一、SiMnCr系高强度钢组织转变研究（论文文献综述）
申耀祖[1]（2021）在《Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究》文中研究表明Fe-Mn-C-Al系高锰钢兼具高抗拉强度、高延伸率和高能量吸收能力,是理想的汽车用抗冲击结构材料和吸能材料。高锰钢还具有优越的低温力学性能、高温抗氧化性能、抗腐蚀性能等,在低温应用、航空航天和化学工业等领域中受到青睐。但凝固成形调控不易、拉矫和轻压下困难等问题严重限制了其工业生产和推广。基于此,本文主要针对Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性和铸态高温力学性能方面进行了系统研究,以期为该钢种的进一步研究和工业化生产提供指导。主要工作和结果如下:（1）高温凝固模式研究分别通过差示扫描量热法（DSC）和等温凝固淬火法研究了不同成分高锰钢在高温状态下的相变顺序和组织特征。结果表明,通过DSC实验和等温凝固淬火实验得到了相同的凝固模式,加热/冷却速率的变化会影响DSC曲线中峰的位置和形状,但不会影响凝固模式。通过实验结果对不同预测方法进行验证后发现,Thermo-Calc热力学计算中的平衡模型模块能够用来预测高锰高铝钢的凝固相变顺序,由此计算得到Fe-C-20Mn-5Al成分高锰钢亚包晶反应区域的C含量为0.062～0.527 wt.%。（2）凝固过程组织特征研究通过定向凝固实验研究了不同C含量高锰钢凝固组织演变行为。研究发现,由于在固液界面前沿存在较大成分过冷现象,在所有抽拉速度下高锰钢中凝固组织都以枝晶形式生长。当C含量为0.06、0.24和0.68 wt.%时,高锰钢一次枝晶间距与抽拉速度之间的关系分别为λ0.06=11.75·V-0.30、λ0.24=10.38·V-0.32和λ0.68=10.56·V-0.31,通过增加冷却速度能够显着细化高锰钢微观组织。通过实验结果验证发现,可以使用Kurz-Fisher模型预测Fe-0.68C-18.02Mn-1.35Al成分高锰钢的一次枝晶间距。在相同的凝固条件下,C含量通过影响高锰钢凝固区间宽度和高温凝固模式来影响一次枝晶间距。（3）凝固过程溶质元素分布研究以Fe-Mn-C-Al系高锰钢定向凝固试样为研究对象,通过EPMA进行点阵法分析研究了高锰钢中溶质元素分布特征,比较了不同C含量高锰钢在不同拉速下的微观偏析情况。结果表明,凝固过程中C元素和Mn元素在液相中聚集,而Al元素则在固相中具有更高含量。在定向凝固试样中能够观察到固相中存在溶质元素扩散现象,这将导致凝固过程中溶质元素在固相中的均质化。增加抽拉速度会加剧微观偏析,这是因为相比于对局部凝固时间的影响,抽拉速度变化对二次枝晶间距影响更大。当C含量从0.06 wt.%增加到0.68 wt.%时,凝固模式发生改变,C元素和Al元素微观偏析先减小后升高。C含量增加会吸引Mn元素,从而导致更严重的Mn元素微观偏析。（4）凝固过程相场模拟研究通过多元多相场模型系统研究了Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固过程中的组织演变和溶质元素分布情况。结果表明溶质分布与凝固组织之间具有交互作用,微观组织演变改变溶质分布情况,溶质分布会影响相变的局部驱动力,导致不同的局部界面生长速度,影响微观组织生长。在包晶相变过程中,初始铁素体相凝固形成的溶质分布情况和奥氏体相形核位置会影响最终的凝固组织和微观偏析情况。与过包晶成分和全奥氏体模式高锰钢相比,冷却速度和过冷度对亚包晶成分高锰钢凝固组织影响更大,冷却速度和过冷度通过影响相变来影响包晶成分高锰钢的微观偏析情况。通过点阵法进行多组分合金偏析计算时,排序方法采用WIR排序法所得结果最准确,F-G排序法操作过程简便,且拟合所得曲线与分布点间的相关性最好,进行简要分析时可采用。（5）高温力学特性和变形行为研究通过高温拉伸和等温热压缩实验研究了三种不同C含量铸态高锰钢的高温拉伸性能和变形行为。研究发现,高温拉伸试验中不同成分高锰钢的真实应力-真实应变曲线具有相似趋势,峰值应力随拉伸温度降低和C含量增加而增加。C含量通过影响奥氏体与铁素体之间的相变来影响热延展性。C含量为0.028 wt.%时,高锰钢延展性较好,在所研究温度范围内断面收缩率（RA）均大于40%。当C含量为0.028 wt.%和0.28 wt.%时,RA随拉伸温度增加先升高后降低,而当C含量增至0.64 wt.%时,延展性随温度升高而提高。对于高温压缩实验,流动应力随C含量增加而增加,这是因为随着C含量增加,可用于短程有序的Mn-C偶极子数量增加。通过拟合关系确定热变形相关物性参数、激活能以及描述热变形条件的Z因子表达式,使用Z因子预测峰值应力,预测结果与实验结果基本吻合。
陈勇[2]（2021）在《1500MPa级热成形钢氢致延迟开裂性能研究》文中提出随着汽车制造业轻量化的发展,越来越多的高强汽车钢用于汽车白车身,其中热成形钢发展最为迅速,其主要特点在于具有1500MPa的超高强度,能大大提升汽车安全等级并有效降低汽车重量。然而,当钢的强度超过1000MPa后,氢致延迟开裂问题成为制约其发展的瓶颈,由于材料断裂失效发生得非常突然,毫无征兆,往往会产生十分严重的后果,因此如何提高热成形钢氢致延迟开裂性能成为大家极为关注的问题。以往的研究表明夹杂物和析出相对钢的氢致开裂行为影响很大。以Ti N、Al2O3和MnS为代表的夹杂会成为延迟开裂的起裂源点,促进裂纹生成;另一方面有研究成果表明Nb、Ti析出相对降低延迟开裂敏感性有较大作用,在热成形钢中添加Nb、Ti等微合金元素,生成纳米尺寸的碳氮析出物是良好的氢陷阱,从而提升抗氢致延迟开裂性能,析出相尺寸越细小,数量越多,分布越弥散效果越好。如何在制造过程中降低Ti N、Al2O3和MnS夹杂产生,同时又能更加有效地发挥微合金元素在热成形钢中生成氢陷阱的作用,值得研究。本论文结合CSP工艺特点,通过合理的成分设计,严格控制冶炼、精炼及连铸工艺,生产出了高质量热成形钢,钢中各元素成份达到出厂要求,总氧含量和氮含量均控制在要求范围内,硫、磷含量较低。在CSP冶炼过程中通过适度钙处理,对钢中夹杂物进行了改性,获得较为细小的Ca O·Al2O3和Ca S夹杂;通过CSP的轧制过程获得较为细小（Nb,Ti）（C,N）析出物,尺寸在40-60nm之间;经检验产品表面质量良好,微观组织结构和力学性能符合设计要求。使用多种方法对CSP工艺和传统工艺下的热成形钢延迟开裂性能进行表征,结果表明恒载荷方法是最有效的评价方法,CSP钢抗延迟开裂性能明显高于传统钢。研究发现钢中的夹杂物和（Nb,Ti）（C,N）析出物对延迟开裂有重要影响,传统钢中常见夹杂物为Ti N、MnS和Al2O3,有尖锐的棱角,在尖端容易产生应力集中,氢会在应力集中区域聚集,促进裂纹生成和扩展,氢致延迟开裂敏感性高;CSP工艺下铸坯凝固和冷却速度快,有效抑制液析Ti N产生,同时通过钙处理工艺将不规则的Al2O3和MnS夹杂物转变为球形的Ca O·Al2O3和Ca S,开裂敏感性低。CSP生产过程中冷却速度快、铸坯直接装炉轧制以及道次变形量大等工艺促进了（Nb,Ti）（C,N）形核析出,CSP钢中的析出相尺寸明显小于传统钢,分布更加弥散,这些析出物是良好的氢陷阱,能有效地捕获钢中的扩散氢,降低氢的扩散系数。结果表明传统钢中氢绝大多数为扩散氢Cdiff,所占比率约为66%,而CSP钢中扩散氢只占15～20%,从而使得CSP钢具有更好的延迟开裂性能。通过试验数据,建立了热成形门槛应力值σc与扩散氢Cdiff的数学表达式,定量描述了两种钢门槛应力与扩散氢的关系,从理论上进一步阐明钢中的扩散氢是导致延迟开裂的主要因素,传统钢的关系表达式为σc=575-448ln Cdiff,CSP钢门槛应力与扩散氢的关系表达式为σc=680-275ln Cdiff,为指导材料实际应用提供评价依据。
王卫卫[3]（2021）在《冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究》文中进行了进一步梳理利用残余奥氏体和贝氏体相变对高强钢的强塑性提升非常有效,论文在传统CMn系冷轧双相钢DP780的显微组织对力学性能影响研究的基础上,围绕优化化学成分、改善相结构和不同连退工艺路线三个方面,通过对高强塑性冷轧双相钢从多相、多尺度、亚稳态奥氏体、多形貌等角度进行系统性优化研究,使得抗拉强度800～1200MPa范围内的强塑积提升至15～20GPa%水平,获得的主要结论如下:（1）冷轧双相钢强塑性的影响因素主要是化学成分、连退工艺、各相显微组织组成。鉴于原型钢CMn系工艺窗口较窄,力学性能偏低且强塑积为13.2GPa%,为了获得更宽的工艺窗口和良好的力学性能匹配,进行了微合金化研究。在相同退火工艺制度下,添加Cr和Nb元素对CMn钢的力学性能均有不同程度的提升,工业大批量应用选择MnCr系钢,Cr有利于岛状马氏体的形成,工艺窗口明显变宽,力学性能波动较大,且强塑积约为13.1～15.1GPa%。MnNb系有利于残余奥氏体、细小的碳化物和1-10nm的NbC析出物的形成,可以提升力学性能和稳定性,工艺窗口更宽,强塑积约为16～18.5GPa%。（2）MnNb系DP780双相钢的增塑性工艺应从成分设计、柔性连退工艺和显微组织控制三个方面考虑,主要采用0.15%C+1.8%Mn+0.04%Nb成分系,通过适当降低双相区临界退火温度、增加快冷温度、提高冷却速度、降低过时效温度,获得FⅠ+FⅡ+M+R.A的显微组织,利用细晶组织、弥散析出以及少量平行分布在板条马氏体之间的薄膜状残余奥氏体在形变时发生相变诱导塑性TRIP效应的综合作用,进一步提高了强塑性。（3）微合金化的MnCr系和MnCrNb系980MPa冷轧多相钢,强塑积均超过15GPa%,强塑性匹配良好。通过调整连续退火工艺参数,工业化生产的MnCr系多相钢的平均力学性能为:Rel=454MPa,Rm=992MPa,A80=16.0%,YS/TS=0.46;实验室 MnCrNb 系多相钢的平均力学性能为 Rel=495～538MPa,Rm=995～1022MPa,YS/TS=0.48～0.53,A50=13.5～15.5%,Agt=9.0～11.8%。（4）含贝氏体的冷轧多相钢强化机理模型为:σ=241+67.7[P]+86[Si]+45[Mn]+11[Al]+9.3×D-1/2+387×D0-1/2× B%+（229.63-2.8990×C%）× M%;其中D为铁素体晶粒尺寸,D0为贝氏体有效晶粒尺寸,C%为碳含量,B%为贝氏体含量,为M%为马氏体含量。此强化机理模型可以很好的反映各个强化方式对含贝氏体的多相钢屈服强度的贡献值和贡献比例。贝氏体的产生可以调节冷轧多相钢的力学性能,F+M+B+R.A可以获得良好的伸长率,而F+M+R.A可以获得超低屈强比。（5）阐明了相同MnCrNb成分条件下不同连续退火工艺路径（DP、TRIP、QP三种工艺）对显微组织和力学性能的影响规律,获得了多相、亚稳、多尺度、多形貌的显微组织的精确调控工艺。DP工艺强度塑性匹配最好,抗拉强度达到980MPa时强塑积超过15GPa%,TRIP工艺路线强塑积最好,800MPa时强塑积均超过18GPa%,QP工艺路线强度级别达到1200MPa,强塑积为8GPa%。
郝宇[4]（2020）在《锰含量和热处理对Fe-Mn-Al-C钢组织及力学性能影响的研究》文中进行了进一步梳理近年来,Fe-Mn-Al-C合金体系在汽车工业中引起了广泛的关注。Fe-Mn-Al-C钢具有强度高、密度小、成本低等优点,可应用为轻量化车身结构材料。然而,Fe-Mn-Al-C钢的发展也面临着汽车用高强度钢的学科性难题:在大幅度提高钢板强度的同时,如何获得所需的塑性延伸能力。本研究通过合理调控Mn含量和热处理工艺,制备了一种细晶铁素体弥散分布于奥氏体基体的双相钢,有利于在获得优异强度的同时,保证优良的延性。本课题在制备出的两种不同Mn含量的Fe-15/18Mn-8Al-0.8C（wt.%）轻质高强钢的基础上,通过合理热处理工艺成功开发出了抗拉强度大于1000MPa,延伸率大于30%的热轧和冷轧高强轻质钢。并通过室温拉伸、显微硬度、夏比冲击等力学性能测试,以及XRD、OM、TEM和断口扫描等组织检测,对钢的微观组织、力学性能、变形机制以及断裂行为进行分析。主要研究内容如下:对热轧15Mn和18Mn钢进行不同温度的固溶处理,随着固溶温度增高,实验钢抗拉强度降低,断后延伸率增大,15Mn钢的抗拉强度从1022MPa降低至815MPa,延伸率则从50%提升至66%;18Mn钢的抗拉强度从988MPa降低至799MPa,延伸率则从44%提升至58%。固溶温度在800-950℃之间,18Mn实验钢具有更高的奥氏体体积分数;固溶温度提高到1000℃,Mn含量不同的样品没有明显的组织差异。Mn含量不同影响热轧实验钢在低温下的冲击韧性,经固溶处理后的18Mn实验钢在低温下冲击韧度更低,低温对15Mn材料韧性的影响明显弱于其对18Mn的影响。对冷轧15Mn和18Mn钢进行不同保温时间的固溶处理,保温时间在5-20min的冷轧实验钢组织中存在细小且弥散分布的铁素体晶粒,并且奥氏体组织较为细小,这种组织特点使实验钢的屈服强度较热轧实验钢有较好的提升,延伸率并没有显着降低,15Mn钢的屈服强度从726MPa提升至770MPa,18Mn钢的屈服强度从645MPa提升至725MPa。保温30min后,冷轧实验钢中奥氏体晶粒尺寸增大,奥氏体体积分数大幅度增大,实验钢的屈服强度和抗拉强度均大幅降低。Mn含量的不同使得18Mn实验钢在保温时间为20min时有更大的应变硬化率。对冷轧15Mn和18Mn钢进行时效处理,随着保温时间的增加,κ-碳化物从基体中析出。Mn含量的不同影响到κ-碳化物形状、分布和体积分数。15Mn实验钢中的κ-碳化物以颗粒状为主,主要分布于奥氏体和铁素体晶界;18Mn实验钢中的κ-碳化物以层片状为主,由奥氏体晶界向晶内长大;相同时效时间下,Mn含量较高的18Mn实验钢中κ-碳化物体积分数更高;κ-碳化物的析出使得实验钢的强度提高,应变硬化率也增大,但是由于层片状κ-碳化物降低了晶间结合力,导致时效时间大于60min后,18Mn实验钢的抗拉强度低于15Mn钢。时效处理使得轻质高强钢的塑形降低,断裂特征由延性断裂向准解理断裂转变。
杜文辉[5]（2020）在《孪晶诱导塑性钢夹杂物凝固析出行为与控制机理的研究》文中认为在对Fe-Mn-C-Al系TWIP钢中夹杂物行为以及夹杂物对凝固组织的影响进行了系统研究,采用金相显微镜、扫描电镜和能谱仪对Fe-Mn-C-Al系孪晶诱导塑性钢中的夹杂物进行观察与分析。结果表明,Fe-Mn-C-Al系TWIP钢中主要存在以下八种夹杂物:Mn S、Mn O、Al N、Al2O3、Al（O）N、Mn S-Al N、Mn S-Al2O3、Mn S-Al（O）N。通过热力学计算典型夹杂物的热力学析出,分析得出复合型夹杂物Mn S-Al N、Mn S-Al2O3中均为Al N和Al2O3夹杂物作为异质形核率先析出,之后Mn S夹杂物再附着其表面析出,最后形成复合型夹杂物。通过添加铌元素研究分析,加入铌元素后Fe-Mn-C-Al系TWIP钢中夹杂物的变化规律。在加入铌元素后Fe-Mn-C-Al系TWIP钢中除上述存在的夹杂物之外,又在基体产生了新的夹杂物:Nb C、Mn S-Al N-Nb C两种夹杂物,分析表明加入铌元素后,在TWIP钢中Al N、Al2O3夹杂物的数量明显减少,而且Nb C夹杂物的尺寸较小,一般在1～3μm之间。Nb C夹杂物的热力学析出温度随着铌元素含量的增加也在不断上升,铌元素的加入还使得其各类夹杂物的尺寸明显减小。在TWIP钢中加入铌元素后,在钢中出现了一定量的Nb C夹杂物,其凝固组织也有了明显的变化。通过二维点阵错配度对TWIP钢中产生的Nb C进行晶体学分析,计算表明Nb C夹杂物的（100）与奥氏体的（100）晶面最易析出,相比于其他夹杂物,Nb C夹杂物更容易作为异质形核最先析出。统计分析表明Nb C析出后TWIP钢凝固组织的等轴晶和柱状晶的尺寸都有明显的降低,其下降比例约为66.32%,使凝固组织质量有所提升。
修文翠[6]（2020）在《超级贝氏体转变机制与强韧性研究》文中指出超级贝氏体钢（super bainitie steels）因其显微组织构成、形态和分布特征,使该钢在力学性能方面满足高强度的同时,还具有足够的塑韧性。近年来受到研究人员的广泛关注。以英国剑桥大学Bhadeshia等为代表的研究人员设计了主要含Mn、Si、Ni、Co和Al等元素的合金钢,在经过长时间低温（钢马氏体转变温度以上）等温处理后获得超级贝氏体组织。此类钢具有高力学性能的同时,其相变周期较长（通常需要数十个小时甚至是数周完成超级贝氏体组织的转变）,钢中合金元素种类多成本高等不足,在一定程度上制约着该钢的应用。能否以廉价合金元素为主的钢获得超级贝氏体组织?超级贝氏体钢的力学性能是否能够通过其显微组织的转变得以进一步提升?能否通过控制显微组织相变温度达到缩短其组织转变时间的目的等等,都是这一领域的研究热点。针对上述问题开展了本项研究工作:以Mn和Si为主、添加少量Cr、Mo等合金元素,设计了60MnSi2Cr和70Mn2Si2CrMo两种实验钢。通过优化热处理等温淬火工艺获得超级贝氏体组织,分析了钢的组织转变规律和强韧化机制;通过疲劳实验检测分析了超级贝氏体中的TRIP效应现象;为缩短超级贝氏体组织转变时间,将Q&P工艺引入到其制备工艺中,探讨了Q&P工艺对超级贝氏体组织转变过程及力学性能的影响;讨论了超级贝氏体组织中影响碳化物析出的因素及碳化物析出对组织和性能的影响。通过上述工作主要得出如下结果:设计的以Mn、Si元素为主的两种实验钢经设定的热处理工艺处理,均可以获得超级贝氏体组织（贝氏体铁素体BF+残余奥氏体AR）。当钢在稍高于Ms点以上温度等温时,BF为条束状、AR以薄膜状分布在BF条束间。伴随等温处理温度的降低,BF得到细化,AR含量有减少的趋势。60MnSi2Cr钢经900℃充分奥氏体化后分别在250℃、260℃和270℃温度下等温处理12h,其中AR含量分别为5.5%、9.4%和9.3%。260℃等温处理后的试样的综合力学性能可以达到抗拉强度为1816MPa,延伸率为7.37%,断面收缩率为24.58%,冲击韧性值为22.82J/cm2。实验钢70 Mn2Si2CrMo在等温淬火温度达到245℃保温48h时,组织中除超级贝氏体组织以外还有（Fe,M）7C3（M为Fe除外的金属元素）相的存在。该相的析出导致显微组织中AR含量减少（7.73%）,AR中C含量降低（0.88%C）;而220℃等温处理后试样中没有出现碳化物一相,AR的含量及其C含量分别为8.42%和1.02%。由于碳化物析出和AR含量的减少,导致其力学性能下降。与220℃无碳化物析出试样相比较,抗拉强度由2347MPa降至2082MPa,延伸率由7.64%降至7.24%,疲劳断裂次数由184×103降至83×103。实验表明,获得超级贝氏体的等温处理温度以没有明显析出碳化物时的温度为宜,避免其力学性能下降。60MnSi2Cr钢经等温处理获得超级贝氏体后,当组织中AR含量小于5.5%时,即使施加载荷作用组织也不会发生马氏体相变,即没有出现TRIP效应现象。而当组织中存有9.4%AR时,施加载荷大小为其60%屈服强度（拉-拉）、作用72h后,试样中AR含量为4.6%,即有51.06%的AR发生了马氏体相变,此时检测到试样的抗拉强度为2000Mpa,伸长率为8.8%。而未转变的AR具有较高的C含量（>1.3%）,稳定性增加,所施加的载荷作用已不足以使其产生相变。结果说明,超级贝氏体组织在其AR满足一定含量时（实验条件下>5.5%）,在拉应力作用下能够产生TRIP效应,进一步提升其力学性能。Q&P热处理工艺引入实验后,采用Q&P工艺+盐浴等温处理相结合的方式对60MnSi2Cr钢进行处理,结果显示:通过Q&P工艺处理后再经260℃等温处理,仅需6h即可达到原等温淬火工艺12h所能达到的力学性能。前者试样抗拉强度为1948Mpa,断后伸长率为9.96%,冲击韧性为40.34J/cm2;相较于后者分别提高了7.26%、35.12%和76.77%。主要是因为Q&P工艺中的“淬火”处理温度较低,形核驱动力大,利于形成多的α相晶核;同时产生少量马氏体会带来大量晶体缺陷,促进了非均匀形核,在随后等温处理时可以加速BF的转变,细化了超级贝氏体显微组织有利于其力学性能的提高。
王娇娇[7]（2020）在《预应变对含Al中锰钢组织性能与氢脆敏感性的影响》文中研究指明近年来,随着对汽车产业节能减排及提高安全性提出越来越高的要求,越来越多的研究者开始研究具有优异综合力学性能的中锰钢,以兼顾汽车轻量化、碰撞安全性及经济性的要求。基于成分优化及组织调控,中锰钢的力学性能得到较大幅度提升,但在中锰钢零部件冷加工成型及服役过程中面临的塑性变形和氢脆问题,日益成为其应用和安全服役的一个制约性因素。对此,本文针对一种新型的高强塑积含Al中锰钢0.25C-8.67Mn-0.54Si-2.69Al（wt%）,采用预应变、电化学充氢、氢热分析（TDS）、慢应变速率拉伸（SSRT）、扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）及透射电子显微镜（TEM）等实验方法,较为系统地研究了热轧退火态和冷轧退火态实验钢在不同塑性变形量下的微观组织、力学性能变化及氢脆敏感性的变化规律,可以得到以下结论:热轧退火实验钢主要由片层状的退火铁素体+逆转变奥氏体（RA）组成,其中RA含量约为60 vol%,强塑积高达69.1 GPa·%。随着预应变量的增加,退火铁素体中的位错密度明显增加,部分稳定性差的大尺寸RA首先发生相变而使得RA量逐渐降低,稳定性逐渐提高;抗拉强度与屈服强度逐渐提高,而断后伸长率则逐渐降低。热轧退火实验钢具有高的氢脆敏感性,随着预应变量的增大,氢脆敏感性逐渐增大,以相对伸长率损失表征的氢脆敏感性指数由未变形样的75.9%提高到15%预应变样的83.2%。充氢样SSRT宏观断口边部存在脆性平台,其断裂机制主要为准解理断裂,且有较多二次裂纹。冷轧退火实验钢具有超细晶等轴状的退火铁素体+RA复相组织,在预应变过程中发生了TWIP效应和TRIP效应并出现不稳定的中间相ε-马氏体。与热轧退火实验钢类似,预应变能够显着地改变冷轧退火实验钢的力学性能。冷轧退火中锰钢在拉伸过程中出现吕德斯带以及PLC现象。当预应变量等于吕德斯带对应的应变时,即预应变量约为3%时,可以使吕德斯带消失,但预应变对PLC效应则几乎没有影响。这主要与随着预应变量增加,实验钢中位错密度增加、RA稳定性提高、形变诱导马氏体含量增加及形变孪晶的产生等因素有关。对于冷轧退火中锰钢实验料,随着预应变量的增加,充氢试样中的可扩散氢含量显着增加而氢扩散系数降低。与热轧退火实验钢类似,冷轧退火实验钢同样表现出显着的氢脆敏感性,并且随着预应变量的增加,氢脆敏感性逐渐增大。不同预应变量未充氢样的SSRT断口呈现典型的韧窝韧性断裂特征,而充氢预应变样断口由近表面的脆性沿晶+准解理的混合断裂向心部的韧窝韧性断裂模式逐渐转变。
张泽云[8]（2020）在《新型耐磨钢热处理参数模拟计算及组织性能研究》文中认为耐磨钢是当今耐磨材料中用量最大的材料,在冶金、建材、矿山开采等领域中都要使用大量的耐磨钢工件。由于服役过程中承受着不同程度的磨损和冲击且部分工件形状复杂,因此工件所需材料需要同时具有较高的耐磨性和加工成形性能。本文从成分设计角度出发,设计了四种新成分耐磨钢,利用JMatpro模拟软件对其热处理参数及热处理后的组织和性能进行模拟计算,并参照计算结果设计热处理工艺对材料的组织、性能进行探索研究。对0.20C5Cr1Ni1.25Mo1V、0.35C5Cr1Ni1.25Mo1V、0.44C5Cr1Ni1.25Mo1V、0.60C5Cr1Ni1.35Mo1V四种新成分耐磨钢进行热处理参数模拟计算,模拟结果表明四种材料完全奥氏体化温度均不超过870℃,且临界冷速最高不超过0.4℃/s。以高于临界冷速淬火后,0.44C5Cr1Ni1.25Mo1V和0.60C5Cr1Ni1.35Mo1V的力学性能接近,0.20C5Cr1Ni1.25Mo1V力学性能最差。且在500℃600℃高温回火时,四种材料均会析出有利于增强材料耐磨性的MC相。通过对四种材料进行退火和正火+回火两种不同的锻后热处理试验,表明退火比正火+回火更适宜作为锻后热处理工艺。退火不仅可有效消除锻造态材料中存在的偏析带,而且退火过后的组织不含明显马氏体组织。选取0.35C5Cr1Ni1.25Mo1V和0.60C5Cr1Ni1.35Mo1V两种材料在900℃1010℃进行淬火试验,得到了两种材料的淬火硬度随温度变化曲线,结果表明:在900℃1010℃范围内,0.35C5Cr1Ni1.25Mo1V的淬火硬度随温度升高略有下降,0.35C5Cr1Ni1.25Mo1V在900℃淬火其硬度达到最高为53.7 HRC,在1010℃淬火时硬度仍可达51.6 HRC,0.60C5Cr1Ni1.35Mo1V的淬火硬度随温度升高呈先上升后下降的趋势,在960℃淬火时硬度达到最高值61.3 HRC。通过对经过1010℃淬火的0.35C和0.60C在560℃和580℃进行回火试验,并测试回火后的力学性能,发现两种材料的硬度和拉伸性能随回火温度升高而下降,而冲击韧性有所提高。回火后两种材料的硬度和冲击性能要优于ZG40SiMnCr3CuMoRe和ZG40SiMnCr2SiMoV等一些低合金马氏体耐磨钢。
赵雪柔[9]（2020）在《C/Mo元素合金化Fe50Mn30Co10Cr10系高熵合金TWIP/TRIP效应研究》文中研究指明多主元高熵合金（HEAs）与传统的二元合金不同,它由五种及以上元素组成,呈现出简单固溶体结构,同时具备晶格畸变、原子迟滞扩散及组织高稳定性等特征。作为一种新型合金,多种独特性能使其综合性能明显优于传统合金。因而,高熵合金具备很高的应用及学术研究价值。本课题旨对C合金化Fe50Mn30Co10Cr10系高熵合金以及Mo合金化(Fe50Mn30Co10Cr10)100-xCx系高熵合金的组织及力学性能进行系统研究,并分别探讨小尺寸碳原子和大尺寸钼原子固溶高熵合金变形机理和TWIP/TRIP（孪晶诱导塑性/相变诱导塑性）效应。以提高合金强度和塑性为目的,利用Fe50Mn30Co10Cr10系高熵合金TRIP/TWIP效应,优化合金化间隙C原子和置换Mo原子的不同含量,改变材料制备过程中的冷却速率来提高材料的综合力学性能,并采用轧制及热处理等方法细化微观组织。用EBSD,SEM,TEM等表征分析来研究微观变形机理及形变过程当中的TWIP/TRIP机制。结果表明,铸态(Fe50Mn30Co10Cr10)100-xCx高熵合金中,随着间隙碳原子的增加,相结构由FCC（面心立方结构）和HCP（密排六方结构）双相逐步转变为FCC单相,在x≥2时组织相结构完全为FCC相。(Fe50Mn30Co10Cr10)100-xCx高熵合金在加入C之后的变形机理发生TRIP到TWIP转变,尤其C2合金断后延伸率几乎是C0合金的3倍。当x>4时,片状纳米碳化物（M23C6）于晶界处生成,碳含量越高M23C6体积分数越大。C2Mo1合金化的(Fe50Mn30Co10Cr10)100-x-yCxMoy高熵合金为单一FCC结构固溶体,其塑性延伸率大幅提高至84.22%。增大凝固时冷却速率,C2Mo1合金化高熵合金微观组织致密且细小,屈服强度,抗拉强度和延伸率分别为357.86MPa、712.29MPa及94.81%。这主要是由于变形过程中诱发TWIP效应,不断增加的孪晶和相界密度引起了动态的细化效应。C2Mo1合金化高熵合金70%冷轧1000℃退火5min时,总伸长率（EL）为121.6%,抗拉强度（UTS）为816.051MPa,强塑积（UTS×EL）高至99.23GPa%。塑性变形时,晶界强化、位错强化、层错强化及退火和变形孪晶强化多种机制共同作用。在拉伸变形过程中形成<001>+<100>//TD双织构组分且位错滑移和孪生机制相互竞争,共同影响塑性变形过程中的微观组织演化,而当应变量超过60%,孪生机制成为主要的变形机制。
吕超然[10]（2020）在《大尺寸风电螺栓用42CrMo钢淬透性及其力学性能的研究》文中研究说明42CrMo钢经过调质处理（淬火+回火）可以获得良好的强度和韧性,因此被作为制造大规格螺栓等零部件的常用材料。由于此类零部件应用环境的影响,对于其制造材料不仅要求具备良好的强度、韧性、延展性等综合性能,还要求高的低温冲击性能,特别是大规格的螺栓（42mm≤Φ≤64mm）,其截面尺寸的增加导致淬火后材料心部除马氏体组织产生外,作为不完全淬火组织的贝氏体组织比例增加,难以实现截面性能的均匀性和保证心部的低温冲击性能。因此为保证大规格螺栓的服役性能,要求材料要具有良好的淬透性,即淬火后心部马氏体组织达到90%以上。虽然通过控制生产工艺可以改善材料的淬透性,但是影响材料淬透性的根本原因是材料的化学成分。本文针对大规格螺栓钢淬透性问题,在42CrMo钢基础成分上配合添加元素Al、B、Ti,同时控制钢的N含量,研究了Al添加对42CrMo钢淬透性和淬火组织以及性能的影响,并与含B钢进行对比,揭示Al对不同尺寸42CrMo钢淬透性的影响规律。具体研究内容如下:在42CrMo钢基础成分中配合添加Al-Ti和Al-B元素,通过末端淬火实验和截面硬度实验对比分析设计钢与42CrMo钢淬透性的差异,并通过金相显微镜OM、扫描电镜SEM观察不同部位淬火后组织形貌以及回火后微观组织和断口形貌,通过常规力学性能检测其常温拉伸和低温冲击性能,利用三维原子探针（3DAP）分析元素分布。结果表明Al-Ti、Al-B的添加均使42CrMo钢淬透性提高,Al-B配合添加的42CrMo钢淬透性最好,直接淬火后截面心部马氏体组织大于90%;并且使钢的抗拉强度Rm≥1200MPa,-40℃下冲击吸收功KV2≥27J,力学性能满足低温环境下12.9级螺栓用钢的使用要求。通过化学相分析实验和CCT曲线测定,表明Al-Ti配合添加,Ti发挥固氮作用形成TiN,使Al固溶于铁素体中,抑制贝氏体产生;Al-B配合添加,当Al的添加含量较高,使得相同温度下AlN优先BN析出,这一部分Al发挥固氮作用,另外一部分Al与B共同固溶于钢中,抑制珠光体和铁素体的转变,增加实验钢在较低的冷速下获得马氏体的能力,提高钢的淬透性。通过3DAP实验分析钢中各元素的分布情况,其中Al元素在钢中弥散分布,抑制C的扩散,从而抑制贝氏体的形成,提高钢的淬透性。
二、SiMnCr系高强度钢组织转变研究（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、SiMnCr系高强度钢组织转变研究（论文提纲范文）
（1）Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高锰钢简介 |
| 2.2 高锰钢凝固过程相转变研究现状 |
| 2.2.1 高锰钢凝固路径和固液相线温度研究 |
| 2.2.2 包晶相变过程研究 |
| 2.2.3 凝固模式预测方法 |
| 2.3 高锰钢凝固组织研究现状 |
| 2.3.1 定向凝固晶体生长理论 |
| 2.3.2 高锰钢微观组织研究 |
| 2.4 高锰钢溶质元素分布研究现状 |
| 2.4.1 合金微观偏析研究方法 |
| 2.4.2 高锰钢宏观和微观偏析研究 |
| 2.5 高锰钢凝固过程相场模拟研究现状 |
| 2.6 高锰钢高温力学性能研究现状 |
| 2.7 本课题研究内容、研究方法及创新点 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 高锰钢高温凝固模式研究 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 材料制备 |
| 3.1.2 研究方法 |
| 3.2 高锰钢高温凝固模式实验结果分析 |
| 3.2.1 Fe-0.028C-21.1Mn-5.72Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.2 Fe-0.28C-21.0Mn-5.80Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.3 Fe-0.64C-20.8Mn-5.10Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.4 变温速率对DSC实验结果的影响 |
| 3.3 不同凝固模式预测方法分析 |
| 3.4 Fe-C-20Mn-5Al高锰钢亚包晶反应区间 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 高锰钢凝固组织生长研究 |
| 4.1 实验方案 |
| 4.1.1 材料制备 |
| 4.1.2 研究方法 |
| 4.2 高锰钢晶体生长特点 |
| 4.2.1 定向凝固组织形貌 |
| 4.2.2 拉速对凝固组织影响 |
| 4.2.3 C含量对凝固组织影响 |
| 4.3 高锰钢晶体生长机理分析 |
| 4.3.1 枝晶组织的形成 |
| 4.3.2 高锰钢一次枝晶间距预测模型 |
| 4.3.3 C含量对一次枝晶间距的影响机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 高锰钢微观偏析研究 |
| 5.1 研究方法 |
| 5.2 高锰钢元素分布规律分析 |
| 5.3 高锰钢微观偏析影响因素分析 |
| 5.3.1 抽拉速度对高锰钢微观偏析的影响 |
| 5.3.2 C含量对高锰钢微观偏析的影响 |
| 5.4 高锰钢微观偏析影响机理分析 |
| 5.4.1 抽拉速度对微观偏析的影响机理 |
| 5.4.2 C含量对微观偏析影响机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 高锰钢凝固过程相场模拟研究 |
| 6.1 多元多相高锰钢相场模型的建立和验证 |
| 6.1.1 相场模型的建立 |
| 6.1.2 相场模型的验证 |
| 6.2 高锰钢凝固过程相场研究 |
| 6.2.1 高锰钢凝固过程分析 |
| 6.2.2 C含量对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.2.3 冷却速度对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.2.4 过冷度对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.3 多组分合金点阵法的相场研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 高锰钢铸态高温热塑性及变形行为研究 |
| 7.1 实验方案 |
| 7.1.1 实验材料 |
| 7.1.2 实验方法 |
| 7.2 高锰钢拉伸变形特性研究 |
| 7.2.1 高温强度特征 |
| 7.2.2 高温热塑性变化规律 |
| 7.2.3 拉伸断口形貌及断裂机理分析 |
| 7.3 高锰钢压缩变形特性分析 |
| 7.3.1 高温压缩曲线分析 |
| 7.3.2 高温压缩热变形本构方程构建 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 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 |
（2）1500MPa级热成形钢氢致延迟开裂性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 文献综述 |
| 引言 |
| 1.1 CSP工艺特点 |
| 1.1.1 CSP连铸工艺特点 |
| 1.1.2 CSP热轧工艺特点 |
| 1.2 热成形工艺 |
| 1.2.1 热成形工艺及特点 |
| 1.2.2 热成形钢发展与应用 |
| 1.2.3 热成形钢的研究热点 |
| 1.3 钢铁材料的延迟开裂 |
| 1.3.1 钢中氢的来源 |
| 1.3.2 氢的扩散与迁移 |
| 1.3.3 氢扩散系数 |
| 1.3.4 氢陷阱 |
| 1.3.5 氢致延迟开裂理论 |
| 1.3.6 氢致延迟开裂研究方法 |
| 1.3.7 影响钢氢致延迟开裂性能的因素 |
| 1.3.8 提升高强钢氢致延迟开裂性能的方法 |
| 1.3.9 热成形钢氢致延迟开裂研究进展 |
| 研究目的和主要研究内容 |
| 第2章 CSP热成形钢工业试制 |
| 引言 |
| 2.1 性能要求及成份设计 |
| 2.2 工艺设计 |
| 2.3 钢中成份及有害元素控制 |
| 2.3.1 取样点和检测方法 |
| 2.3.2 钢中氧含量控制 |
| 2.3.3 钢中氮含量控制 |
| 2.3.4 钢中硫含量控制 |
| 2.3.5 钢中磷含量控制 |
| 2.3.6 CSP生产工序中夹杂物尺寸与分布密度 |
| 2.4 CSP生产铸坯质量 |
| 2.5 成品材质量 |
| 2.5.1 成品材中夹杂物 |
| 2.5.2 力学性能及微观组织观察 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 热成形钢延迟开裂性能评价及方法研究 |
| 引言 |
| 3.1 试验材料制备 |
| 3.2 试验过程与结果 |
| 3.2.1 U弯曲试验 |
| 3.2.2 四点弯试验 |
| 3.2.3 零件浸泡试验 |
| 3.2.4 慢拉伸试验 |
| 3.2.5 恒载荷试验 |
| 3.2.6 氢渗透试验 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 试验环境对评价结果的影响 |
| 3.3.2 试验方法对评价结果的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 夹杂物演变以及对热成形钢氢致延迟开裂性能影响 |
| 引言 |
| 4.1 试验方法 |
| 4.2 试验结果 |
| 4.2.1 CSP钢生产过程中夹杂物的演变 |
| 4.2.2 成品材夹杂物分析 |
| 4.2.3 慢拉伸试验结果 |
| 4.2.4 恒载荷试验 |
| 4.3 断口观察与断裂行为分析 |
| 4.3.1 慢拉伸试样断口观察 |
| 4.3.2 恒载荷试样断口观察 |
| 4.3.3 慢拉伸断口表面裂纹观察CSP |
| 4.3.4 断裂行为分析 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 生产工艺对热成形钢夹杂物的影响 |
| 4.4.2 夹杂物对钢中微区应力应变的影响 |
| 4.4.3 夹杂物对延迟开裂影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 析出相对热成形钢氢致延迟开裂性能影响 |
| 引言 |
| 5.1 试验方法 |
| 5.2 析出相分析 |
| 5.2.1 工艺过程对热成形钢析出相的影响 |
| 5.2.2 轧制变形量对热成形钢析出相的影响 |
| 5.3 恒载荷试验 |
| 5.3.1 恒载荷试验结果 |
| 5.3.2 恒载荷试样断口观察 |
| 5.4 电化学氢渗透实验 |
| 5.4.1 氢表观扩散系数D_(app)和氢浓度C_0计算 |
| 5.4.2 扩散氢与不可逆氢计算 |
| 5.5 讨论 |
| 5.5.1 钢中的析出相对扩散氢的影响 |
| 5.5.2 扩散氢与门槛应力关系 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论与创新点 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 致谢 |
| Acknowledge |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（3）冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 典型先进高强度汽车用钢研究进展 |
| 1.2.1 先进高强钢的研究进展 |
| 1.2.2 TRIP钢 |
| 1.2.3 TWIP钢 |
| 1.2.4 QP钢 |
| 1.2.5 中锰钢 |
| 1.2.6 其他类型的先进高强钢 |
| 1.3 国内外冷轧双相钢研究进展 |
| 1.3.1 国外双相钢的研究开发 |
| 1.3.2 国内双相钢的研究开发 |
| 1.3.3 合金元素及轧制工艺对双相钢性能的影响 |
| 1.3.4 连续退火工艺对DP钢性能的影响 |
| 1.3.5 DP钢的织构类型 |
| 1.4 论文的选题意义、研究目标、研究内容和技术路线 |
| 1.4.1 选题意义 |
| 1.4.2 研究目标 |
| 1.4.3 研究内容 |
| 1.4.4 技术路线 |
| 第二章 超低屈强比冷轧双相钢DP780的增塑性工艺研究 |
| 2.1 实验材料和方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 关键相变点测定及经验公式计算 |
| 2.1.3 实验室试验工艺 |
| 2.1.4 工业试验工艺 |
| 2.1.5 力学性能检测方法和显微组织分析方法 |
| 2.2 不同成分和连退工艺对显微组织和力学性能的影响 |
| 2.2.1 合金元素Cr、Nb对显微组织和力学性能的影响 |
| 2.2.2 不同退火温度对金相显微组织和力学性能的影响 |
| 2.3 含铌钢不同退火温度和变形条件对显微组织的影响 |
| 2.3.1 含铌钢不同退火温度条件下显微组织的精细化分析 |
| 2.3.2 含铌钢不同应力应变条件下残余奥氏体的稳定性研究 |
| 2.4 含残余奥氏体双相钢的强塑化机理及增塑性工艺 |
| 2.4.1 强化机理 |
| 2.4.2 塑性机理 |
| 2.4.3 增塑性工艺 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 贝氏体在冷轧多相钢中的作用及强塑化机理研究 |
| 3.1 实验材料和方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.1.3 实验工艺 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 连续冷却条件下不同冷却速度对显微组织的影响 |
| 3.2.2 力学性能 |
| 3.2.3 显微组织 |
| 3.3 实验结果分析 |
| 3.3.1 工业条件下不同冷却速度对显微组织和力学性能的影响 |
| 3.3.2 贝氏体形成机理 |
| 3.3.3 含贝氏体冷轧多相钢的强化机理模型 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 不同连退工艺路线对冷轧高强钢显微组织和力学性能的影响 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.1.3 试验工艺 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 DP工艺路线力学性能 |
| 4.2.2 TRIP工艺路线力学性能 |
| 4.2.3 QP工艺路线力学性能 |
| 4.2.4 DP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.2.5 TRIP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.2.6 QP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.3 实验结果分析 |
| 4.3.1 双相区临界温度对冷轧双相钢DP980显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.2 不同连退工艺路线对显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.3 冷轧高强钢的多相组织精确调控工艺探索 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 主要结论 |
| 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表论文和参加科研情况 |
| 致谢 |
（4）锰含量和热处理对Fe-Mn-Al-C钢组织及力学性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 轻质高强钢研究现状 |
| 1.2.1 Fe-Al钢 |
| 1.2.2 Fe-Mn-Al-C系钢 |
| 1.2.3 Fe-Mn-Al-C系高锰钢 |
| 1.3 轻质高强钢的变形机制 |
| 1.3.1 TWIP效应 |
| 1.3.2 TRIP效应 |
| 1.3.3 位错滑移机制 |
| 1.4 影响Fe-Mn-Al-C钢组织性能的因素 |
| 1.4.1 合金元素的作用 |
| 1.4.2 热处理工艺的影响 |
| 1.4.3 铁素体的影响 |
| 1.4.4 碳化物和有序相的影响 |
| 1.6 本文的主要研究内容、目的和意义 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.0 实验钢的化学成分 |
| 2.1 实验钢的相图计算 |
| 2.2 实验工艺流程 |
| 2.3 热轧工艺 |
| 2.4 冷轧工艺 |
| 2.5 热处理工艺 |
| 2.6 研究方法及设备 |
| 2.6.1 室温拉伸测试 |
| 2.6.2 显微硬度测试 |
| 2.6.3 夏比冲击韧性测试 |
| 2.6.4 金相显微组织分析 |
| 2.6.5 XRD分析 |
| 2.6.6 扫描电子显微镜分析 |
| 2.6.7 透射电子显微镜分析 |
| 第3章 固溶处理对热轧轻质钢组织性能的影响 |
| 3.1 固溶温度对实验钢性能的影响 |
| 3.1.1 未经固溶处理的热轧钢板组织及力学性能 |
| 3.1.2 固溶处理后热轧钢板的性能 |
| 3.2 固溶温度对实验钢组织的影响 |
| 3.3 经固溶处理后热轧轻质钢的低温冲击韧性分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 固溶处理对冷轧轻质钢组织性能的影响 |
| 4.1 固溶时间对实验钢组织性能的影响 |
| 4.1.1 固溶处理后的力学性能 |
| 4.1.2 不同保温时间下钢的组织特点 |
| 4.2 应变硬化行为分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 时效处理对轻质钢组织性能影响研究 |
| 5.1 时效时间对实验钢组织性能的影响 |
| 5.1.1 时效处理后的力学性能 |
| 5.1.2 抗拉强度估算 |
| 5.1.3 不同时效时间下钢的组织特点 |
| 5.1.4 时效时间对轻质钢断裂行为的影响 |
| 5.2 应变硬化行为分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 (攻读硕士期间研究成果及参与项目) |
（5）孪晶诱导塑性钢夹杂物凝固析出行为与控制机理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 TWIP钢的简介 |
| 1.1.1 汽车用钢的发展 |
| 1.1.2 TWIP钢成分设计 |
| 1.1.3 TWIP钢组织特征与力学性能 |
| 1.1.4 合金元素对TWIP钢的影响 |
| 1.2 高锰钢夹杂物研究概述 |
| 1.3 TWIP钢夹杂物研究进展 |
| 1.4 本课题的研究背景、意义及主要内容 |
| 1.4.1 研究背景与意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料、设备及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 中频感应加热炉 |
| 2.2.2 金相显微镜和扫描电镜 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 实验高锰钢的熔炼 |
| 2.3.2 试样制备 |
| 第三章 Fe-Mn-C-(Al)系TWIP钢中夹杂物的研究 |
| 3.1 TWIP钢中夹杂物的特征 |
| 3.1.1 Fe-Mn-C-(Al)系TWIP钢夹杂物种类与形貌 |
| 3.1.2 夹杂物尺寸大小和分布情况 |
| 3.2 TWIP钢中夹杂物的类型与演变规律 |
| 3.3 TWIP钢中典型夹杂物的生成热力学 |
| 3.3.1 氮化铝夹杂 |
| 3.3.2 三氧化二铝夹杂 |
| 3.3.3 硫化锰夹杂 |
| 3.4 AlN夹杂物热力学比较分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 铌元素对Fe-Mn-C-Al系 TWIP钢夹杂物析出行为的影响 |
| 4.1 铌元素对TWIP钢中夹杂物的影响 |
| 4.1.1 加铌后TWIP钢中夹杂物的变化 |
| 4.1.2 加铌后TWIP钢中复合型夹杂物热力学分析 |
| 4.2 不同铌含量对TWIP钢的影响 |
| 4.2.1 不同铌含量下夹杂物的种类与形貌 |
| 4.2.2 夹杂物的尺寸与分布状态 |
| 4.2.3 铌化物热力学研究 |
| 4.2.4 铌化物对夹杂物的抑制强度分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 铌化物对TWIP钢凝固组织的影响 |
| 5.1 铌化物在TWIP钢中析出 |
| 5.2 错配度计算和分析 |
| 5.2.1 错配度理论 |
| 5.2.2 错配度计算分析 |
| 5.3 铌化物对TWIP钢凝固组织的影响 |
| 5.3.1 凝固组织相貌分析 |
| 5.3.2 柱状晶和等轴晶尺寸的分析 |
| 5.3.3 等轴晶和等轴晶尺寸的分析 |
| 5.3.4 柱状晶的生长 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（6）超级贝氏体转变机制与强韧性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超高强度钢的发展现状 |
| 1.2.1 双相钢 |
| 1.2.2 相变诱发塑性钢 |
| 1.2.3 孪晶诱发塑性钢 |
| 1.2.4 淬火和分配钢 |
| 1.2.5 淬火-分配-回火钢 |
| 1.2.6 超级钢 |
| 1.2.7 贝氏体钢 |
| 1.3 超级贝氏体钢 |
| 1.3.1 超级贝氏体的提出 |
| 1.3.2 超级贝氏体组织及成分特点 |
| 1.3.3 超级贝氏体钢的研究现状 |
| 1.3.4 超级贝氏体研究中存在的问题 |
| 1.4 本工作的目的及主要研究内容 |
| 第2章 超级贝氏体组织转变机制分析 |
| 2.1 实验钢化学成分的确定 |
| 2.2 实验钢成分确定原则 |
| 2.3 试验材料及方法 |
| 2.3.1 实验用钢 |
| 2.3.2 等温淬火热处理工艺的确定 |
| 2.3.3 试样制备 |
| 2.3.4 金相组织检测 |
| 2.3.5 X射线衍射实验和AR及其C含量的计算 |
| 2.4 超级贝氏体组织转变分析 |
| 2.4.1 超级贝氏体的组织 |
| 2.4.2 AR含量及其中C含量 |
| 2.4.3 超级贝氏体的转变机制 |
| 2.4.4 影响因素 |
| 2.5 碳化物析出对超级贝氏体组织的影响 |
| 2.5.1 等温热处理样品的显微组织观察 |
| 2.5.2 等温热处理试样中的残余奥氏体 |
| 2.5.3 等温热处理样品中碳化物的析出 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 超级贝氏体的力学性能 |
| 3.1 实验材料及实验方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 力学性能检测方法 |
| 3.2 实验结果分析 |
| 3.2.1 硬度实验 |
| 3.2.2 拉伸实验 |
| 3.2.3 冲击性能分析 |
| 3.2.4 影响因素 |
| 3.2.5 碳化物析出对超级贝氏体力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 超级贝氏体组织中的TRIP效应 |
| 4.1 超级贝氏体组织中TRIP效应产生的条件 |
| 4.2 样品制备及试验 |
| 4.2.1 样品制备及组织检测 |
| 4.2.2 疲劳实验 |
| 4.3 实验结果分析及讨论 |
| 4.3.1 60MnSi2Cr钢 TRIP效应的确认 |
| 4.3.2 超级贝氏体组织产生TRIP效应的机制分析 |
| 4.3.3 TRIP效应的影响因素 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Q&P工艺在超级贝氏体制备中的应用 |
| 5.1 Q&P工艺简介 |
| 5.2 Q&P工艺的模型 |
| 5.3 实验材料及方法 |
| 5.3.1 实验材料 |
| 5.3.2 Q&P工艺的确定 |
| 5.4 实验结果与分析 |
| 5.4.1 60Si2MnCr钢经Q&P工艺处理后的显微组织 |
| 5.4.2 Q&P工艺对超级贝氏体中AR含量及其C含量的影响 |
| 5.4.3 Q&P工艺促进超级贝氏体组织相变的热力学分析 |
| 5.4.4 经Q&P工艺处理获得的超级贝氏体的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读博士学位期间研究成果 |
（7）预应变对含Al中锰钢组织性能与氢脆敏感性的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 引言 |
| 1.1 选题的背景及意义 |
| 1.2 中锰钢国内外研究现状 |
| 1.2.1 中锰钢的概况 |
| 1.2.2 中锰钢中碳和常用合金元素的作用 |
| 1.2.3 轧制及热处理工艺 |
| 1.2.4 中锰钢国内外研究现状 |
| 1.3 先进高强度钢的氢脆研究现状 |
| 1.3.1 氢脆概况 |
| 1.3.2 先进高强度汽车用钢的氢脆研究 |
| 1.3.3 中锰钢氢脆的研究情况 |
| 1.4 本文的研究思路及内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 微观组织观察与分析 |
| 2.2.2 残余奥氏体含量测定 |
| 2.2.3 常规力学性能实验 |
| 2.2.4 电化学充氢实验 |
| 2.2.5 慢应变速率拉伸(SSRT)实验 |
| 2.2.6 断口观察 |
| 2.2.7 氢热分析(TDS)实验 |
| 2.2.8 氢渗透实验 |
| 3 预应变对热轧中锰钢组织性能及氢脆敏感性的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 热处理及预应变工艺 |
| 3.3 实验结果及讨论 |
| 3.3.1 预应变对微观组织的影响 |
| 3.3.2 预应变对常规力学性能的影响 |
| 3.3.3 预应变对氢脆敏感性的影响 |
| 3.3.4 预应变对SSRT断口形貌的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 预应变对冷轧中锰钢组织性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 热处理及预应变工艺 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 微观组织 |
| 4.3.2 XRD结果 |
| 4.3.3 力学性能 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 预应变对微观组织的影响 |
| 4.4.2 预应变对力学性能及加工硬化行为的影响 |
| 4.4.3 预应变对屈服平台的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 预应变对冷轧中锰钢氢脆敏感性的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 微观组织 |
| 5.3.2 SSRT行为 |
| 5.3.3 SSRT断口形貌 |
| 5.3.4 氢吸附行为及氢含量 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 预应变对RA稳定性的影响 |
| 5.4.2 预应变对氢吸附行为的影响 |
| 5.4.3 预应变对氢脆断裂行为的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 索引 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）新型耐磨钢热处理参数模拟计算及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 耐磨钢概述 |
| 1.3 耐磨钢发展 |
| 1.3.1 高锰钢和超高锰钢 |
| 1.3.2 低合金耐磨铸钢 |
| 1.3.3 低合金高强度马氏体耐磨钢 |
| 1.3.4 纳米结构双相耐磨钢 |
| 1.4 国内外耐磨钢生产现状 |
| 1.5 影响耐磨性的主要因素 |
| 1.6 课题研究内容、意义 |
| 第2章 新型耐磨钢成分设计及组织性能模拟计算 |
| 2.1 耐磨钢计算用化学成分设计 |
| 2.1.1 合金元素在钢中的作用 |
| 2.1.2 钢中常见碳化物 |
| 2.1.3 耐磨钢的成分设计 |
| 2.2 JMat Pro软件 |
| 2.3 耐磨钢相组成研究 |
| 2.3.1 平衡条件下试验钢中碳化物析出规律 |
| 2.3.2 回火温度范围内试验钢中碳化物析出规律 |
| 2.4 TTT图计算分析 |
| 2.5 CCT图计算分析 |
| 2.6 Jominy淬透性计算 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 试验材料与试验方法 |
| 3.1 试验材料 |
| 3.2 试验方案 |
| 3.2.1 锻后热处理试验 |
| 3.2.2 淬火热处理试验 |
| 3.2.3 回火热处理试验 |
| 3.2.4 拉伸试验 |
| 3.2.5 冲击试验 |
| 3.3 测试分析方法 |
| 3.3.1 金相组织分析 |
| 3.3.2 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 3.3.3 硬度测试 |
| 3.3.4 冲击和拉伸性能评价 |
| 第4章 耐磨材料组织和性能分析 |
| 4.1 锻后热处理工艺及组织研究 |
| 4.2 淬火对组织和性能的影响 |
| 4.3 回火对组织和性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（9）C/Mo元素合金化Fe50Mn30Co10Cr10系高熵合金TWIP/TRIP效应研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金简述 |
| 1.2.1 定义及特点 |
| 1.2.2 相形成规律 |
| 1.3 TWIP/TRIP高熵合金 |
| 1.4 高熵合金力学性能 |
| 1.4.1 间隙强化对力学性能影响 |
| 1.4.2 置换强化对力学性能影响 |
| 1.5 高熵合金组织结构 |
| 1.5.1 轧制对组织结构影响 |
| 1.5.2 热处理对组织结构影响 |
| 1.6 研究意义及主要内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 铸态合金 |
| 2.2.2 轧制变形及热处理 |
| 2.3 组织及性能表征 |
| 2.3.1 XRD衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM)及电子显微探针(EMPA)分析 |
| 2.3.3 显微硬度及拉伸性能分析 |
| 2.3.4 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.3.5 聚焦离子束(FIB)切样及扫描电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.3.6 截距法晶粒尺寸分析 |
| 3 C对 Fe_(50)Mn_(30)Co_(10)Cr_(10) 系高熵合金组织及力学性能影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 XRD物相分析 |
| 3.3 显微组织分析 |
| 3.4 力学性能分析 |
| 3.5 变形机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 Mo对(Fe_(50)Mn_(30)Co_(10)Cr_(10))_(100-x)C_x系高熵合金组织及力学性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 XRD物相分析 |
| 4.3 显微组织分析 |
| 4.4 力学性能分析 |
| 4.5 变形机理分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 轧制及热处理对(Fe_(50)Mn_(30)Co_(10)Cr_(10))_(97)C_2Mo_1 高熵合金组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热轧与均匀化处理 |
| 5.3 冷轧与退火处理 |
| 5.3.1 退火时间影响 |
| 5.3.2 退火温度影响 |
| 5.4 (Fe_(50)Mn_(30)Co_(10)Cr_(10))_(97)C_2Mo_1 高熵合金形变机理 |
| 5.4.1 不同处理态 |
| 5.4.2 不同形变量 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（10）大尺寸风电螺栓用42CrMo钢淬透性及其力学性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 螺栓钢的发展现状 |
| 1.2.1 高强度螺栓的发展 |
| 1.2.2 高强度螺栓钢的特点 |
| 1.3 合金元素对42CrMo螺栓钢性能影响 |
| 1.3.1 42CrMo螺栓钢的基本性能 |
| 1.3.2 化学成分对钢的性能影响 |
| 1.4 影响钢淬透性的因素 |
| 1.4.1 钢的奥氏体晶粒尺寸及原始组织 |
| 1.4.2 钢的化学成分 |
| 1.4.3 化学成分的微观不均匀性 |
| 1.4.4 钢的生产工艺 |
| 1.5 课题主要研究内容以及研究意义 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验钢合金成分设计 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 末端淬火实验 |
| 2.2.2 截面硬度实验(U曲线) |
| 2.2.3 微观组织观察 |
| 2.2.4 热膨胀实验 |
| 2.2.5 物理化学相分析 |
| 2.2.6 三维原子探针 |
| 2.2.7 常规力学性能检测 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 实验钢的淬透性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果及分析 |
| 3.2.1 末端淬火实验 |
| 3.2.2 截面硬度实验 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 相变规律研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果及分析 |
| 4.2.1 过冷奥氏体转变曲线 |
| 4.2.2 不同冷速下的金相组织 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 42CrMo钢微观组织与力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果及分析 |
| 5.2.1 回火温度对实验钢微观组织影响 |
| 5.2.2 回火温度对实验钢力学性能影响 |
| 5.2.3 大截面实验钢调质后力学性能研究 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 淬透性元素3DAP表征 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验结果及分析 |
| 6.2.1 3#实验钢元素分布 |
| 6.2.2 5#实验钢元素分布 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
四、SiMnCr系高强度钢组织转变研究（论文参考文献）
- [1]Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究[D]. 申耀祖. 北京科技大学, 2021
- [2]1500MPa级热成形钢氢致延迟开裂性能研究[D]. 陈勇. 武汉科技大学, 2021(01)
- [3]冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究[D]. 王卫卫. 钢铁研究总院, 2021(01)
- [4]锰含量和热处理对Fe-Mn-Al-C钢组织及力学性能影响的研究[D]. 郝宇. 湘潭大学, 2020(02)
- [5]孪晶诱导塑性钢夹杂物凝固析出行为与控制机理的研究[D]. 杜文辉. 贵州大学, 2020(03)
- [6]超级贝氏体转变机制与强韧性研究[D]. 修文翠. 长春工业大学, 2020(01)
- [7]预应变对含Al中锰钢组织性能与氢脆敏感性的影响[D]. 王娇娇. 北京交通大学, 2020(03)
- [8]新型耐磨钢热处理参数模拟计算及组织性能研究[D]. 张泽云. 燕山大学, 2020(01)
- [9]C/Mo元素合金化Fe50Mn30Co10Cr10系高熵合金TWIP/TRIP效应研究[D]. 赵雪柔. 西安工业大学, 2020(04)
- [10]大尺寸风电螺栓用42CrMo钢淬透性及其力学性能的研究[D]. 吕超然. 钢铁研究总院, 2020(01)