碳素雙相鋼是由較軟的鐵素體（α）基體和彌散分布的硬質第二相馬氏體（以及殘余奧氏體（γ）或貝氏體）組成的高強鋼,同時具有較高的強度和良好的韌性,廣泛應用于各工業(yè)領域。雙相鋼一般通過兩相區(qū)等溫后快速或中速冷卻的熱處理方式進行制備。本文采用實驗和模擬相結合的方法,研究了Fe-0.323C-1.232Mn-0.849Si（mol.%）雙相鋼在不同熱處理過程中的顯微組織和溶質分布的演化,深入分析工藝-組織-性能之間的關系,為優(yōu)化工藝參數、提高性能提供指導。采用拉伸試驗、掃描電鏡（SEM）、透射電鏡（TEM）和三維原子探針（3-D APT）等實驗方法研究了熱處理后雙相鋼試樣的力學性能、顯微組織和溶質分布。發(fā)現相較于軋制態(tài)試樣,800℃等溫后空冷（800AC）試樣的屈服平臺較短、屈服強度較低,顯微組織中存在分布于α/α晶界處的馬氏體,其具有孿晶亞結構和較高的C、Mn濃度;800AC試樣經400℃回火（800AC-400T）后,屈服平臺變長,屈服強度升高,α/α晶界處的馬氏體轉變?yōu)閷悠瑺畹幕鼗瘃R氏體。760℃等溫后淬火（760WQ）組織中存在體積分數為⁰.17的典型板條馬氏體;而... 

【文章來源】：東南大學江蘇省 211工程院校 985工程院校 教育部直屬院校

【文章頁數】：186 頁

【學位級別】：博士

【部分圖文】：

圖1.1雙相鋼與其他高強鋼力學性能的對比[1]：(a)斷后延伸率與抗拉強度；(b)工程應力-應變曲線

東南大學博士學位論文2圖1.2制備鐵素體-馬氏體雙相組織所用熱處理示意圖[1]Fig.1.2.SchematicplotoftheheattreatmentusedtoobtainaDPferrite-martensitemicrostructure[1].對于兩相區(qū)等溫后淬火的雙相鋼，由于馬氏體相變是一個典型的無擴散型相變[4,5]，淬火形成的馬氏體繼承了兩相區(qū)等溫過程中形成的γ相成分，因此不難通過相圖計算的方法(calculationofphasediagram,CALPHAD)來預測淬火馬氏體的成分[1,6]。文獻中已有大量工作總結了馬氏體形貌性能與其所含C成分的關系[4,5]，如低碳馬氏體亞結構通常為包含高密度位錯的板條[7–9]，而高碳馬氏體亞結構一般為片狀(孿晶)[10–12]。這些經驗知識可以指導我們通過調整鋼的化學成分以及等溫溫度和時間來獲得所需的馬氏體形貌，從而制備符合性能要求的雙相鋼。而對于兩相區(qū)等溫后以低于淬火的速率冷卻的情況，其相變則復雜得多。由于冷卻過程中冷速不夠快，等溫過程形成的γ相會發(fā)生部分的γ→α相變(如圖1.2所示冷速較低時可能會經過鐵素體轉變區(qū))，導致γ相成分發(fā)生變化，難以再通過熱力學方法來預測最終生成的馬氏體成分。雖然目前已有一些報道討論了低合金鋼中不同冷速下連續(xù)冷卻過程中的相變產物[13–20]，但大部分工作均針對在A3溫度以上完全奧氏體化后連續(xù)冷卻的情況[16–20]，只有少數討論了在兩相區(qū)等溫后連續(xù)冷卻的情況[13–15]。有些學者研究發(fā)現在連續(xù)冷卻過程中形成的馬氏體具有不同的亞結構[15–18]，比淬火馬氏體的形貌更為復雜[15]，但對其形成機理尚不清楚。因此，兩相區(qū)等溫后以中等冷速冷卻過程中形成的馬氏體有待進一步研究，特別是關于這類馬氏體成分的工作還鮮有報道。如前所述，最終雙相鋼中的馬氏體的成分形貌由熱處理過程中的γ相決定，因此有必要研

第一章緒論5當S=0時，γ,α/γCx=γ,eqCx，相變?yōu)橥耆珨U散控制；當S介于0到1之間，相變?yōu)榛旌峡刂颇Ｊ�。因此，界面控制和擴散控制是混合控制模型的兩種極端情況。以Fe-C二元系中由初始成分為0Cx的單相γ區(qū)快速降溫至α+γ兩相區(qū)某一溫度下等溫過程中的γ→α相變?yōu)槔�，圖1.3為三種相變模式示意圖。圖1.3(a)為相圖α+γ兩相區(qū)部分，圖1.3(b)為相應的三種不同生長模型預測的界面處C濃度分布，可以看出在擴散控制模型(黑色虛線)中，γ相界面C濃度保持在γ相平衡C濃度γ,eqCx，遠離界面處C濃度回落到初始濃度0Cx，γ相存在明顯的C濃度梯度；在界面控制模型(黑色點線)中，由于假設C擴散系數無窮大，γ相無C濃度梯度，γ相C濃度由溶質守恒確定為γ,homCx；混合控制模型(黑色實線)中γ相界面實際C濃度γ,α/γCx處于擴散控制和界面控制之間。圖1.3三種相變模式示意圖：(a)Fe-C二元相圖α+γ兩相區(qū)部分；(b)三種不同生長模型預測的界面處C濃度分布Fig.1.3.Schematicplotofthethreegrowthmodels:(a)theα+γtwophaseregionintheFe-Cphasediagram;(b)theCconcentrationprofileacrosstheinterfacepredictedbythreedifferentgrowthmodels.研究表明，混合控制模型可以更為準確地描述α-γ相變過程[23,28]，因此在近些年的α-γ相變研究中廣泛采用混合控制模型。2007年Bos和Sietsma[29]采用指數函數對γ相中C濃度梯度進行近似，進一步改進了描述γ→α相變的混合控制模型。以上這些理論模型均針對Fe-C二元系，且主要集中在γ→α相變。2015年Mecozzi等[30]將混合控制模型擴展至Fe-C-Mn三元系中的α→γ相變，考察了準平衡(paraequibrium,PE)[31]條件下中鐵素體-珠光體初始組織的α→γ相變過程，三元系中的元素分配處理方

【參考文獻】：
期刊論文
[1]Fe-C-Mn三元合金中奧氏體-鐵素體相變的相場模擬[J]. 張軍,陳文雄,鄭成武,李殿中.  金屬學報. 2017(06)
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[4]馬氏體對C-Si-Mn冷軋雙相鋼屈服特性的影響[J]. 朱國明,鄺霜,陳貴江,陳波,任君茹.  材料工程. 2011(04)
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