是多参数、多工序作用下的复杂物理过程,因而对其微观组织进行预测和精确调控以及大塑性变形后与组织演变相关的强化机理成为极具挑战的技术难题。本文采用理论分析、实验研究和数值模拟相结合的方法,对温热多向锻造TA15钛合金的微观组织演变和综合性能进行了深入系统的研究,主要研究内容及结果如下:通过热模拟压缩实验获得了 TA15钛合金温热单向变形行为和组织演变机制,发现TA15钛合金在600℃～800℃温度区间均发生流动软化,在600℃变形时,TA15钛合金的软化机制以初生α相的动态回复为主,辅以次生α相的球化和动态再结晶;在700℃～800℃变形时,次生α相的球化和动态再结晶作用增强,并逐渐占据主导地位。系统研究了变形温度、应变速率对合金的初生α相体积分数、平均晶粒尺寸、轴比等微观组织参数的影响规律,发现变形参数对初生α相体积分数影响不大,但变形后初生α相晶粒在动态破碎机制作用下均发生了一定程度的细化,且温度越低,细化作用越明显,但总体细化程度较小。初生α相晶粒尺寸和轴比主要受变形温度影响,随变形温度的降低,平均晶粒尺寸不断减小,轴比不断增大,应变速率的影响并不明显。依据温热单向变形实验结果,对基于内变量法高温变形微观组织演化模型的温度适用范围进行了修正,通过与初生α相平均晶粒尺寸实测值对比发现其预测的平均误差仅为1.2%,对其可靠性进行了验证。在600℃～800℃条件下完成了 TA15钛合金温热多向锻造实验,利用OM、EBSD以及TEM等表征手段对变形组织进行分析,结果表明,随着压下量或变形道次的增大,初生α相和次生α相的尺寸及轴比均呈下降趋势;随着变形温度的降低,初生α相的尺寸及轴比呈现下降的趋势,而次生α相对应的组织参数总体呈现上升的趋势。且当变形温度升高至800℃时,初生α相体积分数明显下降,材料发生形变诱导α→β相的转变。在连续的多道次变形、相对较低的应变速率以及变形温升等的共同作用下促使相变温度下降。揭示了温热多向锻造TA15钛合金组织细化机制,发现在600℃时,晶粒细化机制随变形道次的增加发生转变,1道次时以微观变形带引起的晶粒动态机械破碎机制为主,连续动态再结晶机制为辅;随变形道次的增加,形变诱导连续动态再结晶机制逐渐占据主导,获得尺寸分布较为均匀的等轴细小晶粒,其平均晶粒尺寸约为1.21μm。将经温度适用范围修正后的温热变形微观组织演化模型应用于TA15钛合金多向锻造,发现在600℃、60%和3道次时,初生α相平均晶粒尺寸计算值和实测值间误差高达56.4%,且随变形温度的升高,计算值和实测值的变化趋势截然相反。阐明了模型预测精度较低的原因,并基于位错动力学及非平衡大角度晶界演化理论建立了 TA15钛合金温热多向变形组织演化内变量模型,验证了该模型的可靠性。采用准静态拉伸实验对温热多向锻造TA15钛合金力学性能进行测试,结果表明,压下量、变形道次的增加或变形温度的降低可以有效提高合金强度,但延伸率下降明显,合金准静态拉伸过载断裂有由韧性断裂向脆性断裂转变的趋势。采用经典的强化模型定量估算了组织演变对材料性能的作用机理,发现经温热多向锻造后,TA15钛合金屈服强度的提高主要由细晶强化和位错强化共同作用造成,且随变形道次的增大或变形温度的降低,细晶强化和位错强化的贡献不断增大;基于屈服强度实测值与计算值之间的误差分析证明了由SPD形成的特殊晶界结构和性质也对材料的屈服强度有着十分重要的影响。基于静态粗化理论对温热多向锻造TA15钛合金初生α相以及次生α相在服役温度（450℃）条件下长时保温过程生长动力学进行分析,研究其组织热稳定性,结果表明,初生α相热稳定性较差,在沿位错芯扩散粗化机制主导作用下组织长大明显;次生α相则表现出较好的组织热稳定性,经150h后,晶粒增大幅度仅为4%。
郭霞文[9]（2019）在《热轧工艺和锰硅成分对釉化用钢组织性能的影响研究》文中进行了进一步梳理本课题的研究对象是用于生产热水器内胆的釉化用钢,因其在服役使用时需承受一定的温度和压力,对屈服强度有一定的要求。釉化用钢在高温釉化烧结过程中会发生铁素体-奥氏体相变,导致其力学性能发生变化。热轧工艺、合金成分和热处理工艺决定了釉化用钢的最终力学性能。因此,研究热轧工艺、合金成分和热处理工艺对釉化用钢轧制态及釉化烧结后的组织性能影响具有重要意义。本文采用实验、Gleeble物理模拟和有限元模拟相结合的方法,对不同成分和轧制工艺的釉化用钢的显微组织和力学性能进行研究,分析不同轧制温度的形变诱导铁素体相变（DSIT）效果、以及合金元素Mn和Si含量对釉化用钢在轧制态和热处理后的显微组织和力学性能的影响。主要的研究结果如下:Gleeble热压缩实验表明:当采用Ar3+10°C温度进行热压缩实验时,基体内部出现了大量细小的DSIT铁素体,但晶粒均匀性较差。当采用Ar3+50°C进行热压缩实验后,晶粒尺寸略大,但晶粒较均匀。随着应变速率增大,发生DSIT的区域也相应地增大;Gleeble实验的有限元模拟结果显示:热压缩过程中,试样心部所受应力明显高于表面,形变导致的温度提升较高。基于Gleeble实验结果,对第四和第五道次采用860°C和900°C两个不同开轧温度的工艺进行轧制实验。结果表明,不同开轧温度钢板轧制态的晶粒尺寸（?5.5?m）和屈服强度（?420 MPa）相接近。经815-871°C砂冷热处理后,采用低开轧温度钢板的晶粒尺寸约为8?m,屈服强度约340 MPa,比轧制态的下降约60-70 MPa;而采用高开轧温度钢板的晶粒尺寸约为6.5?m,屈服强度达到?370 MPa。通过轧制过程的有限元模拟分析,其原因可能是采用低开轧温度的钢板在轧制过程中所受轧制力和等效应力较大,钢板轧制态组织中储存有较高的应变储存能,在热处理过程中应变能的释放促进晶粒长大,细晶强化作用减弱,因此,钢板热处理后的强度较低。研究了不同Mn和Si含量对釉化用钢组织性能的影响。低Mn钢板轧制态的拉伸曲线有明显的屈服平台,屈服强度达?420 MPa;高Mn钢板轧制态组织中出现由残余奥氏体转变而来的白色块状相,无明显屈服现象,屈服强度低于?400 MPa。经热处理后,低Mn钢板由于铁素体晶粒增大等原因,比轧制态的屈服强度下降;高Mn钢板经热处理后块状相分解,拉伸曲线出现明显的屈服现象,屈服强度提高。此外,由于Si的固溶强化作用,低Mn和高Mn钢板轧制态和热处理后的屈服强度均随Si含量的提高而增加。
郭瑞鹏[10]（2018）在《钛合金粉末热等静压成型工艺研究》文中研究指明钛合金广泛应用于航空航天领域,在提高发动机推重比和燃油效率以及机身轻量化的设计需求下,钛合金零件逐步向高复杂程度、高精度和一体化成形方向发展。作为一种近净成形技术,粉末热等静压技术具备成型复杂形状构件的能力,特别适合制备难熔金属或难加工的金属材料。采用预合金粉末热等静压工艺制备的粉末冶金构件,材料利用率高,力学性能可以达到锻件的水平。因此粉末热等静压技术也被称为精密铸造技术的升级。目前关于粉末冶金钛合金的组织—性能关系已进行了大量的研究。但是热等静压工艺参数对粉末冶金钛合金显微组织和力学性能的影响机制尚不清晰;同时粉末热等静压工艺流程较长,研究人员对过程控制的认识尚不充分。为此,本文选用了 Ti-5Al-2.5Sn（α型）、Ti55（近α型）和Ti-6Al-4V（α+β型）三种钛合金预合金粉末进行热等静压实验,通过密度测试、显微组织观察和力学性能测试等手段,分析各影响因素对粉末冶金钛合金显微组织和力学性能的影响,目的在于从整体上理解和把握钛合金粉末热等静压技术。具体的研究内容及成果如下:对三种钛合金预合金粉末进行表征,结果表明,采用无坩埚感应熔炼超声气体雾化法制备的Ti-5Al-2.5Sn、Ti55和Ti-6Al-4V合金粉末具有相似的粒度分布、表面形貌、微观组织和空心率。为获得具有优异综合力学性能的粉末冶金钛合金,本文推荐钛合金粉末的脱气处理温度应低于粉末冶金钛合金的长时间最高使用温度。粉末粒度虽然不会影响Ti-6Al-4V合金的拉伸性能和高温持久性能,但是会影响高周疲劳性能。由全粒度粉末热等静压成型的Ti-6Al-4V粉末坯料具有最好的综合力学性能。研究了热等静压工艺参数和热处理对Ti-6Al-4V粉末坯料显微组织和力学性能的影响。结果表明,Ti-6Al-4V合金粉末的热等静压工艺窗口为热等静压温度920-940℃,热等静压压力120 MPa以上。Ti-6Al-4V粉末坯料的力学性能接近锻造合金的性能,粉末坯料的热处理工艺窗口较宽,有利于保证粉末冶金构件的整体性能。经双重退火,Ti-6Al-4V合金显微组织中条状α相发生球化,且球化率随退火时间的增加而增大;同时由空心粉形成的微小气孔会受热膨胀形成热致孔洞,热致孔洞会对Ti-6Al-4V粉末坯料的高周疲劳和超高周疲劳性能产生一定的恶化作用。研究了热等静压温度、热处理和粉末表面状态对Ti55粉末坯料显微组织和拉伸性能的影响。结果表明,本文优选的Ti55合金粉末的热等静压温度约为940℃。热处理态Ti55粉末坯料的拉伸性能超越铸造合金性能,接近锻造合金性能的水平。Ti55合金粉末表面存在一层氧化膜,且氧化膜的厚度随粉末储存时间的增加呈现先基本保持不变后逐渐增加的趋势。粉末表面较厚的氧化膜在同时升温升压热等静压成型过程中没有完全破碎,这会导致Ti55合金显微组织不均匀,进而降低Ti55合金的室温延伸率。基于金属粉末的致密化机理,提出了一种分步热等静压工艺途径,该工艺途径可以有效破碎Ti55合金粉末表面较厚的氧化膜,获得具有均匀显微组织和较高室温延伸率的粉末冶金Ti55合金。研究了微量孔隙对Ti-5Al-2.5Sn和Ti-6Al-4V粉末坯料力学性能的影响。当致密度在99%以上时,Ti-5Al-2.5Sn和Ti-6Al-4V粉末坯料的拉伸性能可以达到全致密粉末坯料的水平。当致密度在99.5%以上时,Ti-5Al-2.5Sn粉末坯料的冲击性能可以达到全致密粉末坯料的水平。当致密度从99%升高至100%的过程中,Ti-5Al-2.5Sn粉末坯料的高周疲劳强度逐渐升高,而Ti-6Al-4V粉末坯料的高周疲劳强度呈现先升高后降低的趋势,这与热等静压成型后钛合金的组织类型有关。由于屏蔽作用导致的钛合金粉末坯料致密度的下降可以等效为热等静压制度的改变,其中热等静压压力的降低比热等静压时间的减少对粉末坯料致密度的恶化作用更加显着。
二、Static and Metadynamic Recrystallization of Low Carbon Steels During Mechanical Deformation（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、Static and Metadynamic Recrystallization of Low Carbon Steels During Mechanical Deformation（论文提纲范文）
（1）15Mn7中锰钢变形特性及组织性能调控研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 中锰钢发展现状及变形机制 |
| 1.2.1 中锰钢国内外研究现状 |
| 1.2.2 中锰钢的变形机制及TRIP效应 |
| 1.2.3 中锰钢Portevin-Le Chatelier(PLC)效应及其研究现状 |
| 1.3 变形工艺和热处理工艺对中锰钢组织和力学性能的影响 |
| 1.3.1 变形工艺 |
| 1.3.2 热处理及深冷处理工艺 |
| 1.4 研究意义和内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 相变点测定 |
| 2.3 热变形及温变形实验 |
| 2.4 热处理工艺试验 |
| 2.4.1 热变形(HR)+临界退火处理 |
| 2.4.2 温变形(WR)+(深冷处理+)临界退火处理 |
| 2.4.3 冷变形(CR)+临界退火处理 |
| 2.5 显微组织观察与表征 |
| 2.5.1 光学显微镜观察 |
| 2.5.2 扫描电镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)表征 |
| 2.5.3 场发射高分辨透射电镜(TEM)观察 |
| 2.5.4 X射线衍射(XRD)相分析及位错密度计算 |
| 2.6 力学性能试验 |
| 2.6.1 室温拉伸试验 |
| 2.6.2 纳米压痕测试 |
| 2.6.3 数字图像相关法(DIC)形变测定 |
| 2.7 热变形过程组织演变的数值模拟 |
| 第三章 15Mn7 钢的动态再结晶动力学 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 单道次压缩流变应力曲线分析 |
| 3.3 本构方程和动态再结晶模型建立 |
| 3.3.1 流变应力峰值与变形条件的关系 |
| 3.3.2 临界应变和峰值应变 |
| 3.3.3 动态回复(DRV)流变应力模型 |
| 3.3.4 动态再结晶(DRX)流变应力模型 |
| 3.4 动态再结晶(DRX)组织演变及晶粒尺寸演变模型 |
| 3.5 动态再结晶(DRX)动力学模型的验证 |
| 3.5.1 模型建立 |
| 3.5.2 数值模拟结果与分析 |
| 3.6 流变应力模型的应用和验证 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 15Mn7 钢的静态再结晶动力学 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 双道次压缩流变应力曲线分析 |
| 4.3 变形参数对静态再结晶动力学和组织演变的影响 |
| 4.3.1 变形温度和道次间停留时间的影响 |
| 4.3.2 应变速率的影响 |
| 4.4 静态再结晶动力学模型 |
| 4.5 微观组织演变和软化机制 |
| 4.5.1 变形参数对晶粒尺寸的影响 |
| 4.5.2 软化机制分析 |
| 4.6 静态再结晶的形核机理和晶粒长大 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 变形工艺对15Mn7 钢组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热变形(HR)钢临界退火后的组织演变及力学性能 |
| 5.2.1 HR+退火前后微观组织演变 |
| 5.2.2 HR+退火后力学性能分析 |
| 5.2.3 原奥晶粒尺寸(PAG)对退火后组织演变和力学性能的影响 |
| 5.3 温变形(WR)钢临界退火后的组织演变及力学性能 |
| 5.3.1 WR+退火后微观组织演变 |
| 5.3.2 WR+退火后力学性能分析 |
| 5.3.3 WR+退火后应变硬化行为分析 |
| 5.4 冷变形(CR)钢临界退火后的组织演变及力学性能 |
| 5.4.1 CR+退火后微观组织演变 |
| 5.4.2 CR+退火后力学性能分析 |
| 5.4.3 CR+退火后应变硬化行为分析 |
| 5.4.4 DIC结果分析 |
| 5.4.5 单轴拉伸过程中的组织演变分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 深冷处理的作用 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 微观组织演变 |
| 6.2.1 深冷和常规处理退火前的初始组织对比 |
| 6.2.2 深冷和常规处理退火后的微观组织对比 |
| 6.3 力学性能分析 |
| 6.3.1 深冷和常规处理退火后力学性能对比 |
| 6.3.2 深冷处理退火后力学性能对比 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 深冷预处理对显微组织和力学性能的影响 |
| 6.4.2 退火温度对深冷实验钢力学性能的影响 |
| 6.4.3 加工硬化行为与奥氏体稳定性的关系 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 单轴拉伸过程中15Mn7 钢塑性失稳和变形机理 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 残余奥氏体的应变诱导相变动力学 |
| 7.3 组织演变和应变分布的EBSD研究 |
| 7.4 单轴拉伸过程应变场的DIC研究 |
| 7.5 分析与讨论 |
| 7.5.1 Portevin-Le Chatelier(PLC)带的产生及其影响因素 |
| 7.5.2 奥氏体稳定性对分段马氏体转变及变形机理的影响 |
| 7.5.3 退火温度对断裂机理的影响 |
| 7.6 本章小结 |
| 第八章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 本文的创新点 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读博士学位期间公开发表的论文 |
| 致谢 |
（2）方坯直接轧制工艺及强化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 文献综述 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 方坯直接轧制工艺概况 |
| 1.2.1 方坯直接轧制工艺优势 |
| 1.2.2 方坯直接轧制工艺的基本条件 |
| 1.3 方坯直接轧制工艺国内外发展及研究现状 |
| 1.3.1 国外直接轧制工艺的发展 |
| 1.3.2 国内直接轧制工艺的发展 |
| 1.3.3 方坯直接轧制工艺存在的问题 |
| 1.4 含Nb钢组织性能控制研究 |
| 1.4.1 Nb在钢中的溶解和析出 |
| 1.4.2 含Nb钢的强化机制 |
| 1.4.3 Nb在不同钢铁材料中的应用 |
| 1.5 本文研究目的和主要内容 |
| 2 方坯直轧工艺温度场变化规律和渗透轧制变形机理 |
| 2.1 有限元模型基本假设和工艺参数 |
| 2.1.1 连铸过程中铸坯温度场模型 |
| 2.1.2 连铸坯轧制过程热力耦合模型 |
| 2.2 数学模型和本构关系 |
| 2.2.1 传热控制数学模型 |
| 2.2.2 元胞自动机模型 |
| 2.2.3 非线性弹塑性本构关系 |
| 2.3 边界条件和热物性参数 |
| 2.3.1 连铸过程温度场模拟边界条件 |
| 2.3.2 轧制过程热力耦合模拟边界条件 |
| 2.3.3 钢坯的热物性参数 |
| 2.4 连铸过程铸坯的温度场模拟 |
| 2.4.1 不同工艺参数对连铸出坯温度的影响 |
| 2.4.2 不同工艺参数对连铸冶金长度和坯壳厚度的影响 |
| 2.5 连铸轧钢衔接过程中铸坯温度场 |
| 2.5.1 不同剪切序的问题 |
| 2.5.2 不同剪切序条件下铸坯的等待时间与温度场 |
| 2.5.3 不同坯型和定尺长度对连铸坯输送过程温度场的影响 |
| 2.6 直轧工艺条件下连铸坯轧制过程变形规律 |
| 2.6.1 方坯直接轧制过程的温度场 |
| 2.6.2 方坯直轧过程的应力场和应变场 |
| 2.6.3 方坯直轧过程的心部变形渗透规律 |
| 2.7 模拟结果的验证 |
| 2.8 小结 |
| 3 方坯直轧工艺铸-轧界面的排队理论研究和衔接匹配关系 |
| 3.1 多流连铸机直轧工艺生产的出坯图表 |
| 3.1.1 静态出坯图表 |
| 3.1.2 动态出坯图表 |
| 3.2 连铸-轧钢界面连铸坯排队论模型 |
| 3.2.1 铸-轧界面铸坯运输过程及事件解析 |
| 3.2.2 铸-轧界面铸坯输送过程排队论模型 |
| 3.3 连铸-轧钢界面连铸坯的匹配衔接工艺优化 |
| 3.3.1 棒材生产线的产量与连铸机拉速的匹配 |
| 3.3.2 方坯直轧工艺铸轧界面的衔接匹配 |
| 3.3.3 方坯直轧工艺不同条件下的排队模型计算 |
| 3.3.4 方坯直轧工艺的连铸坯衔接的优化控制 |
| 3.4 铸坯输送过程的最优化讨论 |
| 3.4.1 连铸与轧钢的产能匹配 |
| 3.4.2 连铸坯输送过程的极限等待时间 |
| 3.4.3 铸轧界面的连铸坯的剪切顺序 |
| 3.5 小结 |
| 4 方坯直轧工艺产品质量稳定性控制和连铸坯均温工艺 |
| 4.1 方坯直接工艺与加热炉生产工艺的区别 |
| 4.1.1 轧制前的连铸坯温度场 |
| 4.1.2 轧制过程的轧制力负荷 |
| 4.1.3 产品的微观组织和力学性能 |
| 4.2 开轧温度对直轧工艺产品均匀化的影响 |
| 4.2.1 开轧温度对微观组织的影响 |
| 4.2.2 开轧温度对力学性能的影响 |
| 4.3 方坯直轧工艺的连铸坯温度均匀化控制 |
| 4.3.1 直轧工艺连铸坯头尾温差问题 |
| 4.3.2 连铸坯温度均匀化工艺设计 |
| 4.3.3 连铸坯定向保温的均匀化控制技术 |
| 4.4 连铸坯温度均匀化控制对产品质量影响 |
| 4.4.1 均温工艺对钢筋微观组织的影响 |
| 4.4.2 均温工艺对产品力学性能波动的影响 |
| 4.5 小结 |
| 5 方坯直轧工艺条件下含Nb钢筋的强化机理研究 |
| 5.1 含Nb钢筋的控轧控冷生产实践 |
| 5.1.1 含Nb钢筋的加热炉工艺生产 |
| 5.1.2 含Nb钢筋的直轧工艺生产 |
| 5.2 Nb(C,N)在奥氏体中沉淀析出动力学计算 |
| 5.2.1 均匀形核 |
| 5.2.2 晶界形核 |
| 5.2.3 位错线上形核 |
| 5.2.4 计算结果分析 |
| 5.3 含Nb钢筋应变诱导析出行为的研究 |
| 5.3.1 试验材料及试验方案 |
| 5.3.2 应力松弛实验结果分析 |
| 5.4 含Nb钢筋过冷奥氏体连续转变行为研究 |
| 5.4.1 试验材料及试验方案 |
| 5.4.2 含Nb钢筋不同冷速条件下的微观组织 |
| 5.4.3 含Nb钢筋的过冷奥氏体连续转变曲线 |
| 5.5 直轧条件下含Nb钢筋的生产工艺优化 |
| 5.6 小结 |
| 6 主要结论和创新点 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务及主要成果 |
| 致谢 |
（3）CSP流程铁素体轧制关键技术及材料软化机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 CSP流程工艺概述 |
| 2.1.1 CSP流程的特点 |
| 2.1.2 CSP流程核心技术的应用 |
| 2.1.3 CSP生产低碳热轧板的组织性能特点 |
| 2.2 铁素体轧制技术概述 |
| 2.2.1 铁素体轧制的定义 |
| 2.2.2 产品组织和性能特点 |
| 2.2.3 铁素体轧制工艺的优势与局限 |
| 2.2.4 铁素体轧制的适用条件 |
| 2.2.5 铁素体轧制工艺的制定 |
| 2.3 铁素体轧制国内外发展现状 |
| 2.3.1 国外的发展现状 |
| 2.3.2 国内的发展现状 |
| 2.4 薄板坯连铸连轧铁素体轧制工艺开发的关键问题 |
| 2.4.1 铁素体轧制过程的流变应力 |
| 2.4.2 铁素体轧制过程中的再结晶与软化机理 |
| 2.4.3 铁素体轧制组织演变和对热轧板织构及对成形性能的影响 |
| 2.4.4 铁素体轧制第二相析出物和位错密度特征 |
| 2.4.5 铁素体轧制工艺对冷轧退火产品组织、织构影响 |
| 3 研究内容、技术路线与创新性 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 研究的难点和创新点 |
| 3.3.1 研究难点 |
| 3.3.2 研究创新点 |
| 4 热变形过程的材料基础特性研究 |
| 4.1 相变规律研究 |
| 4.1.1 实验材料与方法 |
| 4.1.2 动态相变点的测定 |
| 4.1.3 工艺参数对动态相变点的影响 |
| 4.2 SPHC奥氏体动态再结晶规律研究 |
| 4.2.1 实验材料与方法 |
| 4.2.2 应力应变曲线分析 |
| 4.2.3 金相组织分析 |
| 4.2.4 动态再结晶临界变形条件的确定 |
| 4.3 SPHC铁素体动态再结晶规律研究 |
| 4.3.1 实验材料与方法 |
| 4.3.2 工艺参数对铁素体动态再结晶的影响 |
| 4.3.3 铁素体轧制的变形抗力变化规律研究 |
| 4.3.4 铁素体轧制变形抗力的本构模型 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 铁素体轧制工艺对热轧板组织性能影响研究 |
| 5.1 实验材料与方法 |
| 5.2 热轧板的组织性能对比研究 |
| 5.2.1 显微组织分析 |
| 5.2.2 透射电镜微观析出物分析 |
| 5.2.3 织构结果分析 |
| 5.2.4 位错密度分析计算 |
| 5.2.5 力学性能结果分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 铁素体轧制工艺对退火成品板组织性能影响研究 |
| 6.1 实验材料与方法 |
| 6.2 SPHC冷轧板对比分析 |
| 6.2.1 显微组织分析 |
| 6.2.2 透射电镜微观析出物分析 |
| 6.2.3 织构结果分析 |
| 6.3 SPHC罩退板对比分析 |
| 6.3.1 显微组织分析 |
| 6.3.2 透射电镜微观析出物分析 |
| 6.3.3 织构结果分析 |
| 6.3.4 力学性能结果分析 |
| 6.4 SPHC连退板对比分析 |
| 6.4.1 显微组织分析 |
| 6.4.2 透射电镜微观析出物分析 |
| 6.4.3 织构结果分析 |
| 6.4.4 力学性能结果分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 铁素体轧制软化机理研究及工艺参数优化 |
| 7.1 铁素体轧制软化机理研究 |
| 7.1.1 屈服强度降低理论计算 |
| 7.1.2 晶粒粗化及软化机理分析 |
| 7.2 铁素体轧制成形性影响机理研究 |
| 7.3 铁素体轧制试生产工艺优化及实践效果 |
| 7.3.1 铁素体轧制热轧生产工艺优化 |
| 7.3.2 铁素体轧制热轧实践效果 |
| 7.3.3 冷轧轧制力及极限压下率对比分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）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 |
（5）HFIR处理2A12铝合金焊接接头表面自纳米化机理及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究目的与意义 |
| 1.2 表面纳米化技术研究现状 |
| 1.2.1 表面纳米化技术原理及制备方法 |
| 1.2.2 表面梯度自纳米化制备方法 |
| 1.2.3 表面梯度自纳米化技术在焊接接头中的应用 |
| 1.3 表面梯度自纳米化机理 |
| 1.3.1 高等SFE立方结构金属“位错分割”机制 |
| 1.3.2 低等SFE立方结构金属“孪晶分割”机制 |
| 1.3.3 中等SFE立方结构金属 |
| 1.3.4 密排六方结构金属 |
| 1.4 表面梯度自纳米化技术对材料组织性能影响 |
| 1.4.1 表面梯度自纳米化材料显微结构特点 |
| 1.4.2 表面梯度自纳米化对材料力学性能影响 |
| 1.4.3 表面梯度自纳米化对材料摩擦磨损性能影响 |
| 1.4.4 表面梯度自纳米化对材料腐蚀性能影响 |
| 1.4.5 表面梯度自纳米化对材料疲劳性能影响 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验过程及分析方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 焊接方法及焊接接头组织 |
| 2.3 HFIR加工过程 |
| 2.4 组织表征方法 |
| 2.5 性能测试方法 |
| 第3章 HFIR处理2A12铝合金焊接接头晶粒自纳米机理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 HFIR处理2A12铝合金母材组织分析 |
| 3.2.1 静压力对母材横截面金相形貌的影响 |
| 3.2.2 静压力对母材最表面显微组织的影响 |
| 3.2.3 500N静压力处理后母材不同变形层显微组织 |
| 3.2.4 静压力对母材XRD衍射图谱的影响 |
| 3.2.5 HFIR处理母材表面自纳米化机制 |
| 3.3 HFIR处理2A12铝合金焊缝组织分析 |
| 3.3.1 静压力对焊缝横截面金相形貌的影响 |
| 3.3.2 500N静压力处理后焊缝不同变形层显微组织 |
| 3.3.3 静压力对焊缝XRD衍射图谱的影响 |
| 3.3.4 HFIR处理焊缝表面自纳米化机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 HFIR处理2A12铝合金焊接接头表面性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 HFIR处理2A12铝合金焊接接头表面粗糙度 |
| 4.3 HFIR处理2A12铝合金焊接接头表面纳米压痕分析 |
| 4.3.1 母材表面纳米压痕测量结果 |
| 4.3.2 焊缝表面纳米压痕测量结果 |
| 4.4 HFIR处理2A12铝合金焊接接头横截面显微硬度 |
| 4.4.1 母材横截面显微硬度 |
| 4.4.2 焊缝横截面显微硬度 |
| 4.5 HFIR处理2A12铝合金焊接接头表面耐磨稳定性 |
| 4.5.1 母材表面耐磨稳定性 |
| 4.5.2 焊缝表面耐磨稳定性 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 HFIR处理2A12铝合金焊接接头腐蚀行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 HFIR处理对2A12铝合金母材腐蚀行为影响 |
| 5.2.1 HFIR处理母材晶间腐蚀行为 |
| 5.2.2 HFIR处理母材电化学分析 |
| 5.2.3 HFIR处理母材表面腐蚀形貌 |
| 5.2.4 HFIR处理母材腐蚀机理 |
| 5.2.5 HFIR处理母材腐蚀损伤动力学研究 |
| 5.3 HFIR处理对2A12铝合金焊缝腐蚀行为影响 |
| 5.3.1 HFIR处理焊缝晶间腐蚀行为 |
| 5.3.2 HFIR处理焊缝电化学分析 |
| 5.3.3 HFIR处理焊缝腐蚀形貌 |
| 5.3.4 HFIR处理焊缝腐蚀机理 |
| 5.3.5 HFIR处理焊缝蚀损伤动力学研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 HFIR处理2A12铝合金焊接接头抗疲劳性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验过程与疲劳裂纹扩展速率计算 |
| 6.2.1 试验过程 |
| 6.2.2 基于割线法计算不同存活率下疲劳裂纹扩展速率基本思路 |
| 6.3 HFIR处理对2A12铝合金母材疲劳裂纹扩展行为影响 |
| 6.3.1 HFIR处理母材疲劳裂纹扩展试验结果 |
| 6.3.2 不同存活率下HFIR处理母材Paris公式 |
| 6.3.3 HFIR处理母材疲劳裂纹扩展寿命特性统计分析 |
| 6.3.4 HFIR处理母材疲劳断口分析 |
| 6.4 HFIR处理对2A12铝合金焊缝疲劳裂纹扩展行为影响 |
| 6.4.1 HFIR处理焊缝疲劳裂纹扩展试验结果 |
| 6.4.2 不同存活率下HFIR处理焊缝Paris公式 |
| 6.4.3 HFIR处理焊缝疲劳裂纹扩展寿命特性统计分析 |
| 6.4.4 HFIR处理焊缝疲劳断口分析 |
| 6.5 HFIR处理2A12铝合金焊接接头疲劳延寿机理 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 研究结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在读期间科研成果 |
| 致谢 |
（6）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 |
（7）大塑性变形与热处理协同调控Cu-8.33Ni-1.67Si合金组织与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 本文的主要创新之处 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 研究现状 |
| 1.2.1 组分调控性能 |
| 1.2.2 制备工艺组合强化 |
| 1.3 存在问题与对策 |
| 1.3.1 存在问题 |
| 1.3.2 研究对策 |
| 1.4 常用大塑性变形方法 |
| 1.5 本文研究目标与内容 |
| 1.5.1 研究目标 |
| 1.5.2 研究内容与技术路线 |
| 2 实验材料与研究方法 |
| 2.1 合金制备与形变热处理 |
| 2.1.1 原材料与配比 |
| 2.1.2 合金熔铸 |
| 2.1.3 多向热锻 |
| 2.1.4 固溶处理 |
| 2.1.5 多向冷压 |
| 2.1.6 时效处理 |
| 2.2 晶界相高温稳定性研究 |
| 2.3 Gleeble热模拟实验 |
| 2.4 显微组织与相组成分析 |
| 2.4.1 金相制备与采集 |
| 2.4.2 透射样品制备与表征 |
| 2.4.3 相组成分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 导电率 |
| 2.5.2 硬度 |
| 2.5.3 拉伸性能 |
| 3 Cu-8.33Ni-1.67Si合金铸态组织与网状相高温稳定性研究 |
| 3.1 铸态组织 |
| 3.1.1 显微组织 |
| 3.1.2 相组成 |
| 3.2 Ni-Si系化合物的鉴定 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM形貌与能谱分析 |
| 3.2.3 TEM分析 |
| 3.3 晶界相高温稳定性 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Cu-8.33Ni-1.67Si合金高温塑性变形行为 |
| 4.1 真应力-应变曲线 |
| 4.2 显微组织演变 |
| 4.3 高温本构模型 |
| 4.3.1 模型构建 |
| 4.3.2 有效性验证 |
| 4.4 热加工图 |
| 4.4.1 能量耗散图 |
| 4.4.2 热加工图 |
| 4.4.3 实验验证 |
| 4.5 动态再结晶与晶粒生长 |
| 4.5.1 动态再结晶临界模型 |
| 4.5.2 再结晶晶粒生长模型 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 多向热锻对铸态Cu-8.33Ni-1.67Si合金的影响 |
| 5.1 热锻对显微组织的影响 |
| 5.1.1 组织演变 |
| 5.1.2 相组成 |
| 5.2 多向热锻组织演化机制 |
| 5.2.1 网状晶界相Ni_(31)Si_(12)碎化 |
| 5.2.2 Cu基体细化 |
| 5.2.3 Ni2Si相回溶 |
| 5.3 多向热锻对导电率和硬度的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 多向冷压对固溶态Cu-8.33Ni-1.67Si合金组织和性能的影响 |
| 6.1 锻后固溶态合金的组织与性能 |
| 6.1.1 显微组织 |
| 6.1.2 硬度与导电率 |
| 6.2 多向冷压对组织和性能的影响 |
| 6.2.1 显微组织 |
| 6.2.2 冷压过程组织演变机制 |
| 6.2.3 冷压对性能的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 时效对Cu-8.33Ni-1.67Si合金组织和性能的影响 |
| 7.1 显微组织 |
| 7.2 硬度与导电率 |
| 7.3 拉伸性能与断裂机制 |
| 7.4 时效析出动力学 |
| 7.4.1 析出物体积分数的界定 |
| 7.4.2 相变动力学方程及导电率方程 |
| 7.4.3 导电率方程 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间主要研究成果 |
（8）温热多向锻造TA15钛合金微结构演变和综合性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛合金热变形研究概况 |
| 1.2.1 钛合金热变形微观组织与性能 |
| 1.2.2 钛合金热变形微观组织演变规律 |
| 1.2.3 钛合金热变形微观组织演变机制 |
| 1.3 钛合金多向锻造变形研究概况 |
| 1.3.1 大塑性变形技术及发展 |
| 1.3.2 大塑性变形细化晶粒机制 |
| 1.3.3 典型SPD技术及其细化钛合金晶粒研究现状 |
| 1.4 钛合金塑性变形微观组织演化建模及仿真预测 |
| 1.4.1 经验模型 |
| 1.4.2 统计模型 |
| 1.4.3 基于内变量法的物理模型 |
| 1.4.4 随机模型 |
| 1.5 课题来源和主要研究内容 |
| 1.5.1 课题来源 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 1.6 本章小结 |
| 2 实验材料和研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 等温恒应变速率压缩实验 |
| 2.2.2 多向锻造实验 |
| 2.3 显微组织表征方法 |
| 2.3.1 金相组织分析 |
| 2.3.2 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.4 力学性能测试方法 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 拉伸断口形貌SEM观察 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 TA15钛合金温热变形行为及微观组织研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TA15钛合金的温变形行为 |
| 3.2.1 流动应力曲线分析 |
| 3.2.2 变形参数对流动应力的影响 |
| 3.2.3 变形热计算 |
| 3.3 TA15钛合金温热变形机制分析 |
| 3.3.1 流动软化行为 |
| 3.3.2 变形激活能 |
| 3.3.3 温热变形机制分析 |
| 3.4 变形参数对温热变形微观组织的影响规律 |
| 3.5 基于内变量法温热变形微观组织演化模型 |
| 3.6 微观组织演化模型可靠性验证 |
| 3.6.1 微观组织演化子程序二次开发 |
| 3.6.2 模型可靠性验证 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 温热多向锻造TA15钛合金组织演化规律及机理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 温热多向锻造TA15钛合金微观组织演化规律 |
| 4.2.1 不同变形参数下微观组织特征 |
| 4.2.2 变形参数对初生α相形貌的影响规律 |
| 4.2.3 变形参数对次生α相形貌的影响规律 |
| 4.2.4 形变相变交互作用规律及机理 |
| 4.3 温热多向锻造TA15钛合金微观变形机理 |
| 4.3.1 微观取向及变形协调规律 |
| 4.3.2 位错组态演化及微观变形机理 |
| 4.4 温热多向锻造TA15钛合金多机制控制下组织细化行为 |
| 4.4.1 微观变形带剪切细化机制 |
| 4.4.2 形变诱导再结晶细化机制 |
| 4.4.3 不同变形参数下多种细化机制竞争行为 |
| 4.5 温热多向锻造TA15钛合金不均匀变形行为分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 基于内变量法的TA15钛合金温热多向锻造组织演化建模与实验验证 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TA15钛合金温热单向变形微观组织演化模型应用 |
| 5.3 TA15钛合金温热多向锻造微观组织演化模型修正 |
| 5.3.1 晶粒尺寸演化 |
| 5.3.2 位错密度演化 |
| 5.4 修正模型可靠性验证 |
| 5.5 修正模型的应用 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 温热多向锻造TA15钛合金综合性能评价 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 温热多向锻造变形参数对TA15钛合金拉伸性能的影响规律 |
| 6.2.1 压下量的影响 |
| 6.2.2 变形道次的影响 |
| 6.2.3 变形温度的影响 |
| 6.2.4 断口形貌及断裂机制 |
| 6.3 温热多向锻造TA15钛合金强化机制 |
| 6.4 组织热稳定性分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 全文总结 |
| 7.1 本文主要结论 |
| 7.2 本文主要创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的学术活动及成果情况 |
（9）热轧工艺和锰硅成分对釉化用钢组织性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外釉化用钢研究现状 |
| 1.2.1 釉化用钢的发展 |
| 1.2.2 釉化用钢的分类 |
| 1.2.3 釉化用钢的性能要求 |
| 1.2.4 釉化用钢的显微组织 |
| 1.3 釉化用钢的强化机制 |
| 1.4 合金元素对釉化用钢组织性能的影响 |
| 1.5 釉化用钢的轧制工艺研究 |
| 1.5.1 连轧工艺 |
| 1.5.2 控轧工艺 |
| 1.5.3 形变诱导铁素体相变技术 |
| 1.5.4 Gleeble热模拟试验机在轧制过程中的应用 |
| 1.5.5 热轧过程的有限元模拟 |
| 1.5.6 DEFORM软件介绍 |
| 1.6 课题组前期研究进展 |
| 1.7 本课题研究目的和内容 |
| 第二章 实验材料、方法和模拟软件 |
| 2.1 实验研究路线和方案 |
| 2.2 实验材料与设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 Gleeble热模拟试验机 |
| 2.2.3 轧制设备 |
| 2.2.4 热处理设备 |
| 2.3 热轧工艺及参数 |
| 2.4 热处理工艺及参数 |
| 2.5 显微组织观察及力学性能测试 |
| 2.5.1 显微组织观察 |
| 2.5.2 晶粒尺寸测量 |
| 2.5.3 力学性能测试 |
| 2.6 轧制过程有限元模拟 |
| 2.7 热力学计算分析 |
| 第三章 热轧工艺对釉化用钢显微组织和力学性能的影响 |
| 3.1 化学成分 |
| 3.2 Gleeble热模拟实验 |
| 3.2.1 相变点的测量 |
| 3.2.2 Gleeble热压缩实验 |
| 3.3 热压缩过程的有限元模拟 |
| 3.3.1 Gleeble热压缩过程有限元模型的建立 |
| 3.3.2 模拟结果与分析 |
| 3.4 不同轧制工艺下釉化用钢的显微组织和力学性能 |
| 3.4.1 热轧工艺参数 |
| 3.4.2 轧制工艺对釉化用钢轧制态显微组织和力学性能的影响 |
| 3.4.3 轧制工艺对釉化用钢热处理后显微组织和力学性能的影响 |
| 3.5 热轧过程的有限元模拟 |
| 3.5.1 轧制过程有限元模型的建立 |
| 3.5.2 模拟结果与分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 Mn和 Si成分及热处理工艺对釉化用钢组织性能的影响 |
| 4.1 化学成分与轧制工艺 |
| 4.2 釉化用钢轧制态的显微组织和力学性能 |
| 4.3 低Mn成分釉化用钢热处理后的显微组织和力学性能 |
| 4.4 高Mn成分釉化用钢热处理后的显微组织和力学性能 |
| 4.5 Mn和 Si含量对组织性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 硕士期间发表的学术论文和专利 |
| 致谢 |
（10）钛合金粉末热等静压成型工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 钛与钛合金 |
| 1.2 钛合金的显微组织 |
| 1.3 钛合金的成型工艺 |
| 1.3.1 锻造 |
| 1.3.2 精密铸造 |
| 1.3.3 粉末冶金 |
| 1.4 钛合金粉末冶金发展概况 |
| 1.4.1 钛合金粉末的制备 |
| 1.4.2 钛合金粉末冶金成型工艺 |
| 1.5 钛合金粉末热等静压 |
| 1.5.1 热等静压原理和粉末致密化机理 |
| 1.5.2 热等静压制度 |
| 1.5.3 热等静压和增材制造技术 |
| 1.6 热等静压近净成形技术国内外发展概况 |
| 1.6.1 热等静压收缩变形的数值模拟 |
| 1.6.2 热等静压近净成形构件研制进展 |
| 1.7 研究目的、意义及内容 |
| 第2章 预合金粉末的制备和表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 粉末制备 |
| 2.2.2 粉末表征方法 |
| 2.2.3 粉末预处理 |
| 2.2.4 显微组织观察和力学性能测试 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 粉末的粒度分布 |
| 2.3.2 粉末的表面形貌和显微组织 |
| 2.3.3 空心粉 |
| 2.3.4 粉末脱气处理 |
| 2.3.5 粉末粒度对粉末坯料显微组织和力学性能的影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 Ti-6Al-4V合金粉末的热等静压 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 热等静压和热处理 |
| 3.2.2 密度测试和显微组织观察 |
| 3.2.3 力学性能测试 |
| 3.3 热等静压参数对致密度的影响 |
| 3.4 双重退火热处理 |
| 3.4.1 显微组织演变 |
| 3.4.2 力学性能 |
| 3.4.3 热致孔洞对超高周疲劳性能的影响 |
| 3.5 分析讨论 |
| 3.5.1 热等静压制度的优选 |
| 3.5.2 热处理对力学性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Ti55合金粉末的热等静压 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 热等静压和热处理 |
| 4.2.3 表面成分分析 |
| 4.2.4 显微组织观察和力学性能测试 |
| 4.3 热等静压温度及热处理 |
| 4.4 粉末表面状态 |
| 4.4.1 粉末表面氧化膜 |
| 4.4.2 粉末表面状态对显微组织和力学性能的影响 |
| 4.5 热等静压途径 |
| 4.6 分析讨论 |
| 4.6.1 粉末表面状态及对组织和性能的影响 |
| 4.6.2 热等静压工艺参数的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 微量孔隙对粉末冶金钛合金力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 热等静压 |
| 5.2.2 显微组织观察、密度和力学性能测试 |
| 5.3 微量孔隙对Ti-5Al-2.5Sn合金力学性能的影响 |
| 5.4 微量孔隙对Ti-6Al-4V合金力学性能的影响 |
| 5.5 分析讨论 |
| 5.5.1 微量孔隙对力学性能的影响 |
| 5.5.2 屏蔽作用 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 全文总结及展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 后续工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间发表的论文和获奖 |
| 个人简历 |
四、Static and Metadynamic Recrystallization of Low Carbon Steels During Mechanical Deformation（论文参考文献）
- [1]15Mn7中锰钢变形特性及组织性能调控研究[D]. 孙晓云. 上海大学, 2021
- [2]方坯直接轧制工艺及强化机理研究[D]. 张宏亮. 钢铁研究总院, 2021
- [3]CSP流程铁素体轧制关键技术及材料软化机理研究[D]. 胡学文. 北京科技大学, 2021(02)
- [4]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)
- [5]HFIR处理2A12铝合金焊接接头表面自纳米化机理及性能研究[D]. 张慧婧. 吉林大学, 2020
- [6]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)
- [7]大塑性变形与热处理协同调控Cu-8.33Ni-1.67Si合金组织与性能[D]. 张金龙. 西安理工大学, 2019
- [8]温热多向锻造TA15钛合金微结构演变和综合性能研究[D]. 纪小虎. 合肥工业大学, 2019(01)
- [9]热轧工艺和锰硅成分对釉化用钢组织性能的影响研究[D]. 郭霞文. 东南大学, 2019(03)
- [10]钛合金粉末热等静压成型工艺研究[D]. 郭瑞鹏. 东北大学, 2018(01)