王占花[1]（2021）在《贝氏体型非调质钢的组织性能调控研究》文中认为微合金化非调质钢具有节能环保、低成本等优点,已广泛地应用于汽车锻件等机械零部件的生产。然而,由于传统的铁素体–珠光体型非调质钢的强度低韧性差,使得该类材料难以应用于对强韧性要求较高的保安零部件。因此,迫切需要开发具有高强韧性匹配的贝氏体型非调质钢。本文首先从微合金化出发设计了3种贝氏体型非调质钢MB4（20Mn2Si Cr S）、MB5（20Mn2Si Cr VS）、MB6（20Mn2Si Cr VTi S）,研究了V、Ti微合金化与控制锻造工艺对实验钢组织及性能的影响规律,探究了锻后回火处理对实验钢组织及性能的影响;其次,采用慢应变速率拉伸（Slow strain rate tensile,SSRT）、氢热分析（Thermal desorption spectrometry,TDS）、氢渗透等实验研究了实验钢的氢脆敏感性,并与传统的42Cr Mo调质钢进行了对比。获得的主要结果如下:微合金元素V和Ti对实验钢组织及力学性能影响的研究结果表明,在MB4钢的基础上添加0.13 wt.%V（MB5钢）,使Ac1和Ac3温度提高了～30℃,抑制了先共析铁素体的析出,并促进了贝氏体的生成,扩大了获得全贝氏体组织（贝氏体体积分数大于90%）的冷速范围,即由0.83～1.48℃/s扩大到0.43～1.82℃/s。MB4和MB5钢锻后空冷组织主要为粒状贝氏体组织;与MB4钢相比,MB5钢的组织得到明显细化,特别是M/A组元的细化效果更为显着。在MB5钢中进一步添加适量Ti元素抑制了先共析铁素体的生成,促进板条贝氏体的生成,锻后空冷可获得板条状下贝氏体为主的组织。V及V-Ti复合微合金化均可以明显地优化贝氏体型非调质钢的整体力学性能,强度水平得到明显提高,V微合金化的MB5钢的抗拉强度水平达到1100 MPa级,V-Ti微合金化的MB6钢的强度水平达到1300 MPa级,同时钢的塑性和韧性也得到明显改善。相分析结果表明,锻态MB5钢中仅有～8.5%的V以M（C,N）的形式存在,锻态MB6钢中～7%的V及～96%的Ti存在于M（C,N）中。计算得到MB5和MB6钢中M（C,N）析出强化的效果分别约为40 MPa、45MPa。锻造工艺对MB6钢组织及力学性能影响的研究结果表明,通过控制终锻温度和锻后冷却速率,MB6钢可获得以板条状下贝氏体为主的组织,从而可使力学性能得到进一步提升,抗拉强度达1400 MPa级,冲击功达64 J;除屈服强度和屈强比外,MB6钢表现出与42Cr Mo调质钢相同甚至更高的力学性能。示波冲击试验表明,板条状下贝氏体型非调质钢的裂纹萌生功、裂纹扩展功及裂纹扩展止裂能力均明显地高于粒状贝氏体型非调质钢,这表明减少甚至消除大块状M/A组元、增加大角度晶界的比例和细化组织可以有效地改善韧性。因此,通过合理的控制锻造工艺可调控贝氏体型非调质钢的组织及性能。对控锻的MB6钢锻后回火行为的研究结果表明,随着回火温度升高,实验钢的抗拉强度逐渐降低,从锻态的1418 MPa逐渐降低到500℃回火时的1094 MPa;而屈服强度则呈现先缓慢增加后降低的变化趋势,在400℃达到峰值;屈强比由锻态时的0.73逐渐升高至500℃回火时的0.93。与强度不同,实验钢的冲击功随回火温度呈现先增加后降低,最后再增加的变化特征,在400℃回火时冲击吸收功最小,呈现出一定的回火脆性;而500℃回火后冲击功最大,较锻态样提高约27%。因此,对实验钢锻后进行适当的回火处理,有利于获得与调质合金钢相当的良好综合力学性能,从而有助于扩大其应用范围。对具有粒状贝氏体与板条状下贝氏体组织的MB6钢氢脆敏感性的研究结果表明,粒状贝氏体组织的表观氢扩散系数明显地低于板条状下贝氏体组织,前者电化学充氢后的氢含量明显地高于后者。尽管板条状下贝氏体组织的强度水平明显地高于粒状贝氏体组织,但二者的氢脆敏感性指数基本相当,且明显地低于同等强度水平的42Cr Mo调质钢。500℃回火处理后两种组织的表观氢扩散系数和氢脆敏感度较锻态组织均得到显着地降低,但其氢脆敏感性仍略高于同等强度水平的42Cr Mo调质钢。实验钢回火过程中的组织变化及其所引起的强度水平的降低是其氢脆敏感性明显降低的主要原因。
刘华松[2]（2021）在《包晶钢连铸坯表面裂纹与组织控制研究》文中研究指明亚包晶或包晶点附近成分钢种的连铸坯表面横裂纹控制长期以来是低合金高强钢生产中的瓶颈问题。鉴于通过表面温度调控改善裂纹的传统途径具有较大局限性,由组织角度提升连铸坯表层热塑性已成为解决此类钢种在连铸、送装以及加热环节裂纹敏感性的重要思路。影响铸坯热塑性的组织因素主要包括原始奥氏体晶粒尺寸、奥氏体晶界处先共析铁素体与碳氮化物的析出状态。考虑到常规连铸冷却过程中铁素体相变与碳氮化物析出行为难以有效控制,本研究提出抑制凝固初生奥氏体晶粒粗化、降低连铸过程碳氮化物析出程度以及避免再加热时膜状铁素体形成的研究路线。初生奥氏体晶粒粗化与冷却强度有关,其多发生在连铸坯表面凹陷或振痕处。在凝固与冷却过程中,通过解析坯壳不同位置所发生收缩对表面凹陷的作用,建立了坯壳表面凹陷程度的预测模型,并利用结晶器热流密度等实测数据对此模型进行了验证。结果表明,坯壳凹陷程度与碳含量关系密切,最大凹陷分别出现于超低碳与亚包晶区域,与实测数据吻合良好。进而,通过线性回归方法提出了多项式形式的最大凹陷位置碳含量预测模型。以上模型为表面凹陷敏感性较大的亚包晶钢成分优化提供了可靠依据。连铸坯表层粗大奥氏体晶粒的形成机制至今仍存在争议。基于动力学模型分析与凝固实验,对包晶钢凝固初生奥氏体晶粒的粗化机制进行了研究。依据1300～1450℃高温下的等温晶粒长大实验结果,由溶质拖曳理论分析了初生奥氏体晶粒的长大动力学特征,认为其在高温时为理想晶粒长大。理想晶粒长大可很好地描述缓慢冷却凝固时的奥氏体晶粒长大行为;但对于连铸初凝坯壳对应的快速冷却凝固条件,其晶粒长大速度应当更快。通过设计0.15～10℃/s不同冷却速率下的凝固实验,证实了初生奥氏体晶粒存在的两种长大机制。其中,快速冷却凝固时奥氏体晶粒粗化速度远大于缓慢冷却凝固时。两种晶粒长大机制间的临界冷却速率为0.309～0.483℃/s。依据其与块状转变发生临界条件间的对比,两种晶粒长大机制分别对应于奥氏体通过扩散控制包晶相变或块状转变方式形成。其中,块状转变过程中产生的大量应变应当是快速冷却凝固时奥氏体晶粒迅速粗化的原因。依据初生奥氏体晶粒长大机制,通过在晶界迁移驱动力模型中引入应变能项,建立了适用于块状转变的初生奥氏体晶粒长大模型,并结合多相场模拟及凝固实验数据确定了模型参数。该模型可在晶粒尺寸与形貌上较好地描述连铸坯表层奥氏体晶粒特征,反映出晶粒在奥氏体完全形成温度附近的快速粗化与柱状晶粒形貌等实验观察现象。基于此模型对铸坯表层晶粒的粗化时机与影响因素进行了分析。结果表明,若通过强化冷却抑制初生奥氏体晶粒粗化,应当在铸坯表层温度降至奥氏体完全形成温度之前进行,对应于连铸结晶器上部区域,其关键措施为减轻表面振痕与凹陷。此外,进一步探讨了通过扩散控制包晶相变形成奥氏体以显着降低其晶粒粗化倾向的可能性。针对包晶点成分的含铝齿轮钢连铸坯角裂敏感性问题,通过研究其钢材产品渗碳处理对铝、氮元素含量的要求,为基于析出程度控制降低连铸裂纹倾向提供了成分优化依据。以20Cr钢为对象,采用模拟渗碳（伪渗碳实验）研究了铝、氮含量对渗碳时奥氏体晶粒尺寸的影响。根据晶粒结构特征与动力学理论,揭示了异常晶粒长大是渗碳时晶粒粗化的发生方式。进而,基于多相场模拟得到了异常晶粒长大发生的临界条件,并结合实验数据分别提出了由AlN质量分数及其钉扎强度所决定的渗碳晶粒尺寸控制预测模型。验证实验表明,模型正确率分别达到92%与75%。以上模型确定了该类齿轮钢中铝、氮含量的最低需求。通过模拟热装实验,分析了连铸坯装炉温度与表面裂纹敏感性间的联系。发现在两相区温度热装时,钢中未转变奥氏体的反向生长是奥氏体形成的主要方式,而奥氏体在珠光体与铁素体晶界处的形核与长大则受到抑制。在此相变行为下,两相区温度热装时膜状铁素体的形成倾向较高,并随着装炉温度的降低而下降。基于微观组织尺度的应变分配模拟,评估了再加热时的组织特征对裂纹敏感性的影响,揭示了装炉温度与表面裂纹敏感性之间的组织关联。结果表明,应避免在两相区温度热装,并建议装炉时铸坯表层组织中的珠光体含量应大于未转变奥氏体含量。
杨文晟[3]（2021）在《9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢关键技术基础研究》文中研究表明“加大环境治理力度,推动绿色发展取得新突破”,我国政府工作报告中重申了全面实施燃煤电厂超超低排放和节能升级的重要性和紧迫性。据有关方面计算,汽轮机服役温度每提高10℃,热效率可相对提高0.25%～0.30%。在我国目前通过技术引进成功开发的620℃等级高参数汽轮机材料中,耐热钢的研发和选用已经凸显了其局限性,随着机组投运时间的延长,现有耐热钢高温性能不足的问题也逐渐暴露,而630℃等级高参数汽轮机的研发生产主要由国外厂商技术垄断。所以研发我国自己的适用于更高参数（630℃）机组的材料以进一步降低煤耗、实现超超低排放的需求在当前提倡碳中和的情况下成为最为紧迫的任务。本课题依托四川省省院省校科技合作项目“630℃超高参数汽轮机关键阀芯锻件用新型耐热钢研发”（18SYXHZ0069）,采用VIM+ESR的生产工艺对9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢添加的Y2O3收得率、氧化物粒子在冶炼过程的运动行为、稀土氧化物弥散强化耐热钢的热变形行为、马氏体相转变行为等进行了系统研究;应用磁控溅射技术对耐热钢抗氧化能力、表面力学性能进一步改进;利用ProCAST模拟软件建立了工业级稀土氧化物弥散强化耐热钢电渣重熔的温度场、凝固场数值模型,优化了工业级耐热钢的电渣重熔工艺,解决了应用于630℃耐热钢实际研发、生产过程中的“热加工性差、无法长期保持设计的高温蠕变强度、抗高温氧化能力无法满足更高的服役温度”的问题,取得如下研究成果:首先在9-12%Cr马氏体耐热钢真空熔炼后期外加稀土 Y2O3纳米添加剂,利用稳定弥散的Y2O3粒子弥补现有的碳氮化物强化相在高温长时间下容易粗化所导致的钉扎作用损失。研究发现添加的稀土 Y203粒子在钢液中做布朗运动,在1600℃钢液中仅溶解0.2%,Y2O3粒子经VIM熔炼、ESR精炼后平均收得率达到37.5%。在实验室小型电渣重熔锭剖面组织及温度场、凝固场数值模拟发现,在电渣锭稳定结晶区域,耐热钢的柱状晶呈倒“V”型,500 kg工业级电渣过程数值模拟得到的最佳熔速为180 kg/h。热力学计算表明,在平衡凝固过程中,液相线温度为1510℃,固相线温度为1310℃,MX、M23C6析出强化相及Laves相和Z相于固相中依次析出。平衡凝固顺序为:L→L+δ-Ferrite→L+δ-Ferrite+MX→L+δ-Ferrite+MX+γ→δ-Ferrite+MX+γ→MX+γ+→MX+y+M23C6+α-Ferrite→MX+M23C6+αFerrite→MX+M23C6+α-Ferrite+Laves→MX+M23C6+α-Ferrite+Laves+Z;非平衡凝固过程中,由于大量溶质原子在凝固前沿富集及再分分布,导致凝固区间大于平衡凝固,同时诱导M23C6在凝固末端生成,非平衡凝固顺序为:L→L+δ→L+δ+γ→L+y+Z→L+y+Z+M2B→L+y+M2B+M23C6。结合热加工工艺及Gleeble热压缩实验发现,在低温低应变速率区域,9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢的软化机制为动态回复,在高温高应变速率区域,耐热钢的软化机制为动态再结晶。对热加工图的研究可知,9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢的最佳热加工参数为T=1050-1100℃、ε=0.03-0.3 s-1。利用Gleeble热模拟试验机和超高温共聚焦显微镜对比研究了不同冷速下9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢中马氏体的相转变行为规律。结果表明,板条马氏体首先在奥氏体晶界处形核并向内部长大;随着温度的降低,马氏体板条束在晶界处形成;多个马氏体板条束形成马氏体板条群,将原始奥氏体晶粒分割成数个小区域。增加冷速有利于提高马氏体形核率,同时引起奥氏体缺陷增多阻止板条马氏体界面迁移。随后在传统热处理工艺基础上增加二次淬火（1000℃）处理,显着降低了原始奥氏体尺寸,原奥平均晶粒尺寸由传统工艺的30.4 μm减小为12.1μm,冲击韧性由原有的12 J提升至24 J。二次淬火保温过程中大量的Nb（C,N）和VN二次析出,析出的第二相粒子可以钉扎奥氏体晶界,促使奥氏体晶粒尺寸显着降低,冲击韧性大幅提高。通过添加Y203粒子,使耐热钢中的纳米强化相数量增多、平均尺寸下降,沉淀强化贡献增加了 71 MPa。Y203的加入同时也会使更多的第二相粒子钉扎晶界阻止位错运动,促使耐热钢具有更高的初始位错密度及更为细小的亚晶粒结构,进而提高耐热钢性能。使用直流磁控溅射DCMS技术在9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢上沉积了硬质Cr1-xAlxN/CrN/Cr梯度涂层,梯度涂层不但对耐热钢表面进行改性提高了耐热钢表面硬度,而且显着提高了基材耐热钢的抗高温氧化能力。适度增加涂层中的Al掺杂含量（x=0.7）,有利于形成富Al的表面无定形氧化物产物层。根据涂层氧化动力学模型,氧气在氧化产物层的内扩散是涂层氧化动力学的主要控速环节。
刘洁[4]（2021）在《Ti、Ce微合金化35MnVS非调质钢的组织与力学性能研究》文中指出非调质钢因其节约能源、降低成本等优点在汽车曲轴等零件上得到广泛应用。近年来,随着钒等微合金化元素价格飙升,非调质钢也面临着进一步降低成本、改善加工性能稳定性等问题。低成本合金元素Ti具有细晶强化和析出强化的作用,稀土Ce可以通过改善硫化物夹杂来改善钢的切削加工性能。不过,Ti、Ce微合金化非调质钢方面的研究报道很少。因此,本文设计了几种Ti、Ce微合金化非调质钢,研究了Ti微合金化钢的热变形行为和析出行为以及稀土Ce对硫化物夹杂的改性机制及其细化组织的机理,为获得一种低成本易切削非调质钢提供基础数据。通过Gleeble-3800热模拟实验机研究了变形温度850～1200℃,应变速率0.1～10 s-1之间的Ti微合金化非调质钢的奥氏体动态再结晶行为。分析了变形温度、变形速率、碳氮化物和Ti4C2S2的析出行为对奥氏体动态再结晶的影响,计算了动态再结晶激活能,获得了热变形方程和热加工图。结果表明,0.042%Ti含量的非调质钢激活能最高,综合力学性能最好。通过功率耗散图和塑性失稳图的叠加得到了热加工图,获得了Ti微合金化非调质钢的最佳热加工工艺范围是900～1050℃的变形温度,0.1～0.2 s-1的变形速率和1100～1200℃变形温度,0.1～4 s-1变形速率。Ti含量为0.042%时,实验钢的综合力学性能最好。采用SEM、EDS和ASPEX对不同Ce含量的非调质钢中的夹杂物形貌、数量和尺寸以及实验钢的金相组织进行了表征,结合Thermo-Calc热力学软件对含Ce硫化物夹杂的形成过程进行了分析,并通过三维原子探针（3DAP）对晶界和相界面处的元素分布进行表征。研究结果表明Ce在1800℃与S结合形成Ce3S4夹杂,1480℃转变为Ce2S3夹杂,1480℃以下形成Ce2S3为内核,Ti4C2S2和Mn S包覆生长的复合夹杂物;添加Ce元素的实验钢中90%以上的夹杂物的长径比小于2.5;Ce含量为0.019%时,实验钢的组织最细,平均晶粒尺寸为4.58μm。3DAP的结果证明了Ce在晶界和相界处存在明显偏聚,阻碍了C扩散,抑制晶粒长大,另外,高温区形成的细小弥散含Ce夹杂物提供了形核质点,共同作用细化了非调质钢的组织。
孙宸[5]（2021）在《厚大断面42CrMo4钢组织调控与强韧化机制研究》文中指出42CrMo4中碳轴承钢具有高强韧性及良好的疲劳性能,广泛应用于风力发电机主轴及轴承、盾构机主轴承套圈等厚大断面关键结构件的制造。目前,国内在厚大断面钢构件纯净度、偏析、晶粒尺寸及组织均匀性控制方面与国际先进水平存在差距,导致材料低温冲击韧性无法满足5MW级及以上规格的风机主轴与轴承、3m级及以上规格的盾构机主轴承等高端产品要求,相关产品严重依赖进口。针对上述问题,本文通过对厚大断面42CrMo4钢构件进行实物解剖与全断面组织性能分析,阐明不同位置处韧性危害相的形成机制与危害机理,探究晶粒尺寸控制、夹杂物控制与组织均匀性控制原理与工艺,并依据研究成果对3m级42CrMo4钢回转支承构件进行了工艺设计与工业化制造。论文的主要研究内容和结论包括:（1）通过对厚大断面42CrMo4钢构件进行实物解剖分析,明确了构件从表面至心部组织与性能的演化规律,发现了构件不同位置处冲击韧性低的主要原因。结果表明,构件表面为全马氏体组织,随着取样位置的加深,贝氏体组织含量快速增加,至皮下50mm处,贝氏体组织含量达到约80%并在之后保持稳定。此外,构件皮下20mm处即开始出现白块异常组织（BK）。目前国产厚大断面42CrMo4钢构件冲击韧性低的问题表现为两个方面:一是表面冲击功偏低,大量存在的长条形晶界析出相导致了这一问题;二是心部冲击不达标,淬透性不足导致的贝氏体含量增加以及白块组织的存在是导致此问题的主要原因。此外,晶粒尺寸粗大以及大尺寸夹杂物的存在,也是导致心部及表面冲击韧性低的重要因素。（2）研究了构件内部出现的白块组织,阐明了其特征、形成机制与危害机理。结果表明,心部BK组织为过冷奥氏体中的贫碳区,轮廓不规则,可跨越原奥氏体界面生长,其上分布的细小、弥散渗碳体与基体之间存在特定位向关系:[001]α//[011]M3C,（111）M3C 5±1 deg from（100）α,（111）M3C 3±1 deg from（010）α。BK组织本质上为块状相变铁素体的自回火产物,其形成经过高温区扩散、中温区块状相变以及低温区回火三个阶段。成分起伏及扩散所产生的贫碳区在构件内部高应力作用下通过块状相变机制转变成为BK组织基体,在后续冷却过程中,BK组织基体中过饱和的碳析出成为细小、弥散、与基体具有特定位向关系的渗碳体。在冲击载荷作用下,BK组织边界及内部存在的不规则碳化物周围产生高应力集中,低硬度的BK组织会率先到达抗拉极限,产生微裂纹并扩展进入周围组织,大幅降低材料的裂纹萌生功。（3）探究了表面组织中长条形晶界碳化物的形成机制与影响因素,并基于研究结果设计了新型热处理工艺。结果表明,奥氏体化温度可显着影响基体碳含量与晶界密度,从而影响回火过程中M3C碳化物的形核速率,进而改变其形貌与分布。基于上述原理,设计了新型淬火工艺,通过设置550-600℃保温段以及提高奥氏体化温度至880℃,实现了回火态晶界析出相的球化,在强度基本不变的情况下大幅提升了材料的冲击韧性。（4）系统研究了钒微合金化对42CrMo4钢晶粒尺寸、淬透性以及强韧性的影响。结果表明,钒的添加导致奥氏体化过程中未溶MC含量增加,尺寸减小,带来晶粒尺寸的显着细化。880℃奥氏体化条件下,材料淬透性随着钒含量的增加呈现先升高后降低而后再升高的变化趋势,高钒条件下钒会在晶界处大量偏聚,导致钒的淬透性系数大幅提高,因此材料淬透性的再次升高。强化机制方面,高钒条件下位错强化效应的大幅减弱导致了 42CrMo4钢淬火态组织强度的降低,而纳米级MC碳化物强烈的析出强化效应则导致了回火态组织强度的升高。韧化机制方面,钒的加入会降低42CrMo4钢的上平台功,但同时会降低42CrMo4钢的韧脆转变温度。前者主要由于纳米级MC碳化物对位错的强钉扎效应导致了塑性变形功的降低,后者则归因于晶粒尺寸细化带来的裂纹扩展功的升高。（5）系统研究了稀土含量对42CrMo4钢中夹杂物演化行为的影响。结果表明,在高S低O条件下,随着稀土含量的增加,稀土与钢中杂质元素的结合顺序为S→O→As→P→C。稀土的适量加入可将MnS以及Al2O3变质成为球化良好的细小稀土硫化物,提高材料韧性。（6）依据上述研究结果进行了 3m级42CrMo4钢回转支承构件的工业化制造。结果表明,通过稀土纯净化处理、微合金化处理以及热处理工艺调控,试制套圈晶粒尺寸达到8.0级,夹杂物细小弥散,表面组织中回火析出相球化良好。试环全截面硬度差保持在±15HB,心部力学性能可达到Re≥720MPa,Rm≥840MPa,A≥15%,Z≥60%,AKv（-20℃）≥40J 的指标要求。
陈曦[6]（2021）在《汽车零部件用无碳贝氏体非调质钢的成分、工艺与组织研究》文中研究表明随着生产技术的发展和政府法规的日益严格,汽车工业对安全、低排放、低成本及燃料经济型的要求日益提高。汽车轻量化是提高燃油效率并降低排放量的有效手段,而高强韧钢是既能保证汽车轻量化,又能保证和提升汽车安全的性价比高的现代汽车制造材料。近年来,非调质钢由于性能优良、降低成本、节能减排和绿色环保的突出优点,已逐步应用于汽车发动机曲轴、连杆和转向节等零部件上,取代相当数量的高强调质钢。传统的铁素体-珠光体型非调质钢的强度上限较低且提升成本较大,已难满足更高强度的需求,而贝氏体钢可在保证韧性的同时具有更高的强度,尤其是近年来无碳贝氏体组织的研究,使得贝氏体钢的强韧性进一步提升成为可能。因此,本文将无碳贝氏体组织与非调质钢的生产方式相结合,设计了五种不同钼、铌含量的无碳贝氏体非调质钢,围绕合金成分与显微组织演变、强韧性匹配提升开展了一系列控制轧制参数优化的研究。本文利用Thermo-Calc软件对实验钢的平衡析出相种类及各组元成分含量随温度变化的关系进行了计算。结果表明,实验钢中的平衡相种类较多,主要有奥氏体、铁素体、Fe3C、Ti（C,N）和（Nb,Ti）C相、以及其他合金元素的硼化物和碳化物相,如B2M、M3B2、M6C和M7C3等。随着钼含量的增加,Fe3C的析出温度区间缩窄,析出受到抑制,其他含钼相的析出情况略受影响。随着铌含量的增加,（Nb,Ti）C的最大析出量显着增加,Ti（C,N）相的最大析出量略有减少。利用JMatPro、MUCG83软件和等温盐浴实验对等温相变规律进行计算及研究的结果表明,当等温温度为350℃～450℃时,实验钢的室温组织以板条状无碳贝氏体为主,当等温温度为500℃时,实验钢的室温组织中出现粗大的粒状贝氏体,当等温温度达550℃时,实验钢为典型的粒状贝氏体组织,板条状无碳贝氏体不可见。同时,随着等温时间的增加和等温温度的降低,贝氏体转变量增加,贝氏体转变的不完全程度降低,且贝氏体铁素体的板条细化,残余奥氏体含量增加。钼、铌含量的增加使在同一等温条件下的贝氏体转变量减少,且随着等温温度的升高,贝氏体转变的不完全程度进一步增加。等温温度为400℃,等温时间为30min时,呈现最优的强韧性匹配,为后续轧后热处理制度的建立提供依据。利用Gleeble热模拟机对实验钢过冷奥氏体动态连续冷却转变规律进行研究的结果表明,合金元素含量和轧后冷速的选择对得到理想含量的薄膜状残余奥氏体有显着影响。为了保证实验钢的强度和韧性,轧后冷却速率应保持在0.3℃/s～1℃/s范围内,尤其是0.5℃/s时,各实验钢组织中板条状无碳贝氏体组织含量较多,同时含有较多的薄膜状残余奥氏体,大角度晶界占比较大,是具有较为理想的强韧性匹配的组织。随着轧后冷速的增加,具有高密度位错的块状贝氏体铁素体和其上分布的M/A岛构成的粒状贝氏体和极少量的块状先共析铁素体组成的组织,逐渐转变成具有高密度位错的相互平行的贝氏体铁素体板条和板条间均匀分布的残余奥氏体薄膜构成的板条状无碳贝氏体和马氏体组成的组织,且位错密度增加,析出相粒子平均粒径减少,残余奥氏体含量减少。同时,钼、铌含量的增加,均不同程度地推迟了高温扩散型转变,促进了贝氏体转变,提高了显微硬度,但导致残余奥氏体含量有不同程度的减少。显微组织亚结构的细晶强化、固溶强化、位错强化和第二相粒子的沉淀强化使得实验钢硬度提高。利用Gleeble热模拟机对实验钢在不同终轧条件下进行双道次热模拟实验,结果表明,随着终轧变形量的增加和终轧温度的降低,实验钢显微组织中板条状无碳贝氏体和马氏体的占比增加,贝氏体铁素体板条明显细化,位错密度显着提高,析出相粒子明显细化,大角度晶界占比增加,有利于得到强韧性的良好匹配。细晶强化、位错强化、析出强化以及在轧制过程中钢中残余奥氏体向马氏体的转变的协同作用使抗拉强度由1235MPa增加到1490MPa。综合来看,在轧后冷速控制在0.5℃/s左右,终轧温度为850℃、终轧变形量为30%时,能够得到预期的板条状无碳贝氏体较多的、薄膜状残余奥氏体含量较佳的、析出相粒子较为细小的具有良好强韧性匹配的贝氏体钢。中试条件下,不同终轧条件下各钼、铌含量实验钢的力学性能均能达到甚至优于国标中对非调质钢的性能要求。随着终轧温度的降低、终轧变形量的提高和钼、铌含量的增加,实验钢的强度和韧性均有所提高,通过合理的成分设计和控轧控冷工艺得到轧后高强高韧的无碳贝氏体非调质钢是可行的。当钼含量为0.51wt%、铌含量为0.032wt%时,仅通过当前控轧控冷工艺便可达到较佳的强韧性匹配,其抗拉强度高达1328MPa,屈服强度达873MPa,夏比冲击功（V型缺口）为42J。对于强韧性匹配不佳的实验钢,通过轧后400℃回火30min,可在保证强度的基础上显着提高韧性,这在较少地增加生产工序的条件下拓宽了本合金体系中添加元素的含量范围,有利于实际生产应用。
程彦[7]（2020）在《热处理对高强度低碳贝氏体钢低温冲击韧性的影响》文中指出随着我国基础建设的快速发展,钢铁材料的需求量越来越大,对于一些在低寒地区使用的钢铁材料,对其低温性能提出了更高要求,以满足设备或部件的安全和使用性能。本文通过热处理工艺实验、力学性能测试、X射线衍射物相分析、光学金相和透射电子显微镜微观组织观察等,研究了不同的热处理工艺对成分为Fe-0.2%C-1.2%Si-x%（Mn+Cr+Mo+Ni）的无碳化物贝氏体钢组织和力学性能及低温冲击性能的影响。结果表明:采用热膨胀法测得实验材料相变转变温度Ac1为740℃,Ac3为880℃,Bs为370℃,Bf为225℃。实验材料不同奥氏体化温度加热空冷,加热温度低于920℃时,组织细小,温度超过920℃,组织粗化明显。实验材料的硬度随加热温度的升高呈下降的趋势,抗拉强度随加热温度的升高呈先上升,再下降的趋势,加热温度为880℃时,抗拉强度出现峰值,热处理温度为920℃时室温冲击功达到最大值,加热温度超过920℃,冲击功逐渐下降。奥氏体化加热温度为920℃时具有最佳的综合力学性能。实验材料在920℃加热,保温时间系数小于2.0 min/mm时,组织板条束尺寸细小,保温时间系数超过2.0 min/mm时,板条尺寸明显增加,组织粗化。随奥氏体化加热保温时间的延长,实验材料的硬度随保温时间延长呈下降的趋势,抗拉强度随保温时间的延长呈先上升,再下降的趋势,保温时间系数为2.0 min/mm时抗拉强度出现峰值,保温时间系数为1.5 min/mm和4.0 min/mm时室温冲击功较高。保温时间系数为1.5 min/mm时具有最佳的综合力学性能。实验材料最佳的奥氏体化加热工艺参数为920℃×1.5 min/mm加热。经920℃×1.5min/mm+350℃回火热处理,材料获得的力学性能为抗拉强度Rm 1428 MPa,延伸率A10.8%,断面收缩率Z 63.8%,室温冲击功AKV91.3 J,实验材料组织为贝氏体铁素体和残余奥氏体组成的无碳化物贝氏体组织。实体结构件实验材料经920℃加热空冷+350℃一次回火热处理的力学性能为Rm1288 MPa,A 14.0%,Z 59.3%,AKV（-40℃）25 J,拉伸性能满足要求,但-40℃低温冲击韧性不满足技术要求。增加350℃回火次数,可以提高材料低温冲击功。实验材料经920℃加热空冷,350℃二次回火热处理,其力学性能为Rm 1308 MPa,A 14.4%,Z 58.4%,AKV（-40℃）31 J,350℃三次回火热处理AKV（-40℃）32 J,低温冲击功满足AKV（-40℃）≥27 J的技术要求。实体结构件实验材料经920℃加热水冷-空冷交替冷却+350℃回火和920℃加热水冷-空冷交替冷却+350℃二次回火热处理,组织细化,且低温冲击性能有所改善,使实体件的低温冲击韧性满足AKV（-40℃）≥27 J的要求。两种热处理工艺获得的力学性能为Rm1374～1393 MPa,A 13～15%,Z 57～60%,AKV（-40℃）37～39 J。组织形貌主要为板条状无碳化物贝氏体组织,组织中的残余奥氏体分布于贝氏体铁素体板条之间或板条之上。实际实体模锻件的生产中,经过920℃加热水冷-空冷交替冷却+350℃回火热处理,模锻件的杆部、头部横向和纵向低温冲击功均得到改善,低温冲击功均满足AKV（-40℃）≥27 J的技术要求。
谢常胜[8]（2020）在《核用SA508 Gr.3钢大锻件调质处理工艺、组织与性能研究》文中提出SA508 Gr.3钢目前广泛应用于压水堆核电站核岛容器大型锻件的制造。随着核电站单堆功率不断提升,核岛容器尺寸和重量不断增加,厚壁大锻件成为未来发展趋势,CAP1400和华龙一号核岛容器锻件最大壁厚处甚至超过500mm,这些锻件在调质处理时呈现出显着的尺寸效应,主要表现为心部冷速不足导致低温韧性降低,表面到心部低温韧性波动大、均质性差等问题,严重影响产品质量。因此,如何进一步提高SA508 Gr.3钢厚壁大锻件心部低温韧性和均质性成为业界攻关的方向。本文系统研究了 SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解与回火组织转变特性,研究了 7.5℃/min淬火冷速下（实测壁厚为520 mm锻件心部的冷速）临界区淬火和预回火工艺对组织和性能的影响,并在此基础上设计了“淬火+临界区淬火+分步回火”组合热处理新工艺,开展了不同调质处理工艺对组织和性能影响对比研究,以及淬火冷速敏感性的研究,同时对不同工艺处理的材料热老化行为进行研究,探索提高厚壁大锻件低温韧性和均质性的新型调质工艺。对SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解和回火组织演变规律的研究表明:SA508 Gr.3钢锻件热制造过程过冷奥氏体分解主要为贝氏体相变,贝氏体相变不完全性普遍存在。碳在奥氏体中不均匀富集导致奥氏体稳定性增加而无法完成贝氏体转变,形成残余奥氏体或马氏体-奥氏体（M-A）岛。过冷奥氏体发生贝氏体转变的转变量与温度有关,在500℃等温时等温转变量为40%,400℃等温时等温转变量增加至80%。SA508 Gr.3钢具有较好的回火稳定性,等温回火过程中组织演变发生M-A岛分解,高温回火时伴有碳化物析出。对经过临界区淬火工艺处理的材料进行研究,结果表明:随着临界区淬火温度由800℃降至750℃,过冷奥氏体转变组织中M-A岛和铁素体比例逐渐增加。回火组织中仍然有M-A岛存在,进而导致材料冲击韧性甚至低于传统调质处理试样。750℃临界区淬火时,随着淬火冷速由水冷（1500℃/min）降至4℃/min,过冷奥氏体转变组织中产生较多的粗条状和块状M-A岛以及块状铁素体,回火后冲击韧性显着降低,显示出SA508 Gr.3钢临界区淬火工艺对淬火冷速敏感,表现在工程锻件上临界区淬火工艺难以获得较好的均质化效果。对经过“淬火+临界区淬火+分步回火”组合工艺处理的材料进行研究,结果表明:相比传统调质淬火,750℃临界区淬火后组织中M-A岛比例增加,M-A岛在300～500℃预回火温度下表现出不同的分解特征,400℃预回火时能够促进M-A岛分解并析出细小碳化物,减少裂纹萌生的形核点,并且细小的岛状M-A岛和碳化物阻碍裂纹扩展,可以获得良好的低温韧性,与调质处理和临界区淬火处理试样相比低温韧性分别提高了 64%和88%。另外,临界区淬火分步回火组合工艺能够提升厚壁大锻件心部的冲击韧性,达到厚壁大锻件低温韧性均质化的目的。同时,临界区淬火分步回火工艺也拓宽了临界区淬火工艺热处理窗口,由20℃提高至50℃以上。针对临界区淬火及其分步回火组合处理的材料,开展了热老化研究,结果表明:在450℃热老化初期,组织变化以M-A岛分解生成细小的碳化物为主,冲击韧性升高;热老化1000h后,M-A岛完全分解,显微组织的主要变化是碳化物和板条块的粗化以及大角度晶界比例的降低,这弱化了对微裂纹扩展的阻碍作用,从而使冲击韧性逐渐降低。
鲁金龙[9]（2020）在《大规格曲轴用非调质钢中MnS形成机理及控制工艺研究》文中研究表明大规格曲轴用非调质钢中MnS夹杂物的控制是目前钢铁生产厂家和下游用户普遍关注的问题。尺寸合适、分布均匀的MnS夹杂物不仅有利于切削性能的改善,还能起到高温钉扎、低温促进晶内铁素体形成的组织细化作用。然而尺寸过大或严重聚集分布的MnS夹杂物不仅不能充分发挥上述效果,而且很可能会导致钢材性能上严重的各向异性以及曲轴表面磁痕缺陷问题。本文以西宁特钢生产重型卡车曲轴用非调质钢为背景,研究了 MnS夹杂物对非调质曲轴钢轧材横向力学性能和曲轴表面磁痕缺陷的影响规律,并在实验室研究了非调质曲轴钢中不同形貌MnS夹杂物的形成机理以及不同脱氧方法对MnS夹杂物形貌的影响规律。结合工厂试验结果,提出了利用细小镁铝尖晶石氧化物改善MnS夹杂物形貌的控制机理。同时,对实际冶炼非调质曲轴钢进行系统取样,分析了冶炼过程中各种夹杂物的演变行为,并对相关冶炼工艺进行了改进,最终取得了较为满意的结果。全文的研究内容和主要结论分为以下几个方面:（1）通过研究曲轴成品表面磁痕缺陷和MnS夹杂物特征之间的关系,发现大尺寸、聚集状的MnS夹杂物可以导致曲轴表面出现磁痕缺陷,主要集中在部分连杆轴颈的内侧。出现的原因主要是某些连杆轴颈在锻造过程中原轧材中心位置大尺寸MnS被挤压、暴露到连杆轴颈表面。（2）通过研究非调质钢轧材力学性能和MnS夹杂物特征之间的关系,发现细长条状、聚集分布的MnS夹杂物可以明显降低非调质钢横向塑性,主要原因是试样在拉伸过程中,MnS聚集处同时萌生大量微观裂纹,形成应力集中,导致钢材提前断裂,形成木质状断口形貌。相比而言,较为分散的、长宽比较小的MnS夹杂物对轧材横向塑性的影响较小。（3）在实验室研究了 Si-Mn、Al、Al-Zr、Zr、Ti、稀土 Ce脱氧等不同脱氧制度对钢中MnS形貌的影响规律,并对Zr脱氧进行了中试。结果表明:Al脱氧形成的镁铝尖晶石氧化物尺寸小、数量多,且和MnS夹杂物错配度低,对钢中MnS形貌的控制具有较好的效果。而Si-Mn、Al-Zr、Zr、Ti、稀土 Ce形核MnS效果不理想,铸态下MnS聚集分布。通过对比Al-Zr复合脱氧和Zr脱氧后钢中氧化物特征和MnS形貌,发现氧化物成分及数量是非调质曲轴钢中MnS夹杂物形貌变化的主要原因。（4）通过对比实际生产的A1脱氧非调质钢中MnS形貌和氧化物特征,发现钢中高效的氧化物核心为细小的（1～3μm）镁铝尖晶石,主要原因是镁铝尖晶石和MnS具有较低的二维错配度,具有良好的形核能力,且尺寸小,数量多。（5）通过实际系统取样,发现实际生产中A1脱氧非调质钢冶炼过程钢液中的夹杂物演变行为为:电炉出钢后的A1203→LF冶炼中期的Al2O3-MgO→VD 过程的 CaO-MgO-Al2O3→吊包前的 CaO-MgO-Al2O3 或 Al2O3-MgO。热力学软件分析结果表明,Ca元素对冶炼过程夹杂物成分影响较大,少量Ca元素使钢液中的Al2O3或Al2O3-MgO向CaO-MgO-Al203或CaO-Al2O3转化。（6）通过将电炉出钢后的Al含量控制在0.015～0.020%,冶炼过程炉渣碱度控制在2.5～3.5之间,浇注前Ca含量控制在3ppm以下,轧材中MnS形貌得到了明显改善,细小镁铝尖晶石比例从41.9%提高到65.2%,氧化物形核MnS的平均能力从3.1增加到5.6,轧材横向断面收缩率的一次合格率由58.8%提高到 84.5%。
沈毓[10]（2019）在《Zr、Ti对低合金高强度钢焊接热影响区组织和韧性的影响》文中研究指明低合金高强度钢因其具有良好的强度、韧性、焊接性等综合性能,被广泛应用于工程结构中。通过焊接手段来建造工程结构件时,低合金高强度钢的焊接热影响区粗晶区（CGHAZ）的韧性急剧下降。为保证工程结构的使用安全,研究改善低合金高强度钢CGHAZ的韧性具有非常重要意义。本论文研究了添加不同含量的Zr（0%、0.0124%）和Ti（0.012%、0.061%）对低合金高强度钢热影响区的组织和韧性的影响。通过光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、电子背散射衍射（EBSD）等技术对钢样CGHAZ的微观组织和第二相粒子结构进行定量表征,并结合力学性能测试结果,分析了组织与冲击韧性的关联。实验结论如下:（1）添加0.0124%Zr能使低合金高强度钢焊接热影响区粗晶区第二相粒子由Al-Ti复合氧化物和（Ti,Nb）N析出物演变为Zr-Al-Ti复合氧化物及（Al,Ti,Nb）N和（Ti,Nb）N析出物。由于Zr和Al-Ti-O复合氧化物发生置换反应,钢液中Al和Ti的溶解含量都得到了提高,在冷却过程中析出更加细小的含Al的纳米级析出物。（2）20kJ·cm-1和100kJ·cm-1线能量下,Zr的添加均能细化热影响区粗晶区晶粒。不同的是,在20kJ·cm-1线能量下,由于更加细小弥散的纳米级粒子在焊接热循环过程中通过钉扎作用抑制奥氏体晶粒粗化,细化CGHAZ晶粒;在100kJ·cm-1线能量下,在更加细小弥散的纳米级粒子的钉扎效应和Zr-Al-Ti复合氧化物促进大量的针状铁素体形成的综合作用下,有效的细化了CGHAZ晶粒。（3）相比于无锆钢,含锆钢CGHAZ中的有效晶粒尺寸更小,这能有效阻碍了裂纹的延伸,在低温冲击试验中体现出良好的韧性,冲击断面也呈现出典型的韧性断裂。（4）由于添加0.061%Ti,使得钢中第二相粒子发生改变,使得（Ti,Nb）N析出物尺寸增大,减小了粒子的钉扎效应,导致了CGHAZ奥氏体晶粒粗大,且部分Al-Ti-Mn氧化物夹杂被粗大的TiN包裹了,降低了CGHAZ中夹杂物诱发针状铁素体形核的能力,减少了CGHAZ中针状铁素体含量。此外,Ti含量增加使得两钢样Bs和Bf之间的温度差值减少，导致了0.061%Ti钢CGHAZ中M-A组元含量高于0.012%Ti钢。（5）相比于0.012%Ti钢,0.061%Ti钢CGHAZ中粗大的奥氏体晶粒、大且硬的大颗粒TiN粒子、更少的针状铁素体和更多的M-A组元共同作用使得0.061%Ti钢CGHAZ具有极差的韧性和解理断裂的特征。
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。
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。
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。
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 非调质钢研究概况 |
| 1.2.1 铁素体–珠光体型非调质钢 |
| 1.2.2 贝氏体型非调质钢 |
| 1.3 贝氏体型非调质钢研发现状 |
| 1.3.1 贝氏体组织的分类 |
| 1.3.2 贝氏体型非调质钢成分设计 |
| 1.3.2.1 一般合金元素 |
| 1.3.2.2 微合金化元素V、Nb、Ti |
| 1.3.3 贝氏体型非调质钢组织性能调控 |
| 1.3.3.1 控锻控冷 |
| 1.3.3.2 回火处理 |
| 1.4 非调质钢的氢脆研究现状 |
| 1.4.1 氢脆概况 |
| 1.4.2 高强度钢的氢脆现象 |
| 1.4.3 贝氏体钢的氢脆 |
| 1.4.4 氢脆行为的影响因素及改善途径 |
| 1.5 研究目的和内容 |
| 2 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 微观组织分析 |
| 2.2.2 常规拉伸实验 |
| 2.2.3 慢应变速率拉伸实验 |
| 2.2.4 冲击实验 |
| 2.2.5 维氏硬度 |
| 2.2.6 纳米压痕 |
| 2.2.7 电化学充氢 |
| 2.2.8 氢热分析 |
| 2.2.9 氢渗透实验 |
| 2.2.10 热膨胀实验 |
| 3 微合金元素对贝氏体型非调质钢组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料 |
| 3.3 V对贝氏体型非调质钢组织及力学性能的影响 |
| 3.3.1 晶粒尺寸 |
| 3.3.2 相转变行为 |
| 3.3.3 微观组织特征 |
| 3.3.4 XRD及相分析 |
| 3.3.5 力学性能 |
| 3.4 Ti对贝氏体型非调质钢组织及力学性能的影响 |
| 3.4.1 晶粒尺寸 |
| 3.4.2 相转变行为 |
| 3.4.3 微观组织特征 |
| 3.4.4 物理–化学相分析 |
| 3.4.5 力学性能 |
| 3.5 讨论 |
| 3.5.1 V对微观组织的影响 |
| 3.5.2 V对力学性能的影响 |
| 3.5.3 Ti对微观组织的影响 |
| 3.5.4 Ti对力学性能的影响 |
| 3.6 本章结论 |
| 4 控制锻造对贝氏体型非调质钢组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 微观组织特征 |
| 4.3.2 力学性能 |
| 4.3.3 冲击断口形貌特征 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 控锻过程中微观组织演变 |
| 4.4.2 控制锻造对拉伸性能的影响 |
| 4.4.3 控制锻造对冲击韧性的影响 |
| 4.5 本章结论 |
| 5 回火对贝氏体型非调质钢组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 微观组织 |
| 5.3.2 拉伸性能随回火温度的变化 |
| 5.3.3 冲击性能随回火温度的变化 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 回火温度对强度的影响 |
| 5.4.2 回火温度对冲击功的影响 |
| 5.5 本章结论 |
| 6 控锻控冷组织调控贝氏体型非调质钢的氢脆敏感性研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 微观组织 |
| 6.3.1.1 贝氏体型非调质钢的锻态组织 |
| 6.3.1.2 贝氏体型非调质钢的回火态组织 |
| 6.3.1.3 42Cr Mo钢的调质态组织 |
| 6.3.2 常规力学性能 |
| 6.3.3 氢渗透扩散行为 |
| 6.3.4 热脱氢(TDS)分析 |
| 6.3.5 SSRT行为 |
| 6.3.6 SSRT断口形貌 |
| 6.3.6.1 锻态贝氏体型非调质钢 |
| 6.3.6.2 回火态贝氏体型非调质钢 |
| 6.3.6.3 42Cr Mo调质钢 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 锻态贝氏体型非调质钢的氢脆敏感性 |
| 6.4.2 回火对贝氏体型非调质钢氢脆敏感性的影响 |
| 6.5 本章结论 |
| 7 全文总结 |
| 7.1 研究结论 |
| 7.2 本文创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 索引 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 表面横裂纹形成机理与影响因素 |
| 2.1.1 表面横裂纹形成机理 |
| 2.1.2 表面横裂纹影响因素 |
| 2.2 表面横裂纹控制措施 |
| 2.2.1 合金成分调整 |
| 2.2.2 连铸坯温度场控制 |
| 2.2.3 奥氏体晶粒尺寸控制 |
| 2.2.4 表层组织控制 |
| 2.2.5 倒角结晶器技术 |
| 2.2.6 热装裂纹控制 |
| 2.3 合金成分对凝固与相变收缩的影响 |
| 2.4 奥氏体晶粒长大行为研究 |
| 2.5 块状转变研究 |
| 2.6 本论文研究意义与内容 |
| 2.6.1 研究意义 |
| 2.6.2 主要研究内容与方法 |
| 2.6.3 主要研究手段 |
| 3 合金成分对奥氏体晶粒粗化倾向影响研究 |
| 3.1 合金成分对坯壳表面凹陷倾向的影响 |
| 3.1.1 模型建立 |
| 3.1.2 参数确定 |
| 3.1.3 模型验证 |
| 3.1.4 模型应用-亚包晶钢成分调整 |
| 3.1.5 表面凹陷倾向最大位置碳含量计算模型 |
| 3.2 合金成分对奥氏体完全形成温度的影响 |
| 3.2.1 不考虑合金元素偏析时成分的影响 |
| 3.2.2 考虑合金元素偏析时成分的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 连铸坯表层奥氏体晶粒长大机制研究 |
| 4.1 初生奥氏体晶粒长大动力学 |
| 4.1.1 高温奥氏体晶粒长大实验 |
| 4.1.2 初生奥氏体晶粒长大动力学 |
| 4.2 理想晶粒长大对初生奥氏体晶粒的适用性 |
| 4.2.1 缓慢冷却凝固 |
| 4.2.2 快速冷却凝固 |
| 4.2.3 快速冷却凝固时晶粒粗化的可能机制 |
| 4.3 冷却速率对初生奥氏体晶粒尺寸影响实验研究 |
| 4.3.1 研究方法 |
| 4.3.2 基于传热分析的实验冷却强度 |
| 4.3.3 组织特征与原始奥氏体晶粒尺寸 |
| 4.3.4 冷却速率对初生奥氏体晶粒尺寸的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 考虑块状转变影响的连铸坯表层奥氏体晶粒长大模型研究 |
| 5.1 考虑块状转变影响的初生奥氏体晶粒长大模型 |
| 5.1.1 模型建立 |
| 5.1.2 模型参数确定 |
| 5.2 模型验证与讨论 |
| 5.2.1 模型验证 |
| 5.2.2 模型讨论 |
| 5.3 模型应用—抑制连铸坯表层奥氏体晶粒粗化 |
| 5.3.1 奥氏体晶粒粗化时机 |
| 5.3.2 冷却强度的影响 |
| 5.3.3 奥氏体完全形成温度的影响 |
| 5.3.4 初生奥氏体形成机制的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 包晶成分齿轮钢中铝、氮含量与裂纹控制研究 |
| 6.1 研究方法 |
| 6.1.1 实验材料 |
| 6.1.2 实验方法 |
| 6.1.3 析出模型 |
| 6.1.4 多相场模型 |
| 6.2 研究结果 |
| 6.2.1 初始奥氏体晶粒结构 |
| 6.2.2 伪渗碳后奥氏体晶粒结构 |
| 6.2.3 氮化铝析出状态 |
| 6.2.4 析出与奥氏体晶粒结构间关系 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 6.3.1 渗碳过程中晶粒粗化模式 |
| 6.3.2 异常晶粒长大发生条件 |
| 6.3.3 渗碳过程中晶粒粗化预测 |
| 6.3.4 模型验证与应用 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 连铸坯装炉温度对裂纹敏感性影响研究 |
| 7.1 材料与研究方法 |
| 7.2 研究结果 |
| 7.2.1 初始组织 |
| 7.2.2 膨胀曲线与相变曲线 |
| 7.2.3 相变动力学分析 |
| 7.2.4 微观组织特征 |
| 7.2.5 裂纹敏感性模拟 |
| 7.3 分析与讨论 |
| 7.3.1 热装加热时的逆相变特征 |
| 7.3.2 装炉温度对逆相变行为的影响 |
| 7.3.3 装炉温度对奥氏体晶粒结构的影响 |
| 7.3.4 装炉温度与裂纹敏感性间关系 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 本研究对连铸坯表面裂纹控制的意义 |
| 8.1 成分调控以减轻连铸坯壳表面凹陷 |
| 8.2 抑制连铸坯表层初生奥氏体晶粒粗化 |
| 8.3 包晶点成分齿轮钢铝、氮含量优化 |
| 8.4 热装生产中装炉温度的合理制定 |
| 9 结论与创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 超(超)临界火力发电技术 |
| 2.1.1 超(超)临界火力发电机组发展概况 |
| 2.1.2 超(超)临界火力发电技术对耐热钢的要求 |
| 2.2 超(超)临界马氏体耐热钢概述 |
| 2.3 耐热钢成分设计 |
| 2.3.1 合金元素对钢性能的影响 |
| 2.3.2 稀土元素对钢性能的影响 |
| 2.3.3 晶界偏聚理论 |
| 2.4 稀土氧化物对耐热钢蠕变性能的影响 |
| 2.5 耐热钢的抗氧化性能 |
| 2.6 物理气相沉积(PVD)技术制备薄膜 |
| 2.6.1 磁控溅射技术原理及特点 |
| 2.6.2 Cr_xAl_(1-x)N薄膜研究进展 |
| 2.7 本课题研究背景、意义和内容 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 耐热钢中外加稀土氧化物Y_2O_3纳米粒子高温实验研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 含稀土氧化物Y_2O_3耐热钢的制备 |
| 3.3 Y_2O_3粒子热力学稳定性及运动行为研究 |
| 3.3.1 热力学分析 |
| 3.3.2 钢液中Y_2O_3粒子运动行为研究 |
| 3.4 电渣重熔过程工艺参数的优化 |
| 3.4.1 实验室电渣重熔实验 |
| 3.4.2 工业级电渣重熔参数优化 |
| 3.5 本章小节 |
| 4 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢相转变热力学分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 平衡相转变热力学计算 |
| 4.3 非平衡凝固热力学计算 |
| 4.4 本章小节 |
| 5 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢热变形行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及实验方法 |
| 5.3 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢热变形力学行为 |
| 5.3.1 真应力—真应变曲线 |
| 5.3.2 热变形条件对稀土氧化物弥散强化耐热钢流变应力的影响 |
| 5.3.3 高温本构方程和流变应力方程的建立 |
| 5.4 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢变形抗力模型 |
| 5.4.1 变形温度对耐热钢变形抗力的影响 |
| 5.4.2 变形速率对耐热钢变形抗力的影响 |
| 5.4.3 变形程度对耐热钢变形抗力的影响 |
| 5.4.4 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢变形抗力模型的建立 |
| 5.5 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢热加工图研究 |
| 5.5.1 热加工图理论 |
| 5.5.2 热加工图的制作与分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢连续冷却过程研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验内容及原理 |
| 6.2.1 实验内容 |
| 6.2.2 相变温度及组织含量的确定 |
| 6.3 相变过程分析 |
| 6.3.1 膨胀曲线分析 |
| 6.3.2 组织金相分析 |
| 6.3.3 显微硬度分析 |
| 6.3.4 CCT图的绘制与分析 |
| 6.4 连续冷却过程中的马氏体相变研究 |
| 6.4.1 原位观察及相变分析 |
| 6.4.2 马氏体相变动力学分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢强化机理研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法及内容 |
| 7.2.1 实验材料 |
| 7.2.2 二次淬火工艺研究 |
| 7.2.3 EBSD实验分析 |
| 7.2.4 非水溶液电解萃取第二相粒子 |
| 7.3 热处理工艺优化 |
| 7.4 耐热钢强化机制研究 |
| 7.4.1 固溶强化 |
| 7.4.2 位错强化 |
| 7.4.3 沉淀强化 |
| 7.4.4 回火马氏体板条组织强化 |
| 7.5 耐热钢半工业生产实践 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 Cr_(1-x)Al_xN梯度涂层对耐热钢高温抗氧化性的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验设备和方法 |
| 8.2.1 实验材料及溅镀方案 |
| 8.2.2 溅镀设备及检测方法 |
| 8.3 涂层的结构忧化与制备 |
| 8.4 Al掺杂对梯度涂层组织及力学性能影响 |
| 8.5 Al掺杂对涂层抗氧化性的影响 |
| 8.6 Cr_(1-x)Al_xN梯度涂层氧化机理研究 |
| 8.7 本章小节 |
| 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 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 非调质钢的发展历程 |
| 1.3 非调质钢的研究现状 |
| 1.4 非调质钢的动态再结晶行为 |
| 1.5 稀土在非调质钢中的作用 |
| 1.6 非调质钢的发展趋势 |
| 1.6.1 合金成分低成本化设计 |
| 1.6.2 控锻控冷实现非调质钢零件定制化 |
| 1.6.3 夹杂物改性提高非调质钢韧性 |
| 1.7 本课题的研究内容和意义 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料合金成分设计 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 Gleeble热模拟 |
| 2.3.2 金相组织 |
| 2.3.3 相分析 |
| 2.3.4 夹杂物表征 |
| 2.3.5 热膨胀 |
| 2.3.6 三维原子探针 |
| 2.3.7 力学性能 |
| 2.3.8 钻孔切削加工 |
| 第三章 钛微合金化非调质钢的热变形行为和析出行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钛微合金化非调质钢的热变形行为 |
| 3.2.1 应力-应变曲线 |
| 3.2.2 动态再结晶激活能和本构方程 |
| 3.2.3 动态再结晶状态图 |
| 3.3 钛微合金化非调质钢的热加工图 |
| 3.4 钛微合金化非调质钢钢中碳氮化物的析出行为 |
| 3.4.1 Ti(C,N)析出相的形貌与组成 |
| 3.4.2 Ti(C,N)析出物的尺寸 |
| 3.4.3 Ti(C,N)析出相的含量 |
| 3.5 钛微合金化非调质钢的组织与力学性能 |
| 3.5.1 显微组织 |
| 3.5.2 力学性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 钛、铈微合金化非调质钢的夹杂物与切削加工性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 稀土Ce对硫化物的影响 |
| 4.2.1 硫化物的组成和形貌 |
| 4.2.2 夹杂物的的数量和尺寸 |
| 4.2.3 稀土Ce对硫化物改性的机理 |
| 4.3 稀土Ce对组织的影响 |
| 4.4 稀土Ce对力学性能的影响 |
| 4.5 稀土Ce对切削加工性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 厚大断面42CrMo4钢构件概述 |
| 1.2.1 风电领域 |
| 1.2.2 盾构机主轴承 |
| 1.2.3 厚大断面42CrMo4钢构件服役性能要求与生产工艺 |
| 1.3 厚大断面42CrMo4钢构件中的组织及其研究现状 |
| 1.4 厚大断面42CrMo4钢构件成分设计 |
| 1.5 选题背景与主要研究内容 |
| 第2章 全断面组织性能分析与心部白色块状组织研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 化学成分及夹杂物分析 |
| 2.2.3 组织观察与力学性能测试 |
| 2.3 厚大断面42CrMo4钢构件全断面组织性能分析 |
| 2.3.1 组织演化 |
| 2.3.2 夹杂物演化 |
| 2.3.3 性能演化 |
| 2.4 心部白色块状组织研究 |
| 2.4.1 白块组织结构表征 |
| 2.4.2 BK组织的形成机制 |
| 2.4.3 BK组织对性能的影响 |
| 2.4.4 BK组织的韧性危害机制 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 42CrMo4钢回火析出相调控及强韧化机制研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 不同回火温度研究实验 |
| 3.2.2 不同奥氏体化温度研究实验 |
| 3.2.3 微观组织观察 |
| 3.2.4 力学性能测试 |
| 3.3 回火参数对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 3.3.1 回火温度对于42CrMo4钢组织的影响 |
| 3.3.2 回火温度对于42CrMo4钢性能的影响 |
| 3.4 奥氏体化温度对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 3.4.1 奥氏体化温度对组织结构的影响 |
| 3.4.2 奥氏体化温度对性能的影响 |
| 3.4.3 回火初始状态对晶界析出相影响机制 |
| 3.4.4 强韧化机制 |
| 3.4.5 调控工艺 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 钒微合金化对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.2.1 材料与热处理 |
| 4.2.2 微观组织表征 |
| 4.2.3 连续冷却转变曲线测定 |
| 4.2.4 淬透性试验 |
| 4.2.5 力学性能测试 |
| 4.3 钒含量对相变的影响 |
| 4.4 钒对淬火态组织的影响 |
| 4.4.1 未溶碳化物 |
| 4.4.2 晶粒尺寸 |
| 4.4.3 位错密度 |
| 4.5 钒对回火态组织的影响 |
| 4.5.1 晶粒尺寸 |
| 4.5.2 位错密度 |
| 4.6 钒对淬透性的影响 |
| 4.6.1 钒含量对淬透性的影响 |
| 4.6.2 钒对淬透性的影响机制 |
| 4.7 钒对强韧化机制的影响 |
| 4.7.1 力学性能 |
| 4.7.2 强化机制 |
| 4.7.3 韧化机制 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 稀土对42CrMo4钢中夹杂物的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 材料制备与化学成分分析 |
| 5.2.2 夹杂物表征与分析 |
| 5.2.3 CCT曲线测定及组织观察 |
| 5.2.4 材料热处理制度与晶粒尺寸观察 |
| 5.3 稀土对钢中夹杂物的影响 |
| 5.3.1 稀土对夹杂物形貌、类型与元素分布的影响 |
| 5.3.2 稀土对夹杂物尺寸、含量与数量的影响 |
| 5.4 稀土对晶粒尺寸的影响 |
| 5.5 稀土对淬透性的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 厚大断面42CrMo4钢回转支承构件工业化制备 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 生产工艺设计 |
| 6.2.1 冶炼与浇注 |
| 6.2.2 锻造与锻后热处理 |
| 6.2.3 性能热处理 |
| 6.3 试制构件组织性能分析 |
| 6.3.1 夹杂物分析 |
| 6.3.2 晶粒尺寸与组织观察 |
| 6.3.3 硬度 |
| 6.3.4 力学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 汽车用贝氏体非调质钢 |
| 2.2 贝氏体钢概述 |
| 2.2.1 钢中贝氏体的基本类型 |
| 2.2.2 国外的研究现状 |
| 2.2.3 国内的研究现状 |
| 2.3 贝氏体钢的强韧化机制 |
| 2.3.1 强化机理 |
| 2.3.2 韧化机理 |
| 2.3.3 残奥薄膜对强韧性的影响 |
| 2.4 贝氏体钢中合金元素的作用 |
| 2.4.1 C、Si、Mn |
| 2.4.2 Mo、Cr、B |
| 2.4.3 Cu、Al、Ni |
| 2.4.4 Nb、Ti |
| 2.5 贝氏体非调质钢的控轧控冷技术 |
| 2.5.1 控轧控冷工艺的特点 |
| 2.5.2 控轧控冷四阶段 |
| 2.5.3 控制轧制要素 |
| 2.5.4 控制冷却要素 |
| 2.6 本课题的研究意义与内容 |
| 3 无碳贝氏体非调质钢的合金成分设计及热力学计算研究 |
| 3.1 实验钢的合金成分设计 |
| 3.2 钛、氮含量对实验钢平衡析出相的影响 |
| 3.3 1#实验钢的热力学计算 |
| 3.3.1 1#实验钢中平衡相的析出行为 |
| 3.3.2 1#实验钢中平衡相的元素组成 |
| 3.4 不同钼含量实验钢中平衡析出相的热力学计算 |
| 3.4.1 不同钼含量实验钢中平衡相的析出行为 |
| 3.4.2 钼含量对实验钢中析出相的影响 |
| 3.5 不同铌含量实验钢中平衡析出相的热力学计算 |
| 3.5.1 不同铌含量实验钢中平衡相的析出行为 |
| 3.5.2 铌含量对实验钢中析出相的影响 |
| 3.6 合金元素在奥氏体中的固溶规律 |
| 3.6.1 微合金元素钛、铌在实验钢奥氏体中的固溶规律 |
| 3.6.2 钼元素在实验钢奥氏体中的固溶规律 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 无碳贝氏体非调质钢的等温相变规律研究 |
| 4.1 等温相变规律的计算 |
| 4.1.1 JMatPro和MUCG83软件介绍 |
| 4.1.2 等温转变曲线计算结果与分析 |
| 4.2 不同等温条件下钢的显微组织观察与分析 |
| 4.2.1 实验材料及方法 |
| 4.2.2 不同等温温度下实验钢的显微组织 |
| 4.2.3 不同等温时间下实验钢的显微组织 |
| 4.3 钼含量对实验钢等温相变规律的影响 |
| 4.4 铌含量对实验钢等温相变规律的影响 |
| 4.5 不同等温条件下实验钢的性能 |
| 4.5.1 不同等温温度对实验钢力学性能的影响 |
| 4.5.2 不同等温时间对实验钢力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 无碳贝氏体非调质钢动态连续冷却转变研究 |
| 5.1 实验钢CCT曲线的计算 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 动态连续冷却转变曲线的测定 |
| 5.2.2 显微组织和析出相的观察分析 |
| 5.2.3 显微硬度及位错密度的测定 |
| 5.3 轧后冷却速率对实验钢显微组织特征的影响 |
| 5.3.1 显微组织及析出相 |
| 5.3.2 位错密度 |
| 5.3.3 残余奥氏体 |
| 5.3.4 显微硬度 |
| 5.3.5 动态连续冷却转变曲线 |
| 5.4 钼含量对实验钢动态连续冷却转变规律的影响 |
| 5.4.1 显微组织 |
| 5.4.2 残余奥氏体 |
| 5.4.3 显微硬度 |
| 5.4.4 动态连续冷却转变曲线 |
| 5.5 铌含量对实验钢动态连续冷却转变规律的影响 |
| 5.5.1 显微组织 |
| 5.5.2 残余奥氏体 |
| 5.5.3 显微硬度 |
| 5.5.4 动态连续冷却转变曲线 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 终轧温度及变形量对实验钢显微组织和力学性能的影响 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 终轧温度和变形量对实验钢显微组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 真应力-应变曲线及力学性能 |
| 6.2.2 显微组织 |
| 6.2.3 残余奥氏体 |
| 6.2.4 析出相 |
| 6.3 钼含量对相同终轧条件下实验钢的组织及力学性能的影响 |
| 6.3.1 真应力应变曲线及力学性能 |
| 6.3.2 显微组织 |
| 6.3.3 残余奥氏体 |
| 6.4 铌含量对相同终轧条件下实验钢的组织及力学性能的影响 |
| 6.4.1 真应力应变曲线及力学性能 |
| 6.4.2 显微组织 |
| 6.4.3 残余奥氏体 |
| 6.4.4 析出相 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 中试条件下实验钢终轧参数的研究和优化 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.2 中试条件下,不同终轧条件对实验钢力学性能的影响 |
| 7.3 钼含量对相同中试条件下实验钢组织和性能的影响 |
| 7.4 铌含量对相同中试条件下实验钢组织和性能的影响 |
| 7.5 轧后热处理制度的优化 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论及研究展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外贝氏体钢的发展概况 |
| 1.3 贝氏体钢的应用 |
| 1.4 金属材料的低温脆性及研究现状 |
| 1.5 贝氏体钢的热处理工艺及应用现状 |
| 1.6 本文研究的目的及意义 |
| 1.7 本文研究的主要内容 |
| 1.7.1 实验材料相变转变温度的测定 |
| 1.7.2 奥氏体化加热温度对实验材料组织和性能的影响 |
| 1.7.3 奥氏体化保温时间对实验材料组织和性能的影响 |
| 1.7.4 改善贝氏体钢低温性能的回火热处理工艺设计 |
| 2 实验方案及过程 |
| 2.1 实验材料制备 |
| 2.2 实验材料热处理加热参数的实验研究 |
| 2.2.1 实验材料相变转变温度的测定 |
| 2.2.2 奥氏体化加热温度参数的实验研究 |
| 2.2.3 奥氏体化保温时间参数的实验研究 |
| 2.3 改善贝氏体钢低温性能的热处理工艺设计 |
| 2.3.1 实验材料的力学性能要求 |
| 2.3.2 不同复合热处理工艺 |
| 2.4 实验材料力学性能的测定 |
| 2.4.1 拉伸实验 |
| 2.4.2 冲击实验 |
| 2.4.3 硬度实验 |
| 2.5 显微组织观察及物相分析 |
| 2.5.1 金相组织观察(OM) |
| 2.5.2 扫描电子显微镜断口观察(SEM) |
| 2.5.3 透射电子显微镜组织观察(TEM) |
| 2.5.4 X射线衍射物相分析(XRD) |
| 2.6 实验技术路线图 |
| 3 奥氏体化加热参数对贝氏体钢组织和性能的影响 |
| 3.1 实验材料相变转变温度的测定 |
| 3.2 奥氏体化加热温度对实验材料组织与性能的影响 |
| 3.2.1 奥氏体化加热温度对实验材料力学性能的影响 |
| 3.2.2 不同加热温度典型工艺试样XRD物相分析 |
| 3.2.3 不同加热温度下实验材料金相组织 |
| 3.3 奥氏体化保温时间对实验材料组织与性能的影响 |
| 3.3.1 奥氏体化保温时间对实验材料力学性能的影响 |
| 3.3.2 不同保温时间典型工艺试样XRD物相分析 |
| 3.3.3 不同保温时间下实验材料金相组织 |
| 3.4 典型热处理工艺参数冲击试样断口形貌观察 |
| 3.5 不同复合热处理工艺对实验材料组织与性能的影响 |
| 3.5.1 不同复合热处理工艺对实验材料力学性能的影响 |
| 3.5.2 不同复合热处理工艺典型工艺试样XRD物相分析 |
| 3.5.3 不同复合热处理工艺下实验材料金相组织 |
| 3.5.4 不同复合热处理工艺冲击试样断口形貌观察 |
| 4 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 压水堆核岛大型锻件现状及发展趋势 |
| 2.1.1 压水堆核电站发展及对大锻件的要求 |
| 2.1.2 压水堆核岛大型锻件用钢的发展 |
| 2.1.3 核用SA508 Gr.3钢大锻件的发展趋势 |
| 2.2 SA508 Gr.3钢大锻件的热制造过程 |
| 2.2.1 冶炼 |
| 2.2.2 锻造 |
| 2.2.3 热处理 |
| 2.3 SA508 Gr.3钢热处理工艺相关研究进展 |
| 2.3.1 预备热处理工艺 |
| 2.3.2 正常调质处理工艺研究进展 |
| 2.3.3 临界区淬火调质工艺研究进展 |
| 2.3.4 预回火工艺研究进展 |
| 2.4 SA508 Gr.3钢的组织特征及稳定性研究 |
| 2.4.1 调质过程涉及的相变基础 |
| 2.4.2 SA508 Gr.3钢的组织特征 |
| 2.4.3 SA508 Gr.3钢组织稳定性及热老化研究 |
| 2.5 研究意义、目的和内容 |
| 3 试验材料和方法 |
| 3.1 试验材料 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 相变曲线的测定 |
| 3.2.2 热处理试验 |
| 3.2.3 热老化试验 |
| 3.2.4 力学性能检测 |
| 3.2.5 显微组织观察 |
| 3.2.6 析出相分析 |
| 4 SA508 Gr.3钢过冷奥氏体分解与回火组织演变 |
| 4.1 试验方法 |
| 4.2 SA508 Gr.3钢淬火过冷奥氏体分解与组织演变 |
| 4.2.1 等温分解组织 |
| 4.2.2 过冷奥氏体分解及残余奥氏体 |
| 4.2.3 连续冷却转变过程的组织演变规律 |
| 4.2.4 连续冷却过程的贝氏体相变的不完全性 |
| 4.3 SA508 Gr.3钢淬火组织回火动力学和组织演变 |
| 4.3.1 SA508 Gr.3钢淬火回火动力学 |
| 4.3.2 SA508 Gr.3钢回火组织演变 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 临界区淬火热处理对组织与性能的影响 |
| 5.1 试验方法 |
| 5.2 临界区淬火对组织与性能的影响 |
| 5.2.1 临界区淬火温度对显微组织的影响 |
| 5.2.2 临界区淬火温度对力学性能的影响 |
| 5.3 临界区淬火工艺对淬火冷速的敏感性 |
| 5.3.1 冷速对临界区淬火工艺处理材料显微组织的影响 |
| 5.3.2 不同冷速冲击性能 |
| 5.3.3 厚壁大锻件冲击性能 |
| 5.3.4 DBTT曲线 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 临界区淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.1 试验方法 |
| 6.2 淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.2.1 预回火对显微组织的影响 |
| 6.2.2 预回火对力学性能的影响 |
| 6.2.3 淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.3 临界区淬火分步回火组合热处理对组织与性能的影响 |
| 6.3.1 M-A岛在不同回火过程中的演化 |
| 6.3.2 临界区淬火分步回火组合处理的材料力学性能 |
| 6.3.3 M-A岛和碳化物对冲击韧性的影响 |
| 6.3.4 临界区淬火温度的影响 |
| 6.4 分步回火组合热处理工艺对淬火冷速的敏感性 |
| 6.4.1 冷速对分步回火热处理显微组织的影响 |
| 6.4.2 不同冷速冲击性能 |
| 6.4.3 厚壁大锻件冲击性能 |
| 6.4.4 DBTT曲线 |
| 6.5 分步回火组合热处理工艺在实际锻件上的应用 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 临界区淬火及其分步回火组合工艺处理的材料热老化研究 |
| 7.1 试验方法 |
| 7.2 SA508 Gr.3钢贝氏体回火组织热老化行为 |
| 7.2.1 贝氏体铁素体热老化组织演变 |
| 7.2.2 M-A岛热老化组织演变 |
| 7.2.3 碳化物热老化组织演变 |
| 7.3 临界区淬火工艺处理的材料热老化研究 |
| 7.3.1 临界区淬火工艺处理的材料热老化组织演变 |
| 7.3.2 临界区淬火工艺处理的材料热老化力学性能 |
| 7.4 分步回火组合工艺处理的材料热老化研究 |
| 7.4.1 分步回火组合工艺处理的材料热老化组织演变 |
| 7.4.2 分步回火组合工艺处理的材料热老化力学性能 |
| 7.5 两种工艺处理的材料热老化对比分析 |
| 7.5.1 碳化物对冲击韧性的影响 |
| 7.5.2 晶体学特征对冲击韧性的影响 |
| 7.5.3 冲击断裂行为研究 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论和创新点 |
| 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 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 非调质钢简介 |
| 2.1.1 分类及用途 |
| 2.1.2 生产工艺的特点 |
| 2.1.3 发展与现状 |
| 2.1.4 成分及质量要求 |
| 2.1.5 曲轴用非调质钢 |
| 2.2 非调质曲轴钢的常见问题 |
| 2.2.1 强韧化 |
| 2.2.2 曲轴表面磁痕缺陷 |
| 2.3 MnS对非调质钢组织性能的影响 |
| 2.3.1 MnS简介 |
| 2.3.2 MnS对非调质钢高温奥氏体的钉扎作用 |
| 2.3.3 MnS对非调质钢晶内铁素体的诱导作用 |
| 2.3.4 MnS对力学性能各向异性的影响 |
| 2.4 MnS夹杂物控制 |
| 2.4.1 热处理控制 |
| 2.4.2 凝固过程控制 |
| 2.4.3 钢液中MnS改性 |
| 2.4.4 利用氧化物形核MnS |
| 2.5 课题研究的背景、目的和内容 |
| 2.5.1 研究背景和目的 |
| 2.5.2 研究内容和思路 |
| 3 MnS对曲轴表面磁痕的影响 |
| 3.1 研究方法 |
| 3.1.1 曲轴试样 |
| 3.1.2 热轧材试样 |
| 3.2 研究结果与分析 |
| 3.2.1 曲轴表面磁痕缺陷特征 |
| 3.2.2 曲轴表面MnS夹杂物特征 |
| 3.2.3 轧材磁痕检验结果和MnS特征 |
| 3.2.4 热轧材中MnS在锻造过程中相对位置的演变规律 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 MnS对曲轴用钢热轧材横向力学性能的影响 |
| 4.1 研究方法 |
| 4.1.1 试样来源 |
| 4.1.2 加工及检验方法 |
| 4.1.3 夹杂物分布特征的定量化方法 |
| 4.2 研究结果 |
| 4.2.1 轧材力学性能 |
| 4.2.2 组织形貌 |
| 4.2.3 断口形貌 |
| 4.2.4 轧材中MnS夹杂物特征 |
| 4.2.5 铸坯中MnS夹杂物形貌 |
| 4.3 结果分析与讨论 |
| 4.3.1 铸坯和轧材中MnS形貌对应关系 |
| 4.3.2 轧材中MnS分布和横向力学性能对应关系 |
| 4.3.3 A钢中MnS形貌较好的原因 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 不同脱氧合金的脱氧工艺对MnS形貌的影响 |
| 5.1 实验方案 |
| 5.2 实验过程与方法 |
| 5.2.1 冶炼过程 |
| 5.2.2 锻造过程 |
| 5.2.3 制样及检验方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 实验钢化学成分 |
| 5.3.2 铸态MnS形貌 |
| 5.3.3 铸态复合夹杂物形貌 |
| 5.3.4 锻材中MnS夹杂物形貌 |
| 5.3.5 锻材中氧硫化物特征 |
| 5.3.6 Zr脱氧中试结果 |
| 5.4 结果分析与讨论 |
| 5.4.1 E钢和F钢氧化物生成行为 |
| 5.4.2 溶解氧含量对MnS形貌的影响 |
| 5.4.3 Ⅱ类MnS形成机理 |
| 5.4.4 Ⅰ类MnS形成机理 |
| 5.4.5 Ⅲ类MnS形成机理 |
| 5.4.6 MnS形核机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Al脱氧钢中有益复合氧硫化物形成机理 |
| 6.1 研究方法 |
| 6.2 研究结果 |
| 6.2.1 轧材成分结果 |
| 6.2.2 轧材中的硫化物形貌 |
| 6.2.3 轧材中的氧化物和复合夹杂物特征 |
| 6.3 结果分析与讨论 |
| 6.3.1 轧材中复合夹杂物形成行为 |
| 6.3.2 不同氧化物对MnS形核能力的比较 |
| 6.3.3 钙镁铝酸盐外围MnS不易长大的原因 |
| 6.3.4 MnS长大规律 |
| 6.3.5 MnS在氧化物上的数量分布模型 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 工业性生产中MnS控制关键工艺技术 |
| 7.1 研究方法 |
| 7.2 冶炼过程及轧材钢成分变化 |
| 7.3 冶炼过程夹杂物演变行为 |
| 7.4 冶炼过程不同氧化物形成机理 |
| 7.4.1 Al元素的影响 |
| 7.4.2 Mg元素的影响 |
| 7.4.3 Ca元素的影响 |
| 7.4.4 S元素的影响 |
| 7.5 冶炼工艺改进措施 |
| 7.6 改进效果 |
| 7.7 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 |
| 学位论文数据采集 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 低合金高强度钢的发展和应用 |
| 1.2 焊接用钢及焊接热影响区粗晶区 |
| 1.3 夹杂物在钢中的作用 |
| 1.4 氧化物冶金的发展 |
| 1.5 粒子的钉扎作用 |
| 1.6 夹杂物对针状铁素体形核的影响 |
| 1.7 Ti对低合金高强度钢焊接热影响区组织与性能的影响 |
| 1.7.1 Ti含量与粒子析出的关系 |
| 1.7.2 Ti对奥氏体晶粒细化作用 |
| 1.7.3 Ti对针状铁素体形核的作用 |
| 1.8 Zr对低合金高强度钢焊接热影响区组织与性能的影响 |
| 1.8.1 Zr对奥氏体晶粒细化和第二相粒子改性的影响 |
| 1.8.2 Zr对针状铁素体形核的影响 |
| 1.9 本课题研究目的与内容 |
| 第2章 实验原料与实验方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 焊接热模拟 |
| 2.2.2 焊接热影响区粗晶区的夏比冲击试验 |
| 2.2.3 显微组织分析 |
| 2.2.4 非水溶液电解 |
| 2.2.5 电子背散射衍射技术 |
| 第3章 Zr对低合金高强度钢焊接热影响区粗晶区组织和性能的影响 |
| 3.1 钢样成分 |
| 3.2 小线能量(20kJ·cm~(-1))焊接条件下实验结果与分析 |
| 3.2.1 热影响区粗晶区的晶粒尺寸和组织特征 |
| 3.2.2 热影响区粗晶区中第二相粒子特征 |
| 3.2.3 热影响区粗晶区的冲击韧性和断口特征 |
| 3.3 大线能量(100kJ·cm~(-1))焊接条件下实验结果与分析 |
| 3.3.1 热影响区粗晶区中组织结构特征 |
| 3.3.2 热影响区粗晶区中第二相粒子特征 |
| 3.3.3 热影响区粗晶区的EBSD分析和有效晶粒尺寸的测定 |
| 3.3.4 热影响区粗晶区的冲击韧性和断口特征 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 锆的添加对粒子变化和晶粒细化的影响 |
| 3.4.2 锆对热影响区粗晶区组织和韧性的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ti对低合金高强度钢焊接热影响区粗晶区组织和性能的影响 |
| 4.1 钢样成分 |
| 4.2 实验结果与分析(100kJ·cm~(-1) 线能量下) |
| 4.2.1 热影响区粗晶区的晶粒尺寸和组织特征 |
| 4.2.2 热影响区粗晶区的第二相粒子分析 |
| 4.2.3 热影响区粗晶区的EBSD分析和有效晶粒尺寸的测定 |
| 4.2.4 热影响区粗晶区的冲击韧性和断口特征 |
| 4.3 讨论 |
| 4.3.1 Ti含量对粒子改性和奥氏体晶粒长大的影响 |
| 4.3.2 Ti含量对针状铁素体和M-A组元形成的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 全文结论 |
| 5.2 主要创新点 |
| 5.3 课题展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 附录2 攻读硕士学位期间参加的科研项目 |
