一、鞍钢超低碳贝氏体系列钢填补国内空白（论文文献综述）
李宏亮[1]（2021）在《DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究》文中指出近年来我国造船业迅速发展,对高端船板钢的需求与日俱增,船舶的大型化、高速化对船舶结构材料的要求也越来越高,要求同时具有高强度、良好低温冲击韧性、焊接性能以及防腐蚀性能的船体用结构钢。本文针对国内某企业DH36高强度船板钢出口检测时冲击性能达不到船级社标准,部分炉次的常温冲击功从89.5-209J之间波动,其他力学性能也不稳定的实际生产问题,结合团队前期对DH36力学性能与其中元素波动的数学模型的研究,在对钢坯内在质量和微观、宏观缺陷进行调研的基础上,利用冶金物理化学原理和金属学方法对冶金全流程进行系统分析研究,在满足国标的情况下对DH36化学成分、炼钢工艺、热轧工艺进行了全流程优化,获得了工艺稳定、性能优良的DH36产品;在低S、P含量（0.018-0.020%）范围对DH36船板钢的防海水腐蚀机理及超疏水锌镍合金镀层进行了研究,论文完成的主要研究工作如下:（1）通过金相及夹杂物分析、断口分析、扫描电镜等方法,结合生产工艺,分析了 DH36高强度船板钢冲击性能不合及大幅波动的原因,发现钢中夹杂物特别是硫化物夹杂是引起内部缺陷的主要诱因之一。在钢板中心产生的宽大贝氏体、马氏体、珠光体带状组织中发现C、Mn元素的富集、成分偏析产生的心部异常组织及条状MnS、氮化物等夹杂,它们与钢基体的界面成为裂纹源,在轧后冷却或矫直过程张应力作用下使钢板内部产生裂纹。结合本研究团队前期对大数据下得到的DH36中S、P和常规元素与冲击韧性等力学性能的数学模型,确定了高性能的DH36必须在LF精炼中将S含量脱到极低,而全流程P控制在0.018-0.020%,可以获得冲击韧性的极大值,并可大幅度降低C、Si、Mn、Al等元素的波动对冲击韧性等力学性能的影响。通过对改善炼钢工艺后得到的S含量0.0030-0.0060%的钢坯的研究发现,硫化锰的析出温度及硫化物、氮化物等夹杂物大小对冲击性能有较大影响,即使是尺寸较小的硫化锰夹杂也影响钢板内部组织的连续性,裂纹源容易在夹杂物的位置产生,在受外力冲击时微裂纹的扩大使钢的冲击性能降低。MnS在奥氏体固相区析出,S含量越低,MnS在奥氏体区析出温度越低,尺寸越小;研究发现高性能DH36化学成分优化原则为:低C、中Mn,Nb、V微合金化,控制Al、V含量在低限,控制超低含量的S及0.018-0.020%的P;连铸优化后的参数为:拉速0.95m/min、比水量0.5L/kg、过热度25℃。通过转炉、LF精炼及连铸全流程参数优化后,得到的DH36铸坯中心偏析明显降低、钢板带状组织所产生的裂纹消失,冲击性能和焊接性能显着提高,波动范围大大减小。（2）在Gleeble-1500热模拟试验机上测试了炼钢流程优化后获得的性能优良的DH36高强度船板钢的连续冷却转变曲线（CCT曲线）,对不同变形量及变形温度条件下单道次轧制后奥氏体再结晶百分比进行了测定,结合控轧控冷,得到的最佳终轧温度为800-820℃、冷却速度为5-7℃/s、终冷温度为690-710℃,钢板低温冲击韧性稳定提高,不仅达到了船级社标准,而且-40℃和-60℃的低温韧性远高于标准值。厚度30mm的DH36船板钢,在焊接热输入分别为15kJ/cm和50kJ/cm情况下,探伤结果都为1级,焊缝对接接头拉伸、弯曲冲击性能以及硬度试验通过了船舶材料验证要求,解决了焊接性能不稳定的问题。（3）根据离子-分子共存理论（IMCT）建立了转炉冶炼DH36船板钢CaO-SiO2-MgO-FeO-Fe2O3-MnO-Al2O3-P2O5-TiO2 九元渣系与钢液间磷分配比LP预报模型,在生产企业获取转炉冶炼DH36船板钢冶炼末期渣-钢成分的实际生产数据,验证了磷分配比预测模型用于冶炼DH36在控制磷含量的准确性。利用热力学理论证实了脱磷模型中关键参数NFtO的表征方程必须用“全氧法”,生产现场取得的数据也证实了理论表征方程的准确性,有力支撑了氧化脱磷模型的实施。由热力学模型得到的[%P]与lgLP,measured的关系,获取[%P]在0.018-0.020浓度区间所对应的DH36在转炉冶炼末期的1gLP为3.86-4.07,冶炼温度为T=1617-1634℃,相对应的终点渣的特性及成分范围为:二元碱度R2=2.5-3.5,（%MgO）=8-11.6,（%FeO）=11.9-13.8,（%Fe2O3）、（%MnO）、（%Al2O3）的成分对P的分配比影响不大。研究还发现渣中（%TiO2）含量小于1.0%时对lgLP影响不大,但在1.0-1.3%时,lg LP波动较大,其机理尚需进一步研究。利用IMCT理论建立了 DH36船板钢LF炉SiO2-Al2O3-CaO-MgO-MnO-TiO2-FeO七元渣系精炼脱硫的热力学模型,用30组工业数据验证表明,理论预测结果与实测数据吻合良好。研究发现,LS,Mgs对硫总分配比Ls的贡献很少,可以忽略不计;渣中MnO、TiO2含量以及精炼温度对硫分配比的影响不大。对硫的分配比影响最大的是炉渣碱度和钢液中氧含量[%O]（或炉渣中（%FeO）含量）,当炉渣碱度由2增加到6时,硫的分配比增加10倍;钢液中氧含量低于50ppm或精炼渣中（%FeO）<1时,硫分配比急剧增加。（4）模拟海水成分对所冶炼的低S、控P的DH36船板钢的腐蚀行为进行了研究,电化学极化曲线和阻抗谱（EIS）的结果表明,P含量控制在0.018-0.020%、S 含量分别为 0.0030%、0.0050%和 0.0060%的钢中,更低的0.0030%硫的DH36钢的耐蚀性最好,扫描电镜对试样的腐蚀形貌分析表明,钢表面为均匀腐蚀,引起腐蚀的主要因素仍然是低硫状态下形成的少量的MnS夹杂与周围铁基体形成的腐蚀微电池引起的,说明低S船板钢依然不能阻止海水的侵蚀,这就需要对船板钢的防腐方法进一步研究。（5）利用电化学沉积方法制备的锌镍合金镀层对DH36船板钢的腐蚀保护机制进行了探索性研究。发现在-0.8V和-1.0V较低电位下沉积,析出电势较高的镍离子优先析出,锌镍电沉积过程属于正常共沉积,沉积速度较慢,锌镍沉积层无法覆盖整个表面;在-1.2V较高电位沉积时,标准电极电势较低的锌快速析出,镍的沉积受到抑制,形成Zn（OH）2胶体膜,产生速度较快的异常共沉积,并形成致密的锌镍合金镀层,使得DH36的耐蚀性大幅提高;但在大于-1.4V更高电位下沉积时,也属于异常共沉积,形成较大沉积颗粒及较大孔洞,使得镀层的耐蚀性下降。（6）为了获得超级耐蚀船板钢,利用电沉积方法在DH36船板钢表面制备了微纳米结构的超疏水锌镍合金镀层,研究了电化学沉积时间对沉积层形貌、化学成分、晶体结构和润湿性的影响。经PFTEOS改性处理,发现沉积时间为3000s时,DH36表面形成了微纳米分层结构的锌镍合金镀层,其润湿性能从超亲水转变为超疏水,静态水接触角超过160°。在3.5%NaCl溶液中的极化曲线测试结果表明,所制备的超疏水锌镍合金镀层的耐蚀性相比于没有涂层的0.0030%低硫DH36船板钢提高32倍左右。这个研究为未来系统解决高端船板在海水中腐蚀问题带来了新的希望。
王国栋,朱苗勇,王昭东,刘振宇,李建平,韩跃新[2]（2016）在《2011协同创新结硕果——钢铁关键共性技术研发进展》文中研究表明自2014年10月钢铁共性技术协同创新中心获批以来,东北大学工艺与装备研究平台的全体成员在近两年的协同创新工作中努力拼搏,勇攀高峰,各项工作不断向前推进,明确协同创新的目标,落实协同创新的任务,创新成果不断转化为生产力,为我国钢铁行业的结构调整和转型升级做出了重要贡献。根据国家的批复,协同创新中心的工艺与装备开发平台共有四个研究方向,即先进冶炼-连铸工艺与装备技术方向、先进常规流程热轧工艺技术与装备方向、先进短流程热轧工艺与装备技术方向、先进冷轧-热处理和涂镀工艺与装备技术方向。后来,根据需要,又增加了铁矿资源绿色开发利用方向。在这些重要的方向上,他们精心选择出10项重要的钢铁关键共性技术。
刘浩岩[3]（2016）在《抗大变形X80管线钢宽厚板性能控制与生产工艺研究》文中研究指明随着输油输气管道的广泛应用,管道穿越地震带、冻土带和海洋等区域的情况时有发生,为了应对复杂的地质环境要求,管线必须要拥有高于弹性极限的抗塑性变形能力,因此基于应变设计地区用钢管在满足普通干线管所有性能指标的基础上,又提出了全新的抗大变形要求,即低的屈强比,高的均匀延伸率。在生产实践中我们发现,在X80级别的高强度钢板中做到低屈强比,高的均匀延伸率,必须降低钢板的屈服强度,要同时满足这两项性能指标,组织结构的控制显得尤为重要。本项目对基于应变设计地区用钢板的应变能力进行研究,一方面为实现低屈服强度的要求,充分考虑细晶强化、固溶强化、位错强化、析出强化等多种强化手段的综合应用;另一方面为实现钢板目标组织结构,从合金成分设计和生产工艺控制方面寻找适合工业生产的工艺窗口。并以保证钢管性能要求为目标,对钢板进行工业制管,验证钢板应变性能的适用性。通过对低碳、微合金化成分设计钢板的连续冷却状态分析,确定奥氏体动态转变后的目标组织;通过优化加热工艺与轧制工艺参数,获得细小的初始奥氏体晶粒尺寸;利用TMCP工艺控制抗大变形X80管线钢的冷却路径,得到均匀细化的铁素体+贝氏体双相组织。组织中的铁素体作为软相,具有较低的屈服强度与较高的均匀延伸值,贝氏体作为硬相组织,具有较高的强度。合理分配组织中铁素体和贝氏体的体积分数,可以在保证高强度和高均匀延伸的同时,获得较低的屈强比,从而使X80管线钢在轧态和制管后具有良好的综合性能,满足抗大变形的设计需求。在实验室工艺研究的基础上,开发出抗大变形X80管线钢板的工业化轧制、冷却和矫直模型,实现了批量稳定化工业生产。开发的X80管线钢具有高强度、低屈强比、高均匀延伸值的特点,适用于地震带、冻土带和海洋等三类、四类地质环境。
杨亮[4]（2014）在《ULCB钢的焊材研制及其焊接接头组织和性能研究》文中指出能源气田大多在荒漠、极冷冰土带以及海洋等边远地区,对钢的可靠性和安全性提出了更高的要求。采用多相设计的ULCB（Ultra Low Carbon Bainitic）钢满足了高强、高韧和高塑性的目标,因此被人们广泛关注。目前,ULCB钢和其焊接性的研究已经取得一定的进展,但对焊接材料的研发仍处于起步阶段,焊缝和母材的强韧化连接机理还不完善,往往造成焊缝性能与母材不匹配,进而导致性能恶化。可见,研发与ULCB钢相匹配的焊接材料和揭示焊接接头的强韧化机理显得尤为重要。本文以ULCB钢（含碳量0.044%）为母材,采用正交设计,结合软件,自主研发了ULCB焊剂,选用Mn-Ni-Mo-Re-B合金系设计了ULCB焊丝。采用美国林肯双丝焊机对其进行双面焊双面成型,对不同焊接线能量下ULCB钢的焊接接头组织和性能进行了研究,并通过软件分别建立了抗拉强度和冲击功的数学模型。结果表明:最佳工艺值条件为A1203质量分数为10%,Ti02为8%,ZrO2为7%,SiO2为20%。以Mn、Ni、Mo等为强化元素,Re、B、Ti等为细化组织,改善塑性元素,研制ULCB焊丝。ULCB钢焊缝区组织主要为针状铁素体和粒状贝氏体;热影响区的组织粗大,发生了软化和脆化;接头最高抗拉强度达805MPa,为母材的94.71%。焊缝区分布着大小不等的球形夹杂物,加快微裂纹的发展,焊缝成为焊接接头的薄弱地带。焊接接头的冲击功（-10℃）大于110J;剪切面积白分比平均值为85%。焊接热输入为17298 J/cm时,HAZ有少量QF和PF存在。焊接热输入为15577 J/cm时,HAZ的组织主要为QF和GB。当焊接热输入减小为14790 J/cm时,组织为BF和GB。焊缝区和HAZ的冲击吸收功和剪切面积随着热输入的增加而减小。焊接接头的抗拉强度与焊丝碳当量和针状铁素体含量密切相关。接头的冲击功主要受焊丝碳当量与焊接线能量影响。
苗隽[5]（2012）在《高硅贝氏体钢组织与性能及V微合金化影响的研究》文中提出无碳化物贝氏体组织是由板条状贝氏体和分布在贝氏体板条间和内部的薄膜状残余奥氏体两相组成的混合组织。与传统贝氏体和马氏体组织相比,无碳化物贝氏体可以实现高强度与高塑性的有机结合而成为研究的热点。近年来开发贝氏体钢的处理工艺以获得无碳化物贝氏体或无碳化物贝氏体/马氏体复相组织的研究越来越多,但要获得无碳化物贝氏体组织工艺较复杂,生产和应用受到一定的限制。因此,对贝氏体钢进行基础性研究,为其生产和实际应用提供理论参考,促进其向高性能、低成本、易加工方向发展,具有非常重要的意义。在上述背景下,本文以两种高硅贝氏体钢0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr和0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V为研究对象,利用等温淬火和连续冷却（空冷、风冷）方式处理高硅贝氏体钢,通过光学显微镜和扫描电镜以及激光共聚焦显微镜和透射电镜观察、x射线衍射、冲击和拉伸以及显微硬度测定和磨粒磨损实验等测试手段及技术,系统地研究了两种高硅贝氏体钢在等温处理和连续冷却处理条件下获得无碳化物贝氏体或无碳化物贝氏体/马氏体复相组织的组织演变过程和规律以及性能演变过程和规律,讨论了等温温度和等温时间对无碳化物贝氏体组织、组织中残余奥氏体的形态和分布及其对力学性能和耐磨性能的影响、V微合金化和不同冷却方式对组织和性能的影响、连续冷却处理后回火对高硅贝氏体钢组织和性能的影响。研究结果表明：1.0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr钢在不同温度等温处理后,显微组织原则上由其间分布有残余奥氏体的贝氏体和马氏体组成,贝氏体的含量、残余奥氏体的含量和贝氏体束尺寸随等温温度升高而增加,但残余奥氏体中的含碳量随等温温度变化不明显；等温温度较低（280℃）时显微组织为贝氏体/马氏体的混合组织,310℃等温120min后在贝氏体内部有类似于马氏体自回火的ε-碳化物析出,等温温度超过310℃时,等温处理后即可获得完全的贝氏体组织。2.等温处理的0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr钢的硬度、强度和韧性均随等温温度升高而降低,但延伸率明显增加；硬度、强度随时间变化不明显,但当等温时间超过30mm时,延伸率和韧性明显增加,磨损率随着等温时间先降低后增大,在等温30mm后最低；0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr钢获得最佳的强韧性配合和耐磨性的等温处理工艺为：310℃等温30min,此处理后该钢的硬度为41HRC, Rm=1580MPa、R0.2=114OMPa, A=15.6%、 aKV=47J/cm2,磨损率为10.5mg/M。3.0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V钢在不同温度等温处理后,显微组织为贝氏体/马氏体混合组织；随等温温度升高,贝氏体板条束尺寸明显增大,残余奥氏体的量增加,但其含碳量变化不明显；280℃等温后空冷,马氏体发生自回火,析出ε-碳化物；当等温温度为310℃及以上时,显微组织为完全贝氏体组织；等温时间对组织的影响不大,只是残余奥氏体的量随等温时间的延长先升高后降低,在等温30min后有最大值。4.等温处理的0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V钢的硬度、强度和韧性均随等温温度升高而降低,只有延伸率反而升高；随等温时间的延长,延伸率和韧性都得到改善,而硬度和强度变化不大,磨损率随着等温时间先降低后增大,在310℃等温30min后磨损率最低,耐磨性最好。对于该钢获得最佳强韧性配合及良好耐磨性的工艺条件也为310℃等温30mmin,此处理后该钢的硬度为Rm=1610MPa、 aKV=53J/cm2,磨损率10.15mg/M。5.0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr钢和0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V钢均在310℃等温30min处理后性能最佳,且V微合金化钢更佳,这是因为：相同工艺参数处理后,无钒钢为以贝氏体为主的组织,而V微合金化钢为贝氏体／马氏体组织,并有少量碳化物析出,V微合金化明显细化贝氏体铁素体,增加稳定的残余奥氏体的量。6.奥氏体化后空冷的0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr钢的组织为由铁素体、珠光体、贝氏体组成的、没有碳化物析出的混合组织,低、中温回火处理后组织变化不大；空冷未回火组织中残余奥氏体量较高,回火过程中发生分解,量降低；空冷未回火试样的硬度、强度不高,延伸率和韧性较低,低、中温回火后硬度、强度和韧性均降低,只有延伸率明显增加,回火温度升高对性能影响不大；空冷未回火试样磨损率最低,耐磨性最好,回火降低耐磨性,磨损机理为显微切削。7.奥氏体化后空冷的0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V钢的组织为由铁素体、残余奥氏体很少的贝氏体和马氏体组成的、没有碳化物析出的混合组织,硬度、强度和延伸率均较高,但韧性较低；低、中温回火过程中贝氏体铁素体继续生长,回火后硬度和韧性有不同程度的增加,抗拉强度和延伸率明显降低,屈服强度先降低后增加,回火温度对性能影响不大；空冷未回火试样的磨损率最高,耐磨性最差,回火后硬度和韧性增加,磨损率降低,耐磨性得到改善。8.在空冷条件下,V的加入提高了高硅贝氏体钢的淬透性,细化了原奥氏体晶粒,经相同工艺参数热处理时,V微合金化钢直接进入贝氏体转变区,不发生铁素体和珠光体转变,更容易获得贝氏体组织；V微合金化钢的硬度、强度和韧性均高于无钒钢,延伸率相差不大；V微合金化钢的磨损率均低于无钒钢。9.奥氏体化后风冷的0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr钢的组织为由铁素体、残余奥氏体很少的贝氏体和孪晶马氏体组成的混合组织,硬度≥44HRC,强度≥1500MPa,延伸率≥12%,韧性≥35J/cm2,强韧性配合良好；低温回火后组织变化不大,硬度和屈服强度进一步增加,抗拉强度稍有降低,塑性（延伸率）和韧性变化不明显；中温回火后贝氏体边界变得不清晰,有类似于马氏体自回火的ε-碳化物和合金碳化物析出。风冷和风冷并回火后试样磨损率几乎相同,耐磨性相差不大,磨损机理为显微切削。920℃奥氏体化后风冷并250℃回火后该钢具有良好的强韧性配合,同时具有较好的耐磨性。10.奥氏体化后风冷的0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V钢的组织为由分布很少残余奥氏体的下贝氏体和马氏体组成的混合组织,硬度≥50HRC,强度≥1500MPa,延伸率≥15%,韧性≥50J/cm2,强韧性配合良好；低温回火后组织变化不大,中温回火后贝氏体边界变得不清晰,有ε-碳化物析出,回火后硬度和强度进一步增加,韧性变化不明显,延伸率明显降低。由于各种工艺处理后该钢的硬度和韧性相近,强度和塑性对磨损率没有影响,磨损率几乎相同,耐磨性相当,磨损机理均为显微切削。11.V微合金化提高了高硅贝氏体钢的淬透性,细化了原奥氏体晶粒,因此风冷后V微合金化钢的硬度、强度、塑性和韧性均高于无钒钢,并具有更低的磨损率和更好的耐磨性；无钒钢在920℃保温30min奥氏体化后风冷并250℃回火1h处理能实现良好的强韧性配合,并可以满足耐磨钢的使用条件,而V微合金化钢在920℃保温30min风冷未回火即可实现良好的强韧性配合,并满足耐磨钢的使用条件；可见：钒微合金化可以简化热处理工艺,并优化钢的使用性能。
李小宝[6]（2011）在《回火工艺对低碳高强贝氏体钢组织和性能的影响》文中认为低碳高强贝氏体钢被国际上公认为21世纪重要的一类钢种,这类钢应用了现代炼钢新工艺,使得其碳含量极低,并且其焊接性能十分优秀。由于钢中碳含量的降低,原来意义上的上、下贝氏体组织变成少碳或无碳贝氏体,韧性也很好。与传统的采用调质处理的高强度钢板不同,这类钢组织和性能受回火工艺影响较大。为此,本文开展了系列温度和时间的回火试验,研究该钢的微观组织演变特征和力学性能变化,目的是加深了解低碳贝氏体钢的组织和性能与回火工艺的依赖性,以便工业生产中确定适宜的回火工艺参数。本文首先采用控轧控冷（TMCP）技术在实验室轧制了低碳高强贝氏体钢,然后设计了一系列的回火工艺对该低碳高强贝氏体钢进行回火处理,利用多种显微组织表征和力学性能测试手段,分析讨论了回火工艺对试验钢的显微组织和力学性能的影响规律。论文主要取得以下研究结果：（1）采用TMCP工艺轧制后,试验钢显微组织主要为粒状贝氏体与板条贝氏体的混合组织以及分布在贝氏体周围的较细小的M-A岛组元,试验钢轧态的抗拉强度和冲击韧性均较高。该低碳贝氏体钢的强化方式主要是细晶强化、固溶强化、M-A强化、位错强化以及沉淀强化。（2）通过一系列的显微组织表征手段,观察分析了回火后试验钢的组织特征,结果表明：在试验钢回火组织中,准多边形铁素体的稳定性最高,其次是粒状贝氏体,再次是板条贝氏体；分布于贝氏体之间的残余奥氏体在回火过程中最先开始分解,随着回火温度的升高,试验钢组织最终演变获得准多边形铁素体平衡态组织。（3）通过透射电镜观察发现,从350℃回火开始,试验钢中开始有Nb、Ti、V的碳氮化物析出；且随着回火温度和时间的增加,析出量增多,直到600℃×1.5h,析出量达到峰值；当回火温度高于600℃时,析出物开始明显聚集长大。（4）试验钢在轧后采用600℃×1.5h回火工艺,其综合力学性能最佳,此时其抗拉强度为897.5MPa,与轧态相仿,而屈服强度获得提高,达到峰值775MPa,与轧态值相比提高了175MPa；但是,其冲击功与硬度值分别为146J和294HV,与轧态相比稍有降低。
刘国寿[7]（2011）在《国产非调质CF钢焊接接头裂纹扩展速率的试验研究》文中认为ADB610是国产新一代非调质焊接无裂纹低碳贝氏体钢,由于其良好的力学和焊接性能,在多个领域中得到了广泛运用,但目前对此类钢材性能的研究多数仅限于常规的力学性能、焊接性能以及冲击韧性等方面,然而,作为零件及焊接构件抗断设计及剩余寿命估算中的重要依据——断裂韧性和裂纹扩展速率的研究却很少见报道。因此本文首先从试验的角度,对ADB610焊接接头的断裂韧性和恒幅载荷作用下的疲劳裂纹扩展速率进行研究；然后,再从数值方法的角度对其裂纹扩展速率进行研究,最终,根据试验和数值两种方法确定的疲劳裂纹扩展速率表达式,分别对试样的裂纹扩展寿命进行估算和比较。其中对疲劳裂纹扩展试验数据进行分析时,分别采用了四种常见的可靠性分析方法：（1）基于（a,N）数据统计分布的da/dN可靠性研究、（2）基于（da/dN,△K）数据统计分布的da/dN可靠性研究、（3）基于引入随机函数的da/dN可靠性研究、（4）蒙特卡罗法的da/dN可靠性研究。而数值方法的研究主要针对疲劳裂纹扩展速率的预测,其基本思路是基于经典疲劳损伤理论,通过对其疲劳损伤模型进行简化,同时结合有限元方法（计算循环加载过程中的弹塑性结果）,然后以损伤速率来表征疲劳裂纹扩展速率。经过研究,本文通过试验测出了ADB610的断裂韧性的范围,确定了焊接线能量为25kJ/cm时,ADB610焊接接头的母材区、热影响区和焊缝区在不同可靠度下的裂纹扩展速率表达式参数及P-da/dN-△K曲线,得出了在常用的四种裂纹扩展速率可靠性研究中,基于（da/dN, AK）数据统计分布的da/dN可靠性研究方法适用性最广、合理性更高的结论；以数值的方法确定出了疲劳裂纹扩展速率的表达式,并在试验和数值方法研究的基础上分别确定了裂纹扩展寿命的估算值,比较试验与数值方法的裂纹扩展寿命结果,可以知道数值方法确定的裂纹扩展寿命估算值与可靠度为99.9%的试验方法确定的估算结果吻合较好,这就进一步证实了文章中所采用的简化损伤模型是有效的、合理的。另外通过焊接接头各个区域的试验结果及估算寿命结果的比较,可以看出ADB610焊接接头的焊缝区和热影响区的疲劳裂纹扩展寿命没有表现出明显低于母材区裂纹扩展寿命的统计规律。所以可以认定国产非调质焊接无裂纹钢——ADB610的焊接接头具有良好的抗裂纹扩展能力和抗疲劳性能,确实属于一种优良的焊接用钢种。
孙国菲[8]（2010）在《磷合金化低碳贝氏体耐候钢的研制》文中认为超低碳贝氏体钢以其独特的合金化设计、优良的综合性能和廉价的成本,在海洋工程中得到越来越多的应用。本文的研究目的为开发一种适用于海洋工程的低成本、低合金、高强度、具有良好的低温韧性和耐腐蚀性能的新钢种。研究合金元素对超低碳低合金钢组织和力学性能的影响,利用热模拟实验对钢的连续冷却转变曲线进行测定,并对对其高温塑性做了研究,改进和完善热变形工艺参数,为工业化生产具有良好综合力学性能和耐蚀性能的海洋工程用钢提供理论和实验依据。本文参阅国内外海洋工程用钢的化学成分及力学特性,在课题组前期工作的基础上,设计出两种成分不同的实验钢。在Gleeble-2000热模拟试验机上,测定了实验钢在不同冷却速度下连续冷却时的膨胀曲线,利用热膨胀法并结合金相-硬度法,测定了该钢的连续冷却转变曲线（CCT曲线）；研究了冷却速度对该钢组织及硬度的影响。冷却速度小于1℃/s,转变产物为铁素体和珠光体；冷却速度为1℃/s,开始出现少量粒状贝氏体；随冷却速度的增大,铁素体和珠光体含量逐渐降低,贝氏体含量逐渐增多；冷速在3～25℃/s范围内,转变产物主要为贝氏体。动态CCT曲线的测定为该钢种生产中控制轧制工艺和控制冷却工艺的制定提供依据。采用轧后直接水冷与空冷的TMCP工艺和终轧后先保温40s然后再喷水冷却的TMCP+RPC工艺将坯料轧制成12mm厚板材,测试了热轧态板材的室温拉伸性能和冲击韧性；观察热轧态的金相显微组织,利用扫描电镜分析了M/A组织对实验钢力学性能的影响。组织观察实验发现：在空冷条件下,组织由粒状贝氏体和准多边形铁素体组成；轧后直接喷水冷却时,组织主要是粒状贝氏体；弛豫一段时间后喷水冷却,M/A小岛数量增多；降低终轧温度至830℃,M/A小岛更加细小弥散。测试实验钢的力学性能发现,C2钢在不同轧制工艺下其强度均高于C1钢,C1钢韧性好于C2钢。对比不同实验工艺,强度与韧性随冷却速度的增大而升高。弛豫后的实验钢韧性得到了提高,相应地,强度就有一定程度的下降。降低终轧温度后强度变化不大,而塑性与韧性得到显着提高。实验钢经低温轧制后喷水冷却的综合力学性能最佳。P的添加对实验钢的低温韧性影响不大。在Gleeble-2000热模拟机上测定了实验钢连铸坯的热塑性,研究高温下钢的抗拉强度和塑性的变化规律和特点。得出实验钢存在第1脆性区（凝固温度～1300℃）和第Ⅲ脆性区（750～800℃）,但不存在第Ⅱ脆性区。连铸坯顶弯、矫直温度应避开第Ⅲ脆性温度区,高于800℃（特别是连铸坯的边部）,二冷区冷却尽量采用弱冷,有利于提高塑性,避免连铸坯表面裂纹的产生。
王国栋,吴迪,刘振宇,王昭东[9]（2009）在《中国轧钢技术的发展现状和展望》文中研究表明改革开放以来,中国钢铁轧制技术取得了长足的进步。通过消化引进技术、自主集成和自主创新,中国已经跻身于轧制技术发达国家之列。针对主要的钢材品种,即热轧带钢、中厚板、冷轧带钢、长材、管材等,分别从工艺、装备、产品等几方面总结了中国钢铁轧制技术的总体发展情况和取得的有创新性的进展。同时指出,今后中国轧钢工作者要进一步加强的技术改造,突破制约钢铁轧制技术发展的关键和共性技术,大力开发节能减排、创新性和前沿性新技术、新装备,实现钢铁材料的减量化、节约型制造,推动钢铁工业的可持续发展。
张莉莉[10]（2009）在《西气东输二线用X80管线钢组织—性能的研究》文中研究说明本文采用热模拟技术、力学性能测试手段和显微分析方法,对西气东输二线管道工程用X80管线钢及其焊接热影响区、感应加热弯管的组织和力学性能进行了较系统的研究,旨在探索X80的强韧性机理,建立工艺-组织-性能的关系,确保西气东输二线管道工程用X80钢级管道的安全可靠性。研究表明,X80管线钢的主要组织形态有多边形铁素体,准多边形铁素体,粒状贝氏体铁素体和贝氏体铁素体。在我国西气东输二线管道工程中,国内外10余家钢铁企业提供了几十种不同合金设计和不同TMCP工艺的管线钢。其中具有代表性的三类管线钢分别具有针状铁素体、多边形铁素体和双相组织。针状铁素体管线钢和针状铁素体-M/A双相管线钢的成分设计及力学性能满足西气东输二线管道工程的技术要求。以多边形铁素体为主的管线钢的强度不符合西气东输二线管道工程的技术要求。在西气东输二线管道工程中,X80管线钢采用了不同的合金设计思想和合金化体系。研究表明,通过先进的TMCP技术,低合金含量的X80管线钢可以达到高强、高韧的水平。研究还表明,充分利用晶粒细化、析出强化、位错强化和相变强化的综合功能,传统的含Mo管线钢和近年来兴起的高Nb管线钢均具有优异的强韧性匹配特征,满足我国西气东输二线管道工程的技术要求。本文还研究了焊接工艺参数和二次热循环峰值温度对实验钢X80组织性能的影响规律。实验结果表明,X80粗晶热影响区（CGHAZ）有低的韧性值;在中、低的焊接热输入条件下（10KJ/cm-25KJ/cm）,X80焊接粗晶区有较好的韧性值,高的焊接热输入使焊接粗晶区韧性恶化;当二次热循环峰值温度在（α+γ）两相区范围时（800℃）,X80具有最低的韧性,表现为焊接临界粗晶区（ICCGHAZ）局部脆化。导致焊接脆化的主要原因是在焊接热循环过程中晶粒的粗化和粗大的富碳M-A组元的形成。研究X80实物弯管得出,其直管段有比弯曲段低的回火稳定性和优良的强韧特性。弯曲段的外弧侧有比内弧侧更好的强韧特性。并进一步探讨了在感应加热弯制过程中,加热温度、冷却速度和回火温度等工艺参数对弯管组织性能的影响。
二、鞍钢超低碳贝氏体系列钢填补国内空白（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、鞍钢超低碳贝氏体系列钢填补国内空白（论文提纲范文）
（1）DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 船板钢 |
| 2.1.1 船板钢特点与分类 |
| 2.1.2 DH36高强度船板钢的技术要求 |
| 2.2 船板钢缺陷及其研究 |
| 2.2.1 中厚钢板中的常见缺陷 |
| 2.2.2 中厚板缺陷产生原因分析 |
| 2.3 船板钢的技术发展和研究现状 |
| 2.3.1 船板钢的技术发展 |
| 2.3.2 船板钢发展方向 |
| 2.3.3 控轧控冷的研究 |
| 2.3.4 国内外高强度船板钢的现状 |
| 2.3.5 国内高强度船板钢存在的差距 |
| 2.4 船板钢韧脆转变温度的研究 |
| 2.4.1 船板钢的强韧化机制 |
| 2.4.2 韧脆转变温度的影响因素 |
| 2.4.3 合金元素的韧脆转变温度的影响 |
| 2.5 DH36高强度船板钢耐蚀性评估与防护涂层的制备 |
| 2.5.1 DH36高强度船板钢耐蚀性研究 |
| 2.5.2 锌镍合金镀层防护工艺 |
| 2.5.3 锌镍超疏水镀层防护工艺 |
| 2.6 研究背景和研究意义 |
| 3 研究内容和研究方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 解剖分析 |
| 3.2.2 炼钢和轧钢工艺优化设计及分析 |
| 3.2.3 冲击性能检测及热模拟实验 |
| 3.2.4 焊接性能试验 |
| 3.2.5 耐蚀性评估 |
| 3.2.6 锌镍合金镀层的制备与耐蚀性评估 |
| 3.2.7 锌镍超疏水镀层制备与耐蚀性实验 |
| 4 DH36高强度船板钢冲击性能不合的宏观、微观机理分析 |
| 4.1 DH36高强度船板冲击性能 |
| 4.2 低倍分析 |
| 4.3 断口分析 |
| 4.4 金相及夹杂物分析 |
| 4.4.1 非金属夹杂物评级 |
| 4.4.2 金相及夹杂物分析 |
| 4.5 夹杂物MnS析出热力学计算 |
| 4.5.1 液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.2 固液前沿液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.3 固相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.6 微观缺陷分析 |
| 4.6.1 异常组织的形成原因 |
| 4.6.2 异常组织中夹杂物的形成机理 |
| 4.6.3 异常组织中的裂纹源 |
| 4.6.4 钢板中微裂纹形成的外部条件 |
| 4.7 DH36冲击性能不合的综合分析及讨论 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 DH36船板钢脱磷、脱硫模型的建立 |
| 5.1 基于IMCT的DH36船板钢转炉冶炼控磷的热力学计算 |
| 5.1.1 炉渣氧化能力与L_P预报模型 |
| 5.1.2 CaO-MgO-FeO-Fe_2O_3-MnO-Al_2O_3-SiO_2-TiO_2-P_2O_5渣系IMCT模型 |
| 5.1.3 IMCT渣系Fe_tO质量作用浓度的表征方法 |
| 5.1.4 基于IMCT的船板钢磷分配比预报模型验证 |
| 5.1.5 温度对船板钢L_P的影响 |
| 5.1.6 渣成分对船板钢L_P的影响 |
| 5.2 DH36船板钢脱硫模型 |
| 5.2.1 DH36炼钢LF脱硫热力学模型 |
| 5.2.2 钢中氧、硫含量对活度系数的影响 |
| 5.2.3 钢液氧含量对L_S的影响 |
| 5.2.4 精炼温度对平衡常数及L_S的影响 |
| 5.2.5 精炼渣成分对L_S的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 DH36高强度船板钢成分、炼钢工艺优化及对焊接性能影响 |
| 6.1 DH36高强度船板钢的成分优化设计 |
| 6.1.1 DH36高强度船板钢冲击性能回归分析 |
| 6.1.2 DH36高强度船板钢的成分优化 |
| 6.2 炼钢工艺的优化 |
| 6.2.1 炼钢生产工艺优化 |
| 6.2.2 连铸生产工艺优化 |
| 6.3 工艺优化的DH36高强度船板钢焊接性能试验 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 DH36高强度船板钢控轧控冷工艺及对冲击性能影响 |
| 7.1 DH36船板钢连续冷却转变及组织细化研究 |
| 7.1.1 DH36静态CCT曲线测定 |
| 7.1.2 变形量及变形温度对奥氏体再结晶的影响 |
| 7.2 控轧控冷工艺对DH36船板钢冲击性能的影响 |
| 7.2.1 终轧温度对冲击功的影响 |
| 7.2.2 终冷温度对冲击功的影响 |
| 7.3 DH36高强度船板钢控轧控冷试验 |
| 7.3.1 轧制工艺设计 |
| 7.3.2 冲击韧性检测分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 DH36船板钢耐蚀性研究及防护涂层制备 |
| 8.1 DH36船板钢耐蚀性研究 |
| 8.1.1 DH36船板钢极化性能研究 |
| 8.1.2 DH36船板钢阻抗谱研究 |
| 8.1.3 DH36船板钢盐水浸泡实验研究 |
| 8.2 DH36船板钢锌镍合金电镀及耐蚀性研究 |
| 8.2.1 锌镍合金层的微观形貌与成分分析 |
| 8.2.2 锌镍合金层的耐蚀性分析 |
| 8.2.3 锌镍合金层的耐蚀机理 |
| 8.3 低硫DH36船板钢锌镍超疏水镀层及耐蚀性研究 |
| 8.3.1 锌镍超疏水镀层的微观形貌与成分分析 |
| 8.3.2 锌镍超疏水镀层的润湿性分析 |
| 8.3.3 锌镍超疏水镀层的耐蚀性分析 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 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 |
（3）抗大变形X80管线钢宽厚板性能控制与生产工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 抗大变形管线钢概述 |
| 1.3 抗大变形管线钢X80的性能要求及技术难点 |
| 1.3.1 性能要求 |
| 1.3.2 技术难点 |
| 1.4 微合金强化机制 |
| 1.5 研究意义 |
| 1.6 课题研究的内容及目标 |
| 第2章 抗大变形管线钢X80动态相变曲线的研究 |
| 2.1 实验目的 |
| 2.2 抗大变形管线钢成分设计 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 动态CCT试样及实验设备 |
| 2.3.2 CCT曲线的测定原理 |
| 2.3.3 动态实验CCT方案 |
| 2.4 实验结果 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 抗大变形管线钢X80热轧工艺研究 |
| 3.1 组织调控 |
| 3.2 控制轧制原理 |
| 3.3 热轧实验基础 |
| 3.3.1 采用膨胀法测量相变点 |
| 3.3.2 不同加热温度下Nb、Ti固溶量的测定 |
| 3.3.3 再结晶曲线的测定 |
| 3.3.4 热塑性曲线和热强性曲线 |
| 3.4 实验材料及实验设备 |
| 3.5 试制方案 |
| 3.6 组织性能研究 |
| 3.7 小结 |
| 第4章 抗大变形X80管线钢的工业试制 |
| 4.1 生产工艺路线 |
| 4.2 试制原料及试制装备 |
| 4.3 工业试制 |
| 4.3.1 抗大变形管线钢X80单炉试制 |
| 4.3.2 抗大变形管线钢X80的工艺参数 |
| 4.3.3 抗大变形管线钢X80的单炉试制评价 |
| 4.3.4 抗大变形管线钢X80千吨批量试制 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）ULCB钢的焊材研制及其焊接接头组织和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABTRACT |
| 1 前言 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 ULCB钢研究现状 |
| 1.2.2 ULCB钢的焊接材料研究现状 |
| 1.2.3 ULCB钢焊接接头的组织和性能研究现状 |
| 1.3 研究内容与技术路线 |
| 1.3.1 研究内容 |
| 1.3.2 技术路线 |
| 2 ULCB钢用烧结焊剂研制及性能研究 |
| 2.1 烧结焊剂的设计及研制 |
| 2.2 烧结焊剂的工艺性能研究 |
| 2.2.1 正交试验分析 |
| 2.2.2 方差分析 |
| 2.2.3 回归分析 |
| 2.2.4 焊剂成分参数优化 |
| 2.3 熔敷金属显微组织分析 |
| 2.4 接头力学性能测试 |
| 2.4.1 拉伸性能 |
| 2.4.2 冲击性能 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 ULCB钢焊丝研制及性能研究 |
| 3.1 ULCB钢用焊丝研制 |
| 3.1.1 焊丝设计原理 |
| 3.1.2 焊丝性能预测 |
| 3.1.3 焊丝冶炼过程 |
| 3.2 熔敷金属化学成分分析 |
| 3.3 熔敷金属显微组织分析 |
| 3.4 焊接接头力学性能测试 |
| 3.4.1 拉伸性能 |
| 3.4.2 冲击性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 ULCB钢焊焊接接头组织与性能研究 |
| 4.1 试验方法 |
| 4.1.1 试验材料 |
| 4.1.2 焊接工艺 |
| 4.1.3 测试分析 |
| 4.2 ULCB钢接头的显微组织 |
| 4.2.1 接头宏观组织 |
| 4.2.2 焊缝区 |
| 4.2.3 热影响区和熔合区 |
| 4.3 ULCB钢接头的力学性能 |
| 4.3.1 拉伸性能 |
| 4.3.2 冲击性能 |
| 4.3.3 硬度 |
| 4.4 焊接线能量对ULCB钢接头组织和性能的影响 |
| 4.4.1 焊接线能量对接头组织的影响 |
| 4.4.2 焊接线能量对接头力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 ULCB钢焊接接头力学性能的数学模型 |
| 5.1 模型自变量选取及计算 |
| 5.1.1 焊剂碱度 |
| 5.1.2 焊丝碳当量 |
| 5.1.3 焊接线能量 |
| 5.1.4 工艺值 |
| 5.1.5 针状铁素体含量 |
| 5.2 多元线性回归模型 |
| 5.3 回归分析 |
| 5.3.1 抗拉强度回归模型 |
| 5.3.2 冲击韧性回归模型 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 进一步研究建议 |
| 参考文献 |
| 在校期间发表论文、申请专利以及获奖情况 |
（5）高硅贝氏体钢组织与性能及V微合金化影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 贝氏体钢国内外发展概况 |
| 1.1.1 国外贝氏体钢的发展过程及现状 |
| 1.1.2 国内贝氏体钢的发展过程及现状 |
| 1.2 贝氏体钢中主要元素的作用 |
| 1.2.1 C的作用 |
| 1.2.2 Si的作用 |
| 1.2.3 Mn的作用 |
| 1.2.4 其它元素的作用 |
| 1.3 贝氏体钢热处理工艺 |
| 1.3.1 空冷处理 |
| 1.3.2 控制冷却 |
| 1.3.3 等温处理(等温淬火) |
| 1.4 贝氏体钢的类型、显微组织和性能及应用 |
| 1.4.1 粒状贝氏体与粒状组织 |
| 1.4.2 仿晶界型铁素体/粒状贝氏体复相钢 |
| 1.4.3 贝氏体/马氏体型复相钢 |
| 1.4.4 准贝氏体(无碳化物贝氏体)钢 |
| 1.4.5 超低碳贝氏体钢 |
| 1.5 高硅贝氏体钢的强化机理 |
| 1.5.1 贝氏体铁素体 |
| 1.5.2 相变诱发塑性 |
| 1.5.3 残余奥氏体 |
| 1.6 本论文的研究内容与意义 |
| 参考文献 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.2 显微组织观察及性能测试 |
| 参考文献 |
| 第3章 高硅贝氏体钢等温处理的组织与性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及热处理工艺 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 等温热处理工艺 |
| 3.3 0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr钢的实验结果与讨论 |
| 3.3.1 等温淬火温度对组织和力学性能的影响 |
| 3.3.2 等温时间对组织和力学性能的影响 |
| 3.4 0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V钢的实验结果与讨论 |
| 3.4.1 等温淬火温度对组织和性能的影响 |
| 3.4.2 等温时间对组织和性能的影响 |
| 3.5 V微合金化对等温处理组织和力学性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第4章 高硅贝氏体钢连续冷却转变组织与性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及热处理工艺 |
| 4.3 奥氏体化后空冷及空冷并回火钢的实验结果与讨论 |
| 4.3.1 0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr钢的组织与性能 |
| 4.3.2 0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V钢的组织与性能 |
| 4.3.3 奥氏体化后空冷条件下V微合金化对组织和性能的影响 |
| 4.4 奥氏体化后风冷及风冷并回火钢的实验结果与讨论 |
| 4.4.1 0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr钢的组织与性能 |
| 4.4.2 0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V钢的组织与性能 |
| 4.4.3 风冷条件下V微合金化对组织与性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第5章 结论 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
| 作者简介 |
（6）回火工艺对低碳高强贝氏体钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 低碳高强贝氏体钢的发展简介 |
| 1.1.1 国外低碳高强贝氏体钢的发展 |
| 1.1.2 我国低碳贝氏体钢的发展 |
| 1.2 低碳高强贝氏体钢的成分特点 |
| 1.3 低碳高强贝氏体钢的组织特征 |
| 1.4 低碳高强贝氏体钢的性能优点 |
| 1.5 低碳高强贝氏体钢的控轧控冷技术 |
| 1.5.1 TMCP的发展过程 |
| 1.5.2 TMCP的工艺 |
| 1.5.3 再结晶与非再结晶轧制 |
| 1.5.4 TMCP工艺的应用 |
| 1.6 关于钢的回火 |
| 1.6.1 淬火钢在回火时的组织变化 |
| 1.6.2 回火脆化现象 |
| 1.7 本文研究的意义、目的及主要内容 |
| 1.7.1 研究意义及目的 |
| 1.7.2 研究的主要内容 |
| 第2章 实验材料及方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 轧制工艺的制定 |
| 2.2.2 回火工艺的制定 |
| 2.2.3 力学性能测试 |
| 2.2.4 显微组织观察 |
| 第3章 试验钢轧态力学性能检测与组织观察 |
| 3.1 轧制 |
| 3.2 力学性能检测 |
| 3.3 试验钢轧态组织观察 |
| 3.3.1 金相组织及扫描电镜观察 |
| 3.3.2 电子探针分析 |
| 3.3.3 透射电镜观察 |
| 3.4 试验钢的强化机理分析 |
| 3.5 断口分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 试验钢回火态力学性能及组织 |
| 4.1 回火工艺对力学性能的影响 |
| 4.1.1 回火工艺对拉伸强度的影响 |
| 4.1.2 回火工艺对冲击韧性的影响 |
| 4.1.3 回火工艺对硬度的影响 |
| 4.2 回火工艺对试验钢组织的影响 |
| 4.2.1 试验钢低温回火后组织变化 |
| 4.2.2 试验钢中温回火后组织变化 |
| 4.2.3 试验钢高温回火后组织变化 |
| 4.2.4 回火时间对试验钢组织的影响 |
| 4.3 透射电镜观察 |
| 4.4 冲击断口分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（7）国产非调质CF钢焊接接头裂纹扩展速率的试验研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 非调质CF钢概述 |
| 1.3 国内外研究动态 |
| 1.4 裂纹扩展的损伤研究 |
| 1.5 本论文的主要工作 |
| 第2章 材料基本试验 |
| 2.1 试验材料和试件的制备 |
| 2.2 拉伸试验 |
| 2.3 断裂韧性试验 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 疲劳裂纹扩展的试验研究 |
| 3.1 疲劳裂纹扩展试验 |
| 3.1.1 试验方法 |
| 3.1.2 a-N曲线拟合 |
| 3.1.3 疲劳裂纹扩展速率表达式 |
| 3.2 疲劳裂纹扩展速率可靠性研究 |
| 3.2.1 疲劳裂纹扩展速率的变异性和随机模型 |
| 3.2.2 基于(a,N)数据统计分布的da/dN可靠性研究 |
| 3.2.3 基于(da/dN,/ΔK)数据统计分布的da/dN可靠性研究 |
| 3.2.4 基于引入随机函数的da/dN可靠性研究 |
| 3.2.5 基于蒙特卡罗法的da/dN可靠性研究 |
| 3.3 几种da/dN可靠性研究方法比较 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 疲劳裂纹扩展的有限元分析 |
| 4.1 基本方程 |
| 4.1.1 材料力学模型的简化 |
| 4.1.2 屈服准则 |
| 4.1.3 强化模型 |
| 4.1.4 本构关系 |
| 4.2 疲劳损伤模型 |
| 4.3 应力强度因子的计算 |
| 4.4 裂纹扩展模拟 |
| 4.4.1 裂纹扩展分析方法 |
| 4.4.2 裂纹扩展模拟结果 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 疲劳裂纹扩展寿命的估算 |
| 5.1 裂纹扩展寿命估算方法 |
| 5.2 裂纹扩展寿命估算 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结束语 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录A:各区域(a,N)曲线 |
| 附录B:各区域(da/dN,ΔK)曲线 |
| 附录C:无损探伤设备参数及焊接接头金相图 |
| 附录D:学习期间发表论文 |
（8）磷合金化低碳贝氏体耐候钢的研制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 低合金高强度钢的发展概况 |
| 1.1.1 低碳贝氏体钢的发展 |
| 1.1.2 我国贝氏体钢的发展 |
| 1.2 低碳贝氏体型耐候钢的发展概况 |
| 1.3 钢中贝氏体的基本类型 |
| 1.3.1 上贝氏体 |
| 1.3.2 下贝氏体 |
| 1.3.3 粒状贝氏体 |
| 1.3.4 无碳化物贝氏体 |
| 1.4 低碳贝氏体耐候钢的成分设计及微合金元素的作用 |
| 1.4.1 碳含量的控制 |
| 1.4.2 锰和镍元素对低碳贝氏体钢组织性能的影响 |
| 1.4.3 微量铌和硼的综合作用 |
| 1.4.4 铜元素对低碳贝氏体钢组织性能与耐蚀性能的影响 |
| 1.4.5 磷元素对低碳贝氏体钢组织性能与耐蚀性能的影响 |
| 1.5 控轧控冷与驰豫-析出-控制相变RPC工艺 |
| 1.5.1 控制轧制与控制冷却的基本原理及变形工艺 |
| 1.5.2 控制轧制原理、分类及特点 |
| 1.5.3 控制冷却原理 |
| 1.5.4 控轧控冷变形工艺 |
| 1.5.5 驰豫-析出-控制相变RPC工艺 |
| 1.6 本课题研究的目的和内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验钢成分设计 |
| 2.2 动态CCT曲线的测定 |
| 2.2.1 热模拟实验试样制备 |
| 2.2.2 动态CCT曲线测试方法 |
| 2.2.3 相变点的测试方法 |
| 2.3 实验室轧制工艺 |
| 2.4 力学性能实验 |
| 2.5 显微组织观察实验 |
| 2.6 热塑性实验 |
| 2.6.1 试样制备 |
| 2.6.2 实验方法 |
| 第3章 动态CCT曲线测试结果与分析 |
| 3.1 不同冷速下显微组织分析 |
| 3.2 动态CCT曲线 |
| 第4章 热轧态实验钢力学性能结果与分析 |
| 4.1 实验钢轧态显微组织分析 |
| 4.1.1 冷速对显微组织的影响 |
| 4.1.2 弛豫对显微组织的影响 |
| 4.1.3 终轧温度对显微组织的影响 |
| 4.1.4 轧板三维显微组织 |
| 4.1.5 实验钢轧态组织中M/A岛分析 |
| 4.1.6 实验钢热轧态组织TEM分析 |
| 4.2 实验钢室温拉伸性能分析 |
| 4.3 实验钢的冲击韧性分析 |
| 第5章 连铸坯高温塑性的热模拟实验研究 |
| 5.1 高温塑性的研究 |
| 5.2 断口及金相组织分析 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）中国轧钢技术的发展现状和展望（论文提纲范文）
| 1 中国轧钢技术的发展概况 |
| 2 热轧带钢轧制技术的发展现状和主要进展 |
| 2.1 热轧带钢轧制技术发展概况 |
| 2.2 创新性进展 |
| 2.2.1 紧凑流程线热轧及冷却控制过程钢中形变、相变和析出行为 |
| 2.2.2 新一代热轧带钢控制冷却系统 |
| 2.2.3 VCL轧辊——板形控制技术 |
| 2.2.4 氧化铁皮控制技术 |
| 2.2.5 集约化生产技术 |
| 2.2.6 热连轧生产高级别管线钢 |
| 2.2.7 薄板坯连铸连轧生产无取向电工钢 |
| 3 中厚板轧制技术的发展现状和主要进展 |
| 3.1 发展概况 |
| 3.2 创新性进展 |
| 3.2.1 新型桥梁用钢 |
| 3.2.2 大线能量焊接 |
| 3.2.3 低碳贝氏体非调质高强钢板 |
| 3.2.4 大厚度大单重钢板生产技术 |
| 3.2.5 新一代中厚板控制冷却技术 |
| 3.2.6 调质热处理技术与装备 |
| 4 冷轧带钢轧制技术的发展现状和主要进展 |
| 4.1 发展概况 |
| 4.2 创新性进展 |
| 4.2.1 硅钢生产技术和装备 |
| 4.2.2 汽车用钢板 |
| 4.2.3 两片式易拉罐用镀锡板 |
| 4.2.4 高强钢连续退火-热浸镀生产-实验两用线 |
| 4.2.5 低硅、无铝相变诱发塑性钢 |
| 4.2.6 冷轧板形控制系统 |
| 4.2.7 无铬钝化技术及钝化液 |
| 5 长材轧制技术的发展现状 |
| 5.1 发展状况 |
| 5.2 创新性进展 |
| 5.2.1 棒材超快冷技术和热轧带肋钢筋超级钢 |
| 5.2.2 中碳冷镦钢的在线软化和非调质冷镦钢 |
| 5.2.3 钢轨在线热处理技术创新与发展 |
| 5.2.4 F型钢 |
| 5.2.5 H型钢 |
| 6 无缝钢管轧制技术的发展现状和主要进展 |
| 6.1 发展概况 |
| 6.2 创新性进展 |
| 6.2.1 三辊限动芯棒连轧技术 |
| 6.2.2 油井管开发, 自给率提高 |
| 6.2.3 大口径连轧管机芯棒国产化 |
| 7 实验研究平台的发展现状和主要进展 |
| 7.1 发展概况 |
| 7.2 创新性进展 |
| 7.2.1 热轧实验机组 |
| 7.2.2 热力模拟实验机 |
| 7.2.3 冷轧实验机组 |
| (1) 液压张力技术。 |
| (2) 二/四辊工作模式。 |
| 7.2.4 连续退火模拟实验机 |
| (1) 大尺寸试样保护气氛退火。 |
| (2) 组合式宽速率冷却系统。 |
| (3) 冷却方式、冷却速率和冷却路径控制。 |
| 8 当前轧钢技术创新的重点问题和发展方向 |
| 8.1 引进生产线的消化、吸收和再创新, 迅速发挥引进效益 |
| 8.2 加强工艺、设备改造, 解决关键、共性问题, 建立特色技术 |
| 8.3 自主创新, 研发前沿性的重大工艺技术, 开发引领性新产品 |
| 8.4 开发减量化技术, 节能减排, 实现可持续发展 |
| 8.5 突破自动化技术的瓶颈, 加强自动化检测仪表的自主开发 |
| 9 结语 |
（10）西气东输二线用X80管线钢组织—性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 课题研究目的和意义 |
| 1.2.1 西气东输二线管道工程简介 |
| 1.2.2 目的和意义 |
| 1.3 管线钢的研究与发展趋势 |
| 1.3.1 管线钢的发展趋势 |
| 1.3.2 管线钢的组织结构变化 |
| 1.4 X80管线钢的研究与应用情况 |
| 1.4.1 国外研究现状 |
| 1.4.2 国内研究现状 |
| 1.5 本论文研究内容 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热模拟实验 |
| 2.2.1 Gleeble-1500型热模拟试验机简单介绍 |
| 2.2.2 热模拟试样类型 |
| 2.3 力学性能实验 |
| 2.3.1 拉伸性能实验 |
| 2.3.2 冲击韧性实验 |
| 2.3.3 落锤撕裂实验 |
| 2.3.4 硬度试实验 |
| 2.4 显微组织分析实验 |
| 第三章 X80管线钢典型组织的形态和结构的基本特征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 X80管线钢的典型组织 |
| 3.2.1 多边形铁素体(PF) |
| 3.2.2 准多边形铁素体(QF) |
| 3.2.3 粒状贝氏体铁素体(GB或GF) |
| 3.2.4 贝氏体铁素体(BF) |
| 3.2.5 岛状组成物 |
| 3.2.6 其它组织 |
| 3.3 焊缝组织的针状铁素体 |
| 3.4 小结 |
| 第四章 不同组织类型 X80管线钢研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及实验方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 金相组织观察 |
| 4.3.2 力学性能检验 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 针状铁素体钢(AF) |
| 4.4.2 双相钢(DP) |
| 4.4.3 铁素体-珠光体钢(F-P) |
| 4.5 小结 |
| 第五章 不同合金含量 X80管线钢研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及实验方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 力学性能检测 |
| 5.3.2 金相组织观察 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 较低合金含量的X80钢 |
| 5.4.2 较高合金含量的X80钢 |
| 5.5 小结 |
| 第六章 不同钼、铌含量的X80管线钢研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料与方法 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 力学性能检测 |
| 6.3.2 显微组织观察 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 含较高Mo的X80钢 |
| 6.4.2 含较高Nb的X80钢 |
| 6.5 小结 |
| 第七章 X80管线钢焊接热影响区组织性能分析 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验材料及实验方法 |
| 7.2.1 实验材料 |
| 7.2.2 实验方法 |
| 7.2.2.1 单道焊热模拟实验 |
| 7.2.2.2 多道焊热模拟实验 |
| 7.3 实验结果与分析 |
| 7.3.1 焊接热影响区不同区域的组织性能 |
| 7.3.1.1 力学性能特征 |
| 7.3.1.2 显微组织特征及分析 |
| 7.3.2 焊接热输入对组织性能的影响 |
| 7.3.2.1 力学性能特征 |
| 7.3.2.2 显微组织特征及分析 |
| 7.3.3 焊接二次热循环对 X80组织性能的影响 |
| 7.3.3.1 力学性能特征 |
| 7.3.3.2 显微组织特征及分析 |
| 7.4 小结 |
| 第八章 X80管线钢弯管二次热加工的组织性能分析 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验材料及实验过程 |
| 8.2.1 实验材料 |
| 8.2.2 实物制作 |
| 8.2.3 热模拟实验 |
| 8.3 实物弯管不同部位的组织性能 |
| 8.3.1 力学性能检测 |
| 8.3.2 显微组织分析 |
| 8.4 弯管在不同工艺条件下的组织结构特征 |
| 8.4.1 不同加热温度下的显微组织 |
| 8.4.2 不同冷却方式下的显微组织 |
| 8.4.3 不同回火温度下的显微组织 |
| 8.5 小结 |
| 第九章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 攻读硕士期间发表的学术论文 |
| 详细摘要 |
四、鞍钢超低碳贝氏体系列钢填补国内空白（论文参考文献）
- [1]DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究[D]. 李宏亮. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]2011协同创新结硕果——钢铁关键共性技术研发进展[A]. 王国栋,朱苗勇,王昭东,刘振宇,李建平,韩跃新. 2016年全国轧钢生产技术会议论文集, 2016
- [3]抗大变形X80管线钢宽厚板性能控制与生产工艺研究[D]. 刘浩岩. 东北大学, 2016(07)
- [4]ULCB钢的焊材研制及其焊接接头组织和性能研究[D]. 杨亮. 西安理工大学, 2014(08)
- [5]高硅贝氏体钢组织与性能及V微合金化影响的研究[D]. 苗隽. 东北大学, 2012(07)
- [6]回火工艺对低碳高强贝氏体钢组织和性能的影响[D]. 李小宝. 东北大学, 2011(03)
- [7]国产非调质CF钢焊接接头裂纹扩展速率的试验研究[D]. 刘国寿. 昆明理工大学, 2011(05)
- [8]磷合金化低碳贝氏体耐候钢的研制[D]. 孙国菲. 东北大学, 2010(04)
- [9]中国轧钢技术的发展现状和展望[J]. 王国栋,吴迪,刘振宇,王昭东. 中国冶金, 2009(12)
- [10]西气东输二线用X80管线钢组织—性能的研究[D]. 张莉莉. 西安石油大学, 2009(S1)