一、铬镍奥氏体-铁素体双相合金的高温热强性能（论文文献综述）
赖召贵[1]（2021）在《微区腐蚀电化学高通量表征技术的开发与应用》文中进行了进一步梳理金属材料成分-结构-性能是腐蚀的研究核心,但是常规电化学测试方法和装置难以满足对局部微观尺度上金属材料电化学性能的表征需求。对金属材料微区电化学性能进行高通量表征有助于深入分析金属材料的腐蚀行为,为复杂微电偶腐蚀的数值模拟工作奠定实验基础,进而建立金属微观电化学性能与宏观腐蚀行为之间的联系。为实现对金属材料微观尺度电化学性能的测试,本文结合光刻掩膜和微液池技术成功开发了适用于微区腐蚀电化学高通量表征的测试平台。该平台包括高通量样品阵列库（光刻掩膜制备系统）、自动微量进液装置,高精度电动控制平台,显微镜、电化学测试系统以及控制系统。相比传统玻璃毛细管技术,具有以下优点:精准且可控的初始反应面积、更低的体系电阻、更低的漏液堵塞风险、更低的缝隙腐蚀发生风险、高溶液体积/反应面积比、适用于低导电率溶液体系,更适合串行扫描式高通量微区腐蚀电化学表征。此外,利用该微区腐蚀电化学测试平台重点研究了 SA508-309L/308L焊接接头在3.5wt%NaCl溶液中的腐蚀行为;对2205双相不锈钢微区电化学性能进行了高通量表征。研究过程中采用了光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、能谱仪（EDS）、电子背散射衍射（EBSD）、扫描开尔文探针力显微镜（SKPFM）等实验及分析手段。对焊接接头成分、组织结构的表征发现:不锈钢中靠近熔合线Creq/Nieq比值逐渐减小,凝固模式从FA向AF模式转变,铁素体含量逐渐减小,形态从板条状、骨架状向蠕虫状和岛状变化,形成铁素体、奥氏体、夹杂物、碳化物、σ相的复杂显微结构。低合金钢显微组织由其经历的热循环史决定,形成5个区域:由粗晶铁素体组成的粗晶热影响区（C1）、由混合贝氏体组成的细晶热影响区（C2、C3）、由初生铁素体以及混合贝氏体组成的不完全重结晶区（C4）以及由回火贝氏体组成的回火区（C5）。不锈钢一侧夹杂主要是含硅、钛、铝的氧化物;低合金钢中主要有三大类夹杂物,包括硫化物、氧化物以及复合夹杂物,其形态、组成复杂,分布随机。利用多种分析方法对熔合线区域的腐蚀行为进行了深入分析,发现熔合线区域由不锈钢奥氏体（A）、马氏体（M）和粗晶铁素体（CF）三相组成。表面电势分布图显示马氏体层由A/M过渡区、M区、M/CF过渡区三个区域组成。马氏体耐蚀性优于粗晶铁素体在于其含有较多的低活性晶界（Σ3晶界）,且Cr、Ni含量高,具有一定的钝化能力。该结果与浸泡实验中熔合线在浸泡后期才发生腐蚀的现象相吻合。马氏体组织表面电势与电化学性能表现出的腐蚀倾向性不一致在于二者测量过程的金属/介质界面条件不同,前者残余应变起主要作用,后者与金属/溶液界面成分、结构相关,在溶液中会发生变化。研究了 SA508-309L/308L焊接接头的微区电化学性能,发现焊接接头在3.5wt%NaCl溶液中出现了 5种电化学阻抗谱响应、8种动电位极化曲线,以及6个数量级的极化电阻值。同时对焊接接头腐蚀过程进行了高通量表征,发现夹杂是诱发点蚀的主要原因,点蚀形成后并不发生横向扩展;浸泡初期,以细晶热影响区的点蚀为主;浸泡后期,从靠近回火区的热影响区向熔合线区域逐渐发生均匀腐蚀,并伴随着点蚀发生。点蚀周围基体被腐蚀产物覆盖而得到保护,改变了浸泡过程中腐蚀的发展进程。结合微区电化学性能表征与浸泡实验结果,发现低合金钢腐蚀倾向性呈以下规律:粗晶热影响区（C1）>细晶热影响区1（C2）>细晶热影响区2（C3）>不完全重结晶区（C4）>回火区（C5）。C2、C3、C4部分区域（含夹杂物）开路电位和腐蚀电位比粗晶热影响区低,具有更高的腐蚀倾向性;统计分析显示,低合金钢一侧腐蚀电流密度呈以下规律:细晶热影响区（C2）>细晶热影响区（C3）>回火区（C5）≈不完全重结晶区（C4）>粗晶热影响区（C1）;热影响区中存在腐蚀速度极大的测试区域,与夹杂物引起的活性溶解相关。浸泡初期,焊接接头腐蚀行为以细晶热影响区的点蚀为主;浸泡后期,从靠近回火区的热影响区向熔合线区域逐渐发生均匀腐蚀,并伴随着点蚀发生,耐蚀性呈以下规律:回火区（C5）>混合区（C4）>细晶热影响区2（C3）>细晶热影响区1（C2）;由于腐蚀产物的保护作用,粗晶热影响区（C1）以及熔合线区域在浸泡后期开始发生溶解。浸泡实验观察的耐蚀性规律与微区电化学性能表征的统计结果高度吻合,表明低合金钢中夹杂物对整个焊接接头的腐蚀行为起决定性作用。结合EBSD和微区腐蚀电化学高通量表征技术对2205双相不锈钢微区电化学性能进行了高通量研究。统计规律表明:单相奥氏体镍元素含量高其腐蚀倾向性低于单相铁素体;由于两相的耦合效应,混合相耐蚀性能优于单相铁素体和奥氏体;奥氏体和铁素体单晶粒耐蚀性基本遵循从低晶面指数到高晶面指数逐渐减弱的规律;分析认为不同取向晶粒电化学活性不同,也存在类似于两相之间的耦合效应,单相多晶耦合后耐蚀性能优于单一晶粒;残余应变对奥氏体、铁素体表面氧化膜性质影响有限,使开路电位小幅度增加;奥氏体硬度更低、形变更大,残余应变对奥氏体腐蚀行为的影响大于铁素体。
周睿[2]（2020）在《高氮不锈钢固溶与时效处理对显微组织及力学性能的影响》文中研究表明采用氮元素代替昂贵的镍元素生产的高氮奥氏体不锈钢,在具有高强度、塑性及腐蚀抗力的同时,还可以大幅度降低奥氏体不锈钢的生产成本。但是由于高氮不锈钢中合金元素含量较高,容易在铸造和锻造过程中,由于冷却不当形成第二相,如氮化物（Cr2N）,δ铁素体和σ相（σ-Fe-Cr）等,影响高氮不锈钢的显微组织及使用性能。因此,本文通过光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）及能谱分析（EDS）,对固溶与时效处理状态下高氮不锈钢的显微组织形态、数目及分布进行观察,并测量其化学成分与物相结构。采用显微硬度机、摩擦磨损仪及三维光学轮廓仪,测量高氮不锈钢试样的显微硬度及磨损性能。揭示固溶处理对Cr19Mn19Mo2N0.7高氮不锈钢表层显微组织的影响,与时效处理对高氮不锈钢显微组织及摩擦磨损性能的影响规律。固溶处理实验表明,固溶处理温度与时间对高氮不锈钢中的氮化物与铁素体含量有很大影响。当固溶处理温度低于960℃时,在奥氏体晶界与铁素体条内部的氮化物不仅不会溶解,还有粗化趋势。随着固溶处理温度的提高,铁素体条中的氮化物会先于奥氏体晶界的氮化物溶解。当固溶处理温度超过1060℃时,氮化物完全溶解于基体,试样中只有奥氏体与铁素体两相组织。随着固溶处理温度的提高,铁素体条的平滑边界会逐渐多边形化,形成锯齿状边界,且铁素体含量也会随着固溶处理温度的提高而逐渐下降。高氮不锈钢在1200℃进行固溶处理,随着固溶处理时间的延长铁素体条的数量变少,长度明显变短,宽度变窄。但当固溶处理时间达到240mmin时,部分铁素体条宽度会有所增加。在高氮不锈钢表层显微组织的研究中发现,当固溶处理温度超过1010℃,高氮不锈钢试样表层会形成白色单相铁素体层。固溶处理温度超过1200℃时,在试样表面会形成多层结构,表层是具有柱状晶结构单相铁素体层,次表层是具有等轴晶结构的单相奥氏体层,心部为奥氏体-铁素体双相层。表层铁素体层与次表层奥氏体层的厚度,随着固溶处理温度的提高和时间的延长而增加。时效实验表明,高氮不锈钢在900℃时效3h后,在铁素体内部析出了指纹状氮化物。在奥氏体晶界析出了细小的胞状氮化物。时效12h后,指纹状氮化物开始在奥氏体晶界形核并向晶内长大。时效24h后,更多粗大的指纹状氮化物在奥氏体晶内形成。显微硬度测试表明,时效12h时在奥氏体基体上析出了适量细小的指纹状氮化物,所以其硬度最高。而在磨损测试中,时效3h耐磨性能最佳。这是因为随着时效时间的延长,氮化物的析出量增多。作为脆性相的氮化物,容易在磨损过程中优先脱落,形成硬质磨粒,加快试样的磨损速度。虽然固溶处理试样中没有氮化物的析出,但是由于其基体硬度过低,因此并没有表现出较高的耐磨抗力。
李建强[3]（2020）在《张力补偿绳用双相不锈钢的制备及其加工工艺研究》文中认为随着电气化铁路技术的发展,传统奥氏体不锈钢材质的张力补偿绳已经不能满足性能需求,双相不锈钢具有较高的强度、耐应力腐蚀和抗疲劳性能,是替换奥氏体不锈钢,制备新型高性能张力补偿绳的良好选材。但目前双相不锈钢普遍存在的有害相析出和变形不协调等问题极大地限制了其在钢绳制造方面的应用与发展。本文设计、制备了一种张力补偿绳专用双相不锈钢,并对该钢的热加工工艺、固溶处理工艺以及冷变形对组织和性能的影响展开试验研究。设计正交试验,根据软件模拟得到的性能指标对钢的成分进行了优化设计,结果表明最优成分配比为Cr:23wt%,Ni:7wt%,Mo:2wt%,Cu:0.6wt%。通过热压缩试验建立了Cr23Ni7Mo2Cu0.6双相不锈钢热加工峰值应力与流变应力本构模型,能够准确描述变形过程中温度、应变速率及变形量之间的关系,不同应变量下的热加工图表明该钢的最佳热加工工艺窗口为1050℃～1150℃/0.01s-1～1s-1。以温度、时间、冷却方式为变量进行固溶工艺试验,利用金相观察、扫描电镜观察、XRD分析、极化曲线分析等方法研究了三个变量对组织与性能的影响规律。保温时间设为2h时,随着固溶温度的升高,硬度和强度先下降后上升,分别在1020℃和1050℃达到最小值94.4HRB和547MPa,延伸率先升后降,在990℃达到最大值41.5%。固溶温度为960℃时,Cr23Ni7Mo2Cu0.6双相不锈钢在3.5%Na Cl溶液中的自腐蚀电位升高至-0.619V,点蚀电位升高至0.222V,具有最佳的耐腐蚀性能,较高的固溶温度有利于提高组织均匀性。延长固溶时间能显着提高组织均匀性,降低硬度与强度,对延伸率无明显影响。冷却方式宜选择水冷或油冷,空冷和炉冷时σ相析出会使塑性和耐腐蚀性能降低。结合后续变形工序对材料的性能需求特点,确定了张力补偿绳用Cr23Ni7Mo2Cu0.6双相不锈钢的最佳固溶处理工艺为1020℃保温2h后水冷。冷变形试样在1020℃下退火时,铁素体和奥氏体分别发生回复与再结晶,45%与60%变形量下硬度降低至稳定的时间为2～4min,15%和30%变形量时这一时间延长至8～10min。通过慢应变速率拉伸试验考察了冷变形对应力腐蚀敏感性的影响,结果表明,奥氏体在5%Fe Cl3溶液中优先发生腐蚀溶解,条状形态使其能对腐蚀侵入起到导向作用,阻碍了横向裂纹的形成与扩展,增大冷变形量能够降低应力腐蚀敏感性。
张建涛[4]（2020）在《2205双相不锈钢局部腐蚀与钝化性能研究》文中研究说明双相不锈钢是固溶组织中体心立方结构的铁素体相与面心立方结构的奥氏体相共存的高性能不锈钢,两相比例相当,兼有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的特点,是一种强度高、耐蚀性能优良的结构、功能一体化材料。近年来,在海洋、石油、化工、造纸、勘探等重要领域成功得到广泛的应用,成为不可或缺的结构功能材料。双相不锈钢在一定的服役介质中会发生局部腐蚀,最终导致工程失效。因此,对于双相不锈钢耐蚀性能的影响因素的研究对于进一步利用和提高材料耐蚀能力至关重要。本论文采用金相显微镜、3D显微镜系统、扫描电子显微镜SEM、扫面电子探针显微镜EPMA、Factsage 7.0热力学软件、电子背散射技术EBSD、X-射线表面分析技术XPS、扫描Kelvin探针力显微镜SKPFM、在线气体质谱仪等手段,结合动电位极化、电化学阻抗谱EIS、Mott-Schottky曲线等电化学测试对影响2205双相不锈钢耐蚀能力的部分主要因素进行了研究。主要包括固溶处理制度对两相组织的演变及耐蚀性能的影响规律;高温固溶处理过程中相转变的机制;合金元素Ti与Nb的添加对双相不锈钢微观组织及耐蚀性能的影响情况及机理;服役环境中侵蚀性S2O32-对Cl-溶液中2205双相不锈钢点蚀性能影响的机理的探究。主要研究成果如下:1)固溶温度升高,发生γ→α相转变,两相比例趋于相当,不锈钢耐蚀性能提高,在1075℃固溶处理2 h,耐蚀能力最强;进一步升高固溶温度或过度延长等温时效会使双相不锈钢中铁素体含量过高,双相不锈钢耐蚀性能恶化。在NaCl溶液中点蚀优先在耐蚀性能较弱的相中或在奥氏体-铁素体边界处较弱相一侧萌生,奥氏体相内点蚀坑的深度或尺寸小于在铁素体内的深度或尺寸。2)利用环境球差校正透射电镜ETEM在线原位发现双相不锈钢在固溶处理过程铁素体相在奥氏体相内形核并长大,因此高温γ→α存在形核长大机制。元素Cr与Mo会由奥氏体相迁移扩散至边界层,使得边界层内铁素体相的形成与稳定元素浓度达到铁素体所需浓度而转变为铁素体相;元素Ni与N则作为奥氏体形成与稳定元素由铁素体相内跨过边界层扩散至奥氏体相内。因此,固溶过程相转变的实质是合金元素由化学势较高的区域扩散至化学势较低的区域,最终达到稳态的固相互扩散过程。同时观察到铁素体相沿（110）面的生长,而且铁素体相与奥氏体相以层状形式长大。3)铁素体与奥氏体相的比例随着铁素体形成与稳定元素Ti的含量略有增加,合金元素Ti对2205双相不锈钢晶粒组织起到一定的细化作用,可以有效抑制Cr的碳化物与σ相等有害相的析出,从而可以明显提高不锈钢的点蚀电位,降低不锈钢的腐蚀电流密度。但过量的Ti导致双相不锈钢的耐点蚀能力降低,合适的添加量不超过0.013 wt.%。添加Ti的双相不锈钢表面钝化膜中元素Ti富集,Cr2O3的比例增加,钝化膜中六价钼Mo6+的含量增加,有效的提高了双相不锈钢表面钝化膜的稳定性,从而提高了不锈钢的耐蚀能力。另外,对比了添加同样含量的合金元素Ti与Nb,发现Ti与Nb都可以提高不锈钢的耐点蚀能力,但是Ti元素的有益作用优于Nb元素。4)2205双相不锈钢中的氧化物夹杂由于与钢基体的异质性会引发点蚀的萌生,其中O-Mn-Cr-Si-Ca夹杂物主要分布在奥氏体相内,且夹杂物分为两部分,内侧的富Ca、Si的表面电势明显较低的中心部分在侵蚀性环境中成为活性区域而优先发生溶解,随后扩展至外侧的富Cr的表面电势稍低于夹杂物周围不锈钢基体的环形区域,最终引发钢基体点蚀的萌生。在同样的条件下,经Ce改性后的Ce-氧化物夹杂整体变均匀,且表面电势提高,活性较低,稳定性提高,双相不锈钢的耐蚀能力提高。其中的O-Al-Ca-Si夹杂物在奥氏体与铁素体相内均有分布,但在奥氏体相中夹杂物表面电势较低,在侵蚀性溶液中会在较低的电位下发生溶解,而在铁素体相中夹杂物表面电势较基体而言偏高。由此,奥氏体相中腐蚀行为主要从氧化物夹杂开始溶解,向夹杂物和基体之间的界面传播,最终导致不锈钢稳态点蚀。铁素体相内的夹杂物相对于基体而言较为稳定。5)S2O32-的加入会降低Cl-溶液中2205双相不锈钢的点蚀电位,且S2O32-的浓度对不锈钢的腐蚀行为有明显的影响,并观察到铁素体相的选择性溶解。S2O32-对钝化膜的不利作用取决于阳极电位,在较低电位下,Cl-与S2O32-存在竞争作用,在较高阳极电位下,Cl-与S2O32-起到协同作用,S2O32-促进了稳态点蚀的产生。Cl--S2O32-溶液中不锈钢表面钝化膜表现为n-型和p-型半导体特性,S2O32-的浓度对不同阳极电位区间内钝化膜的施主密度和受主密度有一定的影响,从而影响钝化膜的耐蚀性能。在高阳极电位下,S2O32-加速了钝化膜的溶解,促进了 Cr（Ⅲ）氧化为Cr（Ⅵ）,导致膜内Cr2O3含量降低,性能恶化。高阳极电位下不锈钢溶解过程中S2O32-被还原为H2S从而催化阳极溶解。
李存利[5]（2019）在《热处理工艺对2Cr13不锈钢组织影响及性能研究》文中进行了进一步梳理2Cr13型不锈钢为马氏体不锈耐热钢,在淬火、回火后使用具有较好的耐蚀性、塑性和强度,在化工、航空航天、能源、汽车、医药等领域具有广泛应用。采用合适的热处理方案可获得不同需求下的最佳性能组合。因此,研究热处理工艺对2Cr13型不锈钢组织及性能的影响对于促进相关产业发展十分重要。本文通过选取不同的淬火、回火工艺,详细研究了热处理工艺参数对2Cr13型不锈钢组织结构的影响,并对其硬度、抗拉强度、塑性、摩擦系数等机械性能进行了表征,进而系统分析了组织结构变化与机械性能之间的关联关系。（1）2Cr13不锈钢经过不同的淬、回火工艺后得到的金相组织不同。研究表明2Cr13不锈钢在950℃淬火后得到单一淬火马氏体组织,进一步在不同回火温度下得到不同的组织,分别是回火马氏体、回火屈氏体、回火索氏体和珠光体组织。观察到随着回火温度的升高,碳化物颗粒尺寸逐渐增大。（2）2Cr13型不锈钢在950℃淬火后回火,随着回火温度的升高,硬度先增大后减小,回火温度在500℃时硬度达到最大值465HB。研究表明,这是因为碳化物颗粒的弥散强化作用和回火温度较低没有出现明显的回火软化所致。（3）拉伸实验表明,随着回火温度的逐渐升高,抗拉强度和屈服强度逐渐下降,延伸率和断面收缩率逐渐升高。这是因为随回火温度的升高碳化物颗粒尺寸变大,弥散强化作用消失,且回火温度的提高使2Cr13型不锈钢发生了回火软化,塑性增强。实验结果表明,在500600℃回火温度可获得最佳的强度、塑性组合。（4）摩擦磨损实验证明,热处理可以有效降低2Cr13型不锈钢的摩擦系数。随着回火温度的升高,摩擦系数先增大后减小,摩擦系数在400℃达到峰值。本研究中的磨损方式主要为磨粒磨损、粘着磨损和氧化磨损。（5）电化学测试结果表明,热处理工艺可以有效改善其耐蚀性能。随着回火温度的升高,2Cr13不锈钢的耐蚀性能先增强后减弱,在400℃其耐蚀性最佳。
陈明[6]（2019）在《SAF2507双相不锈钢喷丸强化及其表征研究》文中提出SAF2507双相不锈钢因良好的耐腐蚀性能和较高的机械强度,被广泛应用于石油化工和核电领域。喷丸是金属表面形变强化的重要手段之一,通过优化表层组织结构和引入残余压应力场,喷丸可以显着提高材料表面力学性能,因此在工程生产中喷丸技术得到广泛地应用。为提高SAF2507双相不锈钢的表面综合性能,本文对其进行表面喷丸强化处理,同时对喷丸形变层残余应力场、组织结构和力学性能等进行表征研究。传统喷丸后材料表层形成了较高水平的残余压应力。喷丸残余压应力沿深度方向先增加再减小,最后在内部变为拉应力。喷丸强度为0.60 mmA时,奥氏体和铁素体残余压应力最大值位于次表层,分别为-932和-790 MPa。喷丸强度提高,残余压应力值及深度相应提高。相同喷丸条件下,奥氏体残余压应力值要显着高于铁素体,但铁素体压应力层深度要稍大于奥氏体。复合喷丸可以提高材料浅表面残余压应力值,但对压应力层深度影响不大。经0.50+0.20+0.10 mmA强度复合喷丸后,奥氏体和铁素体喷丸表面残余压应力分别达到-1070和-910 MPa。同等喷丸强度下,预应力喷丸能大幅地提高加载方向上表面残余压应力、最大残余压应力和残余压应力深度,但在垂直加载方向上,预应力喷丸对残余压应力的提升不明显。利用有限元方法对SAF2507双相不锈钢进行了多弹丸随机撞击的动态模拟。模拟结果表明,喷丸后Mises等效塑性应变最大值位于材料次表层,因此残余压应力的极大值不是在碰撞表面而是在次表层。喷丸覆盖率增加,表面残余压应力和最大残余压应力值均增加,最大残余压应力对应的深度逐渐向材料表面迁移。弹丸撞击速度增加,材料最大残余压应力及其对应层深、残余压应力层深度均逐渐增加,但表面残余压应力变化不大。研究了喷丸残余应力在高温和循环载荷作用下的松弛行为。结果表明,喷丸残余应力热松弛（600-750℃）主要发生在退火初始阶段,加热温度越高,应力松弛速率越快。奥氏体喷丸残余应力的松弛速率显着高于铁素体。残余应力高温松弛行为可由Zener-Wert-Avrami函数表述,基于该函数,计算得到奥氏体和铁素体喷丸残余应力热松弛激活焓分别为67和62 kJ/mol。在拉-拉循环载荷条件下,喷丸残余应力的松弛主要发生在循环初始阶段,随着循环周次的增加,残余应力的松弛速率逐渐降低,残余应力逐渐趋于稳定。外加应力幅越高,应力松弛越速率越快,残余应力稳定值越小。循环载荷作用下奥氏体喷丸残余应力的稳定性高于铁素体。在300、400和500 MPa应力幅循环30次后,铁素体表面残余应力分别为-498、-281和-16 MPa,相对于初始状态分别松弛了约31.8%,61.5%和97.8%;奥氏体表面残余应力分别为-728、-555和-225 MPa,相对于初始状态分别松弛了约29.3%、46.1%和78.2%。XRD组织结构分析表明,喷丸后材料表层晶块尺寸细化、微观畸变和位错密度显着提高。喷丸表面具有最小晶块尺寸和最大位错密度。喷丸强度为0.50 mmA时,奥氏体和铁素体表面晶块尺寸分别为18和25 nm,表面位错密度分别为2.45×1015和1.32×1015/m2。喷丸过程中两相的塑性变形不均匀,相同喷丸条件下,奥氏体相组织更细化、微观畸变更显着、位错密度值更高。TEM观察结果表明,喷丸变形导致奥氏体向马氏体相变,马氏体优先在奥氏体孪晶交割处形核并长大。铁素体和奥氏体具有不同的塑性变形机制,具有高层错能体心立方结构的铁素体,其塑性变形由位错运动主导;对于低层错能面心立方结构的奥氏体相,其塑性变形由位错运动、孪生和应变诱发马氏体相变共同主导。研究了高温下（600-750℃）SAF2507双相不锈钢喷丸组织结构的演变行为。等温加热过程中喷丸变形层中析出大量s相,喷丸变形加速了s相在高温下的析出动力学。等温退火后,喷丸变形组织晶粒长大、微观畸变和位错密度大幅降低。由于奥氏体塑性变形程度高于铁素体,相同退火条件下,奥氏体再结晶后的晶粒尺寸显着小于铁素体。通过线形回归拟合奥氏体和铁素体的晶界迁移激活能分别为257和220 kJ/mol,微观应变热松弛激活能分别为82.6和76.9 kJ/mol。TEM结果表明应变诱发马氏体在高温环境下具有很高的稳定性。喷丸显着提高了SAF2507双相不锈钢表层硬度和屈服强度。利用原位拉伸X射线应力测试了SAF2507双相不锈钢喷丸表面的屈服强度,结果显示喷丸后铁素体和奥氏体表面屈服强度分别为780和1100 MPa,相比于喷丸前（490和540 MPa）分别提高了59%和104%。喷丸残余压应力以及组织结构优化,包括晶块细化、位错密度等结构缺陷密度增加、奥氏体机械孪晶和形变诱发马氏体相变等,是材料表层硬度和屈服强度提高的重要原因。
曹伟涛[7]（2019）在《铁锰铬多主元合金中复杂相变及其对力学性能影响研究》文中研究说明多主元高熵合金具有良好的耐高温和抗辐照性能,在核能领域具有潜在的应用价值。为满足聚变堆等先进核能系统对材料低活化的服役需求,材料设计时需考虑替换或去除高熵合金中常用的Nb、Mo、Ni、Co等易活化元素。然而由于元素原子半径和电负性差异,元素替换以后由于部分元素间混合焓作用,合金很难保证仍是良好的单相固溶体结构。若仅是去除合金中的易活化元素,由于合金构型熵降低从而可能引起合金出现相分离或形成脆性相,最终导致材料脆化。为减少或避免脆性相的出现,需要研究其形成特征与形成机理,从而为抑制脆性相提供指导。本论文设计并制备了低活化多主元铁锰铬合金Fe52Mn30Cr18,针对合金的相稳定性问题,重点分析了合金在不同热处理条件下的相变过程和相变机理,阐明了相变对材料强度、塑性等力学性能的影响。本论文工作的主要研究内容与结论如下:1)基于低活化、多主元、奥氏体-铁素体（γ+α）双相的材料基本设计理念,以Fe、Mn、Cr为合金主元设计,从优化相结构考虑设计合金成分,并通过感应熔炼制备Fes2Mn30Cr18合金。通过1150℃均匀化3 h后淬火过程,合金中形成γ+α双相结构。2)通过不同温度的等温热处理过程研究了淬火态双相合金的相稳定性,获得室温至1200℃温度范围内合金中相演化规律。结果显示,直至450℃等温热处理过程中合金中γ相和α相保持稳定。在475℃附近,合金中的α相会转化为χ相。从800℃开始,χ相逐步分解为γ相与σ相交叠的片层状类珠光体结构。当温度高于1000℃时σ相分解形成α相,合金中γ+αα双相共存。温度高于1200℃,合金中γ相消失,材料形成α单相结构。3)针对合金中存在的相变过程,重点研究了 χ相与σ相的形成特征并深入分析其形成机理,为材料中这些相的控制提供可靠的依据。475℃附近α→χ相变主要特征为材料铁磁性消失、体积收缩和无明显的元素重新分布。800℃附近χ→γ+σ分解过程伴随明显的Cr元素重新分布、体积收缩。根据相变特征和相变机理分析可知,通过引入少量原子半径差异大的合金元素可以有效抑制χ相的形成。4)研究了相变对合金力学性能的影响,结果表明,通过1150℃ 3 h均匀化后水淬合金形成了γ+ 双相合金,且不含χ相与σ相,其抗拉强度和延伸率与传统奥氏体不锈钢相当,屈服强度约为其2倍,显示该合金具有较好的强度与塑性。但在475℃附近合金中出现χ相,导致合金发生硬化和脆化,800℃以上χ→γ+σ两相交叠的片层状结构的转变能够部分缓解材料的脆化。而通过1000℃以上均匀化处理后淬火的热处理过程可消除σ相对合金脆化的影响。本论文通过分析铁锰铬多主元合金的相稳定性,揭示了涉及χ相和σ相的相变机理,并分析了相变对合金力学性能的影响,这些研究为通过热处理优化低活化多主元合金组织结构和力学性能提供了科学依据,相关结果可为优化设计新型低活化多主元结构材料提供理论和数据支持。
李勇作[8]（2019）在《高强韧马氏体不锈钢激光熔覆层的组织性能研究》文中指出马氏体不锈钢具有良好的综合力学性能、耐腐蚀性和可加工性,是航空航天、桥梁建筑等领域的重要工程材料之一。为了获得高性能的马氏体不锈钢激光熔覆层,本研究设计制备了M/F和M/A两种熔覆层,分别对其进行了V元素微合金化和后热处理。采用X射线衍射仪、扫描电镜、透射电镜、显微硬度计、万能材料试验机和电化学工作站对熔覆层的组织性能进行了表征分析。主要工作及结论如下:（1）采用激光增材制造技术制备了新型的M/F不锈钢激光熔覆层,并研究了V元素微合金化的影响。结果表明,M/F激光熔覆层主要由马氏体（M）、铁素体（F）以及M23（B,C）6硼碳化物组成（M代表Fe、Cr等）;熔覆层的抗拉强度、延伸率及显微硬度分别为:1500 MPa、9.84%和448.96 HV;V元素微合金化可细化熔覆层中的M组织,随着V元素含量的提高,熔覆层中F和析出相逐渐增多;当V含量为0.25wt.%时,熔覆层的综合力学性能最佳:抗拉强度、延伸率及显微硬度分别为1580 MPa、10.45%和472.67 HV;随着V含量进一步提高（0.52wt.%）,熔覆层的力学性能下降;电化学腐蚀结果表明,V元素微合金化会降低熔覆层的耐腐蚀性能。（2）对M/A不锈钢激光熔覆层进行了回火热处理,并研究了热处理温度对其组织性能的影响。结果表明,熔覆层主要由马氏体（M）、少量奥氏体（A）以及纳米尺寸的碳化物(Fe3C和M23C6)组成;经200℃和400℃回火处理1小时后,熔覆层的相组成未发生改变,但新生成了逆转变奥氏体,同时马氏体分解为碳化物和更细小的回火马氏体;经600℃回火处理1小时后,熔覆层内的部分马氏体分解为铁素体和碳化物。力学性能测试结果表明,经200℃和400℃回火处理1小时后,熔覆层在保持高强度（>1700 MPa）和高硬度（>500 HV）的同时,延伸率明显提高（分别从6%提高至11.2%和14.1%）;经600℃回火处理1小时后,熔覆层硬度和强度明显下降（分别下降了20%和25%）;电化学腐蚀结果表明,随着热处理温度的升高,熔覆层的耐腐蚀性能逐渐下降。
夏书乐[9]（2019）在《低碳高硅马氏体高强钢组织与力学性能研究》文中认为本文原创设计一类适于拼装固定型重载铁路辙叉用的全新低碳高硅MnSiCrMoNi系马氏体钢,以这类钢为研究对象,并与传统00Ni18Co9Mo4Ti马氏体时效钢做对比研究。首先优化了新型低碳高硅马氏体钢的热处理工艺,然后,利用金相、XRD、SEM、TEM,以及拉伸、冲击、摩擦磨损和应变疲劳等研究方法和手段,对两类钢的宏微观组织、相组成,常规力学性能、断裂韧性和疲劳性能以及磨损性能进行了系统研究。得出如下主要结论:22MnSi2CrMoNi钢经900°C奥氏体化水淬后320°C回火处理获得最优强韧配合,其强塑性与00Ni18Co9Mo4Ti马氏体时效钢相当,冲击韧性比马氏体时效钢高14.3%,综合力学性能达到马氏体时效钢水平,适合于制造固定型拼装重载铁路辙叉。钢中存在的高密度位错及弥散分布的细小?-碳化物保证了超高强度,同时,?-碳化物的析出降低了马氏体中的C含量,调整晶格畸变,保证了高韧性。22MnSi2CrMoNi钢具有与马氏体时效钢相当的疲劳性能,但其耐磨性略低于马氏体时效钢。这类低碳高硅马氏体钢具有优异疲劳性能的原因是,其具有高的屈服强度及较好的塑性、韧性,能够表现更大的塑性变形,抑制了疲劳裂纹的形成及扩展;另外,薄膜状残余奥氏体应变诱发马氏体相变钝化裂纹尖端,进一步抑制了疲劳裂纹扩展。两种钢耐磨性的差异主要取决于其磨损机理,22MnSi2CrMoNi钢以磨粒磨损为主,表面吸附氧化物少,不利于润滑,同时摩擦升温相当于对其进行回火,降低表层硬度进而加速磨损;而马氏体时效钢以粘着磨损为主,表面吸附的大量氧化物相当于固体润滑剂,同时起到隔热作用,降低表层温度,进而削弱磨损。18Mn3Si2CrMo和18Mn3Si2CrMoNi两种低碳高硅马氏体钢的相变动力学,微观组织及力学性能随等温温度的变化规律相同。这两种钢在冷却过程中均先生成部分马氏体,在随后等温过程中发生贝氏体相变,形成由低碳马氏体、低温贝氏体及高碳残余奥氏体多相组成的混合组织。在较低等温温度下,先生成的尺寸细小的马氏体在等温过程中得到充分回火,配合一定量高强韧贝氏体及高韧性的残余奥氏体使得材料获得最优强韧性。随着等温温度升高,贝氏体及马氏体板条明显粗化,不稳定块状残余奥氏体大幅度增加,降低了材料的冲击韧性。等温相变温度为315°C时,大幅度增加的不稳定大块状残余奥氏体过早的向马氏体的转变降低了材料的过渡疲劳寿命。试验钢的总疲劳寿命受各相协调作用的影响,使得不同总应变幅下的疲劳寿命存在差异;对材料的总疲劳寿命起主要作用的是高强韧性的低碳马氏体组织含量及残余奥氏体的形态,起次要作用的高强韧贝氏体组织含量及总残余奥氏体含量。
韩少强[10]（2019）在《正火冷却速度对2.25Cr-1Mo耐热钢组织和力学性能的影响》文中指出随着经济的发展,我国对电力的需求逐年上升。核电作为一种新型绿色能源得到各国普遍关注。近年来,国内外大力发展的第四代核电站中多个堆型选用2.25Cr-1Mo耐热钢制造高温部件,包括堆内、换热器用锻件、换热管等多个尺寸、厚度差异较大的零部件,服役温度500530℃,寿期要求不低于20年。核电设备高温、长寿命服役特征,要求2.25Cr-1Mo钢应在服役过程中具有较好的热强性和组织稳定性。对于大型锻件,热处理时心部与表面难以获得均一的组织形态,不同的组织形态在服役过程中性能是否存在较大差异,是评价服役安全性和热处理工艺制定的重要依据。本文通过控制2.25Cr-1Mo试验钢奥氏体化后四种冷却速度（空冷、30℃/min、5℃/min和1℃/min）,模拟大型锻件正火冷却过程壁厚方向不同部位冷却状态对应得到的四种组织形态。对四种组织形态试验钢进行530℃、2000 h时效试验和持久强度试验,通过拉伸、冲击等力学性能测试和金相、扫描、透射等微观分析方法研究不同组织形态对2.25Cr-1Mo钢长期时效稳定性及持久性能的影响。得出以下结论:（1）随着正火冷却速度减慢,2.25Cr-1Mo钢中先共析铁素体含量逐渐增多,α相由高位错密度的贝氏体板条向低位错密度大块状铁素体过渡。（2）2.25Cr-1Mo钢具有良好强韧性匹配的组织形态是:铁素体（<1%）+贝氏体组织;具有良好持久强度的组织形态是:铁素体（<36.7%）+贝氏体组织。大型锻件热处理时应控制正火冷却速度,保证厚壁心部位置冷却速度大于5℃/min,得到组织中铁素体含量<36.7%。（3）缓冷组织中大尺寸铁素体含量高,铁素体强度低和服役过程界面碳化物粗化与聚集速率快并沿晶界呈链状或网状分布,这是降低2.25Cr-1Mo钢服役过程强度与韧性的主要原因。
二、铬镍奥氏体-铁素体双相合金的高温热强性能（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、铬镍奥氏体-铁素体双相合金的高温热强性能（论文提纲范文）
（1）微区腐蚀电化学高通量表征技术的开发与应用（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 缩写清单 |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 金属腐蚀研究简介 |
| 2.1.1 金属腐蚀理论 |
| 2.1.2 金属腐蚀行为研究方法 |
| 2.1.3 金属腐蚀行为高效评价研究现状 |
| 2.2 高通量实验简介 |
| 2.2.1 高通量实验基本特征 |
| 2.2.2 高通量制备技术 |
| 2.2.3 高通量表征技术 |
| 2.3 宏观腐蚀研究高通量表征技术现状 |
| 2.3.1 基于光学测量的高通量表征技术 |
| 2.3.2 基于新型液池的高通量表征技术 |
| 2.3.3 基于阵列电极的高通量表征技术 |
| 2.3.4 基于修正带液池的高通量表征技术 |
| 2.4 微区腐蚀研究高通量表征技术现状 |
| 2.4.1 基于微探针的微区技术 |
| 2.4.2 基于微液池的微区技术 |
| 2.5 金属腐蚀高通量实验特点 |
| 2.6 本文研究目标、研究内容、研究方法 |
| 2.6.1 研究目标 |
| 2.6.2 研究内容 |
| 2.6.3 研究方法 |
| 3 微区腐蚀电化学高通量表征平台的开发 |
| 3.1 玻璃毛细管微液池测试技术概况 |
| 3.2 微区腐蚀电化学高通量测试平台的开发 |
| 3.3 数据质量可靠性测试 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 SA508-309L/308L焊接接头熔合线区域腐蚀行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料和方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 焊接接头熔合线区域金相组织、成分分析 |
| 4.3.2 焊接接头熔合线区域EBSD分析 |
| 4.3.3 焊接接头熔合线区域SKPFM分析 |
| 4.3.4 焊接接头熔合线区域微区电化学表征 |
| 4.3.5 焊接接头熔合线区域耐蚀性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 SA508-309L/308L焊接接头微区电化学性能的高通量研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料和方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 焊接接头组织形貌表征 |
| 5.3.2 焊接接头成分表征 |
| 5.3.3 焊接接头力学性能表征 |
| 5.3.4 焊接接头微区电化学高通量表征 |
| 5.4 分析和讨论 |
| 5.4.1 成分对焊接接头组织的影响 |
| 5.4.2 成分、显微组织对焊接接头力学性能的影响 |
| 5.4.3 成分、显微组织对焊接接头微区电化学性能的影响 |
| 5.4.4 焊接接头力学性能与耐蚀性能的关系 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 SA508-309L焊接接头整体腐蚀行为的高通量研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料和方法 |
| 6.2.1 实验材料 |
| 6.2.2 实验方法 |
| 6.3 实验结果和讨论 |
| 6.3.1 夹杂物观察和分析 |
| 6.3.2 焊接接头腐蚀过程高通量研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 7. 2205双相不锈钢微区电化学性能的高通量研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验材料和方法 |
| 7.2.1 实验材料 |
| 7.2.2 实验方法 |
| 7.3 实验结果 |
| 7.3.1 双相钢成分及显微结构表征 |
| 7.3.2 双相钢微区电化学高通量表征 |
| 7.4 分析和讨论 |
| 7.4.1 相组成对耐蚀性能的影响 |
| 7.4.2 晶粒取向对耐蚀性能的影响 |
| 7.4.3 不同取向晶粒间的耦合效应对耐蚀性能的影响 |
| 7.4.4 残余应变对耐蚀性能的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 8. 主要结论、创新点及工作展望 |
| 8.1 主要结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）高氮不锈钢固溶与时效处理对显微组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 不锈钢的分类 |
| 1.3 高氮奥氏体不锈钢与铬镍奥氏体不锈钢 |
| 1.3.1 传统铬镍奥氏体不锈钢 |
| 1.3.2 高氮奥氏体不锈钢 |
| 1.4 国内外高氮奥氏体不锈钢的发展 |
| 1.5 高氮奥氏体不锈钢的生产工艺 |
| 1.5.1 氮气加压熔炼法 |
| 1.5.2 常压固溶法 |
| 1.6 高氮不锈钢的固溶处理 |
| 1.6.1 固溶处理对高氮不锈钢显微组织的影响 |
| 1.6.2 固溶引起的高氮钢表面脱氮 |
| 1.7 高氮不锈钢的时效处理 |
| 1.7.1 时效对显微组织的影响 |
| 1.7.2 时效对硬度的影响 |
| 1.7.3 时效对拉伸性能的影响 |
| 1.7.4 高氮钢奥氏体不锈钢固溶和时效处理对磨损性能的影响 |
| 1.8 本课题的意义 |
| 第2章 实验材料、设备及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 固溶与时效处理工艺及设备 |
| 2.3 显微组织观察与检测 |
| 2.4 性能测试 |
| 第3章 固溶处理对高氮不锈钢显微组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 差热分析 |
| 3.3 显微组织的观察与分析 |
| 3.3.1 光学显微组织 |
| 3.3.2 SEM显微组织观察及EDS分析 |
| 3.3.3 热处理工艺对显微组织影响的机理 |
| 3.4 本章小节 |
| 第4章 固溶处理对高氮不锈钢表层组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶处理对表层显微组织 |
| 4.2.1 固溶处理温度对试样表层显微组织的影响 |
| 4.2.2 固溶处理时间对高氮不锈钢表层显微组织影响 |
| 4.3 高氮不锈钢固溶处理后表面多层结构XRD检测 |
| 4.4 固溶处理对高氮不锈钢硬度分布的影响 |
| 4.5 固溶处理后高氮钢表面多层结构形成机理 |
| 4.6 氮原子扩散动力学研究 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 时效处理对高氮不锈钢显微组织的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 显微组织的观察与分析 |
| 5.2.1 光学显微组织 |
| 5.2.2 SEM显微组织观察及EDS分析 |
| 5.2.3 不同热处理后析出物的含量 |
| 5.2.4 晶粒度 |
| 5.3 时效处理工艺对显微组织影响的机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 时效处理对高氮不锈钢力学性能的影响 |
| 6.1 时效处理对高氮奥氏体不锈钢硬度的影响 |
| 6.2 时效处理对Cr19Mn19Mo2N0.7高氮不锈钢摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3 时效对高氮不锈钢耐磨性能影响机理 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读硕士学位期间取得的成果 |
| 致谢 |
（3）张力补偿绳用双相不锈钢的制备及其加工工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景与意义 |
| 1.2 双相不锈钢的发展与应用 |
| 1.2.1 双相不锈钢的发展历程 |
| 1.2.2 双相不锈钢的应用现状 |
| 1.3 双相不锈钢的特点 |
| 1.3.1 双相不锈钢的组织特点 |
| 1.3.2 双相不锈钢的性能特点 |
| 1.4 双相不锈钢的研究进展 |
| 1.4.1 关于双相不锈钢热变形行为的研究 |
| 1.4.2 关于双相不锈钢热处理的研究 |
| 1.4.3 关于双相不锈钢应力腐蚀行为的研究 |
| 1.5 文章主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 工艺路线 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 热压缩模拟试验 |
| 2.3.2 固溶处理试验 |
| 2.3.3 慢应变速率拉伸试验(SSRT) |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 室温拉伸测试 |
| 2.4.4 XRD物相分析 |
| 2.4.5 扫描电镜观察 |
| 2.4.6 动电位极化测试 |
| 第3章 补偿绳用双相不锈钢成分设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Jmatpro软件及其模拟原理 |
| 3.3 合金体系的选择与成分的正交设计 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢热变形行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢高温真应力-真应变曲线 |
| 4.3 Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢高温变形本构模型 |
| 4.3.1 Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢峰值应力本构模型 |
| 4.3.2 Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢流变应力本构模型 |
| 4.4 Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢的热加工图 |
| 4.4.1 热加工图理论 |
| 4.4.2 热加工图的绘制与分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 固溶处理对双相不锈钢组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢锻态组织与性能 |
| 5.3 固溶温度对Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢组织与性能的影响 |
| 5.4 保温时间对Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢组织与性能的影响 |
| 5.5 冷却方式对Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢组织与性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 冷变形对双相不锈钢组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 冷变形与中间对双相锈钢组织与力学性能的影响 |
| 6.2.1 Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢的加工硬化模型 |
| 6.2.2 冷变形对组织与力学性能的影响 |
| 6.2.3 Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢中间退火时间的选择 |
| 6.3 冷变形对Cr23Ni7Mo2Cu0.6 双相不锈钢应力腐蚀敏感性的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）2205双相不锈钢局部腐蚀与钝化性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 双相不锈钢概况 |
| 2.1.1 双相不锈钢的发展 |
| 2.1.2 双相不锈钢的分类 |
| 2.1.3 双相不锈钢的性能 |
| 2.1.4 双相不锈钢中主要元素 |
| 2.2 双相不锈钢的局部腐蚀 |
| 2.2.1 点蚀 |
| 2.2.2 缝隙腐蚀 |
| 2.2.3 晶间腐蚀 |
| 2.2.4 电偶腐蚀 |
| 2.2.5 应力腐蚀 |
| 2.2.6 氢损伤 |
| 2.3 双相不锈钢点蚀蚀性能研究现状 |
| 2.3.1 合金成分 |
| 2.3.2 微观组织结构 |
| 2.3.3 环境因素影响 |
| 2.4 研究背景及研究内容 |
| 2.4.1 研究背景 |
| 2.4.2 研究内容 |
| 3 固溶处理对组织演变及腐蚀性能的影响与高温相转变机理的探究 |
| 3.1 本章引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 金相显微镜(OM)微观组织分析 |
| 3.2.2 电化学测试 |
| 3.2.3 环境气氛球差校正透射电子显微镜(ETEM) |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 固溶处理制度对双相不锈钢两相组织演变的影响 |
| 3.3.2 固溶制度对双相不锈钢耐点蚀性能的影响 |
| 3.3.3 原位观察铁素体相(α)与奥氏体相(γ)的相转变过程 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 微合金元素Ti/Nb对2205双相不锈钢耐蚀性能的影响 |
| 4.1 本章前言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 金相显微镜(OM)及扫描电子探针显微镜(EPMA) |
| 4.2.3 XRD |
| 4.2.4 EBSD测试 |
| 4.2.5 电化学测试 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 合金元素Ti对双相不锈钢微观组织的影响 |
| 4.3.2 合金元素Ti对双相不锈钢中σ相析出的影响 |
| 4.3.3 合金元素Ti对双相不锈钢耐蚀性能的影响 |
| 4.3.4 合金元素Ti对双相不锈钢钝化膜稳定性的影响 |
| 4.3.5 合金元素Ti对双相不锈钢钝化膜成分的影响 |
| 4.3.6 合金元素Ti与Nb对双相不锈钢耐蚀能力影响的比较 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 2205双相不锈钢中夹杂物对点蚀萌生的影响 |
| 5.1 本章前言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 电化学测试 |
| 5.2.3 样品表面形貌及接触电势差分析(SKPFM) |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 双相不锈钢中夹杂物的表征 |
| 5.3.2 夹杂物引发点蚀萌生的机理 |
| 5.3.3 夹杂物成分对点蚀萌生的影响 |
| 5.3.4 相组织对点蚀萌生的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 服役环境对2205双相不锈钢腐蚀性能的影响 |
| 6.1 本章引言 |
| 6.2 实验材料与方法 |
| 6.2.1 电化学测试 |
| 6.2.2 XPS表面成分分析 |
| 6.2.3 气体成分分析 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 S_2O_3~(2-)-对Cl~-溶液中2205双相不锈钢点蚀性能的影响 |
| 6.3.2 S_2O_3~(2-)浓度对Cl~-溶液中双相不锈钢钝化膜的稳定性的影响 |
| 6.3.3 电位对Cl~--S_2O_3~(2-)溶液中双相不锈钢钝化膜稳定性的影响 |
| 6.3.4 S_2O_3~(2-)对Cl~-溶液中双相不锈钢钝化膜半导体特性的影响 |
| 6.3.5 电位对Cl~--S_2O_3~(2-)溶液中双相不锈钢钝化半导体特性的影响 |
| 6.3.6 电位对Cl~--S_2O_3~(2-)溶液中双相不锈钢钝化膜成分的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）热处理工艺对2Cr13不锈钢组织影响及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 不锈钢概述 |
| 1.2 马氏体不锈钢 |
| 1.2.1 在2Cr13 型钢基础上发展起来的马氏体不锈钢 |
| 1.2.2 2 Cr13 型马氏体不锈钢中合金元素的作用 |
| 1.2.3 热处理对不锈钢组织及性能的影响 |
| 1.2.4 2 Cr13 型不锈钢的研究进展 |
| 1.3 金属热处理技术及发展现状 |
| 1.3.1 金属热处理技术 |
| 1.3.2 热处理技术发展现状 |
| 1.4 钢的强化机制 |
| 1.4.1 钢的多种强化机制 |
| 1.4.2 残余奥氏体对钢的塑性作用 |
| 1.5 研究目的及意义 |
| 第二章 实验材料与实验方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热处理实验工艺及参数 |
| 2.3 显微组织及成分分析 |
| 2.4 硬度测试 |
| 2.5 物相分析 |
| 2.6 拉伸性能测试 |
| 2.7 摩擦磨损性能测试 |
| 2.8 极化曲线测试 |
| 第三章 实验结果与分析 |
| 3.1 2 Cr13 不锈钢的金相组织 |
| 3.2 回火温度对2Cr13 不锈钢硬度的影响 |
| 3.3 回火温度对2Cr13 不锈钢机械性能的影响 |
| 3.4 回火温度对2Cr13 不锈钢摩擦磨损性能的影响 |
| 3.5 回火温度对2Cr13 不锈钢耐蚀性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）SAF2507双相不锈钢喷丸强化及其表征研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 双相不锈钢概况 |
| 1.2.1 双相不锈钢发展历史 |
| 1.2.2 双相不锈钢的组织结构 |
| 1.2.3 双相不锈钢的强化方法 |
| 1.3 喷丸强化发展概况 |
| 1.3.1 喷丸强化发展历史 |
| 1.3.2 喷丸强化工艺 |
| 1.3.3 喷丸强化机制 |
| 1.4 喷丸残余应力 |
| 1.4.1 喷丸残余应力场 |
| 1.4.2 残余应力测试方法 |
| 1.5 喷丸形变层组织结构 |
| 1.5.1 喷丸变形组织特征 |
| 1.5.2 喷丸变形组织表征 |
| 1.6 选题意义和研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 喷丸处理 |
| 2.2.2 残余应力测量 |
| 2.2.3 喷丸表面形貌表征 |
| 2.2.4 微观组织结构表征 |
| 2.2.5 奥氏体含量测量 |
| 2.2.6 残余应力松弛研究 |
| 2.2.7 喷丸变形组织回复与再结晶研究 |
| 2.2.8 喷丸层力学性能研究 |
| 第三章 SAF2507 双相不锈钢喷丸变形层残余应力研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 双相不锈钢喷丸残余应力 |
| 3.2.1 传统喷丸残余应力 |
| 3.2.2 复合喷丸残余应力 |
| 3.2.3 预应力喷丸残余应力 |
| 3.3 双相不锈钢喷丸微观应力 |
| 3.3.1 双相材料中各类内应力 |
| 3.3.2 双相不锈钢微观应力变化 |
| 3.4 喷丸残余应力松弛行为 |
| 3.4.1 喷丸残余应力的热松弛 |
| 3.4.2 喷丸残余应力的载荷松弛 |
| 3.5 喷丸残余应力场模拟 |
| 3.5.1 模型参数 |
| 3.5.2 单弹丸碰撞模拟 |
| 3.5.3 多弹丸碰撞模拟 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 SAF2507 双相不锈钢喷丸变形层组织结构分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 双相不锈钢喷丸表面特征 |
| 4.2.1 喷丸表面形貌 |
| 4.2.2 喷丸表面粗糙度 |
| 4.3 喷丸变形组织结构 |
| 4.3.1 喷丸表层金相组织形貌 |
| 4.3.2 喷丸表面XRD物相分析 |
| 4.3.3 变形层TEM形貌观察 |
| 4.4 喷丸变形组织XRD线形分析 |
| 4.4.1 X射线衍射半高宽 |
| 4.4.2 Voigt单峰线形分析 |
| 4.4.3 Rietveld全谱拟合分析 |
| 4.5 喷丸组织晶粒细化机制 |
| 4.6 喷丸形变组织回复与再结晶 |
| 4.6.1 退火表面物相分析 |
| 4.6.2 退火表层金相组织形貌 |
| 4.6.3 退火组织XRD线形分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 喷丸层力学性能及强化机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 喷丸强化层力学性能 |
| 5.2.1 喷丸表面层显微硬度变化 |
| 5.2.2 退火对喷丸层显微硬度的影响 |
| 5.2.3 喷丸表面屈服强度 |
| 5.3 SAF2507 双相不锈钢喷丸强化机制 |
| 5.3.1 残余压应力强化 |
| 5.3.2 组织结构强化 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论与创新 |
| 6.1 本文结论 |
| 6.2 本文创新点 |
| 攻读博士学位期间的学术成果 |
| 致谢 |
（7）铁锰铬多主元合金中复杂相变及其对力学性能影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 引言 |
| 1.1 先进核能系统对材料提出的挑战 |
| 1.1.1 第四代裂变堆对材料提出的挑战 |
| 1.1.2 聚变堆对材料提出的挑战 |
| 1.2 先进核能系统结构材料研究现状 |
| 1.2.1 低活化钢 |
| 1.2.2 改进型低活化钢 |
| 1.2.3 其它备选结构材料 |
| 1.3 新型结构材料设计及面临的问题 |
| 1.3.1 多主元成分设计 |
| 1.3.2 结构设计 |
| 1.4 本论文工作的主要内容和意义 |
| 第二章 铁锰铬多主元合金的设计及研究方法 |
| 2.1 金属材料中的固态相变理论 |
| 2.1.1 相变热力学 |
| 2.1.2 金属固态相变特征 |
| 2.1.3 相变过程中的位向关系 |
| 2.2 材料制备与热处理 |
| 2.2.1 铁基合金中相含量的Schaeffler图理论 |
| 2.2.2 电弧熔炼和感应熔炼样品制备 |
| 2.2.3 材料的热处理 |
| 2.3 材料测试与分析 |
| 2.3.1 微观结构分析 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 铁锰铬多主元合金475℃附近相变研究 |
| 3.1 合金的双相结构 |
| 3.1.1 试制Fe_(50)Mn_(26)Cr_(19)Ni_5合金的双相结构 |
| 3.1.2 Fe_(52)Mn_(30)Cr_(18)低活化合金的双相结构 |
| 3.2 合金中α→χ相变过程 |
| 3.2.1 合金微观结构分析 |
| 3.2.2 χ相结构特征 |
| 3.3 α→χ相变的基本特征 |
| 3.3.1 相变过程中的元素扩散 |
| 3.3.2 相变过程中的体积变化和磁性变化 |
| 3.3.3 χ相转变中的位向关系 |
| 3.4 α→χ相的相变机理分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 铁锰铬多主元合金800℃及以上相变研究 |
| 4.1 800℃合金中χ→γ+σ相变过程 |
| 4.1.1 相变合金微观结构分析 |
| 4.1.2 相变中的成分变化 |
| 4.2 合金中的σ相 |
| 4.2.1 σ相的结构特征 |
| 4.2.2 800℃ σ相的形成特征 |
| 4.2.3 1000℃ σ相的再分解特征 |
| 4.3 χ→γ+σ相变的位向关系 |
| 4.3.1 σ相和χ相相变的关联 |
| 4.3.2 χ相与σ相和γ相的位向关系 |
| 4.4 合金中σ相形成机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 相变对铁锰铬多主元合金力学性能的影响 |
| 5.1 室温至1200℃范围内合金的相变过程 |
| 5.2 淬火态双相合金的室温力学性能 |
| 5.2.1 硬度测试分析 |
| 5.2.2 室温拉伸性能 |
| 5.3 相变对合金力学性能的影响 |
| 5.3.1 相变对硬度的影响 |
| 5.3.2 相变对压缩性能的影响 |
| 5.3.3 χ相转变与材料脆化 |
| 5.4 合金的微观组织优化 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 特色与创新 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其它研究成果 |
| 参与项目情况 |
（8）高强韧马氏体不锈钢激光熔覆层的组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 激光熔覆技术 |
| 1.3 激光熔覆不锈钢材料研究进展 |
| 1.3.1 铁素体型不锈钢激光熔覆层 |
| 1.3.2 奥氏体型不锈钢激光熔覆层 |
| 1.3.3 双相型不锈钢激光熔覆层 |
| 1.3.4 马氏体型不锈钢激光熔覆层 |
| 1.4 研究内容 |
| 1.4.1 主要研究内容 |
| 1.4.2 创新之处 |
| 第2章 实验方法与设备 |
| 2.1 激光熔覆层的制备与后热处理 |
| 2.1.1 激光熔覆实验设备 |
| 2.1.2 激光熔覆实验材料 |
| 2.1.3 激光熔覆实验工艺参数 |
| 2.1.4 熔覆后热处理 |
| 2.2 熔覆层组织性能的表征 |
| 2.2.1 显微组织分析 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 断口形貌分析 |
| 2.2.4 耐腐蚀性能测试 |
| 第3章 高强韧马氏体/铁素体不锈钢激光熔覆层的组织性能 |
| 3.1 M/Fss熔覆层的显微组织 |
| 3.2 M/Fss熔覆层的力学性能 |
| 3.3 M/Fss熔覆层的耐腐蚀性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 高强韧马氏体/奥氏体不锈钢激光熔覆层的组织性能 |
| 4.1 不同处理态M/Ass熔覆层的显微组织 |
| 4.2 不同处理态M/Ass熔覆层的力学性能 |
| 4.3 不同处理态M/Ass熔覆层的耐腐蚀性能 |
| 4.4 不同铁基激光熔覆层的拉伸性能比较 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的科研成果 |
| 致谢 |
（9）低碳高硅马氏体高强钢组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 马氏体基高强度钢研究新进展 |
| 1.2.1 马氏体钢的研究现状 |
| 1.2.2 高强度多相钢的研究现状 |
| 1.3 合金元素在钢中的作用 |
| 1.4 高强度钢的强化与塑韧化 |
| 1.4.1 钢的强化机制 |
| 1.4.2 钢的塑韧化机制 |
| 1.5 组成相对高强度多相钢力学性能的影响 |
| 1.6 高强度钢的损伤 |
| 1.6.1 疲劳损伤 |
| 1.6.2 磨损损伤 |
| 1.7 本文研究的主要内容 |
| 第2章 试验内容和方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 性能测试 |
| 2.2.1 常规力学性能 |
| 2.2.2 疲劳性能 |
| 2.2.3 磨损性能 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 相分析 |
| 2.3.2 微观组织分析 |
| 第3章 低碳高硅马氏体钢的成分与工艺优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热处理工艺 |
| 3.3 试验结果与分析 |
| 3.3.1 不同成分低碳高硅马氏体钢力学性能 |
| 3.3.2 不同回火工艺对低碳高硅马氏体钢力学性能的影响 |
| 3.3.3 不同回火工艺对低碳高硅马氏体钢显微组织的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 22MnSi2CrMoNi钢与00Ni18Co9Mo4Ti马氏体时效钢组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理工艺 |
| 4.3 常规力学性能及微观组织 |
| 4.3.1 常规力学性能 |
| 4.3.2 显微组织 |
| 4.4 疲劳性能 |
| 4.4.1 回火温度对22MnSi2CrMoNi钢疲劳性能的影响 |
| 4.4.2 疲劳裂纹扩展性能 |
| 4.4.3 循环变形行为 |
| 4.4.4 疲劳寿命 |
| 4.4.5 微观组织演变 |
| 4.4.6 疲劳断口特征 |
| 4.5 磨损性能 |
| 4.5.1 耐磨性 |
| 4.5.2 磨损组织 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 18Mn3Si2CrMo钢 M_s温度以下等温相变组织与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理工艺 |
| 5.3 试验结果与分析 |
| 5.3.1 相变动力学 |
| 5.3.2 显微组织 |
| 5.3.3 常规力学性能 |
| 5.3.4 相含量与力学性能之间的关系 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 18Mn3Si2CrMoNi钢循环变形行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热处理工艺 |
| 6.3 试验结果与分析 |
| 6.3.1 显微组织及常规力学性能 |
| 6.3.2 循环变形行为 |
| 6.3.3 疲劳寿命 |
| 6.3.4 相组织含量与疲劳寿命之间的关系 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（10）正火冷却速度对2.25Cr-1Mo耐热钢组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 2.25 Cr-1Mo钢在核电领域的应用 |
| 1.2.1 核电站及其发展 |
| 1.2.2 2.25 Cr-1Mo钢在四代堆的应用 |
| 1.3 2.25 Cr-1Mo钢的组织性能及研究状况 |
| 1.3.1 2.25 Cr-1Mo钢的发展 |
| 1.3.2 2.25 Cr-1Mo钢的合金化原理与强韧化机制 |
| 1.4 高温持久性能与组织稳定性 |
| 1.4.1 持久强度试验 |
| 1.4.2 钢的组织稳定性与热强性间的关系 |
| 1.5 本文研究意义 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 热处理工艺 |
| 2.2.2 长时时效试验 |
| 2.2.3 持久性能试验 |
| 2.2.4 常规力学性能试验 |
| 2.2.5 显微组织观察 |
| 2.2.6 相分析试验 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 正火冷却速度对2.25Cr-1Mo钢组织和短时力学性能的影响 |
| 3.1 正火冷却速度对2.25Cr-1Mo钢组织的影响 |
| 3.2 正火冷却速度对2.25Cr-1Mo钢力学性能的影响 |
| 3.3 微观组织与断口分析 |
| 3.3.1 微观组织分析 |
| 3.3.2 断口分析 |
| 3.4 分析讨论 |
| 3.4.1 α-铁素体形核及生长机制 |
| 3.4.2 铁素体对力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 正火冷却速度对时效过程中组织与性能影响 |
| 4.1 530℃时效过程力学性能演变 |
| 4.1.1 拉伸性能 |
| 4.1.2 冲击性能 |
| 4.1.3 硬度 |
| 4.2 530℃时效过程中组织演变 |
| 4.2.1 析出相的定性分析 |
| 4.2.2 析出相的形貌表征 |
| 4.2.3 析出相的定量分析 |
| 4.2.4 组织演变 |
| 4.3 断口分析 |
| 4.3.1 高温拉伸断口 |
| 4.3.2 -20℃冲击断口 |
| 4.4 分析讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 正火冷却速度对持久性能的影响 |
| 5.1 持久强度 |
| 5.2 断后组织分析 |
| 5.2.1 夹持端 |
| 5.2.2 工作端 |
| 5.3 断口与裂纹源分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 :攻读硕士期间发表论文目录 |
四、铬镍奥氏体-铁素体双相合金的高温热强性能（论文参考文献）
- [1]微区腐蚀电化学高通量表征技术的开发与应用[D]. 赖召贵. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]高氮不锈钢固溶与时效处理对显微组织及力学性能的影响[D]. 周睿. 扬州大学, 2020(04)
- [3]张力补偿绳用双相不锈钢的制备及其加工工艺研究[D]. 李建强. 江苏科技大学, 2020(02)
- [4]2205双相不锈钢局部腐蚀与钝化性能研究[D]. 张建涛. 北京科技大学, 2020(06)
- [5]热处理工艺对2Cr13不锈钢组织影响及性能研究[D]. 李存利. 长安大学, 2019(07)
- [6]SAF2507双相不锈钢喷丸强化及其表征研究[D]. 陈明. 上海交通大学, 2019(06)
- [7]铁锰铬多主元合金中复杂相变及其对力学性能影响研究[D]. 曹伟涛. 中国科学技术大学, 2019(08)
- [8]高强韧马氏体不锈钢激光熔覆层的组织性能研究[D]. 李勇作. 南华大学, 2019(01)
- [9]低碳高硅马氏体高强钢组织与力学性能研究[D]. 夏书乐. 燕山大学, 2019(03)
- [10]正火冷却速度对2.25Cr-1Mo耐热钢组织和力学性能的影响[D]. 韩少强. 昆明理工大学, 2019(04)