一、奥氏体不锈钢焊缝组织和偏析的电镜研究（论文文献综述）
李宏亮[1]（2021）在《DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究》文中认为近年来我国造船业迅速发展,对高端船板钢的需求与日俱增,船舶的大型化、高速化对船舶结构材料的要求也越来越高,要求同时具有高强度、良好低温冲击韧性、焊接性能以及防腐蚀性能的船体用结构钢。本文针对国内某企业DH36高强度船板钢出口检测时冲击性能达不到船级社标准,部分炉次的常温冲击功从89.5-209J之间波动,其他力学性能也不稳定的实际生产问题,结合团队前期对DH36力学性能与其中元素波动的数学模型的研究,在对钢坯内在质量和微观、宏观缺陷进行调研的基础上,利用冶金物理化学原理和金属学方法对冶金全流程进行系统分析研究,在满足国标的情况下对DH36化学成分、炼钢工艺、热轧工艺进行了全流程优化,获得了工艺稳定、性能优良的DH36产品;在低S、P含量（0.018-0.020%）范围对DH36船板钢的防海水腐蚀机理及超疏水锌镍合金镀层进行了研究,论文完成的主要研究工作如下:（1）通过金相及夹杂物分析、断口分析、扫描电镜等方法,结合生产工艺,分析了 DH36高强度船板钢冲击性能不合及大幅波动的原因,发现钢中夹杂物特别是硫化物夹杂是引起内部缺陷的主要诱因之一。在钢板中心产生的宽大贝氏体、马氏体、珠光体带状组织中发现C、Mn元素的富集、成分偏析产生的心部异常组织及条状MnS、氮化物等夹杂,它们与钢基体的界面成为裂纹源,在轧后冷却或矫直过程张应力作用下使钢板内部产生裂纹。结合本研究团队前期对大数据下得到的DH36中S、P和常规元素与冲击韧性等力学性能的数学模型,确定了高性能的DH36必须在LF精炼中将S含量脱到极低,而全流程P控制在0.018-0.020%,可以获得冲击韧性的极大值,并可大幅度降低C、Si、Mn、Al等元素的波动对冲击韧性等力学性能的影响。通过对改善炼钢工艺后得到的S含量0.0030-0.0060%的钢坯的研究发现,硫化锰的析出温度及硫化物、氮化物等夹杂物大小对冲击性能有较大影响,即使是尺寸较小的硫化锰夹杂也影响钢板内部组织的连续性,裂纹源容易在夹杂物的位置产生,在受外力冲击时微裂纹的扩大使钢的冲击性能降低。MnS在奥氏体固相区析出,S含量越低,MnS在奥氏体区析出温度越低,尺寸越小;研究发现高性能DH36化学成分优化原则为: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;连铸优化后的参数为:拉速0.95m/min、比水量0.5L/kg、过热度25℃。通过转炉、LF精炼及连铸全流程参数优化后,得到的DH36铸坯中心偏析明显降低、钢板带状组织所产生的裂纹消失,冲击性能和焊接性能显着提高,波动范围大大减小。（2）在Gleeble-1500热模拟试验机上测试了炼钢流程优化后获得的性能优良的DH36高强度船板钢的连续冷却转变曲线（CCT曲线）,对不同变形量及变形温度条件下单道次轧制后奥氏体再结晶百分比进行了测定,结合控轧控冷,得到的最佳终轧温度为800-820℃、冷却速度为5-7℃/s、终冷温度为690-710℃,钢板低温冲击韧性稳定提高,不仅达到了船级社标准,而且-40℃和-60℃的低温韧性远高于标准值。厚度30mm的DH36船板钢,在焊接热输入分别为15kJ/cm和50kJ/cm情况下,探伤结果都为1级,焊缝对接接头拉伸、弯曲冲击性能以及硬度试验通过了船舶材料验证要求,解决了焊接性能不稳定的问题。（3）根据离子-分子共存理论（IMCT）建立了转炉冶炼DH36船板钢CaO-SiO2-MgO-FeO-Fe2O3-MnO-Al2O3-P2O5-TiO2 九元渣系与钢液间磷分配比LP预报模型,在生产企业获取转炉冶炼DH36船板钢冶炼末期渣-钢成分的实际生产数据,验证了磷分配比预测模型用于冶炼DH36在控制磷含量的准确性。利用热力学理论证实了脱磷模型中关键参数NFtO的表征方程必须用“全氧法”,生产现场取得的数据也证实了理论表征方程的准确性,有力支撑了氧化脱磷模型的实施。由热力学模型得到的[%P]与lgLP,measured的关系,获取[%P]在0.018-0.020浓度区间所对应的DH36在转炉冶炼末期的1gLP为3.86-4.07,冶炼温度为T=1617-1634℃,相对应的终点渣的特性及成分范围为:二元碱度R2=2.5-3.5,（%MgO）=8-11.6,（%FeO）=11.9-13.8,（%Fe2O3）、（%MnO）、（%Al2O3）的成分对P的分配比影响不大。研究还发现渣中（%TiO2）含量小于1.0%时对lgLP影响不大,但在1.0-1.3%时,lg LP波动较大,其机理尚需进一步研究。利用IMCT理论建立了 DH36船板钢LF炉SiO2-Al2O3-CaO-MgO-MnO-TiO2-FeO七元渣系精炼脱硫的热力学模型,用30组工业数据验证表明,理论预测结果与实测数据吻合良好。研究发现,LS,Mgs对硫总分配比Ls的贡献很少,可以忽略不计;渣中MnO、TiO2含量以及精炼温度对硫分配比的影响不大。对硫的分配比影响最大的是炉渣碱度和钢液中氧含量[%O]（或炉渣中（%FeO）含量）,当炉渣碱度由2增加到6时,硫的分配比增加10倍;钢液中氧含量低于50ppm或精炼渣中（%FeO）<1时,硫分配比急剧增加。（4）模拟海水成分对所冶炼的低S、控P的DH36船板钢的腐蚀行为进行了研究,电化学极化曲线和阻抗谱（EIS）的结果表明,P含量控制在0.018-0.020%、S 含量分别为 0.0030%、0.0050%和 0.0060%的钢中,更低的0.0030%硫的DH36钢的耐蚀性最好,扫描电镜对试样的腐蚀形貌分析表明,钢表面为均匀腐蚀,引起腐蚀的主要因素仍然是低硫状态下形成的少量的MnS夹杂与周围铁基体形成的腐蚀微电池引起的,说明低S船板钢依然不能阻止海水的侵蚀,这就需要对船板钢的防腐方法进一步研究。（5）利用电化学沉积方法制备的锌镍合金镀层对DH36船板钢的腐蚀保护机制进行了探索性研究。发现在-0.8V和-1.0V较低电位下沉积,析出电势较高的镍离子优先析出,锌镍电沉积过程属于正常共沉积,沉积速度较慢,锌镍沉积层无法覆盖整个表面;在-1.2V较高电位沉积时,标准电极电势较低的锌快速析出,镍的沉积受到抑制,形成Zn（OH）2胶体膜,产生速度较快的异常共沉积,并形成致密的锌镍合金镀层,使得DH36的耐蚀性大幅提高;但在大于-1.4V更高电位下沉积时,也属于异常共沉积,形成较大沉积颗粒及较大孔洞,使得镀层的耐蚀性下降。（6）为了获得超级耐蚀船板钢,利用电沉积方法在DH36船板钢表面制备了微纳米结构的超疏水锌镍合金镀层,研究了电化学沉积时间对沉积层形貌、化学成分、晶体结构和润湿性的影响。经PFTEOS改性处理,发现沉积时间为3000s时,DH36表面形成了微纳米分层结构的锌镍合金镀层,其润湿性能从超亲水转变为超疏水,静态水接触角超过160°。在3.5%NaCl溶液中的极化曲线测试结果表明,所制备的超疏水锌镍合金镀层的耐蚀性相比于没有涂层的0.0030%低硫DH36船板钢提高32倍左右。这个研究为未来系统解决高端船板在海水中腐蚀问题带来了新的希望。
李军兆[2]（2021）在《316L不锈钢窄间隙激光焊接熔池动态行为及电磁调控特性研究》文中研究说明窄间隙焊接技术采用深窄坡口形式代替传统大角度坡口,填充面积仅为常规方法的1/4-1/2,极大提高焊缝填充效率并改善焊后组织性能。其中,窄间隙激光焊接具有热源能量集中、微角度坡口形式、高速焊接等优势,在厚壁构件焊接领域具有广泛的应用前景。针对现有窄间隙激光焊接方法存在的焊缝侧壁熔合不良、气孔、组织性能均匀性差等问题,从焊接熔池调控技术出发,提出了电磁辅助窄间隙激光焊接新技术,利用恒定磁场和交变电流,驱动热丝周期性横向摆动。研究了电磁辅助作用下窄间隙激光焊接能量分布和熔池动态行为的变化规律,阐明了窄间隙坡口侧壁熔深增加机制,对厚壁构件的应用具有重要意义。旋转扫描激光工艺提高激光热源对窄间隙焊接的适应性。旋转扫描激光改变热源分布形式,扫描激光中心区域具有最低的能量峰值,而最高的能量峰值出现在两侧区域,激光能量呈现“凹”型分布特征。随着旋转扫描频率和幅度的增大,激光热源连续性和熔化面积增加,能量密度显着降低,这能够增加焊缝熔宽并抑制指状熔深的产生。当旋转激光频率150 Hz、幅度2.0 mm时,激光束旋转行为能够改变熔池表面流动状态,在熔池中形成涡流区,使熔池沿宽度方向明显扩张,增强其与基板表面的润湿性;熔融金属在匙孔附近均匀分散,降低对匙孔壁的压迫,同时激光束高频旋转增加匙孔重叠率,提高匙孔连续性,因此显着降低焊缝气孔率。然而窄间隙坡口间隙的限制使旋转扫描激光能量难以直接作用于坡口侧壁,窄间隙激光焊接依然存在侧壁熔合不良缺陷。为适应小窄间隙空间约束并改善旋转激光热源的局限性,提出了电磁辅助窄间隙激光焊接方法。研究结果表明,辅助电流电阻热显着降低焊丝熔化对激光能量的依赖性,随着焊丝偏离中心位置,熔池热传导所占的比例逐渐增加。相比于常规激光焊接,电磁辅助作用改变了等离子体的喷射方向,使得激光入射位置的等离子体电子密度降低,有利于削弱等离子体对激光能量的吸收,提高传输效率;而等离子体扩张提高了窄间隙坡口侧壁位置的加热面积,可视为有效热源对侧壁进行局部加热。填充焊丝在电磁辅助作用下横向摆动,能够促使高温熔融金属在熔池中均匀分布,增强对坡口侧壁的热传导。同时,熔池强制对流增加液态金属横向流动量,促使高温金属向窄间隙侧壁流动,增加其在侧壁停留时间,改善侧壁润湿。随着电磁作用频率和幅度增加至30 Hz和6.0 mm时,熔池液态金属强制对流作用逐渐增强,此时电磁辅助驱动力对熔池流动起主导作用,促使熔池周期性横向流动特征更加明显。熔池稳定性与电磁作用频率和旋转激光频率耦合关系有关,导致焊缝凝固形貌的变化。电磁辅助作用改变了窄间隙焊接传热行为,对窄间隙激光焊接工艺窗口的扩大具有显着作用。焊接温度场数值分析结果显示,电磁辅助作用下窄间隙焊接熔池温度分布更加均匀,峰值温度降低7.6%,侧壁温度增加10.7%,熔池固/液界面凝固前沿的温度梯度降低,冷却速率有所提高。电磁辅助技术通过增强高温熔池热传导和高温等离子体热辐射,提高对侧壁的能量输入,最终增加窄间隙坡口宽度适应性和焊缝表面弯曲度,焊缝呈现润湿良好的“月牙形”焊道。采用优化后的工艺实现40 mm厚度316L不锈钢多层窄间隙焊接,包括1层自熔穿透焊和11层窄间隙填充焊,窄间隙焊接接头成形良好,每层焊缝形状基本保持一致,无气孔、未熔合等缺陷。电磁辅助窄间隙多层焊接温度场显示各填充层的温度场特征基本相似。随着焊缝填充,熔池热积累逐渐增加,散热能力降低,有利于延长熔池高温停留时间,增强熔池能量向坡口侧壁热传导,使得熔池面积逐渐增加。而已凝固焊缝在后续焊道的作用下会产生重熔区和热处理区,峰值温度和冷却速率均降低。电磁辅助能够改善窄间隙激光焊接接头组织性能均匀性。电磁辅助技术搅拌高温熔池液态金属,有利于降低熔池凝固前沿的温度梯度、增加熔池凝固速率,同时,熔池液态金属周期性横向流动会冲刷固/液界面处已凝固结晶的枝晶,弱化熔合区枝晶沿最优方向生长的趋势,抑制粗大柱状晶的生长,细化焊缝枝晶尺寸。316L焊缝晶粒细化和取向多样化能够提高焊缝整体性能。窄间隙多层焊接接头研究表明电磁辅助窄间隙激光焊接接头具有优良的强度和塑性匹配。
赵朗朗[3]（2021）在《碳含量对ER316H不锈钢焊缝金属组织及性能的影响研究》文中研究指明316H不锈钢是我国钠冷快堆使用的主要结构材料,其服役环境为高温、高腐蚀及高辐照,工况极为苛刻,因此其配套焊材的行业标准及验收准则比其他行业的工业规范更为严格。碳元素在316焊缝中具有十分重要的作用,使碳含量保持在一个合理的水平既可以实现焊材与母材强度的匹配,同时又可以保证焊缝金属在焊接过程中不出现热裂纹,因此研究碳元素对316奥氏体不锈钢焊缝金属组织演变及性能的影响规律对控制核用316奥氏体不锈钢焊材的成分有十分重要的意义。本文以316奥氏体不锈钢焊材为研究对象,系统研究碳含量对316焊缝金属的焊态微观组织、高温时效过程组织演变、室温及高温力学性能、抗晶间腐蚀性能的影响机制。论文主要的研究内容及结论如下:依据现有标准及Thermal-Calc计算结果,设计制备了三种碳含量的316奥氏体不锈钢焊丝。采用TIG焊接方法多层多道焊工艺制备了三种碳含量的焊缝金属。分析了三种焊缝金属焊态及550℃和600℃时效过程中的微观组织、力学性能以及耐腐蚀性能。碳含量增加导致焊态焊缝金属中δ相含量减少,屈服及抗拉强度增加,伸长率降低,冲击功先升高后降低,这是由于低碳焊缝金属中较高的δ相含量降低了其冲击功,高碳焊缝金属在多层多道焊接热循环作用下易析出M23C6恶化了其冲击功。时效态焊缝金属δ相含量测量、TEM微观组织分析以及XRD粉末衍射结果表明,在550℃时效时,低碳（0.016wt.%C）焊缝金属的δ相持续转化,而中碳（0.042wt.%C）及高碳（0.062wt.%C）焊缝金属的δ相转化分别在1000h及150h基本达到平衡状态,铁素体转变量稳定在65%及42%左右。在600℃时效时,三种碳含量焊缝金属中δ相可以100%转变。碳含量增加促进焊缝金属中δ相的转化,碳元素在奥氏体基体中的高扩散速率有助于M23C6沿δ相界及内部的快速析出,当碳含量被M23C6的析出耗尽,剩余的δ相通过Cr及Mo元素的扩散而共析分解生成σ相和新生γ相,当时效时间进一步增加,出现M23C6向σ相转化的现象。力学性能随时效温度及时间的变化取决于微观组织的演变,在550℃时效的最初阶段,细小弥散的M23C6在低碳焊缝金属的δ相内部析出导致屈服及抗拉强度增加,当时效时间增加,M23C6继续析出及粗化,导致屈服及抗拉强度有所下降,时效时间进一步延长,σ相开始形成,导致屈服及抗拉强度有一定回升。对于中碳焊缝金属,由于M23C6的快速析出,其屈服及抗拉强度在时效前期呈下降趋势,当时效时间增加到σ相开始少量形成,其屈服及抗拉强度开始回升。对于高碳焊缝金属,由于M23C6的快速析出以及粗化并且在时效时间范围内没有σ相形成,其屈服及抗拉强度呈下降趋势。对于三种碳成分的焊缝金属,其延伸率及冲击功均随时效时间的增加而下降。在600℃时效时,对于低碳焊缝金属,由于σ相的析出明显加快,且δ相持续转化,其屈服及抗拉强度呈上升趋势,对于中碳及高碳焊缝金属,在时效的前期阶段由于M23C6的大量析出导致屈服及抗拉强度降低,但随着时效时间进一步增加,中碳焊缝金属中剩余的δ相大量转化为σ相导致屈服及抗拉强度明显升高,而高碳焊缝金属中由M23C6转化而来的σ相导致屈服及抗拉出现一定回升,三种碳含量的焊缝金属延伸率及冲击功均随时效时间的增加而降低。焊缝金属高温（450～650℃）拉伸性能表明:焊态焊缝金属在各试验温度下屈服及抗拉强度与碳含量成正比,延伸率与碳含量成反比。时效态焊缝金属与焊态焊缝金属高温拉伸性能对比发现,对于低碳焊缝金属,550℃×500h及600℃×3000h时效处理均使其在550℃的屈服强度明显低于焊态,析出相在室温增加屈服强度的效应在550℃高温拉伸时失效,而抗拉强度在试验温度范围内均高于焊态,析出相增强抗拉强度的效应在高温时依然存在,其延伸率则低于焊态。对于高碳焊缝金属,550℃×500h及600℃×3000h时效处理使其在试验温度范围内的屈服强度及抗拉强度均低于焊态,在450℃及550℃尤为明显,延伸率的下降程度则低于低碳焊缝金属。低碳及高碳焊缝金属550℃及600℃不同应力水平下的持久试验结果表明:高碳焊缝金属的持久强度均高于低碳焊缝金属,在550℃时,高碳焊缝金属中由于M23C6的快速析出导致碳元素的贫化速率更快,使得随着应力水平的下降,低碳与高碳焊缝金属持久寿命的差距越来越小,在600℃时,由于低碳焊缝金属在持久过程中析出更多σ相,而裂纹更易在σ相处起裂,导致随着应力水平的下降,低碳与高碳焊缝金属持久寿命的差距越来越大。不同碳含量焊缝金属硫酸-硫酸铜溶液腐蚀弯曲试验及双环电化学动电位再活化测量试验表明,在550℃时效时,高碳焊缝金属的δ相在时效前期生成大量M23C6,而低碳焊缝金属中仅有δ相界及内部少量析出M23C6,尽管在时效后期低碳焊缝金属中δ相的转化率升高,但长期时效的过程中低碳焊缝金属的敏化区由于高的δ相含量更易愈合,这使得高碳焊缝金属的晶间腐蚀敏感性高于低碳焊缝金属。在600℃时效时,由于高碳焊缝金属中δ相在时效前期完全转化为M23C6相。随时效时间延长,发生自愈合,而使晶间腐蚀敏化性下降。低碳焊缝金属中析出相虽然大部分为σ相,但由于δ相含量比高碳焊缝金属多,所以σ相含量高,导致低碳焊缝金属的晶间腐蚀敏感性大于高碳焊缝金属。
刘国亮[4]（2020）在《铁素体/奥氏体异相钢焊接接头的金属学研究》文中研究表明近年来,铁素体钢/奥氏体钢的异相焊接被广泛用于石油化工、核电能源、海洋工程等工业领域,是一种兼具功能性与经济性的钢结构连接方案。迄今为止,异相钢焊接一直未解决的关键难题之一是:焊缝与焊接热影响区的成分不一致,使焊后热处理难以同时改善这两个区域的性能。以此为主攻方向,在本论文对应的研究工作中,采用自熔焊和添加焊等两种电子束焊连方式,实现了低活化铁素体钢（国产CLAM钢）与奥氏体不锈钢（316L）的异相焊接。通过对焊接工艺和焊后热处理方案的改进,兼顾了焊缝与焊接热影响区的力学性能,并跟踪观测了焊接和焊后热处理过程中显微组织的形成与演化,获得以下结果:（1）发现在异相不锈钢焊缝金属的同一 δ铁素体晶粒中,与母相δ铁素体分别呈现K-S取向关系及无理取向关系的γ晶粒可以同时出现。提出了一个涉及强热激活与高冷速联合作用的部分再结晶机制解释了这一现象。进一步发现当δ/γ两相之间呈现K-S取向关系时,γ相在随后冷却过程中发生的γ→α相变中倾向于转变为全板条马氏体;而当δ/γ两相之间呈现无理取向关系时,γ相在随后的γ→α相变中倾向于生成部分多边形的α相,可用于减轻焊缝金属的硬化趋势。（2）发现异相自熔焊接接头中奥氏体钢一侧无热影响区,热影响区集中于铁素体钢一侧。焊接热影响区与焊缝金属在焊后回火过程中硬度随温度变化趋势不一致:焊接热影响区硬度随着回火温度升高而逐渐减低,而焊缝金属在620℃回火时硬度降至最低值,在620℃以下或以上回火时,随着回火温度降低或升高,硬度逐渐增加。提出了一个兼顾焊接热影响区与焊缝金属力学性能的临界时效（680℃/4h）加临界回火（600℃/4h）的两步法焊后热处理工艺。发现第一步临界时效使得CLAM钢焊接热影响区的硬度降低到了一个最优值,而第二步临界回火进一步使得焊缝金属包含更多的残余奥氏体与临界铁素体,同时CLAM钢焊接热影响区不受影响。（3）在添加焊的情况下,发现添加310S不锈钢的焊缝成分涨落小于添加纯镍的焊缝中的成分涨落,但层状组织却主要出现在310S不锈钢焊缝中。提出镍元素对焊缝金属相变路径的影响机制,解释了成分涨落与组织涨落不一致的反常现象。提出了一个高温正火加回火的热处理方案,可有效降低CLAM钢焊接热影响区的淬硬和焊缝中层状组织对热扰动的敏感性。发现在冲击变形过程中,添加纯镍的焊缝金属因缺少有效晶界且不发生TRIP效应,其冲击韧性甚至低于自熔焊缝金属。
王旗[5]（2020）在《含Ce超级奥氏体不锈钢凝固特性及第二相控制基础研究》文中提出超级奥氏体不锈钢（以下简称超奥钢）是一种超低C、高Mo、Cr、Ni和N元素的不锈钢,其合金含量达50%,耐点蚀指数≥40,广泛应用于海洋、环保、化工等苛刻腐蚀环境。由于该钢种凝固过程中易出现晶粒粗大、偏析严重且中心部分析出脆性相等问题,增加了工业化生产难度,国内企业已能试制,但仍存在一些问题。为了有效细化超奥钢凝固组织,减少偏析及第二相,本论文探索在此高合金钢中添加稀土 Ce,旨在细化S31254凝固组织,减少合金元素偏析,达到控制第二相析出的目的。钢中添加稀土 Ce是重要的细化凝固组织晶粒的方法,在低合金钢中已进行广泛应用,本论文进一步探索稀土在高合金钢中凝固过程的作用机理。首先,论文以某厂连铸生产的S31254超奥钢连铸坯为分析对象,系统分析了铸坯凝固偏析及第二相析出。结果表明,柱状晶发达占比85.3%,而等轴晶狭小仅10%,且σ相在柱状晶-等轴晶（columnar to equiaxed transition,CET）转变前沿大量析出;钢中σ相是以离异共晶反应析出;芯部等轴晶区微观凝固组织粗大,枝晶间Mo元素微观偏析严重（偏析比SR=6.43）,凝固组织中σ相比例可达6.1%。因此,细化凝固组织晶粒尺寸,扩大等轴晶区比例,改善凝固偏析,成为S31254超奥钢稳定化生产的关键。采用Thermo-Calc热力学软件TCFE9数据库,计算了超奥钢凝固路径、相种类、相分数,以及各合金元素对相图的影响规律。结果表明,超奥钢平衡凝固路径:L→γ;非平衡凝固路径:L→L1+γ→L2+γ+δ→γ+δ+σ。γ相、δ相和σ相分别在1394.5℃、1371.4℃和1318.8℃析出。其中,Mo偏析是导致σ相析出的主要原因,δ相和σ相析出时液相中Mo含量分别为8.5 wt%和11.3 wt%。热力学计算表明稀土 Ce具有促进凝固过程δ相析出的功能。钢中添加稀土 Ce可以扩大凝固过程δ相的析出区间,当Ce含量为0.1 wt%时,凝固末期δ相的Mo析出含量降低0.24 wt%,析出温度升高1.6℃。基于Gulliver-Scheil模型,非平衡凝固过程Ce原子在液相中富集,当钢中Ce含量为0.016 wt%时,在凝固末期其含量最高可达1.37 wt%。采用高温共聚焦原位观察法,研究了钢中添加0.016 wt%Ce对凝固形核和晶粒长大的影响规律。在50℃/min冷速下,稀土 Ce使奥氏体凝固形核面密度由68.8个/mm2提高至280.0个/mm2,将晶粒生长速率由～20μm/s降低至～2 μm/s。基于 Johnson-Mehl-Avrami-Kologoromov（JMAK）模型对凝固过程动力学分析。结果表明:含Ce超奥钢的形核机制由位置饱和型转变为位置饱和型加Avrami形核,凝固速率常数k由3.91×10-3降至1.79×10-5,凝固激活能降低139.86 kJ/mol。含Ce复合夹杂物（Ce2O3-Al2O3-SiO2系）的异质形核作用有效促进了凝固形核,且Ce在样品表面和固液界面富集而产生成分过冷度是稀土能够降低晶粒生长速率的主要原因。含Ce超奥钢在高冷速下（100℃/min）,形核数量密度可达440.3个/mm2,晶粒尖端生长速度可达22μm/s,同时易导致多个奥氏体晶粒发生生长融合现象,使稀土 Ce细化凝固组织功能降低。基于本研究,含0.016 wt%Ce S31254超奥钢在冷却速度为50℃/min发挥了最好的细化晶粒的效果。采用定向凝固和差热分析的方法,研究了钢中添加0.016 wt%Ce对凝固偏析和相组织演变规律。结果表明,S31254超奥钢实际凝固路径遵循热力学计算结果,首先由L→γ,继而从L→γ+第二相。Ce元素的添加使奥氏体和第二相析出温度差ΔT降低了 3.2℃,并通过增加残余液相成分过冷,促进铁素体相先于脆硬相σ的析出,而对固液界面前沿Mo的溶质再分配作用有限。中低冷速条件下,铁素体优先析出是改善凝固组织微观偏析的重要原因,在78℃/min的冷速条件下,通过铁素体析出,消耗液相中Mo元素,使Mo元素偏析比由4.11降至2.71,从而改善凝固组织的微观偏析。此外,铁素体的优先析出可缩短均匀化时间,降低枝晶间第二相的硬度,利于热加工的顺行。采用真空感应炉熔炼浇铸和模拟计算相结合的方法,研究了钢中添加0.005 wt%Ce对铸态组织演变和第二相析出的影响规律。结果表明,铸锭芯部在中等冷却（37.5℃/min-69℃/min）条件下,依靠含Ce复合夹杂物的异质形核作用,通过增加凝固过程形核晶粒密度,促进CET转变,使铸锭等轴晶区比例由18.38%扩大至50.81%;细化铸锭芯部等轴晶区凝固组织,使微观晶粒密度由2.06×108/m2提高至3.00×108/m2。铸锭等轴晶区比例的扩大及微观晶粒密度的增加减少了铸锭芯部的第二相析出,使铸锭芯部第二相比例由5.6%降至2.5%,且第二相尺寸细小、分布弥散,有利于铸锭芯部组织均匀化。
张宇[6]（2020）在《新型复合强化奥氏体耐热钢及焊接接头蠕变行为与机制》文中指出新型复合析出强化奥氏体耐热钢在先进超超临界机组建设中具有广阔的应用前景,焊接是奥氏体耐热钢推广应用不可缺少的加工制造环节。本文系统地研究了Sanicro 25钢及其焊接接头与SP2215焊接接头的组织与力学性能、蠕变变形与强化、蠕变断裂与损伤、蠕变微观组织演化等行为,并进行了蠕变外推强度预测,为先进超超临界机组过/再热器选材、新型奥氏体耐热合金工业化与国产化等方面提供科学依据,具有重要的科学意义与工程应用价值。本文的主要结论如下:（1）以Sanicro 25母材组织与性能为基础研发了Sanicro 25国产同质焊丝,实现了Sanicro 25无缝钢管的氩弧焊等强焊接。该接头在室温、923 K和973 K下的抗拉强度分别达到母材的99.8%、98.4%与93.9%,焊缝的室温冲击韧性超过母材51.7%,讨论了母材与焊缝中第二相的分布对强度和韧性的影响。从各区域组织的差异性解释了SP2215焊接接头的拉伸行为、冲击韧性和显微硬度分布。（2）研究了Sanicro 25钢的蠕变变形与断裂机制。Sanicro 25钢在973 K、998 K和1023 K下的蠕变门槛应力分别为129.5 MPa、111.5 MPa和82.0 MPa,阐明了Sanicro 25钢蠕变过程中位错与第二相之间的交互关系,即纳米Cu相为剪切机理、纳米MX相为攀移机理。Sanicro 25蠕变损伤容限值在4-6之间,蠕变加速阶段占蠕变寿命的2成。Sanicro 25的蠕变空洞形核于粗化的晶间碳化物Cr23C6周围,空洞长大后聚集成裂纹,导致了最终的蠕变断裂。同时,伴随着蠕变过程中位错胞的大量产生,Sanicro 25中的小角度晶界增多。（3）针对Sanicro 25同质焊接接头试样开展了973 K下180-240 MPa应力水平的蠕变试验,通过分析蠕变延性、裂纹萌生位置、晶界变形行为和断裂前沿组织等特征解释了Sanicro 25焊接接头试样在不同试验应力水平下蠕变行为与机制的区别;针对SP2215焊接接头试样开展了923 K下180-240 MPa应力水平的蠕变试验,利用蠕变延性理论、有效应力理论、断口形貌和晶粒变形行为等特征解释了SP2215焊接接头试样在不同试验应力水平下蠕变行为的区别。（4）对比了Sanicro 25焊接接头蠕变后母材和焊缝中纳米相的分布规律,在973 K、180 MPa的蠕变条件下,纳米Cu相尺寸在5.0 nm左右,纳米MX相尺寸在7.0 nm左右;分析了SP2215焊接接头蠕变之后母材中纳米相的分布规律,纳米Cu相的尺寸稳定在3.8 nm左右,纳米MX相的尺寸稳定在16.0 nm左右,两析出相均具有较高的均匀分布性和较强的抗粗化能力。揭示了SP2215钢焊接接头高温蠕变过程中母材区晶内M23C6形核机制,纳米Nb Cr N相转变为Sigma相的过程。（5）选用时间-温度参数法与基于蠕变断裂激活能的方法预测了SP2215和Sanicro 25母材的十万小时蠕变外推强度,进行了精度分析,认为SP2215在923 K下105小时外推蠕变强度为83.71 MPa,Sanicro 25在923 K下的105小时外推蠕变强度为154.54 MPa,Sanicro 25在973 K下的105小时外推蠕变强度为91.63 MPa。利用焊接接头蠕变强度减弱系数预测了长期蠕变试验中控制焊接接接头蠕变断裂的主要因素。
彭云,宋亮,赵琳,马成勇,赵海燕,田志凌[7]（2020）在《先进钢铁材料焊接性研究进展》文中研究指明进入21世纪以来,随着各工程领域对高性能钢铁材料需求的多样性和要求的提高,新一代先进钢铁材料研发随之展开。其相应的焊接材料和焊接技术成为材料应用的关键。本文重点介绍了超细晶粒钢、低碳贝氏体钢、高氮奥氏体不锈钢、高强汽车钢等先进钢铁材料的焊接工艺与接头组织性能的研究现状与进展。就焊接接头的微观组织演化、焊接接头性能、夹杂物和马氏体-奥氏体（M-A）组元的形成与影响、合金元素和热输入对焊缝组织性能的影响等进行了详细评述。研究表明,焊接热影响区是影响焊接接头性能的主要区域,同时要采用适当的焊材及工艺才能获得性能匹配的焊缝。并对焊接接头的强韧化机理、疲劳裂纹扩展机理、焊接热过程对钢材组织和性能的影响等方面的研究进行了评述。最后,对焊接材料和工艺的未来研究方向进行了展望。
赵金龙[8]（2020）在《耐热钢与不锈钢电弧辅助活性TIG焊接头组织及性能研究》文中指出目前在压力容器的生产制造中,低合金耐热钢与奥氏体不锈钢的焊接可满足不同工作环境对焊接结构件的要求,降低生产成本,得到了广泛的应用。但低合金耐热钢与奥氏体不锈钢的组织和化学成分不同,焊接时易产生金属稀释、合金元素偏析、碳迁移等损害接头质量的问题。通常采用手工钨极氩弧焊或焊条电弧焊等传统焊接方法进行连接,效率较低、接头质量不高,难以满足现代工业高速发展的需求。电弧辅助活性TIG焊（AA-TIG）作为一种新型焊接方法,可对3-12 mm厚的材料实现不开坡口单面焊双面成形,焊接效率和自动化程度高。因此,研究将电弧辅助活性TIG焊应用于异种钢的焊接对提高焊接效率和焊接接头质量具有重要意义。本文针对8 mm厚的12Cr2Mo1R低合金耐热钢和06Cr18Ni11Ti奥氏体不锈钢采用AA-TIG未堆焊过渡层的对接自熔焊,焊后整体进行690℃×8 h的热处理;以及采用ERNiCr-3、ER309L在12Cr2Mo1R预边堆焊过渡层后,进行690℃×8 h的热处理,再进行AA-TIG异种钢单面焊双面成形的高效焊接。对比分析异种钢自熔焊热处理前后以及12Cr2Mo1R预边堆焊过渡层进行热处理前后的接头显微组织、碳迁移扩散、力学性能和抗腐蚀性能。根据试验结果,分析不同AA-TIG焊接工艺的接头质量是否满足工程实际要求。对焊接接头的显微组织观察分析表明:自熔焊时焊缝组织为板条马氏体和少量铁素体,ERNiCr-3、ER309L预边堆焊工艺的焊缝组织分别为单相奥氏体、奥氏体和少量铁素体。自熔焊接头经过热处理后在焊缝区域产生了显微裂纹,会使接头力学性能下降。在接头的12Cr2Mo1R/焊缝界面处,所采用的焊接工艺均存在一定程度的碳迁移扩散,其中ERNiCr-3预边堆焊工艺相比自熔焊、ER309L堆焊可减小增碳层的宽度。接头两侧热影响区（HAZ）到焊缝的界面元素扫描表明:Fe、Ni、Cr等合金元素在焊缝与两侧母材之间存在一定的浓度梯度,但未出现元素偏析现象。通过对焊接接头的力学性能测试表明:接头的硬度分布与组织和热处理状态有关。采用ERNiCr-3、ER309L预边堆焊工艺的焊缝硬度明显低于自熔焊的焊缝。自熔焊接头经过热处理后,在焊缝和12Cr2Mo1R HAZ处的硬度均有明显下降,采用ER309L预边堆焊后进行热处理的接头在12Cr2Mo1R HAZ处的硬度下降,但采用ERNiCr-3预边堆焊后进行热处理的接头在12Cr2Mo1R HAZ靠近焊缝的熔合界面处硬度升高。不同工艺接头的06Cr18Ni11Ti侧硬度分布规律基本一致,未见明显变化。接头的拉伸试验表明:自熔焊的接头抗拉强度和伸长率较高,分别为654.35 MPa、10.91%,断裂于12Cr2Mo1R侧母材。采用ER309L预边堆焊工艺的接头抗拉强度和伸长率最高,同样断裂于12Cr2Mo1R侧母材。采用ERNiCr-3预边堆焊工艺的接头抗拉强度低于ER309L预边堆焊工艺的抗拉强度。自熔焊接头经过热处理和采用ER309L预边堆焊后进行热处理的接头抗拉强度和伸长率均有下降,但采用ERNiCr-3预边堆焊后进行热处理的接头抗拉强度和伸长率分别提高了7.52%、8.11%。在-20℃下,自熔焊的焊缝和12Cr2Mo1R HAZ经过热处理后冲击值明显下降,低于标准要求为脆性解理断裂。而对预边堆焊工艺的焊缝和12Cr2Mo1R HAZ冲击值均高于标准要求,断口形貌均为韧性断裂。六组接头的06Cr18Ni11Ti HAZ冲击值均在120J以上,与母材相比未明显下降。对ERNiCr-3、ER309L预边堆焊工艺的接头抗腐蚀试验分析表明:06Cr18Ni11Ti母材和接头的抗晶间腐蚀、点蚀和电化学腐蚀良好。综上所述,采用AA-TIG焊对8 mm厚的12Cr2Mo1R/06Cr18Ni11Ti异种钢可实现高效的单面焊双面成形。自熔焊接头在未经过热处理时,接头各项力学性能满足使用标准,采用ER309L预边堆焊工艺的接头综合力学性能和抗腐蚀性能最好,采用ERNiCr-3预边堆焊工艺后进行热处理,可以提高接头强度。
林文虎[9]（2020）在《铝硅镀层22MnB5激光焊组织特征与铝元素迁移机制研究》文中研究指明铝硅镀层热成形钢作为一种先进的超高强度钢,广泛应用于车身结构件的制造,如B柱、防撞梁等,实现汽车节能减排,提高车身安全性。在各种先进热冲压成形技术中,激光拼焊板又可以将强塑性不同的材料或厚度不同的板材连接在一起,极具灵活性。由于铝硅镀层的存在,激光拼焊板焊接接头的强度大幅度降低,导致在不清楚铝硅镀层作用机制的前提下,去除待焊区域镀层成为目前最稳定可行的方法。然而,要有效去除铝硅镀层,就必须使用皮秒、飞秒激光器进行激光烧蚀,去除成本非常高。因此,深入研究铝硅镀层热成形钢组织特征与铝元素迁移机制具有重要的理论意义和应用价值。据此,本文以铝硅镀层22MnB5为研究对象,采用实验测试、理论分析、高速摄像观察以及仿真建模,对铝硅镀层22MnB5激光拼焊接头的组织特征与铝元素迁移机制开展研究。论文的主要研究内容和结论如下:（1）铝硅镀层对22MnB5激光焊焊缝成形质量影响分析针对铝硅镀层影响22MnB5焊缝成形质量的问题,搭建了薄板激光焊堆焊实验平台,结合激光焊羽烟行为和熔池流动观察系统,以Al-Si镀层22MnB5为研究对象,基于实验研究了镀层、焊接工艺参数和保护气对焊缝表面和形状特征的影响。研究发现,铝硅镀层熔化后不完全熔解于熔池,引起熔池震荡,造成焊道不美观,出现咬边和边缘沟壑,不利于漆料的涂覆。还发现,镀层对焊缝形状的影响较小,低功率时焊缝形状为“Y”形,高功率时焊缝形状可分成“X”形,随着焊接速度的增加,“X”形焊缝向“I”形转变。其中,“Y”、“I”形焊缝对应的状态是匙孔未穿透底部熔池但底部熔池超出板材,下表面镀层漂浮在底部熔池的表面上,且底部熔池的流动缓慢,导致下表面镀层对焊缝的影响小;“X”形焊缝对应的状态是匙孔穿透熔池底部,熔池底部流动剧烈,下表面镀层对焊缝的影响增强。研究还发现,氧化性气体如CO2或空气可以消除焊缝咬边,与熔池表面的铝硅镀层熔渣反应,并改变焊缝形状,让焊缝形状由“Y”形向“X”形转变需要的临界功率升高,即更易获得“Y”形焊缝。（2）铝硅镀层对22MnB5激光焊组织特征和力学性能的影响针对铝硅镀层22MnB5激光拼焊板强度和塑性降低的问题,搭建了激光焊接系统,通过对比有镀层钢和去镀层钢热成形过程拼焊接头的组织转变、成分和性能变化,研究镀层对熔透焊接接头的影响。研究表明,经热处理后,热成形钢拼焊板热影响区消失,即不存在热影响区的软化,而镀层使焊缝铝含量增加,生成δ铁素体。当热处理温度升高时,焊缝δ铁素体和板条马氏体的组织分布无变化,但两相组织的尺寸增大,对应的抗拉强度降低。与去镀层焊接接头相比,δ铁素体使有镀层焊接接头的抗拉强度从1500 MPa降低至1100 MPa,延伸率从3%减小到1%。通过去除镀层位置、纯激光焊工艺参数和激光填丝焊工艺的研究,可实现与完全去除镀层拼焊接头相当的性能。研究表明,增加去除镀层区域可以减少δ铁素体的比例,上表面镀层的影响大于下表面。研究表明,改变熔透焊缝形状,也可以减少δ铁素体,并提高组织均匀性。随着焊接速度的增加,焊缝形状从“X”形转变为“I”形,焊接接头的抗拉强度升高,可恢复至1500 MPa。但焊接速度过高会导致上表面镀层转移不充分,焊缝区出现组织的宏观偏聚:下半区域为全马氏体组织,上半区域为δ铁素体。研究还表明,添加焊丝可以稀释焊缝铝元素,并增加熔池搅拌,使条带状偏聚分布的δ铁素体碎裂为弥散分布的细小δ铁素体。通过分析未熔透焊缝富铝组织,总结了铝含量对凝固过程和固态相变的影响。研究表明,随着铝含量的增加,δ铁素体体积分数增大,形成六种组织特征。一是完全由板条马氏体组成（去除镀层焊缝铝含量为0.5 wt.%）;二是以板条马氏体为基体,细长条状δ铁素体均匀弥散分布于板条马氏体间（1.5 mm板厚焊缝铝含量为1.5 wt.%）;三是以板条马氏体为基体,蠕虫状δ铁素体均匀分布于板条马氏体间（1 mm板厚焊缝铝含量为2.5 wt.%）;四是以δ铁素体为基体,岛状板条马氏体均匀分布在δ铁素体晶界处（焊缝铝含量为3.7或4.7 wt.%的热导焊焊缝）;五是以δ铁素体为基体,细长条状板条马氏体分布在δ铁素体晶界处,且δ铁素体内析出大量交错堆叠的针状相（铝含量为5.3 wt.%的热导焊焊缝）,针状相证明具有层错结构,是长周期有序结构相;六是偏聚分布的晶粒粗大的条带状δ铁素体组成,出现在焊缝表面和熔合线附近。铝硅镀层22MnB5拼焊接头的断裂机理如下:在δ铁素体和板条马氏体的两相组织中,载荷传导至δ铁素体时,优先萌生裂纹,微裂纹在δ相中扩展,直至被大角度板条束阻碍。当δ铁素体相呈蠕虫状或条带状偏聚分布时,微裂纹极容易沿着其长度方向快速扩展,加速了宏观裂纹的形成,导致焊接接头塑性急剧下降。因此,降低δ铁素体的比例、减小δ铁素体的尺寸和改变δ铁素体的形状有利于提高铝硅镀层22MnB5拼焊接头的力学性能。（3）铝硅镀层22MnB5激光焊熔池流动与铝元素迁移行为建模针对铝硅镀层22MnB5焊缝组织不均匀的问题,以溶质元素作为标记,应用混合法则,对单相流体的物理性质进行修正,建立了铝硅镀层22MnB5激光焊的三维熔池模型,开展了热导焊和深熔焊的熔池流动行为与铝元素迁移可视化分析,揭示了元素分布不均匀的形成原因,提出了降低焊接速度的改善方法。研究表明,热导焊焊缝模拟的铝含量达到5 wt.%,与测量值相近。增加熔化时间有助于铝元素迁移,降低铝含量梯度。由于熔合线位置熔化时间短,最容易成为铝偏聚区。研究表明,深熔焊焊缝铝含量降低至1.2 wt%,且铝含量分布更不均匀。“X”形焊缝的富铝区在焊缝上部熔合线和焊缝下部中心区域,“Y”形焊缝只在焊缝上部出现富铝区,在焊缝下部为贫铝区,与“Y”形焊缝组织的分布一致。增加焊接速度,会导致“Y”形焊缝上下选区铝含量的差距拉大。研究还表明,匙孔阻碍了铝元素迁移,增加了铝元素迁移距离。焊缝富铝区初始形成于匙孔前壁,需要绕过匙孔进入熔池尾部。当匙孔穿透熔池底部时,下表面镀层也进入熔池尾部,提高了“X”形焊缝的铝含量。当匙孔前壁与后壁相连（即匙孔坍塌）时,液桥也会成为铝元素的迁移通道,促使匙孔前壁的富铝区提前迁移至熔池尾部,原本需要通过匙孔横向环流或匙孔底部液态金属转移的规律被破坏,导致焊缝出现随机的富铝区。
张川[10]（2019）在《50CrV/SPHE异种钢激光填丝焊焊接工艺研究》文中指出本文针对激光焊接50CrV/SPHE异种钢出现的难点与问题,采用激光填丝焊新技术,研究工艺参数对50CrV/SPHE异种钢激光填丝焊焊缝力学性能与微观组织的影响规律,并获得最优的工艺参数,研究结果为推广激光填丝焊焊接异种钢提供理论支持和技术支撑。首先采用高速摄像系统对不同工艺参数下的50CrV/SPHE异种钢激光填丝焊熔滴过渡行为及熔池动态行为进行了研究,将焊丝熔入熔池的方式总结为液桥过渡、液桥-滴状过渡、滴状过渡和爆炸过渡四种形式,其中液桥过渡模式可以保证焊接过程的稳定性,获得的焊缝质量良好。激光功率为2.8kW3.4kW,焊接速度为1.0m/min1.8m/min,离焦量为-4mm0mm,送丝速度为3m/min6m/min,可获得液桥过渡。50CrV/SPHE异种钢激光填丝焊焊缝成形研究表明,焊缝熔宽和余高与激光功率、焊接速度、送丝速度、离焦量及对接间隙有着直接的关系。同时对焊缝截面观察发现,激光功率达到3.4kW以上时,50CrV钢侧热影响区产生淬硬脆化裂纹。利用SEM和XRD对焊接接头进行组织及物相分析,结果表明50CrV/SPHE异种钢焊接接头焊缝区域组织为马氏体,晶粒形态主要以胞状晶及胞状树枝晶为主。50CrV钢热影响区一侧微观组织由条状马氏体组成,SPHE钢热影响区一侧微观组织由铁素体和珠光体组成。基于响应面设计方法,采用试验设计软件Design-Expert 8.6对50CrV/SPHE异种钢激光填丝焊焊接工艺进行了试验设计。以焊缝接头抗拉强度最大化为响应,激光功率、焊接速度、离焦量与对接间隙作为控制变量,建立响应与焊接参数之间相关性的数学模型。根据优化结果得到最优的工艺参数:激光功率3.0kW,焊接速度1.6m/min,离焦量-2mm,对接间隙0.6mm,在此参数下焊接接头拉伸试验中断裂位置位于50CrV钢母材,说明焊缝力学性能优于母材。验证试验表明,误差范围小于4%,证明优化结果有效,可应用于指导实际生产活动。
二、奥氏体不锈钢焊缝组织和偏析的电镜研究（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、奥氏体不锈钢焊缝组织和偏析的电镜研究（论文提纲范文）
（1）DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 船板钢 |
| 2.1.1 船板钢特点与分类 |
| 2.1.2 DH36高强度船板钢的技术要求 |
| 2.2 船板钢缺陷及其研究 |
| 2.2.1 中厚钢板中的常见缺陷 |
| 2.2.2 中厚板缺陷产生原因分析 |
| 2.3 船板钢的技术发展和研究现状 |
| 2.3.1 船板钢的技术发展 |
| 2.3.2 船板钢发展方向 |
| 2.3.3 控轧控冷的研究 |
| 2.3.4 国内外高强度船板钢的现状 |
| 2.3.5 国内高强度船板钢存在的差距 |
| 2.4 船板钢韧脆转变温度的研究 |
| 2.4.1 船板钢的强韧化机制 |
| 2.4.2 韧脆转变温度的影响因素 |
| 2.4.3 合金元素的韧脆转变温度的影响 |
| 2.5 DH36高强度船板钢耐蚀性评估与防护涂层的制备 |
| 2.5.1 DH36高强度船板钢耐蚀性研究 |
| 2.5.2 锌镍合金镀层防护工艺 |
| 2.5.3 锌镍超疏水镀层防护工艺 |
| 2.6 研究背景和研究意义 |
| 3 研究内容和研究方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 解剖分析 |
| 3.2.2 炼钢和轧钢工艺优化设计及分析 |
| 3.2.3 冲击性能检测及热模拟实验 |
| 3.2.4 焊接性能试验 |
| 3.2.5 耐蚀性评估 |
| 3.2.6 锌镍合金镀层的制备与耐蚀性评估 |
| 3.2.7 锌镍超疏水镀层制备与耐蚀性实验 |
| 4 DH36高强度船板钢冲击性能不合的宏观、微观机理分析 |
| 4.1 DH36高强度船板冲击性能 |
| 4.2 低倍分析 |
| 4.3 断口分析 |
| 4.4 金相及夹杂物分析 |
| 4.4.1 非金属夹杂物评级 |
| 4.4.2 金相及夹杂物分析 |
| 4.5 夹杂物MnS析出热力学计算 |
| 4.5.1 液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.2 固液前沿液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.3 固相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.6 微观缺陷分析 |
| 4.6.1 异常组织的形成原因 |
| 4.6.2 异常组织中夹杂物的形成机理 |
| 4.6.3 异常组织中的裂纹源 |
| 4.6.4 钢板中微裂纹形成的外部条件 |
| 4.7 DH36冲击性能不合的综合分析及讨论 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 DH36船板钢脱磷、脱硫模型的建立 |
| 5.1 基于IMCT的DH36船板钢转炉冶炼控磷的热力学计算 |
| 5.1.1 炉渣氧化能力与L_P预报模型 |
| 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质量作用浓度的表征方法 |
| 5.1.4 基于IMCT的船板钢磷分配比预报模型验证 |
| 5.1.5 温度对船板钢L_P的影响 |
| 5.1.6 渣成分对船板钢L_P的影响 |
| 5.2 DH36船板钢脱硫模型 |
| 5.2.1 DH36炼钢LF脱硫热力学模型 |
| 5.2.2 钢中氧、硫含量对活度系数的影响 |
| 5.2.3 钢液氧含量对L_S的影响 |
| 5.2.4 精炼温度对平衡常数及L_S的影响 |
| 5.2.5 精炼渣成分对L_S的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 DH36高强度船板钢成分、炼钢工艺优化及对焊接性能影响 |
| 6.1 DH36高强度船板钢的成分优化设计 |
| 6.1.1 DH36高强度船板钢冲击性能回归分析 |
| 6.1.2 DH36高强度船板钢的成分优化 |
| 6.2 炼钢工艺的优化 |
| 6.2.1 炼钢生产工艺优化 |
| 6.2.2 连铸生产工艺优化 |
| 6.3 工艺优化的DH36高强度船板钢焊接性能试验 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 DH36高强度船板钢控轧控冷工艺及对冲击性能影响 |
| 7.1 DH36船板钢连续冷却转变及组织细化研究 |
| 7.1.1 DH36静态CCT曲线测定 |
| 7.1.2 变形量及变形温度对奥氏体再结晶的影响 |
| 7.2 控轧控冷工艺对DH36船板钢冲击性能的影响 |
| 7.2.1 终轧温度对冲击功的影响 |
| 7.2.2 终冷温度对冲击功的影响 |
| 7.3 DH36高强度船板钢控轧控冷试验 |
| 7.3.1 轧制工艺设计 |
| 7.3.2 冲击韧性检测分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 DH36船板钢耐蚀性研究及防护涂层制备 |
| 8.1 DH36船板钢耐蚀性研究 |
| 8.1.1 DH36船板钢极化性能研究 |
| 8.1.2 DH36船板钢阻抗谱研究 |
| 8.1.3 DH36船板钢盐水浸泡实验研究 |
| 8.2 DH36船板钢锌镍合金电镀及耐蚀性研究 |
| 8.2.1 锌镍合金层的微观形貌与成分分析 |
| 8.2.2 锌镍合金层的耐蚀性分析 |
| 8.2.3 锌镍合金层的耐蚀机理 |
| 8.3 低硫DH36船板钢锌镍超疏水镀层及耐蚀性研究 |
| 8.3.1 锌镍超疏水镀层的微观形貌与成分分析 |
| 8.3.2 锌镍超疏水镀层的润湿性分析 |
| 8.3.3 锌镍超疏水镀层的耐蚀性分析 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）316L不锈钢窄间隙激光焊接熔池动态行为及电磁调控特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 厚板激光焊接方法研究现状 |
| 1.2.1 激光自熔穿透焊接 |
| 1.2.2 窄间隙激光电弧复合焊接 |
| 1.2.3 窄间隙激光填丝焊接 |
| 1.3 窄间隙激光焊接质量控制研究现状 |
| 1.4 电磁辅助激光焊接方法及机理研究现状 |
| 1.5 国内外研究现状的简析 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验设备与方法 |
| 2.2 试验材料与工艺 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 激光自熔穿透焊工艺 |
| 2.2.3 窄间隙激光焊接工艺 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 高速摄像数据采集 |
| 2.3.2 焊接热循环测试 |
| 2.3.3 微观组织表征 |
| 2.3.4 力学性能测试 |
| 第3章 旋转扫描激光填丝焊接工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 激光焊接参量对焊缝成形和气孔缺陷的影响 |
| 3.2.1 相对送丝速度/激光能量密度的影响 |
| 3.2.2 旋转扫描激光参量的影响 |
| 3.2.3 焊缝气孔率分析 |
| 3.3 旋转扫描激光对热源分布的影响 |
| 3.4 旋转扫描激光对焊接稳定性的影响 |
| 3.4.1 匙孔稳定性 |
| 3.4.2 熔池流动行为 |
| 3.4.3 旋转扫描激光窄间隙焊接分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 电磁辅助窄间隙激光焊接等离子体和熔池行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 电磁辅助窄间隙激光焊接技术 |
| 4.2.1 电磁辅助技术基本原理 |
| 4.2.2 电磁辅助技术验证 |
| 4.3 电磁辅助窄间隙激光焊接等离子体特征 |
| 4.3.1 旋转扫描激光的影响 |
| 4.3.2 电磁辅助技术的影响 |
| 4.3.3 窄间隙约束空间的影响 |
| 4.4 电磁辅助窄间隙激光焊接熔池流动行为 |
| 4.4.1 旋转扫描激光的影响 |
| 4.4.2 电磁作用频率的影响 |
| 4.4.3 电磁作用幅度的影响 |
| 4.4.4 窄间隙坡口间隙的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 电磁辅助窄间隙焊接能量分布及焊缝成形机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 电磁辅助窄间隙激光焊接焊缝成形 |
| 5.2.1 窄间隙焊缝成形规律研究 |
| 5.2.2 焊缝表面成形无量纲分析 |
| 5.2.3 40 mm厚度不锈钢窄间隙焊接 |
| 5.3 有限元数值分析模型建立 |
| 5.3.1 数学模型与网格划分 |
| 5.3.2 材料特性及计算条件 |
| 5.3.3 激光焊接热源模型 |
| 5.4 电磁辅助窄间隙激光焊接温度场演变 |
| 5.4.1 电磁辅助窄间隙焊接温度场分析 |
| 5.4.2 40 mm厚度不锈钢窄间隙焊接温度场分析 |
| 5.5 窄间隙侧壁熔深增加机制研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 电磁辅助窄间隙激光焊接接头组织性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 厚壁窄间隙激光焊接缺陷分析 |
| 6.3 电磁辅助对接头显微组织的影响 |
| 6.3.1 316L焊接接头物相演变 |
| 6.3.2 显微组织 |
| 6.3.3 显微硬度 |
| 6.3.4 耐腐蚀性能 |
| 6.4 电磁辅助对接头组织均匀性改善机制 |
| 6.5 40 mm厚度不锈钢窄间隙焊接接头组织及性能分析 |
| 6.5.1 接头显微组织 |
| 6.5.2 接头力学性能 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（3）碳含量对ER316H不锈钢焊缝金属组织及性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钠冷快堆用不锈钢材料选取 |
| 1.3 316奥氏体不锈钢焊缝金属凝固及冷却过程 |
| 1.4 时效过程中δ相的分解 |
| 1.4.1 δ相在时效过程中的析出相 |
| 1.4.2 元素偏析对δ相分解的影响 |
| 1.4.3 其他因素对δ相转变的影响 |
| 1.5 316焊缝金属性能 |
| 1.5.1 焊态焊缝金属拉伸及冲击性能 |
| 1.5.2 时效态焊缝金属拉伸及冲击性能 |
| 1.5.3 高温持久性能 |
| 1.5.4 晶间腐蚀性能 |
| 1.6 本文研究目的、意义与主要内容 |
| 第2章 焊丝成分设计与实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 焊材成分设计、焊丝制备与焊接工艺 |
| 2.2.1 焊材成分设计 |
| 2.2.2 焊丝制备 |
| 2.2.3 焊接工艺 |
| 2.3 性能测试方法与微观组织表征 |
| 2.3.1 性能测试方法 |
| 2.3.2 微观组织表征 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 碳含量对316焊缝金属组织及室温力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 碳含量对焊态焊缝金属微观组织及力学性能的影响 |
| 3.2.1 焊态焊缝金属的微观组织 |
| 3.2.2 焊态焊缝金属的力学性能 |
| 3.3 碳含量对时效态焊缝金属微观组织的影响 |
| 3.3.1 焊缝金属中δ铁素体转化机制 |
| 3.3.2 时效态焊缝金属微观组织TEM分析 |
| 3.3.3 XRD分析时效态焊缝金属中的物相 |
| 3.4 碳含量对时效态焊缝金属室温力学性能的影响 |
| 3.4.1 焊缝金属550℃时效时拉伸及冲击性能 |
| 3.4.2 焊缝金属600℃时效时拉伸及冲击性能 |
| 3.4.3 焊缝金属550℃及600℃时效时硬度值 |
| 3.4.4 焊缝金属断裂模式分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 碳含量对316焊缝金属高温力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 焊态焊缝金属高温力学性能 |
| 4.3 时效态焊缝金属高温力学性能 |
| 4.3.1 焊缝金属拉伸性能随着温度的变化 |
| 4.3.2 焊缝金属550℃拉伸性能随着时效时间的变化 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 碳含量对焊缝金属持久性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊缝金属的持久性能 |
| 5.3 焊缝金属持久过程δ相转化机制 |
| 5.4 焊缝金属持久过程微观组织TEM分析 |
| 5.5 焊缝金属持久断裂机制分析 |
| 5.5.1 焊缝金属持久断口观察 |
| 5.5.2 成分及微观组织对持久断裂机制的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 碳含量对316焊缝金属晶间腐蚀行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 焊缝金属不锈钢硫酸-硫酸铜腐蚀试验结果 |
| 6.3 焊缝金属双环电化学动电位再活化试验结果 |
| 6.3.1 焊缝金属典型的双环电化学动电位再活化试验曲线分析 |
| 6.3.2 焊缝金属经双环电化学动电位再活化后的腐蚀形貌 |
| 6.4 碳含量对焊缝金属晶间腐蚀的影响机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（4）铁素体/奥氏体异相钢焊接接头的金属学研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 铁素体/奥氏体异相钢焊接的必要性 |
| 2.2 异相钢电子束焊接研究现状 |
| 2.3 异相钢焊接过程中的δ→γ相变研究 |
| 2.4 异相钢焊接接头的焊后热处理(PWHT)研究 |
| 2.5 异相钢可焊性研究 |
| 2.5.1 异相钢焊接的复杂性 |
| 2.5.2 改进异相钢焊接冶金性能方法 |
| 2.6 研究意义 |
| 2.7 研究内容及技术路线 |
| 3 铁素体/奥氏体异相钢焊接热循环中δ→γ相变研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 计算异相钢(高能束)焊缝金属平均成分 |
| 3.3.2 异相钢焊缝金属的组织 |
| 3.3.3 δ-ferrite晶内同时出现K-S与无理取向关系的γ晶粒 |
| 3.3.4 高温δ→γ相变特点及对γ→α相变的影响 |
| 3.3.5 截面效应之探讨 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 焊后热处理中异相自熔CLAM/316L电子束焊接接头的组织演化与力学性能变化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 标准热处理态的CLAM钢微观组织 |
| 4.3.2 焊态下自熔CLAM/316L电子束焊接接头微观组织 |
| 4.3.3 一步回火处理的自熔CLAM/316L电子束焊接接头的组织演化及性能变化 |
| 4.3.4 自熔CLAM/316L电子束焊接接头不同区域的相分布 |
| 4.3.5 两步回火处理对自熔CLAM/316L电子束焊接接头的组织与性能影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 填充金属箔的异相CLAM/316L电子束焊接接头的层状组织形成机理及其在焊后热处理中的演化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 焊态填充金属箔的CLAM/316L电子束焊接接头组织与性能 |
| 5.3.2 层状组织在一步回火处理过程中的演化及对力学性能影响 |
| 5.3.3 两步热处理对层状组织及焊接接头力学性能的影响 |
| 5.3.4 异种高能束填充焊带状偏析(层状组织)的形成机制 |
| 5.3.5 异种焊接接头中3种类型δ-ferrite在热处理过程中的演化 |
| 5.3.6 异相不锈钢电子束焊接接头组织与力学性能关系 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 7 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）含Ce超级奥氏体不锈钢凝固特性及第二相控制基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 超奥钢应用及生产现状 |
| 2.1.1 超奥钢发展历程 |
| 2.1.2 国内外奥氏体不锈钢产能变化 |
| 2.2 超奥钢概述 |
| 2.2.1 超奥钢的化学成分及作用 |
| 2.2.2 超奥钢凝固特点 |
| 2.3 超奥钢研究现状 |
| 2.3.1 热力学相图计算研究进展 |
| 2.3.2 凝固组织演变机理和偏析控制研究进展 |
| 2.3.3 热变形组织演化和诱导第二相析出研究进展 |
| 2.3.4 小结 |
| 2.4 稀土元素在钢中应用 |
| 2.4.1 稀土元素概述 |
| 2.4.2 稀土细化凝固组织晶粒研究现状 |
| 2.5 课题研究背景与内容 |
| 2.5.1 研究背景 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 实验方法与样品表征 |
| 3.1 实验原料 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 钢中添加稀土Ce实验 |
| 3.2.2 凝固过程原位在线观察实验 |
| 3.2.3 定向凝固实验 |
| 3.2.4 熔炼浇铸实验 |
| 3.3 稀土Ce在钢中存在状态预测 |
| 3.4 样品制备与表征 |
| 3.4.1 样品制备 |
| 3.4.2 微观组织分析与性能测试 |
| 3.5 计算软件评估 |
| 4 铸态组织凝固偏析及第二相析出的研究 |
| 4.1 连铸坯宏观凝固组织分析 |
| 4.2 连铸坯微观凝固组织分析 |
| 4.3 连铸坯凝固过程冷却特点 |
| 4.4 连铸坯中夹杂物 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 凝固过程相组织演变热力学的研究 |
| 5.1 S31254超奥钢—平衡相图 |
| 5.2 S31254超奥钢—非平衡凝固相图 |
| 5.3 合金元素对S31254超奥钢凝固相变影响规律 |
| 5.3.1 耐蚀元素对S31254超奥钢凝固相变影响规律 |
| 5.3.2 微合金元素对S31254超奥钢凝固相变影响规律 |
| 5.3.3 Mo、Cr元素协同作用对S31254超奥钢相组织影响规律 |
| 5.4 Ce元素对S31254超奥钢凝固相变影响规律 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 钢中添加稀土Ce对凝固形核及晶粒长大影响的研究 |
| 6.1 稀土Ce对凝固形核及晶粒长大的影响 |
| 6.1.1 S31254超奥钢凝固过程原位观察 |
| 6.1.2 稀土Ce对凝固形核及晶粒长大过程动力学的影响 |
| 6.1.3 稀土Ce对凝固形核的影响 |
| 6.1.4 稀土Ce对典型奥氏体晶粒长大过程影响 |
| 6.2 冷却速度对含Ce S31254超奥钢凝固形核及晶粒长大的影响 |
| 6.2.1 不同冷速下含Ce S31254超奥钢凝固过程原位观察 |
| 6.2.2 不同冷速下S31254超奥钢凝固过程对照分析 |
| 6.2.3 冷却速度对凝固形核及晶粒长大过程动力学的影响 |
| 6.2.4 稀土Ce耦合冷却速度变化对凝固形核的影响 |
| 6.2.5 稀土Ce耦合高冷速对晶粒长大的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 钢中添加稀土Ce对凝固偏析及相组织演变规律的研究 |
| 7.1 S31254超奥钢熔化和凝固过程差热分析 |
| 7.2 不同凝固速度下定向凝固样品固液界面形貌 |
| 7.3 凝固过程元素再分配与微观偏析 |
| 7.3.1 稀土Ce对超奥钢元素再分配与微观偏析的影响 |
| 7.3.2 凝固速度对含Ce超奥钢元素再分配与微观偏析的影响 |
| 7.4 凝固过程相组织演变 |
| 7.4.1 稀土Ce对超奥钢凝固过程相组织演变的影响 |
| 7.4.2 凝固速度对含Ce超奥钢凝固过程相组织演变的影响 |
| 7.5 钢中第二相转变对其性能的影响 |
| 7.5.1 第二相转变对凝固组织均匀化的影响 |
| 7.5.2 第二相转变对枝晶间硬度的影响 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 钢中添加稀土Ce对铸态组织演变及第二相析出的研究 |
| 8.1 宏观凝固组织特征及统计分析 |
| 8.2 微观凝固组织特征及统计分析 |
| 8.3 稀土Ce对钢中夹杂物的影响 |
| 8.4 稀土Ce对凝固过程CET转变的影响 |
| 8.4.1 凝固数值模拟模型构建与计算参数确定 |
| 8.4.2 凝固模拟计算结果与讨论 |
| 8.4.3 CET转变图计算 |
| 8.5 稀土Ce对铸锭第二相析出及芯部元素偏析的影响 |
| 8.6 本章小结 |
| 9 结论和创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）新型复合强化奥氏体耐热钢及焊接接头蠕变行为与机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 新型复合强化奥氏体耐热钢及焊材概述 |
| 1.2.1 奥氏体耐热钢发展历程 |
| 1.2.2 Sanicro25和SP2215 耐热钢 |
| 1.2.3 奥氏体钢焊材研发简介 |
| 1.3 金属材料蠕变变形与断裂基本概念 |
| 1.3.1 蠕变变形与强化机制 |
| 1.3.2 蠕变损伤与断裂机制 |
| 1.4 奥氏体耐热钢及焊接接头组织与性能研究进展 |
| 1.5 研究问题的提出与研究内容 |
| 1.6 课题研究技术路线 |
| 第二章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 本研究所用试验材料 |
| 2.1.1 Sanico25钢 |
| 2.1.2 Sanicro25 同质焊丝 |
| 2.1.3 Sanicro 25 同质焊接接头 |
| 2.1.4 SP2215 钢焊接接头 |
| 2.2 试样形式与试验参数 |
| 2.2.1 拉伸与蠕变试验 |
| 2.2.2 冲击韧性与显微硬度试验 |
| 2.3 微观组织表征手段 |
| 2.3.1 金相显微镜分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.4 透射电镜及选区电子衍射分析 |
| 2.4 热力学软件介绍 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 新型复合强化奥氏体耐热钢及焊接接头组织与基本性能 |
| 3.1 固溶态Sanicro25 钢组织与性能分析 |
| 3.1.1 固溶态Sanicro25 组织分析 |
| 3.1.2 固溶态Sanicro25 拉伸性能 |
| 3.2 Sanicro25 焊接接头组织与力学性能 |
| 3.2.1 Sanicro25 焊接接头组织分析 |
| 3.2.2 Sanicro25 焊接接头拉伸性能 |
| 3.2.3 Sanicro25 焊接接头冲击韧性与显微硬度 |
| 3.3 SP2215 焊接接头组织与力学性能 |
| 3.3.1 SP2215 焊接接头组织分析 |
| 3.3.2 SP2215 焊接接头拉伸性能 |
| 3.3.3 SP2215 焊接接头冲击韧性与显微硬度 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 新型复合强化奥氏体耐热钢及焊接接头蠕变变形与断裂行为 |
| 4.1 Sanicro25 钢蠕变变形行为分析 |
| 4.1.1 蠕变变形行为分析 |
| 4.1.2 表观蠕变应力指数与表观蠕变激活能 |
| 4.1.3 门槛应力、真实蠕变应力指数与真实蠕变激活能 |
| 4.1.4 门槛应力的理论值计算 |
| 4.2 Sanicro25 钢蠕变断裂行为分析 |
| 4.2.1 蠕变寿命与蠕变应力水平的关系 |
| 4.2.2 蠕变寿命与最小蠕变速率的关系 |
| 4.2.3 蠕变断口形貌及蠕变延性分析 |
| 4.3 Sanicro25 焊接接头蠕变变形与断裂行为 |
| 4.3.1 蠕变变形行为与应力指数 |
| 4.3.2 蠕变损伤容限与断口分析 |
| 4.4 SP2215 焊接接头蠕变变形与断裂行为 |
| 4.4.1 蠕变变形行为与应力指数 |
| 4.4.2 蠕变损伤容限与断口分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 新型复合强化奥氏体耐热钢及焊接接头蠕变微观机制 |
| 5.1 Sanicro25 钢蠕变微观机制分析 |
| 5.1.1 富Nb相与碳化物 |
| 5.1.2 Laves相与sigma相 |
| 5.1.3 纳米相与位错亚结构 |
| 5.1.4 晶粒取向与晶界类型演化 |
| 5.2 Sanicro25 焊接接头蠕变微观机制分析 |
| 5.2.1 母材蠕变组织观察 |
| 5.2.2 焊缝蠕变组织观察 |
| 5.2.3 母材与焊缝的晶粒取向 |
| 5.2.4 晶界类型与晶界滑动 |
| 5.2.5 熔合线附近元素分布变化 |
| 5.3 SP2215 焊接接头蠕变微观机制分析 |
| 5.3.1 母材蠕变组织观察 |
| 5.3.2 焊缝蠕变组织观察 |
| 5.3.3 母材与焊缝的晶粒取向 |
| 5.3.4 晶界类型与局部晶粒取向差 |
| 5.3.5 元素分布与显微硬度变化 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 新型复合强化奥氏体耐热钢及焊接接头蠕变外推强度预测 |
| 6.1 SP2215 钢蠕变外推强度预测 |
| 6.1.1 SP2215 钢蠕变断裂应力指数与激活能 |
| 6.1.2 基于时间-温度参数法的SP2215 钢蠕变强度预测 |
| 6.1.3 基于蠕变断裂激活能的SP2215 钢蠕变强度预测 |
| 6.1.4 SP2215 钢蠕变强度预测方法精度评估 |
| 6.2 Sanicro25 钢蠕变外推强度预测 |
| 6.2.1 Sanicro25 钢蠕变断裂应力指数与激活能 |
| 6.2.2 Sanicro25 钢蠕变外推强度预测与精度评估 |
| 6.3 新型复合强化奥氏体耐热钢焊接接头蠕变外推强度预测 |
| 6.4 新型复合强化奥氏体耐热钢焊接接头蠕变强度减弱系数 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 本文工作总结 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 发表的论文和参加科研情况 |
| 致谢 |
（7）先进钢铁材料焊接性研究进展（论文提纲范文）
| 1 超细晶粒钢的焊接 |
| 1.1 超细晶粒长大与组织转变 |
| 1.2 超细晶粒钢的焊接方法 |
| 2 超低碳贝氏体钢的焊接 |
| 2.1 超低碳贝氏体钢的焊接性 |
| 2.2 焊接接头的组织 |
| 2.3 焊接接头的力学性能 |
| 2.4 热循环对于焊接接头性能的影响 |
| 3 高氮奥氏体不锈钢的焊接 |
| 3.1 焊缝的组织与性能 |
| 3.2 焊接保护气和气孔性 |
| 3.3 焊接工艺 |
| 3.4 焊接裂纹 |
| 3.5 N含量对接头性能的影响 |
| 4 先进汽车钢焊接研究 |
| 4.1 HC420LA低合金高强钢激光焊及性能研究 |
| 4.2 双相钢激光焊接及性能研究 |
| 4.3 第三代汽车钢激光焊接及性能研究 |
| 5结论 |
（8）耐热钢与不锈钢电弧辅助活性TIG焊接头组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 异种钢的焊接 |
| 1.2.1 异种钢的焊接性 |
| 1.2.2 异种钢焊接的主要难点 |
| 1.3 异种钢焊接国内外研究现状 |
| 1.4 本课题研究内容及技术路线 |
| 第2章 12Cr2Mo1R/06Cr18Ni11Ti异种钢AA-TIG焊试验方法 |
| 2.1 试验材料及设备 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试验设备 |
| 2.2 电弧辅助活性TIG焊焊接过程 |
| 2.3 接头微观组织分析 |
| 2.3.1 光学金相显微镜分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 2.3.3 X射线衍射仪(XRD)分析 |
| 2.4 接头性能测试分析 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸试验 |
| 2.4.3 冲击性能测试 |
| 2.4.4 晶间腐蚀、点蚀测试 |
| 2.4.5 电化学腐蚀测试 |
| 第3章 12Cr2Mo1R/06Cr18Ni11Ti异种钢焊接接头组织分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 焊接接头的宏观形貌 |
| 3.3 焊缝微观组织分析 |
| 3.3.1 自熔焊焊缝显微组织 |
| 3.3.2 ERNiCr-3 预边堆焊工艺焊缝显微组织 |
| 3.3.3 ER309L预边堆焊工艺焊缝显微组织 |
| 3.3.4 焊缝金属物相分析 |
| 3.4 12Cr2Mo1R/焊缝界面显微组织分析 |
| 3.4.1 自熔焊12Cr2Mo1R/焊缝显微组织 |
| 3.4.2 ERNiCr-3 预边堆焊工艺12Cr2Mo1R/焊缝显微组织 |
| 3.4.3 ER309L预边堆焊工艺12Cr2Mo1R/焊缝显微组织 |
| 3.4.4 12Cr2Mo1R/焊缝界面合金元素线扫描分析 |
| 3.5 焊缝/06Cr18Ni11Ti界面显微组织分析 |
| 3.5.1 自熔焊焊缝/06Cr18Ni11Ti界面显微组织 |
| 3.5.2 预边堆焊工艺的焊缝/06Cr18Ni11Ti界面显微组织 |
| 3.5.3 焊缝/06Cr18Ni11Ti界面合金元素线扫描分析 |
| 3.6 异种钢焊接的碳迁移扩散 |
| 3.6.1 异种钢焊接的碳迁移计算 |
| 3.6.2 碳迁移动力学分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 12Cr2Mo1R/06Cr18Ni11Ti异种钢接头力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 焊接接头显微硬度测试结果与分析 |
| 4.2.1 自熔焊显微硬度分析 |
| 4.2.2 ERNiCr-3 预边堆焊工艺显微硬度分析 |
| 4.2.3 ER309L预边堆焊工艺显微硬度分析 |
| 4.3 焊接接头拉伸试验结果与分析 |
| 4.3.1 拉伸试验结果 |
| 4.3.2 拉伸断口形貌分析 |
| 4.4 焊接接头冲击试验结果与分析 |
| 4.4.1 冲击试验结果 |
| 4.4.2 冲击断口形貌分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 12Cr2Mo1R/06Cr18Ni11Ti焊接接头腐蚀试验 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 异种钢焊接接头晶间腐蚀试验 |
| 5.2.1 晶间腐蚀机理 |
| 5.2.2 试验方法及过程 |
| 5.2.3 晶间腐蚀试验结果及分析 |
| 5.3 异种钢焊接接头点蚀试验 |
| 5.3.1 点蚀形成机理 |
| 5.3.2 试验方法及过程 |
| 5.3.3 点蚀试验结果及分析 |
| 5.3.4 点蚀形貌分析 |
| 5.4 异种钢焊接接头电化学腐蚀试验 |
| 5.4.1 电化学腐蚀理论 |
| 5.4.2 动电位极化试验 |
| 5.4.3 动电位极化试验结果及分析 |
| 5.4.4 电化学交流阻抗试验 |
| 5.4.5 电化学交流阻抗试验结果分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 结论 |
| 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（9）铝硅镀层22MnB5激光焊组织特征与铝元素迁移机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景、意义及课题来源 |
| 1.1.1 研究背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.1.3 课题来源 |
| 1.2 热成形钢焊接的研究现状 |
| 1.2.1 淬火态HPF钢的焊接 |
| 1.2.2 供货态HPF钢的焊接 |
| 1.2.3 抑制铝硅镀层负面效应的方法 |
| 1.3 焊缝不均匀现象的研究现状 |
| 1.3.1 不均匀焊缝的形成原因 |
| 1.3.2 异种材料焊接的数值模拟 |
| 1.3.3 均匀化改善方法 |
| 1.4 本文研究内容 |
| 第二章 实验材料、设备及表征方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 热处理设备 |
| 2.2.2 激光焊接试验 |
| 2.2.3 高速摄影平台 |
| 2.3 表征方法 |
| 2.3.1 OM和SEM表征 |
| 2.3.2 TEM和XRD表征 |
| 2.3.3 力学性能表征 |
| 2.3.4 热力学计算 |
| 2.3.5 焊缝尺寸测量 |
| 2.3.6 相含量测量 |
| 2.3.7 羽烟轮廓测量 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 铝硅镀层对22MnB5激光焊焊缝成形质量影响分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 镀层的影响 |
| 3.2.1 镀层对表面形貌的影响 |
| 3.2.2 镀层对焊缝成形的影响 |
| 3.2.3 镀层对激光焊熔池流动的影响 |
| 3.2.4 镀层对表面形貌的影响机理 |
| 3.3 功率密度的影响(热导焊) |
| 3.3.1 功率密度对表面形貌的影响 |
| 3.3.2 功率密度对焊缝成形的影响 |
| 3.3.3 热导焊焊缝成形的影响机理 |
| 3.4 工艺参数的影响(深熔焊) |
| 3.4.1 工艺参数对表面形貌的影响 |
| 3.4.2 工艺参数对焊缝成形的影响 |
| 3.4.3 匙孔穿透状态对羽烟和熔池流动的影响 |
| 3.4.4 工艺参数的影响机理 |
| 3.5 保护气的影响 |
| 3.5.1 保护气对表面形貌的影响 |
| 3.5.2 保护气对焊缝成形的影响 |
| 3.5.3 保护气对熔池流动的影响 |
| 3.5.4 保护气的影响机理 |
| 3.6 镀铝钢激光焊热效率分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 铝硅镀层对22MnB5激光焊组织特征和力学性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 镀层去除对拼焊接头组织和性能的影响 |
| 4.2.1 微观组织 |
| 4.2.2 化学成分与热力学计算 |
| 4.2.3 力学性能 |
| 4.2.4 断口形貌 |
| 4.2.5 热成形温度对有镀层拼焊接头组织和性能的影响 |
| 4.3 未熔透焊缝的富铝组织 |
| 4.3.1 均匀的热导焊焊缝组织 |
| 4.3.2 不均匀的深熔焊焊缝组织 |
| 4.4 改善有镀层焊缝的组织特征和性能 |
| 4.4.1 去除镀层位置的影响 |
| 4.4.2 工艺参数(激光功率和焊接速度)的影响 |
| 4.4.3 激光填丝焊工艺对拼焊接头组织和性能的改善 |
| 4.5 铝含量对组织形貌及断裂过程的影响 |
| 4.5.1 Al对凝固过程的影响 |
| 4.5.2 Al对固态相变的影响 |
| 4.5.3 铝硅镀层22MnB5焊接接头的断裂机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 铝硅镀层22MnB5激光焊熔池流动与铝元素迁移行为建模 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模型介绍 |
| 5.2.1 基本控制方程 |
| 5.2.2 模型的简化和假设 |
| 5.2.3 边界条件 |
| 5.2.4 材料属性 |
| 5.2.5 热源模型 |
| 5.3 混合材料模型的建立和分析 |
| 5.4 热导焊熔池流动和铝元素分布 |
| 5.4.1 网格模型及计算参数设定 |
| 5.4.2 热导焊温度场与速度场 |
| 5.4.3 热导焊铝元素分布与均匀化分析 |
| 5.4.4 焊接速度对热导焊缝铝含量和分布影响 |
| 5.5 深熔焊熔池流动和铝元素分布 |
| 5.5.1 网格模型及计算参数设定 |
| 5.5.2 组合体热源对焊缝形状的模拟 |
| 5.5.3 匙孔对铝元素分布的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与创新点 |
| 6.1 本文主要研究内容与结论 |
| 6.2 本文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的发表成果 |
| 致谢 |
（10）50CrV/SPHE异种钢激光填丝焊焊接工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景与意义 |
| 1.2 异种钢焊接的国内外研究现状 |
| 1.2.1 异种钢电弧焊 |
| 1.2.2 异种钢搅拌摩擦焊 |
| 1.2.3 异种钢电阻点焊 |
| 1.2.4 异种钢电子束焊 |
| 1.2.5 异种钢激光焊 |
| 1.3 异种钢激光填丝焊国内外研究现状 |
| 1.4 本课题研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.2.1 50CrV/SPHE异种钢激光填丝焊试验设备 |
| 2.2.2 焊接过程监测设备 |
| 2.2.3 微观组织分析 |
| 2.2.4 力学性能测试 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 焊接方式的选择 |
| 2.3.2 相关参数的选择 |
| 2.3.3 本试验的具体流程 |
| 第3章 工艺参数对激光填丝焊熔滴过渡行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 激光填丝焊熔滴过渡形式 |
| 3.3 激光功率对熔滴过渡的影响 |
| 3.4 焊接速度对熔滴过渡的影响 |
| 3.5 离焦量对熔滴过渡的影响 |
| 3.6 送丝速度对熔滴过渡的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 50CrV/SPHE异种钢激光填丝焊焊缝成形与缺陷研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 激光功率对焊缝形貌的影响 |
| 4.2.1 激光功率对焊缝表面形貌的影响 |
| 4.2.2 激光功率对焊缝截面形貌的影响 |
| 4.3 焊接速度对焊缝形貌的影响 |
| 4.3.1 焊接速度对焊缝表面形貌的影响 |
| 4.3.2 焊接速度对焊缝截面形貌的影响 |
| 4.4 离焦量对焊缝形貌的影响 |
| 4.4.1 离焦量对焊缝表面形貌的影响 |
| 4.4.2 离焦量对焊缝截面形貌的影响 |
| 4.5 对接间隙对焊缝形貌的影响 |
| 4.5.1 对接间隙对焊缝表面形貌的影响 |
| 4.5.2 对接间隙对焊缝截面形貌的影响 |
| 4.6 焊缝热影响区裂纹分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 50CrV/SPHE激光填丝焊焊缝微观组织及力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 激光功率对焊缝晶粒形态及力学性能的影响 |
| 5.2.1 激光功率对焊缝区晶粒形态的影响 |
| 5.2.2 激光功率对焊缝抗拉强度及显微硬度的影响 |
| 5.3 焊接速度对焊缝晶粒形态及力学性能的影响 |
| 5.3.1 焊接速度对焊缝区晶粒形态的影响 |
| 5.3.2 焊接速度对焊缝抗拉强度及显微硬度的影响 |
| 5.4 离焦量对焊缝晶粒形态及力学性能的影响 |
| 5.4.1 离焦量对焊缝区晶粒形态的影响 |
| 5.4.2 离焦量对焊缝抗拉强度及显微硬度的影响 |
| 5.5 对接间隙对焊缝晶粒形态及力学性能的影响 |
| 5.5.1 对接间隙对焊缝区晶粒形态的影响 |
| 5.5.2 对接间隙对焊缝抗拉强度及显微硬度的影响 |
| 5.6 焊缝微观组织物相分析 |
| 5.7 焊缝区偏析现象 |
| 5.7.1 焊缝区层状偏析现象 |
| 5.7.2 焊缝区显微偏析现象 |
| 5.8 焊缝热影响区微观组织 |
| 5.8.1 SPHE钢侧热影响区微观组织演变规律 |
| 5.8.2 SPHE钢侧热影响区微观组织对显微硬度的影响 |
| 5.8.3 50CrV钢侧热影响区微观组织演变规律 |
| 5.8.4 50CrV钢侧热影响区微观组织对显微硬度的影响 |
| 5.9 焊缝熔合区微观组织及元素分布 |
| 5.9.1 SPHE钢侧熔合区微观组织及元素分布 |
| 5.9.2 50CrV钢侧熔合区微观组织及元素分布 |
| 5.10 接头抗拉断口分析 |
| 5.11 本章小结 |
| 第6章 50CrV/SPHE异种钢激光填丝焊焊接工艺参数优化 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验设计 |
| 6.2.1 工艺参数范围选择 |
| 6.2.2 试验参数及响应 |
| 6.3 建立数学模型 |
| 6.3.1 回归模型的选择 |
| 6.3.2 模型方差检验 |
| 6.3.3 生成回归模型 |
| 6.4 试验结果分析与验证 |
| 6.4.1 响应面的建立与分析 |
| 6.4.2 试验优化及验证 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的成果 |
| 致谢 |
四、奥氏体不锈钢焊缝组织和偏析的电镜研究（论文参考文献）
- [1]DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究[D]. 李宏亮. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]316L不锈钢窄间隙激光焊接熔池动态行为及电磁调控特性研究[D]. 李军兆. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [3]碳含量对ER316H不锈钢焊缝金属组织及性能的影响研究[D]. 赵朗朗. 中国科学技术大学, 2021
- [4]铁素体/奥氏体异相钢焊接接头的金属学研究[D]. 刘国亮. 北京科技大学, 2020(02)
- [5]含Ce超级奥氏体不锈钢凝固特性及第二相控制基础研究[D]. 王旗. 北京科技大学, 2020
- [6]新型复合强化奥氏体耐热钢及焊接接头蠕变行为与机制[D]. 张宇. 天津大学, 2020(01)
- [7]先进钢铁材料焊接性研究进展[J]. 彭云,宋亮,赵琳,马成勇,赵海燕,田志凌. 金属学报, 2020(04)
- [8]耐热钢与不锈钢电弧辅助活性TIG焊接头组织及性能研究[D]. 赵金龙. 兰州理工大学, 2020(12)
- [9]铝硅镀层22MnB5激光焊组织特征与铝元素迁移机制研究[D]. 林文虎. 上海交通大学, 2020
- [10]50CrV/SPHE异种钢激光填丝焊焊接工艺研究[D]. 张川. 长春理工大学, 2019(01)