一、20Mn_2SiWNbB建筑用鋼焊接熱影響區(qū)組織性能的研究（論文文獻綜述）
李宏亮[1]（2021）在《DH36高強度船板鋼全流程工藝優(yōu)化和腐蝕防護的基礎(chǔ)研究》文中提出近年來我國造船業(yè)迅速發(fā)展,對高端船板鋼的需求與日俱增,船舶的大型化、高速化對船舶結(jié)構(gòu)材料的要求也越來越高,要求同時具有高強度、良好低溫沖擊韌性、焊接性能以及防腐蝕性能的船體用結(jié)構(gòu)鋼。本文針對國內(nèi)某企業(yè)DH36高強度船板鋼出口檢測時沖擊性能達不到船級社標準,部分爐次的常溫沖擊功從89.5-209J之間波動,其他力學性能也不穩(wěn)定的實際生產(chǎn)問題,結(jié)合團隊前期對DH36力學性能與其中元素波動的數(shù)學模型的研究,在對鋼坯內(nèi)在質(zhì)量和微觀、宏觀缺陷進行調(diào)研的基礎(chǔ)上,利用冶金物理化學原理和金屬學方法對冶金全流程進行系統(tǒng)分析研究,在滿足國標的情況下對DH36化學成分、煉鋼工藝、熱軋工藝進行了全流程優(yōu)化,獲得了工藝穩(wěn)定、性能優(yōu)良的DH36產(chǎn)品;在低S、P含量（0.018-0.020%）范圍對DH36船板鋼的防海水腐蝕機理及超疏水鋅鎳合金鍍層進行了研究,論文完成的主要研究工作如下:（1）通過金相及夾雜物分析、斷口分析、掃描電鏡等方法,結(jié)合生產(chǎn)工藝,分析了 DH36高強度船板鋼沖擊性能不合及大幅波動的原因,發(fā)現(xiàn)鋼中夾雜物特別是硫化物夾雜是引起內(nèi)部缺陷的主要誘因之一。在鋼板中心產(chǎn)生的寬大貝氏體、馬氏體、珠光體帶狀組織中發(fā)現(xiàn)C、Mn元素的富集、成分偏析產(chǎn)生的心部異常組織及條狀MnS、氮化物等夾雜,它們與鋼基體的界面成為裂紋源,在軋后冷卻或矯直過程張應(yīng)力作用下使鋼板內(nèi)部產(chǎn)生裂紋。結(jié)合本研究團隊前期對大數(shù)據(jù)下得到的DH36中S、P和常規(guī)元素與沖擊韌性等力學性能的數(shù)學模型,確定了高性能的DH36必須在LF精煉中將S含量脫到極低,而全流程P控制在0.018-0.020%,可以獲得沖擊韌性的極大值,并可大幅度降低C、Si、Mn、Al等元素的波動對沖擊韌性等力學性能的影響。通過對改善煉鋼工藝后得到的S含量0.0030-0.0060%的鋼坯的研究發(fā)現(xiàn),硫化錳的析出溫度及硫化物、氮化物等夾雜物大小對沖擊性能有較大影響,即使是尺寸較小的硫化錳夾雜也影響鋼板內(nèi)部組織的連續(xù)性,裂紋源容易在夾雜物的位置產(chǎn)生,在受外力沖擊時微裂紋的擴大使鋼的沖擊性能降低。MnS在奧氏體固相區(qū)析出,S含量越低,MnS在奧氏體區(qū)析出溫度越低,尺寸越小;研究發(fā)現(xiàn)高性能DH36化學成分優(yōu)化原則為:低C、中Mn,Nb、V微合金化,控制Al、V含量在低限,控制超低含量的S及0.018-0.020%的P;連鑄優(yōu)化后的參數(shù)為:拉速0.95m/min、比水量0.5L/kg、過熱度25℃。通過轉(zhuǎn)爐、LF精煉及連鑄全流程參數(shù)優(yōu)化后,得到的DH36鑄坯中心偏析明顯降低、鋼板帶狀組織所產(chǎn)生的裂紋消失,沖擊性能和焊接性能顯著提高,波動范圍大大減小。（2）在Gleeble-1500熱模擬試驗機上測試了煉鋼流程優(yōu)化后獲得的性能優(yōu)良的DH36高強度船板鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT曲線）,對不同變形量及變形溫度條件下單道次軋制后奧氏體再結(jié)晶百分比進行了測定,結(jié)合控軋控冷,得到的最佳終軋溫度為800-820℃、冷卻速度為5-7℃/s、終冷溫度為690-710℃,鋼板低溫沖擊韌性穩(wěn)定提高,不僅達到了船級社標準,而且-40℃和-60℃的低溫韌性遠高于標準值。厚度30mm的DH36船板鋼,在焊接熱輸入分別為15kJ/cm和50kJ/cm情況下,探傷結(jié)果都為1級,焊縫對接接頭拉伸、彎曲沖擊性能以及硬度試驗通過了船舶材料驗證要求,解決了焊接性能不穩(wěn)定的問題。（3）根據(jù)離子-分子共存理論（IMCT）建立了轉(zhuǎn)爐冶煉DH36船板鋼CaO-SiO2-MgO-FeO-Fe2O3-MnO-Al2O3-P2O5-TiO2 九元渣系與鋼液間磷分配比LP預報模型,在生產(chǎn)企業(yè)獲取轉(zhuǎn)爐冶煉DH36船板鋼冶煉末期渣-鋼成分的實際生產(chǎn)數(shù)據(jù),驗證了磷分配比預測模型用于冶煉DH36在控制磷含量的準確性。利用熱力學理論證實了脫磷模型中關(guān)鍵參數(shù)NFtO的表征方程必須用“全氧法”,生產(chǎn)現(xiàn)場取得的數(shù)據(jù)也證實了理論表征方程的準確性,有力支撐了氧化脫磷模型的實施。由熱力學模型得到的[%P]與lgLP,measured的關(guān)系,獲取[%P]在0.018-0.020濃度區(qū)間所對應(yīng)的DH36在轉(zhuǎn)爐冶煉末期的1gLP為3.86-4.07,冶煉溫度為T=1617-1634℃,相對應(yīng)的終點渣的特性及成分范圍為:二元堿度R2=2.5-3.5,（%MgO）=8-11.6,（%FeO）=11.9-13.8,（%Fe2O3）、（%MnO）、（%Al2O3）的成分對P的分配比影響不大。研究還發(fā)現(xiàn)渣中（%TiO2）含量小于1.0%時對lgLP影響不大,但在1.0-1.3%時,lg LP波動較大,其機理尚需進一步研究。利用IMCT理論建立了 DH36船板鋼LF爐SiO2-Al2O3-CaO-MgO-MnO-TiO2-FeO七元渣系精煉脫硫的熱力學模型,用30組工業(yè)數(shù)據(jù)驗證表明,理論預測結(jié)果與實測數(shù)據(jù)吻合良好。研究發(fā)現(xiàn),LS,Mgs對硫總分配比Ls的貢獻很少,可以忽略不計;渣中MnO、TiO2含量以及精煉溫度對硫分配比的影響不大。對硫的分配比影響最大的是爐渣堿度和鋼液中氧含量[%O]（或爐渣中（%FeO）含量）,當爐渣堿度由2增加到6時,硫的分配比增加10倍;鋼液中氧含量低于50ppm或精煉渣中（%FeO）<1時,硫分配比急劇增加。（4）模擬海水成分對所冶煉的低S、控P的DH36船板鋼的腐蝕行為進行了研究,電化學極化曲線和阻抗譜（EIS）的結(jié)果表明,P含量控制在0.018-0.020%、S 含量分別為 0.0030%、0.0050%和 0.0060%的鋼中,更低的0.0030%硫的DH36鋼的耐蝕性最好,掃描電鏡對試樣的腐蝕形貌分析表明,鋼表面為均勻腐蝕,引起腐蝕的主要因素仍然是低硫狀態(tài)下形成的少量的MnS夾雜與周圍鐵基體形成的腐蝕微電池引起的,說明低S船板鋼依然不能阻止海水的侵蝕,這就需要對船板鋼的防腐方法進一步研究。（5）利用電化學沉積方法制備的鋅鎳合金鍍層對DH36船板鋼的腐蝕保護機制進行了探索性研究。發(fā)現(xiàn)在-0.8V和-1.0V較低電位下沉積,析出電勢較高的鎳離子優(yōu)先析出,鋅鎳電沉積過程屬于正常共沉積,沉積速度較慢,鋅鎳沉積層無法覆蓋整個表面;在-1.2V較高電位沉積時,標準電極電勢較低的鋅快速析出,鎳的沉積受到抑制,形成Zn（OH）2膠體膜,產(chǎn)生速度較快的異常共沉積,并形成致密的鋅鎳合金鍍層,使得DH36的耐蝕性大幅提高;但在大于-1.4V更高電位下沉積時,也屬于異常共沉積,形成較大沉積顆粒及較大孔洞,使得鍍層的耐蝕性下降。（6）為了獲得超級耐蝕船板鋼,利用電沉積方法在DH36船板鋼表面制備了微納米結(jié)構(gòu)的超疏水鋅鎳合金鍍層,研究了電化學沉積時間對沉積層形貌、化學成分、晶體結(jié)構(gòu)和潤濕性的影響。經(jīng)PFTEOS改性處理,發(fā)現(xiàn)沉積時間為3000s時,DH36表面形成了微納米分層結(jié)構(gòu)的鋅鎳合金鍍層,其潤濕性能從超親水轉(zhuǎn)變?yōu)槌杷?靜態(tài)水接觸角超過160°。在3.5%NaCl溶液中的極化曲線測試結(jié)果表明,所制備的超疏水鋅鎳合金鍍層的耐蝕性相比于沒有涂層的0.0030%低硫DH36船板鋼提高32倍左右。這個研究為未來系統(tǒng)解決高端船板在海水中腐蝕問題帶來了新的希望。
曹羽鑫[2]（2021）在《稀土Ce對低合金高強鋼耐點蝕性能和焊接性能的影響》文中提出隨著海洋資源的開發(fā),在海洋工程領(lǐng)域中對低合金高強度鋼的需求量日益增大,且對其焊接性能和耐腐蝕性能提出了更高的要求。稀土添加到鋼中起脫氧、脫硫和改性夾雜物等作用,生成的稀土夾雜物細小彌散,對鋼的耐腐蝕性能和焊接性能均有改善作用。我國是稀土大國,同時也是鋼鐵大國,但不是鋼鐵強國,因此將稀土資源和鋼鐵資源相結(jié)合,發(fā)揮稀土優(yōu)勢彌補鋼鐵劣勢,開發(fā)高性能的低合金高強度鋼,具有重要戰(zhàn)略意義。本論文以低合金高強鋼為研究對象,系統(tǒng)研究了添加不同含量的稀土Ce對鋼中粒子特征、微觀組織以及焊接性能和耐腐蝕性的影響作用機理,主要結(jié)論如下:（1）原位觀察研究了Ce處理低合金高強鋼在熱循環(huán)過程中細化晶粒的作用,結(jié)果表明,鋼中第二相粒子在高溫下,可釘扎奧氏體晶界,抑制奧氏體晶粒長大,隨著溫度降低,奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體和貝氏體組織。針狀鐵素體以晶內(nèi)夾雜物為形核核心,沿著不同的方向生長,貝氏體以晶界為形核核心,由晶界向晶內(nèi)生長,針狀鐵素體和貝氏體交互在一起形成復合組織可分割原奧氏體晶粒,從而細化晶粒。在Ce處理鋼中,Ca-Al氧化物外附Ti N夾雜被改性為Ce Al O3,且夾雜物的數(shù)量變少,平均尺寸變小。此外,Ce可促進Ti在鋼中的溶解,導致更多細小的Ti N析出物析出,在高溫下可有效釘扎奧氏體晶界,抑制奧氏體晶粒長大,從而細化晶粒。（2）在100 k J/cm線能量焊接熱模擬條件下,研究了不同Ce含量對低合金高強鋼在焊接熱影響區(qū)的組織和韌性的影響,結(jié)果表明,隨著Ce含量由0.012 wt.%增加到0.086 wt.%,鋼中夾雜物由Ce2O2S逐漸向CexSy-Ce P和Ce P轉(zhuǎn)變。其中Ce2O2S夾雜物與鐵素體錯配度較低,對針狀鐵素體誘導能力最強,導致0.012 wt.%Ce含量鋼中針狀鐵素體含量最高。此外,鋼中M/A組元含量也隨著Ce含量的增加而降低。因此,0.012 wt.%Ce含量鋼在粗晶熱影響性區(qū)下低溫沖擊韌性最好,其原因是在鋼中形成高含量的針狀鐵素體和低含量的M/A島的細晶組織,有效抑制了裂紋擴展,從而提高了鋼的韌性。（3）基于第一性原理對Ce處理鋼中夾雜物誘導點蝕機理進行研究,對Ti N、Mn S、Ca O·2Al2O3、Ce2O2S、Ce Al O3和鋼基體的功函數(shù)進行了計算。結(jié)果表明,Mn S和Ce2O2S相比鋼基體功函數(shù)較小,在點蝕初期作為誘導源,誘導點蝕發(fā)生。因此,在浸泡實驗中,Mn S和Ce2O2S在點蝕初期,充當微電偶腐蝕對中的陽極,優(yōu)先發(fā)生溶解。此外,Ce夾雜物相比同類型夾雜物具有更高的功函數(shù),表明Ce夾雜物的耐點蝕性能力更強。（4）研究了不同Ce含量對低合金高強鋼耐點蝕性能的影響,結(jié)果表明,Mn S、Ce2O2S、CexSy具有較高的點蝕敏感性,在0 wt.%、0.012 wt.%、0.060 wt.%Ce處理鋼中分別作為點蝕源誘導點蝕發(fā)生。而在0.060 wt.%、0.086 wt.%Ce處理鋼中,Ce P表現(xiàn)出較強的耐點蝕性能,對點蝕的擴展有抑制作用。然而0.012 wt.%Ce處理鋼的耐點蝕性能最強,其原因是在0.012 wt.%Ce處理鋼中夾雜物尺寸小且數(shù)量較少,1μm以下的稀土夾雜物占比高達46%,這些小尺寸夾雜物在鋼中很難引起點蝕。而在0.060 wt.%和0.086 wt.%Ce處理鋼中,由于鋼中Ce P尺寸較大且數(shù)量較多,導致鋼的整體耐點蝕性能較低。（5）研究了Ce3+在3.5%NaCl溶液中對低合金高強鋼的緩蝕機理,結(jié)果表明,Ce3+可作為陰極沉淀型緩蝕劑,在腐蝕介質(zhì)中,能在鋼表面生成顆粒狀較致密的Ce的氧化物或氫氧化物,增大腐蝕產(chǎn)物膜對Cl-和氧向鋼基體表面擴散的阻力,降低鋼的腐蝕速率。此外,Ce3+可與氧反應(yīng)生成CeO2,消耗了氧,從而進一步對鋼基體表面起保護作用。
劉天雨[3]（2021）在《活塞桿激光焊接工藝優(yōu)化及夾具研究》文中認為本文通過理論與實踐分析、優(yōu)化設(shè)計及實驗驗證的方法,對Q345D材料的塞頭和20Mn2材料的塞桿過盈配合組成的活塞桿,利用激光焊接技術(shù)增強金屬材料間的結(jié)合能力,進而延長使用壽命。在激光焊接中,要考慮活塞桿的焊縫形貌、焊縫熔深、焊縫硬度、焊縫組織等綜合影響因素,因此在激光焊接過程中把握激光焊接參數(shù)就尤為重要。焊接后的活塞桿需達到近4 mm的熔深,且無氣孔、裂紋、凹坑等現(xiàn)象。本文分別利用Q345D和20Mn2金屬薄直板和活塞桿進行激光焊接參數(shù)的探索,主要焊接參數(shù)選取為激光功率、掃描速度和離焦量。激光功率大小反應(yīng)了輻射在金屬材料上的能量密度,掃描速度大小反應(yīng)了能量密度施加在金屬材料的作用時間,離焦量反應(yīng)了能量密度作用在金屬材料的深淺程度。利用12組不同參數(shù)對兩種焊接接頭進行激光焊接。隨著激光功率的增加,熔寬的變化幅度較大,而熔深的變化幅度較小。實驗結(jié)果表明,根據(jù)焊接參數(shù)的不同,焊件的熔深,表面成形也不同,甚至出現(xiàn)未焊透、成形差、咬邊和凹坑,力學性能下降。通過大型有限元ANSYS模擬軟件,對活塞桿進行激光焊接仿真分析研究,仿真分析了激光環(huán)焊的各時段溫度場分布及熱循環(huán)曲線,同時分析了Von mises熱應(yīng)力對焊接形貌和熔深的影響,激光功率越高,溫度梯度越大,熔池呈穩(wěn)態(tài)溫度場分布,在激光壓力與熱應(yīng)力的影響下使熔池表面出現(xiàn)凹陷狀態(tài),驗證了焊縫內(nèi)部存在熱應(yīng)力。試驗后的活塞桿表面無氣孔和裂紋,表面質(zhì)量良好,為活塞桿實驗提供了有益的借鑒。每個焊接工藝過程中都會涉及到焊接夾具,對于大型激光器,編程復雜,運動軌跡較大,且長時間作復雜運動對激光器自身帶來壽命影響,且在焊接活塞桿中,為了準確地形成環(huán)形焊接軌跡,必須保證夾緊定位功能。此焊接夾具通過多個零部件之間的組合連接實現(xiàn)對活塞桿的夾緊定位,通過步進電機和PLC實現(xiàn)活塞桿的旋轉(zhuǎn),保證焊接位置的準確性和焊接角速度的調(diào)節(jié),防止產(chǎn)生漏焊和余焊,實現(xiàn)焊接過程中的精準度和自動化程度。最后,利用層次分析法和灰色關(guān)聯(lián)法對數(shù)據(jù)進行參數(shù)優(yōu)化,設(shè)計正交實驗,通過對焊縫熔深、焊縫硬度、焊縫形貌和顯微組織為檢測評價標準,通過灰色關(guān)聯(lián)度和灰色關(guān)聯(lián)系數(shù)對焊接參數(shù)進行優(yōu)化選取,實驗后優(yōu)化參數(shù)與原始參數(shù)進行對比分析,得出影響焊接質(zhì)量的水平參數(shù)大小關(guān)系分別為掃描角速度、離焦量、激光功率。為實驗分析和工程應(yīng)用提供了有益的借鑒。
王建景[4]（2021）在《Q1030超高強鋼工藝與組織性能研究》文中認為工程機械行業(yè)一直以來是國民經(jīng)濟的重要組成部分,產(chǎn)品廣泛應(yīng)用于各個行業(yè)。近年來隨著國民經(jīng)濟的發(fā)展,各行業(yè)對工程機械設(shè)備的要求越來越高,隨著工程機械設(shè)計水平的提高,對材料要求也越來越高,不僅需要更高的強度,還需要具有優(yōu)良的韌性和良好的可焊接性。特別是對于屈服強度高于1000MPa的高強鋼來說,其韌性的控制更是產(chǎn)品開發(fā)的難點。為了實現(xiàn)高強鋼的強韌性匹配,本研究自主開發(fā)了一種屈服強度超過1000MPa的Q1030超高強鋼。并對其在不同技術(shù)工藝條件下的相變行為進行了較系統(tǒng)的研究,研究了 Q1030超高強鋼的CCT曲線、軋制工藝、微合金元素第二相粒子的析出行為,以及不同淬火加熱溫度、保溫時間、回火溫度及回火時間條件下Q1030超高強鋼的組織和性能的變化規(guī)律,最終工藝優(yōu)化后,Q1030超高強鋼-20℃沖擊韌性達到100J以上,并得出主要研究成果如下:對于Q1030鋼的靜態(tài)CCT曲線,當冷速控制在1℃/s時,金相組織開始出現(xiàn)貝氏體;當冷速控制在3℃/s時,鐵素體基本消失,金相組織變?yōu)橐载愂象w為主,當冷速逐漸升高至7℃/s時,金相組織中開始出現(xiàn)馬氏體。而對于Q1030鋼的動態(tài)CCT曲線,變形奧氏體相變開始溫度和相變結(jié)束溫度都有所升高,相變溫度區(qū)間也有所增大。采用回歸法確定了 Q1030高強鋼在奧氏體區(qū)的熱變形激活能,建立了該高強鋼的熱變形方程;采用lnθ-ε曲線的三次多項式擬合求拐點的方法,較準確地預測了 Q1030高強鋼動態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變和峰值應(yīng)變,建立了臨界應(yīng)變與Z參數(shù)的關(guān)系。研究了低應(yīng)變速率變形過程中Nb、Ti析出第二相粒子的析出行為,實驗鋼中存在的析出相為長方形的TiN,近似方形的（NbTi）（CN）碳氮化物,橢圓形的（NbTi）C碳化物和NbC,利用熱力學計算可知,鋼中第二相析出的先后順序為 TiN,TiC,NbC,NbN。研究了奧氏體晶粒在不同加熱溫度下的長大規(guī)律,隨著加熱溫度的逐步升高,晶粒平均尺寸呈指數(shù)關(guān)系增大,隨保溫時間延長晶粒平均尺寸則呈現(xiàn)拋物線規(guī)律增大。在880～950℃區(qū)間淬火時,隨著奧氏體化溫度的逐步升高,Q1030鋼的硬度和強度逐漸升高,到950℃時達到最大值,其中洛氏硬度達到46HRC,屈服強度可達到1120MPa;在950～1100℃溫度區(qū)間淬火時,隨著奧氏體化溫度的進一步升高,Q1030超高強鋼的硬度和強度逐漸降低。當溫度達到950℃以上時,其韌性開始明顯下降。當Q1030鋼以0.25℃/s較慢的加熱速度升溫時,Q1030鋼的馬氏體—奧氏體相變分兩階段進行,第一低溫階段受擴散過程控制,在高溫第二階段,相變以切變方式進行。當以10℃/s較高的加熱速度升溫時,整個相變過程以切變方式連續(xù)進行。當Q1030鋼加熱至730℃時,組織中出現(xiàn)針狀奧氏體,加熱溫度達到760℃時,在馬氏體板條束界和原始奧氏體晶界上有粒狀奧氏體形成,加熱溫度達到820℃時,組織開始以粒狀奧氏體為主。在400℃以下回火時,馬氏體板條界仍然清晰可見,小角度晶界的頻率也未發(fā)生明顯的變化,屈服強度會緩慢下降,伸長率會緩慢上升,在400℃以上回火時,小角度晶界出現(xiàn)的頻率明顯降低,屈服強度會迅速下降,伸長率開始迅速上升。隨著回火溫度的上升,很多細小且平行析出的θ-碳化物逐漸溶解,最終被析出的Cr的碳化物替代,Nb、V和Ti的碳氮化物也逐漸析出長大,形狀也由方形向橢圓形演變。
羅聲祥,白學輝,陳春光,胡計奎[5]（2020）在《Q420GJC 85 mm厚板半自動埋弧焊接技術(shù)》文中研究指明寧波寰球大廈、杭州火車南站工程中大量使用了Q420GJC材料,而一般建筑鋼結(jié)構(gòu)中都以Q235和Q345為主,對于Q420GJC材料使用的很少,因此對其焊接性能進行了研究分析。
趙秩磊[6]（2020）在《S355J2W+N耐候鋼板高頻脈沖MAG焊T形接頭全熔透焊接工藝及組織和性能研究》文中研究指明S355J2W+N耐候鋼又稱耐大氣腐蝕鋼,擁有良好焊接性、經(jīng)濟性和綜合力學性能,廣泛應(yīng)用于高速列車轉(zhuǎn)向架構(gòu)架上。轉(zhuǎn)向架構(gòu)架的接頭形式多為T型角接（HV焊縫）,在實際焊接生產(chǎn)過程中,多為常規(guī)脈沖MAG焊接,由于空間的可達性不足,焊槍不容易伸到焊縫根部,導致根部焊縫容易出現(xiàn)熔合不足現(xiàn)象。為解決這一問題,常常通過提高焊接熱輸入的方法提高根部熔深,但也導致了焊接殘余應(yīng)力增加。本試驗采用高頻脈沖MAG焊進行焊接試驗,其脈沖頻率較高,電弧形狀更容易快速達到“角錐形”,電弧對熔池作用的面積更大,增加側(cè)壁熔深,可以很好的解決轉(zhuǎn)向架構(gòu)架焊接實際生產(chǎn)中出現(xiàn)的根部熔深較差的問題,同時降低焊接殘余應(yīng)力。本試驗分別使用高頻脈沖MAG焊和常規(guī)脈沖MAG焊對12mm中厚板S355J2W+N耐候鋼進行T開坡口（HV焊縫）和不開坡口的T型接頭焊接工藝試驗;測量其焊接熱循環(huán)溫度場,T型接頭不開坡口的焊接殘余應(yīng)力,焊接接頭顯微金相組織,焊縫維氏硬度和焊縫組織的EDS、XRD、EBSD的研究分析。具體研究結(jié)果如下:相同工況下常規(guī)脈沖MAG焊的特征區(qū)（距焊趾2mm）焊接溫度高于高頻脈沖MAG焊;與常規(guī)脈沖MAG焊相比,高頻脈沖MAG焊的殘余應(yīng)力較低;高頻脈沖MAG焊焊縫組織中觀察到更多的針狀鐵素體,同時并未觀察到側(cè)板條鐵素體生成;兩種焊接方法下焊接接頭硬度均低于380HV10,符合焊接工藝評定的要求,且每種工況下硬度最大值都落在過熱區(qū);常規(guī)脈沖MAG焊殘余應(yīng)力高于高頻脈沖MAG的殘余應(yīng)力;焊縫組織元素成分與焊絲成分相近,焊縫物相以bcc鐵素體為主,并未觀察到有fcc鐵素體;通過EBSD晶粒取向差分布圖推測出高頻脈沖MAG焊30°、55°坡口角度針狀鐵素體含量分別為51.4%、52.9%,常規(guī)脈沖MAG焊55°坡口針狀鐵素體含量為23.3%。
高杰[7]（2020）在《高強度環(huán)鏈對焊接頭組織與性能的研究》文中研究指明環(huán)鏈結(jié)構(gòu)因具有特殊的傳動方式和較好的承載能力,所以被廣泛應(yīng)用于礦山機械、海洋船舶和軍事艦艇等領(lǐng)域,目前因工作環(huán)境的日益嚴苛和承載能力的增加,環(huán)鏈尺寸和性能需要不斷提高。研究環(huán)鏈對焊工藝與接頭組織性能之間的相關(guān)性將為提高環(huán)鏈質(zhì)量提供理論基礎(chǔ)和實踐指導。本課題針對環(huán)鏈用鋼20Mn2、SAE8620H和23MnNiMoCr54,采用閃光對焊和電阻對焊兩種工藝進行焊接,并對部分焊接接頭進行焊后淬火+回火處理。采用金相顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）及能譜儀（EDS）、X射線衍射儀（XRD）對接頭微觀組織、元素分布進行研究,通過顯微硬度計和拉伸試驗機對接頭的力學性能進行測試,探究接頭組織在焊接及熱處理過程中的演變規(guī)律,分析工藝-組織-性能三者之間的相關(guān)性。電阻對焊目前主要適用于直徑Φ18mm以下小型環(huán)鏈,閃光對焊適用于直徑Φ18mm以上環(huán)鏈,高強環(huán)鏈閃光對焊的接頭中心均存在亮線區(qū)域,SAE8620H鋼閃光對焊亮線區(qū)組織主要為先共析鐵素體和粒狀貝氏體,過熱區(qū)為網(wǎng)狀的先共析鐵素體包圍著粒狀貝氏體,隨著向母材過渡逐漸細化;23MnNiMoCr54鋼閃光對焊亮線區(qū)為粗化的多種形態(tài)的粒狀貝氏體,熱影響區(qū)與焊縫組織相近,在母材帶狀組織位置存在受碳元素分布影響而產(chǎn)生的團狀板條馬氏體。電阻對焊焊接開始后接觸電阻迅速減小,通過自身電阻產(chǎn)熱,閃光對焊接觸電阻產(chǎn)熱占比較高。電阻對焊接頭溫度場的數(shù)值分析結(jié)果表明,電極的夾裝位置會影響環(huán)鏈接頭中的電場分布,進而直接影響熱影響區(qū)的形狀,形成漏斗狀。20Mn2鋼閃光對焊和電阻對焊的焊縫組織均為塊狀的超低碳貝氏體,沒有較大的差異。從熱影響區(qū)來看,電阻對焊相比閃光對焊在貝氏體中的鐵素體上析出了更多的碳化物,帶狀組織焊后更為連續(xù),且電阻對焊相比閃光對焊在焊縫和熱影響區(qū)過渡范圍內(nèi)有更小的硬度梯度。對環(huán)鏈接頭進行熱處理,結(jié)果表明20Mn2鋼焊縫組織由于對焊過程中元素燒損嚴重,熱處理后組織變化較小,焊縫的硬度較低,因此,通過熱處理對20Mn2鋼接頭的強化效果較弱,并且不當?shù)拇慊鸸に嚂跓嵊绊憛^(qū)形成沿晶淬火裂紋。熱處理對23MnNiMoCr54接頭強化效果顯著,組織主要為回火馬氏體和回火托氏體,顯微硬度由280HV0.5提升到380HV0.5,XRD衍射結(jié)果表明熱處理后具有大的晶格常數(shù),其固溶了更多的碳原子和合金元素,有利于提高23MnNiMoCr54接頭的強度。
魏統(tǒng)宇[8]（2020）在《高鋁鐵素體耐熱不銹鋼組織性能及高溫氧化行為的研究》文中認為目前,火力發(fā)電為了節(jié)能減排、保護環(huán)境,而提高火電機組的熱電轉(zhuǎn)換效率,迫使發(fā)電機組面臨更為苛刻的工況環(huán)境,對鍋爐用鋼材料的性能提出更高的要求。高鋁鐵素體耐熱不銹鋼由于具有較低的熱膨脹系數(shù)、高熱傳導率和抗熱疲勞損傷性能,以及成本低廉等優(yōu)勢,已成為超（超）臨界火電機組用鋼的備選材料之一。其典型代表X10CrAlSi18鋼種中的鋁元素在提高材料抗氧化性能的同時,由于易形鋁、硅氧化物夾雜,且促進鐵素體晶粒在高溫下粗大,降低材料的力學性能和使用性能。因此,研究鐵素體耐熱不銹鋼中鋁的賦存狀態(tài)、確定最佳化學成分范圍;研究不同熱處理制度對組織性能的影響規(guī)律,確定最佳熱處理工藝;通過控制合理的晶粒尺寸、抑制Al氧化物和σ相等脆性相析出,使鋼板具有最佳韌性和高溫力學性能匹配等工作具有重要的學術(shù)研究和實際應(yīng)用價值。本文在X10CrAlSi18鐵素體耐熱不銹鋼成分的基礎(chǔ)上,通過成分調(diào)控設(shè)計、冶煉軋制制備得到兩種鋁含量的試驗鋼材料。借助光學顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）、能譜分析儀（EDS）、X-射線衍射儀（XRD）、拉伸測試等方法,研究了熱處理工藝制度及鋁元素對耐熱不銹鋼微觀組織的影響和力學性能的作用;同時對該材料進行了高溫氧化試驗,通過氧化動力學曲線、氧化膜表面形貌及物相組成、氧化膜截面相貌及元素分布等的研究表征,摸清了氧化溫度和鋁元素對新型耐熱不銹鋼材料氧化行為的作用規(guī)律。得到的主要結(jié)論如下:1)通過JMat-Pro軟件模擬計算兩種試驗鋼熱力學平衡相圖,結(jié)果表明:鐵素體耐熱不銹鋼在凝固過程中主要析出相有M23C6碳化物、M7C3碳化物、Sigma相和Alpha-Cr相等。實驗分析發(fā)現(xiàn)鐵素體耐熱不銹鋼的熱軋態(tài)微觀組織主要由鐵素體相和聚集成網(wǎng)狀的碳化物組成。2)通過對鐵素體耐熱不銹鋼材料在790℃～910℃退火處理,發(fā)現(xiàn)其微觀組織主要由鐵素體相、金屬間化合物和顆粒狀或板條狀的M23C6碳化物組成;在850℃退火30min后,微觀組織均勻,鐵素體晶粒尺寸細小均勻,析出相較少,具有最優(yōu)的綜合力學性能:抗拉強度為664.551MPa,屈服強度為371.224MPa,伸長率為31.65%。3)鐵素體耐熱不銹鋼中鋁元素含量由0.63%提高至1.06%后,抑制了碳原子的擴散,使網(wǎng)狀碳化物溶解變成孤島顆粒狀碳化物;促進了鐵素體晶粒再結(jié)晶過程,從而細化晶粒。因此,高鋁試驗鋼具有較優(yōu)異的強度和硬度,塑性變化不明顯。4)抗高溫氧化性能是評定耐熱不銹鋼性能優(yōu)劣的一項重要指標。實驗表明,兩種鋁含量的鐵素體耐熱不銹鋼在700℃、800℃和900℃下平均氧化速率均小于0.1g·m-2·h-1,抗氧化性級別均屬于完全抗氧化級別;氧化增重曲線均符合氧化拋物線規(guī)律,氧化溫度越低,鋁含量越大,相同氧化時間內(nèi)氧化增重越小,氧化速率越小,材料具有高的抗氧化性能。5)通過對氧化膜截面形貌分析表明:兩種鋁含量的鐵素體耐熱不銹鋼均生成一層薄氧化膜,主要由MnCr2O4、FeMn2O4、Fe2O3、Cr2O3和Al2O3五種氧化物組成;氧化膜最內(nèi)層氧化物主要由Al2O3和Cr2O3氧化物組成,外層主要由MnCr2O4和FeMn2O4尖晶石結(jié)構(gòu)氧化物組成;在氧化膜內(nèi)側(cè)有顆粒狀或條狀的內(nèi)氧化物生成,內(nèi)氧化物主要為Al2O3。
雷鳴[9]（2020）在《高溫下Mg、Mo、Ni的組織細化作用及高強船板鋼開發(fā)》文中進行了進一步梳理焊接作為厚板加工的主要工藝,隨著焊接線能量的不斷增加,傳統(tǒng)船體鋼的熱影響區(qū)（HAZ）晶粒將快速增大,其韌性將會急劇下降。雖然焊接熱影響區(qū)一般只有幾毫米寬,但熱影響區(qū)粗晶區(qū)（CGHAZ）的韌性急劇下降會使粗晶區(qū)成為厚板最薄弱的地方。如何提高在大線能量焊接條件下焊接熱影響區(qū)韌性成為近年國內(nèi)外學者的重點研究領(lǐng)域。隨著研究的深入,氧化物冶金技術(shù)問世即利用微合金向鋼中引入大量微細夾雜物粒子,這些微細粒子在鋼中彌散分布并沉淀于奧氏體晶界作為釘扎粒子,阻礙晶粒長大。在焊接后的降溫過程中這些微細粒子作為形核質(zhì)點,誘發(fā)針狀鐵素體（IAF）形核,進一步細化晶粒,并顯著提高HAZ區(qū)韌性。利用高溫激光共聚焦顯微鏡對含不同合金元素（Mg、Ni、Mo）船體鋼高溫條件下的組織變化規(guī)律進行原位觀察,對比分析不同合金制度處理船體鋼的組織細化機制,同時通過控制保溫時間來近似模擬不同線能量的焊接熱循環(huán),探究微細夾雜物粒子在釘扎奧氏體晶界和誘發(fā)IAF時的最佳作用區(qū)間。研究結(jié)果表明,Mg元素能有效細化鋼中夾雜物,對奧氏體晶粒的釘扎作用也較為穩(wěn)定,而且能保證針狀鐵素體的誘發(fā)率。對于Mg處理鋼,隨著保溫時間的延長焊接線能量的不斷增加,針狀鐵素體的形核能力呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢,在保溫300 s時效果最好。而相較于Ni元素,Mo元素的加入使鋼中微細粒子穩(wěn)定性更好,釘扎作用更加顯著。因此試驗鋼采用添加Mg、Mo合金的方式,并進行工業(yè)生產(chǎn)試驗。通過對工業(yè)試驗生產(chǎn)鋼板進行實際焊接、沖擊及相關(guān)的分析發(fā)現(xiàn),-20℃和-40℃條件下的所有位置沖擊結(jié)果均大幅高于國標所要求的值,表明工業(yè)試驗鋼熱影響區(qū)韌性良好。圖57幅;表7個;參60篇。
許軻[10]（2020）在《中厚板BG890QL高強鋼激光-電弧復合焊焊縫成形及斷裂行為研究》文中認為BG890QL低合金高強鋼具有強度高,低溫韌性好等特點,成功應(yīng)用于工程機械領(lǐng)域。然而,常規(guī)電弧焊接方法導致中厚板BG890QL焊接效率較低,為了提高BG890QL低合金高強鋼中厚板的焊接效率,論文采用激光-電弧復合焊接方法,研究激光電弧復合焊接工藝參數(shù)對焊縫成形的影響規(guī)律,同時開展焊接接頭常規(guī)力學性能及斷裂力學行為研究。本研究闡明高梯度組織接頭對裂紋擴展驅(qū)動力的影響機理,厘清激光電弧復合焊接接頭各區(qū)斷裂抗力與組織、區(qū)域?qū)挾鹊膬?nèi)在關(guān)系,為BG890QL中厚板復合焊接接頭服役提供試驗數(shù)據(jù)及技術(shù)支撐。首先,研究了電弧激光復合熱源工藝參數(shù)對BG890QL鋼板焊縫成形的影響,并探討了坡口形式對接頭熔透行為的影響機理。試驗研究發(fā)現(xiàn),基于激光-電弧雙熱源耦合作用,復合焊過程中在激光引導且光絲間距為4mm時,得到表面成形較好,內(nèi)部無明顯缺陷產(chǎn)生的焊接接頭,此時焊縫熔深約為10mm左右。提出了開雙面坡口的復合焊方法,提高了背部焊縫熔透性及正面焊縫成形質(zhì)量,有效抑制了背部焊瘤等缺陷,實現(xiàn)了16mm厚BG890QL中厚板激光復合焊焊縫雙面成形控制?；诟咚贁z影觀察,分析了激光與電弧等離子體在坡口中的耦合行為,發(fā)現(xiàn)當光絲間距為2mm時,電弧和激光等離子體出現(xiàn)強烈耦合,導致熔池波動劇烈,飛濺增多,焊縫表面成形較差;當光絲間距為4mm時,激光和電弧等離子體出現(xiàn)弱耦合現(xiàn)象,等離子體面積較大,亮度較弱,隨著坡口內(nèi)熔池液面升高,電弧和激光耦合作用進一步減弱,激光焊的熔深優(yōu)勢和電弧焊的填充能力均得到充分體現(xiàn),從而獲得了較好的熔深和焊縫表面成形。激光打底焊接時,采用背部開倒V型坡口,獲得良好的背部成形,這是由于倒V型坡口的引入,使得高溫流體沿坡口側(cè)壁鋪展并冷卻,有效抑制了熔池金屬下淌,從而避免了焊瘤的形成。其次,對復合焊接接頭的微觀組織進行系統(tǒng)地表征與分析,闡明了顯微組織對沖擊韌性的影響機制。激光電弧復合焊焊縫頂部為等軸晶,兩側(cè)由柱狀晶組成,其微觀組織主要為板條馬氏體和粒狀貝氏體;激光電弧復合焊接過程冷卻速度較快,致使焊縫組織淬硬,其硬度高于母材,約為410HV1。熱影響區(qū)分為粗晶區(qū)、細晶區(qū)、兩相區(qū)和過回火區(qū),其組織主要由回火馬氏體組成;熱影響區(qū)內(nèi)最低的顯微硬度約為350HV1,其位于兩相區(qū)和過回火區(qū)的交界處附近;粗晶區(qū)由于晶粒粗大且含有過飽和馬氏體,導致硬度最高達435HV1。焊縫和熱影響區(qū)均析出了Fe3C相,且焊縫區(qū)的Fe3C相尺寸大于熱影響區(qū),約為350nm。熱影響區(qū)在室溫和低溫下的沖擊功均高于焊縫,分別為147J和66.5J,這是由于裂紋擴展過程中受到硬度較低的兩相區(qū)、過回火區(qū)和母材的拘束,加之基體中塊狀馬氏體的存在促進裂紋偏折,裂紋擴展難度增大。同時,熱影響區(qū)中含有較多穩(wěn)定的小角度晶界和Σ3晶界（約為8%）,使得其抵抗裂紋擴展的能力增加,沖擊韌性得到提高。焊縫沖擊韌性低于熱影響區(qū),這是由于焊縫中含有馬氏體和粒狀貝氏體組織,相界處應(yīng)變集中程度較高,加之焊縫中Fe3C相尺寸較大,并存在較多不穩(wěn)定的大角度晶界（約為66%）,致使微孔洞易于形核,因此焊縫具有較強的裂紋萌生傾向。同時,焊縫晶粒取向相對復雜,各向異性程度較大,易于形成嚴重的應(yīng)變集中,導致裂紋擴展抗力降低。最后,研究了復合焊焊接接頭各部位的斷裂韌性及斷裂驅(qū)動力,探究了接頭各區(qū)域的抗斷裂能力。采用Weibull應(yīng)力表征脆性裂紋的斷裂驅(qū)動力,計算結(jié)果表明:弧焊接頭焊縫的裂紋擴展驅(qū)動力為2241MPa,激光焊縫裂紋擴展驅(qū)動力高于弧焊焊縫144MPa（6.4%）,復合焊縫的裂紋擴展驅(qū)動力高于弧焊焊縫62MPa（2.8%）,說明弧焊焊縫抗斷裂能力最強,與斷裂韌性試驗測量結(jié)果規(guī)律一致。屏蔽效應(yīng)提高了激光與復合焊縫的抗裂紋擴展能力。在焊接接頭中激光焊縫獲得的屏蔽效應(yīng)最高為126MPa,其次是復合焊焊縫77MPa。在該屏蔽效應(yīng)下,使得激光與復合焊縫的裂紋擴展驅(qū)動力得到了明顯降低。此外,激光焊接接頭中熱影響區(qū)的裂紋擴展驅(qū)動力為2037MPa,與復合焊熱影響區(qū)相當,略低弧焊熱影響區(qū)。表明激光焊和復合焊超窄的熱影響區(qū)（<1mm）提高了其抗裂紋擴展能力及斷裂韌性。
二、20Mn_2SiWNbB建筑用鋼焊接熱影響區(qū)組織性能的研究（論文開題報告）
（1）論文研究背景及目的
此處內(nèi)容要求：
首先簡單簡介論文所研究問題的基本概念和背景，再而簡單明了地指出論文所要研究解決的具體問題，并提出你的論文準備的觀點或解決方法。
寫法范例：
本文主要提出一款精簡64位RISC處理器存儲管理單元結(jié)構(gòu)并詳細分析其設(shè)計過程。在該MMU結(jié)構(gòu)中,TLB采用叁個分離的TLB,TLB采用基于內(nèi)容查找的相聯(lián)存儲器并行查找,支持粗粒度為64KB和細粒度為4KB兩種頁面大小,采用多級分層頁表結(jié)構(gòu)映射地址空間,并詳細論述了四級頁表轉(zhuǎn)換過程,TLB結(jié)構(gòu)組織等。該MMU結(jié)構(gòu)將作為該處理器存儲系統(tǒng)實現(xiàn)的一個重要組成部分。
（2）本文研究方法
調(diào)查法：該方法是有目的、有系統(tǒng)的搜集有關(guān)研究對象的具體信息。
觀察法：用自己的感官和輔助工具直接觀察研究對象從而得到有關(guān)信息。
實驗法：通過主支變革、控制研究對象來發(fā)現(xiàn)與確認事物間的因果關(guān)系。
文獻研究法：通過調(diào)查文獻來獲得資料，從而全面的、正確的了解掌握研究方法。
實證研究法：依據(jù)現(xiàn)有的科學理論和實踐的需要提出設(shè)計。
定性分析法：對研究對象進行“質(zhì)”的方面的研究，這個方法需要計算的數(shù)據(jù)較少。
定量分析法：通過具體的數(shù)字，使人們對研究對象的認識進一步精確化。
跨學科研究法：運用多學科的理論、方法和成果從整體上對某一課題進行研究。
功能分析法：這是社會科學用來分析社會現(xiàn)象的一種方法，從某一功能出發(fā)研究多個方面的影響。
模擬法：通過創(chuàng)設(shè)一個與原型相似的模型來間接研究原型某種特性的一種形容方法。
三、20Mn_2SiWNbB建筑用鋼焊接熱影響區(qū)組織性能的研究（論文提綱范文）
（1）DH36高強度船板鋼全流程工藝優(yōu)化和腐蝕防護的基礎(chǔ)研究（論文提綱范文）
| 致謝 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文獻綜述 |
| 2.1 船板鋼 |
| 2.1.1 船板鋼特點與分類 |
| 2.1.2 DH36高強度船板鋼的技術(shù)要求 |
| 2.2 船板鋼缺陷及其研究 |
| 2.2.1 中厚鋼板中的常見缺陷 |
| 2.2.2 中厚板缺陷產(chǎn)生原因分析 |
| 2.3 船板鋼的技術(shù)發(fā)展和研究現(xiàn)狀 |
| 2.3.1 船板鋼的技術(shù)發(fā)展 |
| 2.3.2 船板鋼發(fā)展方向 |
| 2.3.3 控軋控冷的研究 |
| 2.3.4 國內(nèi)外高強度船板鋼的現(xiàn)狀 |
| 2.3.5 國內(nèi)高強度船板鋼存在的差距 |
| 2.4 船板鋼韌脆轉(zhuǎn)變溫度的研究 |
| 2.4.1 船板鋼的強韌化機制 |
| 2.4.2 韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響因素 |
| 2.4.3 合金元素的韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響 |
| 2.5 DH36高強度船板鋼耐蝕性評估與防護涂層的制備 |
| 2.5.1 DH36高強度船板鋼耐蝕性研究 |
| 2.5.2 鋅鎳合金鍍層防護工藝 |
| 2.5.3 鋅鎳超疏水鍍層防護工藝 |
| 2.6 研究背景和研究意義 |
| 3 研究內(nèi)容和研究方法 |
| 3.1 研究內(nèi)容 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 解剖分析 |
| 3.2.2 煉鋼和軋鋼工藝優(yōu)化設(shè)計及分析 |
| 3.2.3 沖擊性能檢測及熱模擬實驗 |
| 3.2.4 焊接性能試驗 |
| 3.2.5 耐蝕性評估 |
| 3.2.6 鋅鎳合金鍍層的制備與耐蝕性評估 |
| 3.2.7 鋅鎳超疏水鍍層制備與耐蝕性實驗 |
| 4 DH36高強度船板鋼沖擊性能不合的宏觀、微觀機理分析 |
| 4.1 DH36高強度船板沖擊性能 |
| 4.2 低倍分析 |
| 4.3 斷口分析 |
| 4.4 金相及夾雜物分析 |
| 4.4.1 非金屬夾雜物評級 |
| 4.4.2 金相及夾雜物分析 |
| 4.5 夾雜物MnS析出熱力學計算 |
| 4.5.1 液相中MnS析出的熱力學計算 |
| 4.5.2 固液前沿液相中MnS析出的熱力學計算 |
| 4.5.3 固相中MnS析出的熱力學計算 |
| 4.6 微觀缺陷分析 |
| 4.6.1 異常組織的形成原因 |
| 4.6.2 異常組織中夾雜物的形成機理 |
| 4.6.3 異常組織中的裂紋源 |
| 4.6.4 鋼板中微裂紋形成的外部條件 |
| 4.7 DH36沖擊性能不合的綜合分析及討論 |
| 4.8 本章小結(jié) |
| 5 DH36船板鋼脫磷、脫硫模型的建立 |
| 5.1 基于IMCT的DH36船板鋼轉(zhuǎn)爐冶煉控磷的熱力學計算 |
| 5.1.1 爐渣氧化能力與L_P預報模型 |
| 5.1.2 CaO-MgO-FeO-Fe_2O_3-MnO-Al_2O_3-SiO_2-TiO_2-P_2O_5渣系IMCT模型 |
| 5.1.3 IMCT渣系Fe_tO質(zhì)量作用濃度的表征方法 |
| 5.1.4 基于IMCT的船板鋼磷分配比預報模型驗證 |
| 5.1.5 溫度對船板鋼L_P的影響 |
| 5.1.6 渣成分對船板鋼L_P的影響 |
| 5.2 DH36船板鋼脫硫模型 |
| 5.2.1 DH36煉鋼LF脫硫熱力學模型 |
| 5.2.2 鋼中氧、硫含量對活度系數(shù)的影響 |
| 5.2.3 鋼液氧含量對L_S的影響 |
| 5.2.4 精煉溫度對平衡常數(shù)及L_S的影響 |
| 5.2.5 精煉渣成分對L_S的影響 |
| 5.3 本章小結(jié) |
| 6 DH36高強度船板鋼成分、煉鋼工藝優(yōu)化及對焊接性能影響 |
| 6.1 DH36高強度船板鋼的成分優(yōu)化設(shè)計 |
| 6.1.1 DH36高強度船板鋼沖擊性能回歸分析 |
| 6.1.2 DH36高強度船板鋼的成分優(yōu)化 |
| 6.2 煉鋼工藝的優(yōu)化 |
| 6.2.1 煉鋼生產(chǎn)工藝優(yōu)化 |
| 6.2.2 連鑄生產(chǎn)工藝優(yōu)化 |
| 6.3 工藝優(yōu)化的DH36高強度船板鋼焊接性能試驗 |
| 6.4 本章小結(jié) |
| 7 DH36高強度船板鋼控軋控冷工藝及對沖擊性能影響 |
| 7.1 DH36船板鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變及組織細化研究 |
| 7.1.1 DH36靜態(tài)CCT曲線測定 |
| 7.1.2 變形量及變形溫度對奧氏體再結(jié)晶的影響 |
| 7.2 控軋控冷工藝對DH36船板鋼沖擊性能的影響 |
| 7.2.1 終軋溫度對沖擊功的影響 |
| 7.2.2 終冷溫度對沖擊功的影響 |
| 7.3 DH36高強度船板鋼控軋控冷試驗 |
| 7.3.1 軋制工藝設(shè)計 |
| 7.3.2 沖擊韌性檢測分析 |
| 7.4 本章小結(jié) |
| 8 DH36船板鋼耐蝕性研究及防護涂層制備 |
| 8.1 DH36船板鋼耐蝕性研究 |
| 8.1.1 DH36船板鋼極化性能研究 |
| 8.1.2 DH36船板鋼阻抗譜研究 |
| 8.1.3 DH36船板鋼鹽水浸泡實驗研究 |
| 8.2 DH36船板鋼鋅鎳合金電鍍及耐蝕性研究 |
| 8.2.1 鋅鎳合金層的微觀形貌與成分分析 |
| 8.2.2 鋅鎳合金層的耐蝕性分析 |
| 8.2.3 鋅鎳合金層的耐蝕機理 |
| 8.3 低硫DH36船板鋼鋅鎳超疏水鍍層及耐蝕性研究 |
| 8.3.1 鋅鎳超疏水鍍層的微觀形貌與成分分析 |
| 8.3.2 鋅鎳超疏水鍍層的潤濕性分析 |
| 8.3.3 鋅鎳超疏水鍍層的耐蝕性分析 |
| 8.4 本章小結(jié) |
| 9 結(jié)論及創(chuàng)新點 |
| 9.1 結(jié)論 |
| 9.2 創(chuàng)新點 |
| 參考文獻 |
| 作者簡歷及在學研究成果 |
| 學位論文數(shù)據(jù)集 |
（2）稀土Ce對低合金高強鋼耐點蝕性能和焊接性能的影響（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 低合金高強度鋼 |
| 1.2.1 低合金高強度鋼的發(fā)展及在海洋工程的應(yīng)用 |
| 1.2.2 合金元素在低合金高強鋼中的作用 |
| 1.2.3 低合金高強度鋼的焊接性能研究 |
| 1.2.4 低合金高強度鋼的耐點蝕性能研究 |
| 1.3 稀土在低合金高強度鋼的作用 |
| 1.3.1 稀土的性質(zhì)及分布 |
| 1.3.2 稀土在低合金高強度鋼的作用 |
| 1.4 本課題研究的目的及意義 |
| 1.5 本課題研究內(nèi)容 |
| 第2章 原位觀察Ce處理對鋼模擬焊接熱影響區(qū)晶粒細化作用 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 實驗過程 |
| 2.3 結(jié)果 |
| 2.3.1 Ca處理和Ce處理鋼中的粒子特征 |
| 2.3.2 原位觀察熱循環(huán)過程中奧氏體的長大和組織轉(zhuǎn)變 |
| 2.3.3 室溫組織特征 |
| 2.3.4 EBSD分析 |
| 2.4 .討論 |
| 2.4.1 Ce的添加對粒子特征和奧氏體晶粒長大的影響 |
| 2.4.2 Ce處理對模擬粗晶熱影響區(qū)組織特征影響 |
| 2.5 本章小結(jié) |
| 第3章 Ce含量對低合金高強鋼粗晶熱影響區(qū)組織和韌性的影響 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 實驗過程 |
| 3.3 結(jié)果 |
| 3.3.1 粒子特征 |
| 3.3.2 組織分析 |
| 3.3.3 EBSD分析 |
| 3.3.4 沖擊韌性及斷口形貌分析 |
| 3.4 討論 |
| 3.4.1 Ce含量對晶粒細化的影響 |
| 3.4.2 Ce含量對針狀鐵素體和M/A組織形成的影響 |
| 3.5 本章小結(jié) |
| 第4章 第一性原理研究Ce處理鋼中夾雜物誘導點蝕機理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 實驗過程 |
| 4.2.1 原料及試樣準備 |
| 4.2.2 浸泡實驗 |
| 4.3 第一性原理的理論及計算方法 |
| 4.3.1 第一性原理理論 |
| 4.3.2 計算方法 |
| 4.4 結(jié)果與討論 |
| 4.4.1 夾雜物分析 |
| 4.4.2 功函數(shù)計算 |
| 4.4.3 浸泡實驗 |
| 4.4.4 夾雜物誘導腐蝕機理 |
| 4.5 本章小結(jié) |
| 第5章 Ce含量對低合金高強鋼耐點蝕性能的影響 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 實驗過程 |
| 5.2.1 原料及試樣準備 |
| 5.2.2 極化實驗 |
| 5.2.3 連續(xù)浸泡實驗 |
| 5.2.4 失重實驗 |
| 5.3 結(jié)果與討論 |
| 5.3.1 電化學結(jié)果分析 |
| 5.3.2 連續(xù)浸泡實驗結(jié)果分析 |
| 5.3.3 失重實驗結(jié)果分析 |
| 5.3.4 Ce含量對低合金高強鋼耐點蝕性能影響及作用機理 |
| 5.4 本章小結(jié) |
| 第6章 Ce~(3+)在3.5%NaCl溶液中對低合金高強鋼的緩蝕作用 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 實驗過程 |
| 6.2.1 原料及試樣準備 |
| 6.2.2 電化學測試 |
| 6.2.3 自然浸泡實驗 |
| 6.3 結(jié)果與討論 |
| 6.3.1 極化曲線分析 |
| 6.3.2 電化學阻抗分析 |
| 6.3.3 腐蝕產(chǎn)物分析 |
| 6.3.4 Ce~(3+)的緩蝕機理 |
| 6.4 本章小結(jié) |
| 第7章 結(jié)論與展望 |
| 7.1 全文結(jié)論 |
| 7.2 主要創(chuàng)新點 |
| 7.3 展望 |
| 致謝 |
| 參考文獻 |
| 附錄1 攻讀博士學位期間取得的科研成果 |
| 附錄2 攻讀博士學位期間參加的科研項目 |
| 附錄3 夾雜物的功函數(shù) |
（3）活塞桿激光焊接工藝優(yōu)化及夾具研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 緒論 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 課題研究背景及意義 |
| 1.2.1 課題研究背景 |
| 1.2.2 課題研究意義 |
| 1.3 國內(nèi)外激光焊接技術(shù)研究現(xiàn)狀 |
| 1.3.1 國內(nèi)異種金屬激光焊接現(xiàn)狀 |
| 1.3.2 國外異種金屬激光焊接現(xiàn)狀 |
| 1.4 課題主要研究內(nèi)容 |
| 2 實驗制備方案及檢測方法 |
| 2.1 實驗設(shè)備應(yīng)用 |
| 2.1.1 激光焊接實驗設(shè)備 |
| 2.1.2 激光焊接檢測設(shè)備 |
| 2.2 實驗檢測方法 |
| 2.2.1 焊縫質(zhì)量研究分析 |
| 2.2.2 活塞桿特性 |
| 2.2.3 實驗流程 |
| 2.2.4 直線軌跡焊縫形貌探索 |
| 2.2.5 環(huán)形軌跡焊縫形貌探索 |
| 2.3 本章小結(jié) |
| 3 活塞桿激光焊接仿真分析 |
| 3.1 ANSYS模擬仿真過程 |
| 3.2 有限元模型的創(chuàng)建 |
| 3.2.1 材料熱物參數(shù) |
| 3.2.2 活塞桿模型簡化 |
| 3.2.3 邊界條件與熱源施加 |
| 3.3 焊接溫度場 |
| 3.3.1 擬定焊接模擬參數(shù) |
| 3.3.2 不同時段溫度場模擬過程 |
| 3.4 焊接熱應(yīng)力 |
| 3.4.1 Von mises熱應(yīng)力對焊接過程的影響 |
| 3.4.2 試驗分析 |
| 3.5 本章小結(jié) |
| 4 活塞桿焊接夾具研究 |
| 4.1 焊接夾具應(yīng)用 |
| 4.2 機械部分設(shè)計 |
| 4.2.1 夾具機械組成部分 |
| 4.2.2 夾具夾緊定位過程 |
| 4.3 電控部分設(shè)計 |
| 4.3.1 PLC的應(yīng)用與選型 |
| 4.3.2 步進電機和驅(qū)動器 |
| 4.3.3 PLC硬件處理 |
| 4.3.4 軟件設(shè)計 |
| 4.4 本章小結(jié) |
| 5 活塞桿灰色關(guān)聯(lián)法焊接參數(shù)優(yōu)化 |
| 5.1 灰色關(guān)聯(lián)法 |
| 5.1.1 灰色關(guān)聯(lián)法的概念 |
| 5.1.2 灰色關(guān)聯(lián)法的應(yīng)用范疇 |
| 5.2 灰色關(guān)聯(lián)激光焊接應(yīng)用 |
| 5.2.1 擬定激光焊接灰色系統(tǒng) |
| 5.2.2 權(quán)重計算 |
| 5.2.3 無量綱化及數(shù)據(jù)差序列 |
| 5.2.4 灰色關(guān)聯(lián)系數(shù)和灰色關(guān)聯(lián)度 |
| 5.3 灰色數(shù)據(jù)分析及影響關(guān)系 |
| 5.4 實驗分析 |
| 5.4.1 原始參數(shù)與優(yōu)化參數(shù)下焊縫形貌對比 |
| 5.4.2 原始參數(shù)與優(yōu)化參數(shù)下微觀組織對比 |
| 5.4.3 原始參數(shù)與優(yōu)化參數(shù)下顯微硬度對比 |
| 5.5 本章小結(jié) |
| 6 結(jié)論 |
| 參考文獻 |
| 攻讀碩士期間發(fā)表學術(shù)論文情況 |
| 致謝 |
（4）Q1030超高強鋼工藝與組織性能研究（論文提綱范文）
| 致謝 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文獻綜述 |
| 2.1 國內(nèi)外工程機械用高強鋼研發(fā)情況 |
| 2.2 高強鋼顯微組織的設(shè)計及發(fā)展趨勢 |
| 2.3 鋼中各合金元素的強化作用 |
| 2.4 非平衡組織的奧氏體轉(zhuǎn)變 |
| 2.4.1 粒狀奧氏體與針狀奧氏體 |
| 2.4.2 非平衡組織發(fā)生轉(zhuǎn)變的影響因素 |
| 2.5 馬氏體的組織形態(tài)與強化機理 |
| 2.5.1 板條馬氏體的組織形態(tài) |
| 2.5.2 片狀馬氏體的組織形態(tài) |
| 2.5.3 馬氏體組織的強化機理 |
| 2.6 軋制工藝和熱處理工藝 |
| 2.6.1 控制軋制和控制冷卻 |
| 2.6.2 回火工藝 |
| 3 主要研究內(nèi)容和技術(shù)路線 |
| 3.1 主要研究內(nèi)容 |
| 3.2 技術(shù)路線 |
| 4 Q1030超高強鋼的成分和軋制工藝、熱處理工藝設(shè)計 |
| 4.1 Q1030超高強鋼成分設(shè)計及分析 |
| 4.2 Q1030鋼奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線的測定與分析 |
| 4.2.1 Q1030鋼靜態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線的測定及組織分析 |
| 4.2.2 Q1030動態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線的測定及組織分析 |
| 4.3 Q1030超高強鋼實驗室軋制工藝及分析 |
| 4.3.1 Q1030超高強鋼的軋制工藝設(shè)計 |
| 4.4 熱處理工藝的設(shè)計 |
| 4.5 Q1030鋼焊接熱模擬實驗及組織分析 |
| 4.6 本章小結(jié) |
| 5 Q1030鋼動態(tài)再結(jié)晶及Nb、Ti的析出行為 |
| 5.1 實驗材料及方法 |
| 5.2 實驗結(jié)果及分析 |
| 5.2.1 應(yīng)力-應(yīng)變曲線分析 |
| 5.2.2 熱變形方程 |
| 5.2.3 動態(tài)再結(jié)晶的臨界條件 |
| 5.2.4 Nb,Ti析出粒子的形貌和組成 |
| 5.2.5 微合金元素析出行為的熱力學分析 |
| 5.3 本章小結(jié) |
| 6 熱處理工藝對Q1030鋼組織性能的影響 |
| 6.1 實驗材料及方法 |
| 6.2 不同淬火加熱溫度下Q1030鋼的奧氏體晶粒長大規(guī)律 |
| 6.2.1 淬火加熱溫度對奧氏體晶粒長大的影響 |
| 6.2.2 Q1030鋼的奧氏體晶粒長大模型的建立 |
| 6.2.3 奧氏體晶?；炀КF(xiàn)象 |
| 6.3 淬火加熱溫度對Q1030鋼組織的影響 |
| 6.4 淬火加熱溫度對Q1030鋼性能的影響 |
| 6.4.1 淬火加熱溫度對Q1030鋼強度與硬度的影響 |
| 6.4.2 淬火加熱溫度對Q1030鋼沖擊韌性的影響 |
| 6.5 回火對Q1030鋼力學性能的影響 |
| 6.5.1 掃描顯微組織分析 |
| 6.5.2 透射微觀結(jié)構(gòu)分析 |
| 6.5.3 EBSD分析 |
| 6.5.4 馬氏體板條、小角度晶界、位錯對力學性能影響 |
| 6.6 本章小結(jié) |
| 7 Q1030鋼馬氏體—奧氏體相變過程研究 |
| 7.1 不同升溫速度時的淬火態(tài)Q1030鋼熱膨脹曲線 |
| 7.2 Q1030鋼馬氏體—奧氏體相變的組織演變過程 |
| 7.2.1 馬氏體—奧氏體相變組織演變過程的SEM研究 |
| 7.2.2 馬氏體—奧氏體相變組織演變過程的TEM研究 |
| 7.3 本章小結(jié) |
| 8 結(jié)論及創(chuàng)新點 |
| 8.1 結(jié)論 |
| 8.2 創(chuàng)新點 |
| 參考文獻 |
| 作者簡歷及在學研究成果 |
| 學位論文數(shù)據(jù)集 |
（5）Q420GJC 85 mm厚板半自動埋弧焊接技術(shù)（論文提綱范文）
| 1 基本概況 |
| 1.1 Q420GJC的現(xiàn)狀 |
| 1.2 Q420GJC的基本性能 |
| 1.3 Q420GJC的焊接性能分析 |
| 1.3.1 冷裂紋敏感性分析 |
| 1.3.2 熱裂紋敏感性分析 |
| 1.3.3 熱影響區(qū)脆化 |
| 2 試驗部分 |
| 2.1 Q420GJC的焊接工藝制定 |
| 2.1.1 焊接方法的選擇 |
| 2.1.2 坡口形式及加工 |
| 2.1.3 焊接材料的選擇 |
| 2.1.4 焊接工藝參數(shù)的確定 |
| 2.1.5 預熱及焊道間溫度 |
| 2.2 Q420GJC焊接工藝評定試驗 |
| 2.2.1 試驗材料 |
| 2.2.2 試驗過程 |
| 3 試驗分析 |
| 4 結(jié)束語 |
（6）S355J2W+N耐候鋼板高頻脈沖MAG焊T形接頭全熔透焊接工藝及組織和性能研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 緒論 |
| 1.1 課題來源及意義 |
| 1.2 脈沖氣體保護焊的研究 |
| 1.3 脈沖氣體保護焊焊接技術(shù) |
| 1.4 脈沖熔化極氣體保護焊的國內(nèi)外研究 |
| 1.4.1 脈沖電流波形設(shè)計 |
| 1.4.2 脈沖焊弧長的控制 |
| 1.4.3 脈沖氣體保護焊的熔滴過渡 |
| 1.5 焊接混合保護氣體的研究 |
| 1.5.1 焊接混合保護氣體的種類及應(yīng)用 |
| 1.5.2 保護氣體的研究現(xiàn)狀 |
| 1.5.3 脈沖氣體保護焊面臨的問題 |
| 1.6 S355J2W+N耐候鋼材料研究 |
| 1.6.1 S355J2W+N耐候鋼的發(fā)展歷程 |
| 1.6.2 S355J2W+N耐候鋼的應(yīng)用 |
| 1.7 本課題的研究內(nèi)容及技術(shù)路線 |
| 1.7.1 本課題研究內(nèi)容 |
| 1.7.2 本課題技術(shù)路線 |
| 1.8 本章小結(jié) |
| 第二章 試驗材料和試驗方法 |
| 2.1 試驗材料 |
| 2.2 試驗(研究)方法 |
| 2.2.1 焊接工藝試驗 |
| 2.2.2 焊接接頭焊接熱循環(huán)的測試和分析 |
| 2.2.3 焊接接頭殘余應(yīng)力的測試和分析 |
| 2.2.4 焊接接頭宏觀形貌及顯微組織分析試驗 |
| 2.2.5 焊接接頭維氏硬度試驗 |
| 2.2.6 焊縫成分、相組成及針狀鐵素體的定量分析 |
| 2.3 本章小結(jié) |
| 第三章 試驗結(jié)果及分析 |
| 3.1 焊接工藝試驗結(jié)果與分析 |
| 3.2 焊接溫度場的測試結(jié)果與分析 |
| 3.3 焊接接頭殘余應(yīng)力測試結(jié)果及分析 |
| 3.4 S355J2W耐候鋼焊接接頭金相組織試驗結(jié)果及分析 |
| 3.4.1 焊接接頭宏觀形貌分析 |
| 3.4.2 焊接接頭微觀觀金相組織分析 |
| 3.4.3 T型接頭大熔深宏觀金相組織研究 |
| 3.4.4 T型接頭大熔深微觀金相組織研究 |
| 3.4.5 焊接接頭金相組織的形成機理 |
| 3.5 焊接接頭組織維氏硬度試驗結(jié)果及分析 |
| 3.6 焊縫成分、相組成及針狀鐵素體的定量分析結(jié)果與討論 |
| 3.6.1 焊縫組織元素含量EDS掃描試驗結(jié)果及分析 |
| 3.6.2 焊縫組織XRD試驗相結(jié)果及分析 |
| 3.6.3 焊縫組織EBSD研究 |
| 3.6.4 針狀鐵素體晶粒取向差分布規(guī)律的研究 |
| 3.7 本章小結(jié) |
| 第四章 結(jié)論 |
| 參考文獻 |
| 在攻讀碩士學位期間發(fā)表的學術(shù)論文 |
| 致謝 |
（7）高強度環(huán)鏈對焊接頭組織與性能的研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 課題背景及意義 |
| 1.2 環(huán)鏈用鋼材的研究現(xiàn)狀 |
| 1.3 高強度環(huán)鏈對焊的工藝特點 |
| 1.4 高強度環(huán)鏈對焊的研究現(xiàn)狀 |
| 1.4.1 高強度環(huán)鏈焊接工藝及性能改善 |
| 1.4.2 高強度環(huán)鏈焊接缺陷與質(zhì)量控制 |
| 1.5 本課題主要研究內(nèi)容 |
| 第2章 試驗材料及研究方法 |
| 2.1 試驗材料及焊接工藝 |
| 2.1.1 試驗材料 |
| 2.1.2 焊接方法及工藝 |
| 2.2 研究方法 |
| 第3章 高強度環(huán)鏈閃光對焊接頭的組織形貌 |
| 3.1 環(huán)鏈閃光對焊焊接接頭的形成 |
| 3.1.1 環(huán)鏈閃光對焊接頭形成過程 |
| 3.1.2 環(huán)鏈閃光對焊接頭的宏觀形貌 |
| 3.2 環(huán)鏈閃光對焊接頭焊縫的組織特征 |
| 3.2.1 SAE8620H鋼焊縫組織特征 |
| 3.2.2 23MnNiMoCr54鋼焊縫組織特征 |
| 3.3 環(huán)鏈閃光對焊接頭熱影響區(qū)的組織 |
| 3.3.1 SAE8620H鋼影響區(qū)的組織 |
| 3.3.2 23MnNiMoCr54鋼熱影響區(qū)的組織 |
| 3.3.3 23MnNiMoCr54鋼熱影響區(qū)帶狀組織 |
| 3.4 本章小結(jié) |
| 第4章 20Mn2鋼環(huán)鏈電阻對焊與閃光對焊接頭組織分析 |
| 4.1 環(huán)鏈電阻對焊工藝性特征及數(shù)值分析 |
| 4.1.1 閃光對焊與電阻對焊的原理 |
| 4.1.2 環(huán)鏈電阻對焊接頭宏觀形貌 |
| 4.1.3 環(huán)鏈電阻對焊接頭溫度場模擬 |
| 4.2 對焊工藝對接頭組織形貌的影響 |
| 4.2.1 20Mn2鋼對焊接頭焊縫區(qū)顯微組織特征 |
| 4.2.2 對焊工藝對20Mn2鋼接頭熱影響區(qū)組織的影響 |
| 4.3 不同對焊工藝下接頭的顯微硬度分布 |
| 4.4 本章小結(jié) |
| 第5章 焊后熱處理對環(huán)鏈接頭組織性能的影響 |
| 5.1 焊后熱處理對環(huán)鏈接頭宏觀形貌的影響 |
| 5.2 焊后熱處理對環(huán)鏈接頭微觀組織的影響 |
| 5.2.1 環(huán)鏈對焊接頭焊縫組織演變 |
| 5.2.2 熱影響區(qū)組織及元素分布特征 |
| 5.2.3 Φ13 mm-20Mn2鋼環(huán)鏈接頭裂紋擴展機理 |
| 5.3 焊后熱處理對環(huán)鏈接頭力學性能的影響 |
| 5.3.1 熱處理對環(huán)鏈接頭顯微硬度分布的影響 |
| 5.3.2 環(huán)鏈接頭晶格畸變量分析 |
| 5.3.3 熱處理后環(huán)鏈斷口分析 |
| 5.4 本章小結(jié) |
| 第6章 結(jié)論 |
| 參考文獻 |
| 致謝 |
| 攻讀碩士學位期間發(fā)表的論文 |
| 學位論文評閱及答辯情況表 |
（8）高鋁鐵素體耐熱不銹鋼組織性能及高溫氧化行為的研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 緒論 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 鍋爐耐熱鋼的選用及發(fā)展 |
| 1.2.1 鍋爐耐熱鋼性能的基本要求 |
| 1.2.2 鍋爐耐熱鋼的分類及發(fā)展 |
| 1.3 鐵素體耐熱不銹鋼中合金元素的作用 |
| 1.3.1 主要合金元素的作用 |
| 1.3.2 耐熱不銹鋼中鋁元素的作用 |
| 1.3.3 耐熱不銹鋼中硅元素的作用 |
| 1.4 耐熱鋼加Al合金化的研究現(xiàn)狀 |
| 1.5 本課題的研究內(nèi)容及技術(shù)路線 |
| 1.5.1 課題的研究內(nèi)容 |
| 1.5.2 課題的技術(shù)路線 |
| 2 試驗材料及研究方法 |
| 2.1 試驗材料的制備 |
| 2.2 熱處理工藝試驗 |
| 2.2.1 JMat-Pro熱力學模擬 |
| 2.2.2 熱處理工藝制度 |
| 2.2.3 試驗檢測設(shè)備 |
| 2.3 微觀組織觀察 |
| 2.4 力學性能測試 |
| 2.4.1 室溫拉伸試驗 |
| 2.4.2 顯微硬度試驗 |
| 2.5 高溫氧化試驗 |
| 2.5.1 高溫氧化工藝制度 |
| 2.5.2 高溫氧化試驗設(shè)備 |
| 2.5.3 高溫氧化試樣制備及試驗方法 |
| 2.6 主要分析表征設(shè)備 |
| 2.6.1 X射線衍射儀(XRD) |
| 2.6.2 掃描電子顯微鏡及能譜儀(SEM-EDS) |
| 3 熱處理制度對鐵素體耐熱不銹鋼組織性能的影響 |
| 3.1 JMat-Pro熱力學平衡模擬計算 |
| 3.1.1 平衡相圖的計算 |
| 3.1.2 主要析出相成分組成計算 |
| 3.2 退火溫度對耐熱不銹鋼組織性能的影響作用 |
| 3.2.1 退火溫度對微觀組織的影響 |
| 3.2.2 退火溫度對室溫力學性能的影響 |
| 3.2.3 拉伸斷口的分析 |
| 3.3 退火保溫時間對耐熱不銹鋼組織性能的影響作用 |
| 3.3.2 退火保溫時間對室溫力學性能的影響 |
| 3.3.3 拉伸斷口的分析 |
| 3.4 本章小結(jié) |
| 4 鋁元素對鐵素體耐熱不銹鋼組織性能的影響 |
| 4.1 鋁元素對熱軋態(tài)耐熱不銹鋼組織性能的影響 |
| 4.2 鋁元素對退火態(tài)耐熱不銹鋼組織性能的影響 |
| 4.2.1 鋁元素對微觀組織的影響 |
| 4.2.2 鋁元素對室溫力學性能的影響 |
| 4.2.3 拉伸斷口的分析 |
| 4.3 本章小結(jié) |
| 5 X10CrAlSi18 鐵素體耐熱不銹鋼的高溫氧化行為 |
| 5.1 高溫氧化試驗結(jié)果 |
| 5.2 氧化動力學分析 |
| 5.2.1 氧化增重曲線分析 |
| 5.2.2 氧化速率曲線分析 |
| 5.2.3 氧化速率常數(shù)擬合曲線分析 |
| 5.3 表面氧化膜形貌及物相分析 |
| 5.3.1 表面氧化膜SEM形貌 |
| 5.3.2 表面氧化膜XRD物相分析 |
| 5.4 氧化膜截面形貌分析 |
| 5.5 本章小結(jié) |
| 6 結(jié)論 |
| 參考文獻 |
| 攻讀碩士期間發(fā)表學術(shù)論文及成果 |
| 致謝 |
（9）高溫下Mg、Mo、Ni的組織細化作用及高強船板鋼開發(fā)（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 船板鋼簡介 |
| 1.2 大線能量焊接技術(shù)的發(fā)展 |
| 1.3 大線能量焊接條件下焊接熱影響區(qū)的組織變化 |
| 1.4 晶內(nèi)針狀鐵素體 |
| 1.5 Mg處理工藝對HAZ區(qū)的影響 |
| 1.6 Ni元素和Mo元素的作用 |
| 1.7 金相組織的高溫原位研究 |
| 1.8 研究目標與內(nèi)容 |
| 1.8.1 研究目標 |
| 1.8.2 研究內(nèi)容 |
| 第2章 研究方法及實驗設(shè)備 |
| 2.1 研究方法 |
| 2.2 技術(shù)路線及實驗方案 |
| 2.2.1 技術(shù)路線圖 |
| 2.2.2 實驗方案 |
| 2.3 實驗設(shè)備 |
| 2.4 本章小結(jié) |
| 第3章 Mg的氧化物冶金作用機制分析 |
| 3.1 試驗方法 |
| 3.1.1 冶煉試驗鋼 |
| 3.1.2 熱軋試驗鋼 |
| 3.1.3 取樣及實驗流程 |
| 3.1.4 金相組織 |
| 3.2 實驗結(jié)果與分析 |
| 3.2.1 Mg元素對軋板顯微組織的影響 |
| 3.2.2 Mg元素對高溫條件下試樣組織的影響 |
| 3.2.3 高溫持續(xù)時間對含Mg船體鋼中針狀鐵素體誘發(fā)的影響 |
| 3.2.4 實驗后顯微組織分析 |
| 3.2.5 Mg的氧化物冶金作用機制分析 |
| 3.3 本章小結(jié) |
| 第4章 Mo、Ni元素的組織細化作用 |
| 4.1 Mo的組織細化機制分析 |
| 4.1.1 Mo元素對軋材顯微組織的影響 |
| 4.1.2 Mo元素的晶粒細化作用分析 |
| 4.1.3 Mo元素對IAF誘發(fā)的影響 |
| 4.1.4 高溫持續(xù)時間對含Mo元素船體鋼中IAF誘發(fā)的影響 |
| 4.1.5 金相組織分析 |
| 4.1.6 Mo元素的作用 |
| 4.2 Ni的組織細化作用 |
| 4.2.1 Ni元素對軋材顯微組織的影響 |
| 4.2.2 Ni元素的細化晶粒作用分析 |
| 4.2.3 Ni元素對IAF誘發(fā)的影響 |
| 4.2.4 高溫持續(xù)時間對含Ni工藝船體鋼中IAF誘發(fā)的影響 |
| 4.2.5 金相組織分析 |
| 4.2.6 Ni元素的作用 |
| 4.3 本章小結(jié) |
| 第5章 EH40船板鋼工業(yè)實驗結(jié)果及分析 |
| 5.1 實驗方案 |
| 5.1.1 焊接實驗 |
| 5.1.2 沖擊實驗 |
| 5.1.3 試驗方案 |
| 5.1.4 取金相試樣及掃描電鏡實驗 |
| 5.2 實驗結(jié)果與分析 |
| 5.2.1 斷口形貌分析 |
| 5.2.2 沖擊結(jié)果分析 |
| 5.2.3 金相組織分析 |
| 5.2.4 微細粒子形貌與成分 |
| 5.3 本章小結(jié) |
| 結(jié)論 |
| 參考文獻 |
| 致謝 |
| 在學期間研究成果 |
（10）中厚板BG890QL高強鋼激光-電弧復合焊焊縫成形及斷裂行為研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 低合金高強鋼焊接研究進展 |
| 1.1.1 低合金高強鋼分類及其焊接性 |
| 1.1.2 低合金高強鋼主要焊接方法 |
| 1.1.3 低合金高強鋼接頭組織特征 |
| 1.2 中厚板低合金高強鋼焊縫成形控制 |
| 1.2.1 中厚板主要焊接方法 |
| 1.2.2 中厚板焊接焊縫成形控制 |
| 1.3 中厚板焊接接頭力學性能評定 |
| 1.3.1 中厚板焊接接頭力學非均勻性 |
| 1.3.2 中厚板焊接接頭斷裂性能 |
| 1.3.3 低合金高強鋼斷裂韌性驅(qū)動力評估 |
| 1.4 本課題研究內(nèi)容及意義 |
| 第2章 試驗材料與方法 |
| 2.1 試驗材料 |
| 2.2 焊接試驗方法 |
| 2.2.1 焊接試驗設(shè)備 |
| 2.2.2 焊接試驗工藝 |
| 2.3 力學性能試驗方法 |
| 2.3.1 顯微硬度分析 |
| 2.3.2 拉伸試驗方法 |
| 2.3.3 彎曲試驗方法 |
| 2.3.4 沖擊韌性測試 |
| 2.4 斷裂韌度測試方法 |
| 2.5 材料表征方法 |
| 2.5.1 金相制樣方法 |
| 2.5.2 金相觀察 |
| 2.5.3 掃描電鏡觀察與能譜分析 |
| 2.5.4 EBSD制樣與觀察 |
| 2.5.5 透射電子顯微鏡觀察 |
| 2.6 激光復合焊過程中熔池及等離子體觀察 |
| 2.7 本章小結(jié) |
| 第3章 激光-電弧復合焊工藝及接頭成形影響因素研究 |
| 3.1 激光焊焊縫成形影響因素及其控制 |
| 3.2 激光-電弧復合焊焊縫成形及影響因素 |
| 3.2.1 先導熱源對焊縫成形的影響 |
| 3.2.2 光絲間距對焊縫成形的影響 |
| 3.2.3 復合焊熱源參數(shù)對焊縫成形影響 |
| 3.3 坡口中激光與電弧熱源的耦合機理 |
| 3.3.1 坡口中激光與電弧的耦合行為 |
| 3.3.2 坡口中激光-電弧復合焊的熔池流動行為 |
| 3.4 背部焊縫成形控制 |
| 3.4.1 背部坡口對焊縫成形影響 |
| 3.4.2 背部坡口對底部熔池形態(tài)影響 |
| 3.5 中厚板焊接雙面成形控制 |
| 3.6 本章小結(jié) |
| 第4章 激光-電弧復合焊接頭組織形貌及其力學性能 |
| 4.1 接頭各區(qū)域微觀組織表征 |
| 4.1.1 焊縫組織特征 |
| 4.1.2 熱影響區(qū)組織特征 |
| 4.1.3 接頭顯微硬度分析 |
| 4.2 接頭晶粒特征及析出相 |
| 4.2.1 焊接接頭晶粒特征 |
| 4.2.2 焊接接頭析出相特征 |
| 4.3 接頭力學性能與組織的關(guān)系 |
| 4.3.1 沖擊試驗結(jié)果及裂紋擴展路徑分析 |
| 4.3.2 微觀組織與沖擊韌性的內(nèi)在關(guān)聯(lián)性研究 |
| 4.3.3 拉伸及彎曲試驗結(jié)果及分析 |
| 4.4 本章小結(jié) |
| 第5章 激光-電弧復合焊接頭斷裂力學行為研究 |
| 5.1 焊縫斷裂韌性性能分析 |
| 5.2 焊接接頭斷裂韌性驅(qū)動力數(shù)值模擬研究 |
| 5.2.1 有限元數(shù)值模型 |
| 5.2.2 裂紋尖端張開應(yīng)力分析 |
| 5.2.3 焊接接頭斷裂驅(qū)動力分析 |
| 5.3 焊縫斷裂韌性及驅(qū)動力對比 |
| 5.4 本章小結(jié) |
| 第6章 結(jié)論 |
| 本文創(chuàng)新點 |
| 參考文獻 |
| 致謝 |
| 攻讀博士學位期間的學術(shù)成果 |
四、20Mn_2SiWNbB建筑用鋼焊接熱影響區(qū)組織性能的研究（論文參考文獻）
- [1]DH36高強度船板鋼全流程工藝優(yōu)化和腐蝕防護的基礎(chǔ)研究[D]. 李宏亮. 北京科技大學, 2021(08)
- [2]稀土Ce對低合金高強鋼耐點蝕性能和焊接性能的影響[D]. 曹羽鑫. 武漢科技大學, 2021
- [3]活塞桿激光焊接工藝優(yōu)化及夾具研究[D]. 劉天雨. 遼寧工業(yè)大學, 2021
- [4]Q1030超高強鋼工藝與組織性能研究[D]. 王建景. 北京科技大學, 2021(02)
- [5]Q420GJC 85 mm厚板半自動埋弧焊接技術(shù)[A]. 羅聲祥,白學輝,陳春光,胡計奎. 2020年工業(yè)建筑學術(shù)交流會論文集（中冊）, 2020
- [6]S355J2W+N耐候鋼板高頻脈沖MAG焊T形接頭全熔透焊接工藝及組織和性能研究[D]. 趙秩磊. 大連交通大學, 2020(05)
- [7]高強度環(huán)鏈對焊接頭組織與性能的研究[D]. 高杰. 山東大學, 2020(10)
- [8]高鋁鐵素體耐熱不銹鋼組織性能及高溫氧化行為的研究[D]. 魏統(tǒng)宇. 西安建筑科技大學, 2020(01)
- [9]高溫下Mg、Mo、Ni的組織細化作用及高強船板鋼開發(fā)[D]. 雷鳴. 華北理工大學, 2020(02)
- [10]中厚板BG890QL高強鋼激光-電弧復合焊焊縫成形及斷裂行為研究[D]. 許軻. 上海交通大學, 2020(01)
標簽：奧氏體論文; 焊接熱影響區(qū)論文; 成分分析論文; 鐵素體不銹鋼論文; 高強度鋼論文;