一、RECRYSTALLIZATION BEHAVIOR AND PRIOR AUSTENITE GRAIN BOUNDARY CORROSION IN THE PLANE STRAIN COMPRESSION CONDITION FOR A LOW CARBON X70 PIPELINE STEEL（论文文献综述）
李效华[1]（2020）在《海洋用低合金高强度管线钢组织形成机制及硫化物应力腐蚀行为》文中指出随着陆上油气资源的逐渐枯竭,海洋油气开采越来越受到各国的重视,开发适用于深海服役环境的管材成为海洋石油能源利用的当务之急。海底管线的服役环境较陆地更加复杂多变,因而对海洋用低合金高强度管线钢的要求更加苛刻,要求其具有优秀的综合力学性能、抗腐蚀能力及焊接性能。本文针对低合金高强度管线钢连续冷却及热轧后复相组织形成规律、复相组织调控机制及力学性能优化、硫化物应力腐蚀断裂过程及其环境因素影响等方面开展了系统性研究,取得的主要研究结果如下:（1）低合金高强度管线钢连续冷却过程中的复相组织形成连续冷却过程中冷却速率的增加抑制了扩散控制型的多边形铁素体及珠光体相变,促进了切变控制型的贝氏体及马氏体相变;澄清了连续冷却过程中的铁素体/贝氏体部分重叠相变动力学行为,开发了普适的模块化相变动力学模型,并实现了二维可视化的组织模拟输出,可描述连续冷却过程的部分重叠相变动力学,发现冷速的增加导致铁素体的位置饱和晶核密度及贝氏体形核指前因子大幅增加,通过促进铁素体及贝氏体的形核实现晶粒细化。（2）低合金高强度管线钢奥氏体再结晶区轧制后的组织形成轧制温度、变形量、轧后冷却速率及轧制变形速率均对低合金高强度管线钢的组织形成具有重要影响:当轧制温度过低时,奥氏体动态再结晶不完全,由于合金元素偏析导致带状组织的形成;轧制变形量的增加可细化奥氏体再结晶晶粒,促进了连续冷却过程组织中多边形铁素体的形成,并抑制贝氏体的形成;轧后冷却速率的增加改变了组织中贝氏体的形貌,促进针状铁素体的形成;轧制变形速率的增加导致铁素体与贝氏体相变开始点的时间间隔变短,以及铁素体与贝氏体相变开始温度的升高,这说明其能同时促进铁素体及贝氏体相变。（3）低合金高强度管线钢复相组织调控及力学性能研究了直接冷却处理（DCT）、临界冷却处理（ICT）、分步冷却处理（SCT）工艺等三种不同的热处理工艺路径对组织形成及力学性能的影响:ICT及SCT工艺路径可同步提升强度和屈强比性能,建立了基于组织结构参数的屈强比模型,澄清了不同工艺路径下组织配比及形貌对性能的影响机制,发现通过提升组织中针状铁素体及M/A组元或细小马氏体的含量,以及复相组织协调变形及可动位错密度的增加,可有效降低屈强比。（4）低合金高强度管线钢硫化物应力腐蚀断裂过程采用腐蚀中断试验揭示了硫化物应力腐蚀过程中电化学噪声信号变化的微观机制,探明了试样从均匀腐蚀/钝化向局部腐蚀/点蚀的变化过程;建立了基于电化学信号实时监测的硫化物应力腐蚀断裂不同阶段的界定方法,发现低合金高强度管线钢的硫化物应力腐蚀过程可分为均匀腐蚀/钝化、局部腐蚀/点蚀、及裂纹萌生与扩展三个阶段;电化学分析方法能够准确判定均匀腐蚀与局部腐蚀阶段,基于原位在线监测的电流峰度分析方法能最早获知裂纹起源的信息。（5）低合金高强度管线钢硫化物应力腐蚀的环境因素分析针对外部环境因素（包括腐蚀介质温度及pH值、应力加载大小等）对硫化物应力腐蚀过程的影响开展了研究:环境温度可以通过改变腐蚀介质中浓度和试样表面腐蚀产物膜的类型对应力腐蚀过程产生影响;腐蚀介质的pH值可影响阳极金属附近溶液中Fe2+和的浓度,进而影响试样表面腐蚀产物的种类,pH值的改变还会影响阳极的腐蚀电位,从而影响阳极金属的局部腐蚀敏感性;外加应力值增大时,试样表面腐蚀产物膜的疏松程度越大,腐蚀产物膜保护性变差,加剧了应力腐蚀开裂过程。
沈鑫珺[2]（2017）在《轧制与水冷耦合的控制轧制技术研究》文中研究指明热轧技术从传统的TMCP（Thermo-Mechanical Control Process）技术发展到以超快冷为核心的新一代TMCP（New GenerationTMCP,简称NG-TMCP）技术,在轧后采用超快速冷却装备替换层流冷却设备,在增大冷却速度的同时,提高冷却精度,通过精确控制冷却路径,实现细晶强化、析出强化和相变强化等多种机制。但在控制轧制阶段,NG-TMCP技术的优势仅体现在提高轧制温度、降低轧制负荷方面,从而有待深入挖掘水冷在轧制阶段的作用。在此研究背景下,本文提出把超快冷引入到控制轧制过程中,对轧制过程中钢板的温度进行精确调控的同时,与轧制相耦合,实现轧制与水冷耦合的控制轧制技术（Rolling and Water-cooling Coupled ControlRolling Process,RCCP）。此技术中的轧制阶段,钢板表层存有冷却和返温的独特热履历现象,可为组织性能调控和钢种开发提供新的思路。本文针对RCCP技术的工艺特点,对其可能发生的组织演变行为进行系统研究,并探讨了织构对韧性的影响规律,取得的主要成果如下:（1）针对RCCP技术中钢板坯表层存在的独特的冷却和返温现象,提出了在奥氏体未再结晶区累积变形后返温,发生再结晶来细化奥氏体晶粒的新工艺。研究表明,当返温温度为低于Tnr的900 ℃和950 ℃时,奥氏体均可发生再结晶;当返温温度为1000 ℃时,在返温过程中即可完全发生再结晶。奥氏体完全再结晶后,最细可把奥氏体晶粒细化至约20 μm。欲实现奥氏体晶粒的大幅度细化,需采用过冷奥氏体温变形返温再结晶工艺。（2）通过RCCP技术中钢板表层存在的冷却和返温现象,提出把循环相变和温变形引入到控制轧制过程中,来细化钢板表层的组织。研究表明,无温变形时,最细可把奥氏体晶粒细化至约10 μm。施加温变形后,可将奥氏体晶粒进一步细化至约5 μm。此外,采用薄板轧制实验研究了循环相变和温变形对组织细化和性能的影响。研究发现,循环相变和温变形新工艺可将铁素体晶粒和珠光体团簇分别由6.8 μm细化至4.7 μm和由5.9 μm大幅度细化至1.3 μm。析出行为的不同使新工艺的钢板,相比粗晶的对比工艺的钢板,具有低的强度。新工艺的钢板具有优异的低温韧性,韧脆转变温度低至—163 ℃。（3）RCCP技术中控制轧制过程施加的冷却,会增大钢坯心部道次间的冷却速度,降低其变形温度,改变变形在两阶段轧制中的分配。研究表明,道次间冷却速度由0.1 ℃/s升高至10 ℃/s时,可将铁素体晶粒由14.0 μm细化至11.5 μm,细化程度达17.9%;变形温度由1100 ℃降至1000 ℃时,可把未再结晶区变形前的奥氏体晶粒和最终的铁素体晶粒分别由60.0 μm细化至34.1 μm和15.5 μm细化至8.8 μm,细化程度均可达43.2%。低终冷温度下当未再结晶区分配的变形量由45%增大至60%时,强烈地促进了铁素体的生成,铁素体体积分数由约40%提高至75.7%,铁素体晶粒由11.9μm细化至6.7μm,强度均在47MPa左右,抗拉强度均在570 MPa左右,但断后延伸率由24.8%提高至30.3%,韧脆转变温度不断降至一91 ℃。（4）通过RCCP技术中冷却和返温的现象,开发出了表层超细晶钢,并研究了钢板表层组织织构的演变规律及其对性能的影响。研究表明,在表层形成了超细晶层,组织演变机制主要为动态回复,铁素体晶粒约为3 μm,超细晶层的厚度占钢板厚度的比例可达28%。超细晶层的织构以旋转立方{100}<011>为主,并含有少量的高斯织构{110}<001>组分,心部的织构为平面应变条件下变形奥氏体的相变织构。超细晶层具有高的强度和低的断后延伸率,超细晶层的具有较高的韧性。（5）基于RCCP技术的工艺特点,提出了两相区温变形开发高强韧钢板的新工艺。研究表明,温变形可以产生拉长的超细晶组织,具有较高强度的a织构组分和Y织构组分。变形温度由810 ℃降至750 ℃时,晶粒尺寸由2.8 μm细化至1.6 μm,a织构组分增强,γ织构组分减弱,屈服强度由521 MPa升高至611 MPa。冲击过程中断口会发生分裂,降低温变形温度会提高开始发生分裂的温度,降低冲击功-温度曲线上的上平台能量值。开发的钢材具有优异的低温韧性,可达到3.5Ni钢的水平。此外,通过此项研究可知,在表层超细晶钢的开发过程中,应采用大的冷却速度来抑制冷却过程中的返温。这既能保证超细晶层的厚度,亦可保证较高的精轧温度,使超细晶层具有优异的低温韧性。
陈永利[3]（2017）在《一种超高强贝氏体钢组织调控及生产工艺研究》文中研究指明超高强钢可显着减少钢材的用量和提高构件的安全系数,并被广泛应用于各工业领域。传统超高强钢的合金含量高、成分体系复杂且难以冶炼;采用热铸锻成型工艺和热处理调质工艺,材料强韧性匹配较难调控,最终导致强度高、韧性差;制备工艺流程长,高能耗、高成本、小批量重复生产。设计新的“减量化”成分体系、研究先进的制备方法、开发出“节约型”超高强韧钢,成为目前亟待解决的问题。本文以热轧流程制备低合金纳米尺寸级贝氏体组织超高强韧钢为目标,从贝氏体超高强钢的合金成分设计入手,深入研究连续冷却过程中贝氏体超高强钢的相转变行为及热变形过程中的奥氏体再结晶行为,对其热变形过程中的动态和静态再结晶规律及奥氏体细化方式进行详细研究;然后,采用不同轧制工艺方案和控冷方式,研究工艺参数和工艺路径对其微观组织和力学性能的影响规律,进而揭示了 B/M复相超高强钢的强韧化机理,获得了适用于不同控轧控冷工艺条件下的超高强钢及其生产工艺和方法。本文主要研究工作及结果如下:（1）以一种贝氏体组织钢为基础,利用热力学计算软件对该钢的温度—平衡相-组织-力学性能进行计算分析,对其化学成分进行减量化设计,研究和分析了合金元素含量、冷却速率对该超高强钢力学性能的影响规律。结果表明,在冷却速率为10℃C/s时,成分优化后的各合金元素已在钢中充分发挥强化作用。（2）对超高强钢在连续冷却转变过程中的奥氏体相变行为进行系统研究,分析了应变和冷却速率等因素对其相转变的影响和作用规律。结果表明,随着冷却速率的逐渐增加,组织的相转变类型依次为先共析铁素体（PF）+粒状贝氏体（GB）→板条贝氏体（LB）+板条马氏体（LM）→板条马氏体（LM）+板条贝氏体（LB）+残余奥氏体（RA）。未再结晶区变形促进γ→α的相变,应变对γ→GB相变有抑制作用;应变诱导铁素体中C从α界面向γ扩散,提升了γ稳定性,推迟了γ→GB 转变。随着冷却速率的进一步增加,C的扩散路径减少,先共析铁素体（PF）相变得到抑制;当冷却速率达到5 ℃/s以上时,应变诱导相变与静态未变形相变机理相同。（3）通过单道次压缩实验并结合金相观察分析,研究了超高强实验钢的热变形行为,获得了其应力-应变曲线,建立了 Zener-Hollomon参数方程、热加工方程以及变形抗力模型。采用P-J法分析并确定了动态再结晶临界应变,建立了动态再结晶临界应变模型。结合单道次压缩后的组织分析,确立了变形参数和道次停留时间对动态和静态再结晶奥氏体组织演变的影响规律。结果表明,在较高的变形温度（1050 ℃）及应变速率为0.01～5 s-1时,实验钢均能在临界应变下发生动态再结晶。而在较低的应变速率（0.01 s-1）及应变温度为850～1050 ℃时,实验钢也能发生动态再结晶。（4）利用双道次压缩实验并结合金相观察分析,研究了实验钢的静态再结晶规律,得出了实验钢的静态再结晶临界条件。采用不同补偿量的研究方法,通过研究道次间隔时间对静态再结晶的影响规律,计算得到了实验钢的静态再结晶激活能。结果表明,当道次间隔时间小于5 s时,实验钢主要以静态回复为主要软化形式;当道次间隔时间为10 s时,在奥氏体晶粒晶界处出现静态再结晶;当道次间隔时间为50 s时,奥氏体已克服析出钉扎效应,开始充分形核和长大。轧制变形间隔时间不宜超过100 s,否则容易造成静态再结晶奥氏体晶粒再次长大。（5）为了探明基于常规轧制设备的超高强钢组织性能调控方法,研究了不同轧制工艺路径和冷却方式对轧后产品的力学性能和显微组织的影响,得出了控轧控冷工艺参数对该钢微观组织和力学性能的影响规律,在此基础上揭示了控轧控冷工艺路径对B/M复相超高强钢强韧性的影响机理。最终结果表明,实验钢在控轧（CR）+空冷（AC）、控轧（CR）+控冷（CC）和控轧（CR）+直接淬火（DQ）工艺条件下,均可满足普通钢铁企业工艺条件,可生产出1600 MPa级超高强韧纳米级B/M复相钢。
龚佳禾[4]（2015）在《稀土对X80管线钢拉伸性能与组织变化的研究》文中指出稀土在钢中的固溶度极低，当固溶量有微小的变化时，钢中的组织性能就会有明显的变化。同时，稀土元素的加入将影响微合金元素在钢中的溶解、析出，并影响钢的再结晶及相变行为等，从而影响其力学性能。本文以X80管线钢为研究对象，在标准拉伸的实验条件下，系统分析了稀土对X80管线钢显微组织、拉伸性能、微观取向的影响。采用光学显微镜（OM）与扫描电子显微镜（SEM），研究了稀土对实验钢在拉伸条件下断口沿着板厚方向的组织变化情况；结合拉伸性能检测结果，利用ANSYS软件描述了稀土对管线钢拉伸性能的影响特点；借助电子背散射衍射技术（EBSD），测定拉伸断口的宏观织构组成，分析了稀土对X80管线钢断口显微组织、宏观织构、微观取向与高级别管线钢力学性能的关系，为研究高级别管线钢的断裂行为和工程应用提供理论与实验依据。显微组织观察显示，添加稀土元素之后，X80管线钢轧态的显微组织由等轴状铁素体组织转变为细小均匀分布的条片状贝氏体组织，且组织明显细化，Image-Proplus统计结果显示，晶粒由13.26μm细化至12.94μm。结合拉伸实验数据可知，加入稀土元素可以显着提高X80管线钢力学性能，抗拉强度达到了734MPa，比未添加稀土的合金提高了近13%。通过ANSYS软件模拟可知，等效应力平缓下降的距离由2.31mm上升至2.45mm，随着距离的增加，等效应力逐步减小，且在断口位置中心附近的最大等效应变分别为0.834263、1.02744。裂纹观察发现，加入稀土元素后裂纹扩展边缘呈现锯齿状，路径改变明显；断口分析表明，稀土的加入能够改善管线钢的断口形貌，使韧窝更加均匀细小；对韧窝进行模拟测量分析表明，加入稀土之后的韧窝尺寸为0.453μm，小于未加稀土的0.836μm。在轧制之后，钢中的析出相以Nb（C,N）、TiN、Fe3N、（TiV）（C,N）为主，并在添加稀土元素之后Nb（C,N）出现强峰。EBSD微区分析表明，添加稀土之后，{112}<110>织构从未添加稀土的2.61%升至23.8%，这对于提高X80管线钢韧性的是有利的；添加稀土之后管线钢内部小角度晶界数量增加，在裂纹扩展时起到阻碍作用；同时，低能重位点阵数量增加，能够减少或者避免裂纹的产生；此外，添加稀土使管线钢的有效晶粒尺寸由5.097μm减小到3.0053μm。
周峰[5]（2014）在《超快冷工艺生产高纲级管线钢的研究》文中研究指明为适应管线工程经济性和安全性的要求，管线钢必须具有优秀的强度、韧性、焊接性、高抗氢致裂纹、抗应力腐蚀和抗CO2腐蚀能力。目前国内外已普遍将高钢级管线钢X80列为石油、天然气输送管线的首选钢级，X100、X120级别管线钢作为未来发展的重点。目前国内外主要采用微合金化及控轧控冷工艺生产高钢级管线钢，通过加入Mn、Mo、Cr、Ni、Nb、Ti、V、B等合金元素，起到析出强化、细晶强化、固溶强化、相变强化作用。控轧控冷工艺由于受到轧制条件及冷却速度的局限，在高钢级管线钢产品开发中不能充分发挥作用，而超快冷工艺能有效地解决以上问题。本课题通过采用超快冷技术研究开发生产高钢级管线钢，尽可能地发挥轧制、轧后冷却等环节对钢铁产品性能的调控作用，最大限度减少对合金元素消耗，达到提高产品性能、节约能源与资源的目的。本课题针对国家能源管线建设对高钢级管线钢的需求以及钢铁企业重点产品开发的急需，采用新型超快冷工艺研究开发了低成本X80、X100管线钢。本课题在实验室应用研究的基础上开展工业化试制，论文第一部分为国内外现状与研究进展分析（第1章）；第二部分为在实验室条件下进行应用研究，由第25章组成；第三部分为在工业化生产条件下进行试制及其主要性能研究，由第610章组成；第四部分为全文总结及展望（第11章）。本课题应用热模拟实验机、热膨胀仪、光学显微镜对高钢级管线钢的再结晶规律、高温变形抗力、连续冷却转变规律等进行了研究。利用高温热重分析仪、热模拟实验机等仪器研究超快冷条件下高钢级管线钢氧化铁皮的演变规律。利用光学显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、X射线衍射仪、能谱分析仪、显微硬度仪、万能试验机、冲击试验机、落锤试验机等手段检测高钢级管线钢的微观组织与力学性能；利用NaCl、CH3COOH、H2S水溶液和高压釜等研究高钢级管线钢的耐腐蚀性能。通过研究得到了X80管线钢动态再结晶数学模型表达式z exp（356.59/RT）和Z=1.61012[sinh（0.012）]4.095p， X100管线钢动态再结晶数学模型表达式Z exp（399.23/RT）Z6.4247.014和p。X80管线钢静态再结晶激活能为QSRX＝393kJ/mol，X SRX1exp[0.693（t/t）0.95静态再结晶动力学方程为0.5]。X100管线钢静态再结晶激活能为QSRX＝365kJ/mol，静态再结晶动力学方程为X SRX1exp[0.693（t/t）0.950.5]。 X80管线钢高温变形抗力数学模型为σ=3327.758ε0.315ε0.0109exp （-0.002Τ-1.12ε），X100管线钢高温变形抗力数学模=3155.8080.48型为0.13exp（-0.002T-0.65）。通过实验室研究，得到了X80、X100管线钢的静态和动态连续冷却转变曲线，获得了不同化学成分、不同冷却速度条件下的微观组织结构，为超快速冷却控制提供了理论依据。通过实验室研究，采用超快冷工艺生产的X80管线钢氧化铁皮结构与传统工艺生产的Q235B差别较大，其氧化铁皮结构共有5层。超快冷工艺及合金元素是导致X80高温氧化铁皮结构存在差异的主要原因。采用新型超快冷工艺生产的低钼X80管线钢与采用传统加速冷却工艺生产的高钼X80管线钢有非常相似的显微组织和力学性能。实验室试验和工业试验验证了上述结果，这证明了通过超快速冷却工艺可以降低合金成本，获得良好的力学性能。晶粒细化是超快速冷却工艺获得良好综合力学性能的主要原因。该工艺提供了一种新的技术途径来生产低成本高强度低合金钢。本课题研发的X80、X100管线钢具有低屈强比和优良低温冲击韧性。这主要是由于超快冷却在相变前保持了硬化奥氏体，降低了相变温度，另外，Nb-Ti碳氮化物在超快速冷却过程中被抑制析出。超快速冷却工艺仍然坚持了传统TMCP的两个原则，即控制奥氏体的硬化及硬化奥氏体的相变，因此超快速冷却在晶粒细化方面扮演着重要的角色。虽然在高温完成热变形，但是在形变后的短时间内钢带依然处于未再结晶状态，含有大量的“缺陷”，处于高能状态，存在大量的相变形核点。由于采用超快速冷却，钢带很快通过了奥氏体相区，奥氏体硬化状态得以保持，有利于细化相变组织。超快速冷却与传统层流冷却相比降低了相变温度，相变温度越低，组织细化的驱动力越大，因此获得了更细的组织和更优的韧性。依据NACE标准研究了超快冷工艺生产的X80管线钢抗硫化物应力腐蚀开裂（SSCC）、抗氢致开裂（HIC）和抗CO2腐蚀的情况。SSCC腐蚀实验表明，产生开裂的临界应力值在65﹪s（390MPa）左右。超过此临界值，试样的腐蚀敏感性较高，抗腐蚀能力较差，在95﹪s加载水平下，应力敏感性极高。HIC腐蚀实验表明，裂纹敏感率、裂纹长度率和裂纹厚度率均为零。抗CO2腐蚀实验表明，在CO2压力为0.1MPa条件下，平均腐蚀速率为0.6843mm/a。因此采用新型超快冷工艺生产的X80管线钢具有优良的抗SSCC腐蚀性能、抗HIC腐蚀性能和抗CO2腐蚀性能。根据上述研究结果，制定了合理的工艺路线，采用超快冷工艺生产晶粒细小、力学性能优良的X80和X100高钢级管线钢，并对X80和X100高钢级管线钢制管后的性能及焊接性能进行了研究，优良的综合力学性能主要归因于晶粒细化。本课题的研究结果证明，超快速冷却工艺开辟了一种新的低成本生产低合金高强度高韧性钢的途径。
李阳华[6]（2013）在《超深井用高强高韧V150油套管的研究与开发》文中指出随着油井深度增加,井内温度和压力相应提高,固井完井用油套管服役的地质环境发生了显着变化,对油套管的综合力学性能、使用性能和寿命提出了更高要求,特别是对强韧性匹配提出了极高的要求,现有美国API标准的高钢级油套管难以胜任。本文开展超深井用石油套管的成分设计、热变形、热矫直、热处理工艺及相关基础研究,为企业开发高强高韧的V150油套管提供技术支撑。根据超深井用V150油套管用钢的目标性能要求,利用人工神经网络技术开展了合金成分设计,确定了高强高韧V150钢的成分范围。对实验钢的热变形行为进行了全面而系统的研究,补偿了应变、摩擦以及变形热对流变应力的影响,基于2种不同模型构建了本构方程,绘制出了实验钢的热加工图。系统研究实验钢在连续冷却过程中的相变行为,测定了实验钢的CCT图,综合利用CCT图、温度场模拟、微观组织观察,分析了不同冷却方案的组织转变。系统研究了高强高韧油套管用钢的热处理工艺和强韧化机理,获得0℃横向冲击功达到130J的调质工艺。运用ANSYS/LS-DYAN软件建立三维有限元模型,实现无缝钢管热矫直过程的三维动态模拟。研究常规淬火+充分回火、常规淬火+不充分回火、亚温淬火+回火对油套管低温韧性及韧脆转变温度的影响。主要结论如下：1.确定V150钢的成分范围（质量分数,%）：0.25～0.28C,0.25～0.30Si,0.90～1.10Cr,0.9～1.10Mn,0.5～0.65Mo,0.07～0.10V,0.0015～0.005Ca, Cu≤0.1,Ni≤0.2,A1≤0.03,P<0.01,S<0.005。预测的性能值为：Rt0.7=1064MPa,Rm=1127MPa,A=19.7%；CVN=115J,完全满足超深井用油套管的强韧性要求。2.基于strain-compensated Arrhenius模型构建的流变应力方程,考虑了应变、摩擦力和温度效应对流变应力影响,可准确预测材料在实验范围内的流变应力,预测值与实验值的相关系数R=0.99456,AARE=4:730%。综合流变应力等高线图以及加工图,得出材料的最佳热变形工艺区间：变形温度为1110℃～1200℃,变形速率为0.03～2.4s-1,在该区域内热变形会发生动态再结晶,能量耗散系数峰值为37.5%。3.测得了实验钢的CCT图,Ac1为778.4℃,Ac3为828.2℃,当冷却速度为0.05Φ0.5℃/s时,转变产物为多边形铁素体、珠光体和少量贝氏体的混合组织,在1℃/s～5℃/s的冷却速度范围,转变产物为贝氏体,当冷却速度大于5℃/s时,转变产物为马氏体。合适的分级控冷工艺会对减小钢管淬火应力产生很好的效果,能够抑制孪晶马氏体,得到B/M复相组织、M/A复相组织,可较好抑制裂纹形成和扩展。根据CCT图分析得出的组织转变与实际淬火组织一致,表明所测CCT图较为准确,可用于指导高强高韧油套管的热处理工艺。4.奥氏体化温度和回火工艺对实验钢的组织性能影响较大,在890℃保温30min水淬,经1次和2次650℃/45min回火后,在强度满足150ksi钢级要求的前提下,0℃横向冲击功分别达到100J、110J。亚温淬火可以显着提高实验钢的冲击韧性,800℃/30min亚温淬火后,经1次和2次640℃/45min回火的0℃横向冲击功分别为120J、130J,强度仍然满足150ksi钢级要求。5.矫直管经过第1对矫直辊时,横截面的应力应变呈轴对称分布,经过第2、3对矫直辊时,钢管横截面的应力应变分布对称性较差。内表面周向残余应力的有限元模拟值在-130～-480MPa间波动,实测值在-189～-489MPa间变化,模拟值与实验值吻合较好。第2对矫直辊的压扁量为最重要的压扁矫正控制因子,3对辊压扁量的较优组合依次为1.4mm、4.0mm、2.6mm,椭圆度少于0.4%。压弯量为最重要的矫直控制因子,压弯量、压扁量、倾斜角的最优组合分别为45mm、4.0mm、31°,采用优化的矫直参数后,矫直管的不平度大大降低,管端1m内≤1/1000mm,管体≤1/1500mm,完全能满足高尺寸精度产品要求。6.结合能量法和形貌分析法确定常规淬火+充分回火、常规淬火+不充分回火、亚温淬火+回火等3种典型热处理工艺对应的低温韧性及韧脆转变温度,分别为-37℃、-2℃、-73℃。亚温淬火组织经过回火后,碳化物均匀析出,大部分α铁素体等轴化,少量未溶铁素体的存在,不仅未降低材料的整体强度,还能抑制微裂纹的产生和扩展,因此有较好的低温韧性。
赵彦峰[7]（2012）在《中薄板坯连铸连轧X70管线钢组织性能预测及优化控制研究》文中认为中薄板坯连铸连轧（ASP）技术作为薄板坯连铸连轧三种工艺技术之一,在热轧板带生产中起着至关重要的作用,目前国内已经有9条ASP生产线。各大钢铁企业也都在ASP生产线上成功生产出了X70管线钢,但是ASP热连轧生产X70管线钢存在力学性能波动较大,微观组织演变不稳定等问题,因此本文结合济钢ASP1700热连轧生产线对X70管线钢轧制过程中的微观组织演变和力学性能预测进行了系统的研究,建立了适用于ASP热连轧过程中的温度场模型,并在此基础上对X70管线钢轧制过程中的再结晶行为模型、相变行为模型、人工智能方法计算力学性能模型和化学成分优化模型进行了深入研究。本文的创新点和主要研究内容如下：（1）针对中薄板坯连铸连轧过程特点,采用有限差分法建立了适用于X70管线钢轧制过程的温度场模型,并对实际轧制过程温度场进行了模拟,获得了轧制方向的一维温度场（温度随时间或者距离的变化）和轧件横断面二维温度场。通过计算6.47mm厚度X70管线钢测温仪位置的温度与实测值比对发现,计算值与实测值平均相差20℃。为了消除此误差,采用Powell算法对轧制过程中的换热系数进行了修正。研究表明,采用修正后的换热系数,11.5mm厚度的Q345B实验钢轧制过程中温度计算值与实测值吻合的很好,说明采用Powell算法修正后的换热系数修正系数适用于济钢ASP1700热连轧生产线,并通过模拟边部遮挡层流冷却水方式提高了卷取前的带钢横断面温度均匀性。（2）利用热力模拟实验技术获得了X70管线钢发生动态再结晶、静态再结晶的激活能,并结合前人研究的再结晶模型结构,建立了适用于ASP热连轧生产X70管线钢的奥氏体微观组织演变模型。以135mm中等厚度的坯料生产11.36mm厚度X70管线钢为研究对象,对实际轧制规程条件下的奥氏体再结晶行为和流变应力变化进行了模拟研究,并在此基础上对以细化晶粒尺寸和应变累积为目的的工艺手段进行了探讨。研究表明,通过热模拟实验建立的X70管线钢微观组织演变模型精确地反应了实际的奥氏体再结晶行为。以细化晶粒尺寸和应变累积为目的的两种工艺手段（增大Fl-F3压下量和采用中间水冷却方式降低精轧阶段温度）都可以将精轧出口处的奥氏体晶粒尺寸细化到15μm左右,但是后者的残余应变更大,致使精轧F6出口处的流变应力增大了60MPa。（3）通过热模拟实验获得了奥氏体向铁素体相变时的临界碳浓度与化学成分之间的数学关系。铁素体相变分数计算采用UBC学派的数学模型,并回归得到了相变参数b1、62和ma与化学成分间的关系。针对ASP热连轧实际生产工艺模拟计算了铁素体相变开始温度、相变分数及晶粒尺寸。研究表明,铁素体相变开始温度Ar3与平衡态铁素体相变开始温度Ae3呈正比,而与冷却速率和初始奥氏体品粒尺寸的乘积呈幂函数关系；利用回归得到的关键参数b1、b2和mα计算的铁素体相变分数与实测值吻合的很好；11.36mm厚度X70管线钢相变完成后的表面和心部铁素体晶粒尺寸相差2μm；三种不同冷却路径条件下的铁素体相变开始温度不同,相变结束温度和分数相当,但是铁素体相变在各自的温度区间内的转变路径不同。（4）在采集大量现场生产数据的基础上,采用人工智能模型对X70管线钢的力学性能进行了预测研究。人工智能模型中加入消除样本顺序影响的算法,轧制工艺参数经SPSS商业软件验证满足正态分布,运用3σ法则对预测样本进行了筛选。研究表明,采用消除顺序影响、36法则筛选数据和增加训练样本数量及数据时效性,都可以提高力学性能的预测精度。消除样本顺序影响后,±6%误差范围内的屈服强度和抗拉强度预测精度分别提高了33%和9%；采用数据预处理后力学性能预测偏差标准差在±3%范围以内；在此基础上预测得到了化学成分C、Mn、Nb和终轧温度对力学性能的影响趋势。（5）运用BP神经网络结合遗传算法对影响力学性能的关键因素进行了分析研究,建立了一种化学成分和轧制温度制度优化方法,并在此基础上对预设的力学性能进行了成分设计和温度制度优化。研究表明,在考虑性价比的基础上采用BP神经网络和基因算法可以对钢铁材料的化学成分和轧制温度制度进行优化计算,优化结果显示降低终轧温度可以一定程度上起到与添加合金元素相同的作用。
王晓南[8]（2011）在《热轧超高强汽车板析出行为研究及组织性能控制》文中研究指明随着国家节能减排、绿色环保政策法规的逐步建立和实施,资源节约型、环境友好型社会建设步伐的加快,汽车节能减排已经成为汽车产业发展中的一项关键性研究课题。新能源汽车技术和轻量化技术是解决汽车节能减排的主要举措。对于占我国汽车产量30%的重载汽车而言,轻量化技术是目前重载汽车节能减排最快速有效的技术措施。重载汽车车身材料70%为钢铁,国内车厢用钢和大梁用钢的屈服强度在350～450MPa之间；而国外已将屈服强度700MPa级超高强钢板广泛应用于重载汽车制造。因此,采用高强度薄钢板替代原有的低强度厚钢板实现车身轻量化,在降低燃油消耗的同时能够提高有效负载能力和运输效率,对国民经济的健康可持续发展具有重要的意义。在中央高校基本科研业务费项目研究生科研创新项目（N090607003）的经费支持下,本文围绕Nb-Ti微合金化超高强汽车板的奥氏体高温变形行为及连续冷却相变行为、纳米尺度（Nb,Ti）C的析出行为及热稳定性开展了基础理论性研究,并在天津铁厂1750mm半连续热连轧生产线实现了抗拉强度为700MPa级车厢板、780MPa级大梁钢的工业化生产,同时系统地研究了与超高强汽车板应用密切相关的冷成形性能、韧性（冲击韧性、断裂韧性）、焊接性能、疲劳性能及耐磨性能。论文的主要研究工作及创新性成果如下：（1）利用热模拟实验技术,通过单道次压缩实验研究了实验钢奥氏体高温变形行为,分析了变形工艺参数对变形抗力的影响,并建立了实验钢的变形抗力模型,研究了铌和钛对奥氏体动态再结晶行为的影响规律。分析认为,高温析出的铌和钛的碳氮化物对位错和晶界的钉扎作用、固溶铌的溶质拖曳作用抑制了奥氏体动态再结晶行为,提高了奥氏体再结晶终止温度。（2）利用热模拟实验技术,通过连续冷却转变实验研究了奥氏体连续冷却过程中的相变行为,建立了实验钢在900℃下的静态和动态CCT曲线,研究了变形、微合金元素铌和钛在连续冷却相变过程中的作用。变形促进了铁素体相变并细化了铁素体晶粒；实验钢的珠光体相变滞后于铁素体相变,故变形通过促进铁素体转变间接影响珠光体相变；变形对贝氏体相变的作用取决于贝氏体相变前是否有铁素体相变,若存在铁素体相变,将会导致系统自由能降低、未转变奥氏体的稳定性提高,进而抑制贝氏体相变；若不存在铁素体相变,变形促进贝氏体相变。固溶态铌抑制铁素体相变,而固溶态铌和钛可促进贝氏体相变。当纳米尺度（Nb,Ti）C领先于铁素体形核时,降低了固溶铌对铁素体相变的不利影响,促进铁素体相变；但由于析出形核消耗了少量的铁素体形核点,因而不利于铁素体晶粒细化。（3）利用热模拟实验技术,揭示了变形、冷却速度、等温温度对纳米尺度（Nb,Ti）C析出行为的影响规律,研究了沉淀析出与铁素体相变、贝氏体相变之间的影响机制。通过等温热处理实验讨论了纳米析出物的热稳定性。变形提高了纳米析出（Nb,Ti）C的形核率并细化了析出物尺寸。变形促进了空位形核,导致冷却速度小于5℃/s时在原奥氏体内亚晶界附近形成（Nb,Ti）C无析出带,无析出带的宽度随冷却速度增大而减小。冷却速度达到15℃/s时可完全抑制析出物在冷却过程中形核。由于铁素体相变和沉淀析出之间存在争夺奥氏体中缺陷的竞争机制,所以这两种相变行为相互制约；贝氏体相变有效冻结奥氏体中缺陷,因而促进沉淀析出。沉淀析出受到形核驱动力和原子扩散能力的共同影响,导致（Nb,Ti）C析出峰值温度点出现在550℃。纳米尺度（Nb,Ti）C在500～660℃温度区间具有优良的热稳定性。（4）利用透射电子显微镜观察金属薄片样品和碳萃取复型样品,分析了工业试制的超高强汽车板中的析出物,确定了超高强汽车板的强化机制。700MPa级车厢板和780MPa级大梁钢的微观组织分别以超细铁素体和贝氏体铁素体为主,铁素体或贝氏体铁素体基体中含有大量弥散析出的尺寸在3-20nm的近似圆形析出物（Nb,Ti）C,该尺寸范围内10nm以下析出物所占比例达到90%,其形核机制以位错形核为主。超高强汽车板的强化机制主要为析出强化和细晶强化,析出强化贡献量达到300MPa左右。（5）通过三点弯曲实验、扩孔实验评价了超高强汽车板的冷成形性能；利用低温冲击实验、CTOD实验确定了超高强汽车板的韧性；采用CO2气体保护焊进行了实验钢的焊接实验,解释了显微组织、M/A岛等对韧性的影响规律,确定了实验钢的焊接工艺。超高强汽车板具有优良的冷成形性能；实验钢的低温冲击韧性与国内外已开发产品持平,达到欧标EN10149-2性能要求,并具有良好的抵抗裂纹失稳扩展的能力；超高强汽车板具有良好的焊接性能,减小有效晶粒尺寸、提高大角度晶界比例、细化M/A岛尺寸、降低夹杂物含量均可提高焊接接头冲击韧性。（6）利用MTS-810材料实验系统研究了超高强汽车板的疲劳行为,建立了实验钢在拉压载荷比R=-1条件下的S-N曲线,超高强汽车板的疲劳强度比（σ-1/Rm）在0.6左右,高于一般钢材。晶粒超细化、析出物的纳米化及颗粒状或短棒状碳化物是钢板具有优异抗疲劳性能的主要原因。
张明文[9]（2011）在《抗大变形管线钢X70的研究》文中指出随着对石油天然气需求的日益增加,其开发和开采向沙漠、极地和海洋等偏远地区延伸,在管线的运行过程中可能受到地震、山体滑坡、土壤结构变化、海底冲刷作用等地质灾害因素的影响,使得管线位置发生移动,甚至在局部发生很大程度的变形。管道的失效不再由应力控制,而是由应变控制。必须开发出一种具备Round house型应力应变曲线、屈强比较低、形变强化指数高和均匀塑性变形延伸率高的新型管线钢。本论文以抗大变形管线钢X70为研究对象,对轧制过程中的再结晶行为以及形变奥氏体连续冷却行为进行研究,在此基础上对该管线钢轧制过程中组织性能控制等问题进行了研究,所做工作及主要结果如下：（1）利用MMS-300热模拟试验机测定抗大变形管线钢X70的动态CCT曲线,结果表明：当冷却速度为0.5℃/s,转变产物为铁素体、珠光体和少量贝氏体（F+P+B）；当冷却速度为1-3℃/s时转变产物包括多边形铁素体和贝氏体组织；当冷却速度为3-5℃/s时转变产物主要包括准多边形铁素体、少量针状铁素体和贝氏体组织；当冷却速度大于5℃/s时转变产物主要以针状铁素体为主的贝氏体组织。（2）利用热模拟试验机测定抗大变形管线钢X70不同变形参数下的变形抗力,结果表明：随变形温度的增高,变形抗力降低；在高温和一定的变形程度条件下,一般是变形抗力随着变形速率的增加而增大；在一定的变形程度条件下,变形抗力随变形程度增加明显增加,当变形程度增加到一定极限后,将发生动态回复或动态再结晶,变形抗力将随变形程度的增加而趋于一个定值。（3）利用热模拟实验摸索轧制、冷却工艺参数对抗大变形管线钢组织的影响规律,重点研究终轧后的弛豫过程对抗大变形管线钢X70组织转变的影响,结果表明：在其他影响因素相同情况下,随弛豫时间增加铁素体转变量增加,且铁素体晶粒略有增大,弛豫终止温度是决定多边形铁素体含量及尺寸的重要工艺参数。（4）在实验室轧机上进行抗大变形管线钢X70的轧制研究。将钢坯轧成厚度为13mm的实验钢板,并通过后续的层流冷却对实验钢板进行控冷,生产工艺采用TMCP+弛豫技术。通过对试制的钢板进行拉伸试验、冲击试验检测其力学性能,结果表明通过实验室轧制能够得到满足各项性能指标的HD X70：应力应变曲线没有明显屈服平台,Rt0.5>485MPa, Rm>570MPa, Rt0.5/Rm≤0.85,均匀延伸率≥10%,n>0.1；利用光学显微镜、扫描电镜观察显微组织,结果显示轧后组织由铁素体+贝氏体构成,结合力学性能检测结果表明本实验中铁素体最佳体积分数为60%-70%；通过电子背散射衍射实验、透射电镜观察微观结构,分析得出贝氏体中存在的小角晶界有效地提高了材料的抗大变形能力,弛豫过程能够促进固溶的微合金元素大量析出,提高HD X70的强度,并且使得相变后的组织更为细化。
张行刚[10]（2010）在《X80管线钢热变形过程中再结晶行为的研究》文中进行了进一步梳理近些年来耐高压、高强度、耐蚀性等高性能输送管线钢已经成为新的发展趋势,而X80级别针状铁素体管线钢由于其优良的性能将是未来一些年内大量应用的新型管线用钢,高级别管线钢要求具有高的强韧性,获得高强韧性钢材的最佳途径是细化晶粒,研究X80管线钢热变形过程中再结晶行为以及组织演变规律为实际生产中制定合理的热轧工艺控制晶粒尺寸提供了依据。本文针对包钢宽厚板设备及工艺流程开发高级别管线用钢,利用Gleeble-1500D热模拟实验机、金相显微镜及SEM等设备,通过单道次、双道次压缩实验对X80管线钢动态、静态再结晶行为进行了研究,然后利用多道次热模拟实验研究了不同的热轧工艺参数对X80管线钢热变形过程中组织演变规律的影响,利用动态再结晶理论细化晶粒,优化轧制工艺参数,得到结果如下:根据应力-应变曲线,得出了X80管线钢在820℃,860℃,900℃,940℃,980℃,1030℃下动态再结晶的临界应变量分别为0.9383,0.8504,0.6789,0.6293,0.6083,0.5237;利用双道次压缩实验的应力-应变曲线计算软化率,得出了奥氏体的再结晶区在1000℃以上,部分再结晶区在950℃到1000℃之间,未再结晶区在950℃以下;通过控制热轧工艺参数,当奥氏体化温度为1180℃,终轧温度为780℃,轧后冷却速度为15℃/s终冷温度为600℃时细化针状铁素体组织效果最好;利用动态再结晶及静态再结晶的行为特征优化精轧工艺,通过抑制多道次轧制过程中道次间的软化并累积应变使其在最后一道次发生动态再结晶从而将晶粒细化到3.42μm,并控制了混晶。
二、RECRYSTALLIZATION BEHAVIOR AND PRIOR AUSTENITE GRAIN BOUNDARY CORROSION IN THE PLANE STRAIN COMPRESSION CONDITION FOR A LOW CARBON X70 PIPELINE STEEL（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、RECRYSTALLIZATION BEHAVIOR AND PRIOR AUSTENITE GRAIN BOUNDARY CORROSION IN THE PLANE STRAIN COMPRESSION CONDITION FOR A LOW CARBON X70 PIPELINE STEEL（论文提纲范文）
（1）海洋用低合金高强度管线钢组织形成机制及硫化物应力腐蚀行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 海洋用低合金高强度管线钢简介 |
| 1.2.1 海底管线铺设的发展历程 |
| 1.2.2 海洋用低合金高强度管线钢的分类 |
| 1.2.3 海底管线的应变设计 |
| 1.3 海洋用低合金高强度管线钢的生产工艺 |
| 1.3.1 海洋用焊管管线钢的生产工艺 |
| 1.3.2 海洋用无缝管管线钢的生产工艺 |
| 1.4 海洋用低合金高强度管线钢的组织分类 |
| 1.5 海洋用低合金高强度管线钢的强韧化机制 |
| 1.5.1 海洋用低合金高强度管线钢的强化机制 |
| 1.5.2 海洋用低合金高强度管线钢屈强比的影响因素 |
| 1.5.3 海洋用低合金高强度管线钢的韧性提升机制 |
| 1.6 海洋用低合金高强度管线钢的应力腐蚀行为 |
| 1.6.1 海洋用低合金高强度管线钢的应力腐蚀类型 |
| 1.6.2 海洋用低合金高强度管线钢应力腐蚀的影响因素 |
| 1.6.3 海洋用低合金高强度管线钢硫化物应力腐蚀的研究方法 |
| 1.7 本文研究背景及内容 |
| 1.7.1 研究背景 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 低合金高强度管线钢连续冷却过程中的复相组织形成 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料与方法 |
| 2.3 试验结果及讨论 |
| 2.3.1 不同冷速条件下试样的复相组织形成规律 |
| 2.3.2 铁素体/贝氏体重叠相变的原位分析及动力学研究 |
| 2.3.3 连续冷却过程中重叠相变动力学模型的建立及分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 低合金高强度管线钢奥氏体再结晶区轧制后的组织形成 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料与方法 |
| 3.3 试验结果及讨论 |
| 3.3.1 不同轧制温度对组织形成的影响 |
| 3.3.2 不同轧制变形量对组织形成的影响 |
| 3.3.3 不同轧后冷却速率对组织形成的影响 |
| 3.3.4 不同轧制变形速率对组织形成的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 低合金高强度管线钢的复相组织调控及力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料与方法 |
| 4.3 试验结果及讨论 |
| 4.3.1 不同热处理路径及工艺参数下的复相组织形成规律 |
| 4.3.2 热处理路径及工艺参数对力学性能的影响 |
| 4.3.3 强度与屈强比兼顾的复相组织调控机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 低合金高强度管线钢的硫化物应力腐蚀断裂过程分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料与方法 |
| 5.3 试验结果及讨论 |
| 5.3.1 硫化物应力腐蚀断裂过程中的组织演变与裂纹萌生 |
| 5.3.2 硫化物应力腐蚀断裂过程的电化学噪声信号特征 |
| 5.3.3 硫化物应力腐蚀不同阶段界定及失效机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 低合金高强度管线钢硫化物应力腐蚀的环境因素分析 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料与方法 |
| 6.3 试验结果及讨论 |
| 6.3.1 温度对硫化物应力腐蚀过程的影响 |
| 6.3.2 pH值对硫化物应力腐蚀过程的影响 |
| 6.3.3 加载应力值对硫化物应力腐蚀过程的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 全文结论与展望 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（2）轧制与水冷耦合的控制轧制技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热轧技术简介 |
| 1.2.1 传统TMCP技术 |
| 1.2.2 NG-TMCP技术 |
| 1.2.3 轧制中施加水冷的技术 |
| 1.3 轧制与水冷耦合的控制轧制技术的提出 |
| 1.4 RCCP技术下钢板表层奥氏体的再结晶细化控制 |
| 1.4.1 奥氏体动态再结晶 |
| 1.4.2 奥氏体亚动态再结晶 |
| 1.4.3 奥氏体静态再结晶 |
| 1.5 RCCP技术下循环相变和温变形细化钢板表层组织的机理 |
| 1.6 RCCP技术下钢板心部组织细化及变形分配行为 |
| 1.7 RCCP技术下的织构控制及强韧化机理 |
| 1.8 本文的研究背景、意义及内容 |
| 1.8.1 本文的研究背景和意义 |
| 1.8.2 本文的研究内容 |
| 第2章 RCCP技术下钢板表层奥氏体的再结晶行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料和方法 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.4 分析与讨论 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 RCCP技术下循环相变和温变形对钢板表层组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料和方法 |
| 3.2.1 热模拟实验 |
| 3.2.2 薄板轧制实验 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 热模拟实验结果 |
| 3.3.2 薄板轧制实验结果 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 循环相变和温变形条件下的组织细化机理 |
| 3.4.2 循环相变和温变形对性能的影响 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 RCCP技术下钢板心部组织细化及变形分配行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料和方法 |
| 4.2.1 再结晶区道次间冷却速度增加 |
| 4.2.2 再结晶区变形温度降低 |
| 4.2.3 变形分配行为 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 再结晶区不同道次间冷却速度下的组织 |
| 4.3.2 再结晶区不同变形温度下的组织 |
| 4.3.3 不同变形分配下实验的组织和性能 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 再结晶区道次间冷却速度增加细化组织的机理 |
| 4.4.2 再结晶区变形温度降低细化组织的机理 |
| 4.4.3 变形分配对组织演变和性能的影响 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 RCCP技术下表层超细晶钢的制备技术 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料和方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 钢板不同厚度位置的组织和织构 |
| 5.3.2 超细晶层的力学性能 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 表层超细晶层的形成机理和织构演变规律 |
| 5.4.2 超细晶层的强化机理及韧性分析 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 RCCP技术下高强韧钢板的织构控制及开发 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料和方法 |
| 6.2.1 相变仪实验 |
| 6.2.2 两相区温变形实验 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 温变形前的微观组织结构 |
| 6.3.2 温变形过程中的组织织构演变规律 |
| 6.3.3 实验钢的拉伸性能 |
| 6.3.4 实验钢冲击断口的分裂和韧性 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 温变形过程中组织演变机制 |
| 6.4.2 温变形工艺的强化机制 |
| 6.4.3 温变形工艺的韧化机制 |
| 6.5 小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（3）一种超高强贝氏体钢组织调控及生产工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超高强钢概述 |
| 1.3 超高强钢强韧性调控方法 |
| 1.3.1 形变热处理纳米细晶调控提高强韧性 |
| 1.3.2 纳米析出相调控改善强韧性 |
| 1.3.3 相组成调控提高相变诱导塑性 |
| 1.4 关于超高强钢的成分设计及强化机理 |
| 1.4.1 超高强钢的成分设计 |
| 1.4.2 超高强钢的强化机理 |
| 1.5 关于超高强钢的连续冷却转变行为 |
| 1.5.1 应变诱导铁素体相变行为 |
| 1.5.2 贝氏体相变行为 |
| 1.6 超高强钢热变形行为及再结晶过程 |
| 1.6.1 动态再结晶行为 |
| 1.6.2 静态再结晶行为 |
| 1.7 超高强钢TMCP工艺及其应用 |
| 1.7.1 控制轧制的三个阶段 |
| 1.7.2 控制冷却的强韧化机理 |
| 1.8 研究目标及内容 |
| 1.8.1 研究目标 |
| 1.8.2 研究内容 |
| 第2章 实验钢热力学计算及成分设计研究 |
| 2.1 组织相计算模型 |
| 2.2 屈服强度计算模型 |
| 2.3 抗拉强度计算模型 |
| 2.4 相体积分数及性能计算模型 |
| 2.5 材料及分析方法 |
| 2.6 实验钢相组成及减量化成分设计 |
| 2.6.1 原贝氏体钢的平衡相图 |
| 2.6.2 Ni、Mo含量对平衡析出相的影响 |
| 2.6.3 Cr、W含量对平衡析出相的影响 |
| 2.6.4 优化调整后成分体系对平衡相图的影响 |
| 2.6.5 优化调整后成分体系析出相及析出规律 |
| 2.7 合金元素含量对力学性能的影响 |
| 2.8 实验钢冶炼及化学成分测定 |
| 2.9 本章小结 |
| 第3章 过冷奥氏体的连续冷却转变行为研究 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.1.1 相变临界点温度及静态CCT曲线测定 |
| 3.1.2 动态CCT曲线测定 |
| 3.1.3 组织观察及分析 |
| 3.2 奥氏体转变临界点温度测定 |
| 3.3 静态连续冷却转变曲线测定 |
| 3.4 冷却速率对未变形奥氏体组织转变的影响 |
| 3.5 冷却速率对未变形奥氏体向PF和B转变的影响 |
| 3.6 静态连续冷却条件下的晶粒取向关系 |
| 3.7 静态连续冷却速率对碳化物分布的影响 |
| 3.8 动态连续冷却转变规律及显微组织 |
| 3.8.1 变形对奥氏体连续冷却转变的影响 |
| 3.8.2 变形对奥氏体开始转变温度的影响 |
| 3.9 碳扩散对变形奥氏体连续冷却相变的影响 |
| 3.10 本章小结 |
| 第4章 奥氏体热变形及再结晶行为研究 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.2 动态再结晶流变行为分析 |
| 4.2.1 应变速率对实验钢动态再结晶的影响 |
| 4.2.2 变形温度对实验钢动态再结晶的影响 |
| 4.3 动态再结晶模型 |
| 4.3.1 A_2σ_p~n型动态再结晶模型 |
| 4.3.2 A_1exp(βσ_p)型动态再结晶模型 |
| 4.3.3 A[sinh(ασ_p)]~n型动态再结晶模型 |
| 4.3.4 动态再结晶模型参数求解及优化分析 |
| 4.4 动态再结晶临界变形分析 |
| 4.4.1 动态再结晶临界变形的确定 |
| 4.4.2 临界应变ε_c与Z参数之间的关系 |
| 4.5 变形抗力模型 |
| 4.6 动态再结晶组织演变 |
| 4.6.1 动态再结晶机理分析 |
| 4.6.2 真应力-真应变曲线 |
| 4.6.3 动态再结晶组织分析 |
| 4.7 奥氏体静态再结晶补偿法 |
| 4.8 静态再结晶真应力-真应变分析 |
| 4.9 静态再结晶软化规律 |
| 4.10 静态再结晶动力学模型 |
| 4.11 静态再结晶激活能 |
| 4.12 静态再结晶组织演变 |
| 4.13 本章小结 |
| 第5章 超高强钢控轧控冷工艺研究 |
| 5.1 实验材料及方法 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.2 精轧变形量对组织性能的影响 |
| 5.3 精轧开轧温度对组织性能的影响 |
| 5.4 轧后冷却速率对组织性能的影响 |
| 5.5 轧后冷却方式对组织性能的影响 |
| 5.6 轧后不同冷却工艺下脆韧转变规律 |
| 5.7 残余奥氏体组织转变规律 |
| 5.8 晶体结构及强韧调控分析 |
| 5.9 实验钢综合性能评价 |
| 5.10 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间成果及奖励 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（4）稀土对X80管线钢拉伸性能与组织变化的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 管线用钢的发展 |
| 1.3 X80管线钢的组织特点 |
| 1.3.1 稀土在钢中的主要作用 |
| 1.3.2 稀土对传统工艺热轧板的组织性能的影响 |
| 1.4 韧性断裂的断口及其分析 |
| 1.4.1 断裂的分类 |
| 1.4.2 韧窝的形成机理 |
| 1.4.3 韧窝的形状 |
| 1.4.4 韧窝的尺寸 |
| 1.5 有限元模拟方法 |
| 1.5.1 有限元及扩展有限元基本理论 |
| 1.5.2 有限元在裂纹扩展研究的层次及进展 |
| 1.6 EBSD在钢铁研究中的应用 |
| 1.6.1 铁素体和奥氏体的位相关系研究 |
| 1.6.2 低碳钢中晶粒位相差与组织性能的关系研究 |
| 1.6.3 EBSD在管线钢中的应用切入点 |
| 1.7 课题来源及研究 |
| 2 稀土对热轧板拉伸性能的影响 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.2.3 实验方法 |
| 2.3 实验结果及分析 |
| 2.3.1 拉伸实验结果及分析 |
| 2.3.2 拉伸实验有限元模拟分析 |
| 2.3.3 拉伸断口形貌及分析 |
| 2.4 总结 |
| 3 稀土对热轧板微观组织及析出行为的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验设备 |
| 3.2.3 实验方法 |
| 3.3 实验结果及分析 |
| 3.3.1 稀土对热轧板显微组织的影响 |
| 3.3.2 稀土对热轧板析出行为的影响 |
| 3.4 总结 |
| 4 稀土对拉伸断口微区取向的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验设备 |
| 4.2.3 实验方法 |
| 4.3 实验结果及分析 |
| 4.3.1 微区取向分析 |
| 4.3.3 重位点阵分析 |
| 4.3.4 有效晶粒尺寸分析 |
| 4.4 总结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（5）超快冷工艺生产高纲级管线钢的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国外管线钢的发展概况 |
| 1.2.1 国外管线钢的发展概述 |
| 1.2.2 国外高钢级管线钢的应用 |
| 1.3 国内管线钢的研制和发展概况 |
| 1.3.1 国内管线钢的发展概述 |
| 1.3.2 国内高钢级管线钢的发展 |
| 1.4 高钢级管线钢成分、组织、焊接性 |
| 1.4.1 高钢级管线钢成分、组织 |
| 1.4.2 高钢级管线钢焊接性 |
| 1.5 超快冷工艺发展概述 |
| 1.5.1 控轧控冷新发展 |
| 1.5.2 超快冷工艺的技术特点 |
| 1.5.3 国外超快冷工艺发展 |
| 1.5.4 国内超快冷工艺发展 |
| 1.6 超快冷设备开发与应用 |
| 1.6.1 高强度、均匀化冷却机理 |
| 1.6.2 大型超快冷喷嘴优化设计 |
| 1.6.3 热轧 ADCOS-HSM 工业化应用实践 |
| 1.7 本课题的主要研究内容 |
| 第2章 高钢级管线钢再结晶规律研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方案 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验方案 |
| 2.3 实验结果及讨论 |
| 2.3.1 动态再结晶模型 |
| 2.3.2 动态再结晶的发生条件 |
| 2.3.3 静态软化率的测定 |
| 2.3.4 静态再结晶动力学 |
| 2.3.5 静态再结晶激活能的计算 |
| 2.3.6 静态再结晶模型的计算 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 高钢级管线钢高温变形抗力研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 X80 管线钢高温变形抗力研究 |
| 3.2.1 实验材料与方法 |
| 3.2.2 变形抗力实验结果与影响因素分析 |
| 3.2.3 变形抗力数学模型 |
| 3.3 X100 管线钢变形抗力实验研究 |
| 3.3.1 实验材料与方法 |
| 3.3.2 变形抗力实验结果的影响因素分析 |
| 3.3.3 变形抗力数学模型 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 高钢级管线钢连续冷却转变规律 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 X80 管线钢的静态连续冷却转变规律 |
| 4.2.1 实验材料与方法 |
| 4.2.2 实验结果及分析 |
| 4.3 X100 管线钢静态连续冷却转变规律 |
| 4.3.1 实验材料与方法 |
| 4.3.2 实验结果及分析 |
| 4.4 X80 管线钢动态连续冷却转变规律 |
| 4.4.1 实验材料与方法 |
| 4.4.2 实验结果及分析 |
| 4.5 X100 管线钢的动态连续冷却转变规律 |
| 4.5.1 实验材料与方法 |
| 4.5.2 实验结果及分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 高钢级管线钢的氧化铁皮演变规律 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 管线钢氧化动力学研究 |
| 5.2.1 实验材料与方法 |
| 5.2.2 氧化动力学曲线 |
| 5.2.3 激活能计算 |
| 5.2.4 氧化铁皮形貌及厚度分析 |
| 5.2.5 动力学研究小结 |
| 5.3 轧制工艺对 X80 氧化铁皮影响规律实验研究 |
| 5.3.1 实验材料与方法 |
| 5.3.2 开轧温度对 X80 氧化铁皮结构的影响 |
| 5.3.3 终轧温度对 X80 氧化铁皮的影响 |
| 5.3.4 卷取温度对 X80 氧化铁皮的影响 |
| 5.3.5 轧制工艺对氧化铁皮影响小结 |
| 5.4 等温条件下氧化铁皮结构转变规律 |
| 5.4.1 实验材料与方法 |
| 5.4.2 等温条件下 X80 氧化铁皮结构转变 |
| 5.4.3 先共析组织的形成机理 |
| 5.4.4 共析组织的形成机理 |
| 5.4.5 本节小结 |
| 5.5 连续冷却条件下 X80 氧化铁皮结构转变规律 |
| 5.5.1 实验材料及方法 |
| 5.5.2 连续冷却条件下 X80 氧化铁皮结构转变 |
| 5.5.3 冷却条件对氧化铁皮结构的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 超快冷工艺对 X80 管线钢合金减量化的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料与方法 |
| 6.2.1 实验材料与方法 |
| 6.2.2 实验结果及分析 |
| 6.3 热轧实验室研究 |
| 6.3.1 实验设备和实验材料 |
| 6.3.2 热轧实验方案 |
| 6.3.3 实验结果及分析 |
| 6.4 工业试验 |
| 6.5 讨论 |
| 6.5.1 Mo 对 CCT 曲线和相变组织的影响 |
| 6.5.2 超快冷工艺对晶粒细化的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 超快速冷却温度对高铌 X80 管线钢组织和性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验材料与方法 |
| 7.2.1 试验材料与方法 |
| 7.2.2 检测方法 |
| 7.3 结果与分析 |
| 7.3.1 试样的力学性能分析 |
| 7.3.2 试样的显微组织分析 |
| 7.3.3 试样的析出物分析 |
| 7.4 讨论 |
| 7.4.1 针状铁素体组织对试样强韧性的影响 |
| 7.4.2 快冷条件下 Nb 固溶强化对试样强度的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 第8章 超快冷工艺对 X100 管线钢力学性能的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 试验材料与方法 |
| 8.2.1 化学成分 |
| 8.2.2 生产工艺 |
| 8.3 实验结果与讨论 |
| 8.3.1 力学性能 |
| 8.3.2 弯曲试验 |
| 8.3.3 冲击性能 |
| 8.3.4 落锤撕裂试验(DWTT) |
| 8.3.5 金相、硬度检测 |
| 8.3.6 显微组织 |
| 8.3.7 冲击断口形貌观察与分析 |
| 8.3.8 讨论 |
| 8.4 本章小结 |
| 第9章 超快冷工艺对高铌 X80 管线钢抗腐蚀性能的影响 |
| 9.1 引言 |
| 9.2 化学成分设计与生产工艺 |
| 9.2.1 化学成分设计 |
| 9.2.2 生产工艺 |
| 9.3 实验结果 |
| 9.3.1 X80 管线钢的抗 SSCC 腐蚀性能 |
| 9.3.2 X80 管线钢的抗 HIC 腐蚀性能 |
| 9.3.3 X80 管线钢的抗 CO2腐蚀性能 |
| 9.4 讨论 |
| 9.4.1 显微组织 |
| 9.4.2 耐腐蚀性 |
| 9.5 本章小结 |
| 第10章 高钢级管线钢制管及焊接性能 |
| 10.1 引言 |
| 10.2 高钢级管线钢制管研究 |
| 10.2.1 X80 管线钢钢卷检测结果 |
| 10.2.2 X80 管线钢制管后焊管检测结果 |
| 10.2.3 X100 管线钢钢卷检测结果 |
| 10.2.4 X100 钢管性能检测试验 |
| 10.2.5 X80 管线钢包辛格效应研究 |
| 10.3 焊接性能研究 |
| 10.3.1 实验材料与方法 |
| 10.3.2 实验结果及分析 |
| 10.4 本章小结 |
| 第11章 全文总结和创新点以及展望 |
| 11.1 全文总结 |
| 11.2 主要创新点 |
| 11.3 课题展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录 攻读博士学位期间所获奖励 |
（6）超深井用高强高韧V150油套管的研究与开发（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 1 绪论 |
| 1.1 油套管概述 |
| 1.2 热变形行为研究 |
| 1.3 过冷奥氏体的连续冷却转变 |
| 1.4 钢管的热处理 |
| 1.5 钢管矫直及其有限元分析 |
| 1.6 高强油套管的韧性研究 |
| 1.7 本文的意义及研究内容 |
| 2 V150钢成分设计及微合金化研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 油套管服役性能要求分析 |
| 2.2.1 环境及失效分析 |
| 2.2.2 服役性能分析 |
| 2.3 人工神经网络建模 |
| 2.3.1 网络结构模型 |
| 2.3.2 网络训练与检测 |
| 2.4 合金化研究和成分确定 |
| 2.4.1 主要合金元素的影响 |
| 2.4.2 次要元素及杂质元素的影响 |
| 2.4.3 合金成分确定和验证 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 热变形行为研究及加工图的构建 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 热变形特征分析 |
| 3.4 流变应力方程构建 |
| 3.4.1 Arrhenius本构模型 |
| 3.4.2 Modified ZA本构模型 |
| 3.4.3 模型对比及评价 |
| 3.5 热加工图绘制及分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 过冷奥氏体连续冷却的组织转变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.3 相变点的确定 |
| 4.3.1 临界点的确定 |
| 4.3.2 线应变量变化分析 |
| 4.3.3 转变产物体积分数的确定 |
| 4.3.4 不同冷速对应的室温组织 |
| 4.4 CCT图的绘制及分析 |
| 4.4.1 CCT图的绘制 |
| 4.4.2 CCT图的比较分析 |
| 4.5 冷却方案及组织转变分析 |
| 4.5.1 温度场的有限元模拟 |
| 4.5.2 不同冷却方案的组织转变 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 热处理工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及实验方法 |
| 5.3 淬火对组织性能的影响 |
| 5.3.1 奥氏体化温度的影响 |
| 5.3.2 奥氏体化时间的影响 |
| 5.3.3 水温和淬火次数的影响 |
| 5.4 回火对组织性能的影响 |
| 5.4.1 回火温度的影响 |
| 5.4.2 回火时间的影响 |
| 5.4.3 回火次数的影响 |
| 5.5 最优强韧化工艺研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 热矫直弹塑性有限元模拟 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 有限元模型的建立 |
| 6.2.1 几何模型及网格划分 |
| 6.2.2 约束处理 |
| 6.2.3 接触问题处理 |
| 6.2.4 求解设置 |
| 6.3 矫直过程动态仿真研究 |
| 6.3.1 横截面的应力分析 |
| 6.3.2 横截面的应变分析 |
| 6.3.3 轴向应力应变的变化过程 |
| 6.3.4 周向应力的变化过程 |
| 6.4 矫直过程及参数优化 |
| 6.4.1 输入值 |
| 6.4.2 干扰因子 |
| 6.4.3 信噪比(SN) |
| 6.4.4 输出值 |
| 6.5 残余应力分析 |
| 6.5.1 管端部分残余应力分析 |
| 6.5.2 管体部分残余应力分析 |
| 6.5.3 实验测量残余应力 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 冲击韧性及韧脆转变温度研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验材料及实验方法 |
| 7.3 冲击功及断口形貌 |
| 7.3.1 系列冲击功 |
| 7.3.2 宏观断口形貌 |
| 7.3.3 微观断口形貌 |
| 7.4 韧脆转变温度的确定 |
| 7.4.1 剪切面积率 |
| 7.4.2 韧脆转变温度的确定 |
| 7.5 微观组织分析 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的研究成果 |
| 致谢 |
（7）中薄板坯连铸连轧X70管线钢组织性能预测及优化控制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 中薄板坯连铸连轧介绍 |
| 1.3 组织性能预测及控制技术发展历程 |
| 1.3.1 物理冶金模型 |
| 1.3.2 基于人工智能模型的组织-性能预测及控制技术 |
| 1.4 组织-性能预测软件简介 |
| 1.5 ASP轧制X70管线钢组织性能预测存在的问题 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 X70管线钢温度场模拟 |
| 2.1 传热学基本原理 |
| 2.1.1 含内热源的热传导方程 |
| 2.1.2 初始条件和边界条件 |
| 2.2 温度场模拟的基本假设 |
| 2.3 换热系数的确定 |
| 2.4 温度场计算的有限差分法 |
| 2.5 计算结果与讨论 |
| 2.5.1 工艺条件 |
| 2.5.2 6.47mmX70管线钢温度场 |
| 2.5.3 Powell算法修正温度场 |
| 2.5.4 温度场验证与讨论 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 X70管线钢再结晶行为 |
| 3.1 实验材料和方法 |
| 3.1.1 单道次压缩实验 |
| 3.1.2 双道次压缩实验 |
| 3.2 动态再结晶参数确定 |
| 3.2.1 动态再结晶激活能确定方法 |
| 3.2.2 动态再结晶激活能的确定 |
| 3.3 静态再结晶参数确定 |
| 3.3.1 静态再结晶激活能确定方法 |
| 3.3.2 静态再结晶激活能的确定 |
| 3.4 再结晶动力学模型 |
| 3.4.1 应变和应变速率模型 |
| 3.4.2 动态再结晶模型 |
| 3.4.3 静态再结晶模型 |
| 3.4.4 亚动态再结晶模型 |
| 3.4.5 流变应力模型 |
| 3.5 再结晶计算流程 |
| 3.6 计算结果与讨论 |
| 3.6.1 流变应力 |
| 3.6.2 11.36mm管线钢再结晶模拟 |
| 3.6.3 以细晶和应变累积为目标的控轧工艺优化 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 X70管线钢连续冷却相变行为 |
| 4.1 X70管线钢实际相变开始温度的确定 |
| 4.1.1 铁素体相变开始温度A_(r3)的确定 |
| 4.1.2 珠光体和贝氏体相变开始温度的确定 |
| 4.1.3 马氏体相变开始温度的确定 |
| 4.2 连续冷却条件下相变分数的确定 |
| 4.2.1 铁素体相变分数的确定 |
| 4.2.2 珠光体、贝氏体和马氏体相变分数的确定 |
| 4.3 铁素体晶粒尺寸的确定 |
| 4.4 模拟结果与讨论 |
| 4.4.1 实验方法 |
| 4.4.2 铁素体相变开始温度A_(r3)分析 |
| 4.4.3 铁素体相变分数分析 |
| 4.4.4 铁素体晶粒尺寸分析 |
| 4.4.5 横断面铁素体晶粒尺寸分布 |
| 4.4.6 冷却方式对相变的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 X70管线钢力学性能预测 |
| 5.1 BP神经网络介绍 |
| 5.2 BP神经网络基本算法 |
| 5.3 BP基本算法的改进 |
| 5.4 遗传算法 |
| 5.5 数据筛选与分析 |
| 5.6 预测结果及讨论 |
| 5.6.1 消除样本顺序影响 |
| 5.6.2 样本时效性和丰富性 |
| 5.6.3 输入层影响趋势 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 化学成分和轧制工艺优化 |
| 6.1 化学成分及温度与强度关系 |
| 6.2 计算流程 |
| 6.3 化学成分设计优化 |
| 6.3.1 优化条件 |
| 6.3.2 优化结果 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研工作及完成的论文 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）热轧超高强汽车板析出行为研究及组织性能控制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超高强汽车板研究现状 |
| 1.2.1 化学成分 |
| 1.2.1.1 国外超高强汽车板的化学成分 |
| 1.2.1.2 国内超高强汽车板的化学成分 |
| 1.2.1.3 合金元素作用及成分对比分析 |
| 1.2.2 显微组织、强化机制及控轧控冷工艺 |
| 1.3 Ti微合金钢析出行为研究现状 |
| 1.4 超高强汽车板使用性能研究现状 |
| 1.4.1 冲压成形性能 |
| 1.4.2 焊接性能 |
| 1.4.2.1 焊接接头显微组织分布特征 |
| 1.4.2.2 焊接接头冲击韧性 |
| 1.4.3 断裂韧性 |
| 1.4.4 疲劳性能 |
| 1.5 目前存在的主要问题 |
| 1.6 论文的研究背景及主要研究内容 |
| 1.6.1 论文的研究背景 |
| 1.6.2 论文的主要研究内容 |
| 第2章 奥氏体高温变形行为及冷却过程相变行为研究 |
| 2.1 化学成分设计 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 单道次压缩实验 |
| 2.2.2 连续冷却过程相变实验 |
| 2.2.3 显微组织观察方法 |
| 2.3 奥氏体高温变形实验结果及分析 |
| 2.3.1 铌和钛对动态再结晶行为的影响 |
| 2.3.2 变形工艺参数对变形抗力的影响 |
| 2.3.3 变形抗力数学模型建立及精度分析 |
| 2.4 连续冷却过程相变实验结果 |
| 2.4.1 CCT曲线 |
| 2.4.2 显微组织 |
| 2.5 讨论 |
| 2.5.1 变形对连续冷却过程相变的影响 |
| 2.5.2 Nb和Ti在连续冷却过程相变中的作用 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 (Nb,Ti)C的析出行为及热稳定性研究 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.1.2.1 连续冷却析出行为实验方法 |
| 3.1.2.2 等温析出行为实验方法 |
| 3.1.2.3 热稳定性实验方法 |
| 3.1.2.4 组织、析出物观察及硬度测定方法 |
| 3.2 (Nb,Ti)C连续冷却析出行为 |
| 3.2.1 实验结果 |
| 3.2.2 讨论 |
| 3.3 (Nb,Ti)C等温析出行为 |
| 3.3.1 实验结果 |
| 3.3.1.1 不同淬火工艺下的析出物 |
| 3.3.1.2 不同等温温度下的显微组织 |
| 3.3.1.3 不同等温温度下的析出物 |
| 3.3.2 讨论 |
| 3.4 (Nb,Ti)C的热稳定性 |
| 3.4.1 实验结果 |
| 3.4.1.1 显微组织 |
| 3.4.1.2 力学性能及硬度 |
| 3.4.2 分析与讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 超高强汽车板工业试制及组织性能分析 |
| 4.1 化学成分与轧制工艺控制 |
| 4.1.1 化学成分 |
| 4.1.2 轧制工艺控制 |
| 4.2 显微组织及强化机制 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 力学性能 |
| 4.2.3 显微组织 |
| 4.2.4 析出物 |
| 4.2.5 强化机制 |
| 4.3 超高强汽车板成形性能研究 |
| 4.3.1 实验方法 |
| 4.3.2 冷弯性能 |
| 4.3.3 拉伸凸缘性能 |
| 4.4 超高强汽车板低温冲击韧性研究 |
| 4.4.1 实验方法 |
| 4.4.2 实验结果 |
| 4.4.2.1 不同温度下的冲击吸收功 |
| 4.4.2.2 冲击断口形貌 |
| 4.4.3 分析与讨论 |
| 4.5 超高强汽车板推广使用情况 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 超高强汽车板断裂韧性研究 |
| 5.1 实验材料及方法 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 断裂阻力曲线 |
| 5.2.2 不同区域断口形貌 |
| 5.2.3 温度对裂纹伸张区宽度的影响 |
| 5.3 讨论 |
| 5.3.1 显微组织对韧性的影响 |
| 5.3.2 析出物对韧性的影响 |
| 5.3.3 夹杂物对韧性的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 超高强汽车板焊接性能研究 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.1.1 实验材料 |
| 6.1.2 实验方法及焊接工艺 |
| 6.2 实验结果 |
| 6.2.1 焊缝的显微组织 |
| 6.2.2 热影响区的显微组织 |
| 6.2.3 焊接接头的硬度 |
| 6.2.4 焊接接头的力学性能 |
| 6.2.5 焊接接头的低温冲击韧性 |
| 6.3 讨论 |
| 6.3.1 焊接接头显微组织演变规律 |
| 6.3.2 焊接接头硬度影响因素分析 |
| 6.3.3 焊接接头冲击韧性影响因素分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 超高强汽车板疲劳及耐磨性能研究 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.1.1 实验材料 |
| 7.1.2 实验方法 |
| 7.1.2.1 疲劳实验 |
| 7.1.2.2 耐磨实验 |
| 7.2 疲劳实验结果与分析 |
| 7.2.1 实验钢的S-N曲线 |
| 7.2.2 疲劳断口形成机理 |
| 7.2.2.1 裂纹萌生 |
| 7.2.2.2 疲劳裂纹扩展区 |
| 7.2.2.3 瞬断区 |
| 7.2.3 条件疲劳极限对比分析 |
| 7.3 耐磨实验结果与分析 |
| 7.3.1 磨损量对比分析 |
| 7.3.2 实验钢的磨损形貌 |
| 7.3.3 实验钢的磨损机理 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研工作及取得的成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）抗大变形管线钢X70的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 管线钢的研发概况与展望 |
| 1.2.1 国外管线钢的研发概况 |
| 1.2.2 国内管线钢研发概况与展望 |
| 1.3 各类管线钢的研发和特点 |
| 1.3.1 针状铁素体钢和超低碳贝氏体钢 |
| 1.3.2 超细晶粒钢 |
| 1.3.3 HTP(High Temperature Processing)管线钢 |
| 1.3.4 高抗腐蚀管线钢 |
| 1.4 抗大变形管线钢的研发与应用 |
| 1.5 管线钢的性能要求 |
| 1.5.1 普通管线钢的性能要求 |
| 1.5.2 抗大变形管线钢的性能与组织要求 |
| 1.6 管线钢的轧制工艺 |
| 1.6.1 TMCP工艺 |
| 1.6.2 HTP工艺 |
| 1.7 研究目标、内容及技术路线 |
| 第2章 抗大变形管线钢X70奥氏体连续冷却行为的研究 |
| 2.1 实验目的 |
| 2.2 化学成分设计 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.4 实验方案 |
| 2.5 实验结果及分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 抗大变形管线钢X70变形抗力研究 |
| 3.1 实验目的 |
| 3.2 变形抗力的实验研究 |
| 3.2.1 实验方法 |
| 3.2.2 实验样品 |
| 3.2.3 实验设备 |
| 3.2.4 实验工艺参数的选择 |
| 3.3 实验结果及分析 |
| 3.3.1 变形程度对变形抗力的影响 |
| 3.3.2 变形温度对变形抗力的影响 |
| 3.3.3 变形速率对变形抗力的影响 |
| 3.3.4 塑性变形抗力数学模型的确定 |
| 3.3.5 预测结果与实验数据的对比 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 抗大变形管线钢X70的工艺热模拟研究 |
| 4.1 实验目的 |
| 4.2 实验技术路线 |
| 4.3 实验结果及分析 |
| 4.3.1 弛豫时间对组织的影响 |
| 4.3.2 终冷温度对组织的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 轧制实验研究 |
| 5.1 轧制实验思路 |
| 5.2 实验设备 |
| 5.3 实验材料 |
| 5.4 工艺参数的确定 |
| 5.4.1 加热温度的制定 |
| 5.4.2 变形量的控制 |
| 5.4.3 终轧温度的制定 |
| 5.4.4 冷却制度的制定 |
| 5.5 轧制实验 |
| 5.6 拉伸试验结果及分析 |
| 5.7 冲击实验结果及分析 |
| 5.8 冲击实验断口形貌及分析 |
| 5.9 显微组织及分析 |
| 5.9.1 金相组织及分析 |
| 5.9.2 抗大变形管线钢X70SEM照片 |
| 5.10 TEM微观结构分析 |
| 5.11 EBSD结果及分析 |
| 5.12 定量分析 |
| 5.13 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（10）X80管线钢热变形过程中再结晶行为的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 管线钢的研究和发展 |
| 1.2.1 管线钢的发展 |
| 1.2.2 管线钢的性能要求 |
| 1.3 管线钢的控轧控冷 |
| 1.3.1 控制轧制 |
| 1.3.2 控制冷却 |
| 1.4 再结晶行为的概述 |
| 1.4.1 高温热变形过程中的再结晶 |
| 1.4.2 道次间隔时间内的再结晶 |
| 1.5 管线钢中的针状铁素体 |
| 1.6 X80 管线钢的研制和应用 |
| 1.6.1 X80 管线钢的几种国际标准 |
| 1.6.2 X80 管线钢化学成分设计 |
| 1.6.3 X80 管线钢热轧工艺的控制 |
| 1.7 选题的意义以及研究内容 |
| 2 X80 管线钢高温软化行为的研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料以及实验方法 |
| 2.2.1 实验材料以及实验设备 |
| 2.2.2 单、双道次压缩实验方案 |
| 2.3 实验结果以及分析 |
| 2.3.1 X80 管线钢动态再结晶临界应变量的确定 |
| 2.3.2 X80 管线钢的静态再结晶 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 变形工艺参数对X80 管线钢相变过程以及显微组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料以及方案 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验设备 |
| 3.2.3 实验方案 |
| 3.3 实验结果及分析 |
| 3.3.1 奥氏体化温度的影响 |
| 3.3.2 变形量对X80 管线钢相变过程和显微组织的的影响 |
| 3.3.3 变形速率对X80 管线钢相变过程和显微组织的影响 |
| 3.3.4 终轧温度对X80 管线钢相变过程和显微组织的影响 |
| 3.3.5 终冷温度对X80 管线钢相变过程和显微组织的影响 |
| 3.3.6 冷却速度对X80 管线钢相变过程和显微组织的影响 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 控制轧制工艺对奥氏体铁素体相变和组织细化的影响 |
| 3.4.2 控制冷却工艺对奥氏体铁素体相变和组织细化的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 X80 轧制过程中的组织控制与细化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料以及实验方案 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 试验方案 |
| 4.3 实验结果及分析 |
| 4.3.1 多道次模拟过程中应变累积的计算 |
| 4.3.2 多道次模拟过程中晶粒均匀性的抑制 |
| 4.3.3 多道次模拟过程中动态再结晶细化晶粒 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
四、RECRYSTALLIZATION BEHAVIOR AND PRIOR AUSTENITE GRAIN BOUNDARY CORROSION IN THE PLANE STRAIN COMPRESSION CONDITION FOR A LOW CARBON X70 PIPELINE STEEL（论文参考文献）
- [1]海洋用低合金高强度管线钢组织形成机制及硫化物应力腐蚀行为[D]. 李效华. 天津大学, 2020(01)
- [2]轧制与水冷耦合的控制轧制技术研究[D]. 沈鑫珺. 东北大学, 2017(06)
- [3]一种超高强贝氏体钢组织调控及生产工艺研究[D]. 陈永利. 东北大学, 2017(08)
- [4]稀土对X80管线钢拉伸性能与组织变化的研究[D]. 龚佳禾. 内蒙古科技大学, 2015(08)
- [5]超快冷工艺生产高纲级管线钢的研究[D]. 周峰. 武汉科技大学, 2014(04)
- [6]超深井用高强高韧V150油套管的研究与开发[D]. 李阳华. 中南大学, 2013(02)
- [7]中薄板坯连铸连轧X70管线钢组织性能预测及优化控制研究[D]. 赵彦峰. 东北大学, 2012(07)
- [8]热轧超高强汽车板析出行为研究及组织性能控制[D]. 王晓南. 东北大学, 2011(07)
- [9]抗大变形管线钢X70的研究[D]. 张明文. 东北大学, 2011(05)
- [10]X80管线钢热变形过程中再结晶行为的研究[D]. 张行刚. 内蒙古科技大学, 2010(03)