一、Overaging Phenomenon of Fe-2% Mn-Sb-Ce Structural Steels during Tempering（论文文献综述）
赵宇[1]（2019）在《富铜纳米相沉淀强化钢强韧化机制及可焊性研究》文中研究指明富铜纳米相沉淀强化钢是一种基于纳米沉淀强化的新型高强度钢铁材料。传统高强钢主要通过获得高碳显微组织提高屈服强度,但与此同时会牺牲材料韧性及焊接性能,严重限制了其应用范围。因此如何改善高强钢的强韧性匹配,提升不同应用环境下的综合力学性能,越来越受到人们的关注。本论文以富铜纳米相沉淀强化钢为研究对象,并基于沉淀强化理论,首先,通过优化合金成分和热处理工艺,控制纳米相的形核和长大过程,从而提升材料的屈服强度,并进一步研究富铜纳米相强化钢的强化因子及作用机理。其次,控制热机械加工工艺及固溶处理工艺,获得细小板条马氏体结构,并对其进行详细的微观表征和力学性能测试,进一步综合分析多种韧化方法及作用效果,系统地研究富铜纳米相沉淀强化钢的韧化机制。最后,通过焊接实验,分析富铜纳米相沉淀强化钢的冷裂纹敏感性及焊后综合力学性能,并进一步研究焊接热循环过程中纳米相的再析出机制。本研究为推动富铜纳米相沉淀强化钢在高强度钢铁材料领域的应用及相似合金体系的强韧化研究提供科学依据。控制热机械处理和固溶处理工艺,可获得粒状铁素体、多边形铁素体和板条马氏体等不同的显微组织。当精轧温度为800～850℃时,随着固溶处理温度由800℃升高到900℃,显微组织由粒状铁素体向多边形铁素体结构转变,屈服强度明显上升,但延伸率和低温韧性明显下降。同时,小角中子散射结果表明,在粒状铁素体和多边形铁素体基体上进行相同的时效处理（550℃,1 h）,可得到相同尺寸和数量密度的纳米析出相,从而使基体获得相同程度的强度提升。时效温度相同时,随着时效时间的延长,纳米相尺寸逐渐长大,数量密度随之降低。具有板条马氏体结构的富铜纳米相沉淀强化钢比多边型铁素体结构具有更好的低温冲击韧性。在屈服强度提升约90 MPa的同时,韧脆转变温度下降约60°C。这主要是由于板条马氏体结构具有裂纹稳定扩展阶段,能够抑制裂纹失稳扩展的出现,而对于多边形铁素体结构,一旦裂纹开始扩展则立即发生失稳快速扩展,尽管二者的裂纹萌生功相似,但板条马氏体结构的裂纹扩展功相比多边形铁素体提高约85 J。同时板条马氏体结构具有更高含量的大角度晶界和更细小的有效晶粒尺寸,这些大角度晶界能够有效偏转裂纹前进角度,消耗裂纹扩展能量,从而有效阻碍裂纹扩展,而细化的有效晶粒尺寸,能够提高解理断裂应力,从而降低韧脆转变温度。层状结构具有独特的裂纹阻碍机制,能够有效钝化裂纹尖端的三向应力状态,显着增大裂纹沿垂直层状方向的扩展阻力,并偏转裂纹向平行层状方向延伸,从而显着提高富铜纳米相沉淀强化钢的低温韧性。使其在室温到-80°C范围内,冲击功均保持在300 J以上,且不发生明显的韧脆转变。同时,经时效处理后,可获得细小且均匀分布的在层状铁素体基体中的纳米析出相,可显着提高层状结构富铜纳米相强化钢的屈服强度约220 MPa。通过纳米相强化设计,1000 MPa级的富铜纳米相沉淀强化钢可以控制在较低的碳当量（0.75%）。插销实验结果表明,在不预热的情况下,冷裂纹敏感指数约为25%,临界断裂应力为1350 MPa。当采取120℃预热时,冷裂纹敏感指数显着下降到13%,同时临界断裂应力提高到1560 MPa。富铜纳米相沉淀强化钢经焊接热循环后,对于热影响粗晶区（CGHAZ）,由于其峰值温度较高,且高温停留时间较长,纳米相全部溶解于基体中,形成粗大的板条马氏体结构,因此其屈服强度相比于母材显着下降,但其低温冲击韧性得到提高。热影响细晶区（FGHAZ）的峰值温度较低（950°C）,焊后形成细小的板条马氏体结构,延长冷却时间t8/3到180 s时,纳米相的形核位点及长大时间相比于CGHAZ均更加充足,因此可在FGHAZ发生动态再析出。新析出的纳米相与母材相比,纳米相尺寸有所增大,数量密度降低,因此,FGHAZ的屈服强度相比CGHAZ显着升高,仅低于基体38 MPa左右。由于FGHAZ具有比母材更细小的有效晶粒尺寸,其低温冲击韧性也相比母材得到明显提升。
苏冠侨[2]（2018）在《海洋平台用高强韧中锰钢组织性能控制及腐蚀行为研究》文中进行了进一步梳理随着我国陆地石油和天然气资源的逐渐枯竭,蕴含着大量油气资源的海洋已经成为我国能源开采的重要发展方向。现有690 MPa级海洋平台用钢存在韧塑性差、合金成本高等诸多缺点,高成本的轧后循环淬火及长时间回火的生产方法也为我国海洋平台用钢产品的制备带来了许多难题。作为海洋平台的核心结构部件,新型高强韧钢的开发已经成为实现我国建设海洋强国目标的关键因素之一。本文基于物理冶金学、材料学及腐蚀电化学相关知识,并基于逆转变奥氏体在变形过程中特性研发了新一代海洋平台用中锰钢,为实现我国海工用钢的国产自主化提供技术支撑。本文拟开发屈服强度大于690 MPa,屈强比小于0.88,断后延伸率大于20%,-40℃冲击功大于140 J的新一代海洋平台用高强韧中锰钢中厚板。基于“Mn/C”合金化、“以Mn代Ni”、保证焊接性和耐海水腐蚀性的合金成分设计思想,冶炼了海洋平台用中锰钢。通过热轧在线淬火和临界区回火相结合的工艺方法制备了符合强度韧性等级的实验钢,研究了实验钢的临界区回火工艺对微观组织和力学性能的调控机制,基于实验结果提出了利用ε马氏体相调控屈强比的技术思想,并对实验钢在模拟海洋飞溅区、海洋大气区的腐蚀行为进行了系统的研究。论文的主要工作及创新性的研究结果如下:（1）中锰钢的合金体系可显着降低马氏体转变临界冷却速率,提高淬透性并增强中厚板厚度方向组织及性能的稳定性,本文实验钢中Mn含量控制在5～5.6%。通过测试两种不同Cr含量中锰钢的相变点及奥氏体连续冷却转变曲线,结果表明,随着中锰钢中Cr元素含量提高,两相区（奥氏体和铁素体）的温度区间被扩大,且Ac1和Ac3温度发生明显上移。较高的Mn含量确保了实验钢的淬透性,在未变形和施加60%变形量条件下,实验钢经过不同的冷却速率后的微观组织均为马氏体。（2）利用热轧后直接淬火和临界区回火相结合的工艺路线,获得了微观组织主要由回火马氏体和逆转变奥氏体组成的Cr合金化中锰钢。随着临界区回火温度的提高,钢中逆转变奥氏体的含量先增加而后降低,从而导致了强度先下降后上升,此外,-40℃冲击功、延伸率和强塑积均呈现快速上升后稳定下降的趋势。Cr含量为0.4%的实验中锰钢在650℃临界区回火30 min为最优的热处理方案,屈服强度为737 MPa、抗拉强度为858 MPa、延伸率和-40℃冲击功分别为21.7%和226 J;而Cr含量为0.8%的实验中锰钢在650℃临界区回火50 min后综合力学性能达到最优,屈服强度和抗拉强度分别为708 MPa和840 MPa、延伸率和-40℃冲击功分别为23.7%和143 J。通过实验室研究,成功制备满足高强韧性要求的海洋平台用中锰钢。（3）Cr含量为0.4%的中锰钢展现出了优异的低温韧性,在不同测试温度下该实验钢的冲击韧性实验结果表明:测试温度在0℃至-60℃区间,所有断口都呈现出韧性断裂模式,这是由于随着冲击温度的降低,应力集中现象引发韧窝尺寸的不断减小导致的。形变诱导亚稳态奥氏体向马氏体的转变程度随着冲击温度的降低而缓解,冲击韧性随着测试温度降低展现出缓慢下降的现象。根据实验结果提出了奥氏体稳定性与冲击韧性随温度变化的相对关系。（4）Cr含量为0.8%的中锰钢在700℃临界区回火50 min条件下,强塑积提升至21.6 GPa·%,抗拉强度提升至1 GPa左右,此工艺下屈强比仅为0.50,低温韧性下降。该工艺下中锰钢呈现为含有ε马氏体的多相结构,ε马氏体主要存在于逆转变奥氏体中,伴随着ε马氏体的产生,奥氏体体积分数下降。DICTRA软件元素配分结果表明,Mn富集在奥氏体界面处,其他主要合金元素均富集在奥氏体中心处,Mn与合金元素的协同作用增加了奥氏体的稳定性。不同回火条件下冷却过程的层错能计算结果表明,回火工艺为700℃/50 min的试样在冷却过程中,空冷温度在50～100℃时,ε马氏体在逆转变奥氏体的中心处产生,而650℃/50 min工艺制备的实验钢,ε马氏体的形成温度区间为0～50℃。此外,随着临界区回火温度的升高,断裂模式由解理断裂→韧性断裂→沿晶断裂转变。断口处不同位置的奥氏体与ε马氏体的稳定性实验结果表明,随着回火温度的提高,韧性出现下降,这可归因于奥氏体稳定性的下降及变形过程中ε马氏体的前期形变诱导行为。此外,ε马氏体在低温冲击过程中展现出了很好的稳定性。（5）利用周期浸润腐蚀实验对中锰钢的模拟海洋飞溅区腐蚀行为进行研究,结果表明:腐蚀前期的产物主要以片状的γ-FeOOH为主,此时腐蚀产物的致密性不好,导致腐蚀速率不断上升。腐蚀后期的产物出现了棉球状和胡须状的α-FeOOH,这种腐蚀形貌的变化可使得腐蚀速率随腐蚀时间的增加而不断下降。腐蚀产物中合金元素分布规律、电化学测试和建立布拜图实验结果可知,随着腐蚀的进行,Mn元素在腐蚀产物中不断的富集,并以MnFe2O4和Mn3O4等多种产物形式存在。这种产物的存在提高了腐蚀产物阳离子的析出率。Mo元素在腐蚀产物中以难溶性化合物的形式有效的控制阳离子的选择性渗透能力,Ni元素使得腐蚀产物中的α-FeOOH 比例增加并提高腐蚀产物的致密性。通过对中锰钢进行Cr合金化,飞溅区腐蚀速率明显降低,中锰钢中Cr含量由0.4%提高至0.8%,使得设计实验钢在模拟海洋飞溅区的年腐蚀速率降低12%左右,达到有效减缓基材腐蚀的效果。（6）采用盐雾腐蚀实验对Cr合金化中锰钢的模拟海洋大气区腐蚀行为进行研究,实验结果表明:中锰钢在模拟海洋大气环境的腐蚀行为与海洋飞溅区不同,腐蚀速率由快速下降阶段、缓慢下降阶段和稳定阶段组成。腐蚀产物主要包含α-FeOOH,γ-FeOOH,FexOy、MnxOy和MnFe2O4组成。腐蚀前期的腐蚀产物主要为Fe2O3,进行着强烈的氧化反应,而在腐蚀的第二阶段,MnFe2O4作为一种阳极材料在腐蚀产物中富集,其会增加产物的电化学活性并提高H+的溶解速率达到持续氧化的效果。而在腐蚀速率的稳定阶段,腐蚀产物主要为稳定的Fe3O4。中锰钢的Cr元素含量的提高,可有效地减缓腐蚀速率,Cr以氧化物和氢氧化物的形式存在。此外,逆转变奥氏体作为耐蚀相存在于中锰钢中,优化热处理工艺会在一定程度上减低腐蚀速率。
冯亚亚[3]（2018）在《2200MPa级低合金钢设计制备与性能研究》文中研究表明随着航空航天、国防、能源等国民经济建设和重大高新技术领域对超高强度钢需求的不断提高,兼具高韧性、优异的焊接性能和抗高速冲击能力于一体的超高强度钢成为钢铁发展方向。本文以此为目标,开发了新型2200MPa级高强韧低合金钢,取得重要研究成果如下:1.成功设计并制备出30Cr2NiSi2Mn2Mo新型低合金超高强度钢,抗拉强度高达2200MPa,延伸率>8.4%,断面收缩率>34%,-40℃冲击功>13J,实现了超高强度与韧性的优异结合与跨越提升。成本与2000MPa级低合金钢相当,低于2000MPa级马氏体时效钢和二次硬化钢。2.系统研究了奥氏体化温度和回火温度对新型低合金超高强度钢30CrNiSi2Mn2Mo组织与力学性能的影响。奥氏体化温度升高,30CrNiSi2Mn2Mo钢的强度和硬度先升高后降低,低温冲击韧性持续增加;回火温度升高,强度和硬度下降,低温冲击韧性在300℃～400℃C回火温度区间骤然下降,出现马氏体回火脆性。最佳热处理工艺为920℃ X lh+油淬+200℃ ×2h+空冷。3.研制的新型低合金超高强度钢30Cr2NiSi2Mn2Mo具有优异的焊接性能。热处理后焊缝强度高达2100MPa。4.研制的新型低合金超高强度钢30Cr2NiSi2Mn2Mo具有优异的抗高速冲击防护性能,优于代表国际领先水平的法国高硬度装甲钢MARS 240。
孙明雪[4]（2017）在《超低碳纳米富Cu相强化HSLA钢组织性能调控机理研究》文中进行了进一步梳理当前,我国最大的经济、资源和国土安全的挑战来自海洋。各类大型船舶的建立能够迅速提升我国的经济和安全实力。高性能钢铁材料是船舶建造最重要的物质基础,美国开发的系列高强韧、易焊接纳米富Cu相强化HSLA钢基本代表了世界船体结构钢发展的最高水平。我国高强度船体结构钢采用Ni-Cr-Mo合金体系,存在强度级别偏低、焊接性能较差、应用研究滞后个等诸多问题,研发和应用纳米富Cu相强化HSLA钢可以提升我国船体结构用钢在国际市场上的竞争力。本文以纳米富Cu相强化HSLA钢为研究对象,系统研究了等温相变机制、Cu对奥氏体连续冷却相变行为的影响、富Cu相形核长大过程形态-结构-成分三者之间的关系以及冷却路径和热处理工艺对组织性能的影响。本文的主要工作和研究成果如下:（1）通过热模拟实验研究了极低碳（<0.01wt%）含铜HSLA钢的等温相变机制,揭示了 Cu对奥氏体连续冷却相变的影响。结果表明,随等温温度降低,依次发生扩散型相变、块状相变和扩散-切变整合型贝氏体相变。块状相变与扩散型相变在形成温度、形核位置、长大方式、晶界特征和晶内特征等方面表现出明显的不同;钢中Cu的加入可以降低奥氏体相变开始温度,推迟奥氏体分解,使C曲线向右移动,同时降低铁素体形核和长大速率。（2）通过热模拟实验研究了终冷温度、冷却速率和冷却时间对富Cu相析出行为的影响。结果表明,随着终冷温度不断升高,富Cu相尺寸逐渐增大,铁素体晶内显微硬度呈现先升高后降低的变化趋势;连续冷却过程富Cu相的析出能够与铁素体相变同时进行,存在弥散析出和相间析出两种析出形式,相间析出面间距和粒子尺寸随冷却速率增加逐渐减小。冷却速率为0.2 ℃/s时,无Cu钢基体的纳米硬度和弹性模量分别为2.76 GPa和106.5 GPa,Cu-2.0wt%实验钢的纳米硬度和弹性模量则分别为3.37 GPa和162.0 GPa,纳米析出的形成能够显着的提高基体的硬度;随冷却时间增加,铁素体晶内显微硬度持续增大,冷却时间的延长可以促进纳米富Cu相形核长大。（3）利用TEM和APT研究了 Cu析出形核长大过程的形态、结构和成分演变,阐明了三者之间的关系。结果表明,时效温度从550 ℃升高到650 ℃,富Cu相平均直径从7.6 nm逐渐增大至19.7 nm,析出密度降低,微观形貌由球形逐渐向椭球形甚至棒状转变;伴随着析出形态的变化,富Cu相经历bcc→9R-→孪晶fct/fcc→fcc 一系列晶体结构转变。9R结构富Cu相尺寸在10 nm以下,存在多孪晶9R和非孪晶9R两种结构形式,析出粒子尺寸为14 nm时9R结构退孪晶化并直接转变为fct结构,最终析出粒子尺寸在30 nm以上时形成稳定的fcc结构;Cu析出形核阶段团簇中同时富集了 Fe、Cu、Ni、Mn、Cr和Si原子,析出长大过程中团簇内部Cu原子的富集量增加,Fe原子浓度降低,Ni原子和Mn原子明显在Cu析出与基体的过渡层处偏聚,形成Ni、Mn包裹着Cu团簇的核壳结构,阻碍Cu析出长大。（4）通过实验室热轧实验研究了冷却路径对极低碳（<0.01wt%）含铜HSLA钢显微组织及力学性能的影响,深入探讨了不同冷却路径下含铜HSLA钢的强韧化机制,并利用强度计算公式对强化机制进行了定量化分析。结果表明,炉冷+空冷工艺和空冷工艺下Cu析出强化量分别为105 MPa和252 MPa,空冷工艺的采用可以使实验钢获得优良的力学性能匹配:屈服强度为612MPa,抗拉强度为692 MPa,断后延伸率为25.2%,—80 ℃的CVN冲击功为143 J;热轧等温工艺下Cu-2.0wt%实验钢的屈服强度为603 MPa,抗拉强度为691 MPa,较无Cu实验钢分别提高了 255 MPa和290 MPa。Cu的加入可以提供32 MPa的固溶强化量,19 MPa的细晶强化量和193 MPa的析出强化量,在有效改善强度的同时不会严重恶化塑性和韧性。（5）研究了热处理工艺对C-0.005wt%钢和C-0.02wt%钢织性能的影响规律,阐述了两种实验钢的强韧化机制,提出了生产高级别钢种可采用的成分设计和相应的工艺控制方法。结果表明,TMCP+T工艺下,C-0.005wt%实验钢基体组织为全铁素体组织,当时效温度为500 ℃,时效时间为0.75 h时实验钢具有优良的强韧性能匹配:屈服强度和抗拉强度分别为756 MPa和820 MPa,断后延伸率达到28.1%,—80℃冲击功为85 J;C-0.02wt%实验钢在QT工艺下表现出多相组织共存的特征。在630 ℃时效温度下,贝氏体/马氏体基体组织回复、逆转奥氏体韧化和纳米相强化的共同作用使实验钢获得优良的综合力学性能:屈服强度为862 MPa,抗拉强度为880 MPa,断后延伸率为23.0%,—80 ℃冲击功为143 J。
王晓姣[5]（2016）在《Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢中强化相复合析出机制的研究》文中提出随着现代工业和科学技术的不断发展,提高钢铁材料的强度成为了备受关注的课题。析出强化是提高钢铁材料强度的一种重要的方式。Fe-Cu钢时效过程中析出了纳米级的富Cu相,具有明显的析出强化效果。当Fe-Cu钢中复合添加Ni、Al、Mn元素时,Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢中含有多元强化相,析出强化更明显,研究复合析出强化,对发展高强度钢有重要意义。本文采用维氏显微硬度（VHN）、光学显微镜（OM）、高分辨透射电镜（HRTEM）和原子探针层析技术（APT）等测试手段,结合析出动力学,分析了Fe-1.5 wt.%Cu、Fe-1.5 wt.%Cu-2 wt.%Mn、Fe-1.5 wt.%Cu-3 wt.%Ni-1wt.%Al和Fe-0.95 wt.%Cu-3.13 wt.%Ni-1.09 wt.%Al-1.87 wt.%Mn四种钢中强化相的析出过程,研究了钢中富Cu相和Ni（Al,Mn）相共存时,影响强度的规律和机理。主要研究结果和结论如下:（1）Mn影响钢中富Cu相析出的规律和机理。等温时效过程中,Fe-Cu-Mn钢比Fe-Cu钢先达到硬度峰值,过时效阶段Fe-Cu-Mn钢的硬度下降速率大于Fe-Cu钢,表明添加Mn元素加速了析出强化的进程;APT结果显示,时效初期,Fe-Cu-Mn钢比Fe-Cu钢中富Cu相的数量密度高,时效后期,Fe-Cu-Mn钢比Fe-Cu钢中富Cu相的尺寸大,数量密度低,表明Mn元素的添加加快了富Cu相的形核、长大和粗化速度。Mn降低了富Cu相与基体之间界面能,增加了形核的化学成分驱动力,因此提高了富Cu相的形核速率;Mn元素的添加改变了Cu的化学位,加速了Cu的扩散速率,从而加速了富Cu相的长大和粗化。随着时效时间的延长,富Cu相会由bcc结构向fcc结构转变,此转变过程中会产生缺陷,大量的Mn原子偏聚于缺陷处,富CuMn相会发生调幅分解,最终形成了片状富Cu相和片状富Mn相的交替排列的层状结构。（2）NiAl相影响钢中富Cu相析出的规律和机理。等温时效过程中,Fe-Cu-Ni-Al钢峰值硬度比Fe-Cu钢高,硬度峰值持续时间长,Ni、Al的加入增强了析出强化效果。相同的时效时间,Fe-Cu-Ni-Al钢中析出相的尺寸均小于Fe-Cu钢,数量密度均大于Fe-Cu钢。Ni、Al的加入提高了时效初期富Cu相形核率,富Cu相与α-Fe基体的界面为NiAl相的形核提供了质点和能量,形成了富Cu相在核心,NiAl相包裹在其外侧的核壳结构,这种结构使得析出相比较稳定,不易长大和粗化,从而保持良好的析出强化效果。随着时效时间的进一步延长,富Cu相和NiAl相发生了分离,显微硬度下降。（3）时效过程中,Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢中首先析出了球形的富NiAlMnCu团簇,随着时效时间的延长,富NiAlMnCu团簇分解为富Cu相和Ni（Al,Mn）相,而且这两个析出相相互依存。Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢时效过程中析出相的演化过程为:富NiAlMnCu团簇?Ni（Al,Mn）相和富Cu相。不论是Mn的加入,还是Ni,Al的加入都加速了富Cu相的形核,只是,Mn的加入促进了富Cu相的长大和粗化,Ni,Al的加入在一定程度上抑制了富Cu相的长大和粗化,因此四种钢形核速度依次为:Fe-Cu-Ni-Al-Mn>Fe-Cu-Ni-Al>Fe-Cu-Mn>Fe-Cu;长大速度依次为:Fe-Cu-Mn>Fe-Cu>Fe-Cu-Ni-Al>Fe-Cu-Ni-Al-Mn;粗化速度为:Fe-Cu-Mn>Fe-Cu>Fe-Cu-Ni-Al-Mn>Fe-Cu-Ni-Al。（4）钢中两相区富Cu相和Ni（Al,Mn）相的析出特征。Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢淬火后不可避免存在残余奥氏体,500℃时效1 h后,用APT观测到残余奥氏体中没有析出相,马氏体和马氏体/残余奥氏体界面处均有析出相的析出,马氏体中靠近界面处有一层析出贫化区。界面处析出相的等效半径和间距均大于马氏体中的析出相,界面处富Cu相和NiAl相中Cu,Ni和Al的含量均大于马氏体中的富Cu相和NiAl相,而且界面处富Cu相和NiAl相的分离趋势要大于马氏体,这是因为界面处存在大量缺陷,促进了析出相的长大,使得界面处和马氏体中的析出相处于长大的不同阶段。
张程菘[6]（2015）在《铁基合金等离子体稀土氮碳共渗组织超细化与深层扩散机制》文中研究说明M50Ni L钢是新一代的高强轴承钢,广泛应用于航空制造业等高端装备制造业。对于轴承而言,其失效形式主要为接触疲劳失效和磨损失效,因此要求其具有优异的表面性能。然而目前对于M50Ni L钢的表面改性技术却鲜有报道。如何在轴承钢表面获得超细化的组织且较深的改性层一直以来是化学热处理的研究热点。本文针对M50Ni L钢稀土氮碳共渗层的高强韧性的性能要求,将等离子体稀土氮碳共渗技术应用于M50Ni L钢的表面改性。基于循环相变超细化思想,设计了变温循环稀土氮碳共渗工艺,以期实现共渗组织超细化;同时研究了不同铁基合金低温稀土共渗过程中的稀土元素催渗机制。在不同相区对M50Ni L钢进行稀土氮碳共渗,研究温度、氮氢比及共渗时间对共渗层组织结构的影响。结果表明:M50Ni L钢a相区稀土氮碳共渗层无化合物层,共渗层微结构为粗大的板条马氏体。共渗层的相组成主要为a′N、g′-Fe4N及e-Fe2-3N,且相结构随温度变化较大,随氮氢比变化不明显。g相区稀土氮碳共渗层组织同样无化合物层,相结构受温度及氮氢比影响较大。相同氮氢比下,g′-Fe4N含量随温度升高而减少;当氮氢比为0.3:0.1 L/min时,650°C下共渗1h后,开始形成g-Fe N0.076,说明奥氏体化开始。以不同相区M50Ni L钢稀土氮碳共渗层相结构演变规律为基础,通过热力计算设计了变温循环共渗工艺,在共渗层表面上获得了纳米级的超细组织,而在共渗层内部30mm处局部得到了超细化的组织。其中,g?a相区（降温）循环共渗表面超细化组织由a′N+g′-Fe4N或单一的g′-Fe4N组成,g相区（升温）循环共渗表面超细化组织由a′N和非晶组成。M50Ni L钢变温循环稀土氮碳共渗超细化机制为:首先,g相区共渗过程中发生奥氏体化,形成g-Fe N0.076,其次在后续的降、升温循环过程中反复发生g-Fe N0.076®a′N+g′-Fe4N转变以及马氏体相变（g®a′N）。与此同时合金元素导致e和g′氮化物的稳定性下降,使其在共渗过程中不易长大,最终形成超细化共渗层组织。M50Ni L钢经不同相区稀土氮碳共渗后,硬度及耐磨性均大幅提高。磨损机制随磨损速度由氧化疲劳磨损逐渐转变为磨粒磨损和粘着磨损。其中g?a相区（降温）循环2次共渗层具有最优的耐磨性。而稀土La的加入能够抑制共渗层的脆性,提高共渗层的强韧性,增强共渗层的耐磨性。超细化共渗层耐磨性提高得益于其特殊的表面组织结构。细小的含氮马氏体+弥散析出的g′-Fe4N组织有利于提高共渗层的强韧性和耐磨性。稀土元素在化学热处理中被证实具有明显的催渗效果,然而其催渗机制尚未得到很好的揭示,尤其在等离子体低温稀土共渗中。本文的实验和热力学计算结果证实:等离子体低温稀土共渗过程中La与N之间的作用是相互吸引的。通过实验和理论计算提出等离子体低温稀土共渗过程中稀土催化机制:首先,稀土共渗过程中,在La和La Fe O3的共同作用下,使共渗表面变得粗糙,比表面积增大,有利于N的吸附;其次La对N的吸引提高了表面N的活度,与此同时通过La Fe O3对O的吸附,使得共渗表面N原子与La分离而向内深层扩散。基于对含合金元素La Fe O3晶体氧空位形成能的计算,解释了高合金钢不催渗的原因,同时提出了深层渗氮钢的设计思想,即:深层渗氮钢的成分选择上应含有适量的Ni元素,同时应尽量减少Cr、Mo、V等元素的含量。
李建凯[7]（2015）在《2100MPa高韧性二次硬化型超高强度钢组织与性能的研究》文中研究说明本文基于目前二次硬化型超高强度钢的研究现状和发展趋势,结合A310钢的合金成分,添加W元素,合理设计合金体系,采用双真空冶炼工艺（VIM+VAR）试制了具有先进水平的经济型的2100MPa高韧性二次硬化型超高强度钢-A315钢。利用力学性能测试、金相观察、透射电镜显微观察（TEM）、扫描电镜显微观察（SEM）和X射线衍射仪（XRD）等分析手段研究了在不同热处理工艺下A315钢的力学性能与微观组织结构的关系,确定了最佳热处理制度,建立了回火曲线;探讨了A315钢的二次硬化行为、奥氏体晶粒长大规律、回火曲线规律及强韧化机理。本论文取得的主要成果如下:在9501200℃温度范围内,随着加热温度的升高,A315钢的奥氏体晶粒平均尺寸呈指数形式增长;随着保温时间的延长,A315钢的奥氏体晶粒平均尺寸呈幂函数形式增长。当加热温度超过1100℃,其晶粒明显粗化,并且长大速率也加快;保温时间超过120min,奥氏体晶粒长大速率明显降低;其晶粒长大过程可以分为抑制长大阶段和自由长大阶段。通过对Beck、Hillert、Sellars三种奥氏体晶粒长大数学模型对比分析,得出Sellars模型对A315钢的奥氏体晶粒尺寸的预测有很高的精度。在9501150℃范围进行淬火处理时,随着淬火温度的升高,A315钢的抗拉强度（Rm）、屈服强度（Rp0.2）和冲击功（AKU）先增加而后降低,在1050℃淬火时强度达到最高值。在低于1050℃淬火时,A315钢的强度和韧性较低,在基体上有未溶的M6C,未溶相主要成分为Fe、Cr、Mo、W;在1050℃淬火时,未溶相基本溶解;淬火温度高于1050℃时,A315钢的强度下降和奥氏体晶粒发生长大。综合分析A315钢的最佳固溶温度为1050℃左右。在200600℃范围进行回火处理时,在200℃回火后,由于马氏体板条发生回复,另外该钢中的质点也极小,使得此时韧性很高;在300℃回火后,马氏体基体上析出大量的ε-碳化物,此时强度提高而韧性降低;在440℃回火后,基体和晶界析出大量的粗大渗碳体,强度继续提高而韧性降到最低;随着回火温度的提高,渗碳体回溶,马氏体基体上开始析出M2C碳化物以及逆转变奥氏体,抗拉强度在490℃回火时达到最高值,500℃时屈服强度达到最高值,510℃时冲击功达到最高值。当回火温度超高560℃以后,M2C碳化物以及逆转变奥氏体发生长大粗化。随着回火时间的延长,由于M2C相的粗化及与基体的共格性变化使得A315钢的Rm和Rp0.2先增大后减小。当回火时间为5h时,抗拉强度达到最大值2114MPa;当回火8h时,屈服强度达到最大值1721 MPa。随回火时间的延长,AKU的整体变化趋势是逐渐降低的,回火时间为8h和20h时有两个峰值,分别为44J和38J。A315钢的最佳热处理制度:1050℃保温1h后油淬,再在-73℃保温1h后,升至室温后,再在510℃回火8h空冷至室温。A315钢的高强度来源于高位错的板条马氏体基体以及回火过程中在基体和晶界析出M2C碳化物,其产生二次硬化作用,使强度得到提高;回火过程中马氏体板条晶界析出大量的膜状逆转变奥氏体,使得钢的韧性得以保证。
吴志强[8]（2015）在《高强度高塑性低密度钢的组织性能和变形机制研究》文中研究表明在汽车工业迅速发展的同时,汽车用钢也面临安全、环境、资源、能源及成本等方面的挑战。为解决这一问题,轻量化已成为汽车工业发展的重要趋势。通过向中高锰钢中添加一定比例的铝元素,在合金成分优化与热处理工艺控制的基础上,得到其它钢种不具备的低密度和高强韧性组合的新型汽车钢材,已成为汽车用钢研究的热点。因此,高强度高塑性低密度钢的开发对未来汽车生产将产生重要的影响,有望在未来汽车结构件上得到广泛应用。但是,汽车用高强度高塑性低密度钢的研究才刚起步,尚有很多问题需要解决。本文以高强度高塑性低密度中高锰钢为研究对象,系统研究了高强度高塑性低密度钢在退火和时效过程中的力学性能及其组织演化规律、拉伸变形过程中的微观结构演化及其变形机制和高压扭转变形过程中的组织、性能和变形机制。本文试图通过对这些实验结果的分析和讨论,期望不仅能丰富高强度高塑性低密度钢的塑性变形理论,而且能够揭示高强度高塑性低密度钢力学行为和组织演变的规律,并且为高强度高塑性低密度钢组织和性能的控制、优化提供具有一定参考价值的方法。论文获得的结果如下：（1）通过对两种Al含量（Fe-26Mn-8/10Al-1C,分别简称为8Al和10Al钢）的高锰低密度钢进行不同时间和温度的退火处理,研究了8Al和10Al钢在退火处理过程中组织和力学性能的变化规律。通过对变形试样微观组织进行观察,研究了8Al和10Al钢在拉伸变形过程中的微观组织演化规律,同时研究了8Al和10Al钢的力学行为和变形机制。通过分析对比8Al和10Al钢在拉伸变形过程中微观组织形貌和力学行为,明确了Al含量对高锰低密度钢力学性能和微观组织演化的影响规律。结果表明,随着A1含量的增加,实验钢中位错滑移所需的临界应力增大,导致10Al钢需要更大的应力才能形成位错墙和微带结构,推迟了致密微带结构的形成,也延缓了塑性失稳。变形后期10Al钢的应变硬化率明显高于8Al,抗拉强度和延伸率也都高于8Al钢。（2）通过对8Al和10Al钢进行不同时间的时效处理,研究了8Al和10Al钢在时效处理过程中组织及力学性能随时效时间的变化规律。结果表明,通过短时时效处理,可以大幅度提高8Al和10Al钢的屈服强度和抗拉强度,同时塑性并没有显着降低,从而获得更为优异的高强韧性组合。通过X射线衍射（XRD）、TEM和高分辨透射电子显微镜技术,研究了8Al和10Al钢在时效过程中K-碳化物的形貌和分布规律,以及K-碳化物对高锰低密度钢力学性能和变形机制的影响。结果表明,8Al和10Al钢中存在调幅分解和有序化共存的现象。随着Al含量的增多,K-碳化物尺寸增大,同时其体积分数也增加。通过合理控制K-碳化物析出可以获得良好的综合力学性能。（3）设计了中锰低密度钢（Fe-12Mn-8Al-0.8C,简称为8A112Mn钢）,研究了8A112Mn钢在退火和时效处理过程中微观组织及力学性能的变化规律。通过对不同热处理条件下的试样微观组织进行观察并结合应变硬化率与真应变的变化关系,明确了各相比例和分布对8A112Mn钢变形机制和断裂行为的影响。通过TEM观察,研究了8A112Mn钢在单轴拉伸变形过程中的微观组织演化规律,同时研究了8A112Mn钢的力学行为和变形机制。结果表明,在退火处理过程中,合理控制各相配比和分布可以获得优异的综合力学性能。实验钢在900℃退火处理时,获得优异的力学性能,抗拉强度为920MPa,延伸率为46.4%,强塑积达到41952MPa%。在时效处理过程中形成的硬脆的层片状碳化物在变形过程中极大地降低了材料的塑性和应变硬化能力,导致长时间时效后的强度和塑性同步降低。（4）通过对高锰Fe-Mn-Al-C系低密度钢（Fe-26Mn-3Al-1C,简称为3A1钢）进行不同转数的高压扭转变形（High Pressure Torsion, HPT）,研究了3A1钢在HPT变形过程中的组织演化及力学性能随扭转剪切应变量的变化规律,分析了3Al钢HPT变形过程中晶粒细化机制和变形机制。结果表明,经过HPT处理后,3A1钢的硬度值显着提高,经HPT变形5转之后的维氏硬度值约为800HV,为变形前的4倍。此外,3A1钢在HPT变形过程中的结构演化特点主要有：（a）生成大量的形变孪晶,孪晶板条之间相互交割,孪晶板条受“S”型剪切带的作用而断裂；（b）在多转数的HPT变形过程中,“S”型剪切带成为重要的变形方式,并且剪切带内部可以演化出非晶结构。
王小鹏[9]（2014）在《微合金化冷轧双相钢连续退火过程相变规律及组织性能》文中进行了进一步梳理汽车减重（轻型化）是降低油耗的主要途径,同时为适应减量化和新一代汽车用高强双相钢的发展要求,提高冷轧高强双相钢的综合力学性能,加速国产冷轧高强双相钢的开发,本文以含Nb-Ti微合金化双相钢为研究对象,研究了冷轧态初始组织在临界区加热的连续冷却相变行为,并且利用含Nb-Ti和Nb-V微合金化双相钢分析了连续退火过程中的组织演变、力学性能以及单轴拉伸条件下的力学行为；另外,在实验室条件下制备出具有良好综合力学性能的700MPa级冷轧高强耐候双相钢,并对其耐候性进行了研究。研究的主要成果如下：1.采用冷轧态初始组织的含Nb-Ti微合金化双相钢为研究对象,研究了在不同退火温度下的连续冷却相变行为,说明了冷轧态初始组织在临界区保温后的连续冷却相变行为对连续退火后最终组织控制的重要性。连续退火工艺的优化对精确控制冷轧高强双相钢最终显微组织是非常重要的,而连续冷却转变（CCT）规律是连续退火过程中精确控制最终显微组织的重要研究手段。然而,目前对于冷轧双相钢连续冷却相变规律的研究主要集中在利用热轧板的奥氏体化后的连续冷却相变。因此,本文结合工业中连续退火机组生产冷轧双相钢的工艺参数特点,采用冷轧态初始组织的微合金化双相钢研究了不同加热温度对连续冷却相变规律的影响。结果表明,微合金化冷轧耐候钢的连续冷却转变相变行为和组织演变与传统双相钢相比具有不同的特点。在很低的冷却速度（0.5℃/s）下,即可获得少量的马氏体组织。在实验连续冷却速度范围内,随冷却速度的增大,马氏体开始转变温度先平稳增加,然后快速增大。随着加热温度的升高,铁素体开始转变温度下降,而马氏体开始转变温度升高。在较高的冷却速度条件下,容易获得中心为贝氏体,而外围是马氏体的贝氏体+马氏体的粗大混合组织,这种混合组织是由粗大的过冷奥氏体转变而成。2.以含Nb-V和含Nb-Ti两种微合金化双相钢为研究对象,系统研究了连续退火工艺与组织演变及力学性能之间的关系,阐述了连续退火工艺对微合金化双相钢组织性能的调控机理。在较低的临界区加热温度下,实验钢的显微组织主要由铁素体、板条马氏体以及少量的贝氏体组织组成,此外还可以观察到部分孪晶马氏体组织。随着临界区加热温度的升高,第二相组织（贝氏体+马氏体）体积分数下降,其中粗大贝氏体-马氏体混合组织量增多。与传统C-Si-Mn系双相钢不同,微合金化双相钢随着临界区均热温度的升高,抗拉强度和屈服强度下降,延伸率升高,强塑积（抗拉强度与延伸率的乘积）升高。微合金化双相钢显微组织随缓冷温度的变化具有明显的阶段性。缓冷温度在从720℃降至6600C,第二相体积分数变化较小；当从660℃降至6200C时,其第二相体积分数发生显着变化。与显微组织变化相对应,实验钢的力学性能变化也具有明显的阶段性。要使微合金化双相钢发生连续屈服的最低快冷却速为20℃/s,当低于此冷速拉伸曲线存在屈服平台。微合金化双相钢具有较高回火稳定性,在过时效温度达到350℃时,其拉伸曲线仍呈现连续屈服现象。相比较传统C-Si-Mn系双相钢,微合金化双相钢的最小快冷冷速值有所降低,回火稳定性也有所提高。3.系统研究了初始组织为铁素体胨光体的含Nb-V和含Nb-Ti微合金化双相钢在连续退火过程中析出粒子的演变规律,分析了析出粒子在连续退火过程中的粗化规律。以铁素体+珠光体的初始组织为研究对象,研究了其在连续退火过程中的析出粒子演变规律。结果表明,退火后的析出粒子尺寸主要在2-20nm,分布不均匀,存在高密度区和低密度区。此外,随着退火温度的升高,析出粒子的粗化愈严重,析出强化效果愈小。因此,合理控制第二相析出粒子的粗化过程对于退火后钢板的显微组织和力学性能的微调整具有重要意义。4.研究了微合金化冷轧高强双相钢的单轴拉伸行为,阐明了微合金化冷轧高强双相钢具有较高初始加工硬化速率的机理。与传统C-Si-Mn系双相钢相比较,微合金化铁素体/马氏体双相（FMDP）钢具有较高的初始加工硬化速率。这是由于微合金化FMDP钢具有较小的马氏体第二相尺寸以及铁素体中存在的大量析出纳米级析出粒子,在二者的共同作用下提高了加工硬化速率。微合金化双相钢表现为三个阶段的加工硬化特征。其C-J分析（或修正的C-J分析）曲线可分为加工硬化速率较高、加工硬化速率缓慢下降及加工硬化速率迅速下降三个阶段。在较低的应变区域,FMDP钢具有较高的初始加工硬化速率。在均匀塑性变形（>0.2%）阶段,微合金化FMDP钢的n*（瞬时加工硬化指数）随真应变ε的增大逐渐减小。n*-ε曲线大体可以分为三个阶段：第1阶段n*较高：第Ⅱ阶段n*随ε缓慢下降；第Ⅲ阶段n*随ε快速下降。5.在实验室成功制备了700MPa级微合金化冷轧耐候双相钢,并对其耐候性进行了研究。通过实验室的试制研究,成功开发了700MPa级微合金化冷轧耐候双相钢。试制钢板的力学性能完全满足目标值。实验钢的最优工艺参数及力学性能为：退火温度780℃,缓冷温度660℃,快冷冷速40℃/s,过时效温度320℃。屈服强度346MPa,抗拉强度747MPa,延伸率为22%,冷弯2a合格。此外,经120周期模拟工业大气环境的干湿交替腐蚀实验,自主设计的耐候钢的腐蚀增重速度比普碳钢Q345要缓慢的多,且随着腐蚀周期的延长,差别更为显着。其中,自主设计的耐候钢最为缓慢,而且要比工业生产的SPA-H耐候性稍好。经120周期腐蚀后,自主设计耐候钢的锈层由内锈层和外锈层构成,内锈层比较致密平滑,外锈层较疏松；而Q345钢的内外锈层差别较小,均比较疏松。
王伟[10]（2012）在《低温用高强马氏体时效钢强韧化研究》文中研究指明随着科学技术的发展，越来越多的液化气体被生产和使用。在石油化工和空分制氧设备，以及某些特殊领域，不仅要求构件有足够的强韧性和耐腐蚀性能，还要保证在极低温度下安全使用，因此对材料提出了更高的要求。本文对00Cr13Ni6Co9Mo5高强度马氏体时效不锈钢和00Cr9Ni9Co5Mo3高强度马氏体时效耐蚀钢进行研究，重点改善试验钢的低温韧性，借助金相显微镜、扫描电镜、X射线衍射等方法对影响材料低温性能的因素进行了深入分析，得出了试验钢获得最佳力学性能的处理方案。首先研究了奥氏体化温度对00Cr13Ni6Co9Mo5高强度马氏体时效不锈钢的影响。结果表明，低奥氏体化温度处理造成钢内残留大量未溶相，未溶相包含μ相、laves相和χ相等金属间化合物以及Cr23C6、Nb（C、N）、Ti（C、N）等碳氮化物。当奥氏体化温度提高到1130℃，绝大部分金属间化合物及碳氮化物均溶于基体，仅剩余少量TiN分布在晶内，并且粒尺寸达到最小值15μm，大小均匀，对材料强韧性均产生有益影响。综合以上因素，最终确定00Cr13Ni6Co9Mo5高强度马氏体时效不锈钢的固溶温度为1130℃。其次研究了奥氏体化温度和预处理温度对00Cr9Ni9Co5Mo3高强度马氏体时效耐蚀钢的影响。试验钢低温固溶处理过程中遗传了锻态变形晶粒，以非扩散的α’→γ相变形成奥氏体，硬化的奥氏体在冷却过程中转变形成的马氏体继承了硬化，提高了材料强度，并且抑制了冷却过程中奥氏体向马氏体转变的能力，造成残余奥氏体数量较多，使材料获得良好的低温冲击性能。增加预处理后消除了锻造过程中遗留的粗大晶粒，进一步提高了材料的低温韧性，使材料获得了优良的综合力学性能。
二、Overaging Phenomenon of Fe-2% Mn-Sb-Ce Structural Steels during Tempering（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、Overaging Phenomenon of Fe-2% Mn-Sb-Ce Structural Steels during Tempering（论文提纲范文）
（1）富铜纳米相沉淀强化钢强韧化机制及可焊性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 前言 |
| 1.1 富铜纳米相沉淀强化钢研究概述 |
| 1.1.1 钢铁领域国内发展现状 |
| 1.1.2 含铜高强钢的发展历史与现状 |
| 1.1.3 Cu元素在沉淀强化钢中的作用机制研究 |
| 1.2 富铜纳米相沉淀强化钢基体相显微结构研究现状 |
| 1.2.1 热(机械)处理工艺对基体相显微结构的影响研究 |
| 1.2.2 基体相显微结构对强度和韧性的贡献 |
| 1.2.3 层状结构对韧性的影响机制研究 |
| 1.3 富铜纳米沉淀相研究现状 |
| 1.3.1 纳米相的析出强化机制研究 |
| 1.3.2 纳米相对强度和韧性的贡献 |
| 1.4 富铜纳米相沉淀强化钢焊接性能研究现状 |
| 1.4.1 冷裂纹的形成原因及影响因素研究 |
| 1.4.2 热影响区显微结构和力学性能研究现状 |
| 1.5 研究目的、意义及研究内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.5.3 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 合金的设计和制备 |
| 2.1.1 成分设计 |
| 2.1.2 合金制备 |
| 2.2 热机械加工及热处理工艺 |
| 2.2.1 轧制和锻造工艺 |
| 2.2.2 热处理工艺 |
| 2.3 显微结构及相组成的表征与分析 |
| 2.3.1 光学和扫描电镜观察 |
| 2.3.2 X射线衍射实验分析 |
| 2.3.3 电子背散射衍射实验分析 |
| 2.3.4 透射电镜实验分析 |
| 2.4 力学性能测试与分析 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸性能测试 |
| 2.4.3 冲击性能测试 |
| 2.5 纳米析出相的表征与分析 |
| 2.5.1 小角度中子散射 |
| 2.5.2 三维原子探针 |
| 2.6 焊接性能测试与分析 |
| 2.6.1 焊接工艺 |
| 2.6.2 焊接冷裂纹敏感性测试 |
| 2.6.3 焊接热模拟 |
| 第3章 富铜纳米相沉淀强化钢显微结构及力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ni元素对显微结构及力学性能的影响 |
| 3.2.1 Ni含量对显微结构影响 |
| 3.2.2 Ni含量对力学性能的影响 |
| 3.3 热机械加工工艺对富铜纳米相沉淀强化钢显微结构的影响 |
| 3.4 固溶处理对富铜纳米相沉淀强化钢显微结构的影响 |
| 3.4.1 固溶处理工艺的选取 |
| 3.4.2 固溶处理温度对显微结构和相组成的影响 |
| 3.4.3 固溶处理时间对显微结构的影响 |
| 3.5 固溶处理对富铜纳米相沉淀强化钢力学性能的影响 |
| 3.5.1 固溶处理对显微硬度的影响 |
| 3.5.2 固溶处理对拉伸性能的影响 |
| 3.6 固溶处理对纳米相析出的影响 |
| 3.7 时效处理对富铜纳米相沉淀强化钢显微结构的影响 |
| 3.8 时效处理对富铜纳米相沉淀强化钢相组成的影响 |
| 3.9 时效处理对纳米析出相的影响 |
| 3.9.1 纳米相的形态及分布 |
| 3.9.2 纳米相的尺寸及数量密度 |
| 3.10 时效处理对富铜纳米相沉淀强化钢力学性能的影响 |
| 3.10.1 时效时间对显微硬度的影响 |
| 3.10.2 时效温度对显微硬度的影响 |
| 3.10.3 时效时间对拉伸性能的影响 |
| 3.10.4 时效温度对拉伸性能的影响 |
| 3.10.5 拉伸断口扫描分析 |
| 3.11 本章小结 |
| 第4章 富铜纳米相沉淀强化钢低温韧性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶处理工艺对低温韧性的影响 |
| 4.3 基体显微结构对低温韧性的影响 |
| 4.3.1 不同基体显微结构的制备及性能 |
| 4.3.2 基体显微结构对富铜纳米相沉淀强化钢低温韧性的影响 |
| 4.4 显微结构对位错分布和应力集中的影响 |
| 4.5 大角度晶界和有效晶粒尺寸对低温韧性的影响 |
| 4.5.1 大角度晶界的影响 |
| 4.5.2 有效晶粒尺寸的影响 |
| 4.6 不同显微结构中的裂纹扩展机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 层状结构对富铜纳米相沉淀强化钢低温韧性的影响研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 层状结构富铜纳米相沉淀强化钢的制备 |
| 5.3 层状结构富铜纳米相沉淀强化钢的显微组织及相组成 |
| 5.4 层状结构对富铜纳米相沉淀强化钢力学性能的影响 |
| 5.5 层状结构对纳米相的影响 |
| 5.6 层状结构对富铜纳米相沉淀强化钢裂纹扩展的阻碍机制 |
| 5.7 高强钢强韧性对比 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 富铜纳米相沉淀强化钢焊接性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 碳当量对焊接性能影响研究 |
| 6.3 富铜纳米相沉淀强化钢冷裂纹敏感性研究 |
| 6.3.1 冷裂纹敏感指数及所需要预热温度计算 |
| 6.3.2 插销实验测定冷裂纹敏感指数 |
| 6.4 焊接温度分布 |
| 6.5 焊接热影响区显微组织及其热循环曲线 |
| 6.6 焊接热循环对热影响区显微硬度及相组成的影响 |
| 6.7 焊接热模拟 |
| 6.8 焊接热循环对纳米相析出的影响 |
| 6.8.1 焊接母材纳米相表征 |
| 6.8.2 焊接热影响区纳米相表征 |
| 6.9 焊接热循环对热影响区强度和低温韧性的影响 |
| 6.10 焊接热循环对热影响区的韧化和强化机制 |
| 6.11 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
（2）海洋平台用高强韧中锰钢组织性能控制及腐蚀行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 海洋平台用钢简介和研究现状 |
| 1.2.1 海洋平台用钢简介 |
| 1.2.2 海洋平台用钢国内外研究现状 |
| 1.2.3 海洋平台用高强韧中锰钢研究现状 |
| 1.3 中锰钢强韧化控制方法 |
| 1.3.1 控轧控冷技术 |
| 1.3.2 临界区热处理技术 |
| 1.4 海洋飞溅区腐蚀行为特征 |
| 1.4.1 海洋飞溅区腐蚀简介 |
| 1.4.2 腐蚀基础理论 |
| 1.5 海洋大气区腐蚀行为特征 |
| 1.5.1 海洋大气区腐蚀简介 |
| 1.5.2 腐蚀基础理论 |
| 1.6 本文研究背景、目的意义和内容 |
| 1.6.1 研究背景及目的意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 中锰钢连续冷却相变行为研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验钢合金成分设计 |
| 2.3 实验钢连续冷却相变行为 |
| 2.3.1 实验过程 |
| 2.3.2 实验钢相变点确定 |
| 2.3.3 实验钢静态CCT曲线 |
| 2.3.4 实验钢动态CCT曲线 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 中锰钢临界区热处理工艺调控组织性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料和过程 |
| 3.2.1 实验钢轧制工艺的制定 |
| 3.2.2 实验钢的制备工艺 |
| 3.3 综合力学性能及微观组织 |
| 3.3.1 拉伸性能 |
| 3.3.2 冲击性能 |
| 3.3.3 微观组织 |
| 3.4 逆转变奥氏体对冲击韧性的影响机制 |
| 3.4.1 晶界角度演变规律 |
| 3.4.2 逆转变奥氏体与冲击功的关系 |
| 3.4.3 断口形貌 |
| 3.5 中锰钢中ε马氏体形成机制及对力学性能的影响 |
| 3.5.1 纳米级ε马氏体 |
| 3.5.2 合金元素的配分 |
| 3.5.3 冷却过程中相变规律 |
| 3.5.4 TRIP效应及组织的稳定性 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 中锰钢海洋飞溅区腐蚀行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料和方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 腐蚀实验过程 |
| 4.3 实验结果和分析 |
| 4.3.1 腐蚀动力学 |
| 4.3.2 腐蚀产物物相分析 |
| 4.3.3 腐蚀产物表面形貌 |
| 4.3.4 腐蚀产物截面形貌及元素分布 |
| 4.4 模拟海洋飞溅区腐蚀行为 |
| 4.4.1 合金元素的作用 |
| 4.4.2 模拟海洋飞溅区腐蚀过程 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 中锰钢海洋飞溅区腐蚀产物电化学分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料和方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 电化学测试方法 |
| 5.3 腐蚀产物电化学分析 |
| 5.3.1 极化曲线测试结果 |
| 5.3.2 阻抗谱测试结果 |
| 5.4 腐蚀产物布拜图分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 中锰钢海洋大气区腐蚀行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料和方法 |
| 6.2.1 实验材料 |
| 6.2.2 腐蚀实验过程 |
| 6.3 实验结果和分析 |
| 6.3.1 腐蚀动力学 |
| 6.3.2 腐蚀产物物相分析 |
| 6.3.3 腐蚀产物表面形貌 |
| 6.3.4 腐蚀产物截面形貌 |
| 6.3.5 腐蚀产物截面元素分布 |
| 6.3.6 腐蚀产物元素价态 |
| 6.4 模拟海洋大气区腐蚀机理分析 |
| 6.4.1 合金元素的作用与影响 |
| 6.4.2 中锰钢中组织对腐蚀的作用 |
| 6.4.3 模拟海洋大气区腐蚀过程 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间发表的论文及参与项目 |
| 作者简介 |
（3）2200MPa级低合金钢设计制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超高强度钢的发展及研究现状 |
| 1.2.1 低、中合金超高强度钢 |
| 1.2.2 高合金超高强度钢 |
| 1.2.3 新型2000MPa级超高强度钢 |
| 1.3 超高强度钢热处理工艺 |
| 1.3.1 等温淬火工艺 |
| 1.3.2 淬火-低温回火工艺 |
| 1.3.3 淬火-配分工艺 |
| 1.3.4 其他工艺 |
| 1.4 超高强度钢组织 |
| 1.4.1 马氏体组织 |
| 1.4.2 贝氏体组织 |
| 1.4.3 复相组织 |
| 1.5 超高强度钢强韧化机理 |
| 1.5.1 钢的强化机理 |
| 1.5.2 钢的韧化机理 |
| 1.5.3 合金元素的作用 |
| 1.6 超高强度钢的抗弹性能 |
| 1.7 课题研究意义,目的和研究内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验室小试 |
| 2.2 工业生产制备 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 室温拉伸试验 |
| 2.3.3 低温冲击试验 |
| 2.4 微观组织观察 |
| 2.4.1 光学显微镜(OM)观察 |
| 2.4.2 扫描电镜(SEM)观察以及EDAX能谱分析 |
| 2.4.3 物相分析(XRD) |
| 2.4.4 透射电镜分析(TEM) |
| 2.4.5 电子背散射衍射分析(EBSD) |
| 2.5 数据处理软件 |
| 3 2200MPa级低合金钢设计制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 2200MPa级低合金钢设计 |
| 3.2.1 2200MPa级低合金钢的成分设计 |
| 3.2.2 2200MPa级低合金钢的组织设计 |
| 3.3 2200MPa级低合金钢的制备 |
| 3.3.1 合金含量对力学性能的影响 |
| 3.3.2 低合金超高强度钢基体组织的相组成及形貌 |
| 3.3.3 合金含量对微观组织的影响 |
| 3.3.4 合金含量对断裂机制的影响 |
| 3.3.5 合金含量对Ms温度的影响 |
| 3.4 2200MPa级超高强度钢初步评价 |
| 3.4.1 与2000MPa级低合金钢对比 |
| 3.4.2 与2000MPa级马氏体时效钢和二次硬化钢对比 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 新型超高强度钢热处理工艺及强韧化机理分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 奥氏体化温度对新型超高强度钢组织与力学性能的影响 |
| 4.2.1 奥氏体化温度对新型超高强度钢力学性能的影响 |
| 4.2.2 奥氏体化温度对新型超高强度钢组织的影响 |
| 4.2.3 奥氏体化温度对新型超高强度钢断裂机制的影响 |
| 4.3 新型超高强度钢强韧化机理的研究 |
| 4.3.1 强化机制的研究 |
| 4.3.2 韧化机制的研究 |
| 4.4 回火温度对新型超高强度钢组织与力学性能的影响 |
| 4.4.1 回火温度对新型超高强度钢力学性能的影响 |
| 4.4.2 回火温度对新型超高强度钢组织的影响 |
| 4.4.3 回火温度对新型超高强度钢断裂机制的影响 |
| 4.4.4 马氏体回火脆性产生的原因 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 新型超高强度钢激光焊接性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊后组织与硬度分布 |
| 5.2.1 焊缝的宏观形貌 |
| 5.2.2 焊件硬度的变化 |
| 5.2.3 焊缝的微观组织 |
| 5.3 奥氏体化温度对焊缝组织与力学性能的影响 |
| 5.3.1 奥氏体化温度对焊件微观组织的影响 |
| 5.3.2 奥氏体化温度对焊缝力学性能的影响 |
| 5.3.3 奥氏体化温度对焊缝断裂机制的影响 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 新型超高强度钢抗高速冲击防护性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验方法与条件 |
| 6.3 弹孔剖面及微观组织 |
| 6.4 抗高速冲击防护能力对比与评估 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（4）超低碳纳米富Cu相强化HSLA钢组织性能调控机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 纳米富Cu相强化HSLA钢的发展 |
| 1.3 HSLA钢中富Cu相的析出 |
| 1.3.1 析出方式对富Cu相析出行为的影响 |
| 1.3.2 富Cu相析出过程晶体结构演变 |
| 1.3.3 富Cu团簇析出过程成分演变 |
| 1.4 纳米富Cu相强化HSLA钢的强韧化机制 |
| 1.4.1 强化机制 |
| 1.4.2 韧化机制 |
| 1.5 目前存在的问题 |
| 1.6 本文的研究背景、目的意义及主要内容 |
| 1.6.1 本文的研究背景 |
| 1.6.2 本文的研究目的及意义 |
| 1.6.3 本文的研究内容 |
| 第2章 奥氏体相变规律研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料及设备 |
| 2.2.2 等温相变实验方案 |
| 2.2.3 连续冷却相变实验方案 |
| 2.2.4 显微组织观察及硬度检测 |
| 2.3 实验结果及讨论 |
| 2.3.1 等温相变行为研究 |
| 2.3.2 奥氏体连续冷却相变行为研究 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 连续冷却过程富Cu相析出规律研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验方案 |
| 3.2.3 显微组织表征及硬度检测 |
| 3.3 实验结果及讨论 |
| 3.3.1 终冷温度对显微组织及维氏硬度的影响 |
| 3.3.2 冷却速率对显微组织及维氏硬度的影响 |
| 3.3.3 冷却时间对显微组织及维氏硬度的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Cu析出晶体结构和成分演变规律研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料、设备及方案 |
| 4.2.2 纳米富Cu相晶体结构表征 |
| 4.2.3 纳米富Cu团簇成分表征 |
| 4.3 实验结果及讨论 |
| 4.3.1 纳米富Cu相长大过程形态演变 |
| 4.3.2 纳米富Cu相析出过程晶体结构演变 |
| 4.3.3 纳米富Cu团簇析出过程成分演变 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 冷却路径对组织性能的影响规律研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 热轧连续冷却工艺实验方案 |
| 5.2.3 热轧等温工艺实验方案 |
| 5.2.4 微观结构表征 |
| 5.2.5 力学性能检测 |
| 5.3 实验结果及讨论 |
| 5.3.1 连续冷却工艺对实验钢组织性能的影响 |
| 5.3.2 等温工艺对实验钢组织性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 热处理工艺对组织性能的影响规律研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料及方法 |
| 6.2.1 实验材料及设备 |
| 6.2.2 热处理工艺实验方案 |
| 6.2.3 显微组织观察 |
| 6.2.4 力学性能测试 |
| 6.3 实验结果及讨论 |
| 6.3.1 C-0.005wt%钢时效硬度曲线 |
| 6.3.2 时效温度对C-0.005wt%钢组织性能的影响 |
| 6.3.3 时效时间对C-0.005wt%钢组织性能的影响 |
| 6.3.4 时效温度对C-0.02wt%钢组织性能的影响 |
| 6.4 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 |
（5）Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢中强化相复合析出机制的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 析出强化 |
| 1.2 富Cu相的析出强化 |
| 1.3 Mn对富Cu相析出的影响 |
| 1.4 NiAl相的析出强化 |
| 1.5 钢中NiAl相和富Cu相的复合析出 |
| 1.6 两相区的析出特点 |
| 1.7 论文的研究目的、意义和主要研究内容 |
| 1.7.1 研究目的和意义 |
| 1.7.2 主要研究内容 |
| 第二章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 实验样品的制备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验样品的热处理方式 |
| 2.2 实验测试方法 |
| 2.2.1 力学性能测试 |
| 2.2.2 金相组织测试 |
| 2.2.3 高分辨透射电镜（HRTEM） |
| 2.2.4 原子探针层析技术（APT） |
| 第三章 Mn影响钢中富Cu相析出的规律和机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mn对含Cu钢析出强化的影响 |
| 3.3 450℃等温时效Mn对富Cu相析出的影响 |
| 3.3.1 Mn对富Cu相析出规律的影响 |
| 3.3.2 Mn对Cu原子在富Cu相和基体中分配的影响 |
| 3.3.3 Mn的分布特征 |
| 3.4 500 ℃等温时效Mn对富Cu相析出的影响 |
| 3.4.1 Mn对富Cu相析出规律的影响 |
| 3.4.2 Mn对Cu原子在富Cu相和基体中分配的影响 |
| 3.4.3 Mn的分布特征 |
| 3.5 富Cu相的时效析出机制 |
| 3.5.1 时效温度对富Cu相析出的影响 |
| 3.5.2 富Cu相的析出强化机制 |
| 3.5.3 Mn对富Cu相析出的影响机理 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 NiAl相影响钢中富Cu相析出的规律和机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ni、Al元素添加对含Cu钢析出强化的影响 |
| 4.3 NiAl相影响富Cu相析出的规律 |
| 4.4 NiAl相影响富Cu相析出的机理 |
| 4.4.1 富Cu相和NiAl相的析出次序 |
| 4.4.2 富Cu相和NiAl相的分布特征 |
| 4.4.3 富Cu相和NiAl相的析出关系 |
| 4.4.4 富Cu相和NiAl相复合析出强化 |
| 4.5 富Cu相和NiAl相的协同效应 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢析出强化规律和机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢析出强化特点 |
| 5.3 显微分析 |
| 5.3.1 TEM观察 |
| 5.3.2 APT分析 |
| 5.3.3 析出相和基体中溶质原子的分布 |
| 5.4 富Cu相和Ni(Al,Mn)相中溶质原子的迁移过程 |
| 5.4.1 Ni(Al,Mn)相中溶质原子的迁移 |
| 5.4.2 富Cu相中溶质原子的迁移 |
| 5.5 Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢中析出相的析出动力学 |
| 5.5.1 形核 |
| 5.5.2 长大 |
| 5.5.3 粗化 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 钢中两相区富Cu相和Ni(Al,Mn)相的析出特征 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 两相区的表征 |
| 6.3 两相区界面处位错的表征 |
| 6.4 两相区析出相的析出特点 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 主要结论与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 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所参加的项目 |
| 致谢 |
（6）铁基合金等离子体稀土氮碳共渗组织超细化与深层扩散机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的和意义 |
| 1.2 化学热处理深层扩渗研究进展 |
| 1.2.1 渗氮与氮碳共渗 |
| 1.2.2 深层复合改性 |
| 1.2.3 稀土催渗效应与机制 |
| 1.3 表面组织超细化研究进展 |
| 1.3.1 塑性变形超细化 |
| 1.3.2 特殊热处理超细化 |
| 1.4 化学热处理改性层微结构第一性原理计算 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 试验材料及尺寸 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.2.1 热处理设备 |
| 2.2.2 等离子体稀土氮碳共渗设备 |
| 2.3 工艺方案 |
| 2.3.1 渗前预处理 |
| 2.3.2 a相区稀土氮碳共渗 |
| 2.3.3 g相区稀土氮碳共渗 |
| 2.3.4 变温循环稀土氮碳共渗 |
| 2.3.5 稀土共渗 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 相结构分析 |
| 2.4.3 微观组织观察 |
| 2.4.4 表层化学键合分析 |
| 2.5 共渗层性能表征 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 磨损性能测试 |
| 2.6 共渗层微结构第一性原理计算 |
| 第3章 M50Ni L钢等离子体稀土共渗层组织超细化与微观机理 |
| 3.1 稀土氮碳共渗层组织结构演变及元素分布规律 |
| 3.1.1 工艺参数对渗层组织与结构的影响 |
| 3.1.2 稀土共渗层相结构演变规律及渗入元素分布 |
| 3.1.3 稀土元素渗入及其分布规律 |
| 3.2 稀土氮碳共渗超细化研究 |
| 3.2.1 稀土氮碳共渗组织超细化思想 |
| 3.2.2 超细化稀土氮碳共渗层制备工艺设计的热力学计算 |
| 3.2.3 稀土氮碳共渗超细化层的表征 |
| 3.2.4 组织超细化对深层扩散的影响 |
| 3.3 稀土氮碳共渗层形成机理 |
| 3.3.1 合金元素对氮化物稳定性影响的第一性原理计算 |
| 3.3.2 稀土共渗层超细化机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 M50NiL钢等离子体稀土氮碳共渗层力学性能与强韧化机理 |
| 4.1 a相区稀土氮碳共渗层力学性能 |
| 4.1.1 共渗层硬度及磨损性能 |
| 4.1.2 共渗温度对共渗层耐磨性的影响 |
| 4.2 γ相区稀土氮碳共渗层力学性能 |
| 4.3 变温循环稀土共渗层力学性能 |
| 4.3.1 γ相区循环共渗层硬度及磨损性能 |
| 4.3.2 γ?a相区循环共渗层硬度及磨损性能 |
| 4.4 a相区纯La添加氮碳共渗层耐磨性能 |
| 4.5 稀土氮碳共渗层强韧化机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 等离子体低温共渗过程稀土催化效应与深层扩散机制 |
| 5.1 纯La添加渗氮过程中La/N交互作用 |
| 5.1.1 La/N交互作用现象 |
| 5.1.2 La/N交互作用热力学计算 |
| 5.2 纯La添加氮碳共渗层组织结构及演化规律 |
| 5.2.1 稀土催化温度的热力学计算 |
| 5.2.2 稀土共渗层的组织结构及演化规律 |
| 5.3 稀土催渗机理 |
| 5.4 深层渗氮钢的设计思想 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（7）2100MPa高韧性二次硬化型超高强度钢组织与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 二次硬化型超高强度钢的发展及强韧化机理 |
| 1.2.1 二次硬化型超高强度钢的发展 |
| 1.2.2 二次硬化型超高强度钢的强韧化机理 |
| 1.3 二次硬化型超高强度钢的发展趋势 |
| 1.4 含W、Mo钢的研究现状 |
| 1.5 本文的研究目的及主要内容 |
| 2 试验材料及方案 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.2.1 热处理工艺的确定 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 显微组织分析 |
| 2.2.4 奥氏体晶粒长大试验 |
| 3 A315钢奥氏体晶粒长大模型及应用 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 A315钢的奥氏体长大现象 |
| 3.2.1 加热温度对A315钢奥氏体晶粒长大的影响 |
| 3.2.2 保温时间对奥氏体晶粒长大的影响 |
| 3.3 奥氏体晶粒长大动力学模型 |
| 3.3.1 Beck模型 |
| 3.3.2 Hillert模型 |
| 3.3.3 Sellars模型 |
| 3.3.4 分析与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 热处理制度对A315钢组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 淬火制度对A315钢组织与性能的影响 |
| 4.2.1 淬火温度对A315钢力学性能的影响 |
| 4.2.2 淬火温度对试样钢冲击断.形貌的影响 |
| 4.2.3 淬火温度对A315钢微观组织的影响 |
| 4.2.4 淬火温度对A315钢组织及力学性能的影响分析 |
| 4.3 回火制度对A315钢组织与性能的影响 |
| 4.3.1 回火温度对A315钢组织与性能的影响 |
| 4.3.2 不同回火温度的力学性能与组织变化分析 |
| 4.3.3 回火时间对A315钢组织与性能的影响 |
| 4.3.4 不同回火时间的力学性能与组织变化分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 全文结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录：硕士研究生阶段的研究成果 |
（8）高强度高塑性低密度钢的组织性能和变形机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 低密度钢发展及研究现状 |
| 1.2.1 Fe-Al低密度钢的发展历史及研究现状 |
| 1.2.2 Fe-Mn-Al低密度钢的发展历史及研究现状 |
| 1.2.2.1 高锰Fe-Mn-Al低密度钢的发展历史及研究现状 |
| 1.2.2.2 中锰Fe-Mn-Al低密度钢的发展历史及研究现状 |
| 1.3 低密度钢的强化机制 |
| 1.3.1 TWIP效应 |
| 1.3.2 TRIP效应 |
| 1.3.3 DSA效应 |
| 1.3.4 原子团强化机制 |
| 1.4 低密度钢强化机制的影响因素 |
| 1.4.1 合金元素的影响 |
| 1.4.2 层错能的影响 |
| 1.4.2.1 层错和层错能的概念 |
| 1.4.2.2 层错能对低密度钢变形机制的影响 |
| 1.4.3 热处理工艺的影响 |
| 1.4.4 外部变形条件的影响 |
| 1.5 低密度钢研究中存在的主要问题 |
| 1.6 本论文研究的内容、目的及意义 |
| 本章参考文献 |
| 第二章 高锰Fe-Mn-Al低密度钢拉伸变形组织演变及变形机制 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料和方法 |
| 2.2.1 实验材料的制备 |
| 2.2.2 微观组织观察的设备与试样制备 |
| 2.2.3 实验钢层错能和密度计算方法 |
| 2.2.3.1 层错能计算 |
| 2.2.3.2 密度计算 |
| 2.3 8 Al钢微观组织和力学性能研究 |
| 2.3.1 8Al钢在退火后的微观组织和性能 |
| 2.3.2 8Al钢在不同应变量的TEM和EBSD分析 |
| 2.3.2.1 8Al钢在不同应变量的TEM分析 |
| 2.3.2.2 8Al钢在不同应变量的EBSD分析 |
| 2.4 10Al钢微观组织和力学性能研究 |
| 2.4.1 10Al钢在退火后的微观组织和性能 |
| 2.4.2 10Al钢在不同应变量的TEM和EBSD分析 |
| 2.4.2.1 10Al钢在不同应变量的TEM分析 |
| 2.4.2.2 10Al钢在不同应变量的EBSD分析 |
| 2.5 Al含量对实验钢结构演化和力学行为的影响 |
| 2.5.1 Al含量对实验钢微观组织影响 |
| 2.5.2 Al含量对实验钢微观结构演化的影响 |
| 2.5.3 Al含量对实验钢力学行为和强化机制的影响 |
| 2.5 小结 |
| 本章参考文献 |
| 第三章 高锰Fe-Mn-Al低密度钢时效过程中组织演变及变形机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料和方法 |
| 3.3 8Al钢在时效后的组织演变及力学行为 |
| 3.3.1 8Al钢在时效后的组织演变 |
| 3.3.2 8Al钢在时效后的力学行为 |
| 3.4 10Al钢在时效后的组织演变及力学行为 |
| 3.4.1 10Al钢在时效后的组织演变 |
| 3.4.2 10Al钢在时效后的力学行为 |
| 3.5 Al含量对时效实验钢微观结构和应变硬化性能的影响 |
| 3.5.1 Al含量对微观组织影响 |
| 3.5.2 Al含量对实验钢力学行为和强化机制的影响 |
| 3.6 小结 |
| 本章参考文献 |
| 第四章 中锰Fe-Mn-Al低密度钢拉伸变形组织演变及变形机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料和方法 |
| 4.3 退火处理对8Al12Mn实验钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.3.1 退火处理对8Al12Mn实验钢微观组织的影响 |
| 4.3.1.1 退火处理对8Al12Mn实验钢变形前微观组织的影响 |
| 4.3.1.2 退火处理对8Al12Mn实验钢变形后微观组织的影响 |
| 4.3.2 退火处理对8Al12Mn实验钢力学性能的影响 |
| 4.4 8Al12Mn实验钢的微观组织演变和强化机制分析 |
| 4.4.1 8Al12Mn实验钢在变形过程中的微观组织演变 |
| 4.4.2 8Al12Mn实验钢强化机制分析 |
| 4.5 时效处理对8Al12Mn实验钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.5.1 时效处理对8Al12Mn实验钢微观组织的影响 |
| 4.5.2 时效处理对8Al12Mn实验钢力学性能的影响 |
| 4.6 中锰Fe-Mn-Al低密度钢的成分优化设计 |
| 4.7 小结 |
| 本章参考文献 |
| 第五章 高锰Fe-Mn-Al低密度钢HPT变形过程中组织演变及力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料和方法 |
| 5.3 实验结果及分析 |
| 5.3.1 HPT变形后实验钢显微硬度演化 |
| 5.3.2 HPT变形后实验钢微观结构演化 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 变形孪晶对晶粒细化的影响 |
| 5.4.2 “S”型微观剪切带对晶粒细化的影响 |
| 5.4.3 实验钢在HPT过程中微观结构演变对应变硬化行为的影响 |
| 5.5 小结 |
| 本章参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 主要创新点 |
| 攻读博士学位期间已发表论文 |
| 致谢 |
（9）微合金化冷轧双相钢连续退火过程相变规律及组织性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 双相钢的发展概况 |
| 1.3 连续冷却转变曲线 |
| 1.3.1 CCT曲线测量原理和方法 |
| 1.3.2 CCT曲线测量设备 |
| 1.3.3 CCT曲线在冷轧双相钢连续退火中应用 |
| 1.4 影响FMDP钢显微组织特征的因素 |
| 1.4.1 合金元素 |
| 1.4.2 初始组织 |
| 1.4.3 连续退火工艺 |
| 1.5 影响FMDP钢力学性能的因素 |
| 1.5.1 马氏体的性能 |
| 1.5.2 铁素体的性能 |
| 1.5.3 化学成分 |
| 1.5.4 退火工艺 |
| 1.6 FMDP钢的强化机制 |
| 1.6.1 固溶强化 |
| 1.6.2 细晶强化 |
| 1.6.3 析出强化 |
| 1.6.4 位错强化 |
| 1.6.5 相变强化 |
| 1.7 本文工作背景和研究内容 |
| 1.7.1 本文的工作背景 |
| 1.7.2 本文的研究内容 |
| 第2章 临界区连续冷却转变 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料准备 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.2.3 组织和析出物观察 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 临界点的确定 |
| 2.3.2 显微组织演变 |
| 2.3.3 连续冷却转变曲线 |
| 2.3.4 析出粒子观察 |
| 2.4 分析及讨论 |
| 2.4.1 均热温度和冷却速度对铁素体、贝氏体和马氏体相变的影响 |
| 2.4.2 贝氏体-马氏体混合组织的形成机理 |
| 2.4.3 第二相粒子对连续冷却相变及力学性能的影响 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 连续退火工艺参数对实验钢组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 临界区退火后的连续冷却转变规律 |
| 3.2.1 实验材料及方法 |
| 3.2.2 结果分析及讨论 |
| 3.3 加热温度对实验钢组织性能的影响 |
| 3.3.1 实验材料制备 |
| 3.3.2 显微组织检测及力学性能测试 |
| 3.3.3 实验方案 |
| 3.3.4 实验结果 |
| 3.3.5 分析及讨论 |
| 3.4 缓冷温度对实验钢组织性能的影响 |
| 3.4.1 实验材料及方法 |
| 3.4.2 实验结果 |
| 3.4.3 分析及讨论 |
| 3.5 快冷冷速对实验钢组织性能的影响 |
| 3.5.1 实验材料及方法 |
| 3.5.2 实验结果 |
| 3.5.3 分析及讨论 |
| 3.6 过时效温度对实验钢组织性能的影响 |
| 3.6.1 实验材料及方法 |
| 3.6.2 实验结果 |
| 3.6.3 分析及讨论 |
| 3.7 小结 |
| 第4章 微合金化冷轧双相钢单轴拉伸行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 FMDP钢单轴拉伸下的变形特征参量描述 |
| 4.2.1 FMDP钢的应力应变曲线 |
| 4.2.2 加工硬化参量 |
| 4.3 实验材料及方法 |
| 4.3.1 实验材料准备 |
| 4.3.2 组织性能检测 |
| 4.3.3 实验方案 |
| 4.4 实验结果与分析 |
| 4.4.1 显微组织演变 |
| 4.4.2 析出粒子分析 |
| 4.4.3 微合金化FMDP钢在单轴拉伸下的变形特征 |
| 4.4.4 微合金化FMDP钢的加工硬化行为 |
| 4.4.5 微合金化FMDP钢应力应变曲线分析 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 700MPa级微合金化冷轧高强耐候双相钢的实验室试制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.3 化学成分设计 |
| 5.4 退火工艺窗口的确定 |
| 5.4.1 实验钢的典型显微组织 |
| 5.4.2 实验钢的力学性能 |
| 5.4.3 退火工艺对组织性能的影响 |
| 5.5 分析及讨论 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 干湿交替加速腐蚀实验研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料及方法 |
| 6.2.1 实验材料准备 |
| 6.2.2 实验方法 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.3.1 腐蚀增重曲线 |
| 6.3.2 锈层表面显微组织形貌 |
| 6.3.3 锈层横截面显微组织形貌 |
| 6.3.4 腐蚀增重动力学曲线分析 |
| 6.3.5 腐蚀机理分析 |
| 6.4 小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间完成的论文及专利 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（10）低温用高强马氏体时效钢强韧化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景和研究意义 |
| 1.2 文献综述 |
| 1.2.1 国内外马氏体时效钢的发展及研究现状 |
| 1.2.2 马氏体时效钢的发展趋势 |
| 1.3 马氏体时效钢的组织结构及热处理特点 |
| 1.3.1 马氏体时效钢的组织结构 |
| 1.3.2 马氏体时效钢的热处理特点 |
| 1.4 马氏体时效钢的强韧化机理 |
| 1.4.1 强化方式 |
| 1.4.2 韧化方式 |
| 1.5 合金元素在马氏体时效不锈钢中的作用 |
| 1.6 论文研究目的与内容 |
| 第二章 试验材料和研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 热处理工艺 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 显微组织观察分析 |
| 2.2.4 相分析 |
| 2.2.5 奥氏体含量测定 |
| 第三章 奥氏体化温度对铸态高强不锈钢低温韧性的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 试验材料与方法 |
| 3.3 奥氏体化温度对力学性能的影响 |
| 3.3.1 奥氏体化温度对拉伸性能的影响 |
| 3.3.2 奥氏体化温度对低温冲击性能的影响 |
| 3.4 奥氏体化过程中的未溶相 |
| 3.5 奥氏体化温度对微观组织的影响 |
| 3.5.1 奥氏体化温度对晶粒形态、尺寸的影响 |
| 3.5.2 奥氏体化温度对残余奥氏体量的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 奥氏体化温度对高强马氏体时效钢机械性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 试验材料与方法 |
| 4.3 奥氏体化温度对力学性能的影响 |
| 4.3.1 奥氏体化温度对拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 奥氏体化温度对冲击性能的影响 |
| 4.4 奥氏体化温度对显微组织的影响 |
| 4.4.1 奥氏体化温度对晶粒的影响 |
| 4.4.2 奥氏体化温度对组织的影响 |
| 4.5 显微形貌观察 |
| 4.5.1 断口形貌观察 |
| 4.5.2 未溶相观察 |
| 4.6 奥氏体化温度对残余奥氏体量的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 预处理温度对高强马氏体时效钢机械性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 试验材料与方法 |
| 5.3 预处理对力学性能的影响 |
| 5.3.1 预处理温度对拉伸性能的影响 |
| 5.3.2 预处理温度对低温冲击性能的影响 |
| 5.3.3 预处理试样与未经预处理试样性能对比 |
| 5.4 预处理温度对微观组织的影响 |
| 5.4.1 预处理温度对晶粒的影响 |
| 5.4.2 预处理温度对组织的影响 |
| 5.5 预处理温度对冲击断口的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
四、Overaging Phenomenon of Fe-2% Mn-Sb-Ce Structural Steels during Tempering（论文参考文献）
- [1]富铜纳米相沉淀强化钢强韧化机制及可焊性研究[D]. 赵宇. 哈尔滨工程大学, 2019(04)
- [2]海洋平台用高强韧中锰钢组织性能控制及腐蚀行为研究[D]. 苏冠侨. 东北大学, 2018(01)
- [3]2200MPa级低合金钢设计制备与性能研究[D]. 冯亚亚. 南京理工大学, 2018(07)
- [4]超低碳纳米富Cu相强化HSLA钢组织性能调控机理研究[D]. 孙明雪. 东北大学, 2017(06)
- [5]Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢中强化相复合析出机制的研究[D]. 王晓姣. 上海大学, 2016(02)
- [6]铁基合金等离子体稀土氮碳共渗组织超细化与深层扩散机制[D]. 张程菘. 哈尔滨工业大学, 2015(02)
- [7]2100MPa高韧性二次硬化型超高强度钢组织与性能的研究[D]. 李建凯. 西安建筑科技大学, 2015(02)
- [8]高强度高塑性低密度钢的组织性能和变形机制研究[D]. 吴志强. 东北大学, 2015(10)
- [9]微合金化冷轧双相钢连续退火过程相变规律及组织性能[D]. 王小鹏. 东北大学, 2014(03)
- [10]低温用高强马氏体时效钢强韧化研究[D]. 王伟. 中北大学, 2012(08)