一、冷变形CrMo钢系列温度退火后的组织与性能（论文文献综述）
孙晓云[1]（2021）在《15Mn7中锰钢变形特性及组织性能调控研究》文中研究说明汽车工业的迅猛发展带来交通出行便利的同时,也导致了全球环境恶化和能源危机,解决这一问题的关键策略是提升钢的强塑积,从而实现汽车轻量化和节能减排。基于相变诱导塑性（Transformation Induced Plasticity,TRIP）效应的中锰钢具备优良的综合力学性能和较低合金成本的优势,因而备受关注。本文以15Mn7中锰钢（Fe-0.15C–7.46Mn–0.20Si,wt%）为研究对象,采用Gleeble-3500等温压缩实验模拟轧制过程,摸索精细可控的中锰钢热加工工艺窗口,为后续变形及热处理的组织调控提供理论依据。基于再结晶理论基础,应用变形（热/温/冷变形）和热处理（深冷处理和临界区退火）耦合技术调控中锰钢的奥氏体稳定性及组织形貌和力学性能,借助扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、电子背散射衍射（EBSD）、X射线衍射（XRD）、单轴拉伸及数字图像相关技术（DIC）、纳米压痕等组织形貌表征技术和变形分析手段,系统地研究中锰钢的奥氏体稳定性、变形机制和塑性失稳行为及其影响因素,以期为15Mn7中锰钢的工艺优化和组织性能调控提供理论基础。本文的主要结论如下:（1）基于高温等温压缩实验,研究了15Mn7钢的动/静态再结晶行为及微观组织演变规律,建立了流变应力本构关系、动/静态再结晶动力学模型和晶粒尺寸演变模型,并借助有限元模拟和实验验证了模型的准确性和可靠性,确定了最佳热变形温度和应变速率分别为1000°C-1050°C和0.1 s-1-1 s-1,发现静态回复是主要软化机制,而应变诱导晶界迁移是静态再结晶形核机理。（2）基于变形工艺参数对初始组织的影响规律,采用Gleeble-3500模拟了不同的热变形工艺,探讨了原奥晶粒尺寸和再结晶程度对15Mn7钢退火后微观组织和力学性能的影响,较小的原奥氏体晶粒尺寸导致较高的形核率和退火后高含量、细小的奥氏体晶粒,较高的再结晶程度导致退火后高比例薄膜状形貌组织和较小的晶粒取向差,最终导致力学性能的差异;采用“温变形+临界退火（Intercritical Annealing,IA）”的不完全再结晶工艺获得了亚微米等轴与薄膜状混合的奥氏体,其稳定性具有明显差异,从而诱发循序渐进式TRIP效应,促进综合力学性能的提升;利用“冷变形+临界退火”的完全再结晶工艺获得Mn浓度不均匀的块状奥氏体,变形过程中块状奥氏体中的不同区域逐步转变为马氏体（Segmented martensite,简称分段马氏体）,也可以获得较佳的力学性能。（3）为了进一步提升15Mn7钢的强塑性,提出了“温变形+深冷处理+临界退火”的复合工艺,利用深冷处理引入高密度位错和晶格畸变,制备高C、Mn元素梯度的混合形貌超细奥氏体晶粒,TRIP效应和细晶强化的协同作用有助于15Mn7钢在不同变形阶段保持优异的加工硬化率,促使其综合力学性能显着提升。随着退火温度的降低,深冷处理对力学性能的改善更显着,在600℃退火条件下,15Mn7钢的强塑积最高几乎可提升一倍。经600℃-630℃临界退火的15Mn7钢在变形过程中形成分段马氏体,该马氏体将块状奥氏体分割为不同形貌和尺寸,被分割的奥氏体在后续塑性变形阶段陆续发生TRIP效应,明显提升15Mn7钢的综合力学性能。（4）基于15Mn7钢的变形及热处理工艺对拉伸过程应变场的影响,探讨了Portevin-Le Chatelier（PLC）带的形成机理。结果表明,能否产生PLC带取决于奥氏体尺寸,仅当奥氏体尺寸超过临界尺寸时,才可产生足够的位错密度,从而诱发PLC带,15Mn7钢的临界奥氏体晶粒尺寸为0.34μm;PLC带的类型和起始位置取决于奥氏体的稳定性,当奥氏体稳定性较低时,PLC带在低应变下启动,发生不连续传播和频繁跳跃,当奥氏体稳定性适当时,PLC带在较高应变下启动,且发生连续传播。
高鑫[2]（2021）在《高纯C71500铜镍合金管材塑性成形和耐蚀性研究》文中研究指明铜镍合金管作为主要的海洋工程用冷凝管品种,其被广泛应用于海水淡化、海洋采油平台、海水发电和远洋船舶等众多领域。我国目前生产的铜镍合金存在着强度低、塑性差、尺寸偏差大、耐蚀性不好等缺点,导致高端换热器不能满足国产化要求,严重制约了我国深水核动力舰船和探测器的发展。鉴于铜镍合金管材的性能受成分、热加工、冷加工影响较大,本文在明确了硫元素对铜镍合金热加工、冷加工变形过程影响的基础上,采用脱硫、降碳、控氧的技术,制备出了硫含量小于3ppm、碳和氧含量小于10 ppm的高纯铜镍合金,通过热变形行为的研究降低了管坯的尺寸偏差,通过冷变形行为和热处理技术的研究获得了高比例特殊晶界管材,通过高浓度S2-污染海水腐蚀机理研究分析了铜镍合金管材在特定应用环境下腐蚀失效的原因。相应研究结果如下:通过热压缩试验和高温拉伸试验研究了 6种不同硫含量成分铜镍合金的热变形过程,发现硫的加入会增大热加工图失稳区的面积,不利于材料的热变形,容易引起失稳和坍塌,降低材料的塑性。硫化物夹杂以（Mn,Fe,Ni）S或（Mn,Ni）S形式存在于基体中,虽然该夹杂物具有一定的高温塑性,但其塑性不及合金基体,易形成应力集中和裂纹。铜镍合金热变形断裂主要为沿晶断裂,垂直于拉应力方向的晶界三叉戟区最容易产生微孔,大量微孔聚集会形成大的孔洞,并在随后的拉伸过程中继续变形,直至试样断裂。通过研究高纯铜镍合金热变形组织转变,发现在低温高应变速率条件下主要以亚晶迁移机制的连续动态再结晶（CDRX）为主。随着变形时间的延长,再结晶形核机制由亚晶迁移机制向应变诱导晶界运动（SIBM）机制转变。在低温低应变速率下,再结晶晶粒以孪晶动态再结晶（TDRX）机制生长,而在高温和高应变率下以不连续的动态再结晶（DDRX）的方式生长。当lnZ≤33.03时,C71500铜镍合金的动态再结晶就会发生。在1098～1156 K温度范围、2.91～10 s-1应变率范围内或者1171～1273 K温度范围、0.01～0.33 s-1应变率范围内,DRV和DRX后晶粒均匀的稳定区域是C71500铜镍合金适宜的加工窗口。通过“锻造+热穿孔”工艺的试验,将原挤压管坯的偏心量由±1 mm降低到±0.3 mm,获得了高精度的热成形管坯。采用不同硫含量铜镍合金的拉伸试验对冷加工变形过程进行模拟,发现铜镍合金中加入硫元素后,会严重破坏材料的塑性。塑性降低的原因是硫形成了化合物（Mn,Fe,Ni）S,该夹杂物在室温下没有塑性,破碎后形成微孔,引起应力集中和应力不均,导致材料塑性降低。通过研究铜镍合金不同减壁量和不同变形量条件下冷轧管材的组织、织构和机械性能的变化过程,发现与轧制板材和拉拔丝材不同,冷轧铜镍合金管材中的织构中出现了 RZ{111}<112>型织构,其织构以 R-Cube<110>型织构、R-Brass {111}<110>型织构、RZ {111}<112>型织构、Roll {112}<110>织构相互之间的转化为主,在晶粒内部Cube {100}<100>型织构和Brass {110}<112>型织构取向差变化最大。在对高纯铜镍合金不同温度和时间下的退火研究发现,冷轧变形量9.57%的铜镍合金管材的应变诱导晶界迁移起始温度为775℃,在800℃以下退火发生静态回复,在825℃时转变为静态再结晶。冷轧变形量70.55%的铜镍合金管材与9.57%变形量管材退火过程完全不同,在800℃退火条件下以静态再结晶过程为主。低∑nCSL晶界比例可以通过Copper {112}<111>型织构的数量反映出来。结果证明,采用70.55%变形量+800℃退火保温20min+9.57%变形量+800℃退火保温15 min的工艺,可以获得低∑nCSL晶界高达78.00%的铜镍合金管材。通过晶界和晶粒尺寸的控制,不同硫含量的铜镍合金管材均可达到400 MPa,高纯铜镍合金管材的断后伸长率达到了 55%,比国家标准要求高了25%。采用动电位极化曲线,电化学阻抗,结合浸泡试验,SEM,EDS,XPS,XRD等表面分析手段研究了铜镍合金管材在高浓度S2-污染海水环境中的腐蚀行为,铜镍合金在高浓度S2-污染海水的自腐蚀电位相对于未污染海水降幅达到了650 mV,腐蚀过程为活化极化,表现为高浓度S2-易形成Cu2S、Ni2S和FeS的疏松腐蚀产物层,导致Fe和Ni加速溶解,随着腐蚀过程的进行,扩散氧在Cu2O沉淀层形成MnO和NiO,使得腐蚀产物层变得致密,表现为腐蚀产物膜电阻随着浸泡时间的延长而增大并趋于稳定,从而减缓了腐蚀过程,为船舶长时间靠岸停泊后冷却设备失效的原因提供了参考依据。
丁国刚[3]（2021）在《Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢的GBE处理及其耐蚀性》文中提出高氮奥氏体不锈钢具有高强度和高韧性等良好的力学性能,同时还具有优异的耐蚀性、无磁性和生物相容性等特点,在化工生产、海洋工程及石油开采等领域具有广阔应用前景。本文以中频感应熔炼的Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢为研究对象,通过光学显微镜、EBSD测试以及电化学实验等手段,研究了电渣重熔、锻造、冷变形和GBE处理对Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢组织及性能的影响,重点研究了晶界特征分布对其耐蚀性的影响。研究结果表明:电渣重熔后Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢各合金元素损失较少,氮含量略有增加。与中频感应熔炼试样相比,其抗拉强度提高31.2%,延伸率提高近1.3倍。电渣重熔Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢锻造后组织为单相奥氏体,晶粒尺寸约为75μm,得到明显细化,部分晶粒内部存在少量孪晶。与中频感应熔炼试样相比,其抗拉强度提升52.7%,延伸率提高3倍,冲击功提升近60倍。Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢具有较大的应变硬化指数,最高可达0.55。实验钢冷变形前后为单一奥氏体组织,冷变形过程中主要有位错滑移和孪生两种变形机制。变形初期,孪晶和滑移共同参与变形。随着变形量增加,孪生机制起主要作用。冷变形Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢具有良好的耐蚀性。其中22%试样自腐蚀电位最高,为-1.068V;62%试样自腐蚀电位最低,为-1.096 V。相比未变形试样（-1.087 V）,冷变形Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢自腐蚀电位变化幅度不大。GBE处理可提高Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢单位面积特殊晶界长度和单位面积特殊晶界分数。形变40%的Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢经单步应变再结晶后,单位面积特殊晶界分数大幅提高,其中1050℃-1min退火工艺下最高,为41.8%。形变20%和30%的Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢反复应变再结晶后,特殊晶界分数也得到提高。其中形变20%试样单位面积特殊晶界分数由20.4%增加到33.2%,形变30%试样由20.4%增加到64.2%。提高单位面积特殊晶界分数有利于降低Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢的腐蚀倾向。并且特殊晶界分数越高,材料抗晶间腐蚀能力越强。
杨硕[4]（2021）在《晶界工程对S31254-40B超级奥氏体不锈钢组织及性能的影响》文中提出S31254超级奥氏体不锈钢因其成分中含有大量铬、镍、钼等合金元素而具有良好的耐蚀性能,被广泛地应用于烟气脱硫、海水淡化、造纸工业等极端环境中。然而热轧态的材料中存在大量的析出相,研究表明,通过微量硼元素调控抑制合金元素偏聚可加速析出相回溶,但对硼微合金化S31254超级奥氏体不锈钢进行固溶处理,析出相虽然回溶,但材料的晶粒尺寸又会大大增加,这将不利于材料耐蚀性能和力学性能。因而如何在不析出第二相的情况下,优化材料的组织结构,成为了提高材料性能的关键。晶界工程处理可以改善面心立方晶体晶界特征分布、耐蚀性能以及力学性能。经过从上世纪80年代以来几十年的发展,该理论已日趋完善。本论文通过晶界工程处理来尝试改善固溶处理后硼微合金化S31254超级奥氏体不锈钢的组织结构及性能。实验先通过不同条件冷轧+退火的热机械处理来研究晶界工程对材料组织结构的影响;进一步应用电化学方法、沸腾硫酸-硫酸铁溶液浸泡以及拉伸实验测试评价了晶界工程处理后材料的耐蚀性能及力学性能。通过对一系列实验结果的分析,可以得出以下结论:（1）晶界工程处理的冷轧过程中,当压下量较小时,冷变形后试样中晶粒的大小与固溶态对比并无明显差别,且晶粒变形比较均匀;当冷变形量较大时,试样中出现了高密度位错,在显微组织结构中体现为晶粒中出现褶皱状形貌。（2）小变形冷轧后,1160℃、1170℃、1180℃退火5、10、20min的晶界工程后样品的平均晶粒尺寸有所改善,试样在随后的退火过程中形成了大量的退火孪晶。大变形冷轧之后,低温退火无法消除变形引起的形变孪晶,且退火时间加长会引起第二相析出;而1120℃-1180℃高温短时退火10min,实验用S31254-40B超级奥氏体不锈钢发生再结晶退火,晶粒尺寸得到优化,孪晶数量和密度增加。（3）大/小变形量冷轧+高温短时退火晶界工程处理后,孪晶界的数量增加,增加了钝化膜形成元素向试验钢表面扩散的通道,钝化膜更易形成且更为致密,同时,孪晶界为低能晶界,因而晶界工程之后实验钢耐点蚀性能和耐晶间腐蚀性能提高。（4）小变形量冷轧+高温短时退火晶界工程处理之后,晶粒细化,试样中孪晶界数量增加,阻碍了位错的滑移,因而材料的强度提升,且晶粒细化之后,受到外力发生塑性变形可分散在更多的晶粒内进行,应力集中较小,塑性变形较均匀,材料塑性增强。
吴晓宝[5]（2021）在《退火方式对轧制3003铝板组织及性能的影响》文中提出3003铝合金属Al-Mn系合金,是防锈铝中运用最为广泛的一种,由于不能通过热处理产生固溶强化,3003铝合金通常采用冷加工的方法改善其力学性能。基于Al-Mn系合金本身的性质,采用轧制方法进行3003板材批量生产时仍存在许多难题,其中合金板材退火后晶粒粗大就是一个问题。本文对3003铝合金板材进行分析测试,研究（480℃×15h）完全退火、不退火及（480℃×4h+420℃×7h）不完全退火三种方式对铸轧、热轧及冷轧3003铝板微观组织及力学性能的影响。通过借助金相显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射分析（EBSD）及X射线衍射仪（XRD）等检测手段对合金进行3003铝合金板材组织织构及物相分析,结合材料的拉伸及硬度实验数据,得到主要研究结果如下:（1）在经过相同的480℃×15h完全退火后,初始铸轧态3003铝板晶粒在ND-RD面上的尺寸在40～60μm之间,此时板材较强的织构为Brass{011}<211>及P{011}<566>织构,第二相以Al6Mn、Al6（Fe,Mn）相含量居多,Rp0.2在70MPa左右,Rm在135MPa左右,断后延伸率A在20%左右,轧制表面显微硬度在60HV0.1左右;相比铸轧坯料,热轧的3003铝板ND-RD面上的晶粒尺寸增大至70～85μm之间,板材中较强的织构为S{123}<634>、R{124}<211>及黄铜R{111}<110>织构,析出相中Al6Mn相明显减少,材料的强度明显降低,而延展性明显提高,Rp0.2在50～55MPa之间,Rm在100～120MPa之间,A提高至40%左右,轧制表面显微硬度降至46HV0.1左右;相比于热轧板材,冷轧生产的3003铝板ND-RD面上的晶粒尺寸减小至58μm左右,板材较强的织构为Cube{001}<100>、Brass{011}<211>、Goss{110}<001>织构,各析出相明显减少,材料的Rp0.2、Rm与A变化不是很明显,但此时材料轧制表面硬度会有所提升,显微硬度达到53 HV0.1。（2）在不进行退火加工时,冷轧3003铝板晶粒呈明显的轧制纤维状结构。当累计压下率ε∑介于47%～72%时,材料在ND-RD面上的晶粒尺寸在50～60μm左右。板材中织构组分较多,第二相主要为Al12（Fe,Mn）Si相及Al Mn Si相,Al6Mn、Al6（Fe,Mn）相含量较少。材料的ε∑与Rp0.2成一定的正比关系,H18状态的板材Rm为203MPa,H14状态的板材Rm在150MPa左右,A降至10%左右。（3）在经过480℃×4h+420℃×7h不完全退火后,冷轧3003铝板晶粒在RD向与TD向上均呈轧制纤维状结构分布,此时材料晶粒细化明显,材料在ND-RD面上的晶粒尺寸介于15～30μm之间。材料中较强的织构有Brass{011}<211>、S{123}<634>、R{124}<211>及黄铜R{111}<110>织构,第二相以Al12（Fe,Mn）Si相及Al Mn Si相居多,Al6Mn与Al6（Fe,Mn）相含量较少。板材的Rm介于160～170MPa之间,材料的ε∑与Rp0.2成一定正比关系,而与A成反比关系。当ε∑为61%左右时,材料Rp0.2为44MPa,A为25%;当ε∑增高到83%时,材料Rp0.2为70MPa,A为10%。
吴飒建[6]（2021）在《ODS FeCrAl合金的制备、微观结构及性能研究》文中认为随着第四代核能系统的发展和福岛核事故后事故容错燃料概念的提出,氧化物弥散强化铁铬铝（ODSFeCrAl）合金因基体中分布有大量弥散氧化物而具有优异的高温力学性能、耐辐照性能以及FeCrAl合金基体赋予的良好的抗高温腐蚀性能,被认为是先进裂变反应堆结构和事故容错包壳理想的候选材料之一,并成为核材料领域的研究热点。尽管ODSFeCrAl合金具有诸多优异的性能,能很好地满足反应堆包壳的应用要求,但是目前ODS FeCrAl合金研发仍然存在诸多问题有待解决,这些问题影响了合金的实际应用和技术发展。例如,机械合金化法制备ODS FeCrAl合金容易造成氧化物颗粒分布不均匀（沿晶界分布）,以及Al元素引起氧化物颗粒粗大,薄壁管材加工难度大,加工过程中纳米氧化物熟化现象的发生,机械合金化法和热等静压工艺效率低,成本高等。本论文针对以上问题提出不同的解决方案,并对其进行了系统的研究。主要的研究内容和结论如下:1.运用机械合金化方法制备了两种14Cr ODS FeCrAl合金,研究了 Zr元素的添加对合金中弥散氧化物及力学性能的影响。结果表明,随着Zr元素的添加,合金中的纳米氧化物种类从YAlO3（YAP）相转变成Y2（Zr0.6Ti0.4）2O7相,氧化物颗粒尺寸得到细化,数密度得到提升,并与基体具有良好的共格关系,更高数密度的弥散氧化物和高密度位错使合金的力学性能明显提升。2.利用粉末锻造法方法制备了 14Cr ODS FeCrAl合金,并研究了粉末锻造对合金微观组织和力学性能的影响。结果表明,粉末锻造方法制备的ODS FeCrAl合金具有较好的致密度,合金中生成的YAP氧化物颗粒弥散分布,合金具有很好的冲击韧性和较低的韧脆转变温度（DBTT）,由于较细的晶粒和较高的位错密度使合金具有很好的常温和中温力学性能,但是高温条件下的晶界滑移和相对较高的残余孔隙率使合金的1000℃力学性能恶化。3.利用内氧化方法制备了 14Cr ODS FeCrAl合金,并对制备过程中合金的微观组织演变以及力学性能进行了分析。结果表明,通过真空热处理和后续的氧化处理能够实现Y和O在合金粉末中的优先结合,为后续合金中能生成Y2O3、Y-Al-O纳米复合氧化物颗粒提供了条件。热等静压致密化后,合金内生成了大量的氧化物颗粒,使合金具有优良的力学性能,可以与商用合金PM2000相当。4.研究了 14Cr ODS FeCrAl合金管材在不同温度下的退火行为,分析了退火温度对管材织构和环向、轴向拉伸性能的影响。结果表明,随着退火温度的升高,ODS FeCrAl合金管材中的位错发生回复,亚晶聚集长大,双峰分布的纤维晶粒在退火过程中呈现不同的织构演变规律;优异的环向、轴向拉伸性能归因于弥散强化、背应力强化、以及位错强化等强化机制,且双峰晶粒分布有利于减轻合金断裂行为差异。5.针对14Cr ODS FeCrAl合金在加工过程中易出现弥散氧化物熟化现象,对氧化物颗粒在热压缩变形以及高温退火过程中的熟化行为进行了研究。结果表明,与热压缩变形相比,冷轧后的高温退火处理对ODS FeCrAl合金中纳米氧化物的熟化行为影响更大,主要是晶界迁移和溶质原子在晶界上的扩散共同作用导致的,低温去应力退火有利于改善这一现象。晶界迁移和位错运动使弥散氧化物呈特殊排列,并且熟化过程伴随着纳米氧化物的结构转变。此过程中氧化物颗粒与合金基体的共格关系会逐渐消失,氧化物颗粒形状会由球形转变为椭球形,以降低颗粒与基体之间的弹性应变能。6.对14Cr ODSFeCrAl合金管材在模拟核电站压水堆一回路水环境、1200℃事故工况饱和水蒸汽环境中的腐蚀行为进行研究和分析。结果表明,ODS FeCrAl合金管材在360℃/18.6MPa的动、静态水中表现出优异的耐腐蚀性能。由于水环境中较低的O含量,管材表面腐蚀产物主要为Fe3O4氧化膜,预计在动态水中腐蚀1年,氧化膜厚度仅达到管材壁厚的1.4%。在1200℃/0.1 MPa水蒸汽腐蚀过程中,管材表面能生成致密的α-Al2O3膜,能有效地保护管材基体。同时,Zr元素有利于抑制Ti元素从基体中往外扩散,引起内氧化的发生。
周生睿[7]（2021）在《NiCrAlFe合金薄带的制备及其组织性能研究》文中认为NiCrAlFe（卡玛）合金作为Ni-Cr基精密电阻合金的一种,因其具有电阻率高、电阻温度系数小、对铜热电势低及良好的室温成形性等优点,被广泛应用于制作各种测量仪器的精密电阻元件及应变片。当其应用于电子行业时,通常需要制成箔片或薄带状,一般采用塑性变形和热处理相结合的制备工艺。在塑性变形及后续热处理过程中,合金的组织、晶体缺陷及织构类型等都会发生变化从而对合金电学性能产生较大影响,而目前关于冷变形造成的晶体缺陷,特别是织构类型对NiCrAlFe合金电学性能的影响的报道相对较少。基于此,本文以商用NiCrAlFe合金为原材料,对合金进行冷轧及热处理后,通过OM、XRD、SEM、EBSD及电阻率、电阻温度系数（TCR）测试等方法对不同工艺下合金的组织和电学性能进行了研究,重点研究了制备过程中织构的演变及其对合金电学性能的影响,并得出了较优的NiCrAlFe合金冷轧薄带制备工艺。主要得到以下结果:NiCrAlFe合金经60%、80%及89%冷变形后,合金的显微组织由等轴晶变为纤维状。随着变形量的增加,组织中出现了剪切带,合金中的小角度晶界逐渐向大角度晶界转变,局部取向差平均值升高,平均晶粒尺寸减小,位错密度增加。随着变形量的增加,合金中的织构类型发生了转变,由Goss、R-Goss和P织构转变为Brass、Copper和S织构。冷变形使合金的电阻率由1.118μΩ·m增加至1.312μΩ·m,合金电阻率的升高是晶格畸变、晶粒尺寸、缺陷密度及织构类型等因素共同作用的结果,其中冷变形织构,特别是R-goss织构的演变,对合金电阻的方向性及大小产生了重要的影响,且合金的TCR20-120值随着冷变形量的增加而增大。不同变形量合金再结晶退火工艺不同。经高温退火后合金形成了无畸变的等轴晶,孪晶界成为合金中主要的晶界类型。随着退火温度的升高,晶粒尺寸增大,局部取向差平均值下降,位错密度下降。高温退火后,不同冷变形量合金的织构类型转变是不同的,既有冷变形织构的保留,也有新的再结晶织构的生成,织构类型主要以Cube、Copper、R、Brass等再结晶织构为主。不同变形量合金经过再结晶退火后电阻率与冷轧态相比均有所增大,电阻率的升高是晶粒尺寸、孪晶界、缺陷密度、织构类型、K状态等因素共同作用的结果,其中K状态的产生起到了决定性的作用。退火后合金电阻仍具有一定的方向性,这主要与R-Goss织构的存在有关。经高温退火后,不同程度冷变形合金的TCR20-120值略有下降,这主要是合金热力学稳定性升高所导致的。89%变形量合金经980℃×5h退火电学性能较优,电阻率由冷变形时的1.312μΩ·m升高至1.551μΩ·m,升高了18.8%,电阻温度系数由148.84×10-6/℃降低至96.77×10-6/℃。退火合金经回火后产生孪晶界仍然为合金中主要的晶界类型,且晶粒尺寸随着回火温度的升高而增大;局部取向差平均值下降,位错密度下降。回火处理后,不同冷变形量合金的织构类型继续转变,织构由回火前的多种织构类型转变为单一织构类型,以R、Goss织构为主。不同变形量合金经过回火后电阻率与冷轧态相比均有所降低,合金电阻率的降低是晶粒尺寸、孪晶、缺陷密度、K状态等因素共同作用的结果,其中晶粒尺寸起到了决定性的作用。R-Goss织构的消失及织构类型的单一化使得合金电阻的方向性基本消失,表明退火+回火工艺可减弱冷轧合金电阻的方向性。合金经回火处理后,电阻温度系数均略有下降,当回火过程中合金K状态充分形成时,可获得较低的电阻温度系数。冷轧制备NiCrAlFe合金薄带的电学性能与冷变形、退火及回火工艺的选择密切相关,只有选择合适的工艺组合,获得最佳的组织状态,并使合金K状态充分形成,才可获得较优的电学性能。合金通过89%冷变形+980℃×5h退火+水淬+475℃×4h回火后,电阻率由冷变形时的1.312μΩ·m升高至1.42μΩ·m,电阻温度系数由冷变形时的148.84×10-6/℃降低至51×10-6/℃,降低了66%,综合电学性能较好。
叶书鹏[8]（2020）在《低温（450℃以下）形变铍组织软化行为研究》文中认为金属铍因其优异的性能在核工业、武器系统、航空航天工业等领域都有着十分重要的应用。然而由于缺乏对形变铍组织软化行为研究,目前我国关于金属铍的压力成型技术发展较为落后。静态再结晶是软化冷变形金属,重新获得无畸变等轴晶的重要手段。现代再结晶理论指出,再结晶过程中各参数的控制将对金属再结晶行为及组织调控有着深刻的影响。本文以热压金属铍为研究对象,探究低温（低于450℃）形变铍退火过程中的静态再结晶行为,揭示其静态再结晶机理,并利用Avrami方程对金属铍的静态再结晶过程进行拟合,构建出金属铍的静态再结晶本构模型。具体结果如下:（1）金属铍的静态再结晶形核主方式要以晶界弓出形核及孪晶形核为主,少量伴随发生第二相形核及晶内形核。时间顺序来看,晶界弓出形核及孪晶形核优先发生,其他形核方式发展相对滞后。（2）提高退火温度能够加快金属铍静态再结晶速率,实验所用680℃至880℃范围内,金属铍均能完成再结晶,其再结晶温度范围较广。（3）金属铍的塑性压缩过程中,随着压缩量的增加（0001）基面织构显着增强且集中,退火再结晶能够有效削弱压缩产生的基面织构。（4）拟合了不同退火温度下形变铍静态再结晶体积分数随时间变化关系,计算得到金属铍的静态再结晶激活能QR为115±11 kJ/mol。（5）增大应变量能够加快金属铍静态再结晶进程,缩短静态再结晶完成时间,细化再结晶粒,对获得细晶组织有积极影响。对不同变形量的形变铍静态再结晶体积分数随时间变化规律进行拟合,计算得到再结晶动力学模型中应变量ε的幂指数参数a=-0.804,（6）增大变形参数Z值的能够有效加快金属铍静态再结晶速率。通过对不同热变形条件下形变铍静态再结晶体积分数随时间变化规律进行拟合,计算得到再结晶动力学模型中Z值的幂指数参数b=-0.041,系数D=8.2×10-4。（7）拟合计算了 Avrami指数n值方程中各影响因素的参数数值,系数B=686.6,Z值的幂指数参数α=0.042,能量参数Q=64491 J/mol（8）综合上述拟合结果,得到金属铍的静态再结晶本构模型为（?）.
孟姣[9]（2020）在《形变与热处理对镁及镁锌合金组织与性能影响的研究》文中指出近年来,随着镁合金室温变形工艺技术的提高,采用累计多道次冷拉拔结合中间退火的工艺能够成功制备镁合金细丝和细管材等微型材。这些微型材在生物医用领域具有很大的潜力,使得可降解吻合钉、缝合线、心血管支架、纤维增强骨科固定复合材料等应用成为可能。虽然镁合金作为可降解材料正是利用了镁易腐蚀的特性,但这也对镁腐蚀的基础研究提出了更高的要求。首先,镁合金的腐蚀速率过快依旧是镁合金在医用材料领域的障碍,如何使镁合金的腐蚀速率与应用要求相匹配仍是待解决的基本问题。其次,镁及镁合金非常容易发生局部腐蚀,这会导致材料过早或突然失效。针对上述问题,本文研究了纯镁和Z2（Mg-2wt.%Zn）及Z4（Mg-4wt.%Zn）两种镁锌二元合金在热挤压、冷拉拔和热处理工艺过程中显微组织的演变规律。对不同加工状态的丝材在NaCl溶液中进行了浸泡腐蚀试验,系统地揭示了纯镁和Mg-Zn合金的腐蚀规律。显微组织研究发现,挤压态纯镁和Mg-Zn丝材中都形成了典型的丝织构,即大部分晶粒的<11（?）0>和<10（?）0>晶向都沿着ED（挤压方向）方向分布。结合丝材的纵截面和横截面的EBSD结果发现,纯镁试样的微区织构分布不均匀:试样边部的晶粒取向更一致,晶粒不仅<11（?）0>或<10（?）0>晶向与ED平行,且基面与ND（纵截面法线）平行;而心部的晶粒有更大的自由度,心部晶粒的基面多数与ND垂直,但也有部分晶粒的取向与边部的晶粒相同。这说明在形成<11（?）0>或<10（?）0>与ED平行的丝织构时,大部分晶粒还绕ED方向发生了转动。冷拉拔变形量为7%～21%时,这种晶粒取向梯度仍然存在。丝材圆柱表面的电化学试验结果表明,三种成分的挤压态丝材经过冷拉拔加工后腐蚀电位和腐蚀电流都降低。对于不同加工状态的Z2丝材,利用析氢法和电化学法算得的表面腐蚀速率规律基本一致,但失重法测得的腐蚀速率数值明显高于上述两种方法的结果,说明失重法不适用于研究镁合金丝材在NaCl溶液中的腐蚀速率。对于同种成分的镁合金,当腐蚀倾向于在表面均匀扩展时,试样的腐蚀速率较低。当试样的局部腐蚀程度较严重时,往往表现出较快的腐蚀速率。对于纯镁,发生局部腐蚀的试样的平均腐蚀速率约为均匀腐蚀试样的4倍。SEM+EBSD方法可直接观察腐蚀萌生位置与显微组织的关系,与SKP电位分布规律十分吻合,说明这种方法用于研究镁合金局部腐蚀是合理可靠的。在多相微电偶理论的基础上,改进并建立了镁合金的局部腐蚀微电偶模型。该模型将镁合金中具有不同腐蚀倾向的组织视为微电极,将相邻的微电极视为腐蚀微电偶。腐蚀微电偶的种类和微电极的性质即是局部腐蚀发展的热力学基础。将不同取向的相邻晶粒看作腐蚀微电偶,利用第一性原理计算了晶粒微电极的性质。结果表明,镁中{0001}面具有最低的表面能（0.48 J/m2）,说明基面的稳定性最高。柱面的腐蚀速率为基面的15～17倍,{10（?）0}和{11（?）0}两类柱面腐蚀速率的比值为1.15,腐蚀速率非常接近。随Zn含量增加,热挤压丝材表面的腐蚀速率先降低后升高。三种合金挤压态样品的腐蚀电位由低到高的顺序为:Mg、Z4、Z2。从丝材纵截面的显微组织和腐蚀行为看,Mg-Zn合金的腐蚀性能不仅仅取决于Zn含量,还与显微组织密切相关。Z2和Z4合金在热挤压过程中发生了不均匀的动态再结晶,显微组织中出现沿挤压方向分布的细晶条带组织。条带组织中的细晶与非条带晶粒之间存在明显的电位差,构成了微电偶,成为Mg-Zn合金局部腐蚀的优先位置。挤压态纯镁试样的心部区域更容易发生局部腐蚀,边部的腐蚀形貌相对均匀。这是因为在晶粒取向有序度较高的边部区域,晶粒微电偶提供的局部腐蚀驱动力较小;而在晶粒自由度较大的丝材心部,晶粒微电偶提供的腐蚀驱动力较大,因此局部腐蚀较严重。冷拉拔对Z2和Z4丝材纵截面的析氢腐蚀速率影响不大,且对纵截面局部腐蚀的改善不明显。主要原因是经过冷拉拔变形后,条带组织中的细晶仍然存在,条带组织中的细晶与非条带组织晶粒之间具有较大的电位差,局部腐蚀发展的驱动力较大。冷拉拔纯镁丝材在较高温度下退火后,显微组织中的晶粒取向梯度消失,局部腐蚀失去了足够的驱动力,因此腐蚀速率下降。对于冷拉拔Z2丝材,退火处理实现了完全再结晶,消除了条带组织,合金丝的腐蚀速率也随之降低。然而退火工艺对冷拉拔Z4丝材的腐蚀速率没有显着影响,因为Z4中的条带组织缺陷难以通过热处理消除。
王雷[10]（2020）在《CoCrFeNiWx高熵合金组织与力学性能研究》文中认为CoCrFeNi体系高熵合金具有优良的塑性,但强度较低,这成为限制该体系高熵合金应用的因素之一。W元素具有大原子半径,和其余四种元素的混合焓较低,另外和Fe、Co等元素在高温可生成μ相。在镍基、钴基高温合金中也作为固溶强化元素获得广泛的应用。为了提高合金强度,出现了通过添加过渡族元素生成脆硬TCP相的强化手段。W元素可促进镍基高温合金产生μ相。但目前关于W元素对CoCrFeNi高熵合金的影响研究较少,因此本文通过电弧熔炼制备CoCrFeNiWx高熵合金,分别对铸态、铸态+热处理、冷变形+热处理试样进行了组织和性能的研究。随W含量增加（x=0-0.6）,铸态合金由单相固溶体（x=0,0.2）过渡到FCC+（FCC+μ）亚共晶组织（x=0.4）和μ+（FCC+μ）过共晶组织。CoCrFeNi合金、CoCrFeNiW0.2合金、CoCrFeNiW0.4合金具有良好的塑性,强度随W元素含量增加而增加,塑性则降低（x=0,0.2,0.4）。CoCrFeNiW0.6合金具有大尺寸μ相枝晶,其失效方式为脆性断裂,拉伸强度较低。对铸态合金进行1200℃/3h退火处理,含有过饱和W元素的FCC固溶体析出直径约为1μm的细小μ相颗粒,这些颗粒可以有效的阻碍位错运动,造成第二相强化。FCC固溶体析出μ相会导致其W元素含量降低,削弱了固溶强化作用。两种因素综合作用导致退火态CoCrFeNiW0.2合金具有更高的加工硬化率,与铸态CoCrFeNiW0.2合金相比,塑性和强度同时提高（UTS=545.6MPa,EL=60.47%）;而CoCrFeNiW0.4合金具有棒状共晶μ相,合金强度升高而塑性降低（UTS=970.9MPa,EL=10.50%）,塑性优良的FCC固溶体可抑制μ相裂纹扩展。对于单一元素添加的铸态TCP相强化CoCrFeNi高熵合金,TCP相一般为所含元素两两组合的二元相图中具有更高形成温度的金属间化合物。同时CoCrFeNiWx合金FCC固溶体析出μ相的能力可通过（?）值进行评估,μ相析出会导致合金（?）值下降。冷变形+500℃/1.5h热处理CoCrFeNiWx合金（x=0.2,0.4）出现退火硬化效应,可能与W原子钉扎冷变形时产生的位错有关,W原子向位错偏聚,增大了FCC相的强度。冷变形+（800℃/0.5h+700℃/1h）热处理CoCrFeNiW0.4合金出现亚微米富W金属间化合物析出,其分布与合金的局部位错密度相关。另外,W元素添加增大了冷变形态合金的再结晶抗力,降低了合金的再结晶速度。
二、冷变形CrMo钢系列温度退火后的组织与性能（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、冷变形CrMo钢系列温度退火后的组织与性能（论文提纲范文）
（1）15Mn7中锰钢变形特性及组织性能调控研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 中锰钢发展现状及变形机制 |
| 1.2.1 中锰钢国内外研究现状 |
| 1.2.2 中锰钢的变形机制及TRIP效应 |
| 1.2.3 中锰钢Portevin-Le Chatelier(PLC)效应及其研究现状 |
| 1.3 变形工艺和热处理工艺对中锰钢组织和力学性能的影响 |
| 1.3.1 变形工艺 |
| 1.3.2 热处理及深冷处理工艺 |
| 1.4 研究意义和内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 相变点测定 |
| 2.3 热变形及温变形实验 |
| 2.4 热处理工艺试验 |
| 2.4.1 热变形(HR)+临界退火处理 |
| 2.4.2 温变形(WR)+(深冷处理+)临界退火处理 |
| 2.4.3 冷变形(CR)+临界退火处理 |
| 2.5 显微组织观察与表征 |
| 2.5.1 光学显微镜观察 |
| 2.5.2 扫描电镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)表征 |
| 2.5.3 场发射高分辨透射电镜(TEM)观察 |
| 2.5.4 X射线衍射(XRD)相分析及位错密度计算 |
| 2.6 力学性能试验 |
| 2.6.1 室温拉伸试验 |
| 2.6.2 纳米压痕测试 |
| 2.6.3 数字图像相关法(DIC)形变测定 |
| 2.7 热变形过程组织演变的数值模拟 |
| 第三章 15Mn7 钢的动态再结晶动力学 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 单道次压缩流变应力曲线分析 |
| 3.3 本构方程和动态再结晶模型建立 |
| 3.3.1 流变应力峰值与变形条件的关系 |
| 3.3.2 临界应变和峰值应变 |
| 3.3.3 动态回复(DRV)流变应力模型 |
| 3.3.4 动态再结晶(DRX)流变应力模型 |
| 3.4 动态再结晶(DRX)组织演变及晶粒尺寸演变模型 |
| 3.5 动态再结晶(DRX)动力学模型的验证 |
| 3.5.1 模型建立 |
| 3.5.2 数值模拟结果与分析 |
| 3.6 流变应力模型的应用和验证 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 15Mn7 钢的静态再结晶动力学 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 双道次压缩流变应力曲线分析 |
| 4.3 变形参数对静态再结晶动力学和组织演变的影响 |
| 4.3.1 变形温度和道次间停留时间的影响 |
| 4.3.2 应变速率的影响 |
| 4.4 静态再结晶动力学模型 |
| 4.5 微观组织演变和软化机制 |
| 4.5.1 变形参数对晶粒尺寸的影响 |
| 4.5.2 软化机制分析 |
| 4.6 静态再结晶的形核机理和晶粒长大 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 变形工艺对15Mn7 钢组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热变形(HR)钢临界退火后的组织演变及力学性能 |
| 5.2.1 HR+退火前后微观组织演变 |
| 5.2.2 HR+退火后力学性能分析 |
| 5.2.3 原奥晶粒尺寸(PAG)对退火后组织演变和力学性能的影响 |
| 5.3 温变形(WR)钢临界退火后的组织演变及力学性能 |
| 5.3.1 WR+退火后微观组织演变 |
| 5.3.2 WR+退火后力学性能分析 |
| 5.3.3 WR+退火后应变硬化行为分析 |
| 5.4 冷变形(CR)钢临界退火后的组织演变及力学性能 |
| 5.4.1 CR+退火后微观组织演变 |
| 5.4.2 CR+退火后力学性能分析 |
| 5.4.3 CR+退火后应变硬化行为分析 |
| 5.4.4 DIC结果分析 |
| 5.4.5 单轴拉伸过程中的组织演变分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 深冷处理的作用 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 微观组织演变 |
| 6.2.1 深冷和常规处理退火前的初始组织对比 |
| 6.2.2 深冷和常规处理退火后的微观组织对比 |
| 6.3 力学性能分析 |
| 6.3.1 深冷和常规处理退火后力学性能对比 |
| 6.3.2 深冷处理退火后力学性能对比 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 深冷预处理对显微组织和力学性能的影响 |
| 6.4.2 退火温度对深冷实验钢力学性能的影响 |
| 6.4.3 加工硬化行为与奥氏体稳定性的关系 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 单轴拉伸过程中15Mn7 钢塑性失稳和变形机理 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 残余奥氏体的应变诱导相变动力学 |
| 7.3 组织演变和应变分布的EBSD研究 |
| 7.4 单轴拉伸过程应变场的DIC研究 |
| 7.5 分析与讨论 |
| 7.5.1 Portevin-Le Chatelier(PLC)带的产生及其影响因素 |
| 7.5.2 奥氏体稳定性对分段马氏体转变及变形机理的影响 |
| 7.5.3 退火温度对断裂机理的影响 |
| 7.6 本章小结 |
| 第八章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 本文的创新点 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读博士学位期间公开发表的论文 |
| 致谢 |
（2）高纯C71500铜镍合金管材塑性成形和耐蚀性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 研究目的和意义 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 铜合金热加工性能的研究 |
| 2.1.1 变形抗力模型的研究 |
| 2.1.2 加工图的建立 |
| 2.1.3 热变形的组织分析 |
| 2.2 铜合金冷加工性能的研究 |
| 2.2.1 重位点阵晶界 |
| 2.2.2 晶界特征分布优化机制 |
| 2.2.3 晶界特征工艺的优化 |
| 2.2.4 晶界工程对材料性能的影响 |
| 2.3 铜合金管材腐蚀研究现状 |
| 2.3.1 污染海水腐蚀机理 |
| 2.3.2 腐蚀的影响因素 |
| 2.3.3 GBE腐蚀的影响机理 |
| 2.4 文献综述小结 |
| 3 研究内容与技术路线 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 材料制备及实验设备 |
| 3.3.1 材料加工及测试设备 |
| 3.3.2 微观组织分析设备 |
| 3.3.3 腐蚀实验及设备 |
| 4 铜镍合金成分设计及热变形行为的研究 |
| 4.1 不同硫含量铜镍合金的设计及制备 |
| 4.2 不同硫含量对铜镍合金热压缩变形的影响 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 不同硫含量对铜镍合金热压缩强度的影响 |
| 4.2.3 硫化物的形貌和成分分析 |
| 4.2.4 不同硫含量对铜镍合金动态再结晶的影响 |
| 4.2.5 不同硫含量对铜镍合金热压缩加工图的影响 |
| 4.3 不同硫含量对铜镍合金高温拉伸断裂的影响 |
| 4.3.1 实验方法 |
| 4.3.2 不同硫含量对铜镍合金高温拉伸性能的影响 |
| 4.3.3 不同硫含量铜镍合金高温拉伸微观结构的变化 |
| 4.3.4 不同硫含量对铜镍合金高温拉伸加工图的影响 |
| 4.4 高纯铜镍合金的热压缩变形行为 |
| 4.4.1 实验材料及方法 |
| 4.4.2 高纯铜镍合金的真实应力-应变曲线 |
| 4.4.3 高纯铜镍合金的变形抗力模型 |
| 4.5 高纯铜镍合金的热变形机理 |
| 4.5.1 高纯铜镍合金的热力学 |
| 4.5.2 高纯铜镍合金的动态模型 |
| 4.5.3 高纯铜镍合金的组织演变机理 |
| 4.6 高纯铜镍合金的加工图 |
| 4.6.1 高纯铜镍合金的功率耗散 |
| 4.6.2 高纯铜镍合金的不同失稳准则的判据 |
| 4.6.3 高纯铜镍合金加工图 |
| 4.7 高纯铜镍合金热变形断裂机制 |
| 4.7.1 实验方法 |
| 4.7.2 高纯铜镍合金的高温拉伸行为 |
| 4.7.3 高纯铜镍合金的断口形貌分析 |
| 4.8 铜镍合金管坯热加工试验及分析 |
| 4.8.1 实验方法 |
| 4.8.2 硫化物析出及变形过程 |
| 4.8.3 锻造工艺试验 |
| 4.8.4 热穿孔工艺试验 |
| 4.9 本章结论 |
| 5 铜镍合金管材冷变形及退火的研究 |
| 5.1 不同硫含量对铜镍合金冷变形的影响 |
| 5.1.1 实验方法 |
| 5.1.2 不同硫含量对铜镍合金室温力学性能的影响 |
| 5.1.3 不同硫含量对铜镍合金断口形貌的影响 |
| 5.1.4 硫化类夹杂物分析 |
| 5.2 不同减壁量冷轧对管材组织和性能的影响 |
| 5.2.1 实验方法 |
| 5.2.2 不同减壁量冷轧对管材组织的影响 |
| 5.2.3 不同减壁量冷轧后管材织构演变 |
| 5.2.4 不同减壁量冷轧后管材组织取向分析 |
| 5.2.5 不同减壁量冷轧后管材的晶界结构 |
| 5.2.6 不同减壁量冷轧后管材的力学性能 |
| 5.3 不同变形量冷轧对管材组织和性能的影响 |
| 5.3.1 实验方法 |
| 5.3.2 不同变形量冷轧对管材组织的影响 |
| 5.3.3 不同变形量冷轧后管材的织构演变 |
| 5.3.4 不同变形量冷轧后管材的力学性能 |
| 5.4 退火温度对管材的组织和性能影响 |
| 5.4.1 实验方法 |
| 5.4.2 退火温度对组织的影响 |
| 5.4.3 退火温度对特殊晶界的影响 |
| 5.4.4 退火温度对残余应力的影响 |
| 5.5 退火时间对管材的组织和性能影响 |
| 5.5.1 实验方法 |
| 5.5.2 退火时间对组织影响 |
| 5.5.3 退火时间对特殊晶界的影响 |
| 5.5.4 退火时间对残余应力的影响 |
| 5.6 变形量对管材微观组织的影响 |
| 5.6.1 实验方法 |
| 5.6.2 变形量对退火后组织的影响 |
| 5.6.3 变形量对退火后的特殊晶界的影响 |
| 5.7 不同硫含量对铜镍合金冷轧管材的组织和性能影响 |
| 5.7.1 实验方法 |
| 5.7.2 不同硫含量铜镍合金冷轧管材的组织 |
| 5.7.3 不同硫含量铜镍合金冷轧管材的力学性能 |
| 5.8 结论 |
| 6 铜镍合金高污染海水中失效行为及机理分析 |
| 6.1 实验材料和方法 |
| 6.2 铜镍合金腐蚀的物理模拟 |
| 6.3 电化学腐蚀分析 |
| 6.3.1 极化曲线 |
| 6.3.2 电化学阻抗谱 |
| 6.4 腐蚀形貌分析 |
| 6.4.1 宏观腐蚀形貌 |
| 6.4.2 SEM分析 |
| 6.5 腐蚀产物分析 |
| 6.5.1 XPS分析 |
| 6.5.2 XRD分析 |
| 6.6 腐蚀机理分析 |
| 6.7 结论 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 8 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
（3）Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢的GBE处理及其耐蚀性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高氮奥氏体不锈钢及其发展现状 |
| 1.1.1 高氮奥氏体不锈钢及分类 |
| 1.1.2 国外高氮钢的发展现状 |
| 1.1.3 国内高氮钢的发展现状 |
| 1.2 高氮钢的制备方法 |
| 1.2.1 粉末冶金法 |
| 1.2.2 渗氮法 |
| 1.2.3 熔炼法 |
| 1.3 奥氏体不锈钢的塑性变形 |
| 1.3.1 位错运动 |
| 1.3.2 孪晶作用 |
| 1.3.3 晶粒取向作用 |
| 1.3.4 晶界作用 |
| 1.4 晶界工程 |
| 1.4.1 晶界工程定义 |
| 1.4.2 晶界工程技术工艺 |
| 1.4.3 影响晶界特征分布的因素 |
| 1.4.4 晶界工程的发展与应用 |
| 1.5 研究意义及内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢电渣重熔和锻造 |
| 2.1 实验方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.1.3 电渣重熔 |
| 2.1.4 高氮钢的锻造 |
| 2.1.5 热处理工艺 |
| 2.1.6 组织观察与性能测试 |
| 2.2 Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢的熔炼 |
| 2.2.1 铸锭成分及形貌 |
| 2.2.2 显微组织 |
| 2.2.3 性能 |
| 2.3 Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢的电渣重熔 |
| 2.3.1 铸锭成分及形貌 |
| 2.3.2 显微组织 |
| 2.3.3 性能 |
| 2.4 电渣重熔Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢的锻造 |
| 2.4.1 显微组织 |
| 2.4.2 性能 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 冷变形Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢的组织及性能 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验设备 |
| 3.1.3 冷变形 |
| 3.1.4 组织观察与性能测试 |
| 3.2 真应力-真应变曲线及其分析 |
| 3.2.1 真应力-真应变曲线 |
| 3.2.2 应变硬化指数 |
| 3.3 冷变形Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢组织 |
| 3.3.1 冷变形组织 |
| 3.3.2 相组成 |
| 3.4 冷变形Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢性能 |
| 3.4.1 冷变形Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢硬度 |
| 3.4.2 冷变形Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢耐蚀性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 GBE处理Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢的晶界特征分布 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验设备 |
| 4.1.3 GBE处理工艺 |
| 4.1.4 组织观察与性能测试 |
| 4.2 固溶和冷变形试样组织 |
| 4.3 GBE处理Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢晶界特征分布 |
| 4.3.1 单步应变再结晶 |
| 4.3.2 反复应变再结晶 |
| 4.4 GBE处理Cr20Mn18Ni2Mo2 高氮钢耐蚀性 |
| 4.4.1 极化曲线分析 |
| 4.4.2 草酸电解浸蚀实验 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读硕士学位期间研究成果 |
（4）晶界工程对S31254-40B超级奥氏体不锈钢组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 S31254超级奥氏体不锈钢概述 |
| 1.1.1 S31254超级奥氏体不锈钢的成分 |
| 1.1.2 S31254超级奥氏体不锈钢的性能 |
| 1.1.3 S31254超级奥氏体不锈钢的应用领域 |
| 1.1.4 S31254超级奥氏体不锈钢的研究现状 |
| 1.2 硼微合金化对S31254超级奥氏体不锈钢组织和性能的影响 |
| 1.3 晶界工程研究 |
| 1.3.1 晶界工程的发展 |
| 1.3.2 晶界工程对不锈钢耐蚀性能的影响 |
| 1.3.3 晶界工程对不锈钢力学性能的影响 |
| 1.4 本课题研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料及试样制备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 试样制备 |
| 2.2 热加工工艺 |
| 2.2.1 固溶处理工艺 |
| 2.2.2 冷压处理工艺 |
| 2.2.3 退火处理工艺 |
| 2.3 显微组织分析 |
| 2.3.1 金相显微组织观察(OM) |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM)及能谱仪(EDS) |
| 2.4 耐蚀性能测试 |
| 2.4.1 耐点蚀性能测试 |
| 2.4.2 耐晶间腐蚀性能测试 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 第三章 小变形量的晶界工程对S31254-40B性能的影响 |
| 3.1 固溶处理对S31254-40B的作用 |
| 3.2 退火温度对晶界工程后S31254-40B耐蚀性能的影响 |
| 3.2.1 退火温度对S31254-40B的显微组织结构的影响 |
| 3.2.2 退火温度对S31254-40B耐点蚀性能的影响 |
| 3.2.3 退火温度对S31254-40B耐晶间腐蚀性能的影响 |
| 3.3 退火时间对晶界工程后S31254-40B耐蚀性能的影响 |
| 3.3.1 退火时间对S31254-40B的显微组织结构的影响 |
| 3.3.2 退火时间对S31254-40B耐点蚀性能的影响 |
| 3.3.3 退火时间对S31254-40B耐晶间腐蚀性能的影响 |
| 3.4 晶界工程对S31254-40B力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 退火温度对大变形S31254-40B性能的影响 |
| 4.1 形变量对S31254-40B显微组织结构的影响 |
| 4.2 低温短时退火的大变形量晶界工程 |
| 4.2.1 退火温度对短时间处理后S31254-40B显微组织的影响 |
| 4.2.2 退火对短时间处理后S31254-40B耐点蚀性能的影响 |
| 4.2.3 退火温度对短时间处理后S31254-40B耐晶间腐蚀性能的影响 |
| 4.3 低温长时退火的大变形量晶界工程 |
| 4.3.1 退火温度对长时间处理后S31254-40B显微组织的影响 |
| 4.3.2 退火温度对长时间处理后S31254-40B耐点蚀性能的影响 |
| 4.3.3 退火温度对长时间处理后S31254-40B耐晶间腐蚀性能的影响 |
| 4.4 高温短时退火的大变形量晶界工程 |
| 4.4.1 退火温度对短时间处理后S31254-40B显微组织的影响 |
| 4.4.2 退火温度对短时间处理后S31254-40B耐点蚀性能的影响 |
| 4.4.3 退火温度对短时间处理后S31254-40B耐晶间腐蚀性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（5）退火方式对轧制3003铝板组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 3003 铝合金国内外研究发展概况 |
| 1.3 合金及杂质元素在3003 铝合金中的作用 |
| 1.4 铝合金轧制工艺 |
| 1.5 铝合金轧制变形时组织与性能的变化 |
| 1.5.1 热轧变形时铝合金内部组织的变化 |
| 1.5.2 冷变形时铝合金内部组织的变化 |
| 1.6 课题研究的目的及意义 |
| 2 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验3003 铝合金来源 |
| 2.1.2 铝合金状态介绍 |
| 2.1.3 铝合金的热处理 |
| 2.1.4 3003 铝合金板材生产 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 实验仪器 |
| 2.4 分析试样制备 |
| 2.5 显微组织观察 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 显微硬度测试 |
| 2.6.2 拉伸测试 |
| 3 3003 铝合金板材微观形貌尺寸分析 |
| 3.1 EBSD技术原理 |
| 3.2 完全退火3003 铝合金板材微观形貌尺寸分析 |
| 3.3 冷轧不退火3003 铝合金板材微观形貌尺寸分析 |
| 3.4 冷轧+不完全退火3003 铝合金板材微观形貌尺寸分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 3003 铝合金板材微观组织分析 |
| 4.1 织构的表示方法 |
| 4.1.1 晶体学指数表示法 |
| 4.1.2 直接极图表示法 |
| 4.1.3 反极图表示法 |
| 4.1.4 ODF表示法 |
| 4.2 3003 铝合金板材微观织构分析 |
| 4.2.1 完全退火3003 铝合金板材组织分析 |
| 4.2.2 冷轧不退火3003 铝合金板材组织分析 |
| 4.2.3 冷轧+不完全退火3003 铝合金板材组织分析 |
| 4.3 3003 铝合金板材XRD物相分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 3003 铝合金板材力学性能分析 |
| 5.1 应力-应变计算 |
| 5.2 完全退火3003 铝合金板材力学性能 |
| 5.3 冷轧不退火3003 铝合金板材力学性能 |
| 5.4 冷轧+不完全退火3003 铝合金板材力学性能 |
| 5.5 材料断口分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
| 致谢 |
（6）ODS FeCrAl合金的制备、微观结构及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 核能的发展历史与现状 |
| 1.2.1 国内外核能发展状况 |
| 1.2.2 核能发展遇到的问题 |
| 1.2.3 核能发展的机遇和挑战 |
| 1.3 事故容错燃料包壳的研究现状 |
| 1.3.1 反应堆中的包壳及ATF包壳发展计划 |
| 1.3.2 Zr合金包壳表面涂层 |
| 1.3.3 FeCrAl合金和ODS FeCrAl合金 |
| 1.3.4 SiC及SiC/SiC复合包壳材料 |
| 1.4 ODS FeCrAl合金的制备过程及方法 |
| 1.4.1 弥散氧化物的引入 |
| 1.4.2 合金粉末烧结成形 |
| 1.4.3 ODS FeCrAl合金管材的加工 |
| 1.5 ODS FeCrAl合金的微观组织与强化机制 |
| 1.5.1 弥散氧化物的演变 |
| 1.5.2 纳米氧化物的共格性 |
| 1.5.3 力学性能与强化机制 |
| 1.6 本论文研究意义及内容 |
| 第2章 机械合金化法制备ODS FeCrAl合金的组织性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料及制备方法 |
| 2.2.2 测试方法 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 Zr元素对弥散氧化物形貌和尺寸分布的影响 |
| 2.3.2 Zr元素对氧化物弥散相物相种类的影响 |
| 2.3.3 氧化物弥散相与合金基体的共格关系研究 |
| 2.3.4 Zr元素对退火态合金微观组织的影响 |
| 2.3.5 Zr元素对退火态合金拉伸性能的影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 粉末锻造法制备ODS FeCrAl合金的初步研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 实验材料及制备方法 |
| 3.2.2 测试方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 粉末锻造对合金致密度的影响 |
| 3.3.2 粉末锻造对弥散氧化物相的影响 |
| 3.3.3 粉末锻造对退火态合金微观组织的影响 |
| 3.3.4 粉末锻造对退火态合金冲击性能的影响 |
| 3.3.5 粉末锻造对退火态合金拉伸性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 内氧化法制备ODS FeCrAl合金的组织演变和力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料及制备方法 |
| 4.2.2 测试方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 内氧化过程中粉末微观结构演变 |
| 4.3.2 热等静压态合金的微观组织 |
| 4.3.3 退火态合金的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 ODS FeCrAl合金薄壁管材的退火行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料和方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 退火温度对ODS FeCrAl管材微观组织的影响 |
| 5.3.2 退火温度对ODS FeCrAl管材织构的影响 |
| 5.3.3 退火温度对ODS FeCrAl管材微观结构的影响 |
| 5.3.4 退火温度对ODS FeCrAl管材力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 加工过程中的弥散氧化物熟化行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料和方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 热压缩对合金微观组织的影响 |
| 6.3.2 冷轧态合金弥散氧化物的高温稳定性 |
| 6.3.3 去应力退火后弥散氧化物的高温稳定性 |
| 6.3.4 熟化过程中弥散氧化物的结构演变 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 ODS FeCrAl合金包壳管材的耐腐蚀性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验材料和方法 |
| 7.2.1 实验材料 |
| 7.2.2 试验方法 |
| 7.3 结果与讨论 |
| 7.3.1 360℃静态水腐蚀试验 |
| 7.3.2 360℃动态水腐蚀试验 |
| 7.3.3 1200℃高温水蒸汽腐蚀试验 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 总结与展望 |
| 8.1 全文总结 |
| 8.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（7）NiCrAlFe合金薄带的制备及其组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 精密电阻合金概述 |
| 1.2 NiCrAlFe合金 |
| 1.2.1 NiCrAlFe合金特性 |
| 1.2.2 NiCrAlFe合金的研究现状 |
| 1.3 薄带制备工艺概述 |
| 1.3.1 薄带常用制备方法 |
| 1.3.2 NiCrAlFe合金薄带制备研究现状 |
| 1.4 织构对合金电学性能的影响 |
| 1.5 课题研究意义与内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 形变热处理工艺 |
| 2.2.1 冷轧 |
| 2.2.2 高温退火 |
| 2.2.3 回火 |
| 2.3 材料组织的表征与性能测试 |
| 2.3.1 金相组织观察 |
| 2.3.2 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.3 差示扫描量热分析 |
| 2.3.4 合金电阻率测试 |
| 2.3.5 合金电阻温度系数测试 |
| 第3章 冷轧对NiCrAlFe合金组织及电学性能影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 NiCrAlFe合金冷变形过程中的组织演变 |
| 3.2.1 冷轧NiCrAlFe合金薄带宏观形貌 |
| 3.2.2 冷变形过程中合金显微组织变化 |
| 3.2.3 冷变形过程中合金晶粒尺寸变化 |
| 3.2.4 冷变形过程中合金晶界分布演变 |
| 3.2.5 冷变形过程中合金位错密度变化 |
| 3.3 冷轧NiCrAlFe合金的织构演变 |
| 3.3.1 晶体取向(IPF图)分析 |
| 3.3.2 反极图分析 |
| 3.3.3 取向分布函数(ODF)分析 |
| 3.3.4 合金冷轧织构演变 |
| 3.3.5 织构组分变形储能分析 |
| 3.4 冷轧对NiCrAlFe合金电性能影响 |
| 3.4.1 变形量对NiCrAlFe合金电阻率的影响 |
| 3.4.2 冷轧织构对NiCrAlFe合金电阻的影响 |
| 3.4.3 变形量对NiCrAlFe合金电阻温度系数的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 高温退火对NiCrAlFe合金组织及电学性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 退火温度对NiCrAlFe合金组织的影响 |
| 4.2.1 差示扫描量热分析 |
| 4.2.2 退火过程中NiCrAlFe合金的显微组织演变 |
| 4.2.3 退火温度对NiCrAlFe合金晶粒尺寸的影响 |
| 4.2.4 退火对NiCrAlFe合金晶界分布特征的影响 |
| 4.2.5 退火对NiCrAlFe合金位错密度的影响 |
| 4.3 退火后NiCrAlFe合金的织构转变 |
| 4.3.1 晶体取向(IPF图)分析 |
| 4.3.2 反极图分析 |
| 4.3.3 取向分布函数(ODF)分析 |
| 4.3.4 织构组分分析 |
| 4.3.5 退火后合金织构演变 |
| 4.3.6 织构组分变形储能计算 |
| 4.4 退火对NiCrAlFe合金电性能的影响 |
| 4.4.1 退火温度对不同变形量合金电阻率的影响 |
| 4.4.2 退火织构对NiCrAlFe合金电阻的影响 |
| 4.4.3 退火对不同变形量合金电阻温度系数的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 回火处理对NiCrAlFe合金组织及电学性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 回火温度对NiCrAlFe合金组织的影响 |
| 5.2.1 回火温度对NiCrAlFe合金显微组织的影响 |
| 5.2.2 回火对NiCrAlFe合金晶界分布特征的影响 |
| 5.2.3 回火对NiCrAlFe合金位错密度的影响 |
| 5.3 回火后NiCrAlFe合金的织构转变 |
| 5.3.1 晶体取向(IPF图)分析 |
| 5.3.2 反极图分析 |
| 5.3.3 取向分布函数(ODF)分析 |
| 5.3.4 回火后合金织构演变 |
| 5.3.5 织构组分变形储能计算 |
| 5.4 回火对NiCrAlFe合金电性能的影响 |
| 5.4.1 回火温度对不同变形量合金电阻率的影响 |
| 5.4.2 回火织构对NiCrAlFe合金电阻的影响 |
| 5.4.3 回火温度对不同变形量合金电阻温度系数的影响 |
| 5.5 冷轧制备NiCrAlFe合金薄带工艺分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 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 |
（8）低温（450℃以下）形变铍组织软化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 金属铍的性质 |
| 1.2 再结晶机制 |
| 1.2.1 形核过程 |
| 1.2.2 长大过程 |
| 1.3 再结晶的影响因素 |
| 1.3.1 预变形程度 |
| 1.3.2 原始晶粒尺寸 |
| 1.3.3 溶质原子 |
| 1.3.4 第二相 |
| 1.3.5 再结晶退火工艺参数 |
| 1.4 再结晶动力学 |
| 1.4.1 The Johnson-Meh1-Avrami-Kolmogorov(JMAK)模型 |
| 1.4.2 Avrami方程 |
| 1.5 研究背景及意义 |
| 1.5.1 铍的再结晶研究现状 |
| 1.5.2 论文主要研究目的 |
| 1.5.3 论文主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料及制备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 热压缩试验 |
| 2.2 组织表征分析 |
| 2.2.1 光学金相组织观察 |
| 2.2.2 背散射电子衍射分析 |
| 2.2.3 硬度法统计再结晶体积分数 |
| 2.3 实验技术路线 |
| 第三章 铍的静态再结晶机理 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 铍的力性压缩实验 |
| 3.3 结晶组织演化及机理分析 |
| 3.3.1 再结晶孕育期 |
| 3.3.2 孪晶形核 |
| 3.3.3 晶界弓出形核 |
| 3.3.4 晶内形核及第二相形核 |
| 3.3.5 晶粒长大及二次再结晶 |
| 3.3.6 再结晶织构演变 |
| 3.4 退火温度对再结晶行为的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 再结晶本构方程 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 再结晶激活能Q_R的确定 |
| 4.3 应变量对再结晶行为的影响 |
| 4.4 变形条件Z值对再结晶行为的影响 |
| 4.5 动力学模型n值确定 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简介 |
（9）形变与热处理对镁及镁锌合金组织与性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金概述 |
| 1.1.1 镁合金的基本性质 |
| 1.1.2 镁合金的应用 |
| 1.2 镁合金丝材的研究进展 |
| 1.2.1 镁合金的冷拉拔工艺 |
| 1.2.2 镁合金的再结晶退火工艺 |
| 1.2.3 镁合金冷变形机制 |
| 1.2.4 镁合金丝材的腐蚀行为 |
| 1.3 镁及镁合金的腐蚀 |
| 1.3.1 镁合金的腐蚀机理 |
| 1.3.2 镁合金的腐蚀类型 |
| 1.4 镁合金腐蚀的影响因素 |
| 1.4.1 合金元素 |
| 1.4.2 显微组织 |
| 1.4.3 织构 |
| 1.4.4 杂质 |
| 1.4.5 缺陷 |
| 1.5 研究背景、目的及主要内容 |
| 1.5.1 研究背景 |
| 1.5.2 研究目的和内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验过程和研究方法 |
| 2.1 工艺路线 |
| 2.2 合金的成分 |
| 2.3 合金制备 |
| 2.3.1 原材料制备 |
| 2.3.2 熔炼和浇铸 |
| 2.4 丝材制备 |
| 2.4.1 热挤压工艺 |
| 2.4.2 冷拉拔工艺 |
| 2.4.3 热处理工艺 |
| 2.5 腐蚀性能测试 |
| 2.5.1 浸泡腐蚀试验 |
| 2.5.2 电化学性能测试 |
| 2.5.3 开尔文探针试验 |
| 2.6 微观组织观察 |
| 2.6.1 金相显微分析 |
| 2.6.2 合金成分分析 |
| 2.6.3 扫描电子显微镜(SEM)及微区成分分析 |
| 2.6.4 EBSD分析 |
| 参考文献 |
| 第三章 变形方式对镁合金组织和腐蚀行为的影响 |
| 3.1 合金成分设计与制备 |
| 3.2 变形方式对镁合金丝材显微组织的影响 |
| 3.2.1 纯镁的显微组织 |
| 3.2.2 Z2合金的显微组织 |
| 3.2.3 Z4合金的显微组织 |
| 3.3 变形方式对镁合金丝材腐蚀性能的影响 |
| 3.3.1 纯镁丝材的腐蚀性能 |
| 3.3.2 Z2丝材的腐蚀性能 |
| 3.3.3 Z4丝材的腐蚀性能 |
| 3.4 变形方式对镁合金微区电位分布的影响 |
| 3.5 分析讨论 |
| 3.5.1 加工工艺对镁合金微区织构的影响 |
| 3.5.2 几种腐蚀速率测试方法的比较 |
| 3.5.3 加工方式对镁合金丝材腐蚀性能的影响 |
| 3.5.4 合金元素Zn对镁合金丝材腐蚀性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 热处理对镁合金组织和腐蚀行为的影响 |
| 4.1 退火工艺对镁合金丝材显微组织的影响 |
| 4.1.1 退火态纯镁试样的显微组织 |
| 4.1.2 退火态Z2 合金的显微组织 |
| 4.1.3 退火态Z4 合金的显微组织 |
| 4.2 退火工艺对镁合金丝材腐蚀性能的影响 |
| 4.2.1 退火态纯镁丝材的腐蚀性能 |
| 4.2.2 退火态Z2 丝材的腐蚀性能 |
| 4.2.3 退火态Z4 丝材的腐蚀性能 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.3.1 热处理对镁合金显微组织的影响 |
| 4.3.2 热处理工艺对镁合金丝材腐蚀行为的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 镁合金局部腐蚀的显微组织机制探索 |
| 5.1 镁合金腐蚀的关键问题 |
| 5.1.1 腐蚀可控性 |
| 5.1.2 镁合金中的局部腐蚀 |
| 5.1.3 镁合金腐蚀发展的模型建立 |
| 5.1.4 局部腐蚀的微电偶模型 |
| 5.2 微电极性质 |
| 5.2.1 表面能定义 |
| 5.2.2 计算方法和模型 |
| 5.2.3 计算结果和分析 |
| 5.3 局部腐蚀的显微组织机制 |
| 5.3.1 晶体取向分布对局部腐蚀的影响 |
| 5.3.2 晶粒尺寸对局部腐蚀的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 主要结论 |
| 本课题研究的创新点和今后工作的建议 |
| 科研成果清单 |
| 致谢 |
（10）CoCrFeNiWx高熵合金组织与力学性能研究（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 高熵合金相分类及预测判据 |
| 1.3 高熵合金组织分类及调控方法 |
| 1.3.1 高熵合金组织分类 |
| 1.3.2 高熵合金成分调整 |
| 1.3.3 形变热处理 |
| 1.3.4 其他方法 |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.2.1 实验原材料 |
| 2.2.2 试样制备方法 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 X射线衍射实验 |
| 2.3.2 扫描电镜分析 |
| 2.3.3 透射电镜分析 |
| 2.3.4 室温拉伸性能 |
| 2.3.5 显微硬度测试 |
| 2.4 实验流程 |
| 第3章 铸态及退火态CoCrFeNiW_x合金组织及性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 CoCrFeNiW_x高熵合金的相组成 |
| 3.3 CoCrFeNiW_x高熵合金显微组织研究 |
| 3.3.1 铸态CoCrFeNiW_x高熵合金显微组织 |
| 3.3.2 退火态CoCrFeNiW_x高熵合金显微组织 |
| 3.4 CoCrFeNiW_x高熵合金相形成规律 |
| 3.4.1 TCP相增强铸态高熵合金相组成规律 |
| 3.4.2 μ相析出能力评价 |
| 3.4.3 μ相析出过程分析 |
| 3.5 CoCrFeNiW_x高熵合金力学性能研究 |
| 3.5.1 CoCrFeNiW_x高熵合金显微硬度 |
| 3.5.2 CoCrFeNiW_x高熵合金拉伸性能 |
| 3.5.3 CoCrFeNiW_(0.2)高熵合金变形组织及加工硬化行为 |
| 3.5.4 CoCrFeNiW_(0.4)高熵合金变形组织及加工硬化行为 |
| 3.5.5 CoCrFeNiW_(0.6)高熵合金变形组织 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 形变热处理CoCrFeNiW_x合金组织及性能 |
| 4.0 引言 |
| 4.1 形变热处理CoCrFeNiW_x合金显微组织研究 |
| 4.1.1 冷变形CoCrFeNiW_x合金显微组织研究 |
| 4.1.2 低温退火冷变形CoCrFeNiW_x合金显微组织研究 |
| 4.1.3 高温退火冷变形CoCrFeNiW_x合金显微组织研究 |
| 4.2 形变热处理CoCrFeNiW_x合金拉伸性能研究 |
| 4.2.1 形变热处理CoCrFeNiW_x应力-应变曲线 |
| 4.2.2 形变热处理CoCrFeNi合金断口研究 |
| 4.2.3 形变热处理CoCrFeNiW_(0.2)合金断口研究 |
| 4.2.4 形变热处理CoCrFeNiW_(0.4)合金断口研究 |
| 4.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
四、冷变形CrMo钢系列温度退火后的组织与性能（论文参考文献）
- [1]15Mn7中锰钢变形特性及组织性能调控研究[D]. 孙晓云. 上海大学, 2021
- [2]高纯C71500铜镍合金管材塑性成形和耐蚀性研究[D]. 高鑫. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]Cr20Mn18Ni2Mo2高氮钢的GBE处理及其耐蚀性[D]. 丁国刚. 长春工业大学, 2021(08)
- [4]晶界工程对S31254-40B超级奥氏体不锈钢组织及性能的影响[D]. 杨硕. 太原理工大学, 2021(01)
- [5]退火方式对轧制3003铝板组织及性能的影响[D]. 吴晓宝. 中北大学, 2021(09)
- [6]ODS FeCrAl合金的制备、微观结构及性能研究[D]. 吴飒建. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [7]NiCrAlFe合金薄带的制备及其组织性能研究[D]. 周生睿. 兰州理工大学, 2021(01)
- [8]低温（450℃以下）形变铍组织软化行为研究[D]. 叶书鹏. 宁夏大学, 2020(03)
- [9]形变与热处理对镁及镁锌合金组织与性能影响的研究[D]. 孟姣. 东南大学, 2020(01)
- [10]CoCrFeNiWx高熵合金组织与力学性能研究[D]. 王雷. 哈尔滨工业大学, 2020(02)