一、9Cr-1 Mo-V-Nb-N钢的热处理工艺优化研究（论文文献综述）
杨文晟[1]（2021）在《9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢关键技术基础研究》文中认为“加大环境治理力度,推动绿色发展取得新突破”,我国政府工作报告中重申了全面实施燃煤电厂超超低排放和节能升级的重要性和紧迫性。据有关方面计算,汽轮机服役温度每提高10℃,热效率可相对提高0.25%～0.30%。在我国目前通过技术引进成功开发的620℃等级高参数汽轮机材料中,耐热钢的研发和选用已经凸显了其局限性,随着机组投运时间的延长,现有耐热钢高温性能不足的问题也逐渐暴露,而630℃等级高参数汽轮机的研发生产主要由国外厂商技术垄断。所以研发我国自己的适用于更高参数（630℃）机组的材料以进一步降低煤耗、实现超超低排放的需求在当前提倡碳中和的情况下成为最为紧迫的任务。本课题依托四川省省院省校科技合作项目“630℃超高参数汽轮机关键阀芯锻件用新型耐热钢研发”（18SYXHZ0069）,采用VIM+ESR的生产工艺对9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢添加的Y2O3收得率、氧化物粒子在冶炼过程的运动行为、稀土氧化物弥散强化耐热钢的热变形行为、马氏体相转变行为等进行了系统研究;应用磁控溅射技术对耐热钢抗氧化能力、表面力学性能进一步改进;利用ProCAST模拟软件建立了工业级稀土氧化物弥散强化耐热钢电渣重熔的温度场、凝固场数值模型,优化了工业级耐热钢的电渣重熔工艺,解决了应用于630℃耐热钢实际研发、生产过程中的“热加工性差、无法长期保持设计的高温蠕变强度、抗高温氧化能力无法满足更高的服役温度”的问题,取得如下研究成果:首先在9-12%Cr马氏体耐热钢真空熔炼后期外加稀土 Y2O3纳米添加剂,利用稳定弥散的Y2O3粒子弥补现有的碳氮化物强化相在高温长时间下容易粗化所导致的钉扎作用损失。研究发现添加的稀土 Y203粒子在钢液中做布朗运动,在1600℃钢液中仅溶解0.2%,Y2O3粒子经VIM熔炼、ESR精炼后平均收得率达到37.5%。在实验室小型电渣重熔锭剖面组织及温度场、凝固场数值模拟发现,在电渣锭稳定结晶区域,耐热钢的柱状晶呈倒“V”型,500 kg工业级电渣过程数值模拟得到的最佳熔速为180 kg/h。热力学计算表明,在平衡凝固过程中,液相线温度为1510℃,固相线温度为1310℃,MX、M23C6析出强化相及Laves相和Z相于固相中依次析出。平衡凝固顺序为:L→L+δ-Ferrite→L+δ-Ferrite+MX→L+δ-Ferrite+MX+γ→δ-Ferrite+MX+γ→MX+γ+→MX+y+M23C6+α-Ferrite→MX+M23C6+αFerrite→MX+M23C6+α-Ferrite+Laves→MX+M23C6+α-Ferrite+Laves+Z;非平衡凝固过程中,由于大量溶质原子在凝固前沿富集及再分分布,导致凝固区间大于平衡凝固,同时诱导M23C6在凝固末端生成,非平衡凝固顺序为:L→L+δ→L+δ+γ→L+y+Z→L+y+Z+M2B→L+y+M2B+M23C6。结合热加工工艺及Gleeble热压缩实验发现,在低温低应变速率区域,9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢的软化机制为动态回复,在高温高应变速率区域,耐热钢的软化机制为动态再结晶。对热加工图的研究可知,9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢的最佳热加工参数为T=1050-1100℃、ε=0.03-0.3 s-1。利用Gleeble热模拟试验机和超高温共聚焦显微镜对比研究了不同冷速下9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢中马氏体的相转变行为规律。结果表明,板条马氏体首先在奥氏体晶界处形核并向内部长大;随着温度的降低,马氏体板条束在晶界处形成;多个马氏体板条束形成马氏体板条群,将原始奥氏体晶粒分割成数个小区域。增加冷速有利于提高马氏体形核率,同时引起奥氏体缺陷增多阻止板条马氏体界面迁移。随后在传统热处理工艺基础上增加二次淬火（1000℃）处理,显着降低了原始奥氏体尺寸,原奥平均晶粒尺寸由传统工艺的30.4 μm减小为12.1μm,冲击韧性由原有的12 J提升至24 J。二次淬火保温过程中大量的Nb（C,N）和VN二次析出,析出的第二相粒子可以钉扎奥氏体晶界,促使奥氏体晶粒尺寸显着降低,冲击韧性大幅提高。通过添加Y203粒子,使耐热钢中的纳米强化相数量增多、平均尺寸下降,沉淀强化贡献增加了 71 MPa。Y203的加入同时也会使更多的第二相粒子钉扎晶界阻止位错运动,促使耐热钢具有更高的初始位错密度及更为细小的亚晶粒结构,进而提高耐热钢性能。使用直流磁控溅射DCMS技术在9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢上沉积了硬质Cr1-xAlxN/CrN/Cr梯度涂层,梯度涂层不但对耐热钢表面进行改性提高了耐热钢表面硬度,而且显着提高了基材耐热钢的抗高温氧化能力。适度增加涂层中的Al掺杂含量（x=0.7）,有利于形成富Al的表面无定形氧化物产物层。根据涂层氧化动力学模型,氧气在氧化产物层的内扩散是涂层氧化动力学的主要控速环节。
许元涛[2]（2020）在《两类低碳马氏体合金钢中温析出相转变及其对力学性能的影响》文中研究表明大力发展超超临界燃煤火电与先进汽车制造技术,尽可能提高电厂效率与实现汽车轻量化,同时降低制造成本,是当前降低CO2排放最现实有效的途径。9-12%Cr与4-12%Mn低碳马氏体钢作为火电机组与先进高强汽车关键部件的候选材料,前者蒸汽参数（温度与压力）的提高主要受制于服役过程中亚晶粗化与有害相析出,后者强塑积的提高主要取决于热机械处理过程中亚稳奥氏体与析出相的耦合效果。低碳马氏体耐热钢在中温（500-650℃）服役过程中亚晶的稳定性主要由晶界析出相控制,各种类型析出相的相转变及相互耦合作用会严重影响亚晶稳定性与蠕变性能。中锰先进汽车钢在中温（450-700℃）热机械处理过程中亚稳奥氏体的稳定性受析出相的影响,各种类型析出相的相转变及其与马氏体相变/奥氏体逆相变的耦合作用会显着影响TRIP效应与强塑性。因此,这两类低碳马氏体钢的力学性能都与中温析出相转变息息相关,系统研究其中温相转变机制与调控相应微观组织是突破“蒸汽参数”与“强塑积”瓶颈的关键所在。本文选择了低碳马氏体钢中的两种典型代表即10.5%Cr耐热钢（X12Cr Mo WVNb N10-1-1）与9%Mn中锰钢（Fe-0.1C-9.12Mn-3.18Ni-1.31Al）作为研究对象,系统研究了这两类低碳马氏体钢的中温析出相转变行为,揭示了各类中温相转变的相互作用机制,并在中锰钢中利用中温析出相转变调控了亚稳奥氏体的稳定性与TRIP效应,根据实验结果建立了析出相转变与力学性能之间的关系。主要结果如下:对10.5%Cr耐热钢进行650℃长期时效,研究析出相的析出与溶解对相转变及力学性能的影响机制。研究结果发现:（1）在650°C时效18000h之前,由于Si和P在M23C6/铁素体界面偏聚,M23C6碳化物邻近区域形核的Laves相颗粒倾向于直接吞并相邻的M23C6碳化物,吞并过程优先沿着M23C6/铁素体界面开始,然后逐渐扩展到M23C6的中心,最后诱导形成粗大且形状不规则的Laves相颗粒。（2）在650°C时效33500h后,延伸率下降主要是由Laves相的两种不同的形核和长大机理以及较高的粗化速率(～32.0nm h1/3)引起的严重不均匀的且粗大的Laves相尺寸造成的。（3）在650℃时效40500 h后,M2（C,N）碳氮化物逐渐溶解诱导新形成大量纳米MX碳氮化物。MX的体积分数从40500 h增加到49500 h,不仅通过钉扎效应和析出强化来维持强度的稳定性,而且通过与Laves相之间对Si的激烈竞争而有效抑制了Laves相的快速粗化,从而有利于延展性。在650℃长期时效的后期（约9000 h）,获得了不同寻常的强度和延展性的组合。对9%Mn中锰钢先进行冷轧然后进行中温配分与回火处理,研究Ni Al相的析出对相转变及力学性能的影响机制。发现配分处理时在相界面上保留一些Ni Al型纳米颗粒,在随后回火过程中可以通过纳米Ni Al相的钉扎效应有效地阻止界面从奥氏体向铁素体迁移,这有利于稳定奥氏体。另外,在回火过程中引入更多的Ni Al型纳米颗粒,则可以获得更硬的马氏体基体,可以在变形过程中有效“屏蔽”周围的奥氏体并降低奥氏体的转变速率。基于纳米Ni Al相对奥氏体稳定性的双重影响,在PT630样品中获得了强度（屈服强度:1108 MPa/最终抗拉强度:1241 MPa）和延展性（总伸长率:46.4%）的优异组合,并避免了Lüders带的出现。对9%Mn中锰钢先进行冷轧然后进行中温预回火与配分处理,研究亚稳态富Mn M12C的析出与溶解对相转变及力学性能的影响机制。利用晶内富Mn fcc M12C碳化物的析出与溶解诱导在马氏体晶粒内形成细小的奥氏体,形成的奥氏体中Mn元素呈梯度分布且Mn与C的含量比较高。以富Mn M12C为基础形核的奥氏体不仅机械稳定性更高,而且化学稳定性更高,有利于提高加工硬化率与延展性。两类低碳马氏体合金钢中的这些中温相转变行为及相互作用机制不仅为马氏体耐热钢在长期服役后期重新获得强度和延展性提供了借鉴,而且也使得在中锰钢中利用析出相调控奥氏体稳定性与优化TRIP效应成为可能。
孔维雄[3]（2020）在《高氮马氏体耐热钢组织与性能研究》文中进行了进一步梳理面对日益严峻的能源短缺和环境污染问题,发展绿色发电技术是突破当前困境最有效的措施。作为绿色发电技术的支撑,发电机组用钢铁材料应具备优异的高温力学性能以维持其在高温高压和腐蚀环境下的长期服役。本文以当前广泛研究的9Cr系耐热钢为基础,设计了一种新型高氮马氏体耐热铸钢,采用加压真空感应炉制备出两种实验用钢:实验钢A（0.25 wt%N）与实验钢B（0.3 wt%N）,并深入探究了其热处理工艺、组织结构和力学性能的内在相关性。组织与结构表征结果表明:实验钢A铸态组织为马氏体组织与少量高温铁素体组织的混合组织,实验钢B铸态组织为马氏体组织。实验钢A与实验钢B的均质化处理工艺分别为1050℃-10 h和1100℃-10 h时,两类实验钢的铸态偏析组织分解且实验钢A中高温铁素体含量较少。实验钢A和实验钢B的正火工艺分别为1000℃-2 h和1100℃-2 h时,两类实验铸钢晶粒细化、初始脉状氮化物分解,方形氮化物无变化;加热温度超过1100℃时,实验钢B组织中出现高温铁素体,其含量也随温度升高而增多。通过热处理的方法无法完全消除实验钢A组织中的高温铁素体。最后,钢中析出相的类型、尺寸可通过调整回火温度进行调控。当回火温度在700℃～760℃,实验钢B的回火组织中有少量长约20 nm的Fe3C相分布在基体中,尺寸为20～150 nm的（V,Nb）N,Cr N和Cr2N等相分布在马氏体板条中且其中的Cr2N相随温度升高尺寸减小,尺寸为150～300 nm的Laves（Fe2W）相分布在马氏体板条界上。当回火温度超过760℃后,析出相Fe3C相会完全分解。力学性能测试结果表明,实验钢B室温下表现出较低的冲击韧性、塑性和较高的拉伸强度,在600℃以上高温表现出较高的拉伸强度和良好的高温持久性能,这是由于实验钢B中VN、Cr N、Cr2N以及Laves相等析出相与位错交互作用进而有效钉扎位错,增加了基体的强度,与此同时其组织中又夹杂大量大尺寸氮化物,从而降低了韧性。
鲁海涛[4]（2019）在《国外P92钢在热处理过程中的组织性能演变规律研究》文中研究指明P92钢是一种新型铁素体耐热合金钢,以其优异的高温性能而广泛应用于超超临界火电机组蒸汽锅炉与蒸汽管道。现阶段国内正处于超超临界机组的高速发展时期,且P92钢在国内应用前景巨大,虽然我国已经初步具备了P92钢生产制造能力,但国产材料的某些性能和进口P92钢相比仍存在一定差距。材料的性能与热处理工艺密切相关,因此通过对国外P92钢在不同热处理过程中的组织演变规律研究,进一步探究国外P92钢的最终热处理工艺,对优化国产P92钢的热处理工艺,并提升国产P92钢产品的最终性能具有重要意义。本文研究中,首先利用热膨胀仪,研究国外P92钢在不同等温温度及不同冷却速率下的相转变时间及相变温度;利用OM、SEM等观察分析不同冷却速率与不同等温温度下的组织,结合维氏硬度测定,绘制国外P92钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线（CCT图）及等温转变曲线（TTT图）。其次,对国外P92钢进行不同的热处理,利用OM、SEM等分析不同热处理工艺下国外P92钢的组织演变规律;采用电解腐蚀方法对不同温度淬火后的国外P92钢进行电解腐蚀,借助OM测定其原始奥氏体晶粒尺寸;结合国内P92钢的热处理工艺,对1060℃淬火+760℃回火热处理的国外P92钢进行常温拉伸和常温冲击及450℃、500℃、550℃、600℃、650℃的短时高温拉伸实验,测定其常温拉伸、冲击性能及短时高温拉伸力学性能,并利用SEM进行断口形貌观察分析。结果表明:国外P92钢的相变临界点为:Ac1为792.4℃、Ac3为879.8℃、Ms为372.3℃、Mf为233.3℃;连续冷却曲线（CCT图）与等温转变曲线（TTT图）均包括高温区的先共析铁素体、珠光体、中温贝氏体、低温马氏体四个相变区,且其马氏体转变区与贝氏体转变区部分重合。国外P92钢经1040℃1080℃淬火后出现板条状马氏体,随淬火温度升高,马氏体组织愈加粗大,第二相未溶物减少,硬度逐渐下降,晶粒度由9级增大为7级;国外P92钢经1060℃淬火+740℃、760℃、780℃等温7h回火的热处理后,随回火温度升高组织由回火马氏体+回火托氏体,转变为回火托氏体、回火托氏体+回火索氏体;国外P92钢经1060℃淬火+760℃等温1h7h回火热处理后,随回火等温时间延长,组织由回火马氏体向回火托氏体演变,在回火等温5h后组织转变基本完成,同时随回火温度升高第二相颗粒减少,粒度变大且趋于均匀;随回火时间延长第二相颗粒增多,粒度变大且趋于均匀。国外P92钢经1060℃淬火+760℃回火热处理后,相较于使用态而言,材料在常温下的屈服强度下降25 MPa、抗拉强度基本未发生改变、伸长率提升3.5%、断面收缩率上升10%,冲击功KV2上升了13.1J;短时高温拉伸实验中随拉伸温度升高,试样的强度下降、塑韧性升高,在相同拉伸温度下,热处理态的国外P92钢在高温下的强度要较使用态有所降低,但塑性、韧性提高。
李勇[5]（2019）在《新型低合金耐热钢T23再热裂纹产生机理及成分改良的研究》文中研究表明T23钢是一种新型蠕变强度增强型铁素体耐热钢,具有热导率高、热膨胀系数低等特点,还具有良好的焊接性和优异的高温蠕变性能,是超超临界锅炉水冷壁、过热器、再热器等受热面部件的理想材料。然而,在电厂的应用中发生过多起再热裂纹引起的T23接头开裂导致水冷壁或再热器的爆管和泄漏事故,严重影响了机组的安全稳定运行。目前,T23钢再热裂纹形成机理尚不清楚,没有有效的防治方法。因此,有必要深入研究T23钢再热裂纹形成机理,并在此基础上研究化学成分对其再热裂纹的影响,探讨抗再热裂纹T23钢的成分改良设计。本文先研究T23钢再热裂纹形成机理。采用插销试验和模拟粗晶区短时蠕变破断试验,对商用T23钢再热裂纹敏感性进行评估,利用扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、能谱仪（EDS）对断口微观形貌、裂纹特征、析出相和晶界附近合金元素的贫化进行表征和分析,确定导致再热裂纹的关键因素,揭示再热裂纹形成机理。随后进一步研究T23钢粗晶区在650°C、0240 h时效过程中的组织演变,评价粗晶区时效前后的再热裂纹敏感性,分析组织状态对再热裂纹敏感性的影响,进一步深化对T23钢再热裂纹机理的认识,并建立预测在役T23接头再热裂纹敏感性的硬度判据。在确认晶界M23C6析出弱化晶界是导致T23钢再热裂纹产生的主要因素之后,研究碳、硼和钛等元素对M23C6析出行为及再热裂纹的影响,采用电子探针显微分析仪（EPMA）分析硼元素在粗晶区组织转变过程中的偏聚行为,揭示碳、硼和钛等元素影响再热裂纹的机理。最后,对多组不同含碳量和含硼量T23钢再热裂纹敏感性进行评估,构建了碳和硼含量与再热裂纹敏感性的关系,提出改良型抗再热裂纹T23钢的合金设计,并提出了预测T23钢再热裂纹的成分判据。研究结果表明:（1）高温拉伸过程中晶界析出的M23C6型碳化物弱化晶界是导致再热裂纹的主要原因,晶内析出的M23C6和M7C3型碳化物强化晶内是导致再热裂纹的次要原因,晶内MX型碳化物在高温拉伸过程中析出很少,不是导致T23钢再热裂纹的直接原因。晶界M23C6从两个方面弱化晶界,一是促进孔洞形核,二是造成附近基体合金元素贫化。（2）在再热过程中,粗晶区组织发生回复及再结晶,位错密度下降,亚晶粒（板条）尺寸增大;在较短时间（24h）内晶内析出M3C、M7C3和少量的M23C6,晶界析出大量M23C6,在较长时间（2448 h）后MX在晶内大量析出;组织转变使硬度逐渐下降,再热裂纹敏感性也逐渐降低。时效过程中的组织变化使晶内强度下降,晶界附近合金元素均匀化,组织也渐趋稳定。在高温拉伸过程中,组织不会发生明显的转变,有效避免了晶界弱化和晶内强化,缩小了晶内和晶界的强度差,因而塑性变形能力提升,再热裂纹敏感性下降。当粗晶区的硬度低于250 HB,对再热裂纹不再敏感,250 HB是粗晶区组织对再热裂纹不敏感的临界硬度值。（3）降低碳含量可以降低粗晶区晶内强度,减少晶界M23C6相的析出,减轻晶界的弱化,从而降低晶内和晶界的强度差,降低再热裂纹敏感性。（4）硼元素在焊后偏聚于粗晶区晶界,一方面起到直接强化晶界的作用,另一方面抑制了再热过程中晶界M23C6的析出长大,使得晶界强度得以保持,缩小晶内与晶界的强度差。因而,塑性变形也在晶内产生,使得整体塑性得到提升,再热裂纹敏感性降低。（5）钛对T23钢再热裂纹敏感性直接影响较小,远低于碳和硼的影响。虽然钛与碳的结合力强于铬、钒和钨,但其在短时间内难于形成MX相,不会造成晶内强化,且对M23C6相的析出没有影响,这是适当增加钛对T23钢再热裂纹敏感性影响不大的主要原因。（6）碳和硼对T23钢再热裂纹敏感性的影响最为显着,调整硼和碳的含量满足:[%B]>-1.4×[%C]2+0.35×[%C]-0.0115关系时,得到对再热裂纹不敏感的改良型T23钢。综合各元素的影响,提出以下预测T23钢再热裂纹敏感性的判据:FS=10C+0.47Cr+0.14Mo+0.038W-58.9B-1.45,当FS≥0,敏感;当FS<0,不敏感。本论文丰富和发展了低合金钢焊接性理论,解决了制约新型低合金耐热钢T23应用中的瓶颈问题,对于高参数火电机组的材料应用和开发具有重要的理论意义和实用价值。
陆盛资[6]（2019）在《基于机器学习的激光诱导击穿光谱应用于金属受热面失效检测的研究》文中研究指明随着国民经济快速发展,电力、冶金、化工、机械等行业高效稳定的发展与运作成为现代化建设重要的基础,同时也有越来越多的关键高温承压热力设备在各行业生产中被投入使用。这些高温承压热力设备的运作安全性与可靠性便成为了直接影响生产安全与经济效益的决定性因素之一。高温承压热力设备的金属受热面材料在长期的服役过程中,因其所处的恶劣环境,其运行安全和服役寿命会受材料金相结构和力学性能的变化所影响,发生金属材料的老化现象。传统的受热面检测方法需要对受热面进行切割以进行离线分析,而目前现有的无损检测技术手段主要是针对已有宏观缺陷的检测与判断,所以非常有必要发展一种具有快速实时无损检测特点,又具备在缺陷出现前进行失效趋势预测能力的新技术。激光诱导击穿光谱（Laser-Induced Breakdown Spectroscopy,LIBS）是一种新型的原子光谱技术,其除了具有快速的多元素检测能力之外,还能反映待测对象的材料基体特性。因此本文致力于将激光诱导击穿光谱技术应用于金属受热面失效检测中,将此光谱技术与机器学习技术结合,针对不同失效程度的金属受热面材料的光谱数据特征展开了对激光诱导等离子体时空演化特性、基于机器学习的金属失效预测模型建立和光谱的特征选择的理论和实验研究。本文在对现有的金属受热面失效检测分析方法的技术水平和研究现状的进行了深入分析的基础上,对具有代表性的金属受热面检测方法进行了介绍,阐述了本文的研究背景和意义。此外,对目前LIBS结合机器学习的研究进展进行了阐述和总结,对LIBS应用于材料特性检测领域的研究的发展过程与现状进行了归纳与介绍。然后在此基础上明确了本文的研究路线与内容。同时,对LIBS技术的原理及其光谱特性和代表性的金属受热面材料T91和12Cr1MoV钢的失效机理进行了详细的阐述和总结。设计并搭建了可实现对等离子体图像信号时空演化特性进行高精度分析的实验系统。将基于机器学习的各类数据分析方法引入了LIBS的应用中,在对其的数学原理和计算过程进行了归纳阐述后,结合具体的实验应用研究证明了聚类分析、数据降维、分类模型和特征选择方法在LIBS应用上的潜力。为了深入研究LIBS金属受热面失效检测的物理机理,利用增强电荷耦合器件（ICCD）光谱仪对不同老化等级的T91钢的等离子体图像及特征谱线的时空演化规律进行了观察与分析。对比和分析了不同老化等级样品的特征谱线辐射图像与强度、谱线强度比值和等离子体温度的时空演化规律以及激光烧蚀坑特性,建立了以上等离子体特性与金属老化等级之间的关联性,并讨论了其物理机理和对实际应用的意义。分析了在普通电荷耦合器件（CCD）光谱仪上对不同老化等级T91钢进行点阵测量的光谱特性,引入支持向量机（SVM）建立金属老化预测模型,并针对实际测量中的光谱信号波动与激光脉冲数的问题对模型进行了优化,且对预测模型进行了鲁棒性分析,验证了SVM金属老化预测模型的稳定可靠性和泛用性。针对金属样品在LIBS中呈现出的高维复杂光谱数据,对比了几种具有代表性的特征选择方法在不同晶粒度等级的12Cr1MoV钢和不同老化等级的T91钢的光谱数据上的表现,并提出了一种新的波长区间分层迭代筛选方法（LIW）。同时利用基于SVM和逻辑回归（LGR）所建立的金属特性预测模型对这些特征选择方法的有效性进行检验,证明LIW特征选择方法拥有最佳的表现。此外引入了数据异常检测对LIBS测量中离群数据点进行剔除,利用主成分分析法和K均值聚类算法实现对LIBS测量样本的宏观数据特征分析。上述研究为LIBS测量的自动数据处理建立了一套具有系统性和泛用性的方法论,同时为基于LIBS技术的金属受热面失效预测分析应用提供了更深刻的理论基础和实践依据。
田森[7]（2018）在《P91高合金耐热钢弧焊工艺优化与接头性能研究》文中认为P91高合金耐热钢广泛应用于电力、石油和化工等行业中,良好的焊接和热处理工艺是保证P91钢应用的前提,但该种钢在实际中仍然存在着一些问题,表现在手工弧焊的焊缝金属的常温冲击韧性不稳定甚至偏低,严重影响焊缝的使用性能;同时,热处理参数的不同也影响着焊缝的冲击韧性。因此如何优化焊接工艺而获得良好综合力学性能的焊接接头是本论文研究的重点。本论文通过对母材和焊缝组织的研究,确定降低热输入和提高韧性的控制方法,对焊接及热处理工艺进一步优化,最终获得了高强度、较好韧性的焊接接头。预热温度是影响焊接热输入的重要因素,降低预热温度可以有效的减少热输入,缩短软化区域,提高焊缝金属韧性。本文通过斜Y型冷裂纹敏感性试验,分析对比不同预热温度条件下,分别采用钨极气体保护焊和手工焊条电弧焊时,P91钢对冷裂纹的敏感性。结果表明,分别采用钨极气体保焊和手工焊条电弧焊时,P91钢对冷裂纹的敏感性不同,采用钨极气体保护焊时,预热温度达到150℃以上时,表面和断面无裂纹产生;采用手工焊条电弧焊时,预热温度达到200℃以上时,表面和断面无裂纹产生。在以上研究的基础上,通过分析t8/5时间和焊接热输入对焊缝韧性的影响,确定合理的焊接线能量,并对热处理温度和时间进行探讨;依据电力和能源行业标准对已优化的焊接工艺进行验证,分析热处理后试件的金相组织、常温冲击韧性、抗拉强度和硬度值。结果表明,焊缝和热影响区组织为回火马氏体和回火索氏体,焊接接头的抗拉强度达到683MPa以上,焊缝的平均冲击功为82J,具有良好的常温综合力学性能。最后,本文根据工程实际情况,对不同热处理参数下,焊接接头组织的变化和力学性能进行了研究。结果表明,焊接完成后,试件在80100℃保温,立即热处理和停留24h进行热处理,焊缝组织和力学性能基本无变化,但经过后热处理,则冲击韧性下降显着,冲击功平均值只有55J,韧性降低明显。说明,在实际施工过程中,应合理安排施工顺序,焊后立即热处理;如不能及时热处理,可焊后在80100℃保温12h后缓冷到室温,在干燥、低应力环境下停留不超过24h再进行热处理。
马煜林[8]（2018）在《超超临界发电用CB2钢的微观组织调控及其力学性能研究》文中研究表明我国“十三五”发展规划以“大力发展高效能、低污染的超超临界火电机组技术”作为实现节能减排战略目标和保障国家能源安全的重要措施之一,而超超临界技术的发展受到部件材料使用性能的制约。以CB2钢为代表的含钴、硼新型铁素体耐热钢,因具有更加优异的抗高温蠕变性能,成功代替GX12CrMoWVNbN10-1-1钢,成为目前应用于主蒸汽温度为625℃超超临界机组涡轮缸体、阀箱等结构复杂大型铸件的理想材料。目前,国内生产的CB2钢件性能低、质量差,较进口产品仍有一定差距。国内有关CB2钢铸件微观组织和力学性能的研究较少,尤其是对钴和硼的存在形式及其作用机制还未明确,无法为CB2钢铸件产品的制备工艺提供有效的理论指导。在这一背景下,课题通过研究钴、硼元素对CB2钢微观组织和力学性能的影响,分析钴和硼在CB2钢中的存在形式,指导铸造冷却速率和热处理工艺参数的优化设计,使CB2钢的力学性能得到较大提高。同时,通过热处理工艺的优化,解决了 CB2钢因氮化硼的形成而抵消掉钢中固溶硼和氮有益作用的难题,提出了能够消除CB2钢中微米氮化硼和形成纳米碳氮化铌析出的新工艺。获得的实验结果归纳如下:（1）提高CB2钢的铸造冷却速率能够优化微观组织和提高力学性能。铸造冷却速率由5～8 ℃/min提高至50～60℃/min:CB2钢中氮化硼的尺寸由10μm减小到2μm;马氏体板条宽度由301 nm减小到269 nm;M23C6的平均尺寸由209 nm减小到202nm);室温下δ铁素体的含量由4%降低到零;抗拉强度由757MPa增加到793 MPa;布氏硬度由HB 248增加到HB 252。（2）通过调整热处理工艺参数能够优化CB2钢的微观组织,提高力学性能。随着奥氏体化温度由950℃增加至1200℃:原奥氏体晶界和板条界上的M23C6尺寸减小、数量增多,材料的强度和塑性逐渐增加。随着回火温度的增加:M23C6的尺寸随之增加,分布状态由单个分布转变为粘连分布;基体由晶界和板条界组成的叶脉状的回火马氏体逐渐转变为多边形的铁素体;布氏硬度和强度逐渐下降;塑性逐渐上升。综合考虑,奥氏体化温度为1150℃,回火温度为730℃时的综合性能最优。（3）CB2钢中钴元素以固溶的形式存在。钴含量超过1.5%时,能够完全抑制δ铁素体的存在。随着钴含量的增加,实验钢的抗拉强度从765 MPa增加到836 MPa。CB2钢中硼元素几乎全部以不规则的氮化硼的形式存在。随着硼含量由0.01%增加至0.03%,氮化硼尺寸由2μm增加到8 μm,形态由不规则、带尖角的块状转变为由多层薄片堆积而成的球体。CB2钢中氮化硼开始溶解的边界条件为温度≥1150℃,且保温时间≥1 h。溶解过程为外表面球化和内部镂空同时进行,快速形成空心球体后,球壁逐渐变薄至全部溶解。（4）硼的偏析使氮化硼在钢液中优先形成并抑制了铌和矾的析出。在溶解和保温过程中,硼原子在奥氏体晶界处的偏聚促进了 CB2钢中氮化硼的溶解。被抑制析出的铌受晶体畸变能的影响逐渐迁移到氮化硼的周围并与氮原子相结合。铌的平衡浓度显着大于其在奥氏体温度区间内的平衡溶质浓度,使氮化铌的形成自由能低于氮化硼。因此,CB2钢中氮化硼溶解后不再二次析出,代替的是碳氮化铌的析出。在730℃回火过程中,晶界处的硼参与了碳化物的析出,此时硼主要以含硼的M23（C,B）6相存在。（5）实现消除CB2钢中微米氮化硼和形成纳米碳氮化铌析出的新工艺:加热温度≥1200℃,保温时间≥2 h,快速冷却至900～950℃保温30～60 min水冷至室温。新工艺的实施可使CB2钢中形成30～40 nm碳氮化铌的弥散析出。（6）CB2钢中氮化硼溶解后,当空冷至室温时,基体中铌原子与氮化硼溶解释放的氮原子在氮化硼周围以相互富集的状态存在;当炉冷至室温时,碳氮化铌在铁素体的位错线上形核并长大,形成了 100 nm至500 nm的针状析出;当快冷至1000℃等温1 h,水冷至室温时,碳氮化铌在奥氏体的位错线上形核并长大,形成了 80～150 nm的立方体析出。（7）等温90min时,随着等温温度由900℃增加至1000℃,碳氮化铌的平均尺寸由44 nm增加至106 nm,形态由立方体成长为长条状。900℃等温时能够析出尺寸最小且分布均匀的碳氮化铌。900℃等温时,随着等温时间由10 min增加至120 min,碳氮化铌的平均尺寸由26 nm增加至44 nm;析出的碳氮化铌以多边形结构为主,并且边数随等温时间的延长而增加。碳氮化铌析出后的长大的机制主要有两种:一是多边形的某个角逐渐钝化并演化出一条边;二是受到生长界面前沿铌和氮含量减少的影响,无法使大生长面同时向前推进,因此大生长面中心开始突出并分裂为两个小生长面。
谭永生[9]（2016）在《9Cr-1Mo型铁素体耐热钢组织退化的机理研究》文中研究说明SA 213 T91钢作为9Cr-1Mo型铁素体耐热钢的典型代表,被广泛运用于超/超临界机组蒸汽温度低于600℃的过热器与再热器管道等受热面。目前,对T91钢的组织退化研究大多都集中在高温时效加速老化,而对其真实服役状况下组织与力学性能变化研究较少。本文以材质均为T91的原始态、服役26280h后、服役61320h后、服役87600h后的管段及两次事故的爆破管为试验对象,讨论了随着服役时间的变化及不同超温情况下,T91钢的组织变化与力学性能变化趋势,研究发现:1、T91钢经1050℃正火,790℃高温回火后其组织形态为板条内部有亚晶存在的板条状回火马氏体,基体内部有高密度的位错和少量弥散分布的细小MX型碳化物,界面处有尺寸稍大的M23C6型碳化物分布。经长期服役后,马氏体板条宽度有所增加,亚晶回复及位错密度下降,MX型碳氮化合物在数量和尺寸分布均上无明显变化,M23C6型碳化物粗化明显且数量增加,同时长时服役后在界面处有新相Laves金属间化合物的生成,其粗化速度比M23C6相快。两次超温管超温幅度都高于A1线,均有α相形成,短时超温中M23C6粒子数量变化和粗化不明显,长时超温爆破管M23C6粒子粗化较大且数量增多,同时两次事故管位错减少已呈线状。2、长时服役后,T91的硬度及各项室温拉伸性能呈下降趋势。两次爆管试样的力学性能均有明显下降或低于标准要求,短时超温爆口处硬度的大量增加与其组织不符,可能是爆破时的变形量较大对其进行了加工硬化。
余汉松[10]（2016）在《X12CrMoWVNbN钢凝固过程的夹杂物》文中提出X12CrMoWVNbN钢因其优秀的使用性能,是制造核电用超超临界机组转子的重要材料。对该钢而言,实际应用过程中的安全问题是重中之重,而钢中的夹杂物,尤其是尺寸较大的夹杂物,对材料的安全使用有很大影响。钢中的夹杂物主要形成于两个阶段,炼钢阶段和钢液凝固阶段。熔炼形成的初生夹杂可在凝固前尽量移除,而凝固阶段形成的夹杂物将被保留在钢中,在材料的后续加工阶段也无法去除。因此对X12CrMoWVNbN钢凝固过程的夹杂物的析出与生长进行研究,具有重要应用价值。本文对该钢中夹杂物析出的热力学和生长动力学进行了系统计算,并通过一系列实验对计算进行验证,揭示了该钢凝固过程夹杂物的生长特性,且进一步对夹杂物的生长控制给出了建议。X12CrMoWVNbN钢夹杂物析出的热力学表明:钢中析出的夹杂物主要为TiN和Al2O3类型。其中前者析出于凝固末期,后者在凝固前即可析出,无其他类型夹杂物析出。通过扫描电子显微观察和X射线能谱分析对析出夹杂物进行检测,证实了热力学的计算结果。若要控制TiN夹杂物在凝固阶段不析出,则Ti元素的含量须低于0.003%。若要控制Al2O3夹杂在凝固前不析出,则凝固之前的氧含量须低于16 ppm。根据Ohnaka溶质偏析模型和Goto夹杂生长模型对X12CrMoWVNbN钢夹杂物的动力学计算表明:凝固冷却速率越大,夹杂生长时间越短,因此夹杂物尺寸随冷却速率的增大逐渐减小。元素含量对夹杂物生长影响很大,含量越高,最终获得的夹杂物尺寸越大。初始尺寸对夹杂最终尺寸在不同冷却速率下影响不同。凝固冷速非常低时,夹杂物的初始尺寸对最终尺寸几乎没有影响。而当冷却速率非常高时,由于溶质元素的扩散被抑制,夹杂物将很难长大,因此其最终尺寸几乎等于初始尺寸。通过5*10-2106 K/s的宽冷速范围内凝固实验,研究冷却速率对X12CrMoWVNbN钢夹杂物析出的影响,并与动力学的计算结果进行比较,理论分析了二者之间的差异。X12CrMoWVNbN钢中夹杂物的尺寸分布规律表明:在宽冷速范围内,随着冷却速率的不断增大,较大尺寸夹杂物的数量密度不断降低,而较小尺寸夹杂物的数量密度则呈现出先增大后减小的特点,这是由于冷速增大对形成夹杂的溶质元素析出的抑制增强所致。同时还对不同冷却速率下,氧含量变化对夹杂物尺寸及分布的影响进行了研究。
二、9Cr-1 Mo-V-Nb-N钢的热处理工艺优化研究（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、9Cr-1 Mo-V-Nb-N钢的热处理工艺优化研究（论文提纲范文）
（1）9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢关键技术基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 超(超)临界火力发电技术 |
| 2.1.1 超(超)临界火力发电机组发展概况 |
| 2.1.2 超(超)临界火力发电技术对耐热钢的要求 |
| 2.2 超(超)临界马氏体耐热钢概述 |
| 2.3 耐热钢成分设计 |
| 2.3.1 合金元素对钢性能的影响 |
| 2.3.2 稀土元素对钢性能的影响 |
| 2.3.3 晶界偏聚理论 |
| 2.4 稀土氧化物对耐热钢蠕变性能的影响 |
| 2.5 耐热钢的抗氧化性能 |
| 2.6 物理气相沉积(PVD)技术制备薄膜 |
| 2.6.1 磁控溅射技术原理及特点 |
| 2.6.2 Cr_xAl_(1-x)N薄膜研究进展 |
| 2.7 本课题研究背景、意义和内容 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 耐热钢中外加稀土氧化物Y_2O_3纳米粒子高温实验研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 含稀土氧化物Y_2O_3耐热钢的制备 |
| 3.3 Y_2O_3粒子热力学稳定性及运动行为研究 |
| 3.3.1 热力学分析 |
| 3.3.2 钢液中Y_2O_3粒子运动行为研究 |
| 3.4 电渣重熔过程工艺参数的优化 |
| 3.4.1 实验室电渣重熔实验 |
| 3.4.2 工业级电渣重熔参数优化 |
| 3.5 本章小节 |
| 4 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢相转变热力学分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 平衡相转变热力学计算 |
| 4.3 非平衡凝固热力学计算 |
| 4.4 本章小节 |
| 5 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢热变形行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及实验方法 |
| 5.3 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢热变形力学行为 |
| 5.3.1 真应力—真应变曲线 |
| 5.3.2 热变形条件对稀土氧化物弥散强化耐热钢流变应力的影响 |
| 5.3.3 高温本构方程和流变应力方程的建立 |
| 5.4 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢变形抗力模型 |
| 5.4.1 变形温度对耐热钢变形抗力的影响 |
| 5.4.2 变形速率对耐热钢变形抗力的影响 |
| 5.4.3 变形程度对耐热钢变形抗力的影响 |
| 5.4.4 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢变形抗力模型的建立 |
| 5.5 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢热加工图研究 |
| 5.5.1 热加工图理论 |
| 5.5.2 热加工图的制作与分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢连续冷却过程研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验内容及原理 |
| 6.2.1 实验内容 |
| 6.2.2 相变温度及组织含量的确定 |
| 6.3 相变过程分析 |
| 6.3.1 膨胀曲线分析 |
| 6.3.2 组织金相分析 |
| 6.3.3 显微硬度分析 |
| 6.3.4 CCT图的绘制与分析 |
| 6.4 连续冷却过程中的马氏体相变研究 |
| 6.4.1 原位观察及相变分析 |
| 6.4.2 马氏体相变动力学分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢强化机理研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法及内容 |
| 7.2.1 实验材料 |
| 7.2.2 二次淬火工艺研究 |
| 7.2.3 EBSD实验分析 |
| 7.2.4 非水溶液电解萃取第二相粒子 |
| 7.3 热处理工艺优化 |
| 7.4 耐热钢强化机制研究 |
| 7.4.1 固溶强化 |
| 7.4.2 位错强化 |
| 7.4.3 沉淀强化 |
| 7.4.4 回火马氏体板条组织强化 |
| 7.5 耐热钢半工业生产实践 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 Cr_(1-x)Al_xN梯度涂层对耐热钢高温抗氧化性的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验设备和方法 |
| 8.2.1 实验材料及溅镀方案 |
| 8.2.2 溅镀设备及检测方法 |
| 8.3 涂层的结构忧化与制备 |
| 8.4 Al掺杂对梯度涂层组织及力学性能影响 |
| 8.5 Al掺杂对涂层抗氧化性的影响 |
| 8.6 Cr_(1-x)Al_xN梯度涂层氧化机理研究 |
| 8.7 本章小节 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 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 |
（2）两类低碳马氏体合金钢中温析出相转变及其对力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 背景 |
| 1.2 低碳马氏体钢中的相 |
| 1.2.1 马氏体耐热钢中的相 |
| 1.2.2 中锰钢中的相 |
| 1.3 低碳马氏体钢中的相转变 |
| 1.3.1 耐热钢中的相变 |
| 1.3.2 中锰钢中的相变 |
| 1.4 低碳马氏体钢中析出相的强化效应与钉扎效应 |
| 1.4.1 耐热钢中析出相的强化效应与钉扎效应 |
| 1.4.2 中锰钢中析出相的强化效应与钉扎效应 |
| 1.5 低碳马氏体钢中各类中温相转变的相互作用机制 |
| 1.5.1 耐热钢中析出相的析出与溶解对相变的影响 |
| 1.5.2 中锰钢中析出相的析出与溶解对相变的影响 |
| 1.5.3 中锰钢中析出相的析出与溶解对Lüders带形成的影响 |
| 1.6 本文的研究内容和意义 |
| 1.6.1 现阶段研究中存在的问题 |
| 1.6.2 本文的研究内容和意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料准备与实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 组织表征方法 |
| 参考文献 |
| 第三章 M_(23)C_6碳化物的析出对相转变及力学性能的影响机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料与实验方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 M_(23)C_6碳化物、MX碳氮化物与Laves相的析出和长大行为 |
| 3.3.2 长期时效后位错、应变分布、晶格常数和亚晶的演变 |
| 3.3.3 长期时效后力学性能的变化 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 M_(23)C_6碳化物、MX碳氮化物与Laves相的粗化行为 |
| 3.4.2 长期时效过程中塑性的非单调变化 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 亚稳M_2X相的析出与溶解对相转变及力学性能的影响机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 材料与实验方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 力学性能与沉淀相的析出行为 |
| 4.3.2 长期时效过程中沉淀相的演变 |
| 4.3.3 钉扎效应与强化机制 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 纳米尺度Ni Al相的析出对中温回火及变形过程中相转变及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 材料与实验方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 力学性能 |
| 5.3.2 配分与回火(PT)过程中微观组织的演变 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 强化机制 |
| 5.4.2 化学成分与晶粒尺寸对奥氏体稳定性的影响 |
| 5.4.3 纳米析出相对奥氏体稳定性的影响 |
| 5.4.4 纳米析出相的析出与溶解对Lüders带形成的影响 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 亚稳态富Mn M_(12)C碳化物的析出与溶解对相转变及力学性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 材料与实验方法 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 预回火过程中亚稳碳化物的析出行为 |
| 6.3.2 配分过程中逆变奥氏体的形核与长大 |
| 6.3.3 力学性能 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 亚稳碳化物的析出与溶解对奥氏体逆相变的影响 |
| 6.4.2 亚稳碳化物的析出与溶解对性能的影响机制 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 全文总结与研究展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 研究展望 |
| 创新点 |
| 作者在攻读博士学位期间已发表或录用的论文 |
| 致谢 |
（3）高氮马氏体耐热钢组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 超超临界火电机组的研究背景与发展现状 |
| 1.2 超超临界火电机组汽轮机缸体材料研究背景与发展现状 |
| 1.3 高氮马氏体耐热钢 |
| 1.3.1 高氮马氏体耐热钢元素合金化原理 |
| 1.3.2 高氮马氏体耐热钢的组织结构及强化机制 |
| 1.3.3 高氮马氏体钢的制备技术 |
| 1.4 研究目的和内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验内容及方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.2 热膨胀测试 |
| 2.3 组织及相分析测试方法 |
| 2.3.1 金相显微表征 |
| 2.3.2 扫描电子显微表征 |
| 2.3.3 透射电子显微表征 |
| 2.3.4 高温共聚焦显微表征 |
| 2.4 热处理 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.6 技术路线 |
| 第三章 高氮马氏体耐热钢的设计与制备 |
| 3.1 高氮马氏体耐热钢的成分设计 |
| 3.2 高氮马氏体耐热钢的制备 |
| 3.3 高氮马氏体耐热钢相图模拟 |
| 第四章 高氮马氏体耐热钢的组织结构与热处理工艺相关性研究 |
| 4.1 耐热钢的铸态初始组织 |
| 4.2 均质化处理对耐热钢组织的影响 |
| 4.2.1 均质化处理后金相组织表征 |
| 4.2.2 均质化处理后热膨胀特性表征 |
| 4.2.3 均质化处理后高温共聚焦显微镜表征 |
| 4.3 正火处理对实验钢组织的影响 |
| 4.3.1 正火处理后的金相组织表征 |
| 4.3.2 正火处理前后大尺寸氮化物行为研究 |
| 4.4 回火处理对实验钢组织的影响 |
| 4.4.1 同一温度回火后实验钢A与B的组织表征 |
| 4.4.2 不同温度回火后实验钢B的组织表征 |
| 4.4.3 回火处理后沉淀相的析出行为 |
| 4.5 小结 |
| 第五章 高氮马氏体耐热钢的力学性能研究 |
| 5.1 力学试样的热处理工艺 |
| 5.2 力学性能表征与分析 |
| 5.2.1 室温冲击试验 |
| 5.2.2 室温与高温拉伸 |
| 5.2.3 高温持久试验 |
| 5.3 小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 在学期间取得的科研成果和科研情况说明 |
| 致谢 |
（4）国外P92钢在热处理过程中的组织性能演变规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 文献综述 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.1.1 发电机组的发展 |
| 1.1.2 超超临界机组用钢的发展 |
| 1.2 P92 铁素体耐热钢概述 |
| 1.2.1 P92 钢简介 |
| 1.2.2 P92 钢生产应用现状 |
| 1.2.3 P92 钢的化学成分 |
| 1.2.4 P92 钢的强化方式 |
| 1.2.5 P92 钢的析出相 |
| 1.3 钢的相变动力学曲线 |
| 1.3.1 CCT与 TTT曲线 |
| 1.3.2 CCT与 TTT曲线的测定方法 |
| 1.4 影响P92 钢性能的因素 |
| 1.4.1 热处理对P92 钢性能的影响 |
| 1.4.2 组织对P92 钢性能的影响 |
| 1.4.3 晶粒度对P92 钢性能的影响 |
| 1.5 力学性能与测定方法 |
| 1.5.1常温性能实验 |
| 1.5.2高温短时拉伸实验 |
| 1.6 研究背景及主要内容 |
| 1.6.1 研究背景 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 2 实验过程及方法 |
| 2.1 实验材料及研究路线 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 研究路线 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 研究方法及过程 |
| 2.3.1 CCT、TTT测定工艺及方法 |
| 2.3.2 热处理工艺 |
| 2.3.3 显微组织观察及分析 |
| 2.3.4 晶粒度观察及测定 |
| 2.3.5 力学性能测定 |
| 3 国外P92 钢的动力学曲线 |
| 3.1 相变点的测定 |
| 3.2 国外P92 钢的连续冷却曲线 |
| 3.2.1 冷却速率对国外P92 钢显微组织的影响 |
| 3.2.2 冷却速率对国外P92 钢维氏硬度的影响 |
| 3.2.3 不同冷却速率下国外P92 钢的相变温度 |
| 3.2.4 国外P92 钢的CCT曲线 |
| 3.3 国外P92 钢的等温转变曲线 |
| 3.3.1 等温温度对国外P92 钢显微组织的影响 |
| 3.3.2 等温温度对国外P92 钢维氏硬度的影响 |
| 3.3.3 不同温度等温下国外P92 钢的相变时间 |
| 3.3.4 国外P92 钢的TTT曲线 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 热处理工艺对国外P92 钢组织及硬度的影响 |
| 4.1 淬火温度对国外P92 钢组织及硬度的影响 |
| 4.1.1 淬火温度对国外P92 钢组织的影响 |
| 4.1.2 淬火温度对国外P92 钢第二相未溶物的影响 |
| 4.1.3 淬火温度对国外P92 钢晶粒尺寸的影响 |
| 4.1.4 淬火温度对国外P92 钢硬度的影响 |
| 4.2 回火温度对国外P92 钢组织及硬度的影响 |
| 4.2.1 回火温度对国外P92 钢组织的影响 |
| 4.2.2 回火温度对国外P92 钢第二相析出的影响 |
| 4.2.3 回火温度对国外P92 钢硬度的影响 |
| 4.3 回火时间对国外P92 钢组织及硬度的影响 |
| 4.3.1 回火时间对国外P92 钢组织的影响 |
| 4.3.2 回火时间对国外P92 钢第二相析出的影响 |
| 4.3.3 回火时间对国外P92 钢硬度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 热处理工艺对国外P92 钢力学性能的影响 |
| 5.1 热处理工艺对国外P92 钢常温力学性能的影响 |
| 5.1.1 常温拉伸性能测定及分析 |
| 5.1.2 常温冲击性能测定及分析 |
| 5.1.3 拉伸断口观察及分析 |
| 5.2 热处理工艺对国外P92 钢短时高温拉伸性能的影响 |
| 5.2.1 短时高温拉伸性能测定及分析 |
| 5.2.2 短时高温拉伸断口形貌观察及分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（5）新型低合金耐热钢T23再热裂纹产生机理及成分改良的研究（论文提纲范文）
| 论文创新点 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 T23 钢简介 |
| 1.2.1 T23 钢的研发背景 |
| 1.2.2 T23 钢化学成分 |
| 1.2.3 T23 钢的性能 |
| 1.2.4 T23 钢的焊接 |
| 1.3 再热裂纹 |
| 1.3.1 再热裂纹特征 |
| 1.3.2 低合金钢再热裂纹产生机理研究现状 |
| 1.3.3 T23 钢再热裂纹研究现状 |
| 1.4 论文研究内容及技术路线 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 技术路线 |
| 第二章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 试验用T23 的化学成分 |
| 2.1.2 T23 钢棒的制备 |
| 2.2 再热裂纹敏感性评价方法 |
| 2.2.1 模拟粗晶区短时蠕变破断试验 |
| 2.2.2 插销试验 |
| 2.3 模拟粗晶区时效试验 |
| 2.4 微观表征方法 |
| 第三章 T23钢粗晶区再热裂纹形成机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 再热裂纹敏感性试验结果 |
| 3.2.1 插销试验结果 |
| 3.2.2 模拟粗晶区短时蠕变破断试验结果 |
| 3.3 断口形貌及微观组织分析 |
| 3.3.1 断口形貌观察 |
| 3.3.2 显微组织观察 |
| 3.4 粗晶区晶界附近溶质原子贫化分析 |
| 3.4.1 晶界附近溶质原子贫化观察 |
| 3.4.2 晶界附近溶质原子贫化计算 |
| 3.5 T23 钢再热裂纹形成机理的讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 组织状态对粗晶区再热裂纹的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 时效后粗晶区的显微组织变化 |
| 4.2.1 显微组织及亚结构的变化 |
| 4.2.2 时效过程中碳化物的析出顺序 |
| 4.3 粗晶区时效后的再热裂纹敏感性评价 |
| 4.3.1 再热裂纹敏感性试验结果 |
| 4.3.2 断口形貌观察 |
| 4.3.3 断口附近微观组织观察 |
| 4.3.4 时效对粗晶区合金元素贫化的影响 |
| 4.4 不同组织状态粗晶区再热开裂机理的讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 碳含量对T23钢再热裂纹的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 碳含量对粗晶区再热裂纹敏感性的影响 |
| 5.3 不同碳含量T23 钢粗晶区显微组织 |
| 5.4 碳对粗晶区碳化物析出及晶界合金元素贫化的影响 |
| 5.4.1 碳含量对碳化物析出的影响 |
| 5.4.2 晶界附近合金元素贫化 |
| 5.5 碳影响T23 再热裂纹的机理 |
| 5.5.1 碳化物尺寸对孔洞形核的影响 |
| 5.5.2 不同碳含量T23 钢粗晶区开裂机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 硼含量对T23钢再热裂纹的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 硼含量对粗晶区再热裂纹敏感性的影响 |
| 6.3 不同硼含量T23 钢粗晶区显微组织 |
| 6.4 硼影响T23 钢再热裂纹的机理讨论 |
| 6.4.1 硼含量对粗晶区碳化物析出的影响 |
| 6.4.2 粗晶区晶界硼元素偏聚行为 |
| 6.4.3 硼化物、碳化物生成的热力学和动力学计算 |
| 6.4.4 硼对粗晶区晶界附近金属元素贫化的影响 |
| 6.4.5 硼抑制再热裂纹机理分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 钛含量对T23 钢再热裂纹的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 钛含量对粗晶区再热裂纹敏感性的影响 |
| 7.3 钛含量对T23 钢粗晶区碳化物析出的影响 |
| 7.3.1 钛对T23 钢中碳化物析出影响的热力学计算 |
| 7.3.2 晶内碳化物TEM观察 |
| 7.4 本章小节 |
| 第八章 改良型T23 钢的成分设计 |
| 8.1 显着影响T23 钢再热裂纹的化学元素 |
| 8.2 碳、硼含量的优化设计 |
| 8.3 改良型T23 钢的力学性能 |
| 8.4 本章小节 |
| 第九章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻博期间发表的科研成果目录 |
| 致谢 |
（6）基于机器学习的激光诱导击穿光谱应用于金属受热面失效检测的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 代表性的金属受热面失效检测方法 |
| 1.3 LIBS结合机器学习的研究现状 |
| 1.4 LIBS在材料特性检测领域的研究现状 |
| 1.5 本文的课题来源和研究内容 |
| 1.5.1 本文的课题来源 |
| 1.5.2 本文的研究内容 |
| 第二章 LIBS原理与受热面材料失效机理 |
| 2.1 激光诱导击穿光谱的技术原理 |
| 2.1.1 激光诱导等离子体的形成机制 |
| 2.1.2 激光诱导击穿光谱的特性 |
| 2.2 金属受热面材料的失效机理与特点 |
| 2.2.1 T91 钢的失效机理与特性 |
| 2.2.2 12Cr1MoV钢的失效机理与特性 |
| 2.3 LIBS实验系统 |
| 2.3.1 LIBS台式硬件集成一体机 |
| 2.3.2 等离子体时空演化分析实验系统 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 基于机器学习的光谱分析方法 |
| 3.1 数据异常检测 |
| 3.2 聚类分析及数据降维 |
| 3.2.1 K均值聚类算法(K-means) |
| 3.2.2 主成分分析(Principal component analysis) |
| 3.3 分类模型 |
| 3.3.1 逻辑回归(Logistic regression) |
| 3.3.2 支持向量机(Support vector machines) |
| 3.4 光谱特征选择方法 |
| 3.4.1 基于方差分析的特征选择方法(ANOVA) |
| 3.4.2 基于逻辑回归的递归阈值方法(LGR filter) |
| 3.4.3 新的波长区间分层迭代筛选方法(LIW) |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 金属受热面的等离子体时空演化特性 |
| 4.1 样品制备和实验介绍 |
| 4.2 等离子体形貌与光谱的整体演化特性 |
| 4.3 等离子体的时空演化规律特性 |
| 4.3.1 等离子体辐射谱线图像的时空演化特性 |
| 4.3.2 等离子体辐射谱线强度的时空演化特性 |
| 4.3.3 等离子体温度的时空演化特性 |
| 4.4 激光烧蚀坑的形貌特性 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结合机器学习的金属受热面老化等级预测模型 |
| 5.1 样品和实验介绍 |
| 5.2 光谱特征分析 |
| 5.3 SVM老化等级预测模型 |
| 5.3.1 不同光谱变量对预测模型的影响 |
| 5.3.2 不同激光脉冲数对预测模型的影响 |
| 5.4 SVM金属老化等级预测模型的鲁棒性分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 基于机器学习的光谱特征选择 |
| 6.1 样品与实验介绍 |
| 6.2 不同光谱特征选择方法对预测模型和光谱的影响 |
| 6.2.1 ANOVA特征选择方法对模型和光谱的影响 |
| 6.2.2 LGR filter特征选择方法对模型和光谱的影响 |
| 6.2.3 LIW特征选择方法对模型和光谱的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 研究结论 |
| 创新之处 |
| 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（7）P91高合金耐热钢弧焊工艺优化与接头性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.1.1 课题研究背景 |
| 1.1.2 课题研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.3 课题研究的主要内容 |
| 第2章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 试验用管材 |
| 2.1.2 试验用焊接材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 斜Y型冷裂纹敏感性试验 |
| 2.2.2 焊材光谱分析试验 |
| 2.2.3 接头弧焊试验 |
| 2.2.4 焊缝性能测试试验 |
| 第3章 P91 弧焊工艺优化 |
| 3.1 焊接材料选用 |
| 3.1.1 P91 焊缝金属中各合金元素的作用 |
| 3.1.2 焊接材料性能选用要求 |
| 3.2 P91 钢的预热温度确定 |
| 3.3 P91 钢焊接线能量确定 |
| 3.4 P91 钢焊接层间温度确定 |
| 3.5 P91 钢热处理温度及热处理时间确定 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 焊接工艺评定试验及应用 |
| 4.1 试验方案 |
| 4.1.1 试验评价的依据 |
| 4.1.2 试验方案设计 |
| 4.2 焊缝接头的组织和力学性能 |
| 4.2.1 拉伸试验 |
| 4.2.2 弯曲试验 |
| 4.2.3 冲击试验 |
| 4.2.4 硬度试验 |
| 4.2.5 金相试验 |
| 4.3 P91 钢焊接工艺的应用 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 热处理参数对焊缝性能的影响 |
| 5.1 试验方案 |
| 5.2 试验材料及焊接工艺参数 |
| 5.3 试验结果与分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（8）超超临界发电用CB2钢的微观组织调控及其力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铁素体耐热钢发展历程 |
| 1.3 CB2钢的研究与应用现状 |
| 1.4 铁素体耐热钢中钻的研究现状 |
| 1.5 铁素体耐热钢中硼和氮化硼的研究现状 |
| 1.5.1 硼含量对性能的影响 |
| 1.5.2 氮化硼对耐热钢组织和性能的影响 |
| 1.5.3 氮化硼形态的控制研究 |
| 1.6 新型铁素体耐热钢微观组织演化的研究现状 |
| 1.7 目前存在的主要问题 |
| 1.8 论文的主要研究内容 |
| 1.9 课题的研究意义 |
| 第2章 制备工艺对CB2钢微观组织和力学性能的影响 |
| 2.1 实验材料和方法 |
| 2.1.1 材料的制备 |
| 2.1.2 实验方法 |
| 2.1.3 分析方法 |
| 2.2 铸造冷却速率对微观组织和力学性能的影响 |
| 2.2.1 铸造冷却速率对微观组织的影响 |
| 2.2.2 铸造冷却速率对δ铁素体的影响 |
| 2.2.3 铸造冷却速率对力学性能的影响 |
| 2.3 奥氏体化温度对微观组织和力学性能的影响 |
| 2.3.1 奥氏体化温度对微观组织的影响 |
| 2.3.2 奥氏体化温度对力学性能的影响 |
| 2.4 奥氏体化保温时间对微观组织的影响 |
| 2.5 奥氏体化冷却方式对微观组织和力学性能的影响 |
| 2.5.1 奥氏体化冷却方式对微观组织的影响 |
| 2.5.2 奥氏体化冷却方式对力学性能的影响 |
| 2.6 回火温度对微观组织和力学性能的影响 |
| 2.6.1 回火前的微观组织观察 |
| 2.6.2 回火温度对微观组织的影响 |
| 2.6.3 回火温度对力学性能的影响 |
| 2.6.4 回火过程中碳化物的析出行为 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 钴、硼对CB2钢微观组织和力学性能的影响 |
| 3.1 实验材料和方法 |
| 3.2 钴含量对微观组织和力学性能的影响 |
| 3.2.1 钴含量对微观组织的影响 |
| 3.2.2 钴含量对力学性能的影响 |
| 3.3 硼含量对微观组织和力学性能的影响 |
| 3.3.1 硼含量对微观组织的影响 |
| 3.3.2 硼含量对氮化硼形态的影响 |
| 3.3.3 硼含量对力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 CB2钢中氮化硼的溶解行为及其影响因素 |
| 4.1 实验材料和方法 |
| 4.2 CB2钢中氮化硼形成的热力学计算 |
| 4.3 CB2钢中氮化硼溶解的热力学计算 |
| 4.4 CB2钢的铸态组织 |
| 4.4.1 微观组织 |
| 4.4.2 铸态组织中的氮化硼 |
| 4.5 加热温度对氮化硼溶解行为的影响 |
| 4.5.1 加热温度对微观组织的影响 |
| 4.5.2 加热温度对氮化硼形态的影响 |
| 4.5.3 加热温度对拉伸性能的影响 |
| 4.6 保温时间对氮化硼溶解行为的影响 |
| 4.7 冷却方式对氮化硼溶解行为的影响 |
| 4.7.1 冷却方式对微观组织的影响 |
| 4.7.2 冷却方式对力学性能的影响 |
| 4.7.3 冷却方式对氮化硼形态的影响 |
| 4.8 CB2钢中氮化硼的溶解机制 |
| 4.9 本章小结 |
| 第5章 氮化硼溶解后的冷却方式对铌析出的影响 |
| 5.1 实验材料和方法 |
| 5.2 CB2钢中碳氮化铌析出的热力学计算 |
| 5.2.1 二元析出相的析出自由能 |
| 5.2.2 三元析出相的析出自由能 |
| 5.2.3 碳氮化铌的优先析出计算 |
| 5.3 氮化硼溶解后空冷对铌析出的影响 |
| 5.3.1 空冷后的微观组织 |
| 5.3.2 氮化硼的溶解对铌析出的影响 |
| 5.3.3 氮化硼的溶解对铌析出的影响机制 |
| 5.4 氮化硼溶解后炉冷对铌析出的影响 |
| 5.4.1 炉冷后的微观组织 |
| 5.4.2 炉冷后的碳氮化铌 |
| 5.5 1000℃等温处理对铌析出的影响 |
| 5.5.1 等温处理后的微观组织 |
| 5.5.2 等温处理后的碳氮化铌 |
| 5.6 CB2钢中碳氮化铌的析出机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 CB2钢中碳氮化铌的析出行为及其影响因素 |
| 6.1 实验材料和方法 |
| 6.2 碳氮化铌在CB2钢奥氏体中的析出动力学 |
| 6.2.1 动力学模型的建立 |
| 6.2.2 模型计算所需参量及计算 |
| 6.2.3 碳氮化铌在奥氏体中理论动力学析出曲线 |
| 6.3 等温温度对碳氮化铌析出行为的影响 |
| 6.3.1 等温温度对碳氮化铌形态的影响 |
| 6.3.2 等温温度对碳氮化铌析出机制的影响 |
| 6.4 等温时间对碳氮化铌析出行为的影响 |
| 6.4.1 等温时间对碳氮化铌形态的影响 |
| 6.4.2 碳氮化铌的析出过程及演变机制 |
| 6.5 等温温度对力学性能的影响 |
| 6.5.1 等温温度对维氏硬度的影响 |
| 6.5.2 等温温度对室温拉伸性能的影响 |
| 6.6 CB2钢等温热处理过程中硼的存在形式及分布状态 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）9Cr-1Mo型铁素体耐热钢组织退化的机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 火力机组用耐热钢的简介 |
| 1.2.1 火力发电厂的基本生产过程 |
| 1.2.2 锅炉四大管道及关键承压部件选材要求 |
| 1.2.3 铁素体型耐热钢的发展现状 |
| 1.3 火力发电机组锅炉钢的分类 |
| 1.3.1 珠光体、贝氏体型(0~3%Cr）铁素体型耐热钢 |
| 1.3.2 9~12%Cr铁素体型耐热钢 |
| 1.3.3 奥氏体耐热钢 |
| 1.4 铁素体耐热钢中主要合金元素及作用 |
| 1.4.1 碳、氮元素的作用 |
| 1.4.2 铬元素的作用 |
| 1.4.3 钼和钨元素的作用 |
| 1.4.4 钒、铌、钛元素的作用 |
| 1.4.5 其他合金元素的作用 |
| 1.5 马氏体型耐热钢的高温强化方式 |
| 1.5.1 固溶强化 |
| 1.5.2 第二相粒子强化 |
| 1.5.3 晶界强化 |
| 1.5.4 马氏体板条界面强化 |
| 1.6 马氏体型耐热钢在使用中组织及性能变化 |
| 1.6.1 第二相的析出、长大和转化 |
| 1.6.2 热脆性 |
| 1.6.3 其他情况 |
| 1.7 本课题的研究意义及主要研究内容 |
| 1.7.1 本课题研究意义 |
| 1.7.2 本课题主要研究内容 |
| 2 试验材料和表征方法 |
| 2.1 试验材料与编号 |
| 2.2 试验设备简介 |
| 2.3 试验方法及样品的制备 |
| 2.3.1 宏观检查 |
| 2.3.2 化学成分分析 |
| 2.3.3 金相组织（OM）观察 |
| 2.3.4 扫描电子显微镜（SEM）观察 |
| 2.3.5 能谱(EDS)分析 |
| 2.3.6 透射电子显微镜（TEM）观察 |
| 2.3.7 硬度测试分析 |
| 2.3.8 室温拉伸试验分析 |
| 3 服役前后T91钢的微观组织及力学性能变化 |
| 3.1 化学成分分析 |
| 3.2 金相组织分析 |
| 3.3 扫描电子显微镜观察 |
| 3.4 EDS能谱分析 |
| 3.5 透射电子显微镜观察 |
| 3.6 硬度与室温力学性能分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 失效管的组织及力学性能变化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 爆口宏观分析 |
| 4.3 爆破管的化学成分分析 |
| 4.4 爆破管的微观组织分析 |
| 4.5 爆破管的室温力学性能试验 |
| 4.6 爆破管的显微硬度试验 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间的主要研究成果 |
| 致谢 |
（10）X12CrMoWVNbN钢凝固过程的夹杂物（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 X12CrMoWVNbN钢的发展历程与钢中夹杂物介绍 |
| 1.2.1 X12CrMoWVNbN钢的发展历程 |
| 1.2.2 钢中夹杂物 |
| 1.2.3 凝固过程的夹杂物 |
| 1.3 凝固过程夹杂物形成的热力学与动力学 |
| 1.3.1 凝固过程夹杂物析出的热力学及实验研究 |
| 1.3.2 凝固过程夹杂物生长的动力学及实验研究 |
| 1.4 本文研究内容与研究意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备与应用软件 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 缓冷淬火试样制备 |
| 2.3.2 常规冷速凝固试样制备 |
| 2.3.3 激光重熔快冷试样制备 |
| 2.3.4 薄带快冷试样制备 |
| 2.3.5 二次氧化试样制备 |
| 2.4 试样分析方法 |
| 2.4.1 化学成分分析 |
| 2.4.2 液/固相线温度计算 |
| 2.4.3 金相分析 |
| 2.4.4 扫描电镜分析 |
| 2.4.5 ImageJ图片分析 |
| 参考文献 |
| 第三章 X12CrMoWVNbN钢凝固过程夹杂物析出的热力学 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钢中夹杂物的析出机理 |
| 3.2.1 凝固过程夹杂物析出的热力学原理 |
| 3.2.2 凝固过程的溶质偏析 |
| 3.2.3 元素相互作用系数 |
| 3.3 X12CrMoWVNbN钢凝固过程夹杂物析出的热力学 |
| 3.3.1 硫化物夹杂析出的热力学 |
| 3.3.2 氮化物夹杂析出的热力学 |
| 3.3.3 氧化铝夹杂析出的热力学 |
| 3.3.4 氧化钛夹杂析出的热力学 |
| 3.3.5 其他可能析出的夹杂物 |
| 3.4 热力学计算结果的实验证实 |
| 3.4.1 氮化物夹杂 |
| 3.4.2 氧化物夹杂 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 X12CrMoWVNbN钢凝固过程夹杂物生长的动力学 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 凝固过程夹杂物生长的有关模型 |
| 4.2.1 凝固过程的溶质偏析模型 |
| 4.2.2 凝固过程的夹杂物生长模型 |
| 4.3 凝固过程TiN夹杂生长的动力学 |
| 4.3.1 凝固过程Ti、N元素的偏析 |
| 4.3.2 凝固冷却速率对TiN夹杂生长的影响 |
| 4.3.3 元素含量对TiN夹杂生长的影响 |
| 4.4 凝固过程Al_2O_3夹杂生长的动力学 |
| 4.4.1 凝固过程Al、O元素的偏析 |
| 4.4.2 凝固冷却速率对Al_2O_3夹杂生长的影响 |
| 4.4.3 元素含量对Al_2O_3夹杂生长的影响 |
| 4.4.4 初始尺寸对Al_2O_3夹杂生长的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 凝固工艺对X12CrMoWVNbN钢夹杂物生长的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 凝固工艺与实验参数 |
| 5.3 凝固冷却速率对夹杂物生长的影响 |
| 5.3.1 凝固冷却速率对夹杂物统计尺寸的影响 |
| 5.3.2 宽冷速条件下模型预测尺寸与实验统计尺寸 |
| 5.3.3 宽冷速对夹杂物尺寸分布的影响 |
| 5.4 凝固过程氧含量对夹杂物生长的影响 |
| 5.4.1 氧含量对夹杂物统计尺寸的影响 |
| 5.4.2 不同氧含量条件下模型预测尺寸与实验统计尺寸 |
| 5.4.3 氧含量对夹杂物尺寸分布的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 主要结论与创新点 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 本文创新点 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
四、9Cr-1 Mo-V-Nb-N钢的热处理工艺优化研究（论文参考文献）
- [1]9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢关键技术基础研究[D]. 杨文晟. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]两类低碳马氏体合金钢中温析出相转变及其对力学性能的影响[D]. 许元涛. 上海交通大学, 2020(01)
- [3]高氮马氏体耐热钢组织与性能研究[D]. 孔维雄. 天津理工大学, 2020(05)
- [4]国外P92钢在热处理过程中的组织性能演变规律研究[D]. 鲁海涛. 内蒙古科技大学, 2019(03)
- [5]新型低合金耐热钢T23再热裂纹产生机理及成分改良的研究[D]. 李勇. 武汉大学, 2019(06)
- [6]基于机器学习的激光诱导击穿光谱应用于金属受热面失效检测的研究[D]. 陆盛资. 华南理工大学, 2019
- [7]P91高合金耐热钢弧焊工艺优化与接头性能研究[D]. 田森. 哈尔滨工业大学, 2018(02)
- [8]超超临界发电用CB2钢的微观组织调控及其力学性能研究[D]. 马煜林. 东北大学, 2018(01)
- [9]9Cr-1Mo型铁素体耐热钢组织退化的机理研究[D]. 谭永生. 西安工程大学, 2016(08)
- [10]X12CrMoWVNbN钢凝固过程的夹杂物[D]. 余汉松. 上海交通大学, 2016(03)