碳素雙相鋼是由較軟的鐵素體（α）基體和彌散分布的硬質(zhì)第二相馬氏體（以及殘余奧氏體（γ）或貝氏體）組成的高強(qiáng)鋼,同時(shí)具有較高的強(qiáng)度和良好的韌性,廣泛應(yīng)用于各工業(yè)領(lǐng)域。雙相鋼一般通過(guò)兩相區(qū)等溫后快速或中速冷卻的熱處理方式進(jìn)行制備。本文采用實(shí)驗(yàn)和模擬相結(jié)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(guò)程中的顯微組織和溶質(zhì)分布的演化,深入分析工藝-組織-性能之間的關(guān)系,為優(yōu)化工藝參數(shù)、提高性能提供指導(dǎo)。采用拉伸試驗(yàn)、掃描電鏡（SEM）、透射電鏡（TEM）和三維原子探針（3-D APT）等實(shí)驗(yàn)方法研究了熱處理后雙相鋼試樣的力學(xué)性能、顯微組織和溶質(zhì)分布。發(fā)現(xiàn)相較于軋制態(tài)試樣,800℃等溫后空冷（800AC）試樣的屈服平臺(tái)較短、屈服強(qiáng)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(jié)構(gòu)和較高的C、Mn濃度;800AC試樣經(jīng)400℃回火（800AC-400T）后,屈服平臺(tái)變長(zhǎng),屈服強(qiáng)度升高,α/α晶界處的馬氏體轉(zhuǎn)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?jǐn)?shù)為⁰.17的典型板條馬氏體;而... 

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【學(xué)位級(jí)別】：博士

【部分圖文】：

圖1.1雙相鋼與其他高強(qiáng)鋼力學(xué)性能的對(duì)比[1]：(a)斷后延伸率與抗拉強(qiáng)度；(b)工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線

東南大學(xué)博士學(xué)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(duì)于兩相區(qū)等溫后淬火的雙相鋼，由于馬氏體相變是一個(gè)典型的無(wú)擴(kuò)散型相變[4,5]，淬火形成的馬氏體繼承了兩相區(qū)等溫過(guò)程中形成的γ相成分，因此不難通過(guò)相圖計(jì)算的方法(calculationofphasediagram,CALPHAD)來(lái)預(yù)測(cè)淬火馬氏體的成分[1,6]。文獻(xiàn)中已有大量工作總結(jié)了馬氏體形貌性能與其所含C成分的關(guān)系[4,5]，如低碳馬氏體亞結(jié)構(gòu)通常為包含高密度位錯(cuò)的板條[7–9]，而高碳馬氏體亞結(jié)構(gòu)一般為片狀(孿晶)[10–12]。這些經(jīng)驗(yàn)知識(shí)可以指導(dǎo)我們通過(guò)調(diào)整鋼的化學(xué)成分以及等溫溫度和時(shí)間來(lái)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(duì)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(fù)雜得多。由于冷卻過(guò)程中冷速不夠快，等溫過(guò)程形成的γ相會(huì)發(fā)生部分的γ→α相變(如圖1.2所示冷速較低時(shí)可能會(huì)經(jīng)過(guò)鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū))，導(dǎo)致γ相成分發(fā)生變化，難以再通過(guò)熱力學(xué)方法來(lái)預(yù)測(cè)最終生成的馬氏體成分。雖然目前已有一些報(bào)道討論了低合金鋼中不同冷速下連續(xù)冷卻過(guò)程中的相變產(chǎn)物[13–20]，但大部分工作均針對(duì)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(shù)討論了在兩相區(qū)等溫后連續(xù)冷卻的情況[13–15]。有些學(xué)者研究發(fā)現(xiàn)在連續(xù)冷卻過(guò)程中形成的馬氏體具有不同的亞結(jié)構(gòu)[15–18]，比淬火馬氏體的形貌更為復(fù)雜[15]，但對(duì)其形成機(jī)理尚不清楚。因此，兩相區(qū)等溫后以中等冷速冷卻過(guò)程中形成的馬氏體有待進(jìn)一步研究，特別是關(guān)于這類(lèi)馬氏體成分的工作還鮮有報(bào)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(guò)程中的γ相決定，因此有必要研

第一章緒論5當(dāng)S=0時(shí)，γ,α/γCx=γ,eqCx，相變?yōu)橥耆珨U(kuò)散控制；當(dāng)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(kuò)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(guò)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(yīng)的三種不同生長(zhǎng)模型預(yù)測(cè)的界面處C濃度分布，可以看出在擴(kuò)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(yuǎn)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(diǎn)線)中，由于假設(shè)C擴(kuò)散系數(shù)無(wú)窮大，γ相無(wú)C濃度梯度，γ相C濃度由溶質(zhì)守恒確定為γ,homCx；混合控制模型(黑色實(shí)線)中γ相界面實(shí)際C濃度γ,α/γCx處于擴(kuò)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(zhǎng)模型預(yù)測(cè)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(zhǔn)確地描述α-γ相變過(guò)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(shù)函數(shù)對(duì)γ相中C濃度梯度進(jìn)行近似，進(jìn)一步改進(jìn)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(duì)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(kuò)展至Fe-C-Mn三元系中的α→γ相變，考察了準(zhǔn)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(guò)程，三元系中的元素分配處理方

【參考文獻(xiàn)】：
期刊論文
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