一、钒对Si-Mn系弹簧钢组织和性能的影响（论文文献综述）
蒙坚[1]（2021）在《弹簧钢55SiCrV的微合金化及热处理工艺研究》文中进行了进一步梳理在弹簧钢55SiCr成分基础上进行钒微合金化处理,获得了55SiCrV,通过淬火+回火正交试验、显微组织观察、力学性能测试和X射线衍射等手段,研究并分析了淬火+回火工艺对弹簧钢55SiCrV微观组织和力学性能的影响,结果表明:0.20%V的添加可使55SiCrV组织中存在大量弥散均匀分布的10～35 nm含钒析出相,强化效果最佳。淬火+回火处理可以改变55SiCrV的显微组织比例,其中的残余奥氏体可以降低强度和增加塑性,55SiCrV获得最佳力学性能匹配（Rm=1 815 MPa、Z=28%）的热处理工艺为900℃淬火+430℃回火,对应其残余奥氏体含量为2.3%。
党苏武[2]（2021）在《野外环境下Fe314集约化激光增材修复工艺研究》文中指出作为装备修复领域一种先进的维修方法,激光增材修复技术凭借其独有的技术特点,十分适合用于野外环境下装备的维修保障。但是面对野外装备失效零件的材质多样性特点以及维修高时效性要求,激光增材修复技术无法采用同一种材料对失效零件进行修复,仍然存在修复材料种类不足的问题。为解决这一问题,本文基于激光增材修复技术,展开了采用一种材料（Fe314）修复多种不同材质零件的集约化激光增材修复研究。本研究有助于提高野外增材修复装备的机动性与灵活性,降低野外受损装备的修复成本,扩展激光增材修复技术在野外环境的适用范围,促进激光增材修复技术的推广与应用。首先,本文通过对Fe314修复层试件密度、元素组成、缺陷特征、微观组织以及力学性能等方面的研究,分析了不同气氛环境（氮气氛围、空气氛围）对激光增材成形Fe314修复层组织与性能的影响。发现不同气氛环境对激光增材成形Fe314修复层组织与性能的影响较小,得出在野外空气氛围环境下采用Fe314进行激光增材修复是可行的,同时获得了激光增材成形Fe314修复层的组织以及力学性能,为后续研究奠定了基础。其次,为确保修复材料与不同材质基体良好结合,本文基于激光增材成形Fe314工艺参数展开工艺匹配性研究。以结合面附近缺陷分布、微观组织分布、硬度分布规律以及元素梯度为评价指标,对Fe314与10#钢、45#钢、1Cr18Ni9Ti不锈钢、40Cr结构钢以及65Mn弹簧钢5种不同基体的工艺匹配性进行评价,得到了对应的最佳匹配工艺参数,对集约化激光增材修复力学性能的研究具有指导意义。最后,采用最佳匹配工艺参数进行集约化激光增材修复实验研究,研究修复力学性能,观察断口形貌,对修复后试件的力学行为、断裂原因以及力学匹配性进行分析。通过判断修复力学性能是否满足使用要求（基体力学性能的90%）,来验证最佳匹配工艺参数的有效性,并获得集约化激光增材修复工艺参数。
祝家祺[3]（2020）在《高性能新型贝氏体车轮成分、组织与性能研究》文中指出针对速度更快、载重更高的服役条件下,珠光体车轮失效问题增多、维护成本增加的现状,本文以Mn-Si-Mo系贝氏体车轮钢为研究对象,从“成分-工艺-组织-性能”的材料学研究角度,通过成分、工艺和组织设计,进行新一代高性能贝氏体车轮的研发,以大幅提升车轮材料的力学性能与服役表现。本文通过JMat Pro和Thermo-calc计算机软件模拟了不同合金元素含量对车轮钢连续冷却曲线、等温转变曲线、淬透性、奥氏体化温度等转变特性的影响,以及Ni/Cu对铜脆的影响,并结合前期实验研究结果,确定了新型高性能贝氏体车轮钢的合金成分;研究了回火温度、回火时间等工艺参数对车轮钢组织和力学性能的影响规律,并揭示了其强韧化机理,明确了新型车轮最佳的回火工艺制度;通过有限元软件对车轮冷却过程温度场模拟的方法优化了冷却工艺;对车轮的超高周疲劳性能进行了研究,获得了其超高周疲劳强度和S-N曲线,分析了断口形貌及其疲劳裂纹形成机制。并针对通过上述成分、工艺设计所获得的新型贝氏体实物车轮在高速轮轨关系试验台和实际重载线路两种典型情况下的耐磨性能、抗滚动接触疲劳和抗热疲劳性能等综合性能进行了检测。获得的主要研究成果如下:（1）C、Si、Mn、Mo四种元素都可起到降低贝氏体相变温度、延长贝氏体相变孕育期、提高淬透性和硬度的作用,有助于获得细小的贝氏体组织,其中C的影响最显着;其他元素处于基准含量既定不变情况下,Mn含量达到2%以上时可避免贝氏体车轮钢中先共析铁素体的形成。C、Mn、Ni、Cr元素均降低Ae3温度,Si和V元素提高Ae3温度,每增加0.1%的V,Ae3温度可提升约10°C。在含Cu钢中添加Ni可一定程度上抑制铜脆现象的发生。（2）合适的回火工艺可大幅提高贝氏体车轮钢的屈服强度、塑性和冲击韧性,回火后残余奥氏体（残奥）中的C含量越高,冲击韧性表现也越好。450°C以上回火时,残奥含量下降、界面有析出物析出,冲击功大幅下降,表现出回火脆性。480°C及以上温度回火时会出现较多V（C,N）的析出,可大幅提高钢的屈服强度,呈现二次强化。但当Cr与V同时添加时,二次强化现象大幅减弱。研究表明,贝氏体车轮理想的回火工艺为360°C回火5 h左右。建立了车轮冷却温度场模拟模型,通过模拟优化了冷却工艺,获得了车轮淬火过程中冷速与残余奥氏体含量之间的关联表达式,建立了冷速与车轮组织和性能间的关系。（3）贝氏体车轮钢的超高周疲劳极限为463 MPa,比珠光体ER8车轮钢高出50%以上,超高周疲劳起裂方式以内部非夹杂起裂为主。（4）在高速铁路运行条件下,贝氏体车轮的耐磨性和抗滚动接触疲劳性能都优于珠光体D2车轮。在轴重大、弯道多的重载线路条件下,贝氏体车轮同样具有优异的耐磨表现。闸瓦位置偏移有可能导致车轮踏面处热裂纹的出现和扩展,车轮服役时需检查闸瓦-车轮的匹配或使用导热性能更好的闸瓦。通过本文研究,初步创建了新一代贝氏体车轮材料的成分体系、组织体系和工艺体系,揭示了回火处理对新型贝氏体车轮钢组织与性能的影响规律,建立了新型车轮冷却工艺温度场模拟模型,利用该模型可一定程度上实现生产工艺的优化和组织性能的预测,完成了新型贝氏体车轮实际上道服役测试,对车轮服役中可能遇到的失效问题进行了研究,并提出了改进方法。
敬尚前,康永胜,董国振,李文彬,李国维,王勇,徐雪霞[4]（2020）在《某电厂高压调整门弹簧断裂原因分析》文中指出针对某电厂高压调整门弹簧的断裂失效故障,对断裂弹簧进行了宏观分析、材质分析、硬度试验、金相试验、脱碳层测量和断口微观形貌分析,结果表明弹簧折弯的结构、运行产生位移和振动是导致弹簧断裂失效的直接原因,属于疲劳断裂。通过硬度试验和材质分析,表明材料碳量高于标准要求,回火温度低导致材料硬度高于标准,使得材料韧性降低脆性增加,利于初期裂纹的萌生和扩展,是弹簧失效的主要原因。
李龙飞[5]（2020）在《钒对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能影响研究》文中研究指明目前,X80级管线钢已广泛应用于石油和天然气的输送,随着国民经济发展对能源需求的急剧增加,越来越多边远地区的油气田被开发利用。油气管道常常会经过极寒、冻土等地带并多服役于潮湿的土壤中,输送介质多含硫化氢等酸性物质,因而,氢造成的管线钢失效问题日益突显。考虑到细小纳米级碳化物可以作为有效氢陷阱降低氢对管线钢的危害,本文研究了不同钒含量对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能的影响,并且分析了 TMCP工艺不同终轧变形量和轧后回火温度对高钒X80级管线钢抗氢致塑性损失能力影响,为高钒X80级管线钢的开发应用提供参考。钒含量对热锻回火态X80级管线钢氢致裂纹敏感性的影响研究表明,纳米级碳化物数量随着钢中钒含量的增加而增多,当钒含量超过0.12 wt.%时,析出相平均尺寸增大。受钢中纳米级碳化物数量和尺寸分布的影响,随着钢中钒含量增加,有效氢扩散系数降低,可溶解氢浓度升高,氢致裂纹敏感性先降低后升高,钒含量为0.12 wt.%的实验钢具有最佳抗HIC腐蚀性能。钒含量对控轧控冷回火处理X80级管线钢氢致塑性损失影响研究表明,钢中20 nm以下的析出相作为氢陷阱与氢原子结合能力更强,其主要为球状或近球状的碳化钒,20 nm以上的析出相多为椭球状的铌钒复合碳化物。随着钢中钒含量的增加,钢中纳米级析出相的体积分数明显增大,位错密度升高,有效氢扩散系数降低,氢陷阱作用效率提升,氢致塑性损失得到改善,钒含量为0.13 wt.%的实验钢氢脆敏感性指数最低。相比于高钒控轧控冷回火X80级管线钢,未回火实验钢显微组织由板条状贝氏体和少量铁素体组成,实验钢中纳米级析出相的体积分数低而位错密度高,其抗氢致塑性损失性能更差。高钒X80级管线钢控轧控冷终轧变形量实验研究表明,随着终轧变形量的升高,钢中块状铁素体的含量降低,粒状贝氏体的含量升高,当变形量达到50%时,内部出现大量的等轴状晶粒,大角度晶界比例升高,形变存储能降低,发生了动态再结晶。随着终轧变形量升高,钢中纳米级析出相的数量先增加后减少。终轧变形量为40%的钢中析出相数量最多,析出相尺寸在10～15 nm范围内比例最大,且多为含钒碳化物（V4C3或V8C7）,此实验钢具有最佳的抵抗氢致塑性损失能力。四种不同终轧变形量实验钢氢致裂纹敏感性差异不大,引起氢致裂纹的裂纹源主要为Al2O3、MnS等夹杂物以及大尺寸富C相。裂纹更容易在特定的[100]取向晶粒内部或两晶粒间进行扩展延伸。高钒X80级管线钢控轧控冷轧后回火温度实验研究表明,随着轧后回火温度由450℃升高至650℃,钢中纳米级析出相的数量逐渐增多,回火温度继续升高至700℃,细小析出相数量降低且发生Ostwald熟化。轧后回火温度在450～650℃范围内的实验钢显微组织均由粒状贝氏体、板条状铁素体及少量多边形铁素体组成,回火温度为700℃的实验钢显微组织则由粗大的多边形铁素体组成,其显微硬度明显下降。回火温度升高,钢内部片层状结构的渗碳体含量降低,实验钢发生动态回复的程度升高,钢中位错密度降低。回火温度为650℃的实验钢具有最低的有效氢扩散系数,最高的可溶解氢浓度和氢陷阱密度,这均与其内部尺寸小于30 nm的碳化物数量最高有关,此实验钢具有最佳的抗氢致塑性损失能力。钒含量对控轧控冷回火处理X80级管线钢力学性能影响研究表明,钒含量最高（0.150wt.%V）的实验钢具有最高的韧脆转变温度,-49.43℃,其抵抗冷脆性能最差,钒含量最低（0.036 wt.%V）的实验钢韧脆转变温度最低,-68.12℃,具有最佳的抵抗冷脆性能,而另两种实验钢的韧脆转变温度居中,在-60℃左右。随着钒含量由0.036 wt.%增加到0.075 wt.%,实验钢的抗拉强度和屈服强度均明显提高,但钒含量的进一步升高对实验钢的强度影响很小,强度的增加主要是沉淀强化和细晶强化的共同作用。综合考虑X80级管线钢抗氢致开裂、抗氢致塑性损失、低温冲击韧性及强塑性等性能,控轧控冷工艺中终轧变形量为40%,轧后回火温度为650℃,钒含量控制在0.110～0.130 wt.%范围内的钢材具有开发价值。
樊朋煜[6]（2020）在《钒及热处理工艺对高强塑积贝氏体钢组织与性能的影响》文中进行了进一步梳理近年来,超高强塑性超细贝氏体钢（也称超级贝氏体钢）因其优异的强塑性匹配得到了众多学者的关注。为了获得超细结构的低温贝氏体组织,超细贝氏体钢一般采用高碳的合金设计,这不利于焊接性能的改善,同时较低的相变温度使贝氏体转变时间延长（甚至十余天）,这也限制了该系列钢的工程应用。通过合金成分设计及改进热处理工艺来提高超细贝氏体钢的综合力学性能尤为重要。本文以62Mn2Si V及60Mn2Si两种高碳低合金钢为研究对象,通过与不添加V的贝氏体钢进行对比,系统研究了V对超细贝氏体钢的碳富集程度及速率、显微组织和力学性能的影响。结果表明:通过Thermal-Calc软件对62Mn2Si V钢中V的析出参数进行模拟,其全固溶对应的奥氏体化温度为1040℃。V微合金化对贝氏体钢的相变的影响主要有,Ac1和Ac3点有小幅的升高,Ms点降低。V抑制了高温相变温度区间,铁素体珠光体的相变范围缩小。此外,V增加了奥氏体的淬透性,对贝氏体钢的硬度的提升较大。经过对试验钢进行等温转变试验,其结果表明:含V试验钢的TTT曲线呈C型,与不含V试验钢不同的是,在接近Ms点的温度区间,并没有发现“swing back”现象,“鼻尖”温度在300～320℃之间,且其贝氏体相变的孕育期明显延长,V（在奥氏体中以固溶和析出形式并存）对贝氏体转变有抑制作用,并降低了碳在奥氏体中的扩散系数,使残余奥氏体中碳富集速率变慢,从而减缓了贝氏体转变速率。通过对BAT（bainitic austempering）、BQ&P（bainite-based quenching plus partitioning）、DBAT（disturbed bainitic austempering）三种不同工艺下碳富集速率的探究,发现BQ&P工艺和DBAT工艺在经淬火配分后,膨胀量突变,这是由于在淬火配分过程中,形成的一部分马氏体加速了贝氏体的转变进程,从加快了贝氏体化的进程。两工艺下的碳富集速率均大于BAT工艺,因此可利用BQ&P、DBAT工艺弥补合金元素V推迟贝氏体相变的影响,加快贝氏体转变,节约热处理时间。通过对两试验钢组织及力学性能的试验对比发现,V微合金化试验钢在同等条件下强度和塑性均得到不同程度的提升。TEM精细组织表征结果显示,存在V（C,N）颗粒析出,这些颗粒的直径约为13～30 nm,均匀细小弥散分布的V（C,N）颗粒可以起到析出强化的作用,既可以钉扎奥氏体晶界,防止奥氏体晶粒快速长大,从而达到细化奥氏体晶粒的目的,从而提高钢的强度。
陆慧,陈银莉,韦贺,刘泽盛[7]（2020）在《55SiCr弹簧钢中的残留奥氏体与碳化物》文中进行了进一步梳理通过扫描电镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、透射电镜（TEM）、X射线衍射仪（XRD）、热膨胀仪、洛氏硬度计等手段研究了弹簧钢55SiCr的组织和相变点以及残留奥氏体和碳化物在热处理过程中的组织演变。结果表明:55SiCr弹簧钢淬火后残留奥氏体以块状分布在基体上;随回火温度的升高,残留奥氏体减少并呈粒状和薄膜状分布; C在残留奥氏体中富集,使其稳定性增强; Si抑制了碳化物的析出,提高了残留奥氏体的稳定性。低温回火时,Si延缓了渗碳体析出;高温回火时,C原子扩散速率提高,促进渗碳体析出,引起体积的收缩。慢速加热回火时,C有足够的时间扩散,从而促进渗碳体的形成,使渗碳体的形成温度提前;快速加热回火时,C来不及扩散,抑制了渗碳体的析出。回火加热速率一样时,试验钢的硬度随回火温度的提高而下降。当回火温度为400℃时,硬度值最大为51HRC;当回火温度为650℃时,硬度值最小为37HRC。当加热速率为0. 1℃/s时,硬度值最小为33HRC;当加热速率为200℃/s时,硬度值最大为40HRC。
王永健[8]（2020）在《钛含量对新型热作模具钢4Cr5MoSiV1Ti组织与性能的影响》文中研究表明模具行业的快速发展及高效率高精度的生产需求对模具材料的综合性能提出了更高的要求。4Cr5MoSiV1钢作为一种典型的热作模具钢,性能优异,应用广泛,但随着制件要求的提高,服役条件的更加苛刻,该材料在服役过程中会出现塑性变形、开裂和热磨损等失效形式。钛微合金化技术能够有效改善钢铁材料的综合力学性能,在新钢材开发研究中的应用越来越广泛,但在热作模具钢中的研究缺少相关文献报道。本文在4Cr5MoSiV1钢成分的基础上,选择钛微合金化技术,通过JMatPro软件进行4Cr5MoSiV1Ti钢的成分设计,根据计算结果,熔炼制备钛微合金化热作模具钢。通过光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）探究钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢显微组织及碳化物的影响,探究钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢力学性能和回火稳定性的影响。优选出Ti元素在4Cr5MoSiV1钢中较优的添加量,随后对优选成分后的4Cr5MoSiV1Ti钢进行变形温度9501150℃,应变速率0.0110 s-1的高温热压缩实验,分析其变形机制、高温变形组织及失稳特征,建立4Cr5MoSiV1Ti钢的高温热变形本构方程及热加工图。研究结论如下:1.JMatPro软件模拟计算结果显示:4Cr5MoSiV1钢和4Cr5MoSiV1Ti钢回火过程中都存在M23C6、M2（C,N）、M（C,N）、M6C等多种析出相,其中M23C6和M2（C,N）碳化物体积分数最多,为主要析出相,其余相均在0.100%以下;添加Ti元素质量分数的合适范围为0%～0.600%,在此范围内淬回火后析出得到的碳化物细小,对4Cr5MoSiV1Ti钢强硬度的提高有积极作用。2.4Cr5MoSiV1Ti钢经过1040℃淬火+600℃′2 h+580℃′2 h回火的热处理工艺后,其强硬度和塑性随着Ti含量的增加先升高后降低,4Cr5MoSiV1Ti钢断面收缩率和断后延伸率均比4Cr5MoSiV1钢高。实验范围内Ti质量分数为0.127%时,4Cr5MoSiV1Ti钢力学性能提升最佳。当Ti质量分数为0.127%时,4Cr5MoSiV1Ti钢室温抗拉强度达到1788 MPa,较4Cr5MoSiV1钢提高了264MPa;硬度达到51.5 HRC,较4Cr5MoSiV1钢提高了3.7 HRC;断面收缩率由4Cr5MoSiV1钢的35.0%提升到47.0%。3.Ti质量分数为0.127%时,4Cr5MoSiV1Ti钢微观组织为回火屈氏体和回火索氏体混合组织,回火马氏体板条束相比未加钛的4Cr5MoSiV1钢更为细小,合金元素Ti起到了细化回火马氏体的效果。组织中析出碳化物主要为富含Cr的M23C6和M7C3、V2C的硬质型碳化物,还存在富含Mo的MC、M2C、M3C2型碳化物,存在多种硬质型碳化物。4.微量元素Ti在质量分数为0.044%和0.127%时提高了4Cr5MoSiV1钢640℃以下的回火稳定性,且在高温（700℃）回火后,Ti元素的加入均提高了4Cr5MoSiV1钢的高温回火硬度。5.4Cr5MoSiV1Ti（0.127%）钢为温度和应变速率敏感材料,在应变速率为10s-1时存在多峰值流变曲线。4Cr5MoSiV1Ti钢的热变形激活能为560.49 k J/mol,稳定热加工安全区为:变形温度10801150℃、应变速率0.011 s-1。
汪思敏[9]（2020）在《汽车用超高强含B钢板微观组织特征与性能研究》文中进行了进一步梳理随着汽车用钢发展到第三代,节能性和安全性是汽车用钢发展的新方向。超高强钢是第三代汽车用钢的典型代表,在国外被广泛应用于汽车结构件和加强件。目前国内完整的汽车用超高强板生产线较少,因此丰富汽车用钢品种,促进市场发展,开发具备良好综合力学性能的低成本第三代汽车用超高强钢板一直是近年汽车用钢的研究热点。本文以研究汽车用超高强钢板的微观组织与力学性能为目的,并采用光学显微镜、SEM、EDS、XRD、TEM等对试验材料的组织进行分析,测试试验材料的强度、硬度等综合力学性能。主要试验如下:为了确定汽车用超高强钢板的相变温度及热处理性能,对材料进行CCT曲线测试。研究表明:22MnB5-5V和26MnB5-5V钢的CCT曲线,26MnB5-5V的含碳量更高,其CCT曲线比起22MnB5-5V的CCT曲线明显向右、向下移动,22MnB5-5V的贝氏体的转变上限温度Bs约是580℃,马氏体转变温度Ms约是412℃,而26MnB5-5V的贝氏体的转变上限温度Bs约是530℃,马氏体转变温度Ms约是379℃,二者有较大差异。22MnB5-5V和26MnB5-5V均在冷却速度低于0.5℃/s生成铁素体+珠光体组织,在冷却速度为35℃/s范围内生成全贝氏体组织,在冷却速度超过20℃/s生成全马氏体组织。材料在随着冷却速度的增加,强度、硬度呈总体上升的趋势。材料在冷却速度较低的时候生成明显的带状组织,碳含量、冷却速度为影响材料带状组织的重要因素,在实际生产过程中可适当提升冷却速度以消除试验材料带状组织。为了确定汽车用超高强钢板得到具体组织的对应工艺,对材料随炉、开炉、空冷、风冷、油冷和水冷六种不同的热处理方式,研究这六种不同的热处理方式对材料组织和性能的影响。研究表明:试验材料22MnB5-5V和26MnB5-5V钢在随炉冷却条件下生成带状组织,在开炉冷却下生成等轴分布的铁素体和珠光体组织,在空冷条件下生成贝氏体组织,在风冷条件下开始生成马氏体组织,在油冷和水冷条件下生成单一的板条马氏体组织,达到超高强钢的力学性能,满足第三代汽车用钢的标准。回火温度对材料组织及性能影响较大,为了确定材料的最佳的回火温度,对淬火后的22MnB5-5V钢进行150℃、200℃、250℃和300℃四组回火温度对材料组织和性能的影响。研究表明:回火组织主要为回火马氏体。在试验条件内,150℃为最佳回火温度,拉伸强度与硬度最大,为1583 MPa和467 HV;在TEM下观察到材料淬回火后在马氏体板条束中形成高密度的位错,析出明显第二相组织,呈弥散分布,第二相尺寸约为2550 nm之间,材料具备很高的力学性能,而塑韧性无明显变化。为了探究材料是否有冷冲压成形的可能性,研究冷变形对汽车用超高强钢组织和性能的影响,对汽车用22MnB5-5V钢进行在120 kN、140 kN、160 kN、180 kN和200 kN的变形压力对材料组织及性能的影响,研究表明:材料具有好的冷变形性能,在本试验条件下形变量可达到30%。随着材料变形率的增加,试验材料受到的冲压力越大,试验材料的变形就越大。当形变量为30%时,硬度增幅最强,最大硬度为537.5 HV。随着冲压力和变形量的增加,材料的形变硬化效应会增强,材料的形变在材料的实际使用过程中能提高安全性。
全琪炜[10]（2020）在《质子辐照RPV钢后溶质原子团簇研究》文中研究表明核电反应堆压力容器（RPV）是核电站中全寿期内唯一不可更换的核安全一级设备,其性能及寿命直接决定整个反应堆的服役年限。RPV钢在长期服役过程中受到高温高压及高能粒子辐照发生硬化和脆化,即产生辐照损伤。溶质原子团簇是辐照损伤的主要机制之一,主要有富Cu型和富Mn-Ni-Si型。随着RPV钢中铜含量的降低,目前商用RPV钢辐照后形成的溶质原子团簇主要为富Mn-Ni-Si型。然而,受限于安全及试验条件,对此类型溶质原子团簇的研究尚不够系统。因此,对Mn-Ni-Si型团簇的结构、分布以及形成机理进行研究,有助于进一步理解辐照损伤,对于RPV钢的发展及核电安全有重要学术意义和应用价值。本文以国产A508-3型RPV钢为研究对象,参照RPV服役条件,在292℃下进行质子辐照试验,质子能量250ke V,累计注量至0.273dpa,等效服役年限100年。综合利用动力学软件模拟辐照损伤的空位/空位团簇分布,利用第一性原理计算了团簇中元素之间的相互作用关系,并通过三维原子探针技术研究质子辐照后富Mn-Ni-Si型团簇的分布以及原子构成。在上述工作基础上建立质子辐照条件下RPV钢中富Mn-Ni-Si型团簇的形成和演化模型。研究结果表明:SRIM和IM3D模拟250ke V质子辐照引起的损伤分布位于样品深度的1300nm以内,其中在900～1200nm范围内损伤程度较大,在1100nm处辐照损伤达到峰值。退火模拟结果表明,900～1200nm区域内,初级离位缺陷在回复过程中,大部分的空位与间隙原子结合或者与空位聚集成空位团簇,最终留下“存活”的空位型缺陷,这些空位型缺陷将作为溶质原子团簇偏聚的有效位置。0.273dpa质子辐照后的RPV钢中观察到了溶质原子团簇,晶内的团簇呈球状,而位错处的团簇呈棒状。溶质原子团簇的数量密度为2.27×1023/m3,球状团簇的平均尺寸为1.36nm。在计算和实验结果基础上建立团簇的形成过程模型:质子辐照后,RPV钢中产生大量的空位型缺陷,Mn、Ni原子先于空位型缺陷结合形成空位-Mn/Ni原子复合体;随后,由于Ni和Si之间有较强的结合力,富Ni核心周围吸引较多的Si原子形成富Ni-Si的团簇次外层;但由于Mn原子的扩散能力强,且与Ni结合能力弱,富Mn原子区随即溶散至团簇外侧,最终形成Mn-（Ni-Si）-Ni的溶质原子团簇结构。
二、钒对Si-Mn系弹簧钢组织和性能的影响（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、钒对Si-Mn系弹簧钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
（2）野外环境下Fe314集约化激光增材修复工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.1.1 选题背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状及存在问题 |
| 1.2.1 激光增材修复研究现状 |
| 1.2.2 结合面研究现状 |
| 1.2.3 主要存在问题 |
| 1.3 研究内容及章节安排 |
| 1.3.1 研究内容 |
| 1.3.2 章节安排 |
| 2 实验材料、设备及表征测试方法 |
| 2.1 修复材料 |
| 2.1.1 修复层材料 |
| 2.1.2 基体材料 |
| 2.2 实验设备及工艺 |
| 2.3 表征及测试方法 |
| 2.3.1 微观结构表征 |
| 2.3.2 性能测试 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 气氛环境对激光增材成形Fe314 修复层组织与性能的影响 |
| 3.1 成分过冷与元素成分的作用机制 |
| 3.2 气氛环境对激光增材成形Fe314 修复层组织形貌的影响 |
| 3.2.1 Fe314 修复层形貌特征 |
| 3.2.2 Fe314 修复层微观组织 |
| 3.3 气氛环境对激光增材成形Fe314 修复层力学性能的影响 |
| 3.3.1 硬度分布规律 |
| 3.3.2 拉伸力学性能 |
| 3.3.3 拉伸断口形貌 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 野外环境下Fe314 集约化激光增材修复工艺匹配性研究 |
| 4.1 结合面处热失配性 |
| 4.2 Fe314 激光增材修复10#钢工艺匹配性研究 |
| 4.2.1 结合面微观形貌 |
| 4.2.2 结合面两侧硬度分布规律 |
| 4.2.3 结合面两侧元素梯度 |
| 4.3 Fe314 激光增材修复45#钢工艺匹配性研究 |
| 4.3.1 结合面微观形貌 |
| 4.3.2 结合面两侧硬度分布规律 |
| 4.3.3 结合面两侧元素梯度 |
| 4.4 Fe314 激光增材修复1Cr18Ni9Ti不锈钢工艺匹配性研究 |
| 4.4.1 结合面微观形貌 |
| 4.4.2 结合面两侧硬度分布规律 |
| 4.4.3 结合面两侧元素梯度 |
| 4.5 Fe314 激光增材修复40Cr合金钢工艺匹配性研究 |
| 4.5.1 结合面微观形貌 |
| 4.5.2 结合面两侧硬度分布规律 |
| 4.5.3 结合面两侧元素梯度 |
| 4.6 Fe314 激光增材修复65Mn弹簧钢工艺匹配性研究 |
| 4.6.1 结合面微观形貌 |
| 4.6.2 结合面两侧硬度分布规律 |
| 4.6.3 结合面两侧元素梯度 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 野外环境下Fe314 集约化激光增材修复力学性能研究 |
| 5.1 修复层与基体结合面处的力学行为与断裂行为 |
| 5.1.1 力学行为 |
| 5.1.2 断裂行为 |
| 5.2 Fe314 激光增材修复10#钢力学性能研究 |
| 5.2.1 结合面两侧硬度分布规律 |
| 5.2.2 拉伸力学性能 |
| 5.2.3 断口分析 |
| 5.3 Fe314 激光增材修复45#钢力学性能研究 |
| 5.3.1 结合面两侧硬度分布规律 |
| 5.3.2 拉伸力学性能 |
| 5.3.3 断口分析 |
| 5.4 Fe314 激光增材修复1Cr18Ni9Ti不锈钢力学性能研究 |
| 5.4.1 结合面两侧硬度分布规律 |
| 5.4.2 拉伸力学性能 |
| 5.4.3 断口分析 |
| 5.5 Fe314 激光增材修复40Cr合金钢力学性能研究 |
| 5.5.1 结合面两侧硬度分布规律 |
| 5.5.2 拉伸力学性能 |
| 5.5.3 断口分析 |
| 5.6 Fe314 激光增材修复65Mn弹簧钢力学性能研究 |
| 5.6.1 结合面两侧硬度分布规律 |
| 5.6.2 拉伸力学性能 |
| 5.6.3 断口分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（3）高性能新型贝氏体车轮成分、组织与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 序言 |
| 1 引言 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 车轮材料应用现状 |
| 1.2.1 常用的车轮钢种类 |
| 1.2.2 当前车轮存在的问题 |
| 1.3 贝氏体车轮的研究现状 |
| 1.3.1 贝氏体车轮的应用前景 |
| 1.3.2 国外贝氏体车轮的研究现状 |
| 1.3.3 国内贝氏体车轮的研究现状 |
| 1.3.4 贝氏体车轮的应用现状及存在问题 |
| 1.4 贝氏体组织和性能的主要影响因素 |
| 1.4.1 化学成分 |
| 1.4.2 生产处理工艺 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 2 新型贝氏体车轮合金设计模拟计算 |
| 2.1 合金元素对CCT曲线的影响 |
| 2.2 合金元素对TTT曲线的影响 |
| 2.3 C含量对淬透性曲线的影响 |
| 2.4 合金元素对奥氏体化温度的影响 |
| 2.5 Ni、Cu含量比例对铜脆现象的影响 |
| 2.6 本章小结 |
| 3 贝氏体车轮钢成分和工艺实验研究 |
| 3.1 Mn含量对贝氏体车轮钢组织性能的影响 |
| 3.1.1 实验材料与方法 |
| 3.1.2 Mn含量对淬透性影响 |
| 3.1.3 Mn含量对贝氏体车轮钢组织的影响 |
| 3.1.4 Mn含量对力学性能的影响 |
| 3.1.5 小结 |
| 3.2 回火温度对贝氏体车轮钢组织性能的影响 |
| 3.2.1 实验材料与方法 |
| 3.2.2 CCT曲线和淬透性曲线的测定 |
| 3.2.3 回火温度对组织的影响 |
| 3.2.4 回火温度对力学性能的影响 |
| 3.2.5 小结 |
| 3.3 V和Cr对回火贝氏体车轮钢组织性能的影响 |
| 3.3.1 实验材料与方法 |
| 3.3.2 对显微组织的影响 |
| 3.3.3 对力学性能的影响 |
| 3.3.4 二次强化现象分析 |
| 3.3.5 Cr对回火残余奥氏体的影响 |
| 3.3.6 Cr对低温冲击韧性的影响 |
| 3.3.7 小结 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 贝氏体车轮热处理工艺研究 |
| 4.1 贝氏体车轮试制 |
| 4.1.1 车轮钢冶炼 |
| 4.1.2 车轮钢的热变形方程 |
| 4.1.3 车轮成型与热处理工艺 |
| 4.1.4 贝氏体车轮的材料特征及组织形貌 |
| 4.1.5 贝氏体车轮的力学性能 |
| 4.1.6 试制小结 |
| 4.2 贝氏体车轮回火工艺研究 |
| 4.2.1 实验材料与方法 |
| 4.2.2 回火工艺对力学性能的影响 |
| 4.2.3 回火温度对显微组织的影响 |
| 4.2.4 回火后第二相析出分析 |
| 4.2.5 贝氏体车轮回火工艺研究小结 |
| 4.3 车轮钢回火强韧化机理 |
| 4.3.1 回火过程的热膨胀仪模拟 |
| 4.3.2 残余奥氏体稳定性与冲击韧性关系 |
| 4.3.3 贝轮钢回火过程中组织与性能的变化规律总结 |
| 4.4 贝氏体车轮踏面喷水工艺模拟与优化 |
| 4.4.1 模型建立 |
| 4.4.2 边界条件设定 |
| 4.4.3 踏面喷水模拟结果 |
| 4.4.4 踏面喷水工艺优化 |
| 4.4.5 小结 |
| 4.5 冷速与贝氏体车轮组织的关系 |
| 4.5.1 车轮不同部位冷速 |
| 4.5.2 车轮不同部位组织和残奥量 |
| 4.5.3 模拟冷速与残余奥氏体的关系 |
| 4.6 超高周疲劳性能 |
| 4.6.1 实验材料与方法 |
| 4.6.2 疲劳实验结果 |
| 4.6.3 疲劳断裂机理分析 |
| 4.6.4 超高周疲劳实验小结 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 贝氏体车轮的应用服役研究 |
| 5.1 重载服役条件下车轮特性 |
| 5.1.1 马钢铁运公司线路服役结果 |
| 5.1.2 神华铁路服役结果 |
| 5.1.3 重载线路服役性能小结 |
| 5.2 高速轮轨试验台结果 |
| 5.2.1 线路条件 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.2.3 实验结果 |
| 5.2.4 高速线路服役性能小结 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 本文创新点 |
| 6.3 贝轮应用前景及未来研究方向 |
| 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 |
（4）某电厂高压调整门弹簧断裂原因分析（论文提纲范文）
| 1 故障概况 |
| 2 试验分析 |
| 2.1 化学成分分析 |
| 2.2 金相组织分析 |
| 2.3 脱碳层测量 |
| 2.4 硬度试验 |
| 2.5 微观形貌分析 |
| 3 试验验结论及建议 |
（5）钒对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能影响研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 国内外高级别管线钢的研究现状及发展趋势 |
| 2.1.1 管线钢及管道工程的发展史 |
| 2.1.2 国内管线钢的应用现状 |
| 2.1.3 管线钢未来发展趋势及挑战 |
| 2.2 控轧控冷工艺在管线钢中的应用 |
| 2.2.1 控制轧制 |
| 2.2.2 控制冷却 |
| 2.3 管线钢的腐蚀及失效机理 |
| 2.3.1 环境氢脆 |
| 2.3.2 应力腐蚀 |
| 2.3.3 其他腐蚀 |
| 2.4 管线钢的成分及力学、焊接性能 |
| 2.4.1 管线钢中化学成分 |
| 2.4.2 管线钢的强韧性及抗变形能力 |
| 2.4.3 管线钢的焊接性能 |
| 2.5 本课题研究意义及内容 |
| 3 钒含量对管线钢氢致裂纹敏感性的影响 |
| 3.1 实验材料与方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.2 钒含量对管线钢中纳米级析出相特征及组织的影响 |
| 3.2.1 平衡相析出的热力学计算 |
| 3.2.2 钒含量对碳氮化物析出及组织的影响 |
| 3.3 钒含量对管线钢中氢扩散行为及氢陷阱效率的影响 |
| 3.3.1 含钒钢氢渗透曲线及氢扩散行为 |
| 3.3.2 含钒钢氢陷阱效率 |
| 3.4 钒含量对管线钢抗氢致开裂性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 钒含量对控轧控冷管线钢氢致塑性损失性能的影响 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.2 钒含量对轧后回火钢析出相、显微组织、位错密度及氢致塑性损失的影响 |
| 4.2.1 钒含量对轧后回火态钢析出相、显微组织影响 |
| 4.2.2 钒含量对轧后回火态钢位错密度的影响 |
| 4.2.3 钒含量对轧后回火态钢氢扩散行为及氢陷阱效率的影响 |
| 4.2.4 钒含量对轧后回火态钢氢致塑性损失的影响 |
| 4.3 高钒轧后未回火钢析出相、显微组织、位错密度及氢致塑性损失研究 |
| 4.3.1 高钒轧后未回火钢析出相、显微组织和位错密度 |
| 4.3.2 高钒轧后未回火管线钢氢扩散行为及氢致塑性损失研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 终轧变形量对管线钢氢扩散及氢致塑性损失的影响 |
| 5.1 实验材料与方法 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.2 终轧变形量对管线钢析出相、显微组织及晶体学特征的影响 |
| 5.2.1 终轧变形量对管线钢中析出相特征的影响 |
| 5.2.2 终轧变形量对管线钢显微组织及晶体学取向的影响 |
| 5.3 终轧变形量对管线钢氢扩散行为及氢致塑性损失的影响 |
| 5.3.1 终轧变形量对管线钢中氢扩散行为的影响 |
| 5.3.2 氢致裂纹起源与延伸的影响研究 |
| 5.3.3 终轧变形量对管线钢氢致塑性损失的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 轧后回火工艺对管线钢氢扩散及氢致塑性损失的影响 |
| 6.1 实验材料与方法 |
| 6.1.1 实验材料 |
| 6.1.2 实验方法 |
| 6.2 轧后回火温度对管线钢析出相、显微组织及晶体学特征的影响 |
| 6.2.1 轧后回火温度对管线钢析出相特征的影响 |
| 6.2.2 轧后回火温度对管线钢显微组织及硬度的影响 |
| 6.2.3 轧后回火温度对管线钢晶界类型分布及晶体学特征的影响 |
| 6.3 轧后回火温度对管线钢氢扩散行为及氢致塑性损失的影响 |
| 6.3.1 轧后回火温度对管线钢中氢扩散行为的影响 |
| 6.3.2 轧后回火温度对管线钢氢致塑性损失的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 钒含量对X80级管线钢力学性能影响研究 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.1.1 实验材料 |
| 7.1.2 实验方法 |
| 7.2 不同钒含量管线钢的析出相、显微组织及晶体学特征 |
| 7.2.1 管线钢中析出相特征研究 |
| 7.2.2 管线钢显微组织及晶体学特征 |
| 7.3 钒含量对管线钢低温冲击韧性的影响 |
| 7.3.1 冲击断口形貌及韧脆转变温度研究 |
| 7.3.2 冲击韧性及脆性断裂机理研究 |
| 7.4 钒含量对管线钢强度和塑性的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论及后期工作设想 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 后期工作设想 |
| 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 |
（6）钒及热处理工艺对高强塑积贝氏体钢组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 引言 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 超细贝氏体钢的发展现状 |
| 1.2.1 高碳超细贝氏体 |
| 1.2.2 中高碳超细贝氏体钢 |
| 1.2.3 低碳超细贝氏体钢 |
| 1.3 钒微合金化钢技术研究现状 |
| 1.3.1 钒对贝氏体相变及性能的影响 |
| 1.3.2 钒在奥氏体化过程中的溶解规律 |
| 1.3.3 钒在奥氏体冷却相变过程中的析出 |
| 1.3.4 钒在铁素体中的析出行为 |
| 1.3.5 含钒析出物研究手段介绍 |
| 1.3.6 微合金化钢的主要强韧化机理 |
| 1.4 超细贝氏体钢热处理工艺改进与探索 |
| 1.4.1 传统BAT工艺 |
| 1.4.2 淬火-配分工艺 |
| 1.4.3 反转贝氏体转变工艺 |
| 1.4.4 “干扰贝氏体”转变工艺 |
| 1.5 研究思路 |
| 2 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 预处理工艺设计 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 CCT曲线的测定与分析 |
| 2.3.2 常规力学性能的测试 |
| 2.3.3 样品制备及表征分析 |
| 2.3.4 残余奥氏体及残余奥氏体中碳含量的测定 |
| 3 钒及热处理工艺对贝氏体钢连续冷却转变特性的影响 |
| 3.1 相图及关键相变点模拟 |
| 3.2 试验钢静态连续冷却曲线的测定 |
| 3.2.1 试验钢不同冷速下显微组织分析 |
| 3.2.2 钒对贝氏体钢硬度的影响 |
| 3.2.3 钒对贝氏体钢不同冷速下残余奥氏体含量的影响 |
| 3.2.4 钒对贝氏体钢CCT曲线的影响 |
| 3.3 不同于预处理对贝氏体钢连续冷却转变曲线的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 钒及预处理工艺对贝氏体钢等温转变曲线的影响 |
| 4.1 钒对等温转变曲线的影响 |
| 4.1.1 等温转变的热力学与动力学讨论 |
| 4.1.2 不同等温温度下的组织表征 |
| 4.2 不同预处理工艺对贝氏体钢等温转变曲线的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 钒及热处理工艺对贝氏体钢中奥氏体碳富集的影响 |
| 5.1 钒对贝氏体转变过程中奥氏体碳富集的影响 |
| 5.1.1 钒在BAT工艺下对奥氏体碳富集的影响 |
| 5.1.2 BQ&P工艺不同配分工艺对碳扩散的影响 |
| 5.1.3 “干扰贝氏体”DBAT工艺对碳富集的影响 |
| 5.2 三种工艺下奥氏体中碳富集程度及速率对比 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 钒对贝氏体钢组织及力学性能的影响 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 U60试验钢显微组织及力学性能分析 |
| 6.3 62V试验钢工艺-组织-性能分析 |
| 6.4 钒对贝氏体钢力学性能的影响机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 索引 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）55SiCr弹簧钢中的残留奥氏体与碳化物（论文提纲范文）
| 1 试验材料及方法 |
| 2 试验结果 |
| 2.1 热膨胀试验 |
| 2.2 残留奥氏体与碳化物的XRD分析 |
| 2.3 试验钢中残留奥氏体的形貌特征 |
| 2.4 试验钢中碳化物的形貌特征及分布 |
| 3 分析与讨论 |
| 4 结论 |
（8）钛含量对新型热作模具钢4Cr5MoSiV1Ti组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 4Cr5MoSiV1 热作模具钢的特点 |
| 1.2.1 4Cr5MoSiV1 热作模具钢的材料特性 |
| 1.2.2 4Cr5MoSiV1 热作模具钢的服役环境和失效形式 |
| 1.3 4Cr5MoSiV1 热作模具钢的微合金化 |
| 1.3.1 微合金化元素在钢中的作用 |
| 1.3.2 钢中碳化物与组织性能关系的研究现状 |
| 1.3.3 4Cr5MoSiV1 热作模具钢微合金化的研究现状 |
| 1.4 JMatPro软件在钢材成分设计方面的应用 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 基于JMatPro的4Cr5MoSiV1Ti钢合金成分设计 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 JMatPro软件简介 |
| 2.3 4Cr5MoSiV1Ti钢合金成分设计 |
| 2.3.1 合金设计热力学计算 |
| 2.3.2 合金设计析出相计算 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 材料制备与试验方法 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料制备 |
| 3.2.1 合金熔炼 |
| 3.2.2 试验方案 |
| 3.2.3 材料热处理 |
| 3.3 组织性能分析 |
| 3.3.1 力学性能测试 |
| 3.3.2 微观组织分析 |
| 3.3.3 回火稳定性 |
| 3.3.4 热压缩试验 |
| 第4章 钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢力学性能的影响 |
| 4.2.1 钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢硬度的影响 |
| 4.2.2 钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢室温强度与塑性的影响 |
| 4.2.3 钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢高温(450℃)拉伸性能的影响 |
| 4.3 钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢显微组织及碳化物的影响 |
| 4.3.1 钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢显微组织的影响 |
| 4.3.2 钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢组织碳化物的影响 |
| 4.4 钛含量对4Cr5MoSiV1Ti钢回火稳定性的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 4Cr5MoSiV1Ti(0.127%)钢热变形行为及热加工图 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 4Cr5MoSiV1Ti钢真应力-真应变曲线分析 |
| 5.3 4Cr5MoSiV1Ti钢本构方程的构建 |
| 5.4 4Cr5MoSiV1Ti钢热加工图的建立 |
| 5.5 同一变形速率下不同变形温度的组织演变 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（9）汽车用超高强含B钢板微观组织特征与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 汽车用超高强钢种类 |
| 1.3 汽车用超高强钢的研究现状 |
| 1.3.1 国外研究现状 |
| 1.3.2 国内研究现状 |
| 1.4 汽车用超高强钢的冲压成形技术 |
| 1.4.1 热冲压成形技术 |
| 1.4.2 冷冲压成形技术 |
| 1.5 课题来源及意义 |
| 1.6 汽车用超高强钢的成分组成 |
| 1.7 汽车用超高强钢的强化方式 |
| 1.7.1 相变强化 |
| 1.7.2 细晶强化 |
| 1.7.3 位错强化 |
| 1.7.4 形变强化 |
| 1.8 研究内容及技术路线 |
| 1.8.1 研究内容 |
| 1.8.2 技术路线 |
| 2 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 CCT曲线测试 |
| 2.3 热处理试验方法 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.5 X射线衍射分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 3 冷却速度对汽车用超高强钢组织和性能的影响 |
| 3.1 CCT测定及分析 |
| 3.1.1 组织分析 |
| 3.1.2 硬度分析 |
| 3.2 影响带状组织的因素 |
| 3.2.1 碳含量的影响 |
| 3.2.2 冷却速度的影响 |
| 3.2.3 元素分布的影响 |
| 3.2.4 带状组织对硬度的影响 |
| 3.3 热处理工艺参数的确定 |
| 3.3.1 加热温度 |
| 3.3.2 保温时间及冷却方式 |
| 3.4 热处理工艺对组织的影响 |
| 3.4.1 原始组织观察 |
| 3.4.2 显微组织分析 |
| 3.4.3 XRD分析 |
| 3.5 热处理工艺对力学性能的影响 |
| 3.5.1 热处理工艺对硬度的影响 |
| 3.5.2 热处理工艺对强度的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 回火工艺对汽车用超高强钢组织和性能的影响 |
| 4.1 回火工艺参数的确定 |
| 4.2 回火工艺对组织的影响 |
| 4.3 回火工艺对力学性能的影响 |
| 4.3.1 回火温度对硬度的影响 |
| 4.3.2 回火温度对强度的影响 |
| 4.3.3 TEM分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 冷变形对汽车用超高强钢组织和性能的影响 |
| 5.1 试验材料 |
| 5.2 冷冲压变形对超高强钢组织和性能的影响 |
| 5.2.1 试验参数的确定 |
| 5.2.2 变形压力对组织的影响 |
| 5.2.3 变形压力对硬度的影响 |
| 5.2.4 弯曲变形 |
| 5.3 实际零件产品的组织性能测试 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表论文及科研成果 |
| 致谢 |
（10）质子辐照RPV钢后溶质原子团簇研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 核电站反应堆机组及反应堆压力容器材料 |
| 1.2.1 核电站结构简介 |
| 1.2.2 反应堆压力容器材料 |
| 1.3 辐照损伤理论 |
| 1.3.1 材料的辐照效应 |
| 1.3.2 粒子辐照的物理过程 |
| 1.3.3 中子辐照和其它粒子辐照 |
| 1.4 RPV钢的辐照损伤研究 |
| 1.4.1 基体损伤 |
| 1.4.2 溶质原子团簇 |
| 1.4.3 富Mn-Ni-Si型溶质原子团簇研究现状 |
| 1.5 选题意义和本文研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验用RPV钢 |
| 2.1.2 RPV钢取样及样品预处理 |
| 2.2 质子辐照 |
| 2.2.1 辐照平台 |
| 2.2.2 辐照注量设计 |
| 2.2.3 质子辐照过程 |
| 2.3 辐照缺陷模拟方法 |
| 2.3.1 级联蒙特卡洛方法 |
| 2.3.2 动力学蒙特卡洛方法 |
| 2.4 三维原子探针(3DAP)实验 |
| 2.4.1 三维原子探针技术介绍 |
| 2.4.2 三维原子探针实验样品制备 |
| 2.4.3 三维原子探针实验 |
| 2.4.4 三维原子探针结果分析方法简介 |
| 第三章 RPV钢质子辐照后空位型缺陷分布模拟及团簇结构计算 |
| 3.1 质子辐照后空位型缺陷的分布 |
| 3.1.1 辐照方向上的损伤分布 |
| 3.1.2 空位型和间隙型缺陷的初始分布 |
| 3.1.3 空位型缺陷(团簇)缺陷退火模拟后的分布 |
| 3.2 溶质原子团簇结构模拟计算 |
| 3.2.1 溶质元素之间结合关系 |
| 3.2.2 团簇相关元素的晶体结构 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 质子辐照后空位缺陷分布 |
| 3.3.2 团簇内原子相互作用关系 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 RPV钢质子辐照后溶质团簇结构及演变模型 |
| 4.1 质子辐照后形成的溶质原子团簇 |
| 4.1.1 溶质原子团簇数量密度 |
| 4.1.2 溶质原子团簇尺寸 |
| 4.2 不同溶质元素的偏聚形态 |
| 4.2.1 Ni原子偏聚形态 |
| 4.2.2 Mn原子偏聚形态 |
| 4.2.3 Si原子偏聚形态 |
| 4.2.4 其它元素的分布形态 |
| 4.3 质子辐照后溶质原子团簇的成分与结构 |
| 4.3.1 球状溶质原子团簇的成分 |
| 4.3.2 溶质原子团簇的外部成分与结构 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 溶质原子团簇数量密度 |
| 4.4.2 溶质原子团簇尺寸 |
| 4.4.3 溶质原子团簇的形态及形成位置 |
| 4.4.4 溶质原子团簇结构及形成过程 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论和展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的文章专利 |
四、钒对Si-Mn系弹簧钢组织和性能的影响（论文参考文献）
- [1]弹簧钢55SiCrV的微合金化及热处理工艺研究[J]. 蒙坚. 钢铁钒钛, 2021(03)
- [2]野外环境下Fe314集约化激光增材修复工艺研究[D]. 党苏武. 西安科技大学, 2021
- [3]高性能新型贝氏体车轮成分、组织与性能研究[D]. 祝家祺. 北京交通大学, 2020
- [4]某电厂高压调整门弹簧断裂原因分析[J]. 敬尚前,康永胜,董国振,李文彬,李国维,王勇,徐雪霞. 河北电力技术, 2020(05)
- [5]钒对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能影响研究[D]. 李龙飞. 北京科技大学, 2020(01)
- [6]钒及热处理工艺对高强塑积贝氏体钢组织与性能的影响[D]. 樊朋煜. 北京交通大学, 2020(03)
- [7]55SiCr弹簧钢中的残留奥氏体与碳化物[J]. 陆慧,陈银莉,韦贺,刘泽盛. 金属热处理, 2020(05)
- [8]钛含量对新型热作模具钢4Cr5MoSiV1Ti组织与性能的影响[D]. 王永健. 河南科技大学, 2020
- [9]汽车用超高强含B钢板微观组织特征与性能研究[D]. 汪思敏. 西华大学, 2020(01)
- [10]质子辐照RPV钢后溶质原子团簇研究[D]. 全琪炜. 东南大学, 2020(01)