一、低碳马氏体板条间的薄膜状残余奥氏体（论文文献综述）
夏书乐[1]（2019）在《低碳高硅马氏体高强钢组织与力学性能研究》文中研究表明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。
林云蕾[2]（2018）在《辙叉用高强高韧贝氏体钢研究》文中认为辙叉是铁路线路的关键构件之一,服役过程中受到巨大的交变冲击载荷和高应力的作用,不仅要求材料具有高强度高韧性,还要求材料耐磨损等,为铁路的安全、高效提供保障。空冷贝氏体钢具有高的强度（1200MPa以上）、良好的韧性（室温冲击韧性40J以上）,良好的焊接性等优点,因此被普遍认为是制造钢轨及辙叉的新一代结构材料。但是,随着我国铁路向重载化方向快速发展,对铁路用关键部件辙叉的强韧性、耐磨性和抗疲劳性提出了更高的要求,同时无缝线路的大力发展也要求钢轨和辙叉具有良好的焊接性。提高贝氏体钢轨性能的方法有合金化法和热处理方法,合金化法主要通过添加Mn、Cr、Mo、Ni等合金元素提高钢的强度和硬度,保证贝氏体钢具有良好的韧性,但加入合金元素过多易使贝氏体钢的组织产生偏析,对材料的力学性能和组织均匀性、稳定性不利。实际生产中,热处理方法主要通过等温处理和控制冷却实现贝氏体钢的组织控制。为了获得良好的贝氏体组织,必须尽量减少贝氏体钢中的合金元素含量,提高贝氏体组织的均匀性和稳定性。同时,结合热处理,调节贝氏体钢的性能和组织,使其达到良好的强韧性配合。本文设计了9种贝氏体钢,采用真空感应熔炼炉进行冶炼并锻造,评价了不同成分贝氏体钢的强度、硬度、室温冲击韧性,利用光学显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、X射线衍射仪等技术对各材料的显微组织进行了研究,并探讨了C、Cr、V、Ni、Al等元素对各材料组织和性能的影响。结果表明,贝氏体钢的组织主要为无碳化物贝氏体+M/A岛,薄膜状残余奥氏体分布在贝氏体铁素体板条间,也有少量分布在贝氏体铁素体板条内,与板条成20°40°夹角。随着C含量增加,M/A岛数量和残余奥氏体的含量增多,贝氏体钢的强度随之增加,塑韧性先增加后降低。随Cr含量增加,贝氏体钢的组织变细,贝氏体铁素体尺寸减小,板条间薄膜状残余奥氏体厚度变薄,贝氏体钢的强度随之增加,A和Z先增高后降低。添加V、Ni有利于提高钢的强度和硬度,改善钢的韧性。Al与Si有相似的作用,能够抑制贝氏体中的碳化物析出,使贝氏体钢形成无碳化物组织,但添加Al后贝氏体组织较粗,添加Al代替部分Si的贝氏体钢抗拉强度低于1250MPa,远低于其他贝氏体钢的抗拉强度（1400MPa以上）。通过合金元素优化,得到了强、韧、塑性配合较好的化成成分,其力学性能为:Rm=1467MPa,Rp0.2=850MPa,A=17.0%,Z=45.5%,KU2=52J,HRC=44.4。对试验贝氏体钢进行了热处理,热处理工艺为:900℃保温1.5h随炉冷却至室温+900℃保温1.0h空冷至室温+300℃保温34h空冷至室温。热处理使组织均得到了不同程度的细化,原贝氏体铁素体板条间的残余奥氏体厚度减小,贝氏体铁素体板条变得细长。XRD测试结果表明,经热处理后试验贝氏体钢的残余奥氏体含量均下降。力学性能测试结果表明,热处理对贝氏体钢的力学性能产生了不同的影响。在实验室试验的基础上,进行了辙叉贝氏体钢工业化试制,并对其连续冷却特性曲线进行测定,得到了特征点Ac1=730℃、Ac3=873℃、Ms=320℃。由连续冷却特性可知,在0.05℃/s1.0℃/s冷速范围内,该贝氏体钢可获得以贝氏体为主的组织,当冷速大于1.5℃/s时,获得的组织为低碳马氏体为主;随着冷速增大,低碳马氏体含量逐渐增多。对工业化试制的贝氏体钢进行热处理优化试验,由显微组织和力学性能分析结果发现,退火可使贝氏体钢的晶粒细化,有助于改善钢的塑韧性,而正火温度过高可使晶粒粗化,不利于钢的塑韧性。由此得到了优化后的热处理工艺。本文研究的贝氏体钢已用于制造镶嵌翼轨式合金钢组合辙叉,使用情况表明,上道半年至一年后,贝氏体钢辙叉的翼轨和叉心表面质量良好,磨耗较少,基本没有出现剥离掉块等伤损问题。
张君[3]（2015）在《低碳高强度Q&P钢的热处理工艺及变形机制研究》文中提出随着全球范围内的能源紧张和环境恶化,减重、节能、环保和提高安全性已成为现在汽车工业的主要发展趋势。汽车制造商对车用钢铁材料的性能、成本和轻量化也提出了更高的要求。美国科罗拉多矿业学院的Speer教授等人提出了一种制备超高性能汽车用钢的工艺——淬火配分（Quenching and Partitioning, Q&P）。该工艺最早以低合金钢为研究对象,通过热处理工艺的设计,使钢铁材料的最终室温组织为板条马氏体和富碳的残余奥氏体。利用残余奥氏体的相变诱发塑性效应,实现提高钢材强度的同时而不降低其塑性的目的。为了进一步研究合金成分和微观组织对Q&P钢性能的影响,本文设计了四种不同成分的低碳Si-Mn钢,通过单一或者复合添加Nb、Ni、Cr等元素来实现实验钢组织的细化和析出强化,进一步提高钢的强度。在Q&P工艺的基础之上,通过改变热处理工艺,得到不同组织配比、不同残余奥氏体含量的实验钢。通过对实验微观组织和力学性能的分析,揭示了实验钢成分和热处理工艺对Q&P钢组织演变的影响规律,同时研究了不同组织所带来的微观变形机制的不同。主要的研究内容和结果如下：（1）设计了四种不同Nb、Ni、Cr含量的低碳Si-Mn基Q&P钢。利用Speer教授等人提出的“约束碳准平衡”（CCE）模型,对室温下实验钢中的残余奥氏体含量进行理论预测,从而提出合理的Q&P工艺参数。实验结果表明,普通的低碳Si-Mn基Q&P钢呈现了高强度和良好塑性的结合,其抗拉强度均达到1000MPa以上,对应的延伸率和强塑积分别为15%和16GPa%。而经过Nb微合金化的低碳Si-Mn基Q&P钢,其抗拉强度超过1100MPa（最高可达1220MPa）,对应的延伸率和强塑积分别为18%和20GPa%,性能远远高于不含微合金元素的低碳Si-Mn基Q&P钢。但是在低碳Q&P钢中Nb的添加并不是越多越好,过多的Nb含量虽然能够提高实验钢的强度,但由于会降低钢中残余奥氏体含量而最终导致塑性和强塑积的下降。（2）Cr和Ni的添加能够显着提高低碳Q&P钢的抗拉强度（约为400～500MPa）,但会导致延伸率的小幅度减少（约为2-5%）。实验钢的显微组织观察表明,Cr和Ni的添加能够明显地细化实验钢组织,减小马氏体领域尺寸。TEM观察结果显示,Cr和Ni的添加导致钢中出现较多的马氏体孪晶和Cr的碳化物析出颗粒。由于固溶的Cr和Ni能够提高奥氏体的稳定性,而Cr的析出却降低奥氏体中的碳含量,因此,两种实验钢中的残余奥氏体含量变化不大。（3）系统的研究了配分后的冷却方式对实验钢组织性能的影响。实验证明,配分后空冷处理有利于无碳化物贝氏体的产生,使未转变的奥氏体的富碳程度提高,提高了室温下钢中的残余奥氏体含量。配分后水冷的实验钢组织为板条马氏体+残余奥氏体；而配分后空冷的实验钢组织为板条马氏体+残余奥氏体+无碳化物贝氏体。与水冷的实验钢相比,空冷的实验钢抗拉强度下降约为200MPa,而总延伸率的提高将近一倍,综合力学性能得到显着提高。由于钢中残余奥氏体含量的提高,空冷的实验钢表现出更优异的加工硬化能力。（4）对实验钢进行了不同退火温度的Q&P工艺处理,通过扫描电镜、电子探针以及拉伸性能测试,对不同退火温度下实验钢的组织和性能进行了系统的研究,并采用Hollomon公式对实验钢的加工硬化行为进行对比分析。实验结果显示,经两相区（部分奥氏体化）退火Q&P工艺处理后,实验钢的组织为铁素体、马氏体和残余奥氏体。且在两相区退火过程中,钢中的C和Mn元素向奥氏体的富集提高了奥氏体的稳定性,有利于提高室温下钢中残余奥氏体的含量。两相区退火虽然使实验钢的强度降低,但在很大程度上改善了低碳Q&P钢的塑性,其最高延伸率可达24%以上,强塑积远远超过完全奥氏体化退火的实验钢。（5）利用马氏体时效钢的循环相变理论,对实验钢进行预先的完全奥氏体化淬火处理,研制出具有高强度和高延伸率的Q&Q-P钢。研究结果显示,经Q&Q-P和两相区Q&P工艺处理后,实验钢的基体组织均为铁素体加板条马氏体。不同的是,Q&Q-P钢中的板条马氏体领域尺寸较两相区Q&P钢的有所减小,且铁素体不是呈块状,而是呈条状。经Q&Q-P处理的实验钢,其残余奥氏体含量较两相区Q&P处理的实验钢有显着的提高。且经Q&Q-P处理的实验钢的强度较两相区Q&P处理的也有所提高,最高强度可达1150MPa,且延伸率均在20%以上,其最高强塑积可达到30GPa%。在多种Q&P处理的微合金化低碳Si-Mn基Q&P钢中凸显出优异的综合性能。（6）采用XRD实验对不同应变条件下的低碳Si-Mn基Q&P钢进行了测定,并结合对变形过程中实验钢瞬时加工硬化指数的分析,证实了实验钢中残余奥氏体的TRIP效应。通过对不同热处理工艺下残余奥氏体的含量以及变形过程中残余奥氏体TRIP效应的研究发现,低碳Si-Mn基Q&P钢中残余奥氏体的含量取决于残余奥氏体的成分、尺寸和形貌。而在变形过程中残余奥氏体的TRIP效应除了取决于上述因素外,还取决于实验钢的基体组织。在以马氏体为基体组织的实验钢中,当应变较小时,钢中残余奥氏体就开始大量地向马氏体转变,导致实验钢的延伸率不高。而在以铁素体和马氏体混合组织为基体的实验钢中,由于铁素体在变形早期承受了大量变形,延缓了应力集中,推迟了实验钢中残余奥氏体的TRIP效应。因此,在应变较大时,仍有残余奥氏体发生马氏体相变,提高了实验钢的延伸率。
罗海文,沈国慧[4]（2020）在《超高强高韧化钢的研究进展和展望》文中研究表明超高强韧钢同时拥有超高强度和优良韧性,因而在国防和民用工程机械领域中广泛应用。本文首先综述了各类型传统超高强韧合金钢的典型钢种、成分、性能及应用和发展历程,并重点阐述了各典型钢种的组织和强韧化机理;然后介绍了近年所研发的具有代表性的新型超高强韧钢的成分、组织、强韧化机理及力学性能;接着梳理了我国近年来由于快速发展的经济需求和地理、资源等特点,出现了对现役超高强韧钢进行升级换代的迫切需求,包括新型轻质装甲防护钢、大型球磨机用钢、高山隧道挖掘的盾构机刃具用钢以及石油工程机械中的高压压裂泵用钢等;最后介绍了作者团队近期在超高强韧钢的一些最新研究成果,并据此提出超高强韧钢未来发展的思路。
吴世品[5]（2019）在《低相变点（LTT）金属粉芯焊丝熔敷金属的强韧化机理研究》文中进行了进一步梳理低相变点（Low Transformation Temperature,LTT）焊接材料在改善高强钢焊接接头的疲劳强度和残余应力调控方面效果显着。然而,LTT焊接材料的强度高,韧性较差,限制了其推广应用。本文针对LTT焊接材料强韧性不匹配的问题,研究了LTT熔敷金属的强韧化机理,在保证LTT焊丝改善焊接接头残余应力分布和疲劳强度显着提高的前提下,探索改善其强韧化匹配的有效方法。高密度的位错缠结和少量孪晶马氏体是传统全马氏体LTT熔敷金属脆化的主要原因。本文将LTT熔敷金属的显微组织设计成马氏体+残余奥氏体的双相组织,并优化了残余奥氏体的含量,利用残余奥氏体的变形协调作用和TRIP效应、以及残余奥氏体使裂纹转向或止裂和大角度的马氏体/残余奥氏体相界阻碍裂纹扩展等韧化作用,改善了LTT熔敷金属的韧性。根据双相LTT熔敷金属的组织特点,开发了焊后配分工艺（200/300°C）,利用碳配分使马氏体中的碳原子扩散至残余奥氏体。富碳的残余奥氏体,稳定性增加,抑制了残余奥氏体在低应力水平发生应力诱发马氏体相变,增强了残余奥氏体的变形协调作用,获得了持续的高应变硬化速率和TRIP效应,使屈服强度、塑性和韧性显着提高。疲劳试验结果表明,焊后配分工艺（200°C×1h）不会降低LTT焊接接头的残余压应力和疲劳寿命。为了满足超高强钢的应用需求,针对全马氏体LTT熔敷金属开发并优化了逆相变回火工艺,获得回火马氏体+逆变奥氏体+细小碳化物的混合组织。逆变奥氏体分布于马氏体板条和板条块之间,形成软/硬相结合的层级结构,使其具有良好的韧性。回火马氏体引起的软化和细小碳化物的强化共同作用使其保持高的强度。优化的短时保温逆相变回火虽然使LTT焊接接头的残余压应力和疲劳强度有所下降,但是,相对于普通焊丝的焊接接头,疲劳强度仍大幅提高（139%）。焊接时母材稀释作用导致LTT焊缝金属的Ms升高,相变膨胀量降低,削弱了LTT焊丝改善焊接接头寿命的效果。考虑母材稀释率的影响,提出了基于稀释率预测LTT焊接材料Ms点合理范围的方法,建立了LTT焊接材料Ms点与母材化学成分、稀释率的预测公式。疲劳试验结果表明,采用Ms点为97°C的双相LTT焊丝的焊接接头的疲劳强度最高,与预测结果相吻合。
修文翠[6]（2020）在《超级贝氏体转变机制与强韧性研究》文中提出超级贝氏体钢（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。
袁晓虹[7]（2015）在《高Cr-Co-Mo轴承钢强韧机制及抗疲劳特性的多尺度研究》文中研究指明为满足航空航天领域的特殊苛刻环境对轴承提出具备高强度、高硬度、耐腐蚀、韧性良好和优异高温性能的新要求,开发了满足更高指标的新型高Cr-Co-Mo系轴承钢。过去,对轴承钢强-韧性能关系和强韧化机理的研究大多围绕着相对简单的结构体系,其特征结构单一并且尺度单一。基于复杂“成分-结构”而设计开发的高Cr-Co-Mo系轴承钢具有多级的组织结构要素和多尺度、多相、以及多层次耦合等特点,使高Cr-Co-Mo系轴承钢在获得高强度的同时仍保持充足韧性,并兼备其他综合性能的改盖。本论文运用多尺度的研究方法,并结合轴承钢抗疲劳能力受多重因素影响的特点,通过系统地研究热处理后各相、各尺度的组织以及各类机制对高Cr-Co-Mo马氏体轴承钢强韧性和疲劳性能的影响,采用SEM、EBSD及TEM等观察手段,以定量表征的方式整合试验钢中精细组织结构的演化规律。以揭示由多相、多尺度控制的组织所对应的本征力学性能及强韧化机制,阐明复杂结构中调控强韧性能的组织控制单元,进而优化其综合性能。此外,根据项目指标要求设置强韧性能略有差异的对比试验组,从表面状态、应力及组织缺陷等方面揭示高Cr-Co-Mo轴承钢疲劳破坏的决定因素及工艺可控的相应临界指标范围。基于深入系统的理论分析研究与实际结果相结合,找出充分发挥试验钢应用潜能的组织调控方法,获得了具有一定创新性和工程应用价值的研究成果。研究得出了高Cr-Co-Mo低碳马氏体轴承钢在不同热处理工艺下的微观组织变化规律。-82℃冷处理2h使得马氏体晶格收缩导致间隙碳原子迁出并富集于M/A相界面附近,在随后的回火过程中扩散进入并稳定化残余奥氏体,最终少量残余奥氏体以薄膜状稳定存在于马氏体板条间。对碳化物进行统计分析发现,当固溶温度升高至1060℃时,少量存在于大角度晶界处的未溶M6C碳化物,其平均尺寸约0.3μm,能一定程度钉扎晶界以抑制高温阶段奥氏体的粗化。淬火态析出的M2C碳化物面积百分数<1%,尺寸集中分布于30-40nm之间；而冷处理后M2C碳化物的面积百分数增加至7%左右,尺寸集中分布于<20nm的区间；回火使M2C面积百分数进一步提高至7.33%,尺寸集中分布于20-30nm之间,尺寸过小（<10nm）的析出相略微长大以增加对位错阻碍的有效位置。在马氏体亚结构中,板条领域尺寸由原奥尺寸决定：马氏体板条束由大角晶界包围,束间取向差约600而体现孪晶关系；通过晶体学分析发现,板条领域内包含三种变体群、6种变体,变体之间有特定结合模式。定量分析发现,固溶温度对M2C纳米相的析出强化影响不显着,但对细晶强化影响较大；淬火态试样屈服强度受控于板条束宽度,控制板条束宽度在10μm以下并使M6C碳化物的体积分数低于0.5%,可获得较好的强塑性配合。在冷处理-回火产生二次硬化以前M2C对屈服强度的贡献仅7.6%；冷处理和回火阶段析出尺寸<40nm的M2C充分发挥了尺度效应,与位错产生交互作用,使屈服强度的增加超过800MPa,其强度贡献比例增至75%。经二次冷处理-回火循环后,试验钢最终屈服强度达到1532MPa,冲击吸收功保持在52J。与常规合金钢相比,晶粒尺寸的细化未能有效改善冲击韧性。根据Griffith脆断理论分析M6C碳化物对试验钢韧性的影响发现,大角晶界处的M6C降低韧性但不是决定因素,原因在于M6C的尺寸远低于导致脆性解离裂纹萌生的临界尺寸3μm。进而分析特征晶界的分布情况发现,低能重位点阵（CSL）晶界所占比例直接决定试验钢的韧性,∑3晶界是所有CSL晶界中最主要的晶界；并且所有低能晶界所占比例之和与板条束宽度存在线性的数学关系,马氏体板条束宽度的增加使束内的马氏体变体数量增加从而低能晶界比例随之提高。通过研究解理裂纹的扩展路径发现,裂纹的传播路径单元是板条领域（Packet）;定量统计表面,解理平台尺寸与板条领域尺寸数值相互吻合。因此,板条领域尺寸是试验钢的韧性控制单元。根据项目指标要求,试验测定高强-Q组和表面渗碳-ST组试样通过107次应力循环的极限疲劳强度均超过600MPa。观察疲劳断口发现,高韧-R组主要为表面缺陷导致疲劳断裂,ST组经表面渗碳处理既提高了加工表面的平整度,又提供了由外内的压应力以抑制裂纹的萌生和扩展,从而抗疲劳能力大幅提高。根据定量计算得出,试验钢加工精度的临界粗糙度指标为0.53μm。而ST组主要由非金属夹杂物导致疲劳断裂,其临界夹杂物尺寸为5.5μm。夹杂物所处位置和尺寸均影响疲劳寿命；并且疲劳强度还受制于夹杂物所处位置的基体硬度。夹杂物深度越深、尺寸越小且基体硬度值越高,抗疲劳能力可得到最优化。对于试验钢而言,控制距离试样自由表面100μm以内的夹杂物尺寸将有效提高试验钢的抗疲劳能力。此外,Q组由于较大的晶粒尺寸易发生表面驻留滑移现象,由基体表层挤出微米级台阶,最终使疲劳裂纹源于挤出台阶两侧的高应力集中区域。
谭小东[8]（2017）在《低合金淬火配分钢的组织性能调控及变形行为研究》文中提出为了达到降低汽车车身重量和保证安全性的双重目的,迫切需要开发兼具高强度和高塑性的汽车用先进高强钢。在此背景下,Speer及其合作者提出了一种新型的淬火配分（Q&P）工艺,由此产生了一种具有马氏体和残余奥氏体混合组织的低成本高性能汽车用钢,即Q&P钢。近年来,针对Q&P钢的研究层出不穷,但研究重点主要集中在理论模型优化、工艺改进和组织性能特点等方面,对于Q&P钢的塑性变形机制、TRIP效应有效性以及软硬相间应变配分行为等方面的研究还相对匮乏。本文系统研究了不同组织类型Q&P钢的工艺-组织-性能关系,重点阐述了工艺过程对奥氏体稳定化、残余奥氏体状态及TRIP效应的影响,并对含铁素体型热轧直接淬火配分（HDQ&P）钢中的元素配分行为和应变配分行为进行了定量分析。本文的主要内容和研究结果如下:（1）系统研究了超高强度冷轧一步Q&P钢的组织性能关系。将配分时间不同的冷轧一步Q&P工艺应用到低碳硅锰系合金钢上,详细分析了实验钢的微观组织和力学性能随配分时间延长的演变规律,重点讨论了马氏体回火行为和TRIP效应对实验钢的屈服和加工硬化行为的影响,总结了 Q&P钢的加工硬化率的主要受控因素。研究结果表明,随着配分时间的延长实验钢中马氏体板条逐渐宽化,马氏体位错密度逐渐降低,实验钢的抗拉强度不断下降。配分时间超过100 s后,马氏体板条内部大量碳化物的形成提高了实验钢的屈服强度,同时导致了奥氏体的分解。实验钢的加工硬化行为在变形初期主要取决于马氏体中高密度位错的相互作用,变形后期主要受控于TRIP效应。（2）将碳配分理论与热轧相结合提出了一种新型HDQ&P工艺,对比研究了动态配分钢和等温配分钢的组织性能差异,重点分析了配分工艺路径对马氏体亚结构状态、残余奥氏体稳定性及TRIP效应有效性的影响,讨论了动态配分工艺下残余奥氏体的稳定化机制。研究结果表明,动态配分钢比等温配分钢具有更细的马氏体板条、更高的马氏体位错密度和更细小的碳化物,因此动态配分钢具有更高的抗拉强度。动态配分工艺所导致的残余奥氏体碳分布不均匀的状态促进了 TRIP效应的发生。动态配分工艺下残余奥氏体的稳定化主要归因于马氏体/奥氏体相界面附近奥氏体侧30～80 nm厚的区域内的高效碳配分和连续冷却工艺对马氏体内部碳化物长大的有效抑制。（3）系统研究了含铁素体型HDQ&P钢的微观组织和力学性能,并就残余奥氏体状态、TRIP效应以及加工硬化行为等方面与成分相同且铁素体含量相近的热轧TRIP钢进行了对比分析。研究结果表明,适量（30vol%左右）铁素体的引入可以使Q&P钢的屈强比降低至TRIP钢的级别,同时保持其抗拉强度和延伸率接近于传统超高强Q&P钢。铁素体的引入可以促进块状残余奥氏体的形成。与Q&P钢相比,TRIP钢中的残余奥氏体具有更大的尺寸、更明显的块状形态特征、更低的碳含量以及强度更低的周围组织,因此其稳定性更低,更容易发生TRIP效应。强度更低的基体组织和更有效的TRIP效应是TRIP钢具有比Q&P钢更优异的均匀延伸性的主要原因。（4）系统研究了临界区轧制变形对低碳锰铝系HDQ&P钢的相组成、奥氏体稳定化、TRIP效应以及力学性能的影响,重点分析了贝氏体的引入对含铁素体型Q&P钢的软硬相协调变形能力和TRIP效应有效性的影响。研究结果表明,当临界区轧制终轧温度在800 ℃以上时,临界区变形对铁素体的生成和变形铁素体的再结晶无明显的促进作用。临界区变形铁素体和奥氏体中形变亚结构的扩散通道效应和贝氏体相变的半扩散性共同促进了奥氏体与其周围组织之间的碳配分行为,因此提高了实验钢中残余奥氏体的含量。当临界区轧制终轧温度降至800 ℃以下时,临界区变形可明显促进铁素体的生成和变形铁素体的再结晶。铁素体的大量引入在减少奥氏体含量的同时促使更多奥氏体富碳后转变成马氏体,进而降低了最终组织中的残余奥氏体含量。在Q&P钢中引入适量的贝氏体可明显改善相间变形协调性,增强TRIP效应,进而提高实验钢的塑性。（5）分别利用原子探针层析（APT）技术和数字图像相关（DIC）技术对含铁素体型Q&P钢中各相之间的元素配分行为和应变配分行为进行了定量化研究,重点分析了不同类型残余奥氏体随应变增加的相变顺序、残余奥氏体碳分布的不均匀性以及马氏体形态对应变配分和TRIP效应的影响。研究结果表明,实验钢在拉伸变形过程中始终存在应变分布不均匀的状态,均匀延伸阶段的应变量均在15%以下,试样断裂失效时颈缩部位中心的应变量高达67%。分布在铁素体/马氏体界面附近的尺寸相对较大的残余奥氏体在应变量低于10%的条件下即相变成马氏体,而分布在马氏体区域内部的尺寸相对较小的残余奥氏体在局部应变量高达36%时仍未发生相变。马氏体/奥氏体相界面两侧均存在明显的碳浓度梯度。小尺寸薄膜状残余奥氏体具有比大尺寸块状残余奥氏体更高的碳含量。促进马氏体区域形态的多边化可以有效提高马氏体区域的应变程度,有利于改善分布在马氏体区域内部的残余奥氏体的TRIP效应。
朱旭[9]（2016）在《基于TRIP效应的第3代先进高强汽车用钢氢脆机制的研究》文中进行了进一步梳理开发和应用具有高强塑积（≥30 GPa·%）的第3代先进高强汽车用钢是同时实现汽车轻量化和提高安全性,保证成型性并兼顾生产成本的必由之路。高强塑积钢的组织调控思路是采用合理的合金化设计,借助合适的热处理工艺,获得具有高强特点的硬基体组织和较高含量的亚稳奥氏体。为获得较高含量亚稳奥氏体,基于奥氏体的正相变和逆相变两种思路,应运而生了Q&P钢和中锰TRIP钢。然而更高强度级别的高强钢在加工成型和服役过程中所暴露的氢脆问题,极大制约了第3代先进高强汽车用钢的产业化进程,分析氢脆机制并设法降低氢脆敏感性迫在眉睫。本文以Q&P钢和中锰TRIP钢为研究对象,研究了其氢脆行为,揭示了复相组织中的氢致裂纹形核与扩展规律,重点探讨了残余奥氏体稳定性和形貌以及过渡型ε碳化物对Q&P钢氢脆敏感性的影响,着重分析了氢对中锰TRIP钢加工硬化的影响,揭示了其加工硬化的起源,得到的主要结论归纳如下:1.与具有相同化学成分的TRIP780钢相比,Q&P980钢的屈服强度和抗拉强度分别提高了约280MPa和200MPa,但是Q&P钢的氢脆敏感性远远高于TRIP钢。氢的存在会导致Q&P钢的抗拉强度、均匀延伸率和总延伸率发生急剧恶化,但是不影响屈服强度和加工硬化速率。随着氢含量的增加,宏观断口由明显的颈缩断口逐渐转变为相对平整的“脆性”断口,微观断口由完全的韧窝形貌逐渐转变为部分韧窝+氢致“脆性”断口（准解理、沿晶解理和裂纹）的混合断口形貌。2.TRIP效应会加剧氢脆敏感性。伴随相变过程所产生的局部残余应力、局部过饱和氢浓度和局部过高的氢扩散系数极易导致马氏体/奥氏体界面产生氢偏聚,诱发氢致裂纹的形核与扩展,因而提高残余奥氏体的稳定性能够降低Q&P钢的氢脆敏感性。在此基础上提出在相同稳定性下,薄膜状残余奥氏体的氢脆敏感性低于块状残余奥氏体,这主要是由于:Ⅰ.板条马氏体的应变屏蔽作用使得薄膜残奥发生转变所需的形变量远远高于块状残奥发生转变所需的形变量;Ⅱ.高碳的块状残奥转变生成脆性的孪晶马氏体而低碳的薄膜状残奥形成的是韧性较好的板条马氏体;Ⅲ.板条马氏体能有效地隔离可能形成的微孔洞,防止微孔合并而形成微裂纹;IV.此外独立存在的微孔洞也可以作为有效的氢陷阱位置。3.Q-P-T热处理工艺能够在提高Q&P钢强度级别的同时显着降低其氢脆敏感性,尤其在低的氢含量下,氢脆敏感性因子由42.7%降低至0.6%。显微组织分析结果表明,低温回火过程中,仅在板条马氏体基体析出短针状的过渡型ε碳化物,残余奥氏体含量以及马氏体的位错密度几乎未发生变化,因而Q-P-T钢氢脆敏感性改善的原因与ε碳化物析出直接相关。ε碳化物是有效的氢陷阱,其改善氢脆敏感性的机制体现在两个方面:一方面通过钉扎部分可扩散的氢,降低组织中可扩散氢的含量;另一方面通过降低氢的有效扩散系数,阻碍可扩散氢扩散至裂纹尖端静水压力集中的区域,缓解局部氢的偏聚,降低氢致裂纹形核几率和裂纹扩展速率。4.中锰TRIP钢的氢脆敏感性高于复相Q&P钢,极其微量的氢会导致抗拉强度和延伸率急剧恶化。原位电化学充氢+慢速率拉伸试验结果发现,当Lüders带在扩展过程中遇到氢原子时,便会诱发氢致裂纹的形核与扩展。而且充氢电流密度（氢含量）对氢致裂纹的形核位置影响不大,这说明局部应力强度是影响该阶段氢致裂纹形核的关键因素。5.在合适的应变速率(6.6×10-4 s-1)和氢浓度（2.7 ppmw）下,氢不但会恶化中锰TRIP钢的延伸率和抗拉强度,而且还会显着降低其加工硬化速率;基于XRD和磁性法的实验结果,并结合BMT模型的理论计算结果发现,氢对奥氏体转变动力学几乎没有影响,未充氢样品和充氢样品在变形过程中发生马氏体相变的程度是一致的。这就说明仅仅考虑TRIP效应并不能解释中锰TRIP钢加工硬化的起源。6.结合EBSD和TEM实验结果,我们认为中锰TRIP钢的加工硬化能力起源于铁素体和奥氏体之间的协同变形过程。在合适的晶粒尺寸或者氢浓度下,只有当奥氏体在变形过程中发生了TRIP效应,并且能够促进邻近的铁素体晶粒内部形成位错缠结,才会呈现加工硬化现象。TRIP效应对加工硬化的贡献体现在两个方面:一方面,相变后形成的硬相马氏体强化了奥氏体;另一方面,相变过程的体积膨胀效应促进了邻近铁素体的变形,推进了其位错缠结过程而强化铁素体晶粒。因而在进一步开发具有超高强塑积的中锰TRIP钢时,研究思路不应当仅仅局限在奥氏体稳定性,而忽视铁素体晶粒的加工硬化能力对整体力学性能的贡献。7.考虑到中锰TRIP钢的变形机制比较复杂,涉及Lüders带变形和马氏体相变过程两个阶段。同时受晶粒尺寸和TRIP效应的影响,每个阶段可能对应不同的氢脆机制:I.Lüders带变形阶段:氢致裂纹的形核与Lüders带的形成与扩展有关;II.马氏体相变阶段:在一定的应变速率和氢浓度下,当氢显着降低加工硬化速率时,氢致裂纹在铁素体/奥氏体界面处形核。
彭云,宋亮,赵琳,马成勇,赵海燕,田志凌[10]（2020）在《先进钢铁材料焊接性研究进展》文中进行了进一步梳理进入21世纪以来,随着各工程领域对高性能钢铁材料需求的多样性和要求的提高,新一代先进钢铁材料研发随之展开。其相应的焊接材料和焊接技术成为材料应用的关键。本文重点介绍了超细晶粒钢、低碳贝氏体钢、高氮奥氏体不锈钢、高强汽车钢等先进钢铁材料的焊接工艺与接头组织性能的研究现状与进展。就焊接接头的微观组织演化、焊接接头性能、夹杂物和马氏体-奥氏体（M-A）组元的形成与影响、合金元素和热输入对焊缝组织性能的影响等进行了详细评述。研究表明,焊接热影响区是影响焊接接头性能的主要区域,同时要采用适当的焊材及工艺才能获得性能匹配的焊缝。并对焊接接头的强韧化机理、疲劳裂纹扩展机理、焊接热过程对钢材组织和性能的影响等方面的研究进行了评述。最后,对焊接材料和工艺的未来研究方向进行了展望。
二、低碳马氏体板条间的薄膜状残余奥氏体（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、低碳马氏体板条间的薄膜状残余奥氏体（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）辙叉用高强高韧贝氏体钢研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外辙叉用钢的研究概况 |
| 1.3 贝氏体钢的研究概况 |
| 1.4 本论文的研究内容与意义 |
| 2 本文采用的主要试验方法 |
| 2.1 试验钢的冶炼及锻造 |
| 2.2 微观组织观察 |
| 2.3 材料性能表征 |
| 3 辙叉用贝氏体钢化学成分优化研究 |
| 3.1 成分设计思路及方案 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 合金元素对贝氏体钢显微组织的影响 |
| 3.4 合金元素对贝氏体钢性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 热处理对贝氏体钢组织和性能的影响 |
| 4.1 热处理方案设计 |
| 4.2 试验材料及方法 |
| 4.3 退火+正火+回火对贝氏体钢组织的影响 |
| 4.4 退火+正火+回火对贝氏体钢性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 辙叉用贝氏体钢的工业化试制 |
| 5.1 试验材料及方法 |
| 5.2 贝氏体钢的连续冷却特性 |
| 5.3 贝氏体钢的热处理优化试验 |
| 5.4 贝氏体钢的工业应用 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 论文的主要结论 |
| 6.2 论文的主要创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及科研成果清单表格 |
| 学位论文数据集 |
（3）低碳高强度Q&P钢的热处理工艺及变形机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 先进高强度钢的发展历史和现状 |
| 1.2.1 双相钢 |
| 1.2.2 马氏体钢 |
| 1.2.3 相变诱导塑性钢 |
| 1.2.4 孪生诱导塑性钢 |
| 1.2.5 超级贝氏体钢 |
| 1.2.6 中锰钢 |
| 1.3 Q&P钢的工艺、组织设计和性能 |
| 1.3.1 Q&P工艺概况 |
| 1.3.2 Q&P工艺的热力学和动力学模型 |
| 1.3.3 Q&P钢中合金元素的作用 |
| 1.3.4 Q&P钢的微观组织和力学性能 |
| 1.4 先进高强度钢的强化和增塑机制 |
| 1.4.1 钢中的主要强化机制 |
| 1.4.2 钢中的主要增塑机制 |
| 1.5 先进高强度钢的设计和性能预测 |
| 1.5.1 未来先进高强度钢的设计思想 |
| 1.5.2 未来先进高强度钢的性能预测 |
| 1.6 本文的研究目的、意义及研究内容 |
| 本章参考文献 |
| 第二章 实验材料制备及组织性能表征方法 |
| 2.1 Q&P钢的成分设计 |
| 2.2 试样的制备 |
| 2.3 热膨胀法测定临界相变温度 |
| 2.4 热处理工艺制度 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.6 显微组织的分析和表征 |
| 2.6.1 金相(OM)组织分析 |
| 2.6.2 扫描(SEM)组织分析 |
| 2.6.3 电子探针(EMPA)分析 |
| 2.6.4 透射(TEM)观察及衍射花样标定 |
| 2.6.5 残余奥氏体的X射线衍射(XRD)测定 |
| 本章参考文献 |
| 第三章 低碳Q&P钢的微观组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 低碳Q&P钢的热处理工艺设计 |
| 3.2.1 实验钢的临界温度测定 |
| 3.2.2 残余奥氏体含量的理论预测 |
| 3.2.3 Q&P热处理工艺参数的设计 |
| 3.3 Nb含量对低碳Q&P钢的组织性能的影响 |
| 3.3.1 力学性能测试 |
| 3.3.2 残余奥氏体含量的测定 |
| 3.3.3 显微组织观察 |
| 3.4 Cr和Ni的添加对低碳Q&P钢组织性能的影响 |
| 3.4.1 力学性能测试 |
| 3.4.2 残余奥氏体含量的测定 |
| 3.4.3 显微组织观察 |
| 3.5 分析与讨论 |
| 3.5.1 Nb的作用 |
| 3.5.2 Cr和Ni的作用 |
| 3.7 本章小结 |
| 本章参考文献 |
| 第四章 冷却方式对Q&P钢组织性能及变形机制的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理工艺设计 |
| 4.2.1 空冷工艺设计依据 |
| 4.2.2 热处理工艺参数的选择 |
| 4.3 冷却方式对低碳Q&P钢组织性能的影响 |
| 4.3.1 力学性能测试 |
| 4.3.2 残余奥氏体含量的测定 |
| 4.3.3 显微组织观察 |
| 4.4 低碳Q&P钢的加工硬化特性 |
| 4.4.1 低碳Q&P钢的加工硬化行为 |
| 4.4.2 两种冷却处理后Q&P钢的加工硬化行为比较 |
| 4.5 Q&P钢中残余奥氏体的TRIP效应 |
| 4.5.1 残余奥氏体TRIP效应的验证 |
| 4.5.2 基体组织对残余奥氏体TRIP效应的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 本章参考文献 |
| 第五章 两相区退火对低碳Q&P钢加工硬化行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 两相区退火工艺的设计 |
| 5.2.1 两相区退火的作用 |
| 5.2.2 实验材料及热处理工艺 |
| 5.3 两相区退火对Q&P钢组织性能的影响 |
| 5.3.1 力学性能测试 |
| 5.3.2 残余奥氏体含量的测定 |
| 5.3.3 显微组织观察 |
| 5.4 两相区退火对残余奥氏体的影响 |
| 5.4.1 不同退火工艺下C和Mn元素的配分 |
| 5.4.2 不同退火工艺下残余奥氏体的形貌 |
| 5.5 两相区退火对低碳Q&P钢加工硬化行为的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 本章参考文献 |
| 第六章 高强塑积Q&Q-P钢的设计及组织性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 高强塑积Q&Q-P钢工艺的设计 |
| 6.2.1 Q&Q-P工艺的设计思路 |
| 6.2.2 实验材料及热处理工艺 |
| 6.3 预淬火工艺对两相区Q&P钢组织性能的影响 |
| 6.3.1 力学性能测试 |
| 6.3.2 残余奥氏体含量的测定 |
| 6.3.3 显微组织观察 |
| 6.4 预淬火工艺对实验钢加工硬化行为的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 本章参考文献 |
| 第七章 结论 |
| 攻读博士期间公开发表的学术论文 |
| 攻读博士期间申请的发明专利 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（4）超高强高韧化钢的研究进展和展望（论文提纲范文）
| 1 传统超高强度高韧性合金钢分类及应用 |
| 1.1 低合金超高强韧钢 |
| 1.2 中、高合金二次硬化超高强韧钢 |
| 1.3 马氏体时效超高强韧钢 |
| 1.4 沉淀硬化超高强度不锈钢 |
| 1.5 传统超高强高韧钢存在的问题 |
| 2 新型超高强度高韧性合金钢的发展 |
| 2.1 新型马氏体时效超高强韧钢 |
| 2.2 超高强高韧纳米贝氏体钢 |
| 2.3 高位错密度诱导大塑性变形-配分钢 |
| 2.4 复合析出纳米相超高强韧钢 |
| 2.5 多相复合显微组织超高强韧钢 |
| 2.6 新型超高强韧钢的缺点 |
| 3 中国国民经济发展对新型超高强度高韧钢的需求 |
| 3.1 轻质超高强装甲钢 |
| 3.2 大型半自磨机用超高强韧耐磨钢 |
| 3.3 盾构机刃具用超高强韧钢 |
| 3.4 压裂技术采油工艺中压裂泵液力端用超高强韧钢 |
| 3.5 潜在的解决方案 |
| 4总结与展望 |
（5）低相变点（LTT）金属粉芯焊丝熔敷金属的强韧化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 低相变点(LTT)焊接材料的相变膨胀原理 |
| 1.3 LTT焊接材料的研究进展 |
| 1.3.1 LTT焊接材料对残余应力的影响 |
| 1.3.2 LTT焊接材料对疲劳性能的影响 |
| 1.3.3 LTT焊接材料对焊接变形及冷裂倾向的影响 |
| 1.3.4 LTT焊接材料的强韧化研究进展 |
| 1.4 马氏体基金属材料的强韧化 |
| 1.4.1 马氏体基金属材料的强化机制 |
| 1.4.2 残余/逆变奥氏体的韧化作用 |
| 1.4.3 基于残余奥氏体的强韧化工艺 |
| 1.4.4 逆变奥氏体及逆相变回火工艺 |
| 1.5 本课题的主要研究内容 |
| 第二章 LTT熔敷金属的合金系设计、组织及性能 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 熔敷金属合金系的设计 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 焊丝制备 |
| 2.3.2 焊接工艺 |
| 2.3.3 显微组织观察 |
| 2.3.4 力学性能测试 |
| 2.3.5 热膨胀曲线测试 |
| 2.3.6 残余应力测试 |
| 2.4 合金元素配比对显微组织的影响 |
| 2.4.1 显微组织 |
| 2.4.2 残余奥氏体含量 |
| 2.5 合金元素配比对力学性能的影响 |
| 2.5.1 拉伸性能 |
| 2.5.2 冲击韧性 |
| 2.5.3 维氏硬度 |
| 2.6 合金元素配比对相变膨胀行为的影响 |
| 2.6.1 马氏体相变温度 |
| 2.6.2 马氏体相变膨胀量 |
| 2.7 合金元素配比对残余应力的影响 |
| 2.8 本章小结 |
| 第三章 马氏体/残余奥氏体双相LTT熔敷金属的韧化机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 热膨胀曲线分析 |
| 3.4 双相LTT熔敷金属组织演变规律 |
| 3.4.1 显微组织形貌、分布及含量 |
| 3.4.2 晶体取向及晶界角度 |
| 3.4.3 马氏体相变热力学及动力学 |
| 3.5 双相LTT熔敷金属的力学性能 |
| 3.5.1 Ni含量对力学性能的影响 |
| 3.5.2 冲击断口形貌分析 |
| 3.6 双相LTT熔敷金属的韧化机理 |
| 3.6.1 全马氏体LTT熔敷金属脆化原因 |
| 3.6.2 位错密度和晶粒尺寸的影响 |
| 3.6.3 残余奥氏体的变形协调作用和TRIP效应 |
| 3.6.4 残余奥氏体对裂纹扩展的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 焊后配分工艺对双相LTT熔敷金属强韧化的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 焊后配分(W&P)工艺设计原则 |
| 4.3 低温回火配分工艺对组织和性能的影响 |
| 4.3.1 低温回火配分工艺 |
| 4.3.2 显微组织演变 |
| 4.3.3 力学性能分析 |
| 4.3.4 低温回火马氏体对力学性能的影响 |
| 4.4 基于消氢处理的配分工艺对组织和性能的影响 |
| 4.4.1 基于消氢处理的配分工艺 |
| 4.4.2 显微组织演变 |
| 4.4.3 力学性能分析 |
| 4.5 焊后配分工艺对强韧化的影响 |
| 4.5.1 碳配分机制 |
| 4.5.2 碳配分的强化作用 |
| 4.5.3 碳配分的增塑作用 |
| 4.5.4 碳配分的韧化作用 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 逆相变回火对全马氏体LTT熔敷金属组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 逆相变回火对显微组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 逆相变回火工艺 |
| 5.2.2 保温时间对显微组织的影响 |
| 5.2.3 保温时间对力学性能的影响 |
| 5.2.4 保温时间对Ni元素扩散的影响 |
| 5.3 短时保温逆相变回火对显微组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 短时保温逆相变回火工艺设计 |
| 5.3.2 短时保温逆相变回火对显微组织的影响 |
| 5.3.3 短时保温逆相变回火对力学性能的影响 |
| 5.4 逆变奥氏体对全马氏体LTT熔敷金属强韧化的影响 |
| 5.4.1 逆变奥氏体的形核长大机制 |
| 5.4.2 逆变奥氏体的韧化作用 |
| 5.4.3 位错密度的影响 |
| 5.4.4 析出相的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 新型LTT焊丝焊接接头的疲劳性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验方法 |
| 6.2.1 试验材料与试样焊接 |
| 6.2.2 疲劳试验与残余应力测试 |
| 6.3 LTT焊接接头的疲劳性能及残余应力 |
| 6.3.1 疲劳试验结果 |
| 6.3.2 断裂位置及断口形貌 |
| 6.3.3 残余应力分布 |
| 6.3.4 稀释率的影响 |
| 6.3.5 基于稀释率的LTT焊接材料设计方法 |
| 6.4 焊后配分工艺对双相LTT焊接接头疲劳性能的影响 |
| 6.4.1 焊后配分工艺对疲劳性能的影响 |
| 6.4.2 焊后配分工艺对残余应力的影响 |
| 6.5 短时保温逆相变回火对全马氏体LTT焊接接头疲劳性能的影响 |
| 6.5.1 短时保温逆相变回火对疲劳性能的影响 |
| 6.5.2 短时保温逆相变回火对残余应力的影响 |
| 6.6 LTT焊丝及配套工艺的应用 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（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）高Cr-Co-Mo轴承钢强韧机制及抗疲劳特性的多尺度研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 高合金轴承钢的发展历程 |
| 1.2 高Cr-Co-Mo轴承钢中合金元素的作用 |
| 1.3 高Cr-Co-Mo系马氏体不锈轴承钢的强韧机制 |
| 1.3.1 强化机制 |
| 1.3.2 韧化机制 |
| 1.4 轴承钢的疲劳性能 |
| 1.5 晶界特性的研究 |
| 1.6 多尺度研究方法 |
| 1.7 本论文的研究目的及内容 |
| 第二章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料及相关制备工艺 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试样制备 |
| 2.2 测试方法及检测手段 |
| 2.2.1 材料性能测试及试验仪器 |
| 2.2.2 组织观察及试验仪器 |
| 2.2.3 其他微观检测及鉴定 |
| 2.2.4 马氏体亚结构的定量表征方法 |
| 2.2.5 韧-脆转变温度的测定方法 |
| 2.3 试验方案及技术路线 |
| 第三章 高Cr-Co-Mo轴承钢的微观组织演变与表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 冷处理和残余奥氏体的稳定 |
| 3.3 碳化物的演变规律 |
| 3.3.1 碳化物的种类 |
| 3.3.2 固溶温度对的碳化物回溶及析出的影响 |
| 3.3.3 冷处理和回火对M2C的碳化物析出规律的影响 |
| 3.4 马氏体亚结构的变化规律 |
| 3.4.1 板条马氏体的微观组织形貌演变 |
| 3.4.2 板条马氏体的晶体学取向及其结构表征 |
| 3.4.3 板条马氏体亚结构之间的定量关系 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 多尺度组织结构的复合强化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 残余奥氏体对强度的影响 |
| 4.2.1 力学性能与残余奥氏含量的关系 |
| 4.2.2 残余奥氏体形貌及分布对力学性能的影响 |
| 4.3 位错密度对强度的影响 |
| 4.4 碳化物析出对强度的贡献 |
| 4.4.1 固溶温度对析出强化的影响 |
| 4.4.2 热处理制度对析出强化的影响 |
| 4.5 马氏体亚结构的强度控制单元 |
| 4.5.1 微观亚结构尺寸对强度的影响 |
| 4.5.2 微观亚结构的强度控制单元 |
| 4.6 多尺度复合强化机制对强度的贡献 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 多尺度组织结构的综合韧化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 冲击韧性及其影响因素 |
| 5.2.1 残余奥氏体与冲击韧性 |
| 5.2.2 晶粒尺寸与冲击性能 |
| 5.2.3 晶界碳化物与冲击性能 |
| 5.3 韧-脆转变行为与断口观察 |
| 5.3.1 断口形貌 |
| 5.3.2 韧-脆转变行为 |
| 5.3.3 晶界特征对韧性的影响 |
| 5.4 马氏体亚结构的韧性控制单元 |
| 5.5 解理裂纹转播路径 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 抗疲劳特性与疲劳断裂过程的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 高Cr-Co-Mo轴承钢的旋弯疲劳性能 |
| 6.2.1 旋转弯曲疲劳极限 |
| 6.2.2 表面粗糙度对疲劳性能的影响 |
| 6.2.3 宏观疲劳断口特征 |
| 6.3 疲劳裂纹的起源 |
| 6.3.1 表面缺陷 |
| 6.3.2 非金属夹杂物 |
| 6.3.3 表面驻留滑移现象与基体缺陷 |
| 6.4 疲劳裂纹的扩展与断裂 |
| 6.5 抗疲劳机理分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 全文结论及论文创新点 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 附录A 攻读博士学位期间发表论文目录 |
| 附录B |
（8）低合金淬火配分钢的组织性能调控及变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 汽车用高强钢的发展概况 |
| 1.2.1 汽车用高强钢的分类及研究现状 |
| 1.2.2 第三代先进高强钢的设计思想 |
| 1.3 Q&P工艺理论概述 |
| 1.3.1 Q&P工艺的基本概念 |
| 1.3.2 Q&P工艺的理论基础 |
| 1.4 Q&P钢的研究热点及进展 |
| 1.4.1 碳配分理论模型的改进 |
| 1.4.2 Q&P工艺的改进 |
| 1.4.3 Q&P钢的化学成分及组织性能特点 |
| 1.4.4 残余奥氏体稳定性研究 |
| 1.5 Q&P钢研究中存在的主要问题 |
| 1.5.1 高效碳配分及TRIP效应最优化 |
| 1.5.2 元素配分行为的定量化分析 |
| 1.5.3 软硬相间协调变形行为优化 |
| 1.6 原子探针层析(APT)技术与元素配分行为 |
| 1.7 数字图像相关(DIC)技术与应变配分行为 |
| 1.8 本文的研究背景、目的及内容 |
| 1.8.1 本文的研究背景 |
| 1.8.2 本文的研究目的 |
| 1.8.3 本文的研究内容 |
| 第2章 冷轧淬火配分钢的组织性能关系研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验方案及测试方法 |
| 2.3 实验结果分析与讨论 |
| 2.3.1 力学性能分析 |
| 2.3.2 XRD测试及分析 |
| 2.3.3 SEM分析 |
| 2.3.4 EBSD分析 |
| 2.3.5 TEM分析 |
| 2.3.6 组织性能关系分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 超高强度热轧直接淬火配分钢的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验方案与测试方法 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 微观组织表征 |
| 3.3.2 残余奥氏体稳定性分析 |
| 3.3.3 力学性能分析 |
| 3.4 动态配分钢的奥氏体稳定化机制 |
| 3.4.1 实验材料及方案 |
| 3.4.2 微观组织演变规律分析 |
| 3.4.3 动态配分钢的力学性能特点 |
| 3.4.4 碳配分行为及马氏体回火行为分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 含铁素体型热轧直接淬火配分钢的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验方案与测试方法 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 微观组织表征 |
| 4.3.2 力学性能分析 |
| 4.3.3 铁素体对奥氏体稳定化及残奥稳定性的影响 |
| 4.3.4 含铁素体型Q&P钢的加工硬化及断裂行为分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 临界区热轧直接淬火配分钢的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 实验方案与测试方法 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 微观组织表征 |
| 5.3.2 力学性能分析 |
| 5.3.3 相变特点与微观组织演变规律 |
| 5.3.4 临界区变形对奥氏体稳定化及TRIP效应的影响 |
| 5.3.5 塑性变形及加工硬化行为 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 淬火配分钢中的碳配分及应变配分研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料与方法 |
| 6.3 实验结果与讨论 |
| 6.3.1 微观组织表征 |
| 6.3.2 宏观拉伸DIC分析 |
| 6.3.3 不同变形程度下的微观组织演变分析 |
| 6.3.4 原子尺度元素配分行为分析 |
| 6.3.5 半原位拉伸微观DIC及EBSD分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）基于TRIP效应的第3代先进高强汽车用钢氢脆机制的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 基于TRIP效应的第3代先进高强汽车用钢 |
| 1.2.1 Q&P钢 |
| 1.2.2 中锰TRIP钢 |
| 1.3 钢中氢行为 |
| 1.3.1 氢的来源 |
| 1.3.2 氢的溶解与扩散 |
| 1.3.3 氢陷阱 |
| 1.3.4 氢脆机理 |
| 1.4 先进高强钢氢脆问题研究现状 |
| 1.4.1 试验条件对氢脆敏感性的影响——外在因素 |
| 1.4.2 强度与组织对氢脆敏感性的影响——内在因素 |
| 1.5 本文的研究内容和意义 |
| 1.5.1 现阶段研究存在问题 |
| 1.5.2 本文的研究内容和意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 显微组织分析 |
| 2.2.2 残余奥氏体定量标定 |
| 2.2.3 氢脆敏感性评价 |
| 2.2.4 氢陷阱表征 |
| 参考文献 |
| 第三章 复相Q&P钢的氢脆行为与机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方案设计 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 显微组织特征 |
| 3.3.2 氢致延迟断裂 |
| 3.3.3 氢在复相组织中的分布 |
| 3.3.4 氢致裂纹形核与扩展 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 TRIP效应与氢脆敏感性 |
| 3.4.2 残余奥氏体形貌对氢脆敏感性的影响 |
| 3.4.3 复相Q&P钢的氢脆机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 EPSILON碳化物对复相Q&P钢氢脆敏感性的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案设计 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 慢应变速率拉伸 |
| 4.3.2 氢致延迟断裂断口特征 |
| 4.3.3 显微组织特征 |
| 4.3.4 残余奥氏体含量和稳定性 |
| 4.3.5 马氏体的位错密度 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 Epsilon碳化物——有效的氢陷阱 |
| 4.4.2 Epsilon碳化物改善氢脆敏感性的机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 中锰TRIP钢的氢脆行为与机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案设计 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 显微组织 |
| 5.3.2 应变速率敏感性与氢致延迟断裂 |
| 5.3.3 Lüders带与氢致裂纹 |
| 5.3.4 氢与加工硬化速率 |
| 5.3.5 氢与奥氏体转变动力学 |
| 5.3.6 氢与铁素体中的位错组态 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 中锰TRIP钢加工硬化起源 |
| 5.4.2 中锰TRIP钢的氢脆机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 全文总结与研究展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 研究展望 |
| 创新点 |
| 攻读博士学位期间已发表或录用的论文 |
| 致谢 |
（10）先进钢铁材料焊接性研究进展（论文提纲范文）
| 1 超细晶粒钢的焊接 |
| 1.1 超细晶粒长大与组织转变 |
| 1.2 超细晶粒钢的焊接方法 |
| 2 超低碳贝氏体钢的焊接 |
| 2.1 超低碳贝氏体钢的焊接性 |
| 2.2 焊接接头的组织 |
| 2.3 焊接接头的力学性能 |
| 2.4 热循环对于焊接接头性能的影响 |
| 3 高氮奥氏体不锈钢的焊接 |
| 3.1 焊缝的组织与性能 |
| 3.2 焊接保护气和气孔性 |
| 3.3 焊接工艺 |
| 3.4 焊接裂纹 |
| 3.5 N含量对接头性能的影响 |
| 4 先进汽车钢焊接研究 |
| 4.1 HC420LA低合金高强钢激光焊及性能研究 |
| 4.2 双相钢激光焊接及性能研究 |
| 4.3 第三代汽车钢激光焊接及性能研究 |
| 5结论 |
四、低碳马氏体板条间的薄膜状残余奥氏体（论文参考文献）
- [1]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)
- [2]辙叉用高强高韧贝氏体钢研究[D]. 林云蕾. 中国铁道科学研究院, 2018(12)
- [3]低碳高强度Q&P钢的热处理工艺及变形机制研究[D]. 张君. 东北大学, 2015(03)
- [4]超高强高韧化钢的研究进展和展望[J]. 罗海文,沈国慧. 金属学报, 2020(04)
- [5]低相变点（LTT）金属粉芯焊丝熔敷金属的强韧化机理研究[D]. 吴世品. 天津大学, 2019(06)
- [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]高Cr-Co-Mo轴承钢强韧机制及抗疲劳特性的多尺度研究[D]. 袁晓虹. 昆明理工大学, 2015(12)
- [8]低合金淬火配分钢的组织性能调控及变形行为研究[D]. 谭小东. 东北大学, 2017(06)
- [9]基于TRIP效应的第3代先进高强汽车用钢氢脆机制的研究[D]. 朱旭. 上海交通大学, 2016
- [10]先进钢铁材料焊接性研究进展[J]. 彭云,宋亮,赵琳,马成勇,赵海燕,田志凌. 金属学报, 2020(04)