一、合金元素对双相钢(F+M)时效行为的影响（论文文献综述）
陈灵芝[1]（2021）在《新型含Al铁基合金在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理研究》文中研究表明为解决能源紧缺和环境污染问题,必须开发利用清洁环保的新能源。核能作为一种可调度和大规模应用的清洁能源受到各国重视。铅冷快堆是重点发展的第四代反应堆之一。其使用液态铅或铅基合金（铅铋合金,LBE）作为主冷却剂,堆芯部件工作于高温、强中子辐照和强腐蚀环境中,对结构材料的高温力学性能和抗辐照性能,尤其是抵抗液态金属腐蚀的能力要求很高。具有较强抗氧化能力的含Al铁基合金是铅冷快堆包壳的重要候选材料,包括新型含Al奥氏体（Alumina forming austenitic,AFA）钢和含Al纳米氧化物弥散强化（Oxide dispersion strengthened,ODS）钢。当前对于这两类材料在液态铅中的腐蚀行为研究还不多。本论文针对铅冷快堆对耐腐蚀材料的迫切需求,研究了两类新型含Al铁基合金,即AFA钢和ODS钢在液态铅中的腐蚀行为。对比研究了液态金属氧含量、合金成分、温度等对合金腐蚀行为的影响。结果表明,Ni含量为18 wt.%、Al含量为3 wt.%,Cr含量为16 wt.%时,AFA钢具有奥氏体/铁素体双相组织。在550℃的铅铋合金中,随着液态金属中氧浓度从10-12 wt.%升高到10-6 wt.%,其抗腐蚀能力逐渐增强。氧浓度为10-12 wt.%时主要发生溶解腐蚀,在10-9 wt.%到10-8 wt.%区间,溶解腐蚀逐渐减轻,且铁素体相对于抗腐蚀能力起到积极作用;氧浓度为1 0-6 wt.%时,腐蚀模式转变为氧化为主,合金表面生成了保护性氧化膜。腐蚀初期Ni在液态金属中的溶解较少,双相中的奥氏体相发生轻微的铁素体化,B2-NiAl相先于氧化膜形成,其可作为Al的储蓄池,有助于富铝氧化膜的形成及长期稳定性的提高。所形成的氧化膜厚度小于200 nm,为复杂的多层结构,可大致分为三层:富Cr/Fe的最外层,富Al/Cr的中间层,富Al的最内层。Ni、Al含量不变,当Cr含量由16 wt.%降至12 wt.%左右,AFA钢组织从双相转变为奥氏体单相,其抗液态金属腐蚀的能力略有下降,Nb的加入又可以明显加强其防腐蚀能力。在550℃、氧含量为1 0-6wt.%的LBE中,含Nb的单相奥氏体AFA钢表面亦形成了保护性的富Al氧化膜。当液态金属的温度提升到700℃时,材料受到的腐蚀明显加重,且腐蚀形态与550℃时相比有所不同,此时奥氏体基体中能观察到明显的Laves、B2-NiAl析出相及富Cr相。Laves相在腐蚀过程中较稳定。对9Cr、9CrAl、9CrAlZr及14CrAl-ODS钢进行了 600℃液态铅中氧浓度10-6 wt.%条件下不同时间的腐蚀,其表面保护性区域所占比率依次为42%、42%、80%和100%。Al、Cr及Zr的协同作用对ODS钢抗腐蚀能力的提高表现明显。从9Cr到9CrAl,Al的加入虽然对材料表面保护性面积的影响很小,但能明显降低腐蚀深度;当Al的量保持不变,Cr的含量升高到14 wt.%时,超过了临界浓度NCrCri,此时,Cr的“第三元素效应”明显,促进了表面致密连续的Al2O3膜的形成。添加了一定量Zr的9CrAlZr相比于9CrAl-ODS钢,表面腐蚀区域所占比例减少了 38%,第二相粒子Y-Zr-O相比Y-Al-O发挥了更强的“活性元素效应”,可促进保护性氧化膜的形成。总结而言,9Cr和9CrAl-ODS钢均以溶解腐蚀为主,溶解腐蚀方程式呈类抛物线;9CrAlZr-ODS钢部分区域发生溶解腐蚀,部分区域则形成了保护性氧化膜;14CrAl-ODS钢未发生明显溶解腐蚀,表面形成了保护性的氧化层。AFA双相钢在700℃液态铅中腐蚀1000 h后时效析出明显且与腐蚀相互作用,结果比大气时效更为复杂。大气时效初期,奥氏体相中几乎没有明显析出,铁素体相中则大量析出Laves相和和B2-NiAl相;时效时间为360 h时,奥氏体相开始有大量析出相出现,包括Laves相和B2-NiAl相,其形貌与铁素体相中的析出明显不同,至1000 h时,这些析出相进一步增多,时效析出使得AFA钢的拉伸强度明显提高,但是塑韧性下降。700℃液态铅中远离与液态铅接触界面的的基体处未受腐蚀影响,其析出行为与大气中类似;与液态铅接触界面处由于受到元素溶解的影响,奥氏体中的NiAl会发生变形聚集;NiAl析出在两个相区均不能稳定存在;铁素体中富Cr相会分解成小块状;Laves在腐蚀过程中较为稳定。
武敏[2]（2021）在《超级双相不铸钢S32750热变形行为及组织性能研究》文中研究表明双相不锈钢兼有奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢的特点,具有高强度、良好的耐蚀性以及优越的焊接性能,是一种重要的结构材料;与拥有相近性能的超级奥氏体不锈钢和镍基合金材料相比,由于在成分上以氮代镍,具有成本优势,是一种资源节约型不锈钢。同时,双相不锈钢的设计使用寿命长,服役周期成本低。该类合金已广泛应用于化学品船、油气田、烟气脱硫、海水淡化等工业领域中,市场潜力巨大。S32750属于第三代双相不锈钢,是超级双相不锈钢的典型代表。该合金具有比普通双相不锈钢更高的铬、钼、镍以及氮含量,点蚀当量数可达40,适用于海水热交换器、深海油气开采等极端环境。由于S32750化学成分和铸态组织结构的特殊性,热变形条件下铁素体和奥氏体的力学性能和软化机制存在较大差异,使S32750热轧钢卷易出现边裂和表面裂纹等缺陷,严重影响产品的成品率和生产效率,成为限制其推广应用的主要瓶颈之一。另外,S32750连铸坯轧制成为钢板后,在后续中温热处理（600～1000℃）和高温热处理（1100～1250℃）过程中存在组织转变复杂以及合金元素在两相中再分配等问题,引起材料的力学性能和耐蚀性能恶化,导致断带等生产事故以及产品失效。针对以上问题,本论文采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、透射电子显微镜（TEM）等手段,通过Gleeble热模拟试验系统研究了铸态S32750的热变形行为、微观组织和织构变化规律以及两相的动态软化机制;对不同热处理工艺下S32750热轧板中第二相的析出行为、形核机制以及对性能的影响规律进行系统分析。主要研究结果如下:1、系统分析了铸态S32750的热变形行为,阐明了热变形过程中的微观组织变化规律与动态软化机制。结果表明,在变形温度为950～1200℃、应变速率为0.1～25 s-1、真应变为1.0的条件下,铸态S32750的热变形行为与变形温度和应变速率密切相关,两相组织的耦合作用导致真应力-真应变曲线呈现不同形态。在变形温度和应变速率较低时,流变曲线表现出“类屈服平台”特征;当应变速率较高或变形温度较高、应变速率较低时,流变曲线为典型的动态再结晶特征。通过建立热变形本构方程,并构建热加工图,优化了铸态S32750的热加工区间。2、变形温度较低时,奥氏体相的软化机制为动态回复;随着变形温度的升高,软化机制转变为非连续动态再结晶,且奥氏体相的再结晶比例随着温度的升高而增加。其典型的再结晶织构为立方织构,但强度较弱。铁素体相的动态软化方式为连续动态再结晶,再结晶比例在各变形条件下均维持在60%左右;再结晶织构主要为立方织构和旋转立方织构,且随着温度升高和应变速率降低,织构的强度增大,并向旋转立方织构集中。根据热加工图及组织转变的研究结果,提高变形温度,增大高温下的应变速率与应变量,有利于铸态S32750的高温变形。3、研究了S32750热轧钢板中Cr2N、χ相和σ相三种第二相在时效过程中的析出行为,揭示了金属间化合物χ相的析出机制,并阐明了多种析出相对S32750力学性能的影响规律。650～750℃时效60min内,铁素体晶界片层状Cr2N为主要的析出相。σ相主要在800～1000℃析出,析出数量远大于χ相和Cr2N。χ相的析出温度范围为650～850℃,其析出机制具有很强的温度依赖性。在650℃和700℃时效,χ相以均匀形核的方式在铁素体相内部形核长大,形态为透镜状;χ相与铁素体之间为非共格界面,符合位向关系（200）χ∥（101）ferrite,[013]χ∥[111]ferrite,应变能为相变的主要控制因素。在800℃和850℃时效,χ相以Cr2N为核心形核并长大,方式为非均匀形核,形态为颗粒状;χ相与铁素体之间为半共格界面,符合位向关系（1010）Cr2N∥（110）χ∥（110）ferrite,[1211]Cr2N∥[111]χ∥[111]ferrite,界面能为相变的主要控制因素。形核驱动力是导致不同温度下χ相的形核机制发生变化的原因。4、第二相均不同程度的恶化S32750的拉伸性能和冲击性能,影响程度与第二相的数量、形态和分布密切相关。晶界Cr2N降低材料的塑性,χ相使材料的强度和塑性降低,而σ相显着提高材料的屈服强度,大大降低塑性。当σ相析出量小于5%时,晶界片层状Cr2N是影响冲击韧性的主要因素,断口呈沿晶特征。σ相析出量大于5%后,韧性急剧降低,断口呈脆性解理特征,σ相成为影响冲击性能的关键因素。5、超级双相不锈钢S32750在1100～1250℃保温并以不同方式冷却后,淬火氮化物有Cr2N和CrN两种类型,高温、快冷会促进淬火氮化物的析出。由于高温下合金元素的再分配,氮元素在铁素体相内过饱和,因此氮化物在高于平衡析出温度时即产生了形核驱动力,导致其在冷却过程中析出。淬火氮化物对S32750的拉伸性能基本没有影响,强度和塑性与固溶态相当;对冲击性能的影响较小,1100℃和1150℃保温时,冷却方式对冲击韧性几乎无影响,冲击功约为250 J,随着保温温度的升高,韧性逐渐降低,空冷样品的降低幅度小于水冷样品的降低幅度,1250℃水冷样品的冲击功为173 J;对腐蚀性能有较大影响,在无氮化物析出的样品中,临界点蚀温度可达90℃左右。当铁素体中析出淬火氮化物后,样品的临界点蚀温度开始降低,1250℃水冷时仅为46℃。基于本论文的研究工作,通过工艺优化,解决了太钢在S32750热连轧卷板开发过程中所遇到表面和边部裂纹等问题,提高了产品成品率和生产效率,实现了规模化生产,并为用户使用过程中对该钢种加热履历的控制提供了具体有效的理论数据。
高晓丹[3]（2021）在《双相不锈钢中σ相析出及超塑性变形组织演变研究》文中指出双相不锈钢兼具奥氏体、铁素体不锈钢的优点,被广泛应用于工业、建筑、海洋工程等领域。双相不锈钢在高温下常析出σ相等金属间相,使双相不锈钢的韧性和塑性急剧下降,因此研究双相不锈钢在热加工过程中的σ相析出行为对于制备高性能的双相不锈钢和提高其服役性能具有重要意义。本文以不同成分的双相不锈钢为实验材料,对热轧后的双相不锈钢首先进行固溶处理,固溶温度为1000～1350℃,保温时间为30 min,保温结束后迅速将试样放入水中进行淬火;之后进行压下率0～90%的冷轧,制备出不同成分的双相不锈钢板材;对不同工艺制备的双相不锈钢板材进行时效处理,加热温度为600～1000℃,保温时间为1.8～86.4 ks。对固溶、冷轧和时效全过程中,双相不锈钢的组织形貌和σ相析出行为进行观察。之后,对超塑性拉伸过程中双相不锈钢中的组织演变进行研究。研究了双相不锈钢的铁素体中Cr/Ni比值和奥氏体中的Ni/Cr比值的稳定性,研究结果表明2205、1Cr21Ni5Ti双相不锈钢的Cr/Ni比值随铁素体含量的增加而降低,而Ni/Cr比值随奥氏体含量的增加而降低。铁素体中的Cr/Ni比值随铁素体含量以及Ni/Cr比值随奥氏体含量的变化规律呈现出良好的对应性。当铁素体与奥氏体各占50%时,2205、1Cr21Ni5Ti双相不锈钢铁素体中的Cr/Ni比值基本相同,在5.95～6.31之间,奥氏体中的Ni/Cr比值也相同,在0.30～0.32之间。探明了时效过程中温度和保温时间对于各种双相不锈钢组织演变和σ相析出行为的影响。2205与1Cr21Ni5Ti双相不锈钢在时效过程中,σ相的析出行为均符合“C”曲线特征。2205双相不锈钢中σ相析出的鼻尖温度为850℃;1Cr21Ni5Ti双相不锈钢中σ相析出的鼻尖温度为750℃。3207和2906双相不锈钢中σ相析出的鼻尖温度为950℃。冷轧变形可以加快双相不锈钢中σ相的析出并促进σ相的生长,但不改变σ相析出的鼻尖温度。随着冷轧压下率的增加,σ相析出时间缩短。2906双相不锈钢中σ相在750℃～1000℃的温度范围内存在析出,相比于2205双相不锈钢,Cr元素含量的增加使得σ相的析出温度范围加宽,析出速率和最大析出量均有所增加,当在850℃时效20min,铁素体会完全转变为σ相。明确了超塑性变形前期,双相不锈钢中的组织和织构变化规律。超塑性变形前期,2205双相不锈钢中的几何必需位错密度主要集中在铁素体中。随着超塑性变形应变量的增加,铁素体中的几何必需位错密度大幅度降低。当应变达到57%后,2205双相不锈钢中的几何必需位错密度增加,但不再主要集中于铁素体中。2205双相不锈钢中铁素体取向集中于γ纤维织构,奥氏体取向集中于旋转高斯织构。随着超塑性变形应变量的增加,铁素体与奥氏体中的织构强度均发生弱化。当应变量为14%时,铁素体与奥氏体中均呈现随机取向分布。当应变量进一步增加时,铁素体的γ纤维织构和奥氏体的旋转高斯织构强度增加,但低于超塑性变形前期的织构强度。实现了双相不锈钢的超塑性变形,阐明了超塑性变形过程及超塑性变形过程中的组织演变规律。3207双相不锈钢在950℃以1.5×10-3 s-1的应变速率拉伸时可以展现出良好的超塑性变形能力。根据真应力-应变曲线,变形过程可以分为四个阶段:弹性变形阶段、稳态变形阶段、准稳态变形阶段和局部颈缩阶段。在准稳态变形阶段的初始,位错蠕变控制变形是超塑性变形的主要机制,生成大量的小角度晶界。在准稳态变形的中间阶段,主要变形机制转变为晶界滑移机制,造成大角度晶界和整体上弱化的的织构。在局部颈缩变形阶段,主要的变形机制为晶界滑移,同时常规的塑性变形也起到辅助变形的作用。研究了双相不锈钢超塑性变形过程中的颈缩局部转移过程。双相不锈钢经过超塑性变形后不同截面的组织和性能是不同的,对于3207双相不锈钢,超塑性变形颈缩区域的小角度晶界密度、位错密度和硬度高于附近区域的。在超塑性变形过程中,颈缩区局部硬化导致变形由颈缩区逐渐向周围区域扩展,引发局部变形在相邻区域往复转移,并导致超塑性变形不同部位的组织产生差异。探明了双相不锈钢在超塑性变形过程中的析出相析出机制。在3207双相不锈钢的铁素体与奥氏体界面处析出的σ相大部分均存在20～25°的取向差,铁素体与奥氏体中的σ相均在40～45°之间以K-S或N-W附近的取向析出。铁素体、奥氏体和析出的σ相在铁素体与奥氏体相界面处呈现出（200）δ‖（02-2）γ‖（01-1）σ和（020）δ‖（311）γ‖（200）σ的位向关系。奥氏体中,σ相与基体呈现出‖（21-1）σ‖（200）γ和（01-1）σ‖（11-1）γ的位向关系;铁素体中σ相沿着<21-1>σ方向被拉长,且（01-1）σ与（101）δ存在7.5°的晶格位错。
王卫卫[4]（2021）在《冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究》文中认为利用残余奥氏体和贝氏体相变对高强钢的强塑性提升非常有效,论文在传统CMn系冷轧双相钢DP780的显微组织对力学性能影响研究的基础上,围绕优化化学成分、改善相结构和不同连退工艺路线三个方面,通过对高强塑性冷轧双相钢从多相、多尺度、亚稳态奥氏体、多形貌等角度进行系统性优化研究,使得抗拉强度800～1200MPa范围内的强塑积提升至15～20GPa%水平,获得的主要结论如下:（1）冷轧双相钢强塑性的影响因素主要是化学成分、连退工艺、各相显微组织组成。鉴于原型钢CMn系工艺窗口较窄,力学性能偏低且强塑积为13.2GPa%,为了获得更宽的工艺窗口和良好的力学性能匹配,进行了微合金化研究。在相同退火工艺制度下,添加Cr和Nb元素对CMn钢的力学性能均有不同程度的提升,工业大批量应用选择MnCr系钢,Cr有利于岛状马氏体的形成,工艺窗口明显变宽,力学性能波动较大,且强塑积约为13.1～15.1GPa%。MnNb系有利于残余奥氏体、细小的碳化物和1-10nm的NbC析出物的形成,可以提升力学性能和稳定性,工艺窗口更宽,强塑积约为16～18.5GPa%。（2）MnNb系DP780双相钢的增塑性工艺应从成分设计、柔性连退工艺和显微组织控制三个方面考虑,主要采用0.15%C+1.8%Mn+0.04%Nb成分系,通过适当降低双相区临界退火温度、增加快冷温度、提高冷却速度、降低过时效温度,获得FⅠ+FⅡ+M+R.A的显微组织,利用细晶组织、弥散析出以及少量平行分布在板条马氏体之间的薄膜状残余奥氏体在形变时发生相变诱导塑性TRIP效应的综合作用,进一步提高了强塑性。（3）微合金化的MnCr系和MnCrNb系980MPa冷轧多相钢,强塑积均超过15GPa%,强塑性匹配良好。通过调整连续退火工艺参数,工业化生产的MnCr系多相钢的平均力学性能为:Rel=454MPa,Rm=992MPa,A80=16.0%,YS/TS=0.46;实验室 MnCrNb 系多相钢的平均力学性能为 Rel=495～538MPa,Rm=995～1022MPa,YS/TS=0.48～0.53,A50=13.5～15.5%,Agt=9.0～11.8%。（4）含贝氏体的冷轧多相钢强化机理模型为:σ=241+67.7[P]+86[Si]+45[Mn]+11[Al]+9.3×D-1/2+387×D0-1/2× B%+（229.63-2.8990×C%）× M%;其中D为铁素体晶粒尺寸,D0为贝氏体有效晶粒尺寸,C%为碳含量,B%为贝氏体含量,为M%为马氏体含量。此强化机理模型可以很好的反映各个强化方式对含贝氏体的多相钢屈服强度的贡献值和贡献比例。贝氏体的产生可以调节冷轧多相钢的力学性能,F+M+B+R.A可以获得良好的伸长率,而F+M+R.A可以获得超低屈强比。（5）阐明了相同MnCrNb成分条件下不同连续退火工艺路径（DP、TRIP、QP三种工艺）对显微组织和力学性能的影响规律,获得了多相、亚稳、多尺度、多形貌的显微组织的精确调控工艺。DP工艺强度塑性匹配最好,抗拉强度达到980MPa时强塑积超过15GPa%,TRIP工艺路线强塑积最好,800MPa时强塑积均超过18GPa%,QP工艺路线强度级别达到1200MPa,强塑积为8GPa%。
陈海生[5]（2021）在《热处理对2205双相不锈钢氩电联焊焊接接头组织及性能的影响》文中认为双相不锈钢由于兼具铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的优点,在石油化工、航海船舶等领域应用广泛,而焊接是其应用过程中必不可少的材料加工手段。氩电联焊（GTAW+SMAW）结合了钨极氩弧焊（GTAW）和手工电弧焊（SMAW）两种焊接方法的优点,近年来在某些钢种的压力容器和管道上的应用较多,但在双相不锈钢领域的研究和应用相对很少。同时,焊接接头是构件发生腐蚀、断裂等失效行为的薄弱区域,容易造成工程应用上的失效隐患,在选择适宜的焊接工艺基础上通过合理的热处理工艺来提高接头的综合性能是一种较为可行的工艺措施。因此,通过2205双相不锈钢GTAW+SMAW的焊接性能和焊后热处理研究,对此类焊接方法在双相不锈钢领域的应用及发展具有重要意义。本文首先采用GTAW+SMAW焊接方法对10 mm厚的2205双相不锈钢进行焊接,探究2205双相不锈钢GTAW+SMAW的焊接性能。其次,根据2205双相不锈钢等温转变曲线对焊接接头制定合理的固溶处理和低温退火工艺,研究了两种热处理工艺对GTAW+SMAW焊接接头的微观组织、力学性能以及耐腐蚀性能的影响。主要结论如下:（1）2205双相不锈钢GTAW+SMAW焊接接头的焊缝区和热影响区组织均由铁素体和奥氏体两相组成,接头中无二次相析出。打底层和填充层由于二次焊接热循环的作用奥氏体分布相对均匀,而盖面层中奥氏体较为粗大且分布不均,焊缝各焊层的奥氏体含量在55%～65%之间;接头热影响区中,盖面层所属的热影响区奥氏体含量偏低,其它区域奥氏体含量在34%～38%之间。接头各区域的硬度也存在差异,焊缝区和热影响区硬度均高于母材,其中热影响区硬度最高,焊缝区次之。同时,焊缝填充层和打底层的硬度较为接近,且均大于盖面层硬度。此外,接头抗拉强度较高,达720MPa。焊缝区和热影响区冲击功分别为73.5 J和102.3 J,且接头弯曲试验后无裂纹出现。此外,接头的耐腐蚀性能也较好,点腐蚀率仅为3.01 mdd。（2）在950℃～1150℃对2205双相不锈钢GTAW+SMAW焊接接头进行1 h的固溶处理,当固溶温度为950℃和1000℃时,σ相析出严重,致使接头的力学性能和耐腐蚀性能降低。固溶温度在1050℃～1150℃时,焊缝和热影响区的组织均匀性较未处理时明显提高,且无二次相析出,同时接头能保持良好的力学性能和耐腐蚀性能。随着固溶温度的升高,焊缝和热影响区奥氏体含量均呈现先升高后降低的趋势。当固溶温度为1050℃时,焊缝各焊层奥氏体含量均接近于60%左右,热影响区奥氏体含量整体上也提高到45%左右。此外,接头各区域的硬度差异减小,硬度均在270 HV～280 HV。焊缝和热影响区的冲击功比未固溶时提高了10.9 J和12.2 J,接头的韧性明显提高。综合各固溶温度下的微观组织、力学性能以及耐腐蚀性能对比,2205双相不锈钢GTAW+SMAW焊接接头的最佳固溶处理工艺为:固溶温度1050℃,保温时间1 h,并快速水冷。（3）在280℃～480℃对2205双相不锈钢GTAW+SMAW焊接接头进行退火,结果显示:随着退火温度的升高,接头的抗拉强度略有提高,但韧性显着降低,特别是在400℃退火后,冲击断口已呈现脆性断裂特征。同时,退火温度的升高,接头的耐腐蚀性能也明显降低。综合分析,2205双相不锈钢GTAW+SMAW焊接接头的退火或服役温度不宜超过340℃,保温时间应低于6h。
唐骜[6]（2020）在《先进高强钢的介观尺度变形特征及其与损伤形核的关联研究》文中提出传统建立微观结构与宏观力学性能联系的方法,如Hall-Petch公式等,虽然具有广泛的适用性,但未能将变形机制和微观结构的非均匀分布考虑在内,这限制了它们在具有复杂微观结构和变形机制的材料,如先进高强钢上的应用。塑性变形可在三个尺度上分析其特征:微观（原子/位错）、介观（晶粒）和宏观（样品）尺度。塑性变形在微观上表现为位错之间及位错与其他晶体缺陷的相互作用;在介观上表现为应力/应变在晶内和晶间的非均匀性;在宏观上表现为应力/应变在样品各部位的分配,材料被视为各处性能相同的连续介质,掩盖了微观结构信息。三个尺度中,介观尺度的塑性变形特征既受微观结构和变形机制的影响,又影响材料的损伤和宏观变形行为,进而影响宏观的力学性能。因此,有必要以塑性变形介观尺度特征为桥梁,研究先进高强钢微观结构和变形机制与宏观力学性能的联系。本文以马氏体含量（Vm）不同的双相（DP）钢（DP590、DP780、DP980和DP1180）以及分别具有相变和孪生变形机制的Q&P钢（QP980、QP1180和QP1500）和TWIP钢为研究对象,基于扫描电子显微镜结合数字图像相关（μ-DIC）方法,研究Vm以及变形机制对介观尺度变形特征的影响,以及介观尺度变形特征与损伤形核和宏观力学性能的联系。主要包括以下四个方面的内容:1)通过应变的统计分析,揭示材料介观尺度应变分布的普遍规律,通过应变图像处理和计算获得定量描述变形均匀程度及变形带特征的参数,并采用这些参数,定量研究Vm对DP钢介观尺度变形特征的影响规律。2)追踪Q&P钢和TWIP钢介观尺度应变随拉伸变形的演化,分析相变和孪生对介观尺度变形均匀程度以及局部应变演化的影响,揭示相变和孪生增塑的介观机制。3)将μ-DIC应变测量与有限元应力模拟结合,分析DP钢中不同损伤形核模式与介观尺度应力/应变分布特征的联系,揭示损伤形核的介观起源。4)观察和对比三种Q&P钢的损伤和断裂行为,分析残余奥氏稳定性和形貌对Q&P钢损伤和断裂的影响。主要研究结果和结论如下:1.应变统计分析表明,无论材料是单相还是多相,变形机制是滑移、相变还是孪生,材料介观尺度的应变服从对数正态分布。这一普遍规律成立的前提是测量区域的变形宏观均匀,即测量窗口内所有点的平均应变等于窗口四个顶位移计算得到的宏观应变。对数正态分布特征参数中的方差能够定量描述变形的均匀程度,此外,变形带的面积比例、宽度、角度分布以及变形的相关半径,也能够定量表征介观尺度变形的特征。这些参数可以通过应变图像处理和计算获得。DP钢介观尺度变形特征的定量分析结果显示,随Vm的提高,DP钢的变形均匀程度呈先降低后提高的趋势。与单相铁素体或马氏体相比,双相钢中的软硬相组合降低了变形的均匀程度,这将导致塑性的显着下降。2.相变和孪生能够提高材料的变形均匀程度,从而实现增塑。应变统计分析显示,只有位错滑移的DP钢,变形均匀程度随变形进行有下降的趋势,而分别具有相变和孪生变形机制的Q&P钢和TWIP钢,变形均匀程度不断提高。局部应变演化的过程分析表明,相变和孪生通过相反的途径实现应变均匀化:相变趋于在高应变区发生,相变引起的局部硬化阻止该区域应变的进一步集中;而孪生在难以滑移变形的低应变区发生,并且大部分孪晶都朝着相比于母体更软的取向,这种局部的软化促进了低应变区的变形。相变和孪生带来的应变均匀化可以抑制损伤,并激发更多的局部加工硬化潜力,从而提高材料宏观的加工硬化率和塑性。3.Vm显着影响DP钢主导的损伤形核模式,且不同的损伤形核模式具有不同的介观应力/应变分布特征。损伤观察显示,随Vm的提高,DP钢中主导的损伤形核模式从铁素体晶界（F/F）脱粘转变为铁素体/马氏体界面（F/M）脱粘,最终转变为马氏体内部的开裂。损伤形核部位的应力应变分布特征表明,F/F脱粘、F/M脱粘和马氏体开裂分别是由高应变、高应变梯度和高应力引起的。Vm对损伤形核的影响机制为:Vm的提高改变了马氏体的分布,从而改变了介观尺度的应力/应变分布特征,进而促进了不同模式的损伤形核。可见,介观尺度的应力/应变分布应该是微观结构调控以抑制损伤的核心。4.相组成以及残余奥氏体形貌和稳定性能够显着影响Q&P钢的损伤和断裂行为。损伤观察显示,QP980中的损伤在颈缩前就已经开始大量形核,其断裂遵循经典的损伤形核、长大和聚集模式。而QP1180和QP1500的损伤在颈缩时几乎未开始形核,严重颈缩后少量出现,断裂前在主应变带内大量形核并迅速扩展导致瞬间断裂。进一步分析表明,相组成以及残余奥氏体性质是导致损伤断裂行为巨大差异的关键因素:QP980中含有大量软相铁素体,因此变形最不均匀,从而损伤形核更早;QP980中的残余奥氏体大多为等轴状且相对不稳定,这类奥氏体促进损伤形核,QP1180和QP1500中的残余奥氏体为纳米层片状且相对稳定,这类残余奥氏体塑性良好,阻碍裂纹的扩展。上述研究表明,介观尺度变形特征是搭建先进高强钢微观结构和力学性能关系的重要环节,也是组织调控以抑制损伤和实现强韧化的核心。
李娜[7]（2020）在《汽车用高强钢组织结构与力学性能研究》文中认为随着汽车工业的不断发展,汽车轻量化问题备受关注,而高强钢因具有优异的综合力学性能而成为广泛应用的汽车用钢。本论文主要研究了两种高强汽车用钢:含Cu低合金铁素体钢和55Cr Si高强弹簧钢。首先,以含Cu低合金铁素体钢作为研究对象,结合淬火&配分（Q&P）+等温时效工艺,制备出具有一定残余奥氏体和富Cu析出相的低合金铁素体钢,实现高韧性（铁素体+一定量的残余奥氏体）和高强度（富Cu相的析出强化）含Cu低合金铁素体钢的组织设计和强韧化。其次,研究了非金属夹杂物和氢脆对55Cr Si高强弹簧钢拉伸断裂行为的影响。本论文采用了LECO-836氧氮氢分析仪来测试55Cr Si弹簧钢中的O、N、H的含量,并结合OM（金相光学显微镜）、SEM（扫描电子显微镜）、XRD（X射线衍射仪）、万能试验机、HXD-1000 TMC Vickers显微硬度计对两种高强钢的微观组织、断口形貌和力学性能进行观察和测试,主要实验结果如下:对相同成分的含Cu低合金铁素体钢进行Q&P加等温时效工艺处理,显微组织均产生了高强度的板条状的马氏体、残余奥氏体,但是通过不同等温时效时间后发现,试验钢产生的贝氏体铁素体尺寸不同,并且能在等温时间为20 min时,产生的贝氏体铁素体尺寸最小,且最终组织为贝氏体铁素体和奥氏体的复相组织。拉伸试验结果显示,此时在20 min的等温时间下,显微硬度值最高,为421 HV0.2,比保温时间为10 min时增加了2.1%。并且此时抗拉强度值最高为1193.4 MPa,延伸率最大为20%。通过增加Mn、Ni元素的含量使含Cu低合金铁素体钢的强度、韧性均有所提高。Mn含量的增加使试验钢的抗拉强度从691.6 MPa上升至1193.4 MPa,屈服强度从570 MPa增大到760 MPa,延伸率从15%提高至20%,强塑积的值也从10.3 GPa%上升到23.9 GPa%,结果表明,Mn元素含量的增加不仅改善材料的塑性,也提高强度,使试验钢保持良好的强韧性。增加Ni含量后抗拉强度值为1151.8 MPa,屈服强度值为740 MPa,延伸率值为17.5%,强塑积值为20.1%。说明了在1.01 wt.%Ni含量基础上增加Ni含量对于材料强韧性的提高没有产生较大的作用。研究结果表明,与Mn元素相比,Ni元素对富Cu析出相的析出强化效果并不明显。研究55Cr Si弹簧钢发现,由于氢加速对Mg O-Al2O3尖晶石夹杂物或Ca O、Si O2和部分Al2O3混合夹杂物的开裂进程,55Cr Si弹簧钢在氢的作用下力学性能有所下降,且抗拉强度和断面收缩率都有一定程度的降低。通过扫描电子显微镜观察表明,含有Ca O、Si O2和部分Al2O3混合夹杂物的试样“鱼眼”区断口由准解理区、准解理和韧窝混合区以及韧窝区三个区组成。而含有Mg O-Al2O3尖晶石夹杂物的试样呈现的是准解理和韧窝断裂形式;断口呈现“平坦”和“准解理”特征的显微组织;穿晶、沿晶和准解理断裂的存在为在边界产生的相关断裂提供了证据,这些断裂的发生可能与氢在原奥氏体晶界中的存在有着一定的关系。
徐星星[8]（2020）在《DP780冷轧双相钢组织性能研究》文中提出近年来,我国汽车产业快速发展,随之而来的燃油紧张、环境污染以及交通安全等问题也日趋严重。因此,汽车的节能、环保、安全等问题受到国家和汽车厂商的广泛关注。研究表明,大量的先进高强钢运用在汽车上对解决上述问题具有很好的效果。双相钢是一种先进高强钢,具有强度高、成形性能好、初始加工硬化率高以及碰撞吸能性好等特点。为了简化DP780冷轧双相钢的热处理生产工艺,提高生产效率,本文提出通过对双相钢热处理前的冷轧变形与其热处理工艺有机结合,而获得高强度和高韧性的双相钢。本文以国内某钢厂生产的DP780冷轧双相钢为研究对象,运用金相观察和显微硬度等测试分析方法,系统研究了不同冷轧变形量对DP780冷轧双相钢热处理过程中组织回复、再结晶转变以及奥氏体化转变的影响,研究表明,冷轧变形量为75%时,可以有效促进双相钢组织的回复、再结晶转变以及奥氏体化转变。在此基础上,对冷轧变形量为75%的双相钢在不同的加热温度（690℃、750℃、810℃、870℃）和不同保温时间的铁素体回复与再结晶、奥氏体化演变规律以及淬火组织形貌和硬度分布规律等进行研究分析。研究表明,热处理加热温度为750℃时,其铁素体再结晶转变完成后进行奥氏体化转变,可获得岛状马氏体弥散分布在铁素体周围的双相组织。同时结合MSC.MARC非线性弹塑性有限元软件建立该双相钢的冷轧轧制模型,进一步分析了该双相钢轧制变形时厚度方向组织分布不均匀的原因。在此基础上,进一步研究冷轧变形量为75%、加热温度为750℃时,不同保温时间（120 s、180 s、240 s、300 s、600 s、1800 s）对双相钢组织和性能的影响,对比研究表明,保温时间为300 s后淬火,可获得综合力学性能较好的双相钢。同时对冷轧变形量为75%的双相钢在不同加热温度（690℃、750℃、810℃、870℃）下,保温时间均为300 s的双相钢组织和性能做了进一步分析。研究分析表明,加热温度为750℃时,可获得弥散分布的岛状马氏体双相钢组织,有利于获得强塑性综合性能较好的双相钢。而加热温度为810℃时,可获得体积分数较高的板块状马氏体双相钢组织,有利于生产出抗拉强度较高的双相钢。综合上述实验研究,确定了DP780冷轧双相钢的优化变形和热处理生产工艺为:对双相钢热处理前进行75%的冷轧变形→加热到750℃保温300 s→快速冷却→马氏体弥散分布在铁素体周围的双相钢产品,其抗拉强度达到795 MPa、延伸率达到13.92%、强塑积达到11066.4 MPa%。与传统的热处理法生产DP780双相钢相比,其热处理冷却工艺大为简化,有效提高了DP780双相钢的生产效率。
潘志驿[9]（2020）在《超细F-M高强低碳双相钢板材微观组织与性能的研究》文中指出铁素体（F）-马氏体（M）双相钢由于高加工硬化率、良好的强塑性匹配性能和优异的抗冲击性能被广泛用于汽车领域。近年来,研究者们为进一步提高双相钢的综合机械性能做出了巨大的努力。晶粒细化是一种最有效的强化方式,因此研究者们通常通过细化双相钢的微观组织结构制备超细晶双相钢（UFG-DP）,以期获得双相钢的高强性能。目前钢铁材料工作者已经提出了许多用于制备UFG-DP钢的加工路线,包括剧烈塑性变形（SPD）,先进热处理工艺（ATMP）等方法,然而这些制备方法在大规模生产时较困难且不经济,这使得UFG-DP钢的工业生产和工业应用仍然具有极大的挑战性。为此本文选用低碳低合金钢,通过轧制变形及热处理工艺相结合的方法,制备超细晶铁素体-马氏体双相钢,研究了不同轧制变形温度和不同热处理退火时间对UFG-DP钢的微观组织和力学性能的影响。该工作的主要研究内容和结论如下:（1）通过冷轧纤维状双相组织和短时间退火提出了一种生产超细晶粒双相钢的新工艺。制备的UFG-DP钢的平均铁素体晶粒尺寸约为～2.7μm,平均马氏体岛尺寸为～2.9μm。单轴拉伸试验表明,与纤维状DP钢相比,新制备的UFG-DP钢拥有优异的机械性能（抗拉强度为1267 MPa,均匀延伸率为8.2%）。优异的机械性能归因于微观结构细化对加工硬化和断裂行为的影响。（2）通过300°C温轧变形制备出层片厚度为～22 nm的纳米级高强异构双相钢材料其抗拉强度高达2.1 GPa。（3）研究了不同轧制温度对材料微观结构及力学性能的影响。对比研究随着变形温度低于300°C时,随着变形温度的升高,材料的强度逐渐升高。当变形温度高于300°C时,随着温度的升高,材料的强度反而降低。（4）通过冷轧变形和温轧变形对比研究可知,温轧变形的晶粒细化效果更明显,所获材料的组织结构更细,材料强度更高。
张建涛[10]（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。
二、合金元素对双相钢(F+M)时效行为的影响（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、合金元素对双相钢(F+M)时效行为的影响（论文提纲范文）
（1）新型含Al铁基合金在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 核能系统的发展 |
| 2.2 铅冷快堆 |
| 2.2.1 铅冷快堆的发展及其服役环境 |
| 2.2.2 液态铅腐蚀的主要模式 |
| 2.2.3 保护性氧化膜的设计依据 |
| 2.3 铅冷快堆包壳材料的发展 |
| 2.3.1 包壳材料的要求 |
| 2.3.2 传统包壳材料的研究现状 |
| 2.3.3 新型包壳材料的提出与研究现状 |
| 2.3.4. 包壳材料研发的挑战与对策 |
| 2.4 本论文主要研究工作及思路 |
| 3 实验方法及分析测试方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.1.1 AFA钢的制备及其显微组织 |
| 3.1.2 ODS钢的制备及其显微组织 |
| 3.2 腐蚀实验及表征方法 |
| 3.2.1 样品加工 |
| 3.2.2 腐蚀实验设备及过程 |
| 3.2.3 腐蚀后样品的处理及测试 |
| 4 AFA钢在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理 |
| 4.1 氧浓度对腐蚀的影响 |
| 4.1.1 液态铅中氧浓度的控制 |
| 4.1.2 不同氧浓度条件下的腐蚀结果 |
| 4.1.3 不同氧浓度条件下的腐蚀机制 |
| 4.2 成分对腐蚀的影响 |
| 4.3 温度对腐蚀的影响 |
| 4.4 氧化膜的结构及抗腐蚀机理 |
| 4.4.1 保护性氧化膜的结构 |
| 4.4.2 抗腐蚀机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 ODS钢在液态金属铅中的腐蚀行为及机理 |
| 5.1 腐蚀动力学过程 |
| 5.1.1 长时间腐蚀后的量化结果 |
| 5.1.2 腐蚀动力学方程式模拟 |
| 5.1.3 不同时间下腐蚀产物的形貌 |
| 5.2 Al及Cr对腐蚀行为的影响 |
| 5.2.1 腐蚀产物形貌及成分分析 |
| 5.2.2 9CrAl-ODS钢的腐蚀产物结构分析 |
| 5.3 Zr对腐蚀行为的影响 |
| 5.4 抗腐蚀机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 700℃高温腐蚀及时效对AFA析出相稳定性的影响 |
| 6.1 时效实验与方法 |
| 6.1.1 时效过程 |
| 6.1.2 时效样品的测试方法 |
| 6.2 时效下的显微组织稳定性 |
| 6.2.1 A1812Nb的显微组织稳定性 |
| 6.2.2 A1816Nb的显微组织稳定性 |
| 6.2.3 时效过程中力学性能的变化 |
| 6.3 腐蚀中的显微组织稳定性 |
| 6.3.1 低氧浓度(5×10~(-9)wt.%) |
| 6.3.2 高氧浓度(10~(-6)wt.%) |
| 6.4 本章小结 |
| 7 总结 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 特色与创新 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）超级双相不铸钢S32750热变形行为及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 双相不锈钢概述 |
| 1.1.1 双相不锈钢的发展 |
| 1.1.2 双相不锈钢的分类 |
| 1.1.3 双相不锈钢组织和性能特点 |
| 1.2 双相不锈钢的生产工艺流程 |
| 1.2.1 冶炼工艺 |
| 1.2.2 热轧工艺 |
| 1.2.3 热处理工艺 |
| 1.3 双相不锈钢的热塑性 |
| 1.3.1 双相不锈钢的高温变形行为 |
| 1.3.2 双相不锈钢的动态软化机制 |
| 1.3.3 热加工图 |
| 1.4 双相不锈钢中的第二相 |
| 1.4.1 σ(sigma)相 |
| 1.4.2 χ(chi)相 |
| 1.4.3 氮化物 |
| 1.5 超级双相不锈钢S32750存在的问题 |
| 1.5.1 高应变速率条件下铸态超级双相不锈钢S32750的热塑性 |
| 1.5.2 超级双相不锈钢S32750中多种第二相及对性能的影响 |
| 1.6 本文的选题目的和意义 |
| 1.7 研究内容与研究方案 |
| 1.7.1 研究内容 |
| 1.7.2 研究方案 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 高温拉伸实验 |
| 2.2.2 高温压缩实验 |
| 2.2.3 中温时效实验 |
| 2.2.4 高温热处理实验 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.5 腐蚀性能测试 |
| 第3章 铸态超级双相不锈钢S32750热变形行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 高温拉伸性能 |
| 3.2.1 热塑性曲线 |
| 3.2.2 高温拉伸断口形貌 |
| 3.4 高温压缩性能 |
| 3.4.1 真应力-真应变曲线 |
| 3.4.2 热变形动力学 |
| 3.5 热加工图 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 铸态超级双相不锈钢S32750动态软化行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸态S32750热变形前的微观组织 |
| 4.3 铸态S32750热变形后的微观组织 |
| 4.3.1 奥氏体相的微观组织演变 |
| 4.3.2 铁素体相的微观组织演变 |
| 4.3.3 两相的动态再结晶比例与晶界特征 |
| 4.4 铸态S32750热变形过程中的织构演变 |
| 4.4.1 奥氏体相的织构转变 |
| 4.4.2 铁素体相的织构转变 |
| 4.5 动态软化机制 |
| 4.5.1 奥氏体相的动态软化机制 |
| 4.5.2 铁素体相的动态软化机制 |
| 4.6 工程应用 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 超级双相不锈钢S32750时效过程中的组织性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 时效氮化物的析出规律研究 |
| 5.3 金属间化合物的析出规律研究 |
| 5.3.1 χ相的析出行为 |
| 5.3.2 χ相的析出机理 |
| 5.3.3 σ相的析出行为 |
| 5.4 时效析出第二相对力学性能的影响 |
| 5.4.1 时效析出第二相对拉伸性能的影响 |
| 5.4.2 时效析出第二相对冲击性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 超级双相不锈钢S32750淬火态氮化物的析出规律研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 淬火氮态化物的析出规律 |
| 6.2.1 淬火态氮化物的析出行为 |
| 6.2.2 淬火态氮化物的析出机理 |
| 6.3 淬火态氮化物对力学性能的影响 |
| 6.3.1 淬火态氮化物对拉伸性能的影响 |
| 6.3.2 淬火态氮化物对冲击性能的影响 |
| 6.4 氮化物对腐蚀性能的影响 |
| 6.5 析出相预防措施 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论与创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及研究成果 |
| 致谢 |
（3）双相不锈钢中σ相析出及超塑性变形组织演变研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 文献综述 |
| 1.1 研究目的和意义 |
| 1.2 双相不锈钢研究现状 |
| 1.2.1 双相不锈钢的特点 |
| 1.2.2 双相不锈钢的发展历程 |
| 1.2.3 双相不锈钢的制备工艺 |
| 1.2.4 双相不锈钢的应用 |
| 1.3 双相钢的组织研究现状 |
| 1.3.1 制备工艺对双相钢组织的影响 |
| 1.3.2 双相钢的亚结构 |
| 1.4 双相不锈钢的组织 |
| 1.4.1 相组成 |
| 1.4.2 双相不锈钢的典型组织形貌 |
| 1.4.3 超塑性变形过程组织演变 |
| 1.5 双相不锈钢的σ相析出行为研究现状 |
| 1.5.1 双相不锈钢中的析出相 |
| 1.5.2 σ相析出机理 |
| 1.5.3 σ相析出规律研究与控制 |
| 1.5.4 σ相对双相不锈钢性能的影响 |
| 1.6 本章小结 |
| 2 研究内容及试验方案 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 技术路线 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.3.1 制备实验设备 |
| 2.3.2 分析仪器与表征设备 |
| 2.4 实验方法 |
| 3 冷变形对双相不锈钢σ相析出规律的影响 |
| 3.1 固溶温度对双相不锈钢组织的影响 |
| 3.1.1 固溶温度对2205双相不锈钢组织的影响 |
| 3.1.2 固溶温度对1Cr21Ni5Ti双相不锈钢组织的影响 |
| 3.1.3 固溶温度对3207双相不锈钢组织的影响 |
| 3.2 冷变形对双相不锈钢组织的影响 |
| 3.2.1 冷变形对2205双相不锈钢组织的影响 |
| 3.2.2 冷变形对3207双相不锈钢组织的影响 |
| 3.2.3 冷变形对lCr21Ni5Ti双相不锈钢组织的影响 |
| 3.3 冷变形对双相不锈钢σ相析出规律的影响 |
| 3.3.1 冷变形对2205双相不锈钢σ相析出规律的影响 |
| 3.3.2 冷变形对1Cr21Ni5Ti双相不锈钢σ相析出规律的影响 |
| 3.3.3 固溶温度和冷变形对3207双相不锈钢σ相析出的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 双相不锈钢时效过程中组织演变研究 |
| 4.1 2205双相不锈钢时效过程中的组织演变 |
| 4.1.1 时效温度对2205双相不锈钢组织的影响 |
| 4.1.2 时效时间对2205双相不锈钢的影响 |
| 4.2 时效处理对3207双相不锈钢组织的影响 |
| 4.2.1 时效温度对3207双相不锈钢组织的影响 |
| 4.2.2 时效时间对3207双相不锈钢组织的影响 |
| 4.3 时效处理对1Cr21Ni5Ti双相不锈钢组织的影响 |
| 4.3.1 时效温度对1Cr21Ni5Ti双相不锈钢组织的影响 |
| 4.3.2 时效时间对1Cr21Ni5Ti双相不锈钢组织的影响 |
| 4.4 时效处理对2906双相不锈钢的组织的影响 |
| 4.4.1 时效处理工艺 |
| 4.4.2 时效处理时间对组织的影响 |
| 4.4.3 时效处理时间对晶粒取向的影响 |
| 4.4.4 时效处理时间对织构的影响 |
| 4.4.5 时效处理时间对σ析出相的影响 |
| 4.5 时效过程中σ相的析出行为与成分演变 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 双相不锈钢超塑性变形过程中的组织演变 |
| 5.1 双相不锈钢超塑性变形组织演变 |
| 5.2 双相不锈钢超塑性拉伸过程的典型工程应力-应变曲线 |
| 5.3 双相不锈钢组织演变规律 |
| 5.3.1 晶粒与晶界演变 |
| 5.3.2 两相比例与分布演变 |
| 5.3.3 晶粒亚结构演变 |
| 5.4 双相不锈钢的取向变化 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 双相不锈钢超塑性变形过程中的变形行为研究 |
| 6.1 原材料表征 |
| 6.2 颈缩行为 |
| 6.3 组织与织构演变 |
| 6.3.1 组织演变 |
| 6.3.2 取向变化 |
| 6.3.3 两相比例转变 |
| 6.4 超塑性变形行为 |
| 6.4.1 超塑性变形机理 |
| 6.4.2 局部变形的连续转移过程 |
| 6.4.3 再结晶机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 双相不锈钢超塑性变形过程中的σ相析出行为研究 |
| 7.1 σ相的分布与形貌 |
| 7.1.1 σ相的分布 |
| 7.1.2 σ相两侧的取向差 |
| 7.2 超塑性变形中σ相的析出机理 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论及主要创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 典型先进高强度汽车用钢研究进展 |
| 1.2.1 先进高强钢的研究进展 |
| 1.2.2 TRIP钢 |
| 1.2.3 TWIP钢 |
| 1.2.4 QP钢 |
| 1.2.5 中锰钢 |
| 1.2.6 其他类型的先进高强钢 |
| 1.3 国内外冷轧双相钢研究进展 |
| 1.3.1 国外双相钢的研究开发 |
| 1.3.2 国内双相钢的研究开发 |
| 1.3.3 合金元素及轧制工艺对双相钢性能的影响 |
| 1.3.4 连续退火工艺对DP钢性能的影响 |
| 1.3.5 DP钢的织构类型 |
| 1.4 论文的选题意义、研究目标、研究内容和技术路线 |
| 1.4.1 选题意义 |
| 1.4.2 研究目标 |
| 1.4.3 研究内容 |
| 1.4.4 技术路线 |
| 第二章 超低屈强比冷轧双相钢DP780的增塑性工艺研究 |
| 2.1 实验材料和方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 关键相变点测定及经验公式计算 |
| 2.1.3 实验室试验工艺 |
| 2.1.4 工业试验工艺 |
| 2.1.5 力学性能检测方法和显微组织分析方法 |
| 2.2 不同成分和连退工艺对显微组织和力学性能的影响 |
| 2.2.1 合金元素Cr、Nb对显微组织和力学性能的影响 |
| 2.2.2 不同退火温度对金相显微组织和力学性能的影响 |
| 2.3 含铌钢不同退火温度和变形条件对显微组织的影响 |
| 2.3.1 含铌钢不同退火温度条件下显微组织的精细化分析 |
| 2.3.2 含铌钢不同应力应变条件下残余奥氏体的稳定性研究 |
| 2.4 含残余奥氏体双相钢的强塑化机理及增塑性工艺 |
| 2.4.1 强化机理 |
| 2.4.2 塑性机理 |
| 2.4.3 增塑性工艺 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 贝氏体在冷轧多相钢中的作用及强塑化机理研究 |
| 3.1 实验材料和方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.1.3 实验工艺 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 连续冷却条件下不同冷却速度对显微组织的影响 |
| 3.2.2 力学性能 |
| 3.2.3 显微组织 |
| 3.3 实验结果分析 |
| 3.3.1 工业条件下不同冷却速度对显微组织和力学性能的影响 |
| 3.3.2 贝氏体形成机理 |
| 3.3.3 含贝氏体冷轧多相钢的强化机理模型 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 不同连退工艺路线对冷轧高强钢显微组织和力学性能的影响 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.1.3 试验工艺 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 DP工艺路线力学性能 |
| 4.2.2 TRIP工艺路线力学性能 |
| 4.2.3 QP工艺路线力学性能 |
| 4.2.4 DP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.2.5 TRIP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.2.6 QP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.3 实验结果分析 |
| 4.3.1 双相区临界温度对冷轧双相钢DP980显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.2 不同连退工艺路线对显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.3 冷轧高强钢的多相组织精确调控工艺探索 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 主要结论 |
| 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表论文和参加科研情况 |
| 致谢 |
（5）热处理对2205双相不锈钢氩电联焊焊接接头组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 双相不锈钢的发展 |
| 1.3 双相不锈钢中的析出相 |
| 1.4 双相不锈钢的焊接及焊接性 |
| 1.4.1 双相不锈钢的焊接 |
| 1.4.2 双相不锈钢的焊接性 |
| 1.5 双相不锈钢的热处理 |
| 1.5.1 双相不锈钢的热处理 |
| 1.5.2 双相不钢焊后热处理 |
| 1.6 研究目的及内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验母材及填充材料 |
| 2.1.1 试验母材 |
| 2.1.2 填充材料 |
| 2.2 焊接试验 |
| 2.2.1 坡口形式及焊前准备 |
| 2.2.2 焊接方法和工艺参数 |
| 2.3 热处理试验 |
| 2.3.1 固溶处理 |
| 2.3.2 低温退火 |
| 2.4 微观组织表征 |
| 2.4.1 X射线衍射分析 |
| 2.4.2 金相显微镜观察分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜观察分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度试验 |
| 2.5.2 拉伸试验 |
| 2.5.3 弯曲试验 |
| 2.5.4 冲击试验 |
| 2.6 腐蚀性能测试 |
| 第3章 2205 双相不锈钢GTAW+SMAW焊接性能研究 |
| 3.1 焊接接头微观组织及相比例分析 |
| 3.1.1 焊缝区组织及相比例分析 |
| 3.1.2 热影响区组织及相比例分析 |
| 3.2 焊接接头合金元素分析 |
| 3.2.1 焊缝区合金元素分析 |
| 3.2.2 热影响区合金元素分析 |
| 3.3 焊接接头力学性能分析 |
| 3.3.1 硬度试验结果及分析 |
| 3.3.2 拉伸和弯曲试验结果及分析 |
| 3.3.3 冲击试验结果及分析 |
| 3.4 焊接接头耐点蚀性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 固溶处理对焊接接头组织及性能的影响 |
| 4.1 固溶处理对焊接接头组织及相比例的影响 |
| 4.1.1 固溶处理对焊缝区组织及相比例的影响 |
| 4.1.2 固溶处理对热影响区组织及相比例的影响 |
| 4.2 固溶处理后焊接接头XRD分析 |
| 4.3 固溶处理对焊接接头合金元素的影响 |
| 4.3.1 固溶处理对焊缝区合金元素的影响 |
| 4.3.2 固溶处理对热影响区合金元素的影响 |
| 4.4 固溶处理对焊接接头力学性能的影响 |
| 4.4.1 硬度试验结果及分析 |
| 4.4.2 拉伸实验结果及分析 |
| 4.4.3 弯曲试验结果及分析 |
| 4.4.4 冲击试验结果及分析 |
| 4.5 固溶处理对焊接接头耐点蚀性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 低温退火对焊接接头组织及性能的影响 |
| 5.1 低温退火对焊接接头组织的影响 |
| 5.2 低温退火对焊接接头力学性能的影响 |
| 5.2.1 拉伸试验结果及分析 |
| 5.2.2 弯曲试验结果及分析 |
| 5.2.3 冲击试验结果及分析 |
| 5.3 低温退火对焊接接头耐点蚀性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（6）先进高强钢的介观尺度变形特征及其与损伤形核的关联研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 钢铁材料及汽车用钢的发展概况 |
| 1.2 先进高强钢微观结构与力学性能关系的建立 |
| 1.2.1 建立微观结构与宏观力学性能关系的传统方法 |
| 1.2.2 传统方法建立微观结构与力学性能关系的局限性 |
| 1.3 塑性变形本质特征及其介观尺度特征的重要性 |
| 1.3.1 塑性变形的本质特征分析 |
| 1.3.2 塑性变形介观尺度特征在微观结构和力学性能之间的桥梁性作用 |
| 1.4 介观尺度变形特征与微观结构和变形机制的联系 |
| 1.4.1 介观尺度变形特征与微观结构和力学行为的联系 |
| 1.4.2 介观尺度变形特征与变形机制的联系 |
| 1.5 介观尺度变形特征与微观结构和损伤行为的联系 |
| 1.6 本文研究的意义及内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 微观结构表征 |
| 2.2.1 扫描电子显微(SEM)分析 |
| 2.2.2 背散射电子衍射(EBSD)分析 |
| 2.2.3 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 室温拉伸试验 |
| 2.3.2 纳米压痕(Nanoindentation) |
| 2.4 介观尺度应力和应变分布的表征 |
| 2.4.1 数字图像相关(DIC)技术 |
| 2.4.2 原位拉伸结合μ-DIC方法 |
| 第三章 介观尺度变形的普遍规律及特征的定量分析方法 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 塑性变形介观尺度上的普遍规律——应变对数正态分布 |
| 3.2.1 介观应变满足对数正态分布规律的普遍性 |
| 3.2.2 对数正态分布拟合参数的物理意义 |
| 3.2.3 介观应变满足对数正态分布的前提条件 |
| 3.2.4 变形约束对变形宏观均匀程度的促进作用 |
| 3.2.5 变形宏观均匀在物理上竞争体系中的意义 |
| 3.2.6 对数正态分布规律在材料研究中的潜在应用 |
| 3.3 介观尺度塑性变形高阶特征的定量表征方法 |
| 3.3.1 定量方法的具体步骤 |
| 3.3.2 定量参数的意义及其与微观结构之间的潜在联系 |
| 3.3.3 定量参数与应变分布方差的比较 |
| 3.4 介观尺度变形的相关性分析 |
| 3.4.1 相关半径的计算方法 |
| 3.4.2 相关半径与微观结构和变形机制之间的潜在联系 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 介观尺度变形特征与微观结构和变形机制的联系 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 马氏体含量对双相钢介观尺度变形特征的影响 |
| 4.2.1 不同马氏体含量双相钢的微观组织和力学性能 |
| 4.2.2 马氏体含量对介观尺度变形均匀程度及变形特征的影响 |
| 4.2.3 提高双相钢力学性能的途径 |
| 4.3 相变和孪生对介观变形特征的影响及二者增塑的介观机制 |
| 4.3.1 实验材料的微观组织与变形机制 |
| 4.3.2 相变和孪生对应变统计分布及均匀程度演化的影响 |
| 4.3.3 相变和孪生对局部应变演化的影响 |
| 4.3.4 相变和孪生增塑的介观机制 |
| 4.4 介观应变均匀化是实现材料增强和增塑的重要途径 |
| 4.4.1 实现高强高塑性的传统方法 |
| 4.4.2 实现高强高塑性的新方法 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 先进高强钢损伤行为与介观尺度变形特征的联系 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 双相钢损伤形核与介观尺度应力应变分布特征的联系 |
| 5.2.1 损伤原位观察结合应变测量和应力模拟的实现 |
| 5.2.2 主导的损伤形核模式与马氏体含量的联系 |
| 5.2.3 应力应变分布特征随马氏体含量和分布的变化 |
| 5.2.4 与不同损伤形核模式相关的应变分布特征 |
| 5.2.5 不同损伤形核模式的主要介观起源 |
| 5.2.6 促进不同损伤模式形核的局部微观结构构造和次要因素 |
| 5.2.7 双相钢微观结构与损伤形核模式之间的联系 |
| 5.2.8 对双相钢微观结构设计和损伤模拟的建议 |
| 5.3 残余奥氏体相变及变形对Q&P钢损伤及断裂行为的影响 |
| 5.3.1 实验材料的微观结构和相组成 |
| 5.3.2 QP980 的损伤行为 |
| 5.3.3 QP1180 和QP1500 的损伤和断裂行为 |
| 5.3.4 三种Q&P钢损伤及断裂模式的差异及原因分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 研究展望 |
| 附录 |
| A1 变形带特征分析方法 |
| A2 变形相关性计算方法 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的学术成果 |
（7）汽车用高强钢组织结构与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题来源及意义 |
| 1.2 高强钢的概述 |
| 1.2.1 高强钢的分类 |
| 1.2.2 高强钢中合金元素的作用 |
| 1.3 Q&P工艺的原理与其发展 |
| 1.3.1 Q&P工艺的原理 |
| 1.3.2 Q&P工艺的发展 |
| 1.4 等温时效工艺 |
| 1.5 高强钢的失效行为 |
| 1.5.1 氢脆断裂 |
| 1.5.2 非金属夹杂物造成的断裂 |
| 1.6 本文研究目的与主要内容 |
| 第二章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 热处理工艺设计及试样的制备 |
| 2.2.1 含Cu低合金铁素体钢热处理工艺 |
| 2.2.2 55CrSi弹簧钢热处理工艺 |
| 2.2.3 试样的制备 |
| 2.3 试验分析测试方法 |
| 2.3.1 光学显微组织观察 |
| 2.3.2 XRD物相分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜组织观察 |
| 2.3.4 显微硬度测试 |
| 2.3.5 拉伸性能测试 |
| 2.3.6 O、N、H含量测试 |
| 第三章 不同等温时效时间对含Cu低合金铁素体钢组织与力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同等温时效时间对含Cu低合金铁素体钢的组织形貌的影响 |
| 3.2.1 不同等温时效时间对含Cu低合金铁素体钢的组织的影响 |
| 3.2.2 不同等温时效时间下含Cu低合金铁素体钢的物相分析 |
| 3.3 不同等温时效时间对含Cu低合金铁素体钢的力学性能的影响 |
| 3.3.1 不同等温时效时间对含Cu低合金铁素体钢显微硬度的影响 |
| 3.3.2 不同等温时效时间对含Cu低合金铁素体钢拉伸性能的影响 |
| 3.4 含Cu低合金铁素体钢中的富Cu析出相 |
| 3.5 不同等温时效时间下含Cu低合金铁素体钢的组织演化机理 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 合金元素的添加对含Cu低合金铁素体钢组织与力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金元素对低合金铁素体钢显微组织的影响 |
| 4.2.1 金相组织分析 |
| 4.2.2 SEM显微组织分析 |
| 4.3 合金元素对低合金铁素体钢力学性能的影响 |
| 4.3.1 试验钢的显微硬度 |
| 4.3.2 拉伸性能研究 |
| 4.4 拉伸断口分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 氢脆和非金属夹杂物对55CrSi弹簧钢拉伸断裂行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 55CrSi弹簧钢显微组织分析 |
| 5.3 55Cr Si弹簧钢中O、N、H含量的检测与力学性能的分析 |
| 5.4 Φ4.0mm试件的扫描电镜照片及成分分析 |
| 5.5 Φ4.7mm试件的扫描电镜照片及成分分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文及取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（8）DP780冷轧双相钢组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 双相钢简介 |
| 1.3 双相钢的生产工艺 |
| 1.3.1 直接热轧法生产双相钢 |
| 1.3.2 热处理法生产双相钢 |
| 1.4 影响双相钢组织性能的因素 |
| 1.4.1 合金元素 |
| 1.4.2 加热速率 |
| 1.4.3 加热温度 |
| 1.4.4 保温时间 |
| 1.4.5 冷却速率 |
| 1.5 双相钢的研究现状 |
| 1.6 本课题的意义、目的和主要研究内容 |
| 1.6.1 本课题的意义与目的 |
| 1.6.2 本课题的研究内容 |
| 第2章 变形量对DP780冷轧双相钢组织性能的影响 |
| 2.1 实验设计及分析方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验方案 |
| 2.1.3 显微硬度测试 |
| 2.1.4 金相试样的制备与观察 |
| 2.2 实验结果分析 |
| 2.2.1 试样热处理前的组织 |
| 2.2.2 试样热处理后的组织变化 |
| 2.2.3 试样热处理后的硬度变化 |
| 2.3 讨论与分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 冷轧双相钢组织演变规律研究 |
| 3.1 实验设计 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验过程 |
| 3.1.3 有限元模拟双相钢冷轧过程 |
| 3.1.4 显微硬度测试 |
| 3.1.5 金相试样的制备 |
| 3.2 实验结果与讨论 |
| 3.2.1 690℃加热保温时试样组织的回复和再结晶过程 |
| 3.2.2 不同加热温度下的组织演变规律 |
| 3.2.3 有限元模拟结果 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 热处理保温时间对双相钢组织性能的影响 |
| 4.1 实验设计 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验方案 |
| 4.1.3 组织性能检测 |
| 4.2 实验结果与讨论 |
| 4.2.1 金相显微组织结果与讨论 |
| 4.2.2 力学性能结果与讨论 |
| 4.2.3 显微硬度结果与讨论 |
| 4.3 保温时间的确定 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 加热温度对双相钢组织性能的影响 |
| 5.1 实验设计 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验过程 |
| 5.1.3 组织性能检测 |
| 5.2 实验结果与讨论 |
| 5.2.1 显微组织结果与讨论 |
| 5.2.2 显微硬度结果与讨论 |
| 5.2.3 力学性能结果与讨论 |
| 5.3 加热温度的确定 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间所开展的科研项目和发表的学术论文 |
（9）超细F-M高强低碳双相钢板材微观组织与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 异构材料发展概述 |
| 1.3 双相钢概述 |
| 1.3.1 双相钢的优势 |
| 1.3.2 双相钢的合金成分 |
| 1.3.3 双相钢的工业制备工艺 |
| 1.4 双相钢的组分相特性 |
| 1.4.1 铁素体相 |
| 1.4.2 马氏体相 |
| 1.5 双相钢的强韧化机理 |
| 1.5.1 双相钢的强化机理 |
| 1.5.2 双相钢的韧化机理 |
| 1.6 制备超细晶双相钢的工艺 |
| 1.7 研究目的、意义和内容 |
| 1.7.1 研究目的和意义 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 2 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 超细F-M双相钢工艺制备方式 |
| 2.2.1 冷轧超细晶F-M双相钢制备流程 |
| 2.2.2 温轧纳米异构高强F-M双相钢制备流程 |
| 2.3 微观结构测试方法 |
| 2.3.1 光学显微镜(OM)观察 |
| 2.3.2 扫描电镜(SEM)观察 |
| 2.3.3 透射电子显微镜(TEM)观察 |
| 2.3.4 定量金相分析 |
| 2.4 力学性能测试方法 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 准静态拉伸试验 |
| 2.4.3 加卸载试验 |
| 3 冷轧超细晶双相钢组织与性能研究 |
| 3.1 微观结构演化 |
| 3.1.1 均匀化热处理 |
| 3.1.2 第一次临界区热处理与冷轧变形 |
| 3.1.3 第二次临界区热处理 |
| 3.1.4 微观结构演变机理 |
| 3.2 力学性能 |
| 3.2.1 显微硬度 |
| 3.2.2 准静态拉伸 |
| 3.2.3 加卸载实验及背应力演化 |
| 3.3 扫描电镜断口观察 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 温轧纳米异构高强双相钢组织与性能研究 |
| 4.1 微观结构表征 |
| 4.1.1 温轧前起始微观组织 |
| 4.1.2 300℃前温轧微观组织 |
| 4.1.3 300℃后温轧微观组织 |
| 4.1.4 TEM微观组织 |
| 4.2 力学性能 |
| 4.2.1 显微硬度 |
| 4.2.2 准静态拉伸 |
| 4.3 温轧温度对温轧组织与性能的影响 |
| 4.4 温轧板的热稳定性能 |
| 4.5 扫描电镜断口观察 |
| 4.6 分析与讨论 |
| 4.6.1 WR300板组织细化的机理分析 |
| 4.6.2 WR300板超高强度的机理分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 全文总结和展望 |
| 5.1 全文总结 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间发表的论文和出版着作情况 |
（10）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 |
四、合金元素对双相钢(F+M)时效行为的影响（论文参考文献）
- [1]新型含Al铁基合金在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理研究[D]. 陈灵芝. 北京科技大学, 2021
- [2]超级双相不铸钢S32750热变形行为及组织性能研究[D]. 武敏. 太原理工大学, 2021
- [3]双相不锈钢中σ相析出及超塑性变形组织演变研究[D]. 高晓丹. 北京科技大学, 2021(08)
- [4]冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究[D]. 王卫卫. 钢铁研究总院, 2021(01)
- [5]热处理对2205双相不锈钢氩电联焊焊接接头组织及性能的影响[D]. 陈海生. 兰州理工大学, 2021(01)
- [6]先进高强钢的介观尺度变形特征及其与损伤形核的关联研究[D]. 唐骜. 上海交通大学, 2020(01)
- [7]汽车用高强钢组织结构与力学性能研究[D]. 李娜. 上海工程技术大学, 2020(04)
- [8]DP780冷轧双相钢组织性能研究[D]. 徐星星. 上海应用技术大学, 2020(02)
- [9]超细F-M高强低碳双相钢板材微观组织与性能的研究[D]. 潘志驿. 南京理工大学, 2020(01)
- [10]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)