The present situation and its development trend of hull structural steel
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1995
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
船体结构钢的现状及其发展趋势
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1995
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
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2021
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
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2021
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Status and prospects of research and development of key common technologies for high-quality heavy and medium plate production
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2019
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
高质量中厚板生产关键共性技术研发现状和前景
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2019
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Experimental and numerical analysis on formation of stable austenite during the intercritical annealing of 5Mn steel
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2011
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Current opinion in medium manganese steel
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2015
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Refined heterogeneous phase unit enhances ductility in quenched ultra-high strength steels
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2021
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Evolution of toughening mechanisms in PH13-8Mo stainless steel during aging treatment
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2023
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Effect of metastable austenite on mechanical property and mechanism in cryogenic steel applied in oceaneering
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2016
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
亚稳奥氏体对低温海工用钢力学性能的影响与机理
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2016
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Effect of retained austenite on the fracture toughness of quenching and partitioning (QP)-treated sheet steels
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2014
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Structure-mechanical property relationship in a high strength low carbon alloy steel processed by two-step intercritical annealing and intercritical tempering
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2014
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Study on microstructures and toughening mechanism of nine percent nickel cryogenic steel for LNG tanks
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2015
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
液化天然气工程用9%Ni钢低温韧化机理与精细结构研究
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2015
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Microstructure and mechanical properties of Fe-0.2C-5Mn steel processed by ART-annealing
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2011
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Carbon partitioning to austenite from martensite or bainite during the quench and partition (Q P) process: a critical assessment
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2008
Tempering and austempering of double soaked medium manganese steels
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2021
Austenite formation and manganese partitioning during double soaking of an ultralow carbon medium-manganese steel
0
2023
Strain partitioning in ultra-fine grained medium-manganese transformation induced plasticity steel
1
2014
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
High strength-toughness combination of a low-carbon medium-manganese steel plate with laminated microstructure and retained austenite
1
2017
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
Enhancing strength-ductility combination in a novel Cu-Ni bearing Q P steel by tailoring the characteristics of fresh martensite
1
2023
... 开发海洋资源，亟需高强、高韧和易焊接的船体钢[1 ] .锰含量为3%~12%的中锰高强钢机械性能和耐磨性优异，可用于制造汽车和船舶[2 , 3 ] .中锰高强钢的强度和塑性良好，能承受较大的载荷和冲击，是第三代先进高强钢(AHSS)的候选者[4 , 5 ] .中锰钢优异的力学性能源于其马氏体+逆转变奥氏体双相组织.这种微观组织得益于合金成分的独特设计和高温回火热处理工艺.中锰钢中的逆转变奥氏体使其低温韧性显著改善[6 ,7 ] .王长军等[8 ] 对3.5Mn钢进行两相区淬火生成了大量薄膜和板条结构的逆转变奥氏体，使其-120 ℃的冲击功达到120 J.Wu等[9 ] 、Zhou等[10 ] 和潘涛[11 ] 在钢中马氏体板条间生成的薄膜状逆转变奥氏体使裂纹偏折改善了钢的低温韧性.钢中逆转变奥氏体的尺寸、分布状态、稳定性和含量都影响其低温韧性[12 ~16 ] .同时，逆转变奥氏体能在钢的拉伸过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，使其塑性和强度同时提高.Zou等[17 ] 控制轧制工艺在5Mn-1.4Ni-0.12V钢中产生层状微观结构，使其抗拉强度达到1145 MPa，延伸率达到23.2%.Wang等[18 ] 将钢中新鲜马氏体的体积分数从9.8%提高到57.8%，使其对抗拉强度的贡献从13.7%提高到68.8%，使钢的最高抗拉强度达到1150 MPa. ...
High-performance copper-precipitation-hardened ship hull steel
1
2004
... 逆转变奥氏体的生成，须将钢在较高的温度回火.但是，较高的回火温度会使钢的基体软化而降低其屈服强度.为此，可添加适当的合金元素提高钢的屈服强度.杨才福等[19 ] 在高强度船体钢中添加1%的Cu使屈服强度提高了270~350 MPa.张正延等[20 ] 使钢在过时效状态下生成尺寸为6~50 nm的Cu粒子，每1%Cu的析出强化增量能达到约90 MPa.在钢中添加适量的Ni元素可避免产生Cu脆，Ni元素还能稳定逆转变奥氏体.优化Ni、Cu和Mn的添加量可控制沉淀机制和组织含量，研发出所需的高强钢[21 ,22 ] . ...
高性能铜沉淀硬化船体钢
1
2004
... 逆转变奥氏体的生成，须将钢在较高的温度回火.但是，较高的回火温度会使钢的基体软化而降低其屈服强度.为此，可添加适当的合金元素提高钢的屈服强度.杨才福等[19 ] 在高强度船体钢中添加1%的Cu使屈服强度提高了270~350 MPa.张正延等[20 ] 使钢在过时效状态下生成尺寸为6~50 nm的Cu粒子，每1%Cu的析出强化增量能达到约90 MPa.在钢中添加适量的Ni元素可避免产生Cu脆，Ni元素还能稳定逆转变奥氏体.优化Ni、Cu和Mn的添加量可控制沉淀机制和组织含量，研发出所需的高强钢[21 ,22 ] . ...
The strengthening mechanism of Cu bearing high strength steel As-quenched and tempered and Cu precipitation behavior in steel
1
2019
... 逆转变奥氏体的生成，须将钢在较高的温度回火.但是，较高的回火温度会使钢的基体软化而降低其屈服强度.为此，可添加适当的合金元素提高钢的屈服强度.杨才福等[19 ] 在高强度船体钢中添加1%的Cu使屈服强度提高了270~350 MPa.张正延等[20 ] 使钢在过时效状态下生成尺寸为6~50 nm的Cu粒子，每1%Cu的析出强化增量能达到约90 MPa.在钢中添加适量的Ni元素可避免产生Cu脆，Ni元素还能稳定逆转变奥氏体.优化Ni、Cu和Mn的添加量可控制沉淀机制和组织含量，研发出所需的高强钢[21 ,22 ] . ...
调质态含Cu高强钢的强化机理及钢中Cu的析出行为
1
2019
... 逆转变奥氏体的生成，须将钢在较高的温度回火.但是，较高的回火温度会使钢的基体软化而降低其屈服强度.为此，可添加适当的合金元素提高钢的屈服强度.杨才福等[19 ] 在高强度船体钢中添加1%的Cu使屈服强度提高了270~350 MPa.张正延等[20 ] 使钢在过时效状态下生成尺寸为6~50 nm的Cu粒子，每1%Cu的析出强化增量能达到约90 MPa.在钢中添加适量的Ni元素可避免产生Cu脆，Ni元素还能稳定逆转变奥氏体.优化Ni、Cu和Mn的添加量可控制沉淀机制和组织含量，研发出所需的高强钢[21 ,22 ] . ...
Precipitation mechanism and mechanical properties of an ultra-high strength steel hardened by nanoscale NiAl and Cu particles
1
2015
... 逆转变奥氏体的生成，须将钢在较高的温度回火.但是，较高的回火温度会使钢的基体软化而降低其屈服强度.为此，可添加适当的合金元素提高钢的屈服强度.杨才福等[19 ] 在高强度船体钢中添加1%的Cu使屈服强度提高了270~350 MPa.张正延等[20 ] 使钢在过时效状态下生成尺寸为6~50 nm的Cu粒子，每1%Cu的析出强化增量能达到约90 MPa.在钢中添加适量的Ni元素可避免产生Cu脆，Ni元素还能稳定逆转变奥氏体.优化Ni、Cu和Mn的添加量可控制沉淀机制和组织含量，研发出所需的高强钢[21 ,22 ] . ...
Atom-probe study of Cu and NiAl nanoscale precipitation and interfacial segregation in a nanoparticle-strengthened steel
1
2017
... 逆转变奥氏体的生成，须将钢在较高的温度回火.但是，较高的回火温度会使钢的基体软化而降低其屈服强度.为此，可添加适当的合金元素提高钢的屈服强度.杨才福等[19 ] 在高强度船体钢中添加1%的Cu使屈服强度提高了270~350 MPa.张正延等[20 ] 使钢在过时效状态下生成尺寸为6~50 nm的Cu粒子，每1%Cu的析出强化增量能达到约90 MPa.在钢中添加适量的Ni元素可避免产生Cu脆，Ni元素还能稳定逆转变奥氏体.优化Ni、Cu和Mn的添加量可控制沉淀机制和组织含量，研发出所需的高强钢[21 ,22 ] . ...
Effects of hot deformation and subsequent austempering on the mechanical properties of Si-Mn TRIP steels
1
2006
... 使用Quanta 650扫描电镜(SEM)观察冲击断口形貌和微观组织.用配备D8 ADVANCE的X射线衍射仪(XRD)检测试样中的奥氏体含量.奥氏体的体积分数(Vγ )[23 ] 为 ...
Micromechanics of cleavage fracture and the associated tongue formation in ferritic steel
1
2023
... 图1 给出了4Mn钢淬火态和在不同温度回火后的SEM照片.可以看出，4Mn钢淬火后的组织几乎全为淬火马氏体(QM).在3个温度回火的4Mn钢其微观组织类型相同，均由逆转变奥氏体(Reversed austenite)+新鲜马氏体(FM)+回火马氏体(TM)/铁素体(F)构成.新鲜马氏体是在逆转变奥氏体惯习面上生成的，与逆转变奥氏体母体保持切变共格，因此二者在扫描电镜下难以区分，需要更加微观的检测方法.随着回火温度的提高4Mn钢中逆转变奥氏体+新鲜马氏体的占比随之提高(白色的条状或块状凸起区域)，回火马氏体/铁素体的占比降低.新鲜马氏体的生成，使得在较高温度时效热处理重新出现马氏体强化，使4Mn钢保持较高的抗拉强度[24 ] . ...
The effect of deformation twins on the quasi-cleavage crack propagation in twinning-induced plasticity steels
1
2018
... 图2a~c 给出了在600、640和670 ℃回火后的EBSD相图，图中的红色部分表示逆转变奥氏体.可以看出，随着回火温度的提高4Mn钢中逆转变奥氏体的含量先提高后降低.在640 ℃回火后逆转变奥氏体的含量达到28.1%，明显比在其余两个温度回火的逆转变奥氏体含量高.其原因是在670 ℃回火本应生成更多的逆转变奥氏体，但是在600 ℃回火与在670 ℃回火的钢中奥氏体的含量几乎相同.其原因是，在670 ℃回火后钢中的大部分逆转变奥氏体在冷却过程中转变为新鲜马氏体.图中黑色线代表取向差大于15°的大角度晶界；绿色线为取向差大于2°，小于15°的小角度晶界.逆转变奥氏体主要分布在晶界，特别是在大角度晶界.大角度晶界的能量较高，有大量的缺陷和畸变，是逆转变奥氏体的主要形核点[25 ] .在不同温度回火后逆转变奥氏体的平均尺寸，如图2d~f 所示.可以看出，逆转变奥氏体平均尺寸的变化与含量变化的趋势相同.正是这些微米级的逆转变奥氏体，使中锰钢具有优良的塑性. ...
Characterization of individual retained austenite grains and their stability in low-alloyed TRIP steels
1
2007
... 图4 给出了在不同温度回火的4Mn钢的TEM照片.可以看出，在较高温度回火后钢中的马氏体板条几乎消失，逆转变奥氏体均匀地分布在马氏体基体上.在不同温度回火的4Mn钢中逆转变奥氏体的形貌均呈板条和块状结构，分布呈现出有序性.大部分马氏体板条间的板条状逆转变奥氏体与原奥氏体保持相同取向[26 ] .块状逆转变奥氏体倾向于在原奥氏体晶界生成，原奥氏体晶界的逆转变奥氏体其核心只与一侧的基体保持了K-S关系，被共格和非共格界面包裹使界面两侧的表面能和弹性应变能不同，因此易生成块状逆转变奥氏体[27 ] .同时，在670 ℃回火的钢中发现了孪晶，其生成与逆转变奥氏体稳定性的大幅度降低有关. ...
Grain boundary embrittlement by Mn and eutectoid reaction in binary Fe-12Mn steel
1
2013
... 图4 给出了在不同温度回火的4Mn钢的TEM照片.可以看出，在较高温度回火后钢中的马氏体板条几乎消失，逆转变奥氏体均匀地分布在马氏体基体上.在不同温度回火的4Mn钢中逆转变奥氏体的形貌均呈板条和块状结构，分布呈现出有序性.大部分马氏体板条间的板条状逆转变奥氏体与原奥氏体保持相同取向[26 ] .块状逆转变奥氏体倾向于在原奥氏体晶界生成，原奥氏体晶界的逆转变奥氏体其核心只与一侧的基体保持了K-S关系，被共格和非共格界面包裹使界面两侧的表面能和弹性应变能不同，因此易生成块状逆转变奥氏体[27 ] .同时，在670 ℃回火的钢中发现了孪晶，其生成与逆转变奥氏体稳定性的大幅度降低有关. ...
Process design and microstructure control of medium manganese steel with continuous yield and high strength yield ratio
1
2024
... 在不同温度回火的4Mn钢，其低温冲击功(KV2 )和剪切断面率(SFA)列于表2 .可以看出，相同实验温度下，随着回火温度的提高，回火的4Mn钢其低温冲击功和剪切断面率不断降低，特别是回火温度从600 ℃升高到640 ℃时，下降更为明显.图7 给出了在不同温度回火的4Mn钢的冲击断口形貌(-60 ℃).从解理区的形貌可见，回火温度不同的4Mn钢其解理区均呈现河流花样和类解理的小断面并有少量的撕裂棱和大量的舌状纹.这表明，4Mn钢的断裂是典型的准解理断裂[28 ] .随着回火温度的提高类解理的小断面减少，舌状纹明显增多.舌状纹是解理裂纹与形变孪晶相遇时产生的特殊形貌.这表明，回火温度由600 ℃提高到670 ℃，在冲击过程中晶内生成了越来越多的形变孪晶，显著影响4Mn钢的低温韧性.随着回火温度的提高，纤维区内的韧窝尺寸减小，区域面积占比显著降低. ...
连续屈服、高强屈比中锰钢的工艺设计与组织调控
1
2024
... 在不同温度回火的4Mn钢，其低温冲击功(KV2 )和剪切断面率(SFA)列于表2 .可以看出，相同实验温度下，随着回火温度的提高，回火的4Mn钢其低温冲击功和剪切断面率不断降低，特别是回火温度从600 ℃升高到640 ℃时，下降更为明显.图7 给出了在不同温度回火的4Mn钢的冲击断口形貌(-60 ℃).从解理区的形貌可见，回火温度不同的4Mn钢其解理区均呈现河流花样和类解理的小断面并有少量的撕裂棱和大量的舌状纹.这表明，4Mn钢的断裂是典型的准解理断裂[28 ] .随着回火温度的提高类解理的小断面减少，舌状纹明显增多.舌状纹是解理裂纹与形变孪晶相遇时产生的特殊形貌.这表明，回火温度由600 ℃提高到670 ℃，在冲击过程中晶内生成了越来越多的形变孪晶，显著影响4Mn钢的低温韧性.随着回火温度的提高，纤维区内的韧窝尺寸减小，区域面积占比显著降低. ...
The dominating role of austenite stability and martensite transformation mechanism on the toughness and ductile-to-brittle-transition temperature of a quenched and partitioned steel
2
2021
... 随着回火温度的提高，裂纹形成功显著降低.其原因是，逆转变奥氏体的稳定性和含量发生了变化，从而影响了其增韧效果.在600 ℃回火的4Mn钢中含量适中的逆转变奥氏体具有较好的机械稳定性，在塑性变形中发生相变耗散了额外的能量.在相变过程中释放大量的相变潜热使应力降低，即新鲜马氏体的形核松弛了塑性变形产生的局部应力集中并延缓了裂纹的形成，使钢的裂纹形成功显著提高.回火温度略高于640 ℃(A c1 )时，平均分配到每个逆转变奥氏体中的C、Mn、Ni等元素的浓度降低，逆转变奥氏体的层错能(SFE)也随之降低.此时，逆转变奥氏体的稳定性也逐渐降低，相变诱导机制由应变诱导转变为应力诱导，增韧效果显著降低[29 ] .为了验证在两个温度回火的钢中逆转变奥氏体的元素分配，用TEM-EDS线扫测试了稳定奥氏体的Mn和Ni元素(图9 ).可以看出，在更高温度回火的钢中逆转变奥氏体中Mn和Ni元素的含量都降低了，特别是Ni元素含量的降低更为显著. ...
... 随着回火温度的提高裂纹扩展功也显著降低，因为钢中的孪晶与块状逆转变奥氏体增多.对图7 中解理区断口形貌的分析表明，钢中孪晶的数量随着回火温度的提高而增加.孪晶处是高应力区，硬度较高.裂纹易沿着孪晶界高速扩展，使裂纹扩展功显著降低[34 ,35 ] .从图7c 中断口的形貌可见，舌状花样极为凹凸不平和粗大.其原因是，在670 ℃回火的钢中保留了合金元素较为贫乏的逆转变奥氏体.这种逆转变奥氏体的层错能较低，热处理后就形成了孪晶结构.在冲击实验中，孪晶边界成为形变孪晶形核点，促进了形变孪晶生成.其次，大量块状的逆转变奥氏体也可能使裂纹高速扩展[36 ] .主要分布在原奥氏体晶界和板条界上的块状逆转变奥氏体，使断裂模式转变为晶间断裂.随着裂纹的扩展，裂纹尖端附近的逆转变奥氏体不断转化为新鲜的马氏体，使裂纹稳定但脆性地扩展[29 ] . ...
Effect of manganese on the strength-toughness relationship of low-carbon copper and nickel-containing hull steel
1
2024
... 回火温度进一步提高到两相区的670 ℃，虽然在回火过程中生成了大量逆转变奥氏体，但是其中大部分因热稳定性较低而在冷却过程转变为新鲜马氏体.逆转变奥氏体向新鲜马氏体的转变是在切变时发生的，极高的转变速度使合金元素来不及扩散，因此Mn和Ni等合金元素保留在新鲜马氏体内.这使得在室温下保留的少部分逆转变奥氏体晶内合金元素的含量仍然较低，其增韧效果也比较差.同时，回火时钢中生成的大量新鲜马氏体比回火马氏体更加脆硬，使其抗拉强度提高但是使韧性降低[30 ~33 ] . ...
Effect of reversed austenite on low temperature fracture mechanism of 9Ni steel
0
2014
回转奥氏体对9Ni钢低温断裂机制的影响
0
2014
The significance of multi-step partitioning: processing-structure -property relationship in governing high strength-high ductility combination in medium-manganese steels
0
2017
A comprehensive study on the effect of annealing temperature on the tensile and impact behavior of automotive-grade medium manganese steel (Fe-6.22Mn-0.18C)
1
2024
... 回火温度进一步提高到两相区的670 ℃，虽然在回火过程中生成了大量逆转变奥氏体，但是其中大部分因热稳定性较低而在冷却过程转变为新鲜马氏体.逆转变奥氏体向新鲜马氏体的转变是在切变时发生的，极高的转变速度使合金元素来不及扩散，因此Mn和Ni等合金元素保留在新鲜马氏体内.这使得在室温下保留的少部分逆转变奥氏体晶内合金元素的含量仍然较低，其增韧效果也比较差.同时，回火时钢中生成的大量新鲜马氏体比回火马氏体更加脆硬，使其抗拉强度提高但是使韧性降低[30 ~33 ] . ...
Effect of martensite morphology and volume fraction on the low-temperature impact toughness of dual-phase steels
1
2022
... 随着回火温度的提高裂纹扩展功也显著降低，因为钢中的孪晶与块状逆转变奥氏体增多.对图7 中解理区断口形貌的分析表明，钢中孪晶的数量随着回火温度的提高而增加.孪晶处是高应力区，硬度较高.裂纹易沿着孪晶界高速扩展，使裂纹扩展功显著降低[34 ,35 ] .从图7c 中断口的形貌可见，舌状花样极为凹凸不平和粗大.其原因是，在670 ℃回火的钢中保留了合金元素较为贫乏的逆转变奥氏体.这种逆转变奥氏体的层错能较低，热处理后就形成了孪晶结构.在冲击实验中，孪晶边界成为形变孪晶形核点，促进了形变孪晶生成.其次，大量块状的逆转变奥氏体也可能使裂纹高速扩展[36 ] .主要分布在原奥氏体晶界和板条界上的块状逆转变奥氏体，使断裂模式转变为晶间断裂.随着裂纹的扩展，裂纹尖端附近的逆转变奥氏体不断转化为新鲜的马氏体，使裂纹稳定但脆性地扩展[29 ] . ...
The effects of recrystallization on strength and impact toughness of cold-worked high-Mn austenitic steels
1
2019
... 随着回火温度的提高裂纹扩展功也显著降低，因为钢中的孪晶与块状逆转变奥氏体增多.对图7 中解理区断口形貌的分析表明，钢中孪晶的数量随着回火温度的提高而增加.孪晶处是高应力区，硬度较高.裂纹易沿着孪晶界高速扩展，使裂纹扩展功显著降低[34 ,35 ] .从图7c 中断口的形貌可见，舌状花样极为凹凸不平和粗大.其原因是，在670 ℃回火的钢中保留了合金元素较为贫乏的逆转变奥氏体.这种逆转变奥氏体的层错能较低，热处理后就形成了孪晶结构.在冲击实验中，孪晶边界成为形变孪晶形核点，促进了形变孪晶生成.其次，大量块状的逆转变奥氏体也可能使裂纹高速扩展[36 ] .主要分布在原奥氏体晶界和板条界上的块状逆转变奥氏体，使断裂模式转变为晶间断裂.随着裂纹的扩展，裂纹尖端附近的逆转变奥氏体不断转化为新鲜的马氏体，使裂纹稳定但脆性地扩展[29 ] . ...
Microstructural characterization of Charpy-impact-tested nanostructured bainite
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2015
... 随着回火温度的提高裂纹扩展功也显著降低，因为钢中的孪晶与块状逆转变奥氏体增多.对图7 中解理区断口形貌的分析表明，钢中孪晶的数量随着回火温度的提高而增加.孪晶处是高应力区，硬度较高.裂纹易沿着孪晶界高速扩展，使裂纹扩展功显著降低[34 ,35 ] .从图7c 中断口的形貌可见，舌状花样极为凹凸不平和粗大.其原因是，在670 ℃回火的钢中保留了合金元素较为贫乏的逆转变奥氏体.这种逆转变奥氏体的层错能较低，热处理后就形成了孪晶结构.在冲击实验中，孪晶边界成为形变孪晶形核点，促进了形变孪晶生成.其次，大量块状的逆转变奥氏体也可能使裂纹高速扩展[36 ] .主要分布在原奥氏体晶界和板条界上的块状逆转变奥氏体，使断裂模式转变为晶间断裂.随着裂纹的扩展，裂纹尖端附近的逆转变奥氏体不断转化为新鲜的马氏体，使裂纹稳定但脆性地扩展[29 ] . ...
1
2006
... 在不同温度回火的4Mn钢其屈服强度降低的主要原因是析出强化效果的降低.而4Mn钢中起主要强化作用的是纳米Cu粒子，析出强化效果与其尺寸有关.由于在不同温度回火的4Mn钢中Cu粒子的半径大于5 nm，其析出强化增量是位错的Ashby-Orowan绕过机制产生的，可表示为[37 ] ...
1
2006
... 在不同温度回火的4Mn钢其屈服强度降低的主要原因是析出强化效果的降低.而4Mn钢中起主要强化作用的是纳米Cu粒子，析出强化效果与其尺寸有关.由于在不同温度回火的4Mn钢中Cu粒子的半径大于5 nm，其析出强化增量是位错的Ashby-Orowan绕过机制产生的，可表示为[37 ] ...
Effect of aging temperature on mechanical properties of ultra high strength marine engineering steel strengthened by Cu precipitation
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2020
... 式中G 为室温下纯Fe的切变模量(为80650 MPa)，fv 为析出相的体积分数，d 为析出相的平均尺寸.这表明，纳米富Cu相的尺寸越大其析出强化效果越弱.逆转变奥氏体中的富Cu相难以统计，且析出量不能定量计算.可使用Thermo-Calc软件计算富Cu相的析出量与时效温度的关系.结果表明，在660 ℃过时效状态的钢中平均1%的富Cu相仍能产生约172 MPa的强化增量[38 ] .根据其研究结果，本文作者使用Thermo-Calc软件模拟估算了在不同温度回火的4MnCM钢(4Mn钢+少量Cr，Mo)中富Cu相的体积分数，分别为1.51%、1.30%和1.08% (图10 ).Cr和Mo是碳化物形成元素不参与富Cu相的析出，因此4MnCM钢和4Mn钢中富Cu相的析出量相同.结合碳膜复型中对富Cu相尺寸的测量，根据式(2) 计算出4Mn钢中纳米富Cu相的析出强化增量分别为291.5、234.4和181.3 MPa. ...
时效温度对Cu沉淀强化超高强海工钢力学性能的影响
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2020
... 式中G 为室温下纯Fe的切变模量(为80650 MPa)，fv 为析出相的体积分数，d 为析出相的平均尺寸.这表明，纳米富Cu相的尺寸越大其析出强化效果越弱.逆转变奥氏体中的富Cu相难以统计，且析出量不能定量计算.可使用Thermo-Calc软件计算富Cu相的析出量与时效温度的关系.结果表明，在660 ℃过时效状态的钢中平均1%的富Cu相仍能产生约172 MPa的强化增量[38 ] .根据其研究结果，本文作者使用Thermo-Calc软件模拟估算了在不同温度回火的4MnCM钢(4Mn钢+少量Cr，Mo)中富Cu相的体积分数，分别为1.51%、1.30%和1.08% (图10 ).Cr和Mo是碳化物形成元素不参与富Cu相的析出，因此4MnCM钢和4Mn钢中富Cu相的析出量相同.结合碳膜复型中对富Cu相尺寸的测量，根据式(2) 计算出4Mn钢中纳米富Cu相的析出强化增量分别为291.5、234.4和181.3 MPa. ...
Effects of temperature on the microstructural evolution and mechanical properties of copper - bearing medium manganese steel during tempering
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2024
... 式中
G 为室温下纯Fe的切变模量(为80650 MPa)，
fv 为析出相的体积分数，
d 为析出相的平均尺寸.这表明，纳米富Cu相的尺寸越大其析出强化效果越弱.逆转变奥氏体中的富Cu相难以统计，且析出量不能定量计算.可使用Thermo-Calc软件计算富Cu相的析出量与时效温度的关系.结果表明，在660 ℃过时效状态的钢中平均1%的富Cu相仍能产生约172 MPa的强化增量
[38 ] .根据其研究结果，本文作者使用Thermo-Calc软件模拟估算了在不同温度回火的4MnCM钢(4Mn钢+少量Cr，Mo)中富Cu相的体积分数，分别为1.51%、1.30%和1.08% (
图10 ).Cr和Mo是碳化物形成元素不参与富Cu相的析出，因此4MnCM钢和4Mn钢中富Cu相的析出量相同.结合碳膜复型中对富Cu相尺寸的测量，根据
式(2) 计算出4Mn钢中纳米富Cu相的析出强化增量分别为291.5、234.4和181.3 MPa.
图10 用Thermo-Calc软件计算出的钢中Cu的析出量随时效温度的变化<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>]</sup> Amount of Cu precipitated in steel during ageing process calculated by Thermo-Calc software<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>]</sup> Fig.10 ![]()
<strong>3.3 4Mn</strong>钢的拉伸变形 由图6 可见，在不同温度回火的4Mn钢其应力应变曲线显著不同，拉伸变形也不同.在600 ℃回火的4Mn钢中生成了机械稳定性较高的逆转变奥氏体，因此其强塑性匹配较好.随着回火温度提高到640 ℃，逆转变奥氏体含量的提高使TRIP效应增强，不仅在塑性变形初期发生相变，在变形过程中也逐步转变，从而持续地提供强化和塑性贡献，进一步提高钢的抗拉强度和延伸率.回火温度提高到670 ℃，大量逆转变奥氏体在冷却过程转变为新鲜马氏体.这些新鲜马氏体具有高密度的位错，能提高钢的强度和硬度，但是不利于塑性变形[39 ,40 ] .保留下来的逆转变奥氏体机械稳定性较低，其中大部分在塑性变形初期就发生了相变而影响增塑效果. ...
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<strong>3.3 4Mn</strong>钢的拉伸变形 由图6 可见，在不同温度回火的4Mn钢其应力应变曲线显著不同，拉伸变形也不同.在600 ℃回火的4Mn钢中生成了机械稳定性较高的逆转变奥氏体，因此其强塑性匹配较好.随着回火温度提高到640 ℃，逆转变奥氏体含量的提高使TRIP效应增强，不仅在塑性变形初期发生相变，在变形过程中也逐步转变，从而持续地提供强化和塑性贡献，进一步提高钢的抗拉强度和延伸率.回火温度提高到670 ℃，大量逆转变奥氏体在冷却过程转变为新鲜马氏体.这些新鲜马氏体具有高密度的位错，能提高钢的强度和硬度，但是不利于塑性变形[39 ,40 ] .保留下来的逆转变奥氏体机械稳定性较低，其中大部分在塑性变形初期就发生了相变而影响增塑效果. ...
... 由图6 可见，在不同温度回火的4Mn钢其应力应变曲线显著不同，拉伸变形也不同.在600 ℃回火的4Mn钢中生成了机械稳定性较高的逆转变奥氏体，因此其强塑性匹配较好.随着回火温度提高到640 ℃，逆转变奥氏体含量的提高使TRIP效应增强，不仅在塑性变形初期发生相变，在变形过程中也逐步转变，从而持续地提供强化和塑性贡献，进一步提高钢的抗拉强度和延伸率.回火温度提高到670 ℃，大量逆转变奥氏体在冷却过程转变为新鲜马氏体.这些新鲜马氏体具有高密度的位错，能提高钢的强度和硬度，但是不利于塑性变形[39 ,40 ] .保留下来的逆转变奥氏体机械稳定性较低，其中大部分在塑性变形初期就发生了相变而影响增塑效果. ...
Study on uniaxial tension properties of steel treated by Q P process
1
2010
... 由图6 可见，在不同温度回火的4Mn钢其应力应变曲线显著不同，拉伸变形也不同.在600 ℃回火的4Mn钢中生成了机械稳定性较高的逆转变奥氏体，因此其强塑性匹配较好.随着回火温度提高到640 ℃，逆转变奥氏体含量的提高使TRIP效应增强，不仅在塑性变形初期发生相变，在变形过程中也逐步转变，从而持续地提供强化和塑性贡献，进一步提高钢的抗拉强度和延伸率.回火温度提高到670 ℃，大量逆转变奥氏体在冷却过程转变为新鲜马氏体.这些新鲜马氏体具有高密度的位错，能提高钢的强度和硬度，但是不利于塑性变形[39 ,40 ] .保留下来的逆转变奥氏体机械稳定性较低，其中大部分在塑性变形初期就发生了相变而影响增塑效果. ...
Q P工艺处理钢的单轴拉伸性能研究
1
2010
... 由图6 可见，在不同温度回火的4Mn钢其应力应变曲线显著不同，拉伸变形也不同.在600 ℃回火的4Mn钢中生成了机械稳定性较高的逆转变奥氏体，因此其强塑性匹配较好.随着回火温度提高到640 ℃，逆转变奥氏体含量的提高使TRIP效应增强，不仅在塑性变形初期发生相变，在变形过程中也逐步转变，从而持续地提供强化和塑性贡献，进一步提高钢的抗拉强度和延伸率.回火温度提高到670 ℃，大量逆转变奥氏体在冷却过程转变为新鲜马氏体.这些新鲜马氏体具有高密度的位错，能提高钢的强度和硬度，但是不利于塑性变形[39 ,40 ] .保留下来的逆转变奥氏体机械稳定性较低，其中大部分在塑性变形初期就发生了相变而影响增塑效果. ...
Effect of chromium and molybdenum addition on the matching mechanism of strength-ductility-toughness of low carbonmedium manganese steel
1
2024
... 根据均匀塑性变形阶段的部分真应力应变数据计算了在不同温度回火的4Mn钢的加工硬化指数n ，分别为0.07，0.20和0.26.n 值表征钢的均匀塑性变形能力.适当提高n 值有利于促进拉伸时发生均匀塑性变形，与在640 ℃回火的钢具有最高25%的延伸率一致.虽然在670 ℃回火的钢其n 值最高，但是延伸率最低(图11a ).其主要原因是，大量新鲜马氏体显著提高了4Mn钢的加工硬化能力.随着应变的增加钢的强度随之提高，使4Mn钢变得过于硬而脆，从而在到达较高延伸率之前即断裂[41 ] .这一变化趋势也可由4Mn钢的加工硬化曲线证实(图11b ).在拉伸变形开始时，随着屈服的发生加工硬化率均迅速降低.真应变达到大约0.01%时，加工硬化率降低的速率逐渐降低并趋于稳定.随着真应变的增加4Mn钢的加工硬化率随着回火温度的提高先升高后降低. ...
