本文是一篇工程硕士论文，本文通过冷轧钢板多相预留+两相区退火（MMP-IA）新工艺，即热轧后在两相区 680℃保温 1h 后再小变形冷轧（40%压下率），使冷轧板的组织由不同畸变程度的形变铁素体、相变马氏体和少量残留奥氏体（9.4%）构成，最后通过两相区退火成功制备出具有异质结构新型中锰 TRIP 钢。
第 1 章 绪论
1.1 课题研究背景及意义
进入 21 世纪以来，随着人们生活水平提高，汽车总体产量和销售增长量平稳递增。汽车产销量的增长造成全球能源短缺和环境污染，随着这些问题的日益加剧，为了降低能源消耗和减少环境污染，汽车行业向着轻量化设计方向发展[1]。采用轻量化材料或轻量化成型技术是实现汽车轻量化的主要途径之一。据统计，汽车每减重 1%，燃料消耗可降低 0.6%~1.0%，对降低二氧化碳排放量具有积极促进作用[2,3]。随着逐渐进入低碳化时代，全球主要汽车市场制定了相应的法规来限制碳排放量[4]。截至到 2020 年我国油耗总体下降了 27%，为全球节能减排事业做出巨大的贡献。开发先进高强度高塑性低成本的钢铁材料不仅可满足轻量化和高安全性双重标准，更有利于我国尽快实现碳中和的目标，因此研发高强高塑汽车钢板具有其必要性与紧迫性。
.........................
1.2 汽车钢的研究进展
为了应对汽车市场对先进高强钢（Advanced High Strength Steel，AHSS）的需求，国内外学者对其进行了大量的研究。高强度高塑性是目前汽车用钢研究的主要依据，通常采用强塑积（抗拉强度与总延伸率的乘积）来表征汽车用钢的综合性能。根据强塑积的不同，将先进高强钢分为三代，如图 1-1 所示。第一代汽车钢板强塑积介于 10~20 GPa·%之间，其合金含量较低且基体中只有少量的奥氏体，因此其增塑能力较低，但其对生产设备要求低、成本低且力学性能稳定，是目前工业上采用最多的先进高强钢。
第一代汽车钢板无法满足当前汽车工业对轻量化和高安全性的双重要求，因此，学者们开始研究以具有孪生诱导塑性（Twinning Induced Plasticity, TWIP）的奥氏体钢和高锰 TWIP 钢为代表的第二代汽车钢，通过在钢中添加大量的 Mn、Al、Cr 等合金元素，使其在形变过程中形成大量的孪晶，有利于钢的滑移，从而具有较高的抗拉强度和延伸率，最终其强塑积可达 50~70 GPa·%。室温下其主要微观组织以面心立方晶格（FCC）的奥氏体为基体。但其合金含量过高，一般大于 25%，导致成本较大且生产工艺难度大，严重阻碍了该钢种的发展。为了适应汽车行业的发展，学者们开始寻找更合适的先进高强钢。
2007 年，美国学者[5]在第一代与第二代汽车用钢之间提出了第三代汽车用钢的概念。同期，钢铁研究总院董瀚教授[6]提出了以“多相（Multiphase）、亚稳（Metastable）、多尺度（Multiscale）”为组织特征的 M3 调控思路以指导第三代先进高强钢的开发与研究。根据该调控思路，当钢中亚稳奥氏体相的体积分数达到30%左右且稳定性适宜时，强塑积可达 30~40 GPa·%。第三代先进高强钢典型代表为δ-TRIP 钢、中锰 TRIP 钢和 Q&P 钢等。中锰钢由于兼具优异的力学性能和低廉的成本受到了国内外学者的广泛关注，并开展了大量的实验研究，以期在不提高成本的同时使其性能接近或超过 TWIP 钢级别（强塑积≥50 GPa·%）。例如，Yan[7]制备的冷轧中锰钢（Fe-8.9Mn-0.25C-1.59Si-1.0Al）经过 700 ℃的奥氏体逆相变（Austenite Reverted Transformation, ART）退火处理后，抗拉强度和延伸率分别为1405 MPa 和 41.0%，最终强塑积高达 57.6 GPa·%；阳锋[8]对 Fe-0.22C-7Mn-2.6Al冷轧中锰钢进行 700 ℃保温 1h 退火处理后，其延伸率为 68%，强塑积高达 65GPa·%。Park[9]制备的 Fe-8.1Mn-0.01Si-5.3Al-0.23C 冷轧中锰钢在 900℃退火 2min并采用氦气冷却至室温后，其实验钢的抗拉强度、延伸率和强塑积分别达到 949MPa、54.0%和 51.2 GPa·%。
工程硕士论文怎么写
.............................
第 2 章 材料的制备和实验方法
2.1 实验材料
C 是奥氏体稳定化元素，本文 C 含量选择 0.13%。Mn 是逆相变奥氏体稳定元素，能降低 Ms 点，本文 Mn 含量选择 7.89%。钢中 Al 元素含量过高时将导致δ-铁素体的析出，影响钢材的焊接性能，在本设计中选择 1.65%的 Al。此外钢中加入少量 Zr 元素，可起到细化晶粒、净化基体作用，改善冲压性能。
试验所用的中锰钢在真空感应炉中冶炼并浇注成钢锭，锻造成厚度为 30 mm的钢坯，将钢坯置于 1200 ℃高温箱式炉内均匀化处理 2 h 后，经过双辊轧机进行热轧，终轧厚度约为 4 mm，空冷至室温，终轧温度不低于 900℃。在冷轧前先将热轧钢板在 680 ℃退火 1 h，在冷轧之前增加一步退火处理除了起到软化钢板利于冷轧效果外，最重要的是为了获得奥氏体和铁素体双相组织（为后续冷轧钢板多相组织预存提供途径，具体将在后续章节讨论），最后经过双辊冷轧机进行多道次冷轧至 2.2 mm，总下压量约为 40%。
本文实验钢拟采用临界退火（IA）工艺和临界退火+回火（IT）热处理工艺，从而得到具有不同形貌、不同尺寸及元素异质分布多相组织的异质结构。IA 热处理工艺如下：对冷轧中锰钢在 660 ℃~720 ℃保温 10 min，然后空冷至室温；对冷轧中锰钢在 680 ℃保温 5 min~120 min，然后空冷至室温。退火工艺在马弗炉中实施，升温速率为 1℃/s。
......................
2.2研究分析方法
（1）扫描电镜（SEM）
扫描电镜可以观察到实验钢的显微组织、相分布及演变规律。SEM 试样的制备包括机械研磨、抛光和腐蚀三个步骤。利用线切割沿钢板轧制方向切取10mm×10mm 样品，经过 240#、400#、600#、800#、1000#、1500#、2000#水砂纸逐级研磨，每更换一次砂纸，均需转 90°角，与上一个划痕呈垂直方向，沿一个方向磨至旧划痕消失，最终直至光滑镜面。然后将磨样在抛光机上进行抛光处理，最终采用 4vol%的 HNO3+CH3CH2OH 混合溶液进行表面腐蚀 30s 左右，直至表面呈青色或青蓝色，然后用吹风机沿同一方向吹干，上机分析。
（2）透射电镜（TEM）
采用 Tecnai G2型场发射高分辨率电镜观察中锰钢中铁素体和残余奥氏体显微形貌及元素分布等行为，分析实验钢拉伸前后的微观组织形貌及位错组态演变。TEM 试样制备过程如下：用线切割切取厚度为 0.6mm 的 10mm×10mm 的样品，在砂纸上手工磨薄至 0.05~0.06mm，在磨样时注意用力合适，防止奥氏体因受力过大而转变为马氏体。然后在试样上冲出直径 3mm 圆形样品，对圆片进行电解双喷减薄穿孔，电解液为 10vol%HClO4 与 90vol%CH3CH2OH 混合溶液。
（3）电子背散射衍射（EBSD）
EBSD 可以鉴定中锰钢的晶粒尺寸和相分布，大小角度晶界以及取向差等信息。本实验中在 FEI Quanta 650 FEG 型场发射扫描电镜上完成 EBSD 测试，本文EBSD 测试步长为 0.05μm，因此其中尺寸小于 100 nm 晶粒难以被 EBSD 所捕捉，典型条件下试样微观组织需配合 TEM 分析，EBSD 测试电压为 20kV。对 EBSD样品进行机械抛光，方法与 SEM 试样制备相同，然后使用 93 vol%乙醇和 7 vol%高氯酸的电解质进行电抛光，电流密度为 450 mA/cm2。
..........................
第 3 章 两相区退火工艺对冷轧中锰钢组织与性能的影响............................ 19
3.1 中锰钢热处理工艺设计........................... 19
3.2 退火温度对冷轧中锰钢微观组织的影响............................. 20
3.3 退火温度对冷轧中锰钢力学性能的影响.............................. 22
第 4 章 回火工艺对冷轧中锰钢组织与性能的影响..................... 29
4.1 中锰钢热处理工艺设计......................................... 29
4.2 回火温度对冷轧中锰钢力学性能的影响........................ 29
4.3 退火温度对 IT 处理中锰钢的影响.................................. 30
第 5 章 新型中锰 TRIP 钢强韧化机理研究...............................47
5.1 异质结构中锰钢微观组织及 Mn 元素分布行为..................................47
5.2 新型中锰钢加工硬化行为................... 48
5.3 新型中锰钢 HDI 强化行为................................. 49
第 5 章 新型中锰 TRIP 钢强韧化机理研究
5.1 异质结构中锰钢微观组织及 Mn 元素分布行为
根据第四章结果可知，本文设计的中锰钢在 680℃退火时间 10min 再在 200℃回火 20min 后力学性能最佳。为了进一步分析其微观组织形貌及奥氏体重要的稳定化元素 Mn 分布行为，对 T68 试样开展 TEM 观察。如图 5-1 所示，T68 的微观结构由铁素体和奥氏体的三种不同形态组成，即颗粒状（γG）、板条状（γP）和块状（γB），与 EBSD 结果吻合。图中板条状奥氏体和铁素体呈相间交互排列，颗粒状和块状奥氏体一部分分布在铁素体晶内，另一部分分布在铁素体晶界处。经测量板条状奥氏体的平均宽度约为 0.12μm~0.59μm，颗粒状和块状奥氏体的晶粒尺寸约为 0.07μm~3.24μm。
如图 5-1b 所示，利用 TEM-EDS 技术对多个颗粒状、板条状和块状的奥氏体晶粒 Mn 浓度进行测试，结果表明，无论板条状奥氏体的晶粒大小如何，Mn 浓度均在 11.9~12.3wt.%的小范围内变化。而颗粒状和块状奥氏体晶粒中的 Mn 呈非均质分布，范围为 9.4wt.%~14.7wt.%，且尺寸较大的块状残余奥氏体晶粒比超细晶（<0.5 μm）奥氏体晶粒具有更高的 Mn 含量，主要是因为当退火温度为 680℃时，奥氏体形核与长大条件适宜，冷轧板中的相变马氏体具有奥氏体优先形核条件，奥氏体晶粒沿板条马氏体成长，最终成为高 C/Mn 浓度的板条状奥氏体；同时，冷轧板中保留的板条状奥氏体（高 C/Mn 浓度）沿厚度方向长大，由于比表面积较高，因此最终分解成几个块状奥氏体（继承了冷轧残留奥氏体高的 C/Mn 浓度）[73]。此外，在 C/Mn 含量较低的铁素体中（晶界/相界或位错处）存在潜在的奥氏体形核点，然而，由于 C/Mn 含量较低，其形核和长大较慢，最终形成低 C/Mn 含量的颗粒状奥氏体；最终使 T68 试样呈现出多形貌、尺寸度、Mn 元素非均质分布的异质结构特征。
工程硕士论文参考
..........................
结论
本文设计并制备一种新型中锰 TRIP 钢，对其进行两相区退火（IA）和两相区退火+低温回火（IT）热处理工艺研究，以期获得高强度高塑性的优异匹配。借助TEM、EBSD、SEM 及 XRD 技术研究不同退火时间、退火温度对中锰钢微观组织、力学性能影响规律。在此基础上，进一步探究回火工艺对中锰钢性能及相变行为的影响机制，最终通过组织调控，制备具有异质结构新型中锰 TRIP 钢，探究新型中锰钢强韧化机制。主要结论如下：
（1）通过冷轧钢板多相预留+两相区退火（MMP-IA）新工艺，即热轧后在两相区 680℃保温 1h 后再小变形冷轧（40%压下率），使冷轧板的组织由不同畸变程度的形变铁素体、相变马氏体和少量残留奥氏体（9.4%）构成，最后通过两相区退火成功制备出具有异质结构新型中锰 TRIP 钢。
（2）研究临界退火（IA）工艺中不同退火温度和不同退火时间对冷轧中锰钢组织与性能影响，当退火温度为 680℃，退火时间为 10min 时，试样的综合力学性能最佳，其 UTS、YS、TE 和 PSE 分别为 1211MPa、1000MPa、40%和 48 GPa·%，其强塑积远超过了第三代汽车钢标准。
（3）研究两相区退火+回火工艺（IT 工艺）对冷轧中锰钢组织与性能影响，当实验钢在680℃退火时间10min空冷至室温再在200℃回火20min空冷至室温后，试样的综合力学性能最佳，其 UTS、YS、TE 和 PSE 分别为 1280MPa、1022MPa、53%和 68 GPa·%，其性能远超出相同成分下中锰钢性能，接近 TWIP 钢级别，且强度高于传统 TWIP 钢。
（4）研究不同退火温度下，回火对冷轧中锰钢性能影响，结果表明：退火温度为 660℃时，回火处理使实验钢 UTS、YS、TE 和 PSE 分别从 1178MPa、1104MPa、30%和 36 GPa·%降至 1023MPa、1000MPa、17%和 18 GPa·%。当退火温度升为 680℃时，A68 样品的 UTS 和 TE 分别从 1211MPa 和 40%增加至 T68 样品的 1280MPa和 53%，从而使 PSE 从 48 GPa·%提高至 68 GPa·%。当退火温度进一步升高至 700℃和 720℃时，回火处理对退火中锰钢的性能影响不大。通过研究其微观组织可知，当退火温度较低（660℃）时，奥氏体稳定性非常高但含量较低，低温回火进一步增加其稳定性而使其在拉伸过程中 TRIP 效应被严重抑制，从而降低了试样的力学性能。处于高温（700℃和 720℃）时，奥氏体含量高，低温回火时铁素体中 C 元素可配分的数量较低，对奥氏体稳定性影响较弱，因此对其性能影响可以忽略。
参考文献（略）