一、MODELING OF ISOTHERMAL PRECIPITATION KINETICS IN HSLA STEELS AND ITS APPLICATION（论文文献综述）
孙远洋[1]（2020）在《相场法研究弹性场及微量元素调控Fe-Cu-Mn-Ni-Al合金富Cu相析出过程》文中研究表明含Cu钢在辐照或时效处理中会析出纳米尺度富Cu相,产生析出强化作用提高钢屈服强度、抗拉强度、硬度等力学性能指标;但在核反应堆压力容器（RPV）应用中,辐照诱发相会导致韧-脆转变温度升高,脆化现象出现,限制核反应堆使用。为制备高强合金钢或避免辐照服役中热脆现象发生,掌握并调控富Cu相析出行为对改善其综合性能尤为关键。固态相变中,两相间共格弹性应变能以及微合金元素对析出相变路径以及微观组织形态具有显着影响,因此探明弹性以及合金化对于相变组织的调控规律具有重要意义。鉴于此,本文基于热力学亚规则溶体模型以及微观弹性理论,建立耦合弹性场的五元相场模型,研究了五元Fe-Cu-Mn-Ni-Al合金在等温时效过程中相变机制,阐明了弹性场以及微量合金元素对相变组织结构以及生长动力学的调控规律。根据Fe-Cu-Mn-Ni-Al体系热力学分析结果,利用双相线以及失稳线将合金区域分为失稳区以及亚稳区两部分。对两区域内含不同Cu成分合金析出过程进行模拟,说明内弹性畸变和外应变效应对合金组织形貌的调控规律。研究发现,无论是失稳区还是亚稳区,Cu/Mn/Ni/Al原子在扩散偏聚并形成稳定Mn Ni Al@Cu核壳状结构中共经历了以下几个阶段:（Cu/Ni/Al/Mn）偏聚态,其中Mn/Ni/Al微量;（Mn Ni Al（Cu）Mn Ni Al）,单壳层结构;（Mn Ni Al（Mn（Cu）Mn）Mn Ni Al）,双壳层结构;Mn（Ni Al（Mn（Cu）Mn）Ni Al）Mn,三壳层结构。其中Mn Ni Al环壳相以非经典形核的方式依附在α-（bcc-Cu）或γ-（fcc-Cu）外侧,同时外壳层存在会抑制析出相的粗化以及结构转变,我们的模拟结果与现存实验研究基本相同,进一步证明了模型准确性。失稳区内,在考虑弹性应变能后,成分起伏波发生分解形成独立颗粒的时间有所缩短,同时成分波由杂乱排列变为规则垂直交叉排列;在弹性各向异性作用下,颗粒沿着弹性“软”方向<11>进行取向排列,由弥散分布球状转变为整齐排列椭球状或棒状颗粒。亚稳区内,内弹性作用会抑制颗粒相析出,使颗粒具有向<11>方向取向排列的趋势,但不明显;在外应变作用下,颗粒沿特定方向生长,根据两相弹性不均匀性比较,颗粒会沿外应变方向的垂直方向进行取向生长,且生长速率与应变值存在对应关系,大应变条件（0.4%～1.0%）下生长速率为小应变条件（0%～0.4%）下的2倍左右。通过温度以及弹性场调控富Cu相结构转变过程,发现低温下驱动力更大,且温度升高会延长形核过程并阻碍颗粒长大,致使结构转变受到抑制,弹性场也存在类似作用。因此,通过施加不同方向外应变,可以实现对颗粒形貌的有效调控。通过三维相场模拟讨论了Mn以及Ni/Al元素对整个相分离过程的影响。研究表明Mn元素会加快相分离过程并促进后期长大粗化。通过自由能曲线以及体积分数判断,发现随着Mn含量升高,体积分数逐渐增大。然而,Ni/Al元素会阻碍成分波分解,延缓颗粒析出,且随着Ni/Al成分升高,其抑制作用更为明显。通过对后期粗化过程分析并与标准LSW理论对比发现,高Mn含量会加快颗粒长大和粗化速率,拟合后的时间指数分别为0.41、0.42、0.37,均大于其理论值0.33,这主要是由于Ostwald熟化以及颗粒合并两种粗化机制混合作用的结果。然而,增大Ni/Al成分,其数值分别为0.29、0.26、0.32,明显小于理论值,这主要是由于外壳层原子聚集程度加剧,壳层厚度加大,抑制了Cu原子扩散,从而阻碍了富Cu相的长大。Mn/Ni/Al元素引入会限制富Cu相的析出、长大、粗化过程,从而导致颗粒细化以及Ni Al Mn原子聚集。
李宁[2]（2021）在《低合金高强度钢热变形行为及微观组织演变研究》文中研究指明钢铁行业正面临着产能过剩、资源短缺以及环境保护所带来的巨大压力。开发具有高性能的HSLA钢是解决这些问题最为经济有效的方法。HSLA钢不仅具有高的比强度,并且只含有微量的合金元素,降低了不可再生资源的消耗,因此对其研究具有重要的经济效益和环境效益。与传统的碳素钢相比,HSLA钢具有更优异的力学性能、耐腐蚀性以及焊接性,被广泛应用于管道运输、汽车工业、船舶及海洋平台等领域。轧制成型是HSLA钢生产的关键环节,通过制定合理的控轧和控冷工艺可以显着的细化晶粒提高钢的综合力学性能。本文以自主设计的HSLA钢铸锭为研究对象,通过等温压缩实验研究了HSLA钢的热变形行为,建立了HSLA钢的应变补偿型本构方程、动态再结晶动力学模型以及基于动态材料模型的加工图,并利用TEM和EBSD等表征方法研究了不同变形条件下HSLA钢的微观组织演变机制。此外,通过所建立的HSLA钢轧制过程三维热力耦合有限元模型对HSLA钢的轧制工艺进行了优化。最后通过热轧机组对HSLA钢铸锭进行了实际的控轧和控冷实验。本文主要的研究结果如下:基于HSLA钢等温压缩实验,研究了热变形参数对HSLA钢峰值应力的影响。建立了HSLA钢基于Arrhenius方程的应变补偿型本构方程,并提出一种基于Z参数的应变补偿型本构方程,通过统计学方法对两种本构方程的预测能力进行了评估,结果表明两种本构方程对流变应力均有较高的预测能力。其中,本文所提出的基于Z参数的应变补偿型本构方程对流变应力的预测能力要优于基于Arrhenius方程的应变补偿型本构方程。基于动态材料模型,分别建立了HSLA钢在0.3、0.5和0.7真应变下的热加工图。结果表明,随着真应变的增加HSLA钢的加工安全窗口逐渐减小。当真应变达到0.7时,所对应的热加工图中存在两个加工安全区:安全区域I发生在0.018～0.562s-1的应变速率和875～1025℃的变形温度条件下,该区域具有较低的功耗效率（17%～33%）;安全区域II发生在0.018～0.562s-1的应变速率和1050～1200℃的变形温度条件下,该区域具有更高的功耗效率（33%～50%）。安全区域II处于DRX发生的功耗效率范围内,因此得出HSLA钢在真应变为0.7条件下的最佳热加工参数在1050-1200℃和0.018～0.562s-1的变形参数范围内。基于HSLA钢等温压缩实验,在950～1150℃和0.001～1s-1的变形参数范围内建立了HSLA钢的动态再结晶动力学模型,研究了热变形参数与Z参数之间的数学关系,并对变形参数为950℃/0.01s-1不同真应变下的变形试样进行了EBSD和TEM测试。研究结果表明,动态再结晶的临界值为0.223,当真应变由0.105增加到0.916时,平均晶粒尺寸由23.90μm降低到17.75μm,大角度晶界分数由16.2%增加到85%,平均晶界取向差由11.043°增加到36.782°,热变形机制由加工硬化转变为了动态再结晶软化。基于有限元方法,建立了HSLA钢轧制过程的三维热力耦合有限元模型,研究了不同轧制工艺参数对轧件等效应变场、温度场和轧制力的影响。根据模拟结果得出HSLA钢的最佳单道次轧制压下量为10%～20%,轧制速率为1m/s。通过有限元模拟得出了HSLA钢在不同轧制工艺参数下的轧制力曲线,模拟结果表明最大轧制力随着压下量的增加而增大,随着轧制温度的增加而减小,随着轧制速率的增加有小幅度增加。基于有限元模拟结果和奥氏体连续冷却转变实验,制定了HSLA钢的实际控轧和控冷工艺。与铸态HSLA钢相比,轧制态HSLA钢的显微组织得到了显着的细化并且无明显的择优取向,获得了平均晶粒尺寸为5.32μm的超细晶组织,同时实验钢的屈服强度、抗拉强度、延伸率以及冲击功均得到了提高。
赵宇[3]（2019）在《富铜纳米相沉淀强化钢强韧化机制及可焊性研究》文中指出富铜纳米相沉淀强化钢是一种基于纳米沉淀强化的新型高强度钢铁材料。传统高强钢主要通过获得高碳显微组织提高屈服强度,但与此同时会牺牲材料韧性及焊接性能,严重限制了其应用范围。因此如何改善高强钢的强韧性匹配,提升不同应用环境下的综合力学性能,越来越受到人们的关注。本论文以富铜纳米相沉淀强化钢为研究对象,并基于沉淀强化理论,首先,通过优化合金成分和热处理工艺,控制纳米相的形核和长大过程,从而提升材料的屈服强度,并进一步研究富铜纳米相强化钢的强化因子及作用机理。其次,控制热机械加工工艺及固溶处理工艺,获得细小板条马氏体结构,并对其进行详细的微观表征和力学性能测试,进一步综合分析多种韧化方法及作用效果,系统地研究富铜纳米相沉淀强化钢的韧化机制。最后,通过焊接实验,分析富铜纳米相沉淀强化钢的冷裂纹敏感性及焊后综合力学性能,并进一步研究焊接热循环过程中纳米相的再析出机制。本研究为推动富铜纳米相沉淀强化钢在高强度钢铁材料领域的应用及相似合金体系的强韧化研究提供科学依据。控制热机械处理和固溶处理工艺,可获得粒状铁素体、多边形铁素体和板条马氏体等不同的显微组织。当精轧温度为800～850℃时,随着固溶处理温度由800℃升高到900℃,显微组织由粒状铁素体向多边形铁素体结构转变,屈服强度明显上升,但延伸率和低温韧性明显下降。同时,小角中子散射结果表明,在粒状铁素体和多边形铁素体基体上进行相同的时效处理（550℃,1 h）,可得到相同尺寸和数量密度的纳米析出相,从而使基体获得相同程度的强度提升。时效温度相同时,随着时效时间的延长,纳米相尺寸逐渐长大,数量密度随之降低。具有板条马氏体结构的富铜纳米相沉淀强化钢比多边型铁素体结构具有更好的低温冲击韧性。在屈服强度提升约90 MPa的同时,韧脆转变温度下降约60°C。这主要是由于板条马氏体结构具有裂纹稳定扩展阶段,能够抑制裂纹失稳扩展的出现,而对于多边形铁素体结构,一旦裂纹开始扩展则立即发生失稳快速扩展,尽管二者的裂纹萌生功相似,但板条马氏体结构的裂纹扩展功相比多边形铁素体提高约85 J。同时板条马氏体结构具有更高含量的大角度晶界和更细小的有效晶粒尺寸,这些大角度晶界能够有效偏转裂纹前进角度,消耗裂纹扩展能量,从而有效阻碍裂纹扩展,而细化的有效晶粒尺寸,能够提高解理断裂应力,从而降低韧脆转变温度。层状结构具有独特的裂纹阻碍机制,能够有效钝化裂纹尖端的三向应力状态,显着增大裂纹沿垂直层状方向的扩展阻力,并偏转裂纹向平行层状方向延伸,从而显着提高富铜纳米相沉淀强化钢的低温韧性。使其在室温到-80°C范围内,冲击功均保持在300 J以上,且不发生明显的韧脆转变。同时,经时效处理后,可获得细小且均匀分布的在层状铁素体基体中的纳米析出相,可显着提高层状结构富铜纳米相强化钢的屈服强度约220 MPa。通过纳米相强化设计,1000 MPa级的富铜纳米相沉淀强化钢可以控制在较低的碳当量（0.75%）。插销实验结果表明,在不预热的情况下,冷裂纹敏感指数约为25%,临界断裂应力为1350 MPa。当采取120℃预热时,冷裂纹敏感指数显着下降到13%,同时临界断裂应力提高到1560 MPa。富铜纳米相沉淀强化钢经焊接热循环后,对于热影响粗晶区（CGHAZ）,由于其峰值温度较高,且高温停留时间较长,纳米相全部溶解于基体中,形成粗大的板条马氏体结构,因此其屈服强度相比于母材显着下降,但其低温冲击韧性得到提高。热影响细晶区（FGHAZ）的峰值温度较低（950°C）,焊后形成细小的板条马氏体结构,延长冷却时间t8/3到180 s时,纳米相的形核位点及长大时间相比于CGHAZ均更加充足,因此可在FGHAZ发生动态再析出。新析出的纳米相与母材相比,纳米相尺寸有所增大,数量密度降低,因此,FGHAZ的屈服强度相比CGHAZ显着升高,仅低于基体38 MPa左右。由于FGHAZ具有比母材更细小的有效晶粒尺寸,其低温冲击韧性也相比母材得到明显提升。
何康[4]（2019）在《钛微合金钢等温相变及析出行为研究》文中研究指明钛微合金钢具有较高的强度和优良的韧性,广泛应用于机械、车辆、建筑等行业。然而随着各行业轻量化的要求,开发更高强度钛微合金钢成为研究热点。近年来研究发现钛微合金钢经等温处理后强度明显提升,等温相变后基体上析出的纳米碳化物粒子是其强度提升的关键因素。为探究钛微合金钢在等温过程中相变和纳米碳化物析出的关系,明确等温过程中相变和析出对强度的影响规律,本文通过Gleeble-3800热力模拟机、光学显微镜、透射电镜等手段研究了钛微合金钢在等温过程中的组织变化及纳米碳化物的析出行为。本文的主要内容及结论如下:（1）利用热力模拟机测定了实验钢的等温转变动力学曲线（TTT曲线）,并借助透射电观察了等温过程中的析出行为。结果表明,实验钢的TTT曲线呈“C”型,在650-750℃等温时,转变组织为多边形或准多边形铁素体,且在675℃时转变速度最快;通过EDS及傅里叶变换衍射分析确定等温过程中析出的纳米粒子为TiC,具有面心立方结构,与铁素体基体间服从Baker-Nutting位向关系。（2）通过热力模拟机和维氏硬度计测定了实验钢不同等温工艺下的强度增量,得到等温过程中TiC的析出-温度-时间曲线（PTT曲线）。结果表明,实验钢等温析出PTT曲线大致呈“C”型,在700℃时析出速度最快,为PTT曲线的“鼻尖”温度,析出完成所需时间约为180 s;利用TEM对不同等温时间试样进行观察,发现析出完成点（Pf点）TiC粒子明显增多,且粒子尺寸并未明显增大;继续延长等温时间,析出粒子粗化,强化效果减弱,可见析出规律和强度增量相符。（3）通过等温压缩实验和维氏硬度测试,并结合透射电镜,分析了等温过程中析出变化规律。结果表明,实验钢在等温过程中,TiC析出存在两个阶段:相变过程中TiC析出形式为相间析出和弥散析出;相变完成后,TiC粒子以弥散析出的形式在铁素体内析出。（4）结合TTT曲线、PTT曲线、等温压缩实验及维氏硬度测试,分析了相变和析出对强度的影响规律。结果表明,实验钢不同等温条件下的屈服强度均受相变和沉淀析出的影响,等温初期发生相变,屈服强度增量主要来源于相变强化;随等温时间延长,TiC经历形核、长大过程,沉淀析出强化效果逐渐升高,并在PTT曲线的Pf点处达到屈服强度的峰值;继续延长等温时间,TiC粒子发生粗化,沉淀强化效果减弱。（5）通过金相观察、等温压缩实验及透射电镜,结合相对形核率曲线（NrT曲线）对实验钢的强度控制进行探究。结果表明,本实验条件下,随等温温度降低,转变生成的铁素体平均晶粒尺寸减小,且TiC的形核率逐渐升高,细晶强化及沉淀强化效果均增强,因此,可以通过降低等温温度并保温至析出完成点获得更大的屈服强度。
肖心萍[5]（2019）在《增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢微观组织和力学性能的影响》文中研究指明低合金高强度钢具有较高的强度、较好的塑性与韧性,常被认为是重要的结构用钢,广泛应用于建筑、石油管道、桥梁、船舶等行业。低合金高强度钢的研制,低碳钒氮微合金钢如采用未再结晶区控轧控冷,可望制备出细化的针状铁素体、贝氏体铁素体与马氏体-奥氏体（M-A）组元构成的多相组织,强塑韧性更为优异,但相关研究还鲜有报道。为此,本文设计制备了成分（wt%）为0.06C-0.20Si-1.50Mn-0.27Mo-0.06V-0.01Ti及四种氮含量（0.0030、0.0080、0.0120、0.0140）的试验钢,分别记作30N、80N、120N、140N钢。采用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、透射电镜（TEM）和X射线衍射仪（XRD）等仪器,对试验钢的微观组织进行了表征,结合拉伸试验结果,揭示了氮含量及控轧控冷工艺对试验钢微观组织与力学性能的影响规律及调控机理。结果表明:30N和120N试验钢在较高的变形温度和较低的应变速率下,动态再结晶容易进行,动态再结晶激活能分别为229 kJ/mol和251 kJ/mol;静态再结晶体积分数随变形温度的提高或道次间隔时间的延长而增大,应变诱导析出抑制静态再结晶的进行,静态再结晶激活能分别为259 kJ/mol和288 kJ/mol。增氮会抑制动/静态再结晶。随着氮含量的增多,奥氏体晶粒尺寸减小,Ar3提高。当冷速为1℃/s时,随着氮含量的增多,Ar3升高,多边形铁素体和珠光体的晶粒尺寸逐渐变大。在冷速1030℃/s范围内,30N钢的转变组织是针状铁素体,粒状贝氏体和板条贝氏体的混合组织;80N和120N钢的转变组织是多边形铁素体,针状铁素体和粒状贝氏体的混合组织。随着氮含量的增多,（Ti,V）（C,N）析出数量增多,多边形铁素体,针状铁素体和M-A组元也增多;随着冷速的增大,针状铁素体增多而M-A组元减少。试验钢经两阶段控轧、10℃/s控冷下,随着氮含量从0.0030增加到0.0120 wt.%,屈强比从0.74显着降低到0.69,屈服强度从降低了67 MPa,抗拉强度降低了50 MPa,应变硬化增量Δσ由171 MPa增大到188 MPa,冲击功从65 J显着增加到145 J。在0.0120 wt.%的氮含量下,得到了综合力学性能优异的钢板。增氮试验钢在800900℃终轧、780840℃开冷、1520℃/s冷却、450480℃停冷的范围内,形成了以多边形铁素体、针状铁素体和粒状贝氏体为主的复相组织。在850℃终轧、800℃开冷、20℃/s冷却、450℃停冷的控轧控冷参数下试制的钢板综合性能优异,典型增氮试验钢的屈强比能够控制在0.8以下。30N和140N钢的拉伸变形第一阶段的应变硬化指数分别为1.01和0.89,第二阶段的应变硬化指数分别为0.27和0.32,应变硬化能力的提高主要发生在应变硬化的第一阶段。随着拉伸变形程度加剧,位错密度升高,内部应力增大,应变硬化能力均逐渐降低。
黄刚[6]（2019）在《合金元素对高强度钢焊接热影响区微观组织和韧性的影响》文中研究说明焊接是低合金高强度钢实现其应用价值最重要的手段之一,焊接热影响区的晶粒粗化和韧性下降是低合金高强度钢大线能量焊接中的主要问题。热影响粗晶区原奥氏体晶粒尺寸、针状铁素体含量和M-A组元的数量、形态以及分布等是影响组织韧性的主要因素。本论文使用高温共聚焦激光显微镜原位观察了模拟焊接热循环过程中粗晶区奥氏体晶粒长大和针状铁素体的形成过程,研究了焊接热循环过程中合金元素Cu、Cr、Ni对模拟热影响粗晶区组织和韧性的影响机理。主要研究结果如下:（1）热影响粗晶区奥氏体晶粒在焊接热循环的加热、等温以及冷却过程中,奥氏体晶粒通过晶界移动的方式进行生长。在冷却过程中,奥氏体晶粒在温度低于1150℃后停止生长。钢中析出的弥散分布的第二相粒子能有效抑制奥氏体晶粒长大。（2）冷却过程中针状铁素体在粗大晶粒内的夹杂物上多维形核,也在先形成的铁素体板条表面激发形核。先形成的针状铁素体板条把原奥氏体晶粒有效分割成许多细小区域,在较低温度晶界形核成束状生长的贝氏体板条被限制在这些细小的区域内,得到细小的针状铁素体和贝氏体混合组织。混合组织的有效晶粒尺寸远小于原奥氏体晶粒尺寸。（3）在Cu合金化低合金高强度钢中,当添加0.45%Cu时,在不同线能量焊接热循环时,钢中复合夹杂的外层Mn S上析出的与铁素体有良好晶格匹配的Cu S提高夹杂物诱发针状铁素体形核能力,促进了针状铁素体含量增加,形成针状铁素体联锁组织,提高了0.45%Cu钢粗晶区的低温冲击韧性。而当添加1.01%Cu时,粗晶区中出现大量大颗粒M-A组元,粗晶区低温冲击韧性下降。（4）在Cr合金化低合金高强度钢中,随着Cr含量从0.33%上升至0.65%和1.02%,焊接热模拟CGHAZ组织中针状铁素体的面积百分数逐渐减少,同时M-A组元的面积百分数和分布密度会随着Cr含量和焊接热输入的增加而增加。在100k J/cm大线能量焊接条件下,0.33%Cr钢粗晶区具有较好的低温冲击韧性。但随着Cr含量的增加,样品的低温冲击韧性逐渐降低,尤其在大线能量热输入条件下更明显。（5）在Ni合金化低合金高强度钢中,当热输入量分别为20 k J/cm和100 k J/cm时,不同Ni含量的三种样品的模拟CGHAZ微观组织主要由贝氏体、AF和M-A组元组成。虽然Ni含量的微小变化对贝氏体微观结构没有显着影响,但它显着影响AF和M-A组元的形成和分布。随着Ni含量从0.0%增加到0.23%和0.43%,焊接热模拟CGHAZ中AF面积百分比逐渐增加,M-A组元的面积百分比减少,随着Ni含量的增加,低温下样品的冲击韧性逐渐增加。
吴思炜[7]（2018）在《基于工业大数据的热轧带钢组织性能预测与优化技术研究》文中提出目前,钢铁企业生产的特点是大型化、连续化、集约化,用户需求的特点是个性化、多样化、优质化。钢铁企业生产技术和组织管理与用户需求产生了矛盾。为了解决这一矛盾,研究者们开发热轧工艺优化设计技术,即在考虑实际生产过程中复杂约束条件的前提下,针对用户个性化需求,结合组织性能预测技术和多目标优化算法快速计算出最优生产工艺。其中,合理的组织性能预测模型是热轧工艺优化设计技术的核心。在基于大数据建模技术的研究中,研究者们更多关注模型的预测精度,将研究重点放在模型的构建方法上,对于原始数据常常不加处理或者经过简单的标准化处理后直接用于建模。在模型应用过程中一旦涉及到模型的规律性研究,很容易产生偏离实际的预测结果。因此,合理的数据处理对于工业数据建模至关重要。针对大数据环境下组织性能预测与优化技术面临的模型实用性和合理性问题,本文从大数据的处理着手,改善数据质量、提高算法精度、开发高效智能算法、丰富模型预测功能,最终实现了组织性能预测与优化技术的工业应用。本论文的主要工作内容如下:（1）钢铁工业大数据挖掘技术开发:对热轧生产线采集的大量工业数据进行匹配、整理,建立数据库。结合数理统计和轧制工艺理论,针对C-Mn钢开发了填补空缺值、钢卷归并、相似工艺聚类和数据均衡化等数据处理方法,使处理后的数据呈现出合理的规律性。采用贝叶斯正则化神经网络建立了 C-Mn钢的化学成分-工艺参数-力学性能对应关系模型,并与未经过数据处理建立的模型相比较,分析化学成分和工艺参数对力学性能的影响规律。结果表明:当采用未经过数据处理建立的模型进行模型规律性分析时,模型在局部的预测值会偏离实测值;而采用经过数据处理建立的模型能够在保证一定预测精度的前提下,反映出合理的物理冶金学规律。（2）基于人工智能理论的力学性能预测研究:在热轧带钢力学性能预测中引入随机森林算法,针对Q345B钢种,采用重采样技术选择建模数据,构建大量分类回归树,实现了 Q3 4 5B钢的力学性能预测。与传统逐步回归模型进行对比,结果表明:随机森林模型具有良好的非线性拟合能力,鲁棒性较强,预测精度较高。其屈服强度预测值与实测值平均误差为-0.61 MPa,标准差为25.10 MPa;抗拉强度预测值与实测值平均误差为0.548 MPa,标准差为23.05 MPa;延伸率预测值与实测值平均误差为0.0088%,标准差为2.09%。（3）智能化热轧工艺优化设计研究:将正交试验设计理论和ε占优策略引入免疫克隆选择算法,加快了算法的收敛速度,开发了ε-ODICSA（ε-Orthogonal Design Immune Clone Selection Algorithm,ε-ODICSA）算法。将 ε-ODICSA 算法与传统多目标优化算法IBEA、NSGA2和SPEA2在ZDT系列测试函数上的优化效果进行对比,结果表明:ε-ODICSA算法在最优Pareto前沿的逼近性和均匀性等方面表现出显着的优越性。针对380CL钢中合金成本较高的问题,将ε-ODICSA算法与热轧板带化学成分-工艺参数-力学性能对应关系模型相结合,对380CL钢的热轧工艺进行了优化设计,通过将卷取温度由600℃降低至510℃,在保证符合380CL钢力学性能标准要求的前提下使Mn含量降低至约原来的50%,节约了生产成本。（4）基于大数据的智能化热轧工艺优化设计系统开发:基于工业大数据挖掘技术、高精度力学性能预测技术和高效的多目标优化算法,利用C++和C#语言开发了智能化热轧工艺优化设计系统。系统包含数据查询筛选模块、数据挖掘模块、高精度力学性能在线预测模块和智能化热轧工艺优化设计模块。针对2150ASP热轧生产线,利用该软件实现了典型钢种（500L-Z、L485M、SS400Cr、S275JR、SPHC、Q235B和Q345B）的力学性能高精度在线预测,其预测精度为:屈服强度预测值与实测值相对误差在±8%范围内,抗拉强度预测值与实测值相对误差在±6%范围内,延伸率预测值与实测值绝对误差在±6%范围内。利用该系统在工业上实现了 HP295钢性能稳定性控制,提高了产品质量。（5）大数据驱动的物理冶金学模型研究:基于2150ASP热轧生产线,建立了描述热连轧及连续冷却过程中轧件内部显微组织演变的模型,其中包括温度场模型、奥氏体再结晶模型、奥氏体晶粒长大模型、相变模型、析出模型以及最终力学性能预测模型。基于该模型框架,采用遗传算法对模型中的关键参数进行了优化,开发了大数据驱动的物理冶金学模型。分别针对Q235B钢种和X70钢种建立了组织性能预测模型,通过工业试轧对模型预测结果进行验证。与传统的物理冶金学模型对比,大数据驱动的物理冶金学模型取得了较高的预测精度。对于Q235B,其屈服强度预测值与实测值相对误差在±10%范围内,抗拉强度预测值与实测值相对误差在±6%范围内,延伸率预测值与实测值绝对误差在±6%范围内;对于X70,其屈服强度预测值与实测值相对误差在±10%范围内,抗拉强度预测值与实测值相对误差在±4%范围内,延伸率预测值与实测值绝对误差在±6%范围内。
程剑[8]（2018）在《新型含氮高强耐候钢成分设计及组织性能研究》文中指出随着铁路的高速化与重载化,新一代铁路用耐候钢对强度提出更高要求。钢中一定含量的氮与钒可实现钒氮微合金化,达到增强增韧的效果。但过高的氮含量将导致铸坯凝固时形成皮下气泡。铬可以显着提高钢的耐蚀性,但过高的铬含量将导致轧制裂纹等缺陷。因此,通过合金成分设计—工艺优化—缺陷控制—组织与性能研究,开发新型高强耐候钢具有重要的工程价值及理论意义。本文在耐候钢YQ450NQR1成分的基础上,通过计算不同等温相图的组合筛选方法对新型耐候钢进行了合金成分设计,确定了C、N等元素的加入量。计算了不同N/C比条件下新型耐候钢凝固冷却过程中的平衡相图,得出了VN（或V（C,N））相的析出量与N/C比的关系。计算得出了新型耐候钢的连续冷却转变CCT曲线。当冷却速率为1oC/s时,最终的室温组织可获得贝氏体和铁素体组织。同时,采用正规稀释溶液规则,建立了合金体系Fe-Cr-Mn-V-N中氮在液相及固相溶解度的热力学计算模型,并验证了模型的准确性。研究了新型耐候钢在液相与固相中氮的溶解度变化规律,以及合金元素（Cr、V、Mn）和氮分压对氮溶解度的影响。基于凝固过程中氮的溶解度与偏析,得出了氮气泡的析出压力,提出了铸坯凝固皮下气泡的预防措施。基于相变动力学Johnson-Mehl-Avrami方程,建立了新型钒氮微合金化耐候钢应变诱导V（C,N）析出动力学模型,并验证了模型的准确性。研究了耐候钢V（C,N）析出相的转变量—温度—时间（PTT）曲线特点,分析了氮含量对V（C,N）析出相的PTT曲线的影响规律。随着氮含量的增加,PTT曲线的鼻尖温度显着增加,曲线左移。钢中氮含量降低,相变自由能明显非线性,奥氏体中V（C,N）析出物的PTT曲线呈现出S形特征。基于高温压缩实验,建立了新型耐候钢的热加工图,分析了热加图稳定区和不稳定区的微观变形机制;结合EBSD组织观察,研究了耐候钢的热加工特性,并建立了最佳轧制工艺窗口。同时,实验研究了新型高强耐候钢的组织性能;通过高温激光共聚焦显微镜原位观察了贝氏体相变过程,得出了贝氏体在第二相上形成的机制及复合纳米析出相析出的路径。结果表明:随着N/C比的增大,实验耐候钢的屈服强度和抗拉强度增大;当N为0.036%和C为0.036%时,屈服强度和抗拉强度分别为585MPa和830MPa。通过提高氮含量、促进贝氏体基体与纳米析出相的形成,开发新型高强耐候钢是可行的。
王海燕[9]（2017）在《稀土对微合金钢中碳化铌溶解与析出行为的影响》文中认为通过微合金化与控轧控冷技术的有机结合,依靠碳氮化物析出与形变再结晶的交互作用使钢获得良好的强韧性,是有效提高钢铁材料性能的重要手段。在Ti、Nb、V、B、稀土等微合金元素中,Nb因具有显着抑制奥氏体晶粒长大、提高非再结晶温度、细化相变组织、提高钢的强韧性等作用,在高强低合金钢领域得到了广泛应用,稀土因其在钢中的净化、抗氧性、提高耐蚀性等作用而引起材料研究者广泛关注。我国白云鄂博矿拥有丰富的稀土资源,前期研究表明,包头钢铁公司使用白云鄂博铁矿原料生产的钢中含有一定量的残余稀土,其含量达到微合金化要求。如何充分发挥稀土的有益作用,不仅需要关注稀土本身的微合金化效果,还应着眼于稀土的存在形式及其与微合金元素Nb等的交互作用。然而,由于稀土理化性质的特殊性以及研究手段的限制,目前稀土在钢中的微合金化作用尚缺乏系统的研究。本文基于稀溶液固溶体,计算了钢中常用稀土元素La、Ce、Y在Fe基合金中形成稳定第二相的形成焓与溶解焓,获得了稀土在Fe中固溶度随温度的变化曲线。此外,Fe-RE系合金在升温与降温过程中的内耗变化规律表明,当稀土原子溶于基体时,在高温区段会出现溶质原子在晶界偏聚的阻尼峰,当稀土含量增加到超过基体最大固溶量时,会与其他合金元素反应形成化合物;进一步地,从电子结构层次深入分析了稀土原子的占位倾向及对晶界的强韧化作用机理。基于稀土与其他微合金元素的相互作用系数,计算了稀土作用下NbC的固溶度积,分析了稀土元素对高温奥氏体化状态下NbC溶解行为的影响,建立了 NbC在奥氏体区的析出动力学模型。此外,设计了奥氏体区的等温析出实验,结合等温析出后的组织观察与硬度测试结果表明,稀土元素会提高NbC在奥氏体中的固溶度积,降低其固溶温度,促进NbC在奥氏体中的溶解。通过系列等温实验与热变形实验,结合物理化学相分析与析出物统计,对添加稀土前后实验钢中NbC的析出行为进行了定量定性表征。根据差热分析曲线中第二相析出峰的变化,利用JMA模型讨论了稀土对微合金钢中NbC析出动力学的影响。结果表明,稀土添加后,NbC在奥氏体区的激活能由75.32kJ/mol升高到90.15kJ/mol,在铁素体中的激活能则由176.98kJ/mol降低为65.47kJ/mol。此外,利用第一性原理分析了稀土与Nb原子的交互作用,以及对Nb原子扩散激活能的影响,从微观角度深入解释了稀土对奥氏体与铁素体区NbC析出行为的影响机理。通过设计系列扩散偶实验,讨论了稀土 La对铁铌互扩散行为的影响。在此基础上,得出稀土 La作用下Nb在铁素体中的扩散系数。结果表明,添加稀土后,Nb在铁素体中的扩散系数增加。基于位错形核机制,建立了 NbC在铁素体中的形核与析出模型,结合NbC析出动力学实验,阐明了稀土对铁素体区NbC析出行为的影响机理。实验与计算结果均表明,稀土加入后会加快NbC在铁素体区的析出,增加铁素体中析出相密度与弥散强化效果。借助系列热变形工艺下的平均流变应力实验,确定了实验钢的未再结晶温度,从形变储能作用下回复与再结晶之间的竞争关系讨论了稀土对形变再结晶行为的影响机理。根据应变诱导析出NbC颗粒的体积分数和分布形态,在考虑钉扎和拖曳效应的情况下,预测了再结晶晶粒等温长大动力学。基于上述的理论与实验研究,对白云鄂博含稀土铁矿生产钢材的可行性和经济性进行评估,并给出了合金成分设计与热机轧制工艺设计的思路。
高志玉[10]（2016）在《特厚板用HSLA钢的热变形行为与组织演变研究》文中指出海洋油气业已成为中国海洋经济的支柱产业。海洋油气资源的开采与利用离不开海洋资源开发装备,如勘探、开采、储运等方面的大型工程装备。目前,我国海洋工程装备生产制造所需的高性能钢板,尤其是特厚板仍大量依赖进口。技术的落后严重制约我国海洋油气开发的进度及自主性,也限制了我国海洋经济发展的步伐。轧制成形是特厚板生产的关键工艺环节,对某些特殊性能要求的钢板,还要进行热处理改性。特厚板的厚度截面效应（形变不均匀、温度不均匀）是生产中面临的普遍问题,直接影响钢板的组织性能均匀性。目前尚缺少有效的理论指导特厚板的生产实践,大多以“试错法”组织生产。Ni-Cr-Mo-B钢是一类新型低合金高强度钢,其板材制品如厚板、特厚板可用于海洋工程装备的制造。本文以Ni-Cr-Mo-B钢为研究对象,首先研究其高温流变行为、显微组织演变及其数学建模、热加工图,进一步进行热压缩变形及特厚板轧制过程的跨尺度力-热-显微组织多场耦合分析,以期为生产实践中Ni-Cr-Mo-B特厚板的热加工工艺优化设计提供重要参考。材料高温流变行为可通过本构方程来表征。本构方程是材料热加工工艺优化设计的依据,亦是力-热耦合场分析的基础。关于本构方程建立方法的研究较多,但因流变行为的复杂性,尚无统一方法。基于热压缩实验,本文建立了描述Ni-Cr-Mo-B钢流变行为的修正应变补偿Arrhenius型和修正ZA型本构方程,并基于BP神经网络（BP-ANN）对Ni-Cr-Mo-B钢的流变行为进行预测。从统计学角度,本文对上述三种方法的流变行为表征能力进行评估。结果表明：BP-ANN方法具有最高的预测精度,修正应变补偿Arrhenius型本构方程预测精度略低于BP-ANN方法,而修正ZA型本构方程的预测精度较粗糙。鉴于修正应变补偿Arrhenius型本构方程具有良好的数学表现形式,且具有令人满意的预测精度,本文择其用于Ni-Cr-Mo-B特厚钢板轧制成形过程的跨尺度耦合场分析。本文研究了Ni-Cr-Mo-B钢的热变形显微组织演变规律,结果表明：Ni-Cr-Mo-B钢的动态再结晶行为对变形温度和应变速率敏感。随变形温度的升高和应变速率的降低,动态再结晶分数增加,动态软化作用增强,完全动态再结晶晶粒尺寸增大。建立了基于Avrami方程的改进Ni-Cr-Mo-B钢动态再结晶动力学方程,建立了动态再结晶晶粒尺寸与温度补偿应变速率因子（Z参数）的数学模型,模型的显微组织预测结果与实验结果吻合良好。此外,基于流变曲线,对Ni-Cr-Mo-B钢的热变形重要特征参数（峰值应力、临界应变等）进行了准确识别,建立了特征参数与Z参数的数学关系。基于动态材料模型,本文构建了Ni-Cr-Mo-B钢的热加工图。分析表明：Ni-Cr-Mo-B钢在较高应变水平（真应变0.7）存在两个流变稳定区,对应的工艺参数范围为：温度910℃-1030℃,应变速率0.0067 s-1-0.15 s-1；温度1030℃-1150℃,应变速率0.06s-1～0.61 s-1。此外,热加工图中Ni-Cr-Mo-B钢流变失稳区呈现出低温低应变速率、高温高应变速率特征。生产中推荐在流变稳定区操作。联合运用热加工图与本构方程进行材料的热加工工艺优化设计,二者既互为验证,又互为补充,这在本文的研究过程中有很好的体现。特厚板的轧制过程是一个复杂的非线性过程,有限元数值计算的不断发展与完善,为轧制工艺的优化设计提供了途径。基于有限元二次开发技术,本文对Ni-Cr-Mo-B特厚板的轧制过程进行了变物性跨尺度力-热-显微组织多场耦合研究。显微组织演变模型使用前述动态再结晶动力学模型和晶粒尺寸模型。二次开发过程中,考虑了实际轧制的非稳态性,对相关的数学模型进行了非稳态化处理,并对跨尺度耦合场分析方法以非稳态轴向压缩实验为例进行验证,从而确保轧制过程耦合场分析的可靠性。分析结果表明：低速轧制（小于1 m·s-1）有利于变形向特厚板心部深入；大压下量轧制,有利于改善特厚板厚度方向变形的不均匀性；高温轧制有利于特厚板动态再结晶的发生,细化组织。推荐的特厚板轧制工艺为高温低速大压下量。此外,本文对需要进行调质处理的特厚板辊压式淬火进行了数值仿真。首先,基于辊压式淬火物理过程分析以及传热学理论,研究了Ni-Cr-Mo-B特厚板辊压式淬火冷却过程的数值仿真方法。经与实验结果比较,本文提出的淬火仿真方法是有效的。进一步,研究了表面冷却速度对特厚板厚度截面温度分布的影响。结果表明：在一定范围内提高淬火表面冷却速度,可以增大钢板内部的冷却速度,削弱温度截面效应,改善钢板显微组织与性能的不均匀性；受钢板“大厚度”影响,进一步提高表面冷却速度虽然可以使钢板表面快速冷却,但是无助于提高特厚板心部的冷却速度。实践中需根据具体工况选择合适的淬火冷却速度。以上研究结果可为Ni-Cr-Mo-B钢的热加工工艺优化设计及显微组织控制提供理论指导。本文研究内容体现了计算、实验、数据三者的紧密联系,是材料基因组计划（MGI）框架下材料工艺优化设计模式的尝试和探索。
二、MODELING OF ISOTHERMAL PRECIPITATION KINETICS IN HSLA STEELS AND ITS APPLICATION（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、MODELING OF ISOTHERMAL PRECIPITATION KINETICS IN HSLA STEELS AND ITS APPLICATION（论文提纲范文）
（1）相场法研究弹性场及微量元素调控Fe-Cu-Mn-Ni-Al合金富Cu相析出过程（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 合金钢中纳米富Cu相析出行为的研究 |
| 1.2.1 纳米富Cu相结构转变研究 |
| 1.2.2 合金元素的调控作用及成分分布特征 |
| 1.3 相场方法发展及在多元合金中的应用 |
| 1.3.1 相场方法的发展 |
| 1.3.2 相场法与相图热力学计算的结合 |
| 1.3.3 相场法与其它模拟技术的结合 |
| 1.3.4 相场法与机器学习技术的结合 |
| 1.3.5 相场法对纳米富Cu相的研究进展 |
| 1.4 弹性应变能调控相变组织研究进展 |
| 1.4.1 固溶体内弹性应变能 |
| 1.4.2 弹性应变能对沉淀过程的影响 |
| 1.4.3 耦合弹性应变能的相场研究 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第2章 含弹性场的相场动力学模型 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 相场模型概述 |
| 2.2.1 朗道相变理论 |
| 2.2.2 金兹堡-朗道理论 |
| 2.2.3 扩散界面模型 |
| 2.3 五元相场模型建立 |
| 2.3.1 相场动力学方程 |
| 2.3.2 化学自由能泛函 |
| 2.3.3 弹性应变能耦合 |
| 2.4 数值求解及可视化分析 |
| 2.5 程序设计及开发环境 |
| 第3章 弹性场调控失稳区纳米富Cu相分离 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 互溶间隙及失稳线确定 |
| 3.3 无弹性作用下纳米富Cu相组织形貌演化 |
| 3.4 内弹性畸变下纳米富Cu相组织形貌演化 |
| 3.5 外应变调控纳米富Cu相析出 |
| 3.6 纳米富Cu相分离的三维相场模拟 |
| 3.7 总结 |
| 第4章 弹性场调控亚稳区纳米富Cu相沉淀 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 无弹性作用下纳米富Cu相沉淀过程 |
| 4.3 内弹性畸变作用下纳米富Cu相沉淀过程 |
| 4.4 外应变调控纳米富Cu相沉淀 |
| 4.5 纳米富Cu相沉淀的三维相场模拟 |
| 4.6 总结 |
| 第5章 弹性应变下各合金元素的调控作用 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Mn元素对相分离过程的调控 |
| 5.2.1 微观组织形貌 |
| 5.2.2 体积分数及数量密度 |
| 5.2.3 平均颗粒尺寸 |
| 5.2.4 元素分布特征 |
| 5.3 Ni/Al元素对相分离过程的调控 |
| 5.3.1 微观组织形貌 |
| 5.3.2 体积分数与数量密度 |
| 5.3.3 富Cu相粗化动力学分析 |
| 5.3.4 成分分布及粗化机制分析 |
| 5.4 总结 |
| 第6章 温度及弹性场调控纳米富Cu相α→γ结构转变 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热力学分析 |
| 6.3 单颗粒稳定性分析 |
| 6.4 温度场对富Cu相结构转变的影响 |
| 6.5 弹性场对富Cu相结构转变的影响 |
| 6.6 总结 |
| 第7章 结论和创新点 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 附录 Fe-Cu-Mn-Ni-Al合金的热力学和动力学参数 |
| A1 动力学参数 |
| A2 热力学参数 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位论文期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（2）低合金高强度钢热变形行为及微观组织演变研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 博士学位论文创新成果自评表 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外HSLA钢研究概况 |
| 1.2.1 国外HSLA钢研究概况 |
| 1.2.2 国内HSLA钢研究概况 |
| 1.3 HSLA钢的主要强化机制 |
| 1.3.1 晶粒细化强化 |
| 1.3.2 沉淀强化 |
| 1.3.3 固溶强化 |
| 1.3.4 合金元素的影响 |
| 1.4 HSLA钢的控轧和控冷工艺 |
| 1.4.1 控制轧制 |
| 1.4.2 控制冷却 |
| 1.5 金属材料热变形行为研究现状 |
| 1.5.1 金属材料的真应力-应变曲线 |
| 1.5.2 热变形本构方程研究现状 |
| 1.5.3 热加工图研究现状 |
| 1.5.4 动态再结晶研究现状 |
| 1.6 轧制过程的有限元模拟研究现状 |
| 1.6.1 有限元法概述 |
| 1.6.2 轧制过程有限元模拟研究现状 |
| 1.7 本文的研究意义和主要研究内容 |
| 1.7.1 本文的研究意义 |
| 1.7.2 本文的主要研究内容 |
| 1.7.3 本文的研究技术路线 |
| 第2章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 HSLA钢的成分设计 |
| 2.3 等温压缩实验 |
| 2.4 控轧和控冷实验 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 常温力学性能测试 |
| 2.5.2 显微硬度测试 |
| 2.6 微观组织观察及相成分测定 |
| 2.6.1 金相组织分析(OM) |
| 2.6.2 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.6.3 电子背散射衍射分析(EBSD) |
| 2.6.4 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 2.6.5 X射线相组成分析(XRD) |
| 2.7 其它测试 |
| 2.7.1 相变点测定 |
| 2.7.2 热力学软件 |
| 2.7.3 有限元软件 |
| 第3章 HSLA钢的热变形行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 HSLA钢的应力-应变曲线分析 |
| 3.4 HSLA钢的本构方程构建 |
| 3.4.1 基于峰值应力的Arrhenius型本构方程的构建 |
| 3.4.2 应变补偿型本构方程的构建 |
| 3.4.3 本构方程的流变应力预测能力评估 |
| 3.5 HSLA钢的微观组织演变分析 |
| 3.5.1 不同变形温度下的微观组织演变分析 |
| 3.5.2 不同应变速率下的微观组织演变分析 |
| 3.6 HSLA钢的热加工图分析 |
| 3.6.1 HSLA钢的功率耗散图分析 |
| 3.6.2 HSLA钢的热加工参数优化 |
| 3.6.3 热加工图失稳区的微观组织演变分析 |
| 3.6.4 热加工图安全区的动态再结晶形核机理分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 HSLA钢的动态再结晶行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 相转变临界温度测定 |
| 4.2.2 动态再结晶的等温压缩实验制定 |
| 4.3 HSLA钢的动态再结晶分析 |
| 4.4 HSLA钢的热变形Z参数 |
| 4.5 HSLA钢的热变形特征值 |
| 4.5.1 热变形特征值的确定 |
| 4.5.2 特征值与Z参数之间关系 |
| 4.6 HSLA钢的动态再结晶动力学模型 |
| 4.7 变形量对铁素体的微观组织演变影响分析 |
| 4.7.1 不同变形量下的金相组织分析 |
| 4.7.2 不同变形量下的晶粒及晶界演变分析 |
| 4.7.3 不同变形量下的位错及亚结构分析 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 HSLA钢基于有限元法的轧制工艺优化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 材料模型建立 |
| 5.2.1 力学参数 |
| 5.2.2 热物理参数 |
| 5.3 等温压缩过程有限元模型建立 |
| 5.4 等温压缩过程模拟结果分析 |
| 5.4.1 等效应变分析 |
| 5.4.2 应力云图分析 |
| 5.4.3 有限元模型验证 |
| 5.5 轧制过程有限元模型建立 |
| 5.5.1 几何模型建立 |
| 5.5.2 材料模型建立 |
| 5.5.3 网格划分 |
| 5.6 轧制参数对轧件变形过程的影响分析 |
| 5.6.1 轧制压下量对轧件变形的影响分析 |
| 5.6.2 轧制温度对轧件变形的影响分析 |
| 5.6.3 轧制速率对轧件变形的影响分析 |
| 5.7 轧制参数对轧制力的影响分析 |
| 5.7.1 轧制压下量对轧制力的影响分析 |
| 5.7.2 轧制温度对轧制力的影响分析 |
| 5.7.3 轧制速率对轧制力的影响分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 HSLA钢轧制实验及轧件性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 HSLA钢临界温度确定 |
| 6.2.2 HSLA钢奥氏体连续冷却转变实验工艺制定 |
| 6.2.3 HSLA钢的TMCP工艺制定 |
| 6.3 奥氏体连续冷却转变微观组织分析 |
| 6.4 轧件的力学性能分析 |
| 6.5 轧件的微观组织分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）富铜纳米相沉淀强化钢强韧化机制及可焊性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 前言 |
| 1.1 富铜纳米相沉淀强化钢研究概述 |
| 1.1.1 钢铁领域国内发展现状 |
| 1.1.2 含铜高强钢的发展历史与现状 |
| 1.1.3 Cu元素在沉淀强化钢中的作用机制研究 |
| 1.2 富铜纳米相沉淀强化钢基体相显微结构研究现状 |
| 1.2.1 热(机械)处理工艺对基体相显微结构的影响研究 |
| 1.2.2 基体相显微结构对强度和韧性的贡献 |
| 1.2.3 层状结构对韧性的影响机制研究 |
| 1.3 富铜纳米沉淀相研究现状 |
| 1.3.1 纳米相的析出强化机制研究 |
| 1.3.2 纳米相对强度和韧性的贡献 |
| 1.4 富铜纳米相沉淀强化钢焊接性能研究现状 |
| 1.4.1 冷裂纹的形成原因及影响因素研究 |
| 1.4.2 热影响区显微结构和力学性能研究现状 |
| 1.5 研究目的、意义及研究内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.5.3 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 合金的设计和制备 |
| 2.1.1 成分设计 |
| 2.1.2 合金制备 |
| 2.2 热机械加工及热处理工艺 |
| 2.2.1 轧制和锻造工艺 |
| 2.2.2 热处理工艺 |
| 2.3 显微结构及相组成的表征与分析 |
| 2.3.1 光学和扫描电镜观察 |
| 2.3.2 X射线衍射实验分析 |
| 2.3.3 电子背散射衍射实验分析 |
| 2.3.4 透射电镜实验分析 |
| 2.4 力学性能测试与分析 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸性能测试 |
| 2.4.3 冲击性能测试 |
| 2.5 纳米析出相的表征与分析 |
| 2.5.1 小角度中子散射 |
| 2.5.2 三维原子探针 |
| 2.6 焊接性能测试与分析 |
| 2.6.1 焊接工艺 |
| 2.6.2 焊接冷裂纹敏感性测试 |
| 2.6.3 焊接热模拟 |
| 第3章 富铜纳米相沉淀强化钢显微结构及力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ni元素对显微结构及力学性能的影响 |
| 3.2.1 Ni含量对显微结构影响 |
| 3.2.2 Ni含量对力学性能的影响 |
| 3.3 热机械加工工艺对富铜纳米相沉淀强化钢显微结构的影响 |
| 3.4 固溶处理对富铜纳米相沉淀强化钢显微结构的影响 |
| 3.4.1 固溶处理工艺的选取 |
| 3.4.2 固溶处理温度对显微结构和相组成的影响 |
| 3.4.3 固溶处理时间对显微结构的影响 |
| 3.5 固溶处理对富铜纳米相沉淀强化钢力学性能的影响 |
| 3.5.1 固溶处理对显微硬度的影响 |
| 3.5.2 固溶处理对拉伸性能的影响 |
| 3.6 固溶处理对纳米相析出的影响 |
| 3.7 时效处理对富铜纳米相沉淀强化钢显微结构的影响 |
| 3.8 时效处理对富铜纳米相沉淀强化钢相组成的影响 |
| 3.9 时效处理对纳米析出相的影响 |
| 3.9.1 纳米相的形态及分布 |
| 3.9.2 纳米相的尺寸及数量密度 |
| 3.10 时效处理对富铜纳米相沉淀强化钢力学性能的影响 |
| 3.10.1 时效时间对显微硬度的影响 |
| 3.10.2 时效温度对显微硬度的影响 |
| 3.10.3 时效时间对拉伸性能的影响 |
| 3.10.4 时效温度对拉伸性能的影响 |
| 3.10.5 拉伸断口扫描分析 |
| 3.11 本章小结 |
| 第4章 富铜纳米相沉淀强化钢低温韧性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶处理工艺对低温韧性的影响 |
| 4.3 基体显微结构对低温韧性的影响 |
| 4.3.1 不同基体显微结构的制备及性能 |
| 4.3.2 基体显微结构对富铜纳米相沉淀强化钢低温韧性的影响 |
| 4.4 显微结构对位错分布和应力集中的影响 |
| 4.5 大角度晶界和有效晶粒尺寸对低温韧性的影响 |
| 4.5.1 大角度晶界的影响 |
| 4.5.2 有效晶粒尺寸的影响 |
| 4.6 不同显微结构中的裂纹扩展机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 层状结构对富铜纳米相沉淀强化钢低温韧性的影响研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 层状结构富铜纳米相沉淀强化钢的制备 |
| 5.3 层状结构富铜纳米相沉淀强化钢的显微组织及相组成 |
| 5.4 层状结构对富铜纳米相沉淀强化钢力学性能的影响 |
| 5.5 层状结构对纳米相的影响 |
| 5.6 层状结构对富铜纳米相沉淀强化钢裂纹扩展的阻碍机制 |
| 5.7 高强钢强韧性对比 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 富铜纳米相沉淀强化钢焊接性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 碳当量对焊接性能影响研究 |
| 6.3 富铜纳米相沉淀强化钢冷裂纹敏感性研究 |
| 6.3.1 冷裂纹敏感指数及所需要预热温度计算 |
| 6.3.2 插销实验测定冷裂纹敏感指数 |
| 6.4 焊接温度分布 |
| 6.5 焊接热影响区显微组织及其热循环曲线 |
| 6.6 焊接热循环对热影响区显微硬度及相组成的影响 |
| 6.7 焊接热模拟 |
| 6.8 焊接热循环对纳米相析出的影响 |
| 6.8.1 焊接母材纳米相表征 |
| 6.8.2 焊接热影响区纳米相表征 |
| 6.9 焊接热循环对热影响区强度和低温韧性的影响 |
| 6.10 焊接热循环对热影响区的韧化和强化机制 |
| 6.11 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
（4）钛微合金钢等温相变及析出行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 微合金钢强韧化机理 |
| 1.3 钛微合金钢研究现状 |
| 1.3.1 钛微合金钢国外研究现状 |
| 1.3.2 钛微合金钢国内研究现状 |
| 1.3.3 钛微合金钢中纳米碳化钛析出的研究现状 |
| 1.3.4 第二相析出动力学研究方法 |
| 1.4 钛微合金钢相变研究 |
| 1.4.1 钛微合金钢的组织分类 |
| 1.4.2 等温转变曲线研究方法 |
| 1.5 本文的选题背景和研究内容 |
| 第二章 实验思路及研究方法 |
| 2.1 实验思路 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 研究方法 |
| 2.3.1 热模拟研究法 |
| 2.3.2 微观分析方法 |
| 2.3.3 力学性能测试 |
| 第三章 钛微合金钢组织及相变动力学研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方案 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 显微组织特征 |
| 3.3.2 等温转变曲线 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 纳米碳化物的等温析出行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验思路及方案 |
| 4.2.1 实验思路 |
| 4.2.2 热模拟研究方案 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 TiC等温析出动力学曲线 |
| 4.3.2 等温工艺对TiC析出的影响 |
| 4.3.3 形核率曲线(NrT曲线)计算 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 等温相变和析出关系及作用机理研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 等温过程中析出行为分析 |
| 5.3.2 相变和析出对强度的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间主要成果 |
（5）增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢微观组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 氮对热变形奥氏体再结晶行为的影响研究进展 |
| 1.3 氮对低碳钢组织特征的调控作用 |
| 1.3.1 低碳微合金钢中的组织类型 |
| 1.3.2 氮对低碳微合金钢组织转变的影响 |
| 1.4 低碳微合金钢的控轧控冷工艺研究进展 |
| 1.4.1 低碳钢的轧制工艺研究进展 |
| 1.4.2 低碳钢的控冷工艺研究进展 |
| 1.5 研究的目的、意义和主要研究内容 |
| 1.5.1 研究的目的、意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 增氮对低碳Mo-V-Ti钢热变形奥氏体再结晶行为的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料及方法 |
| 2.3 热变形奥氏体动态再结晶行为研究 |
| 2.3.1 动态再结晶的一般特征 |
| 2.3.2 试验钢单道次热压缩变形的真应力-真应变曲线 |
| 2.3.3 试验钢的动态再结晶图 |
| 2.3.4 动态再结晶流变应力方程与再结晶激活能 |
| 2.3.5 试验钢动态再结晶晶粒观察 |
| 2.4 热变形奥氏体静态再结晶规律研究 |
| 2.4.1 静态再结晶行为特征 |
| 2.4.2 试验钢双道次热压缩变形的真应力-真应变曲线 |
| 2.4.3 试验钢的静态再结晶图 |
| 2.4.4 试验钢静态再结晶的动力学及激活能 |
| 2.4.5 试验钢静态再结晶晶粒观察 |
| 2.5 增氮对再结晶的抑制作用机理 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢组织转变与力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料和试验方法 |
| 3.3 增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢相变动力学的影响 |
| 3.3.1 试验钢模拟两阶段控轧-典型冷速控冷样品的热膨胀曲线与Ar_3 |
| 3.3.2 增氮对Ar_3及原奥晶粒的影响 |
| 3.4 增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢转变组织的影响 |
| 3.4.1 试验钢模拟两阶段控轧-典型冷速控冷样品的金相组织 |
| 3.4.2 试验钢模拟两阶段控轧-典型冷速控冷样品的M-A组元 |
| 3.4.3 试验钢模拟两阶段控轧-典型冷速控冷样品的组织亚结构 |
| 3.4.4 增氮对模拟两阶段控轧-控冷样品转变组织的影响 |
| 3.4.5 不同氮含量试验钢模拟两阶段控轧奥氏体CCT曲线 |
| 3.5 增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢力学性能的影响 |
| 3.5.1 模拟两阶段控轧-10℃/s控冷样品的力学性能 |
| 3.5.2 增氮对屈服强度的影响 |
| 3.5.3 增氮对拉伸强度和屈强比的影响 |
| 3.5.4 增氮对冲击性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 TMCP工艺对低碳Mo-V-Ti-N钢组织与拉伸性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料和试验方法 |
| 4.3 终轧温度对试验钢组织和拉伸性能的影响 |
| 4.3.1 不同终轧温度模拟试样的拉伸性能 |
| 4.3.2 不同终轧温度模拟试样的组织观察 |
| 4.4 开冷温度对试验钢组织和拉伸性能的影响 |
| 4.4.1 不同开冷温度模拟试样的拉伸性能 |
| 4.4.2 不同开冷温度模拟试样的组织观察 |
| 4.5 冷却速度对试验钢组织和拉伸性能的影响 |
| 4.5.1 不同冷却速度模拟试样的拉伸性能 |
| 4.5.2 不同冷却速度模拟试样的组织观察 |
| 4.6 停冷温度对试验钢组织和拉伸性能的影响 |
| 4.6.1 不同停冷温度模拟试样的拉伸性能 |
| 4.6.2 不同停冷温度模拟试样的组织观察及对力学性能的影响研究 |
| 4.7 增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢组织与力学性能的影响 |
| 4.7.1 试制钢板轧态性能随氮含量的变化 |
| 4.7.2 试制钢板轧态组织随氮含量的变化 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 低碳Mo-V-Ti-N钢多相组织应变硬化行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料与方法 |
| 5.3 试验钢拉伸变形行为 |
| 5.4 试验钢变形组织演变规律 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（6）合金元素对高强度钢焊接热影响区微观组织和韧性的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 晶内针状铁素体 |
| 1.2.1 奥氏体–铁素体相变过程中铁素体的形核 |
| 1.2.2 晶内针状铁素体形核 |
| 1.2.3 针状铁素体(AF)形核的夹杂物类型、大小和数量分布 |
| 1.2.4 针状铁素体形成机制 |
| 1.2.5 影响针状铁素体形核的因素 |
| 1.2.6 针状铁素体的形态与组织控制 |
| 1.2.7 针状铁素体对CGHAZ韧性提高的作用 |
| 1.3 马氏体—奥氏体组元(M-A组元) |
| 1.3.1 M-A组元概述 |
| 1.3.2 M-A组元的形成机制 |
| 1.3.3 M-A组元的分类 |
| 1.3.4 影响M-A组元形成和性质的主要因素 |
| 1.3.5 M-A组元对断裂机制的影响 |
| 1.4 CGHAZ的韧性提高机制 |
| 1.5 文献总结及本研究的主要内容 |
| 第2章 实验材料和实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 模拟焊接热影响粗晶区 |
| 2.2.2 力学性能实验 |
| 2.2.3 金相分析方法 |
| 2.2.4 原位观察 |
| 2.2.5 M-A组元的定量分析 |
| 第3章 大线能量焊接模拟CGHAZ中奥氏体晶粒的长大行为和粒子的钉扎效应 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 原位奥氏体晶粒在高温下的长大行为 |
| 3.3.2 奥氏体晶粒的长大 |
| 3.3.3 纳米第二相TiN对奥氏体晶粒长大的钉扎行为 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 奥氏体晶粒在高温下的长大行为 |
| 3.4.2 纳米第二相TiN对奥氏体晶粒长大的钉扎效应 |
| 3.5 结论 |
| 第4章 大线能量焊接低合金高强度钢CGHAZ中 针状铁素体的形成和细化作用 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验材料和实验方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 原位观察针状铁素体和贝氏体的形成 |
| 4.3.2 EBSD对样品的晶体学分析 |
| 4.3.3 第二相粒子的微观分析 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 针状铁素体的形成 |
| 4.4.2 细晶粒混合微观组织的形成 |
| 4.5 结论 |
| 第5章 Cu对高强度低合金钢大线能量焊接模拟热影响粗晶区微观组织和冲击韧性的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验材料和实验方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 模拟CGHAZ的微观组织特征 |
| 5.3.2 焊接热模拟CGHAZ中的第二相粒子分析 |
| 5.3.3 EBSD分析和有效晶粒度测量 |
| 5.3.4 冲击韧性测量和冲击断口分析 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 AF对含Cu0.45％钢CGHAZ微观组织和韧性的影响 |
| 5.4.2 M-A组元对含1.01％Cu钢 CGHAZ冲击韧性的影响 |
| 5.5 结论 |
| 第6章 Cr对高强度低合金钢大线能量焊接模拟热影响粗晶区微观组织和冲击韧性的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验材料和实验方法 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 焊接热模拟CGHAZ的微观组织特征 |
| 6.3.2 焊接热模拟CGHAZ中针状铁素体和第二相粒子的定量分析 |
| 6.3.3 热模拟CGHAZ中的M-A组元分析 |
| 6.3.4 焊接热模拟CGHAZ组织的冲击韧性和冲击断口分析 |
| 6.3.5 焊接热模拟CGHAZ区域的硬度 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 Cr含量的变化对AF的形成和冲击韧性的影响 |
| 6.4.2 Cr含量的变化对M-A组元的生成和冲击韧性的影响 |
| 6.5 结论 |
| 第7章 Ni对高强度低合金钢大线能量焊接模拟热影响粗晶区微观组织和冲击韧性的影响 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 实验材料和实验方法 |
| 7.3 实验结果 |
| 7.3.1 焊接热模拟CGHAZ的微观组织特征 |
| 7.3.2 焊接热模拟CGHAZ组织的定量分析 |
| 7.3.3 热模拟CGHAZ的 EBSD分析和晶粒大小的测量 |
| 7.3.4 焊接热模拟CGHAZ组织的冲击韧性 |
| 7.4 讨论 |
| 7.4.1 Ni的添加对AF形成和冲击韧性的影响 |
| 7.4.2 Ni的添加对M-A组元的形成和冲击韧性的影响 |
| 7.5 结论 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 未来展望 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 国际期刊及国际会议发表论文 |
| 国内期刊及会议发表论文 |
| 编着 |
| 附录2 攻读博士学位期间主持或参与的科研项目 |
| 致谢 |
（7）基于工业大数据的热轧带钢组织性能预测与优化技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 背景和意义 |
| 1.2 工业大数据挖掘技术 |
| 1.3 高精度组织性能预测模型 |
| 1.3.1 基于物理冶金学原理的组织性能预测模型 |
| 1.3.2 基于人工智能理论的组织性能预测模型 |
| 1.3.3 组织性能预测系统的开发及应用 |
| 1.4 智能化热轧工艺优化设计理论 |
| 1.5 基于工业大数据的组织性能预测与优化技术存在的问题 |
| 1.6 本文研究的主要内容 |
| 第2章 工业大数据挖掘技术开发 |
| 2.1 数据采集及整理 |
| 2.1.1 数据采集 |
| 2.1.2 化学成分、工艺参数和力学性能数据关联 |
| 2.2 工业数据在建模中存在的问题 |
| 2.2.1 数据冗余问题 |
| 2.2.2 异常值问题 |
| 2.2.3 数据分布均衡性问题 |
| 2.2.4 建模过拟合问题 |
| 2.3 工业大数据挖掘方法 |
| 2.3.1 凝聚分层聚类 |
| 2.3.2 异常值的剔除 |
| 2.3.3 数据分布均衡化 |
| 2.3.4 贝叶斯正则化神经网络 |
| 2.4 化学成分-工艺参数-力学性能对应关系模型 |
| 2.4.1 数据处理 |
| 2.4.2 模型建立 |
| 2.4.3 分析与讨论 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 基于人工智能理论的力学性能预测 |
| 3.1 数据驱动模型 |
| 3.1.1 逐步线性回归 |
| 3.1.2 随机森林回归 |
| 3.2 基于Q345B钢力学性能高精度预测模型 |
| 3.2.1 数据选择 |
| 3.2.2 力学性能预测模型 |
| 3.2.3 分析与讨论 |
| 3.3 小结 |
| 第4章 智能化热轧工艺优化设计研究 |
| 4.1 高效ε-ODICSA算法研究 |
| 4.1.1 多目标优化算法基本概念 |
| 4.1.2 ε-ODICSA算法相关概念 |
| 4.1.3 ε-ODICSA算法流程 |
| 4.1.4 ε-ODICSA算法性能评价 |
| 4.2 智能化热轧工艺优化设计 |
| 4.3 小结 |
| 第5章 基于大数据的智能化热轧工艺优化设计系统开发 |
| 5.1 系统介绍 |
| 5.2 智能化热轧工艺优化设计系统工业应用 |
| 5.2.1 力学性能高精度在线预测 |
| 5.2.2 HP295钢性能稳定性控制 |
| 5.3 小结 |
| 第6章 大数据驱动的物理冶金学模型研究 |
| 6.1 物理冶金学模型描述 |
| 6.1.1 温度场模型 |
| 6.1.2 轧制应变和应变速率模型 |
| 6.1.3 奥氏体晶粒长大模型 |
| 6.1.4 奥氏体再结晶模型 |
| 6.1.5 相变模型 |
| 6.1.6 析出模型 |
| 6.1.7 组织性能对应关系模型 |
| 6.2 大数据驱动的物理冶金学模型 |
| 6.2.1 遗传算法简介 |
| 6.2.2 遗传算法优化物理冶金学模型参数 |
| 6.2.3 基于大数据的并行计算 |
| 6.3 模型预测结果讨论 |
| 6.3.1 实验材料及工艺 |
| 6.3.2 温度场模型预测结果 |
| 6.3.3 再结晶模型预测结果 |
| 6.3.4 相变模型预测结果 |
| 6.3.5 力学性能模型预测结果 |
| 6.4 小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的主要成果 |
| 一、攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 二、专利 |
| 三、参与项目 |
| 四、获得的荣誉 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）新型含氮高强耐候钢成分设计及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 主要符号对照表 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景和意义 |
| 1.2 耐候钢研究进展 |
| 1.2.1 耐候钢实验研究及商业化历程 |
| 1.2.2 合金元素作用 |
| 1.2.3 耐候钢的表面锈层分析 |
| 1.2.4 耐候钢中合金成分设计的新趋势 |
| 1.3 钒氮微合金化研究进展 |
| 1.3.1 V(C,N)在奥氏体析出特点 |
| 1.3.2 钒氮微合金化的机理与应用 |
| 1.3.3 耐候钢钒氮微合金化工艺特点 |
| 1.3.4 氮的溶解度模型研究进展 |
| 1.3.5 V(C,N)析出动力学模型研究进展 |
| 1.4 热加工图研究进展 |
| 1.4.1 材料热加工图模型 |
| 1.4.2 热加工图的应用 |
| 1.5 贝氏体相变原位观察研究进展 |
| 1.6 目前存在的主要问题 |
| 1.7 本文研究的主要内容 |
| 第2章 新型高强耐候钢的成分设计与实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 新型高强耐候钢合金成分设计 |
| 2.2.1 基于CALPHAD的合金成分设计 |
| 2.2.2 CCT曲线计算 |
| 2.2.3 凝固过程中的平衡相及相分数计算 |
| 2.3 新型高强耐候钢的制备 |
| 2.4 显微组织表征与性能测试技术 |
| 2.4.1 金相观察 |
| 2.4.2 采用TEM和 EDS对纳米析出相表征与成分分析 |
| 2.4.3 采用高温激光共聚焦对贝氏体形成的原位观察 |
| 2.4.4 常温拉伸试验 |
| 2.4.5 单道次高温压缩实验 |
| 2.4.6 单道次高温压缩实验后试样EBSD组织观察 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 新型耐候钢中氮的溶解度及气泡析出行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钢液中氮的吸氮过程与氮的逸出过程分析 |
| 3.2.1 吸氮过程分析 |
| 3.2.2 氮的逸出过程分析 |
| 3.3 在新型耐候钢中氮的溶解度热力学模型 |
| 3.3.1 在液相中氮的溶解度热力学模型 |
| 3.3.2 在固相中氮的溶解度热力学模型 |
| 3.3.3 相转变点确定 |
| 3.4 新型耐候钢氮的溶解度计算与分析 |
| 3.4.1 模型验证 |
| 3.4.2 模型应用与分析 |
| 3.5 氮在新型耐候钢凝固过程中的偏析模型 |
| 3.5.1 偏析模型建立 |
| 3.5.2 氮在凝固过程中的微观偏析计算 |
| 3.6 新型耐候钢氮气泡析出行为 |
| 3.6.1 氮气泡析出问题分析 |
| 3.6.2 氮气泡析出的预防措施 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 新型耐候钢中V(C,N)应变诱导析出动力学模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 新型耐候钢中V(C,N)析出相热力学计算 |
| 4.2.1 V(C,N)析出相热力学计算模型 |
| 4.2.2 新型耐候钢中V(C,N)析出相的热力学计算 |
| 4.3 V(C,N)析出相在奥氏体中应变诱导析出动力学模型 |
| 4.3.1 形核 |
| 4.3.2 V(C,N)析出相的动力学模型 |
| 4.4 模型验证 |
| 4.5 模型应用及分析 |
| 4.5.1 新型耐候钢中V(C,N)析出相的PTT曲线 |
| 4.5.2 氮含量对V(C,N)析出相的影响 |
| 4.6 V(C,N)析出相的表征 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 新型高强耐候钢的热加工特性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 新型高强耐候钢热加工图的建立 |
| 5.2.1 动态材料模型 |
| 5.3 实验结果分析 |
| 5.3.1 新型高强耐候钢的真应力-真应变曲线 |
| 5.3.2 新型高强耐候钢热加工图的构造 |
| 5.3.3 新型高强耐候钢热加工图分析 |
| 5.3.4 新型高强耐候钢的高温压缩变形初始组织特征 |
| 5.3.5 新型高强耐候钢的热加工图中各区域微观组织分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 新型高强耐候钢的组织性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 贝氏体形成的原位观察 |
| 6.2.1 相变过程的原位观察 |
| 6.2.2 第二相的表征与分析 |
| 6.2.3 奥氏体化温度对贝氏体相变的影响 |
| 6.2.4 贝氏体在第二相中形成的机制 |
| 6.3 氮含量对新型高强耐候钢的组织性能的影响 |
| 6.3.1 实验钢的室温组织 |
| 6.3.2 纳米析出相的表征 |
| 6.3.3 复合纳米析出相的表征 |
| 6.3.4 力学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文与研究成果 |
（9）稀土对微合金钢中碳化铌溶解与析出行为的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 微合金钢概述 |
| 2.2 微合金钢的研究进展 |
| 2.2.1 微合金钢中的形变再结晶行为 |
| 2.2.2 微合金钢中的析出行为 |
| 2.3 含铌微合金钢的研究进展 |
| 2.3.1 铌在钢中的作用与应用 |
| 2.3.2 铌在微合金钢中的研究进展 |
| 2.4 稀土在微合金钢中的研究进展 |
| 2.4.1 稀土在微合金钢中的作用与应用 |
| 2.4.2 稀土在钢中的微合金化机理研究 |
| 2.5 研究内容与创新点 |
| 2.5.1 主要研究内容 |
| 2.5.2 章节结构说明 |
| 3 实验材料与方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 研究方案 |
| 3.2.1 热变形实验 |
| 3.2.2 显微组织观察 |
| 3.2.3 固溶与析出相分析 |
| 3.2.4 内耗实验 |
| 3.2.5 热分析实验 |
| 3.2.6 扩散焊实验 |
| 3.2.7 第一性原理计算 |
| 4 稀土在钢中的存在形式与偏聚行为 |
| 4.1 稀土在Fe基合金中的固溶行为 |
| 4.1.1 稀土在Fe基合金溶解的一般理论 |
| 4.1.2 稀土在Fe基合金中稳定相的基态计算 |
| 4.1.3 稀土在Fe基合金的溶解度 |
| 4.2 稀土在Fe基合金中的偏聚行为 |
| 4.2.1 Fe-RE合金的内耗谱特征 |
| 4.2.2 稀土Ce在Fe晶界偏聚的理论研究 |
| 4.2.3 稀土La在Fe晶界偏聚的理论研究 |
| 4.3 小结 |
| 5 稀土对钢中NbC溶解行为的影响 |
| 5.1 稀土对NbC在奥氏体中析出热力学的影响 |
| 5.2 稀土对NbC在奥氏体中溶解行为的影响 |
| 5.2.1 稀土对加热过程显微组织变化的影响 |
| 5.2.2 稀土对加热过程NbC颗粒溶解的影响 |
| 5.2.3 稀土对等温过程NbC溶解行为的影响 |
| 5.3 小结 |
| 6 稀土对NbC在奥氏体区析出行为的影响 |
| 6.1 稀土对奥氏体区NbC等温析出行为的影响 |
| 6.1.1 应变诱导析出实验 |
| 6.1.2 显微组织观察与分析 |
| 6.1.3 热变形过程NbC析出形态与分布 |
| 6.2 稀土对NbC在奥氏体区析出动力学的影响 |
| 6.2.1 NbC析出的理论模型 |
| 6.2.2 NbC在奥氏体区的析出动力学实验 |
| 6.3 稀土微合金钢中NbC在奥氏体区的析出模型 |
| 6.3.1 NbC均匀形核的理论模型 |
| 6.3.2 NbC在晶界形核的理论模型 |
| 6.3.3 NbC在位错形核的理论模型 |
| 6.4 稀土La对NbC在奥氏体区析出行为影响的理论解释 |
| 6.4.1 计算方法与结构模型 |
| 6.4.2 结合能计算结果 |
| 6.4.3 La对Nb在奥氏体区扩散激活能的影响 |
| 6.5 小结 |
| 7 稀土对NbC在铁素体区析出行为的影响 |
| 7.1 稀土对铁素体区NbC等温析出行为的影响 |
| 7.1.1 显微组织观察与分析 |
| 7.1.2 NbC析出形态与分布 |
| 7.2 稀土对NbC在铁素体区析出动力学的影响 |
| 7.3 稀土微合金钢中NbC在铁素体区的析出模型 |
| 7.3.1 稀土La对Nb在铁素体区扩散行为的影响 |
| 7.3.2 析出模型的建立 |
| 7.3.3 NbC在铁素体区位错的析出动力学 |
| 7.4 稀土La对NbC在铁素体区析出行为影响的理论解释 |
| 7.4.1 计算方法与结构模型 |
| 7.4.2 结合能计算结果 |
| 7.4.3 La对Nb在铁素体区扩散激活能的影响 |
| 7.5 小结 |
| 8 稀土对微合金钢形变再结晶的作用分析及工业评价 |
| 8.1 稀土对微合金钢形变再结晶行为的影响 |
| 8.1.1 稀土对形变再结晶行为的影响 |
| 8.1.2 稀土作用下奥氏体再结晶组织变化规律 |
| 8.2 稀土在微合金钢中应用的分析及评价 |
| 8.2.1 稀土微合金钢成分优化设计 |
| 8.2.2 稀土微合金钢工艺优化设计 |
| 8.2.3 稀土微合金钢中的弥散强化 |
| 8.3 小结 |
| 9 结论 |
| 研究特色与创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（10）特厚板用HSLA钢的热变形行为与组织演变研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 海洋工程用低合金高强度特厚板概述 |
| 2.1.1 海洋工程用特厚板的成分体系 |
| 2.1.2 特厚板坯料的生产 |
| 2.1.3 特厚板关键热加工工艺 |
| 2.1.4 海洋工程用特厚板的国内外研究现状与现存问题 |
| 2.2 金属热变形行为概述 |
| 2.2.1 热变形显微组织演变 |
| 2.2.2 热变形本构方程 |
| 2.2.3 热加工图 |
| 2.2.4 热变形显微组织演变的数学模型 |
| 2.3 显微组织演变模拟与预报 |
| 2.3.1 基于位错模型的再结晶组织演变模拟 |
| 2.3.2 基于唯象模型的再结晶组织演变模拟 |
| 2.3.3 基于物理-唯象有限元的再结晶组织演变多场耦合仿真 |
| 2.3.4 材料显微组织预测研究现状 |
| 2.4 集成计算材料工程与材料基因组计划 |
| 2.4.1 集成计算材料工程 |
| 2.4.2 材料基因组计划 |
| 2.5 选题意义及主要研究内容 |
| 2.5.1 选题意义 |
| 2.5.2 主要研究内容 |
| 3 Ni-Cr-Mo-B钢高温流变行为 |
| 3.1 实验材料与研究方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 热压缩实验设计 |
| 3.1.3 显微组织观察 |
| 3.2 实验钢流变曲线及热变形显微组织 |
| 3.2.1 流变曲线分析 |
| 3.2.2 热变形显微组织演变 |
| 3.3 实验钢本构方程建模研究 |
| 3.3.1 唯象型热变形本构方程 |
| 3.3.2 物理型热变形本构方程 |
| 3.3.3 基于人工神经网络的流变应力预报 |
| 3.3.4 本构方程流变应力预报能力评估 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Ni-Cr-Mo-B钢热变形过程的显微组织演变建模 |
| 4.1 基于流变曲线的热变形特征参数 |
| 4.1.1 峰值应力/应变与临界应力/应变 |
| 4.1.2 最大动态软化应变 |
| 4.1.3 稳态应力与稳态应变 |
| 4.1.4 虚拟动态回复应力与饱和流变应力 |
| 4.2 Ni-Cr-Mo-B钢动态再结晶动力学建模 |
| 4.3 动态再结晶晶粒尺寸模型 |
| 4.4 热变形特征参数与Z参数关系 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Ni-Cr-Mo-B钢热加工图 |
| 5.1 热加工图构建的理论基础 |
| 5.1.1 动态材料模型的基本原理 |
| 5.1.2 塑性失稳判断准则 |
| 5.2 Ni-Cr-Mo-B钢热加工图的构建方法 |
| 5.2.1 应变速率敏感指数的计算 |
| 5.2.2 流变失稳判据的选择 |
| 5.3 Ni-Cr-Mo-B钢热加工图 |
| 5.3.1 应变速率敏感指数图 |
| 5.3.2 功率耗散图 |
| 5.3.3 流变失稳图 |
| 5.3.4 Ni-Cr-Mo-B钢热加工图及其应用分析 |
| 5.4 基于材料本构方程和热加工图的热成形工艺优化设计策略 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 非稳态条件下热压缩变形的跨尺度耦合场分析 |
| 6.1 应力场-温度场-显微组织场多场耦合仿真 |
| 6.2 模型的非稳态化处理 |
| 6.2.1 非稳态条件下的本构方程 |
| 6.2.2 动态再结晶动力学模型的调整 |
| 6.2.3 平均晶粒尺寸计算 |
| 6.3 DEFORM软件的二次开发 |
| 6.3.1 DEFORM二次开发模式选择与开发流程 |
| 6.3.2 二次开发过程中的主要用户子程序及功能 |
| 6.3.3 用户定义有限元程序二次开发程序流程设计 |
| 6.4 非稳态轴向热压缩变形的变物性跨尺度耦合场分析 |
| 6.4.1 非稳态轴向热压缩变形实验 |
| 6.4.2 热压缩变形仿真模型的建立及参数设定 |
| 6.4.3 仿真结果与分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 Ni-Cr-Mo-B特厚板热轧过程形变截面效应研究 |
| 7.1 特厚板的截面效应 |
| 7.2 特厚板轧制仿真模拟条件与有限元建模 |
| 7.2.1 关于特厚板轧制有限元仿真的假设 |
| 7.2.2 几何模型与材料热物性参数 |
| 7.2.3 初始条件 |
| 7.2.4 边界条件 |
| 7.2.5 压下量和轧制速度的设定 |
| 7.3 特厚板轧制跨尺度耦合场仿真结果及分析 |
| 7.3.1 特厚板轧制时金属质点流动及温度变化规律 |
| 7.3.2 轧制速度对特厚板轧制截面效应的影响 |
| 7.3.3 压下量对特厚板轧制截面效应的影响 |
| 7.3.4 轧辊与板坯摩擦系数对特厚板形变截面效应的影响 |
| 7.3.5 轧制温度对特厚板截面效应的影响 |
| 7.3.6 钢板厚度对形变截面效应的影响 |
| 7.4 多道次轧制的形变截面效应 |
| 7.5 特厚板辊压式淬火温度场分析 |
| 7.5.1 特厚板辊压式淬火温度截面效应 |
| 7.5.2 特厚板辊压式淬火有限元模型建立 |
| 7.5.3 淬火过程钢板厚度截面温度场分布与冷却曲线 |
| 7.5.4 表面冷却速度对钢板厚度截面温差的影响 |
| 7.5.5 表面冷却速度对钢板内部冷却速度的影响 |
| 7.6 材料基因组计划框架下的新材料/工艺研究方法 |
| 7.7 本章小结 |
| 8 结论 |
| 9 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
四、MODELING OF ISOTHERMAL PRECIPITATION KINETICS IN HSLA STEELS AND ITS APPLICATION（论文参考文献）
- [1]相场法研究弹性场及微量元素调控Fe-Cu-Mn-Ni-Al合金富Cu相析出过程[D]. 孙远洋. 中北大学, 2020(03)
- [2]低合金高强度钢热变形行为及微观组织演变研究[D]. 李宁. 哈尔滨工程大学, 2021
- [3]富铜纳米相沉淀强化钢强韧化机制及可焊性研究[D]. 赵宇. 哈尔滨工程大学, 2019(04)
- [4]钛微合金钢等温相变及析出行为研究[D]. 何康. 江苏大学, 2019(02)
- [5]增氮对控轧控冷低碳Mo-V-Ti钢微观组织和力学性能的影响[D]. 肖心萍. 燕山大学, 2019(06)
- [6]合金元素对高强度钢焊接热影响区微观组织和韧性的影响[D]. 黄刚. 武汉科技大学, 2019(08)
- [7]基于工业大数据的热轧带钢组织性能预测与优化技术研究[D]. 吴思炜. 东北大学, 2018(12)
- [8]新型含氮高强耐候钢成分设计及组织性能研究[D]. 程剑. 清华大学, 2018(06)
- [9]稀土对微合金钢中碳化铌溶解与析出行为的影响[D]. 王海燕. 北京科技大学, 2017(07)
- [10]特厚板用HSLA钢的热变形行为与组织演变研究[D]. 高志玉. 北京科技大学, 2016(05)