一、CRYSTALLOGRAPHIC ANALYSIS OF THE LATH MARTENSITE TRANSFORMATION IN Fe-Ni-Mn ALLOY（论文文献综述）
王选理[1]（2015）在《Ti-V系β钛合金结构稳定性及其塑性变形机制》文中认为钛合金是继钢铁、镁合金和铝合金之后的二十一世纪新型金属。目前世界上研制成功的钛合金已有好几百种。钛合金具有密度低、比强度高、耐腐蚀性能优良和生物相容性好等优点,已广泛应用于建筑、医疗、石油化工和航空航天等领域。与其它钛合金相比,β钛合金具有最高的比强度和良好的加工性能,它是发展高强度高塑性钛合金潜力最大的合金。研发具有高强度高塑性的新型β钛合金已得到世界各国政府的高度重视。论文选取真空电弧炉制备的Ti-V合金和水冷铜坩埚悬浮熔炼法制备的Ti-V-Nb-Zr合金作为研究对象,利用电子背散射衍射和透射电子显微镜作为主要研究手段,测试和观察合金样品在不同变形量和热处理条件下的力学性能和微观结构,研究Ti-V合金和Ti-V-Nb-Zr合金的β相稳定性和塑性变形机制,并通过相变诱发塑性（TRIP）和孪生诱发塑性（TWIP）以及细晶强化来开发具有优异综合力学性能的β钛合金。本文主要结论如下:1.钒降低非热ω相衍射强度和显着提高Ti-V合金的β相稳定性以及强烈抑制应力诱发ω相形成,从而,钒是钛合金中的强β稳定元素。2.Ti-18V合金显示出优异的综合力学性能,高的屈服强度868.69 MPa和良好的总伸长率28.25%,这是由于ti-18v合金通过{332}<113>机械孪晶和应力诱发ω相转变来产生塑性变形。3.ti-16v合金的塑性变形通过应力诱发ω相转变来完成;ti-18v合金的塑性变形通过{332}<113>机械孪晶和应力诱发ω相转变来完成;ti-20v和ti-22v合金的塑性变形均通过{332}<113>机械孪晶来完成;ti-52v合金通过位错滑移和{112}<111>机械孪晶来产生塑性变形。ti-v合金的塑性变形机制取决于β相稳定性,而钒含量决定β相稳定性。4.氧提高ti-v合金的屈服强度和降低其弹性模量,这是由于氧添加到ti-v合金中引起固溶强化和提高β相稳定性。5.ti-20v-0.034o合金的塑性变形通过应力诱发ω相转变来完成;ti-20v-0.276o合金的塑性变形通过{332}<113>机械孪晶来完成。虽然ti-16v-0.036o和ti-16v-0.290o合金都通过应力诱发ω相转变来产生塑性变形,但增加氧含量显着降低应力诱发ω相含量。氧降低非热ω相衍射强度和提高β相稳定性以及抑制应力诱发ω相形成,从而氧被认为是钛合金中的β稳定元素。6.ti-16v-0.036o、ti-20v-0.034o、ti-16v-2zr、ti-20v-2zr和ti-16v-2nb-2zr合金的塑性变形都通过应力诱发ω相转变来完成;ti-20v-2nb-2zr合金通过{332}<113>机械孪晶和应力诱发ω相转变来产生塑性变形。7.不同晶粒尺寸的ti-16v-2nb-2zr合金的塑性变形都通过应力诱发ω相转变来完成;不同晶粒尺寸的Ti-20V-2Nb-2Zr合金均通过{332}<113>机械孪晶来产生塑性变形。Ti-V-Nb-Zr合金的屈服强度与晶粒尺寸满足霍尔-佩奇（Hall-Petch）关系,并且其Hall-Petch斜率远大于二级工业纯钛的Hall-Petch斜率值11.3 MPa mm1/2。8.拉伸变形后的Ti-16V-0.290O、Ti-20V-0.340O、Ti-16V-2Zr、Ti-20V-2Zr和Ti-16V-2Nb-2Zr合金中观察到的单变体应力诱发ω相与β相基体具有一种新的位向关系:[110]β∥[-12-10]ω,（3-3-2）β∥（-5052）ω和（-55-4）β∥（30-31）ω,其惯习面为（3-3-2）β∥（-5052）ω,这不同于β钛合金中由热诱发ω相的惯习面（111）β∥（0001）ω。
苏钰[2]（2012）在《新型高强度和高塑性孪晶诱发塑性钢的研究》文中指出孪晶诱发塑性（Twinning Induced Plasticity-简写TWIP）钢表现出高的抗拉强度（650～1100MPa），高的应变硬化率和极高的伸长率（19％～90％），可满足汽车轻量化的需求。本文研究了9种不同成分的TWIP钢的显微组织及在不同应变速率下的拉伸应变行为。动态拉伸试验在气动式间接杆杆型冲击拉伸试验机上进行，采用LOM、XRD、SEM和TEM等手段分析形变孪晶形态、大小和转变量随成分、应变速率以及应变量的演化规律。通过研究孪晶与周围基体中位错密度和亚结构的变化，分析了TWIP效应对材料强度和应变硬化行为的影响，同时分析了TWIP钢的断裂行为以及热轧、冷轧、退火、拉伸等状态下的织构演变情况。研究成果可为汽车工业的轻量化及防冲撞设计提供借鉴。论文主要内容包括：1、结合已有Fe-Mn相图的研究结果和热力学计算，确定了5种低碳TWIP钢和4种中碳TWIP钢。采用金相、X射线衍射法、透射电子显微分析对九种不同成分TWIP钢变形前后的组织进行观察。讨论了热处理工艺和合金元素对TWIP钢显微组织形貌和不同组织体积分数的影响。结果表明，1#钢的金相组织由奥氏体和第二相组成，变形过程中不产生形变孪晶；其余几种钢随着锰含量的增加，组织为全奥氏体，且变形过程中产生大量形变孪晶。2、对九种TWIP钢在10-5～103s-1应变速率范围的室温拉伸性能进行了研究。结果表明，静态拉伸时，随着应变速率的升高，1#5#材料的屈服强度增大，1#钢和2#钢抗拉强度下降，3#5#钢抗拉强度变化不大；1#钢的均匀延伸率和断裂延伸率增大，2#5#钢的均匀延伸率和断裂延伸率下降。z1#z4#钢的屈服强度相差不大，抗拉强度略微下降，z1#z4#钢的均匀延伸率、断裂延伸率和强塑积随应变速率的升高而下降；而与静态拉伸条件下相比，动态拉伸时，随着应变速率增加，2#5#钢的屈服强度和抗拉强度增大，均匀延伸率变化不大，断裂延伸率有所上升。1#5#钢均体现出显着的应变速率敏感性。动态拉伸条件下的屈服强度和抗拉强度要高，z1#z4#钢的总延伸率较静态拉伸条件下都有所下降。3、利用XRD分析了奥氏体的转变量随应变和应变速率的变化规律。结果发现，1#钢和2#钢变形过程中发生了马氏体相变，而3#钢变形过程中没有发生马氏体相变。奥氏体转变量随应变速率的增加而减小，随应变量的增加而增加。4、分析研究了应变硬化指数n值随应变速率和应变的变化规律。结果表明：试验钢在拉伸过程中的应变硬化表现为阶段性多n值行为。1#钢的n值随应变呈抛物线关系，遵循关系式：n=aε2+bε+c；其它钢的n值与应变呈对数关系，遵循关系式： n=alnε+b。其应变硬化机制有两种：0.4%～3%左右应变区间为位错强化阶段，10％～50%左右应变区间为孪晶强化阶段。在此两个区间内n值皆为定值，而在4％～10％应变区间n值呈不断上升趋势。奥氏体的应变诱发相变和变形过程中产生的形变孪晶显着影响TWIP钢的应变硬化能力。5、采用SEM检测了TWIP钢动态拉伸后的组织形态。结果发现，TWIP钢具有典型的延性断裂断口特征，其变形和断裂过程为微孔洞的形核、长大和聚合。含有第二相的TWIP钢（如1#钢）的断裂机制为：第二相和奥氏体相界面聚合力的减弱促使微孔形核，形变过程中产生的应力集中使微孔长大、聚合直至发生断裂。全奥氏体的TWIP钢（如5#钢）断裂机制为：形变过程中位错的运动受孪晶界的阻碍，形变孪晶与位错的交互作用使微孔形核于孪晶界处，应力集中使微孔长大、聚合直至材料发生断裂。6、TWIP钢的变形机制主要为孪晶变形机制，其次为位错变形机制。在孪晶变形机制下，随着应变的增加、孪晶含量的增多，铜型织构转到其孪晶取向的位置CuT{552}<115>，在经过滑移机制作用下，CuT{552}<115>转变为G织构，原有的及新形成的G织构转变为B织构。织构转变后的强度随着应变率的不同而有所不同。
张晓波[3]（2011）在《低碳贝氏体高强钢焊接接头组织与性能研究》文中研究表明NiCrMoV系低碳贝氏体高强钢组织,不仅具有高的强度及裂纹抗力,而且其塑性和韧性也很优异,因此研究NiCrMoV系低碳贝氏体高强钢组织和性能具有重要的理论及工程实际意义。本文采用组织分析和力学性能实验相结合对NiCrMoV系低碳贝氏体高强钢及其DM4-1、DM4-5、T5-20、T5-21、M100和T100六种不同焊接方法的焊接接头进行了系统研究。组织研究主要采用了SEM组织分析、TEM组织分析、EBSD组织分析;力学性能实验主要采用圆棒拉伸实验、SEM原位拉伸断裂机理研究和冲击实验。SEM组织观察表明低碳贝氏体高强钢母材和各焊接方法焊缝金属组织均为贝氏体、铁素体、马氏体、奥氏体,其中贝氏体主要呈现板条状和下贝氏体形态,铁素体与贝氏体结合成板条状,少量残余奥氏体呈现薄膜状分布于基体贝氏体晶界,马氏体和奥氏体结合为MA组元形态呈薄膜状和小块状主要分布于贝氏体晶粒边界;TEM组织观察表明低碳贝氏体高强钢板条组织结构主要是铁素体和贝氏体组成的,板条边界含有薄膜状的MA组元,DM4-1和DM4-5焊接方法焊缝金属贝氏体板条较宽约为400nm,MA组元主要分布于板条边界,同时发现部分小岛状的MA组元尺寸约为300nm×1000nm垂直穿过基体板条内部,T5-20和T5-21焊接方法焊缝金属贝氏体板条尺寸与母材接近宽度较小,残余奥氏体也是呈薄膜状分布于晶粒板条界,方向与板条贝氏体相同,M100和T100焊接方法焊缝金属为铁素体和贝氏体组成板条状分布,板条尺寸差别较大,最小板条宽度约为30nm,而宽板条尺寸达到1000nm,同时发现板条贝氏体晶粒内部有较小尺寸的MA组元,板条内部有针状析出物,在T100焊接方法下析出物变粗;EBSD组织分析表明低碳贝氏体高强钢不同工艺焊接方法焊缝金属中残余奥氏体含量很少不到1%,在焊接接头中TIG焊焊接接头中残余奥氏体含量要少于MAG焊焊接接头,EBSD分析表明母材金属中晶粒取向差小于10°的小角度晶粒占62.2%,从10°-50°范围的晶粒分布较为均匀但是所占比例较少,为15.5%,50°-60°范围的较大角度晶粒所占比例为22.3%,小角度晶粒占有较大比例则使得低碳贝氏体高强钢具有好的强韧性。拉伸和冲击力学性能实验方案设计了20℃、-50℃、-110℃和-196℃四种不同的实验温度条件,实验结果表明低碳贝氏体高强钢在20℃时抗拉强度为1016MPa断面收缩率为73%,在-196℃时仍具有好的强韧性特别是韧性指标断面收缩率仍然高达62%,MAG焊焊接工艺接头在低温下塑性下降较快断面收缩率为15%,而TIG焊焊接工艺接头在低温条件下断面收缩率仍然能达到60%,所以TIG焊焊接接头具有较好的低温韧性;冲击实验表明在20℃实验条件下母材冲击功高达175J,在-196℃其冲击功为44J,MAG焊焊接工艺在低温-196℃时焊接接头冲击功为小于6J,而该温度下TIG焊焊接接头的冲击功为20J;SEM原位拉伸实验表明在拉伸载荷作用下试样内部产生大量位错和滑移线,然后产生微裂纹,裂纹扩展、受阻、钝化、再扩展直至整个试样断裂。通过-196℃冲击断口侧面裂纹观察可知贝氏体团界、贝氏体板条边界和晶粒边界对裂纹的扩展起阻碍作用,特别是细板条的贝氏体团阻力更大,块状的MA组元对裂纹的阻力较小。
祝凯[4]（2011）在《Mg处理冶炼工艺对船板钢母材和焊接热影响区影响的研究》文中进行了进一步梳理船舶用厚板是钢铁板材产品中重要的战略产品之一,而能适应大线能量焊接的船用厚板是近年来造船业最为迫切的需求。由于大线能量焊接过程焊缝附近长时间经历高温过程,钢板焊接热影响区的微观组织发生严重劣化,导致韧性急剧下降,严重影响钢板的力学性能,所以改善厚板焊接热影响区（heat affected zone（HAZ））韧性成为钢铁领域最为重要的研究课题之一。而在改善钢铁厚板焊接热影响区韧性的研究中,利用微细粒子的氧化物冶金工艺是近年来国内外最为重要的研究领域。由于Mg处理工艺引入的MgO粒子具有高温稳定并趋向于细小弥散分布的特性,所以Mg处理工艺被认为是氧化物冶金工艺中最为有效的处理手段之一,而国内Mg处理工艺的系统研究还没有报道。本文以目前使用范围广质量要求高,同时又是对大线能量焊接需求最为迫切的EH36船板钢为目标钢种,对Mg处理冶炼工艺对船板钢母材和焊接热影响区的影响进行了系统的研究。本论文根据EH36船板钢的合金体系,设计了试验钢的冶炼成分体系,利用一阶活度相互作用系数计算出钢液中各元素的活度系数,并由此计算得出Mg处理后钢液中[%O]和[%Mg]的平衡关系,为试验提供了理论依据。根据EH36船板钢和性能指标设计了试验钢TMCP轧钢工艺。分别采用常规工艺和Mg处理工艺冶炼了实验钢锭,然后采用完全相同的TMCP轧制工艺将实验钢锭轧制成实验钢厚板。对比研究了Mg处理工艺对厚钢板母材的影响,发现Mg处理工艺虽然向钢铁基体中引入了的大量的微细夹杂物粒子,但微细粒子对钢板母材的组织和性能没有影响。通过金相组织分析发现,无论是垂直于轧向还是平行于轧向上,与常规冶炼工艺的钢板相比,Mg处理钢的组织和形态没有发生变化。拉伸试验、冲击试验等力学性能检测结果表明,Mg处理钢板的横向和纵向的低温冲击性能、抗拉强度和屈服强度,与常规冶炼工艺的钢板相比力学性能基本相当。研究了钢板大线能量焊接后热影响区的韧性劣化机理进行。明确了厚钢板焊接HAZ韧性劣化的机理,即大线能量焊接过程焊缝附近长时间经历高温过程,钢板焊接热影响区的晶粒发生严重粗化,同时在冷却相变过程中生成脆性组织,造成韧性急剧下降。阐明了利用Mg处理冶炼工艺改善钢板焊接HAZ冲击韧性的机制,即利用微细粒子沉淀于奥氏体晶界,在焊接热循环的过程中作为钉扎粒子阻止奥氏体晶粒的长大,同时在在奥氏体向铁素体的固相转变过程中,利用固溶于奥氏体晶内微细夹杂物诱发晶内铁素体（IGF）的形核和长大,从而达到优化晶内组织,改善HAZ冲击韧性的作用。对比研究了Mg处理工艺对钢板焊接热影响区的低温韧性的影响,发现采用Mg处理工艺的钢板其焊接HAZ表现出了优异的低温韧性。通过对钢板热模拟焊接热影响区冲击断口的分析发现,Mg处理工艺钢的HAZ冲击断口由很多较为细小的解理断面组成,而常规冶炼工艺钢的HAZ冲击断口由面积较大的解理断面组成。冲击试验力学性能检测结果表明,钢板的HAZ平均冲击功大幅度提高,是常规冶炼工艺的钢板的5倍以上采用SEM.TEM.EDS技术相结合,对比研究了Mg处理工艺对厚钢板中微细夹杂物粒子的成分、粒径和分布密度的影响,研究表明Mg处理工艺大幅度减少微米级夹杂物（大于0.2μm）中Al2O3的存在,夹杂物的尺寸分布范围主要集中在0.2μm-1.5μm；Mg处理工艺向钢中大量引入粒径在200nm以下的小尺寸夹杂物,Mg处理钢中纳米级夹杂物（小于0.2μm）的分布密度高于常规冶炼工艺钢一个数量级。采用SEM.TEM.EDS与CSLM技术和EBSD技术相结合,对微细粒子改善厚钢板焊接HAZ冲击韧性进行了系统的研究。利用CSLM技术通过原位观察焊接热循环过程中HAZ晶粒的生长和变化情况,发现Mg处理工艺向钢中引入的大量粒径在200nm以下的小尺寸夹杂物,在钢板的焊接热输入高温区对奥氏体晶粒产生了十分显着的钉扎作用,抑制了奥氏体晶粒生长。在完全相同焊接热模拟条件下,Mg处理钢板HAZ原奥氏体晶粒平均尺寸要比常规工艺钢板原奥氏体晶粒平均尺寸小6倍。通过EBSD技术对钢焊接HAZ铁素体晶界取向差分析发现,Mg处理钢中焊接HAZ呈大角度晶界的晶内铁素体的比例显着增加。分析Mg处理钢焊接HAZ晶内组织发现,Mg处理向钢中引入的大量粒径在0.2μmn-1.5μmn的微米级夹杂物可以有效地诱发晶内针状铁素体形核生长,形成了交叉互锁状、具有大角晶界和高位错密度的针状铁素体组织,晶粒交叉互锁可以有效抑制裂纹的延伸扩展,通过优化晶内组织达到改善了HAZ冲击韧性。Mg处理冶炼工艺在对船板钢板母材的组织和性能没有产生不利影响的情况下,有效的改善了钢板大线能量焊接热影响区的韧性。
二、CRYSTALLOGRAPHIC ANALYSIS OF THE LATH MARTENSITE TRANSFORMATION IN Fe-Ni-Mn ALLOY（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、CRYSTALLOGRAPHIC ANALYSIS OF THE LATH MARTENSITE TRANSFORMATION IN Fe-Ni-Mn ALLOY（论文提纲范文）
（1）Ti-V系β钛合金结构稳定性及其塑性变形机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 β 钛合金概述 |
| 1.3 β 钛合金亚稳相图及其相变 |
| 1.3.1 马氏体相变 |
| 1.3.2 ω 相变 |
| 1.4 合金元素对 β 钛合金结构稳定性的影响 |
| 1.4.1 α 稳定元素 |
| 1.4.2 β 稳定元素 |
| 1.4.3 中性元素 |
| 1.5 β 钛合金设计 |
| 1.5.1 钼当量 |
| 1.5.2 电子浓度e/a |
| 1.5.3 d电子合金设计理论 |
| 1.6 β 钛合金的室温塑性变形机制 |
| 1.6.1 孪生 |
| 1.6.2 应力诱发 ω 相变 |
| 1.6.3 应力诱发 α″相变 |
| 1.7 β 钛合金的最新进展 |
| 1.8 本论文的研究意义及主要研究内容 |
| 1.8.1 选题意义 |
| 1.8.2 主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料制备及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 二元Ti-V合金 |
| 2.2.2 Ti-V-Nb-Zr合金 |
| 2.3 材料显微组织分析及力学性能测试方法 |
| 2.3.1 金相组织观察 |
| 2.3.2 XRD物相分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜观察 |
| 2.3.4 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.5 力学性能测试 |
| 2.4 β 相转变温度计算 |
| 2.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第三章 钒含量对二元Ti-V合金力学性能和形变组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果与讨论 |
| 3.2.1 Ti-V合金的力学性能及形变组织 |
| 3.2.2 钒含量对Ti-V合金结构稳定性的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 氧含量对二元Ti-V合金力学性能和形变组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果与讨论 |
| 4.2.1 固溶态Ti-V合金的显微组织 |
| 4.2.2 Ti-V合金的力学性能及形变组织 |
| 4.2.3 氧含量对Ti-V合金弹性模量的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 Nb和Zr对Ti-V-Nb-Zr合金力学性能和形变组织的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果与讨论 |
| 5.2.1 固溶态对Ti-V-Nb-Zr合金的显微组织 |
| 5.2.2 Ti-V-Nb-Zr合金的力学性能及形变组织 |
| 5.2.3 Ti-V-Nb-Zr合金的塑性变形机制 |
| 5.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 晶粒尺寸对Ti-V-Nb-Zr合金力学性能和形变组织的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验结果与讨论 |
| 6.2.1 固溶态Ti-V-Nb-Zr合金的显微组织 |
| 6.2.2 Ti-V-Nb-Zr合金的力学性能及形变组织 |
| 6.2.3 Ti-V-Nb-Zr合金的Hall-Petch关系式分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 全文总结 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间已发表或录用的论文 |
（2）新型高强度和高塑性孪晶诱发塑性钢的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 立题依据 |
| 参考文献 |
| 第二章 绪论 |
| 2.1 面心立方晶体塑性变形 |
| 2.1.1 概述 |
| 2.1.2 位错滑移 |
| 2.1.3 马氏体相变 |
| 2.1.4 机械孪晶 |
| 2.2 面心立方金属的织构演变 |
| 2.2.1 再结晶织构 |
| 2.2.2 变形织构 |
| 2.3 参考文献 |
| 第三章 试验原理和方法 |
| 3.1 试验流程 |
| 3.2 TWIP 钢的成分设计 |
| 3.3 TWIP 钢的制备 |
| 3.4 TWIP 钢显微组织检测方法 |
| 3.4.1 金相法 |
| 3.4.2 X 射线衍射测定组织含量 |
| 3.4.3 SEM 分析 |
| 3.4.4 TEM 分析 |
| 3.5 拉伸试验方法和原理 |
| 3.5.1 静态拉伸试验 |
| 3.5.2 动态拉伸试验 |
| 3.6 织构测试原理和方法 |
| 3.6.1 利用 EBSD 测试织构 |
| 3.6.2 利用 XRD 测试织构 |
| 3.6.3 织构测试试样的制备 |
| 3.7 参考文献 |
| 第四章 TWIP 钢的组织 |
| 4.1 TWIP 钢金相显微组织及分析 |
| 4.1.1 轧制组织 |
| 4.1.2 不同热处理工艺对 TWIP 钢组织的影响 |
| 4.1.3 Mn 含量对 TWIP 钢淬火后的金相组织的影响 |
| 4.1.4 TWIP 钢拉伸形变前的金相组织 |
| 4.1.5 TWIP 钢拉伸形变后的金相组织 |
| 4.2 XRD 测定 TWIP 中相的体积分数 |
| 4.2.1 TWIP 钢中奥氏体的确定 |
| 4.2.2 奥氏体的应变诱发相变 |
| 4.3 透射电镜下 TWIP 钢显微组织形貌与亚结构 |
| 4.3.1 奥氏体组织 |
| 4.3.2 马氏体组织 |
| 4.3.3 层错 |
| 4.4 TWIP 钢断裂行为研究 |
| 4.4.1 变形过程中孔洞生长的 SEM 观察 |
| 4.4.2 动态拉伸断口观察 |
| 4.5 小结 |
| 4.6 参考文献 |
| 第五章 TWIP 钢的力学性能 |
| 5.1 静态拉伸性能 |
| 5.2 动态拉伸性能 |
| 5.3 性能比较 |
| 5.3.1 屈服强度 |
| 5.3.2 抗拉强度 |
| 5.3.3 均匀延伸率 |
| 5.3.4 断裂延伸率 |
| 5.3.5 讨论 |
| 5.4 TWIP 钢的静态力学性能和变形机制的关系 |
| 5.4.1 X 射线观察结果 |
| 5.4.2 TEM 观察结果 |
| 5.4.3 变形机制与力学性能的关系 |
| 5.5 小结 |
| 5.6 参考文献 |
| 第六章 TWIP 钢的加工硬化行为 |
| 6.1 应变硬化指数 |
| 6.2 TWIP 钢 n 值变化规律 |
| 6.3 成分对 n 值的影响 |
| 6.4 n 值随应变速率的变化 |
| 6.5 n 值随真应变的变化 |
| 6.6 小结 |
| 6.7 参考文献 |
| 第七章 应变量对 TWIP 钢孪生切变的影响 |
| 7.1 实验方法 |
| 7.2 静态拉伸中的孪晶金相形貌 |
| 7.3 静态拉伸中的孪晶 SEM 形貌 |
| 7.4 孪晶形成的门槛值εc |
| 7.5 拉伸过程中的孪晶体积分数变化规律 |
| 7.6 不同应变量下的 TEM 观察 |
| 7.7 小结 |
| 7.8 参考文献 |
| 第八章 TWIP 钢的织构 |
| 8.1 热轧 TWIP 钢不同应变量、不同厚度处的织构 |
| 8.2 TWIP 钢冷轧织构 |
| 8.3 退火温度对 TWIP 织构的影响 |
| 8.4 TWIP 钢拉伸织构 |
| 8.5 小结 |
| 8.6 参考文献 |
| 第九章 结论和展望 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 展望 |
| 本文的创新点 |
| 作者在攻读博士学位期间公开发表的论文 |
| 作者在攻读博士学位期间公开发表的专利与软件登记 |
| 作者在攻读博士学位期间所参与的项目 |
| 致谢 |
（3）低碳贝氏体高强钢焊接接头组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 低碳贝氏体高强钢的产生 |
| 1.1.1 低碳贝氏体组织 |
| 1.1.2 低碳贝氏体高强钢 |
| 1.1.3 低碳贝氏体高强钢的发展特点与分类 |
| 1.2 低碳贝氏体高强钢的发展现状 |
| 1.2.1 国际低碳贝氏体高强钢的发展 |
| 1.2.2 国内低碳贝氏体高强钢的发展 |
| 1.3 本课题研究内容及意义 |
| 1.3.1 本课题研究内容 |
| 1.3.2 本课题研究意义 |
| 1.4 小结 |
| 第2章 低碳贝氏体高强钢组织分析研究 |
| 2.1 实验材料综述 |
| 2.1.1 实验材料成分 |
| 2.1.2 实验用低碳贝氏体高强钢的组织 |
| 2.1.3 实验材料基本力学性能 |
| 2.1.4 实验材料的焊接工艺参数 |
| 2.1.5 不同焊接工艺焊缝金属成分分析 |
| 2.2 低碳贝氏体高强钢的组织分析 |
| 2.2.1 低碳贝氏体高强钢焊接热模拟试样组织分析 |
| 2.2.2 低碳贝氏体高强及不同焊接工艺焊缝SEM 组织分析 |
| 2.2.3 低碳贝氏体高强及不同焊接工艺焊缝TEM 组织分析 |
| 2.2.4 低碳贝氏体高强及不同焊接工艺焊接接头EBSD 组织分析 |
| 2.2.4.1 EBSD 综述 |
| 2.2.4.2 EBSD 原理 |
| 2.2.4.3 EBSD 实验结果分析 |
| 2.2.5 低碳贝氏体高强及不同焊接工艺焊缝金属晶粒统计分析 |
| 2.3 小结 |
| 第3章 低碳贝氏体高强钢焊接接头拉伸性能分析 |
| 3.1 拉伸实验综述 |
| 3.1.1 拉伸实验原理 |
| 3.1.2 拉伸实验过程 |
| 3.1.3 拉伸实验指标测定标准 |
| 3.2 低碳贝氏体高强钢及其焊接接头拉伸方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验试样 |
| 3.2.3 实验目的 |
| 3.2.4 实验内容 |
| 3.3 低碳贝氏体高强钢及其焊接接头拉伸实验结果分析与断口观察 |
| 3.3.1 NiCrMoV 系低碳贝氏体高强钢拉伸性能分析与断口观察 |
| 3.3.2 DM4-1 焊接工艺规范接头拉伸性能分析与断口观察 |
| 3.3.3 DM4-5 焊接工艺规范接头拉伸性能分析与断口观察 |
| 3.3.4 M100 焊接工艺规范接头拉伸性能分析与断口观察 |
| 3.3.5 T100 焊接工艺规范接头拉伸性能分析与断口观察 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 低碳贝氏体高强钢焊接接头原位拉伸断裂研究 |
| 4.1 原位拉伸综述 |
| 4.2 低碳贝氏体高强钢焊接接头原位拉伸方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验试样 |
| 4.2.3 实验目的 |
| 4.2.4 实验内容 |
| 4.3 低碳贝氏体高强钢焊接接头原位拉伸过程分析 |
| 4.3.1 DM4-1 焊接工艺规范接头原位拉伸过程分析 |
| 4.3.2 T5-20 焊接工艺规范接头原位拉伸过程分析 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 低碳贝氏体高强钢焊接接头冲击韧性分析 |
| 5.1 冲击实验综述 |
| 5.1.1 冲击实验原理 |
| 5.1.2 冲击实验过程 |
| 5.2 低碳贝氏体高强钢及其焊接接头冲击方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 实验试样 |
| 5.2.3 实验目的 |
| 5.2.4 实验内容 |
| 5.3 低碳贝氏体高强钢及其焊接接头冲击实验结果分析与断口观察 |
| 5.3.1 NiCrMoV 系低碳贝氏体高强钢冲击韧性分析与断口观察 |
| 5.3.2 DM4-1 焊接工艺规范接头冲击韧性分析与断口观察 |
| 5.3.3 DM4-5 焊接工艺规范接头冲击韧性分析与断口观察 |
| 5.3.4 M100 焊接工艺规范接头冲击韧性分析与断口观察 |
| 5.3.5 T100 焊接工艺规范接头冲击韧性分析与断口观察 |
| 5.3.6 母材及各焊接工艺规范焊接接头-196℃冲击断口侧面裂纹观察 |
| 5.4 母材及不同焊接接头冲击韧性差异的详细分析 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 结论 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 课题未来 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（4）Mg处理冶炼工艺对船板钢母材和焊接热影响区影响的研究（论文提纲范文）
| 目录 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 造船用厚板的焊接性需求 |
| 1.3 造船用厚板焊接热影响区韧性劣化机理 |
| 1.3.1 焊接热影响区 |
| 1.3.2 HAZ劣化机理及危害 |
| 1.4 改善钢材热影响区韧性的方法 |
| 1.4.1 采用TMCP工艺降低碳当量 |
| 1.4.2 利用焊接材料中微细粒子改善钢材热影响区韧性 |
| 1.4.3 利用钢中微细粒子改善钢材热影响区韧性 |
| 1.5 利用细微夹杂物改善钢材热影响区韧性国内外研究现状 |
| 1.5.1 新日铁HTUFF技术 |
| 1.5.2 JFE EWEL技术 |
| 1.5.3 神户制钢公司的研究进展 |
| 1.5.4 国内的研究进展 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第二章 Mg处理船板钢的制备及表征 |
| 2.1 Mg处理船板钢的制备 |
| 2.1.1 冶炼实验 |
| 2.1.2 TMCP轧钢实验 |
| 2.2 Mg处理船板钢表征 |
| 2.2.1 铸锭分析 |
| 2.2.2 轧制后钢板取样分析 |
| 2.2.3 焊接热模拟实验 |
| 2.2.4 热模拟后试样分析 |
| 2.2.5 激光共焦扫描高温成像仪观察分析方法 |
| 2.2.6 钢中微细粒子评价分析方法 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 热力学计算分析 |
| 3.1 热力学数据的选取 |
| 3.1.1 铁液内元素相互作用系数 |
| 3.1.2 标准生成吉布斯自由能 |
| 3.2 钢液成分 |
| 3.3 元素活度的计算 |
| 3.4 各元素的脱氧平衡 |
| 3.5 出钢时脱氧平衡的计算 |
| 3.6 钢液中[%Mg]与[%O]的平衡计算 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 Mg处理对钢板铸态和轧态性能的影响 |
| 4.1 Mg处理对船板钢铸态性能影响 |
| 4.1.1 铸态金相组织 |
| 4.1.2 铸态奥氏体晶粒 |
| 4.1.3 小结 |
| 4.2 Mg处理对船板钢轧态性能影响 |
| 4.2.1 轧制后钢板的金相组织 |
| 4.2.2 轧制后钢板的力学性能 |
| 4.2.3 小结 |
| 4.3 Mg处理钢板连续冷却转变曲线(CCT曲线)的测定 |
| 4.3.1 静态连续冷却转变曲线测定 |
| 4.3.2 动态连续冷却转变曲线 |
| 4.3.3 小结 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Mg处理改善钢板HAZ冲击韧性的机理分析 |
| 5.1 焊接热影响区的脆化机理 |
| 5.2 焊接热影响区的晶粒长大机理 |
| 5.3 改善HAZ冲击韧性的机制 |
| 5.3.1 钉扎机制 |
| 5.3.2 组织优化机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Mg处理后钢中夹杂物的变化 |
| 6.1 微米级夹杂物(大于0.2μm)的分析 |
| 6.1.1 夹杂物成分分析 |
| 6.1.2 夹杂物粒径和分布密度分析 |
| 6.1.3 小结 |
| 6.2 纳米级夹杂物(小于0.2μm)的分析 |
| 6.2.1 萃取复型透射电镜观察法 |
| 6.2.2 电解提取夹杂物分析 |
| 6.2.3 萃取复型与电解提取夹杂物观察法对比分析 |
| 6.2.4 小结 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 Mg处理对船板钢焊接HAZ组织与性能的影响 |
| 7.1 钢板焊接热模拟HAZ冲击性能分析 |
| 7.2 钢板焊接热模拟HAZ冲击断口观察分析 |
| 7.3 焊接热循环过程HAZ晶粒观察分析 |
| 7.3.1 共焦激光扫描显微镜钉扎机制观察试验 |
| 7.3.2 焊接热模拟HAZ晶粒尺寸观察分析 |
| 7.3.3 小结 |
| 7.4 钢板焊接热模拟HAZ组织观察分析 |
| 7.4.1 HAZ晶内组织EBSD分析 |
| 7.4.2 共焦激光扫描显微镜组织优化观察试验 |
| 7.4.3 HAZ晶内组织观察分析 |
| 7.4.4 小结 |
| 7.5 本章小结 |
| 第八章 结论及创新点 |
| 8.1 主要技术结论 |
| 8.2 本论文的创新点 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读博士学位期间完成的论文 |
| 致谢 |
四、CRYSTALLOGRAPHIC ANALYSIS OF THE LATH MARTENSITE TRANSFORMATION IN Fe-Ni-Mn ALLOY（论文参考文献）
- [1]Ti-V系β钛合金结构稳定性及其塑性变形机制[D]. 王选理. 上海交通大学, 2015(02)
- [2]新型高强度和高塑性孪晶诱发塑性钢的研究[D]. 苏钰. 上海大学, 2012(05)
- [3]低碳贝氏体高强钢焊接接头组织与性能研究[D]. 张晓波. 兰州理工大学, 2011(09)
- [4]Mg处理冶炼工艺对船板钢母材和焊接热影响区影响的研究[D]. 祝凯. 复旦大学, 2011(12)