一、Ti-B微合金化焊缝金属的韧化机制（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》文中指出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。
李硕硕[2]（2021）在《中锰汽车钢热成形组织、力学性能及焊接性研究》文中进行了进一步梳理在汽车构件中使用先进高强钢可以显着减轻重量,提高燃油经济性,而不损害安全性。其中抗拉强度超过1500MPa的热成形钢22MnB5应用广泛,但其塑性较差,即总延伸率小于8%,并且在无涂层保护时会严重氧化。为解决这两个问题,本文开发了一种新型铬合金化汽车热成形用中锰钢,具有更出色的综合力学性能,并且能极大地减少热成形过程中钢板的表面氧化。同时,针对该钢与其他类似的中锰钢在关键应用技术—电阻点焊连接工艺的适应性进行了评价和工艺改进、机理分析。主要内容包括:（1）开发了新型Cr合金化中锰钢,经热成形和常规烘烤工艺后具有1850MPa抗拉强度/14%总延伸率的优良强塑性能组合,显着高于常规22MnB5热成形钢的综合力学性能,并阐明了其强塑化的新机制:①首先,由于热成形过程的低加热奥氏体化温度和未溶解的碳化物粒子的钉扎效应,奥氏体晶粒得到显着细化,导致相变产物马氏体多级组织和残奥组织也相应细化,进而可通过Hall-Petch机理进行强化;②其次,所开发中锰钢由于较高合金含量,其残奥分数显着高于22MnB5,借助原位和离位同步辐射技术,发现固溶C原子可以在烘烤过程中从马氏体配分到残余奥氏体,然后偏聚到由于热成形过程马氏体相变而在γ/α’界面附近奥氏体内形成的几何必须位错上,导致了残奥晶粒的硬化和稳定化,使其塑性变形被推迟,且在拉伸变形时可承担更多的载荷分配直到几乎全转变为马氏体,因此获得了更持续的TRIP效应和更强的加工硬化,从而大大提高了强度和塑性。（2）在750-810℃下热成形后,开发钢上的氧化层厚度小于3μm,显着少于典型热成形钢22MnB5上的100μm,使其不需昂贵的防氧化涂层即可避免高温严重氧化。原因是开发钢采用了较低的热成形加热温度以及在氧化层底部形成致密的富集Cr/Al/Si氧化带,这是由所设计钢的独特化学成分决定的。与22MnB5相比,开发钢所含的较高Mn含量降低了奥氏体化温度,使得低温热成形成为可能;而其所含的较高Cr、Al含量可在热成形时在氧化层底部形成致密的Cr/Al/Si氧化物带阻碍Fe和O扩散,防止了基体进一步氧化。两者的共同作用导致了开发钢抗氧化能力显着高于22MnB5。（3）为克服中锰钢应用的关键技术瓶颈,即点焊的焊接接头力学性能差和界面断裂问题,本文发明了内加垫片（搭接界面处加无间隙原子钢垫片）和外加垫片（电极与工件间加垫片）等新型焊接工艺以改善焊接性。发现采用外加垫片辅助点焊可将剪拉实验和正拉实验的峰值载荷强度分别提升到1.5倍和3倍,断裂方式也由无垫片的界面断裂改善为所期望的熔核拔出断裂。这归因于外加垫片增加了材料电阻和界面电阻,生成更多热量,导致更多材料被熔化进入熔核、产生更大熔核尺寸;另外,贫C/Mn垫片熔化稀释了熔核内的C和Mn含量,降低了熔核的碳当量,改善熔核脆性。而内加垫片的焊接工艺则没有改善中锰钢的焊接性能,主要原因是整个垫片的熔化会消耗更多热量,且垫片的较低电阻率生成热量减少,最终熔核尺寸没有增加、熔核质量较差,飞溅和裂纹较多。（4）研究了中锰钢点焊熔核经常出现界面断裂的微观机制,并提出了解决措施与理论依据;据此提出了钢铁材料焊接性评价的新模型,可以克服现广泛使用评价钢铁材料焊接性的碳当量模型的局限性。具体如下:①钢中Mn含量升高可导致凝固冷却过程中体积收缩更大,进而凝固形成的铸态枝晶很多在熔核中心线并无接触连接、形成微间隙,导致焊接接头的界面断裂和恶化的焊接性能。②通过汽车工业中常用的170℃烤漆工艺,可将热成形后焊接接头的界面断裂改善为所期望的熔核拔出断裂,并使剪拉试验强度提高近一倍。这是由于烘烤时枝晶获得了足够的热膨胀,使得被微间隙相隔的枝晶在高真空下接触并通过“冷焊”机制实现了固态连接。③基于上述凝固冷却收缩导致枝晶微间隙的机理,建立了一种基于凝固收缩量（Δl）的评价先进高强钢焊接性的新的准则和评价模型。通过所建立的焊接凝固冷却收缩模型计算出当Δl≥1.39%时会形成枝晶间隙而导致界面断裂,而Δl<1.39%时焊接后为熔核拨出断裂。与目前广泛应用碳当量评价钢的焊接性的方法相比,该模型可更准确评价与预测合金含量较高钢的焊接性,具有更大的应用潜力。
段涛涛[3]（2020）在《高强韧铸造亚共晶Al-Si-Cu合金成分和组织调控及固相连接》文中进行了进一步梳理Al-Si-Cu合金是当前工业领域应用最为广泛的铝合金。由于其密度低、比强度高、热膨胀系数低以及耐腐蚀好等优点常作为一类功能材料,被应用于发动机缸体、汽缸盖以及底盘等零部件中,并且近年来对于Al-Si-Cu合金的强韧化的需求日益增多,引发了研究人员的持续关注;同时随着近年来具有仿生结构的功能性铝合金的应用越来越广泛,对此类合金固相连接的需求也随之增多。这使得有关Al-Si-Cu合金的成分优化、变质以及对其实现高质量的固相连接的研究具有重大的实际意义。然而,各种微量元素对亚共晶Al-Si-Cu合金组织凝固行为的影响仍不清楚,并缺乏通过微合金化方法开发的高强韧铸造Al-Si-Cu合金,同时对于Al-Si-Cu合金的组织调控剂也需要进一步研究以实现全面组织调控及细化。另外现今的铸造铝合金强度较低,塑性不足,无法满足搅拌摩擦连接的需求。因此亟待通过成分优化设计以及多重组织同时调控的方法开发出一种高强韧的铸造亚共晶Al-Si-Cu,并对其实现固相连接。本文研究了微量合金元素对亚共晶Al-Si合金液固转变和显微组织的影响规律,探究了Fe BSi非晶晶化后产生的原位纳米晶对多元亚共晶Al-Si合金多重组织调控以及强韧化规律;通过合金成分优化及纳米晶调控处理的协同作用得到高强韧亚共晶铝硅铜合金。并通过搅拌摩擦连接的方式实现了对该高强韧铸造铝合金的固相连接并揭示其强韧化机制;得出以下主要结论:1.揭示出微量Mg、Ti、Sb元素对亚共晶Al-Si-Cu合金组织细化的作用机制及对合金力学性能的影响规律。1)发现在基体合金中添加微量Mg为α-Al形核提供成分过冷实现枝晶细化并能改善共晶硅形貌;当添加0.3 wt.%Mg时,室温和高温下拉伸性能最佳;其中室温屈服、抗拉强度、延伸率及断裂应变达到301 MPa、451MPa、6.7%和8.6%;高温屈服、抗拉强度达到157 MPa及175 MPa,但延伸率及断裂应变降为13.1%及16.3%。2)发现添加Ti后α-Al获得较大的形核过冷度,有利于Al3Ti为合金体系提供更多异质形核核心,实现晶粒细化;同时,添加Ti之后,合金的屈服强度小幅提高而塑性提高到9.1%。3)发现Sb能够为共晶组织形核提供更大过冷度,同时会附着在Si相的周围阻碍其生长,添加Sb有利于Si相形核数目增多及形貌转变;在添加0.1 wt.%Sb后,合金的屈服强度、极限抗拉强度提高到334 MPa、480MPa,延伸率及断裂应变达到6.8%和8.9%。4)揭示出亚共晶Al-Si-Cu合金最佳优化方式为;添加0.3 wt.%Mg和0.1wt.%Sb,其强化机制为:α-Al枝晶显着细化,细晶强化作用显着以及θ’析出相和Mg2Si析出相形成第二相强化作用;同时尺寸细化和形貌球化的共晶硅有效地钉扎晶界并减少裂纹萌生,从而使合金强塑性同时提高。2.揭示出原位纳米晶对亚共晶多元Al-Si-Cu合金中多层次微观组织的细化规律及作用机制;并揭示出纳米晶调控对该合金力学性能影响规律及其强韧化原理。1)发现亚共晶Al-Si-Cu合金经过原位纳米晶调控处理20 min后同时实现了对α-Al、共晶硅以及两种析出相（θ?和β-Mg2Si）的形貌改善以及尺寸细化。细化机制为:Fe2B纳米晶化相与α-Al具有极低的晶格错配度,能够作为α-Al的异质形核核心促进其形核;同时Fe2B及Fe3Si晶化相纳米晶附着在固液界面周围阻共晶相生长,实现枝晶和共晶硅形貌改善及组织细化。2)原位纳米晶调控在一定程度上提高合金强度、极大地改善合金塑性并显着提升合金的静态韧度。揭示原位纳米晶调控处理铝合金的强韧化机制为:调控处理后α-Al尺寸明显减小,细晶强化效果明显;调控处理后使得θ’与β-Mg2Si析出相细化并均匀分布于基体中,对位错的阻碍作用增强,第二相强化作用显着;同时共晶硅形貌改善有效减少了裂纹萌生及应力集中。3.以成分优化及纳米晶调控处理后的亚共晶铝硅铜合金为基体,实现了铸造亚共晶Al-Si-Cu合金的固相连接,优化出最佳连接工艺参数并揭示了固相连接对连接接头微观组织和力学性能的作用机制:1)揭示出搅拌摩擦连接后基体合金中不同连接区域组织变化规律。热影响区晶粒粗化并且共晶硅长大;热机影响区晶粒被拉长,部分晶粒发生动态回复,共晶硅分布趋于一定的方向性;焊核区晶粒发生动态再结晶呈现出规则细小的等轴晶组织,同时细小的共晶硅均匀分布于基体中。另外连接接头处的θ’以及β-Mg2Si析出相发生一定程度的长大,分别增大72.9%及65.4%。2)揭示出搅拌摩连接后拉伸性能变化规律及其作用机制。经过搅拌摩擦连接后接头强塑性降低并在热影响区出现断裂。其原因为,焊接热影响区内晶粒粗化,细晶强化作用降低;同时θ’以及β-Mg2Si析出相尺寸增大数量减少,第二相强化作用减弱。当连接参数为1200 rpm和75 mm/min时,接头达到最佳屈服和极限抗拉强度,280 MPa和400 MPa,达到母材的84.8%以及83.3%;同时延伸率及断裂应变为5.5%和7.6%。3)揭示出搅拌摩连接后接头显微硬度规律及其作用机制。经过搅拌摩擦连接后在连接横截面上显微硬度值呈现“W”状分布,其中热影响区硬度最低,母材区硬度最高,焊核区硬度值低于热机影响区;其原因为:热影响区晶粒最为粗大,细晶强化降低,硬度便最低;母材区的析出相细小而弥散分布对位错阻力最大,硬度最高;焊核区析出相长大,第二相强化的作用降低令其硬度值低于热机影响区。其中连接参数为1200 rpm和75 mm/min时,搅拌摩擦连接后接头区域具有最高显微硬度。
谢剑峰[4]（2020）在《微纳米混杂TiC-TiB2陶瓷颗粒调控6061铝合金垂直控轧成型及连接》文中进行了进一步梳理微量陶瓷颗粒增强的铝合金具有质轻、比强度高等优点,是重要的轻量化材料。在汽车,飞机,航天等领域具有广泛的应用前景。但是陶瓷颗粒增强铝合金的基础理论依旧不够成熟,尤其是陶瓷颗粒对铝合金凝固行为的调控机制和对再结晶等过程的影响。并且大部分铝合金在实际应用中需要焊接,但是铝合金的焊接存在诸多问题,如焊后熔化区组织粗大,热影响区组织粗化导致焊接接头力学性能下降等。微量陶瓷颗粒增强的铝合金若想得到广泛的应用,其铸造成型、板材成型及连接问题急需解决。本论文以6061铝合金为基体,添加微纳米混杂尺度双相TiC-TiB2陶瓷颗粒,制备了陶瓷颗粒增强的6061铝合金。揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对铸态6061铝合金显微组织和凝固行为的影响规律及作用机制。通过双向垂直控轧制备6061板材,研究了TiC-TiB2陶瓷颗粒对铝合金变形、再结晶的影响规律及作用机制,分析了 TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061板材拉伸性能的影响规律及强化机制。研究了 TiC-TiB2陶瓷颗粒对TIG焊显微组织和拉伸性能的影响规律,并分析了陶瓷颗粒对焊接接头细化和强化机制。研究了 6061铝合金的搅拌摩擦处理工艺以及陶瓷颗粒对搅拌摩擦组织的影响规律及细化机制,对力学性能的影响规律及强化机制。本论文的主要创新点如下:1)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对铸态6061铝合金凝固行为和凝固组织的影响规律及作用机制:随着陶瓷颗粒的增加,铸态6061晶粒尺寸逐渐减小。在添加了 0.5 wt.%的陶瓷颗粒后,6061铝合金铸态晶粒尺寸从187 μm减小到了 90 μm,减小了 51.9%。调控机制:部分陶瓷颗粒作为α-Al形核的核心,提高形核率;吸附在固液界面前沿的陶瓷颗粒可以有效的抑制α-Al晶粒的长大。2)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061铝合金再结晶组织的影响规律及细化机制,对轧制板材力学性能的影响规律及强化机制:a)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的细化6061铝合金的再结晶组织。当添加0.5 wt.%的陶瓷颗粒后,再结晶平均晶粒尺寸从19.6 μm减小到了 16.4 μm,减小了 16.4%。其主要原因为,陶瓷颗粒细化了铸态组织,使得晶界面积大幅度增加,使得位错在晶界处的塞积增强;陶瓷颗粒阻碍位错运动,在其周围形成位错缠结,诱发再结晶形核,提高了再结晶形核率。同时,抑制晶粒成大。b)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的提高6061轧制板材的拉伸性能。当添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,6061铝合金的屈服和抗拉强度分别从230 MPa提高到302 MPa,从295 MPa提高到352 MPa,分别提高31.3%和19.3%,断裂应变出现轻微的减小,从19.2%减小到了 18.9%。强化机制主要为细晶强化,奥罗万强化和热错配强化,其中陶瓷颗粒和析出相的奥罗万强化起主导作用。3)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061铝合金TIG焊接头组织的影响规律及细化机制,对接头拉伸性能的影响规律及强化机制:a)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的细化熔化区的晶粒尺寸,抑制热影响区晶粒粗化。添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,熔化区的晶粒尺寸从132 μm减小到120 μm,减小了 9.1%,主要是因为部分熔化母材中的陶瓷颗粒可以有效的提高α-A1形核效率。在热影响区,添加陶瓷颗粒后,晶粒的粗化程度明显减小。主要是因为陶瓷颗粒钉扎晶界,抑制了焊接热循环过程中晶界的迁移。b)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的提高6061焊接接头的拉伸性能。在添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,焊接接头的屈服和抗拉强度分别从95 MPa提高到125 MPa,从167 MPa提高到182 MPa,分别提高了 31.6%和9.0%,断裂应变减少。强化机制为陶瓷颗粒的奥罗万强化,细晶强化和热错配强化,断裂应变减少的原因主要是焊接热循环导致沉淀相粗化和陶瓷颗粒团聚。4)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对搅拌摩擦组织的细化规律及机制,对搅拌摩擦接头力学性能的影响规律及强化机制:a)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061铝合金的搅拌摩擦组织的影响规律及细化机制。添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,焊核区的平均晶粒尺寸明显细化。在800 rpm下,平均晶粒尺寸从4.12 μm减小到3.37 μm,减小18.2%;在1200 rpm下,平均晶粒尺寸从3.36 μm减小到2.83 μm,减小15.8%。细化机制为大量弥散的陶瓷颗粒,阻碍了搅拌摩擦过程中晶界的迁移,从而抑制了晶粒长大;同时陶瓷颗粒诱发再结晶形核,加速了动态再结晶形核。b)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061搅拌摩擦接头力学性能的影响规律及强化机制。在添加了 0.5 wt.%的TiC-TiB2后,在800 rpm和1200 rpm下,焊核区的硬度分别从从61 HV增加到76 HV,从70 HV增加到80 HV,分别提高24.6%和14.3%。拉伸性能也明显提高,在800 rpm下,屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别从145 MPa提高至150 MPa,从190.9 MPa提高至200.3 MPa,从22.5%提高至26.6%,分别提高3.5%,5.6%和16.4%;在1200 rpm下,屈服和抗拉强度分别从165 MPa提高至170 MPa,从207.9 MPa提高至215.9 MPa,分别提高了 9.1%和5.6%,断裂应变轻微减小。强化机制:（1）细晶强化,陶瓷颗粒的添加,使焊核区组织出现明显细化;（2）热错配强化,陶瓷颗粒周围产生的位错,使得位错密度增加;（3）弥散相强化,搅拌摩擦过程中,粗大的沉淀相被破碎,且随着塑性变形分布更加均匀。其中弥散相强化起主要作用。
李德发[5]（2020）在《Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究》文中研究表明随着科学技术的不断发展、对未知领域的深入探索,耐磨钢服役工况也越来越复杂和严酷,对综合性能（如耐磨、焊接、疲劳、腐蚀、加工成型）提出了更高要求。本文针对煤炭采运等复杂工况下对耐磨钢综合性能的需求,通过理论分析、成分设计、组织选择和工艺控制,研制了Ti微合金化马氏体耐磨钢。采用热模拟、实验室工艺实验、工业化试制、力学性能检测（拉伸、冲击、冷弯、疲劳、残余应力）、微观组织表征（高温共聚焦显微镜、光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射分析、透射电镜）、物相分析、应用性能研究（浸泡腐蚀实验、电化学测试、搅拌磨损实验、焊接实验、HIC实验）等方法,研究了Ti第二相析出及马氏体组织结构的控制方法,分析了Ti微合金化马氏体耐磨钢工业化生产中出现的典型问题并提出关键控制要点,最终开发出“精细马氏体+纳米析出相”的高强韧性HB500耐磨钢,实现了工业化稳定生产,并深入研究了该钢的综合应用性能。主要研究内容和结果如下:首先,研究了Ti微合金化耐磨钢加热过程中奥氏体晶粒长大趋势、控制轧制阶段的热变形行为、控制冷却和热处理阶段的相变行为,通过全流程工艺控制奥氏体晶粒尺寸、Ti的析出、微观组织和性能,为工业化生产提供依据。奥氏体晶粒尺寸随加热温度和保温时间的函数关系分别为lnD=7.26-4982/T、D=4.32t0.21。Ti的C、N析出相在高温阶段稳定性好,能有效钉扎奥氏体晶界移动;奥氏体晶粒越细,越有利于相变形核和晶内二次形核,使马氏体组织更细。热变形提高了马氏体相变温度,同时降低了马氏体相变的临界冷却速度,有利于细化马氏体组织;奥氏体再结晶区轧制温度应控制在1000～1100℃,再结晶奥氏体晶粒得到充分细化并保持均匀,纳米尺寸的Ti第二相粒子在形变诱导作用下大量析出阻止再结晶晶粒粗化;未再结晶区变形温度较低时可获得具有大量畸变的奥氏体,有利于相变形核从而细化组织,奥氏体未再结晶温度应控制在880℃左右,终轧温度应控制在820℃～860℃。工艺实验研究表明DQ+RQ+T工艺是获得纳米级Ti的析出相和细化马氏体组织的最佳工艺途径,从而获得最佳的强韧性匹配。其次,以上述实验研究为基础,确定了Ti微合金化耐磨钢成分控制范围和核心工艺控制参数,并通过工业试制逐步解决了工业生产上存在的一些典型问题,如铸坯裂纹、大颗粒TiN夹杂、回火脆性、残余应力、延迟裂纹等,形成了Ti微合金化耐磨钢工业生产关键工艺控制要点。工业化生产实践表明,Ti微合金化耐磨钢具有良好的强韧性匹配,且性能控制稳定,力学性能高于国家标准要求,组织和性能均匀性良好,8mm和30mm钢板平均有效晶粒尺寸分别为1.96μm和2.28μm,达到了细晶化效果;通过细化晶粒提高了低温韧性,疲劳性能优于普通Cr-Ni-Mo-Nb系耐磨钢;Ti的第二相析出达到纳米级,不会对冲击韧性和疲劳性能造成损害。最后,通过与普通Cr-Ni-Mo-Nb系马氏体耐磨钢对比,研究了Ti微合金化耐磨钢的耐腐蚀磨损性能和抗焊接裂纹性能。两种实验钢腐蚀与磨损交互作用分量占腐蚀磨损速率的比例分别为25.09%和40.18%,是导致腐蚀磨损的重要原因,较弱的腐蚀与磨损交互作用使Ti微合金化耐磨钢具有更好的耐腐蚀磨损性能。表层应变硬化改变了材料表面、晶界、晶粒内部状态是产生腐蚀与磨损交互作用的主要原因,而细化晶粒能减弱应变硬化,是提高耐腐蚀磨损性能的根本原因。Ti微合金化耐磨钢所采用的成分设计能避免CGHAZ区域产生异常组织而导致的组织脆化;Ti在高温阶段的未溶第二相能有效阻止焊接热循环过程中奥氏体晶粒粗化,从而细化CGHAZ组织降低粗晶脆化倾向;焊接热影响区HIC实验表明,Ti微合金化耐磨钢抗氢致裂纹能力更强,进一步佐证了细化晶粒对降低焊接裂纹敏感性的作用。本文所开发的Ti微合金化HB500耐磨钢已实现了低成本、高性能、稳定化生产,可满足多种复杂工况下耐磨钢应用性能需求,具有很好的应用前景。
李泰余[6]（2020）在《微量纳米TiC/（TiC+TiB2）颗粒调控H13钢的微观组织和力学性能》文中研究说明钢铁材料作为结构材料广泛应用在大跨度桥梁、长距离油气管道、航空航天设备、大容量存容器、武器装备、精密仪器、超大型船舶和海上钻井平台等方面,对钢铁材料的性能的要求也越来越高,这就需要开发出使用寿命更长、力学性能更高的新型钢铁材料。传统产业的升级和新兴产业的发展使得对高性能钢的需求加大。在这种情况下,开发新型高性能钢和新的强化钢的方法至关重要。纳米颗粒可作为一种增强相加入到金属材料中从而提高金属材料的力学性能,是当前强化金属材料的一种创新性的方法。由于纳米颗粒和钢的比重相差较大,使得将纳米颗粒加入到钢中的难度极大,纳米颗粒容易团聚,在钢中分散不均,比重差大造成纳米颗粒偏聚和上浮等瓶颈难题。解决纳米颗粒强化钢在准备过程中的一系列难题,实现纳米颗粒对钢的组织和性能进行调控,高效强化钢的力学性能,为强化钢材提供一个新的方法和途径,具有显着的现实意义和实际应用价值。本论文通过中间合金作为纳米颗粒的载体制备了纳米颗粒增强H13钢。研究了不同含量单相Ti C纳米颗粒和双相Ti C+Ti B2纳米颗粒强化H13钢的组织演变规律,并揭示了纳米颗粒调控H13钢组织的机制。研究了不同含量单相Ti C纳米颗粒和双相Ti C+Ti B2纳米颗粒强化H13钢的拉伸性能和冲击性能,并揭示了纳米颗粒强化H13钢的机制。研究了纳米颗粒对H13钢的高温耐磨性的影响,分析了不同种类和含量纳米颗粒对钢的高温耐磨性影响的差异性,揭示了纳米颗粒对钢的高温耐磨性的提高机制。研究了纳米颗粒对H13钢的室温耐磨性的影响,分析了不同种类和含量纳米颗粒对钢的室温耐磨粒磨损影响的差异性,揭示了纳米颗粒对钢的室温耐磨粒磨损的提高机制。本论文主要有以下四条创新点:1.揭示了加入纳米颗粒对H13钢的组织影响规律及调控机制:（1）揭示了加入纳米颗粒对H13钢组织的影响规律。未加入纳米颗粒的H13钢组织主要为粗大的回火马氏体,呈现分布不均匀,伴随有很多的回火索氏体,以及少量点状的残留碳化物。加入了0.01wt.%Ti C的H13钢组织主要为回火索氏体,伴随有很多细小的条状回火马氏体以及少量碳化物。加入了0.02wt.%Ti C的H13钢,组织的回火马氏体更细小,呈均匀分布。加入了0.01 wt.%Ti C+Ti B2的H13钢组织主要为细小的回火马氏体,呈比较均匀分布,其方向性基本消失。加入了0.02wt.%Ti C+Ti B2的H13钢组织主要为回火马氏体,成分中的回火索氏体大幅减少。加入了0.03wt.%Ti C+Ti B2的H13钢组织中的马氏体占比进一步提高,一些回火马氏体更细长,呈均匀分布,方向性极强。（2）揭示了加入纳米颗粒对H13钢组织的调控机制。纳米颗粒可以有效提高奥氏体的形核效率,增加了形核核心数,而未参与形核的纳米颗粒可以抑制枝晶的生长,在形核和长大过程中均对奥氏体晶粒实现控制,更加细化的奥氏体晶粒对热处理之后的组织细化有利,并可以使马氏体组织有效细化。2.揭示了加入纳米颗粒对H13力学性能影响规律及强韧化机制:（1）揭示了纳米颗粒对H13钢的强化规律。单相Ti C纳米颗粒增强H13钢的屈服强度、最大拉伸强度、断裂应变以及强塑积均随着纳米颗粒含量的增加而增加,均匀延伸率随着纳米颗粒含量的增加而先增加后减小。双相Ti C+Ti B2纳米颗粒增强H13钢的屈服强度、最大拉伸强度以及强塑积随着纳米颗粒含量的增加而增加,断裂应变和均匀延伸率随着纳米颗粒含量的增加而减小。加入双相Ti C+Ti B2纳米颗粒对H13钢的综合拉伸性能提升效果更为明显,但是当加入双相Ti C+Ti B2纳米颗粒的含量达到0.02wt.%以上时,性能其提升效果不稳定,性能分散度大。（2）揭示了纳米颗粒对H13钢的强韧化机制。主要为细晶强化、位错强化和第二相强化。细晶强化:加入纳米颗粒后,组织细化,更加均匀致密,从而提高了材料的塑性。位错强化:高的热错配度导致在热处理之后基体中有许多的位错。位错运动后,位错与晶界之间,位错之间相互作用提高材料的强度。第二相强化:纳米颗粒阻碍位错滑移,对位错钉扎作用强化钢的强度。3.揭示了纳米颗粒对钢的高温耐磨性影响规律及提高机制:（1）揭示了不同磨损参数对纳米颗粒强化H13钢的高温耐磨性影响规律。温度为573K时材料表面的磨损形式为犁削磨损,而温度为723K时材料表面的磨损形式以粘着磨损形式为主。相比温度为573K时,在温度为723K的条件下双相纳米颗粒对H13钢的耐摩擦磨损性能提升更为明显。载荷较高时材料的粘着磨损程度更大,而低载荷的条件下更多为犁削磨损。加入双相纳米颗粒的H13钢耐磨性提升效果更好,并且纳米颗粒含量的提高使材料的耐磨性增强。相比转速为150r/min时,在转速较高的300r/min的条件下,其表面的粘着磨损程度增大,加入双相纳米颗粒可以使材料的磨损形式由粘着磨损转变为犁削磨损,降低材料表面的磨损程度。（2）揭示了纳米颗粒增强钢的高温耐磨性提高机制。573K时材料主要为犁削磨损,纳米颗粒尤其是双相纳米颗粒能够抵抗磨粒的压入,犁削程度降低,纳米颗粒含量的升高使传递载荷的能力增强,磨粒压入基体的深度和犁削程度降低。723K时纳米颗粒的存在使材料表面附近的塑性变形受到阻碍,并且加入双相纳米颗粒抵抗塑性变形的效果更为显着,因此,纳米颗粒的加入使材料表面剥离和粘着磨损程度降低。4.揭示了纳米颗粒对钢的室温耐磨粒磨损的影响规律及提高机制:（1）揭示了不同磨损参数对纳米颗粒强化H13钢的室温耐磨粒磨损的影响规律。材料在室温时磨损形式为犁削磨损,相比单相纳米粒子,双相纳米颗粒对材料耐磨性的提升效果更好,并且纳米颗粒含量的提高使材料的耐磨性增强。相比砂纸目数为360目的条件下,材料在砂纸目数为600目的条件下的犁沟深度更浅,并且耐磨性提升效果更明显。（2）揭示了纳米颗粒增强钢的室温耐磨粒磨损的提高机制。纳米颗粒强化钢的微观组织更细小,致密,钢基体能够抵抗磨粒的压入,使磨粒的压入深度降低。相比单相纳米颗粒,双相纳米颗粒的抵抗磨粒压入效果更好,使基体不容易被犁削出,因此能够有效降低犁沟的深度和宽度,同时纳米颗粒含量的提高使其传递载荷的能力也提高,耐磨粒磨损性能提高。
吴桐[7]（2019）在《X120级管线钢焊接热影响区晶粒长大的数值分析》文中提出超高强度高韧性X120级管线钢将成为长距离石油天燃气输送管线的主要用钢。但X120钢的可焊性相对较差,焊接热影响区（HAZ）晶粒易粗化,导致焊接接头性能软化,止裂能力下降,从而降低管道的安全可靠性。本文通过焊接工艺实验与数值模拟技术相结合的研究方法,揭示脉冲熔化极气体保护焊接（P-GMAW）过程中HAZ晶粒的动态演变,并采用惰性气体保护钨极氩弧焊接（GTAW）热源对P-GMAW焊接接头进行焊接热过程模拟,进一步探究再热HAZ中晶粒的动态演变,从而为抑制X120钢HAZ晶粒粗化提供理论依据,本文的研究内容也具有重要的工程应用价值。采用P-GMAW焊接16 mm厚X120级管线钢,窄间隙复合V型坡口,需要焊接五个焊层,包括根焊层、热焊层、填充1层、填充2层和盖面层。制取焊接接头金相试样,采用光学显微镜和扫描电镜观察接头显微组织组成和微观形态。再采用直线截点法测量母材、HAZ和再热HAZ的晶粒尺寸,为数值模拟HAZ晶粒尺寸提供验证数据。文中首先建立X120级管线钢P-GMAW焊接温度场的纯导热数值分析模型,并借助ANSYS有限元分析软件来实现P-GMAW焊接X120钢五个不同焊层焊接热过程的数值模拟,研究根焊层、热焊层、填充1层、填充2层和盖面层准稳态时的焊接温度场分布,分析多层焊接热循环曲线的特征,为HAZ组织模拟奠定基础。再基于奥氏体晶粒长大的动力学方程,并结合基于实验数据的EDB模型,采用蒙特卡洛法建立X120级管线钢P-GMAW—HAZ晶粒长大的数值计算模型。运用VisualFortran语言编写模拟晶粒长大的数值计算程序,借助Matlab软件对计算结果进行数据处理,通过晶粒分布图等来揭示HAZ晶粒尺寸的动态变化。文中首先通过对填充2层HAZ晶粒长大的模拟和探究,来揭示X120级管线钢HAZ晶粒粗化的产生机制;接着通过对填充2层CGHAZ晶粒动态演变的模拟和探究,揭示晶粒粗化的影响因素;再通过对再热HAZ晶粒动态演变的模拟和探究,给出适合X120级管线钢多层多道焊接的合适焊接工艺参数区间。全文的模拟计算结果与测试分析结果吻合良好,为X120钢的大规模工程应用奠定了理论基础。
武丹[8]（2019）在《合金元素对Q960钢焊缝金属强韧化作用机理研究》文中提出Q960高强钢具有较高强度和良好的塑韧性而广泛的应用在压力容器、桥梁、海洋平台等大型结构件中。但钢材在冶炼过程中加入了大量的合金元素而导致具有较大的淬硬性,焊后易出现冷裂纹、热影响区脆化和软化等焊接性问题,尤其是低温冲击韧性达不到要求而限制了在更大的范围内推广使用。自保护药芯焊丝是一种无需外加保护措施即可进行焊接的新型焊接材料,具有抗风能力强、焊接设备简单、适合野外施工等特点,因此可焊接出高质量的焊缝。本文以Fe-Mn-Mo-Cr-Ni为主要合金系,以BaF2-CaF2-Al-Mg为基础渣系,研究了焊缝金属中合金元素对组织和力学性能的影响规律和作用机理,并对高强钢焊缝金属强韧化机理进行了探索。通过拉伸试验、冲击试验、硬度试验对自行研制的自保护药芯焊丝中Mn、Mo、Si、Cr、Ni、Al、Ti、B等元素对Q960高强钢焊缝金属力学性能的影响规律进行了研究,利用金相组织观察、扫描电镜观察、透射电镜观察、化学成分分析等手段并探索了合金元素的作用机理,通过飞溅率试验和脱渣率试验研究了焊丝的工艺性能,在此基础上对针状铁素体的形成机理和高强钢焊缝金属强韧化机理进行了研究。研究结果表明:（1）Mn和Si元素均为Q960钢焊缝金属强化元素,在一定范围内具有抑制晶界铁素体析出,利于针状铁素体形成的作用。焊缝金属中Mn元素具有固溶强化和细晶强化作用,最佳加入量在1.17%～1.25%之间。Si元素与Mn元素同为面心立方结构,二者有较强的相互吸引,最佳的Mn/Si比值在4～8之间。过高含量的Si会导致Mn原子无法进入Ti2O3氧化物结构中,减少了可供针状铁素体形核的复杂结构氧化物,不利于针状铁素体形核。（2）Mo、Cr、Ni元素均在一定范围内对Q960钢焊缝金属针状铁素体组织形成具有促进作用。因此改善了焊缝金属低温冲击韧性不足的问题。固溶强化和组织转变是焊缝金属的强度提高和冲击韧性改善的主要方法。（3）Ti和B作为焊缝金属中微量合金元素适量时对针状铁素体的形成有着促进作用。其中,Ti元素的加入可促进微夹杂物的形成,有利于针状铁素体形核。晶界处B元素具有抑制先共析铁素体析出,利于晶内针状铁素体形成的作用。但B元素易与N元素形成BN化合物减少了晶界B元素,Ti的加入可优先与N发生反应,从而保证了晶界有适量的B元素,这对提高Q960钢焊缝金属低温冲击韧性有重要的影响。（4）Al在Q960钢焊缝金属中可形成两种夹杂物。当焊缝金属Al含量较低时为Al2O3夹杂物,圆球形,尺寸较小,呈弥散分布,利于成为针状铁素体形核中心。当焊缝金属Al含量较高时为AlN,多边形结构,尺寸较大,易成为焊缝金属裂纹源。Al的氧化物利于针状铁素体形核是因为夹杂物具有较高的界面能而降低针状铁素体形核势垒,同时,夹杂物和焊缝金属基体的膨胀系数不同,所形成的高应力区可促使针状铁素体形核。（5）Zr元素加入到Q960钢焊缝金属中,具有抑制先共析铁素体和贝氏体析出,促进针状铁素体形成的作用。同时,可细化焊缝金属组织。因针状铁素体具有高密度位错和亚结构,从而具有较强的抗裂纹扩展能力,使得焊缝金属具有良好的冲击韧性。（6）从改善Q960高强钢焊缝金属低温冲击韧性的角度,针状铁素体是焊缝金属理想的组织,其形成与焊缝金属微夹杂物有关。当焊缝金属中存在Ti和Al等元素时,因其形成的微夹杂物与奥氏体基体热膨胀系数不同,导致晶格畸变,通过应变诱导机制提高针状铁素体数量。当焊缝金属中存在Ti和Mn等元素时,因Ti和Mn的氧化物形成为金属原子扩散提供了阳离子空位,微夹杂物作为形核质点而促进针状铁素体形核。同时,Ti和Mn元素氧化物的形成还导致相变平衡温度上升,在夹杂物周围形成贫Mn区和贫Ti区,使得周围基体的铁素体相变点升高,形核驱动力增加,促进针状铁素体以夹杂物为中心呈放射状生长。另外,焊缝金属中TiN、TiO和MnS等夹杂物结构与针状铁素体相近,降低了形核能,对针状铁素体形核有利。
宋友宝,李龙,吕金明,严安,周德敬[9]（2018）在《7xxx系铝合金焊接研究现状与展望》文中指出结合7xxx系铝合金的焊接特点,介绍7xxx系铝合金焊接焊丝的选择与优化,阐述双丝-MIG焊、激光-MIG复合焊、搅拌摩擦焊3种焊接新方法,与传统焊接方法相比,它们在7xxx系铝合金焊接上颇具优势和发展前景。通过合金化进行7xxx系铝合金母材和焊丝的优化设计、开发新的焊接方法是未来铝合金焊接领域的重要研究方向。
张彬[10]（2017）在《V-N微合金钢强韧性控制及焊接性能研究》文中研究说明随着我国经济建设的高速发展,许多行业对钢铁材料的需求逐渐增加。微合金钢中厚板因其优异的强韧性能被广泛应用于工程机械、煤矿液压支架、桥梁、舰船等领域。在保证强韧性的同时,降低成本,还能有较好的塑性和焊接性能,生产绿色化且实现效益最大化,从而满足工业的需求。本文以V-N微合金钢为研究对象,探究了不同控轧控冷工艺对实验钢组织性能的影响,不同线能量条件下的焊接接头微观组织演变及力学性能分析。主要工作内容及研究结果如下:（1）以低碳V-N微合金化思路设计实验钢成分,严格控制有害元素成分,在不降低实验钢强度的条件下尽可能添加少量的合金元素以降低成本。利用V（C,N）析出物为针状铁素体提供较多有效形核点,促进针状铁素体形核以细化晶粒。通过沉淀强化和细晶强化协同作用,改善V-N微合金钢的强韧性能。（2）分别测定奥氏体在900℃经未变形和40%变形后连续冷却转变曲线。在0.5～1℃/s不同冷速的连续冷却过程,发生了铁素体相变和珠光体转变。在5～40℃/s连续却过程中发生了贝氏体转变。与静态CCT曲线相比,变形促进了奥氏体发生相变,使整个CCT曲线向左上方偏移,且变形有细化组织效果。测算实验钢临界温度,确定Ac1温度为701℃,Ac3温度为863℃;Ar1温度为676℃,Ar3温度为812℃。（3）对实验钢进行工业化控轧控冷实验,在三种不同终冷温度的实验钢中,终冷温度为570℃的30mm厚实验钢（B-3）得到了理想的针状铁素体组织,厚度方向上组织均匀。B-3实验钢的屈服强度、抗拉强度、屈强比和延伸率分别为625MPa、724MPa、0.86和20%;-60℃的冲击功高达149J。20mm厚实验钢（B-4）的力学性能优异,屈服强度和抗拉强度分别达651和733MPa,延伸率为18%。-60℃的冲击功为60J。V（C,N）的析出促进了针状铁素体的形核,轧制厚度方向上针状铁素体的存在促使中厚板组织性能均匀。（4）对实验钢组织和性能分析中发现,与多边形铁素体和珠光体组织相比,强度的显着提高得益于针状铁素体的相变强化和大量3～5nm的VC析出物的沉淀强化。具有精细的非平行铁素体板条和高取向差的针状铁素体,在提高强韧性方面起重要作用。（5）在均未采用焊前预热及焊后热处理的焊接实验中,焊接接头屈服强度≥555MPa,屈强比≥0.80,延伸率≥5%,焊缝及焊接热影响区-20℃冲击功≥54J。在10kJ/cm、15kJ/cm、20kJ/cm线能量的气体保护焊焊接实验中,焊接接头未出现明显软化。在30kJ/cm线能量的埋弧焊焊接实验中,焊缝及热影响区硬度值有所下降。V-N微合金钢适合30kJ/cm线能量以下的焊接。（6）焊接接头组织分析中发现,纳米级V（C,N）析出物及针状铁素体的存在,改善了粗晶区的力学性能,尤其是有着高密度位错的针状铁素体对裂纹的扩展有很大抑制作用。在细晶区存在大量细小的等轴多边形铁素体,细晶强化及大角度晶界韧化机制保证了细晶区的低温韧性。
二、Ti-B微合金化焊缝金属的韧化机制（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、Ti-B微合金化焊缝金属的韧化机制（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）中锰汽车钢热成形组织、力学性能及焊接性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 中锰钢简介及高强塑积性能的强韧化机制 |
| 2.1.1 中锰钢的研究简介 |
| 2.1.2 中锰钢的合金元素 |
| 2.1.3 中锰钢高强塑积性能的强韧化机制 |
| 2.2 热成形工艺及中锰钢热成形工艺研究进展 |
| 2.2.1 热成形工艺研究 |
| 2.2.2 中锰钢的热成形工艺研究进展 |
| 2.3 钢的氧化机理及防氧化措施简介 |
| 2.3.1 钢中铁的氧化机理 |
| 2.3.2 钢中铁的防氧化措施 |
| 2.3.3 钢中合金元素在高温防氧化中的作用 |
| 2.4 电阻点焊工艺及中锰钢焊接的研究进展 |
| 2.4.1 电阻点焊简介-汽车车身主要连接方式 |
| 2.4.2 焊接处分区及影响焊点性能的因素 |
| 2.4.3 先进高强钢电阻点焊质量强化方法 |
| 2.4.4 中锰钢焊接的研究进展 |
| 2.4.5 AHSS及中锰钢点焊存在的挑战 |
| 2.5 本课题的研究意义 |
| 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 研究路线 |
| 3.2.2 实验方法设备 |
| 4 热成形用中锰钢的成分设计和制备工艺 |
| 4.1 成分设计 |
| 4.1.1 钢种设计主要目标参量 |
| 4.1.2 钢种成分设计 |
| 4.2 锻轧工艺设计 |
| 4.3 热轧板的基本属性及冷轧板的制备 |
| 4.3.1 热轧板的成分和轧制参数 |
| 4.3.2 热轧板及低温回火后的组织和性能 |
| 4.3.3 热轧板软化实验及热成形用冷轧薄板的制备 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 中锰钢的热成形组织与性能及强化机理研究 |
| 5.1 热成形用中锰钢冷轧薄板的基本属性和工艺实验方法 |
| 5.1.1 冷轧板的微观组织和相变性质 |
| 5.1.2 不同热成形工艺和实验表征方法 |
| 5.2 不司工艺对中锰热成形钢组织和性能的影响 |
| 5.2.1 不同工艺下中锰热成形钢的组织变化 |
| 5.2.2 不同工艺下中锰热成形钢力学性能变化 |
| 5.2.3 更高温度下热成形钢的性能 |
| 5.3 不同工艺的原位同步辐射高能XRD衍射分析 |
| 5.4 中锰热成形钢的强塑性机理分析 |
| 5.4.1 热成形工艺过程中的微观组织演变 |
| 5.4.2 烘烤工艺对力学性能的影响机理 |
| 5.4.3 MMCr相对于22MnB5的优势 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 中锰钢热成形工艺中抗氧化性能的研究 |
| 6.1 高温氧化实验 |
| 6.2 中锰钢和22MnB5钢热成形氧化行为对比研究 |
| 6.2.1 氧化增重和氧化表面截面对比 |
| 6.2.2 氧化层微观成分和结构分析 |
| 6.2.3 抗氧化机理分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 中锰钢的垫片辅助点焊连接强化研究 |
| 7.1 中锰钢点焊难点和7Mn退火冷轧板焊接性能初步评估 |
| 7.2 中锰钢的垫片辅助点焊连接强化实验研究 |
| 7.2.1 中锰钢点焊实验过程 |
| 7.2.2 中锰钢的点焊实验结果 |
| 7.3 中锰钢的垫片辅助点焊连接强化机理 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 中锰钢点焊的烘烤强化研究及评价焊接性的新准则模型 |
| 8.1 中锰钢冷轧板焊接性能初步评估 |
| 8.2 烘烤工艺对中锰钢点焊的影响 |
| 8.2.1 中锰钢点焊和烘烤工艺实验过程 |
| 8.2.2 烘烤工艺对中锰钢焊核力学性能和失效形式的影响 |
| 8.2.3 烘烤工艺对中锰钢焊核显微组织的影响 |
| 8.3 基于烘烤工艺的中锰钢点焊性能强化机理 |
| 8.3.1 失效模式IF向PF转变的机制 |
| 8.3.2 化学成分和烘烤温度的影响 |
| 8.4 建立基于凝固收缩(Δl)评价先进高强钢焊接性的新准则 |
| 8.5 本章小结 |
| 9 结论 |
| 10 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 |
（3）高强韧铸造亚共晶Al-Si-Cu合金成分和组织调控及固相连接（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 铸造Al-Si合金的组织细化及强韧化机制 |
| 1.2.1 Al-Si合金的微观组织结构 |
| 1.2.2 Al-Si合金的强韧化机制 |
| 1.2.3 优化Al-Si合金力学性能的方法 |
| 1.3 非晶合金的发展以及在铝合金中的应用 |
| 1.3.1 非晶的制备与发展 |
| 1.3.2 非晶在铝合金中的应用 |
| 1.4 铸造Al-Si合金固相连接的研究及发展现状 |
| 1.4.1 搅拌摩擦连接原理以及特点 |
| 1.4.2 铸造Al-Si合金搅拌摩擦连接的研究及发展现状 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 非晶合金的制备 |
| 2.2.2 亚共晶Al-Si-Cu合金的成分优化 |
| 2.2.3 Fe系非晶调控处理亚共晶Al-Si-Cu合金 |
| 2.2.4 热处理实验 |
| 2.2.5 铸造亚共晶Al-Si-Cu合金的连接工艺实验 |
| 2.3 实验样品的微观表征 |
| 2.3.1 金相组织分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 实验样品的力学性能测试 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 高温拉伸性能测试 |
| 2.4.3 连接接头显微硬度测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 亚共晶Al-Si-Cu合金的成分优化设计及其对液固转变和显微组织的影响规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 亚共晶铝硅合金中镁元素成分优化设计 |
| 3.2.1 不同Mg含量的亚共晶Al-7Si-4Cu合金的凝固组织分析 |
| 3.2.2 微量Mg优化对亚共晶Al-7Si-4Cu合金析出相的影响 |
| 3.2.3 不同Mg含量亚共晶Al-7Si-4Cu合金的力学性能分析 |
| 3.3 亚共晶铝硅铜镁合金中钛元素成分优化设计 |
| 3.3.1 不同Ti含量亚共晶Al-7Si-4Cu-0.3Mg合金的凝固组织分析 |
| 3.3.2 不同Ti含量亚共晶Al-7Si-4Cu-0.3Mg合金的力学性能分析 |
| 3.4 Sb元素对亚共晶铝硅铜镁合金凝固组织和力学性能的影响规律 |
| 3.4.1 Sb对 Al-7Si-4Cu-0.3Mg合金的微观组织及凝固行为影响 |
| 3.4.2 不同Sb含量Al-7Si-4Cu-0.3Mg合金的力学性能分析 |
| 3.5 Al-7Si-4Cu成分设计及其优化路径 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 原位纳米晶调控亚共晶Al-Si-Cu合金液固转变行为及对显微组织的影响规律 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 FeBSi非晶调控亚共晶铝硅合金的组织演变规律 |
| 4.3 FeBSi调控亚共晶铝硅合金的凝固行为及组织细化机理 |
| 4.4 纳米晶调控对亚共晶铝硅合金的力学性能的影响规律 |
| 4.5 纳米晶调控亚共晶铝硅合金的强化机制分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 高强铸造铝硅铜合金的固相连接组织及强韧化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 固相连接对亚共晶铝硅合金组织形貌的影响 |
| 5.2.1 连接工艺参数对连接缝宏观形貌的影响 |
| 5.2.2 搅拌摩擦连接对亚共晶铝硅合金微观组织的影响规律 |
| 5.3 搅拌摩擦连接连接接头力学性能研究 |
| 5.3.1 连接接头拉伸性能及断口形貌分析 |
| 5.3.2 连接接头显微硬度分布规律 |
| 5.4 固相连接影响铸造铝硅铜合金力学性能的作用机制 |
| 5.4.1 连接接头强塑性机理分析 |
| 5.4.2 连接接头显微硬度分布特征机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（4）微纳米混杂TiC-TiB2陶瓷颗粒调控6061铝合金垂直控轧成型及连接（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 陶瓷颗粒增强铝合金的发展及应用 |
| 1.3 陶瓷颗粒对铝合金凝固组织的影响及机制 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒对铝合金显微组织的影响规律 |
| 1.3.2 陶瓷颗粒对铝合金显微组织的调控机制 |
| 1.4 陶瓷颗粒对焊缝组织和力学性能的影响规律及作用机制 |
| 1.4.1 陶瓷颗粒对焊接接头组织的影响规律及细化机制 |
| 1.4.2 陶瓷颗粒对焊接性能的影响规律及强化机制 |
| 1.5 陶瓷颗粒增强铝合金的搅拌摩擦组织和力学性能研究 |
| 1.5.1 陶瓷颗粒增强铝合金的搅拌摩擦组织研究 |
| 1.5.2 陶瓷颗粒增强铝合金的搅拌摩擦接头力学性能研究 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2/Al中间合金的制备 |
| 2.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 板材的制备及TIG焊 |
| 2.3.1 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 铝合金的铸造 |
| 2.3.2 双向垂直控轧 |
| 2.3.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 板材的焊接 |
| 2.4 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 板材的搅拌摩擦处理 |
| 2.5 样品表征 |
| 2.5.1 光学显微分析 |
| 2.5.2 扫描电子显微分析 |
| 2.5.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.4 力学性能测试 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒调控6061 凝固组织、垂直控轧变形组织的机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2/Al中间合金表征 |
| 3.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金铸态组织及凝固行为的影响 |
| 3.3.1 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金铸态显微组织的影响 |
| 3.3.2 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2调控6061 铝合金凝固行为的规律及机制 |
| 3.4 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金轧制组织和拉伸性能的影响 |
| 3.4.1 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金轧制组织的影响 |
| 3.4.2 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对再结晶组织的调控机制 |
| 3.4.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金轧制板材拉伸性能的影响 |
| 3.5 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒调控6061 垂直控轧板材的焊接及焊接接头的力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 焊接电流对焊接接头宏观形貌的影响 |
| 4.3 微纳米混杂双尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 铝合金焊接接头显微组织的影响 |
| 4.4 微纳米混杂双尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对焊接组织的调控机制 |
| 4.5 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 铝合金焊接接头拉伸性能的影响规律 |
| 4.5.1 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对焊态室温拉伸性能的影响. |
| 4.5.2 微纳米混杂尺度双相双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对焊后热处理态接头拉伸性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织和力学性能的影响规律及作用机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 轴肩前缘插入深度、搅拌头转速和行进速度对搅拌摩擦宏观成型的影响 |
| 5.2.1 轴肩前缘插入深度对搅拌摩擦宏观的影响 |
| 5.2.2 搅拌头转速对搅拌摩擦宏观成型的影响 |
| 5.2.3 搅拌头行进速度对搅拌摩擦宏观成型的影响 |
| 5.3 搅拌摩擦处理参数对6061 铝合金显微组织的影响 |
| 5.3.1 轧制6061 母材的显微组织分析 |
| 5.3.2 搅拌摩擦处理参数对6061 铝合金显微组织的影响 |
| 5.4 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织的影响 |
| 5.4.2 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对搅拌摩擦组织的细化机制. |
| 5.4.3 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织力学性能的影响规律 |
| 5.5 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对搅拌摩擦接头的强化机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（5）Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 耐磨钢的发展 |
| 1.2.1 发展概述 |
| 1.2.2 耐磨钢主要种类及研究现状 |
| 1.3 磨损形式及磨损机理 |
| 1.3.1 磨损的复杂性 |
| 1.3.2 主要磨损形式及其作用机理 |
| 1.4 复杂工况对耐磨钢性能的要求 |
| 1.4.1 耐腐蚀性能 |
| 1.4.2 焊接性能 |
| 1.4.3 加工和成形性能 |
| 1.4.4 力学性能 |
| 1.5 低合金马氏体耐磨钢 |
| 1.5.1 低合金马氏体耐磨钢生产现状 |
| 1.5.2 合金元素的利用 |
| 1.5.3 马氏体微观结构及控制工艺 |
| 1.5.4 主要存在的问题 |
| 1.6 本文研究的目的、意义和主要内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 HB500耐磨钢力学性能指标 |
| 2.1.2 HB500耐磨钢组织与成分设计 |
| 2.1.3 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 材料制备及工艺研究 |
| 2.2.2 实验研究 |
| 2.2.3 微观组织结构表征 |
| 2.2.4 物相分析 |
| 2.2.5 残余应力检测 |
| 2.2.6 力学性能检测 |
| 第3章 TI微合金化耐磨钢相变规律及制造工艺研究 |
| 3.1 奥氏体晶粒长大趋势及对组织转变的影响 |
| 3.1.1 实验方案 |
| 3.1.2 实验结果 |
| 3.1.3 微合金化对奥氏体晶粒长大趋势的影响 |
| 3.1.4 奥氏体晶粒对马氏体相变的影响 |
| 3.2 奥氏体连续冷却过程中的相变规律 |
| 3.2.1 实验方案 |
| 3.2.2 连续冷却过程中的组织转变 |
| 3.2.3 热变形对相变规律的影响 |
| 3.3 热变形行为研究 |
| 3.3.1 实验方案 |
| 3.3.2 奥氏体再结晶区变形温度对再结晶晶粒尺寸的影响 |
| 3.3.3 奥氏体未再结晶区变形对细化组织的影响 |
| 3.4 轧后冷却和热处理工艺对组织和性能的影响 |
| 3.4.1 实验方案 |
| 3.4.2 实验钢微观组织与力学性能 |
| 3.4.3 Ti在轧后冷却和热处理过程中的析出行为 |
| 3.4.4 轧后冷却和热处理对微观组织的影响 |
| 3.4.5 含Ti实验钢强韧化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 工业化试验及组织性能研究 |
| 4.1 化学成分及工艺流程 |
| 4.1.1 目标成分及控制范围 |
| 4.1.2 工艺流程及控制要点 |
| 4.2 典型问题及控制方法 |
| 4.2.1 铸坯裂纹及TiN夹杂物控制 |
| 4.2.2 回火脆性与残余应力控制 |
| 4.2.3 马氏体钢延迟裂纹控制 |
| 4.3 工业生产钢板组织与性能分析 |
| 4.3.1 组织与性能稳定性分析 |
| 4.3.2 组织与性能均匀性分析 |
| 4.3.3 系列温度冲击韧性 |
| 4.3.4 疲劳性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 TI微合金化耐磨钢的耐腐蚀磨损性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 实验材料微观组织与力学性能 |
| 5.4 耐腐蚀性能 |
| 5.5 耐磨损性能 |
| 5.6 耐腐蚀磨损性能 |
| 5.6.1 磨损对腐蚀的加速作用 |
| 5.6.2 腐蚀对磨损的加速作用 |
| 5.6.3 耐腐蚀磨损性能及腐蚀与磨损交互作用 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 TI微合金化耐磨钢焊接性能研究 |
| 6.1 微合金元素对焊接热影响区脆性的影响 |
| 6.1.1 实验方案 |
| 6.1.2 实验结果 |
| 6.1.3 分析与讨论 |
| 6.1.4 小结 |
| 6.2 焊接裂纹敏感性实验研究 |
| 6.2.1 实验方案 |
| 6.2.2 热影响区最高硬度及组织分析 |
| 6.2.3 焊接热影响区HIC裂纹率 |
| 6.2.4 小结 |
| 第7章 结论和创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（6）微量纳米TiC/（TiC+TiB2）颗粒调控H13钢的微观组织和力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 钢的传统强化方法 |
| 1.2.1 析出强化 |
| 1.2.2 热处理强化 |
| 1.2.3 合金化强化 |
| 1.3 纳米颗粒强化钢 |
| 1.3.1 纳米颗粒强化钢的制备方法 |
| 1.3.2 纳米颗粒对钢的组织的影响 |
| 1.3.3 纳米颗粒对钢的力学性能的影响 |
| 1.4 纳米颗粒对钢的凝固组织调控与力学性能强化机制 |
| 1.4.1 纳米颗粒对钢的凝固组织调控机制 |
| 1.4.2 纳米颗粒对钢的力学性能强化机制 |
| 1.5 当前纳米颗粒强化钢研究的不足 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 内生微量纳米颗粒-Al中间合金的制备 |
| 2.2.2 纳米颗粒增强H13 钢的制备 |
| 2.2.3 纳米颗粒增强H13 钢的热处理 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 XRD分析 |
| 2.3.2 光学显微镜分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 室温拉伸性能 |
| 2.4.2 室温冲击韧性 |
| 2.4.3 高温摩擦磨损性能测试 |
| 2.4.4 磨粒磨损性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 纳米颗粒对H13钢微观组织演变及力学性能的影响规律及作用机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 陶瓷颗粒与纳米TiC/Al和 TiC+TiB2/Al中间合金的微观形貌及纳米颗粒在熔体中的分散行为 |
| 3.3 纳米颗粒增强H13 钢的微观组织分析 |
| 3.4 微量纳米陶瓷颗粒强化H13 钢的室温拉伸力学性能 |
| 3.5 微量纳米陶瓷颗粒强化H13 钢的冲击韧性 |
| 3.6 纳米陶瓷颗粒强化H13 钢的组织调控机制和强韧化机制 |
| 3.6.1 纳米陶瓷颗粒强化H13 钢的组织调控机制 |
| 3.6.2 纳米陶瓷颗粒强化H13 钢的强韧化机制 |
| 3.7 结论 |
| 第4章 纳米颗粒强化H13 钢的高温摩擦磨损行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 纳米颗粒增强H13 钢的摩擦磨损行为 |
| 4.2.1 温度对纳米颗粒增强H13 钢的摩擦磨损行为影响规律 |
| 4.2.2 载荷对纳米颗粒增强H13 钢的摩擦磨损行为影响规律 |
| 4.2.3 转速对纳米颗粒增强H13 钢的摩擦磨损行为影响规律 |
| 4.3 纳米颗粒增强H13 钢与DIEVAR钢的摩擦磨损行为对比分析 |
| 4.4 纳米颗粒增强H13 钢的耐磨性提高机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 纳米颗粒强化H13 钢的室温磨粒磨损行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纳米颗粒增强H13 钢的室温磨粒磨损行为 |
| 5.2.1 载荷对纳米颗粒增强H13 钢的磨粒磨损行为影响规律 |
| 5.2.2 砂纸目数对纳米颗粒增强H13 钢的磨粒磨损行为影响规律 |
| 5.3 纳米颗粒增强H13 钢的室温耐磨粒磨损性能提高机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（7）X120级管线钢焊接热影响区晶粒长大的数值分析（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 油气管线用钢发展历程与研究现状 |
| 1.2.1 油气管线用钢的发展历程 |
| 1.2.2 X120 级管线钢概况 |
| 1.2.3 X120 级管线钢的焊接性 |
| 1.2.4 X120 级管线钢焊接技术 |
| 1.3 管线钢HAZ研究现状 |
| 1.4 焊接HAZ晶粒长大数值模拟研究现状 |
| 1.4.1 晶粒长大数值模拟方法 |
| 1.4.2 蒙特卡洛法晶粒长大模拟研究现状 |
| 1.5 研究目的和研究内容 |
| 第二章 焊接接头热过程模拟实验 |
| 2.1 X120 级管线钢P-GMAW焊接工艺 |
| 2.2 焊接接头热过程模拟实验 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 主要工艺及参数 |
| 2.3 焊接接头热过程模拟实验结果 |
| 2.3.1 平均晶粒尺寸测量方法 |
| 2.3.2 宏观形貌 |
| 2.3.3 显微组织观察分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 X120 级管线钢HAZ晶粒长大数值模型 |
| 3.1 X120 级管线钢P-GMAW焊接热场模型 |
| 3.1.1 几何模型与网格划分 |
| 3.1.2 三维焊接热源模型 |
| 3.1.3 X120 级管线钢热物性参数 |
| 3.1.4 控制方程与定解条件 |
| 3.2 蒙特卡洛法模拟HAZ晶粒长大模型 |
| 3.2.1 蒙特卡洛法基本原理 |
| 3.2.2 奥氏体晶粒长大动力学方程 |
| 3.2.3 蒙特卡洛模拟步t_(MCS)与真实t-T关系的构建 |
| 3.2.4 格点选择概率 |
| 3.2.5 模拟区域选择与离散化 |
| 3.2.6 初始条件与边界条件 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 数值模拟计算结果与分析 |
| 4.1 焊接热场模拟结果与分析 |
| 4.1.1 各焊层准稳态焊接温度场分布 |
| 4.1.2 HAZ焊接热循环曲线及数据处理 |
| 4.2 HAZ晶粒长大模拟结果与分析 |
| 4.2.1 等温模型常数 |
| 4.2.2 蒙特卡洛法模拟步与选择概率 |
| 4.2.3 HAZ晶粒组织模拟结果与验证 |
| 4.3 焊接热过程模拟数值计算结果与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（8）合金元素对Q960钢焊缝金属强韧化作用机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 低合金高强钢焊接性分析 |
| 1.1.1 焊接裂纹 |
| 1.1.2 热影响区脆化和软化 |
| 1.1.3 冲击韧性 |
| 1.2 低合金高强钢焊接材料的研究 |
| 1.2.1 高强度钢焊条 |
| 1.2.2 高强度钢气保护或自保护焊丝 |
| 1.2.3 高强度钢埋弧焊用焊丝和焊剂 |
| 1.3 国内外药芯焊丝的研究进展 |
| 1.3.1 药芯焊丝熔渣配方研究 |
| 1.3.2 药芯焊丝合金成分方面研究 |
| 1.3.3 专用药芯焊丝的研究 |
| 1.4 合金元素在焊缝金属中的作用 |
| 1.4.1 合金元素的作用 |
| 1.4.2 焊缝金属显微组织 |
| 1.5 焊缝金属强韧化机理研究 |
| 1.5.1 细晶强化 |
| 1.5.2 固溶强化 |
| 1.5.3 位错强化 |
| 1.5.4 沉淀强化 |
| 1.5.5 韧化机制 |
| 1.6 课题研究的现状、目的及意义 |
| 1.6.1 高强钢焊缝金属强韧性机理的研究现状 |
| 1.6.2 高强钢药芯焊丝合金成分设计的研究现状 |
| 1.6.3 高强钢药芯焊丝渣系选择方面的研究现状 |
| 1.6.4 高强钢自保护药芯焊丝研究中函待解决的问题 |
| 1.6.5 本课题选题的依据、意义及创新之处 |
| 1.7 课题研究的思路、目标与方法 |
| 1.7.1 本课题研究的思路 |
| 1.7.2 本课题研究的目标与内容 |
| 第2章 试验材料、设备与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 试验用母材 |
| 2.1.2 试验用药粉和钢带 |
| 2.2 药芯焊丝制备方法及设备 |
| 2.2.1 药芯焊丝生产流程 |
| 2.2.2 焊丝生产过程及设备 |
| 2.3 焊接试验及设备 |
| 2.4 焊接工艺性试验 |
| 2.4.1 焊接飞溅率试验 |
| 2.4.2 焊缝脱渣性试验 |
| 2.5 显微组织及相分析 |
| 2.5.1 金相组织观察 |
| 2.5.2 扫描电镜观察 |
| 2.5.3 透射电镜观察 |
| 2.5.4 XRD分析 |
| 2.6 化学成分分析 |
| 2.7 力学性能试验 |
| 2.7.1 硬度试验 |
| 2.7.2 拉伸试验 |
| 2.7.3 冲击试验 |
| 2.8 扩散氢含量测量 |
| 2.9 热膨胀试验 |
| 2.10 淬火试验 |
| 第3章 Mn、Si元素对焊缝金属强化机理研究 |
| 3.1 Mn元素的强化机理 |
| 3.1.1 Mn元素的细晶强化作用 |
| 3.1.2 Mn元素的固溶强化作用 |
| 3.1.3 Mn元素的净化作用 |
| 3.1.4 Mn元素对焊缝金属力学性能的影响 |
| 3.2 Si元素的强化机理 |
| 3.2.1 Mn/Si值对微观组织的影响 |
| 3.2.2 Mn/Si值对夹杂物形貌的影响 |
| 3.2.3 Si元素含量对力学性能的影响 |
| 3.2.4 Si元素对针状铁素体的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Mo、Cr、Ni元素对焊缝金属强化机理研究 |
| 4.1 Mo元素的强化机理 |
| 4.1.1 Mo元素对微观组织的影响 |
| 4.1.2 Mo元素对力学性能的影响 |
| 4.1.3 Mo元素对M-A组元的影响 |
| 4.2 Cr元素的强化机理 |
| 4.2.1 Cr元素对微观组织的影响 |
| 4.2.2 Cr元素对力学性能的影响 |
| 4.3 Ni元素的强化机理 |
| 4.3.1 Ni元素对焊接工艺性能的影响 |
| 4.3.2 Ni元素对焊缝金属组织的影响 |
| 4.3.3 Ni元素对焊缝金属力学性能的影响 |
| 4.3.4 Ni元素对奥氏体相变和焊缝金属强塑性的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Ti和B元素对焊缝金属韧化机理研究 |
| 5.1 Ti元素对焊缝金属显微组织和力学性能的影响 |
| 5.1.1 Ti元素对针状铁素体含量的影响 |
| 5.1.2 Ti元素对焊缝金属力学性能的影响 |
| 5.1.3 Ti元素对针状铁素体的形核作用 |
| 5.2 Ti元素对焊缝金属扩散氢的影响 |
| 5.3 B元素对焊缝金属显微组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 B元素对焊缝金属组织和韧性的影响 |
| 5.3.2 N元素对焊缝金属B加入量的影响 |
| 5.3.3 Ti元素对焊缝金属B加入量的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Al元素对焊缝金属韧化机理研究 |
| 6.1 Al元素对焊缝金属夹杂物的影响 |
| 6.1.1 夹杂物的种类及对性能的影响 |
| 6.1.2 夹杂物析出的热力学分析 |
| 6.2 Al元素对焊缝气孔的影响 |
| 6.3 Al元素对焊缝金属组织的影响 |
| 6.4 Al元素对焊缝金属力学性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 Zr元素对焊接工艺性能改善及焊缝金属韧化机理研究 |
| 7.1 Zr元素对焊接工艺性能的影响 |
| 7.1.1 Zr含量对飞溅率的影响 |
| 7.1.2 Zr含量对焊缝脱渣性的影响 |
| 7.2 Zr元素对焊缝金属组织的影响 |
| 7.3 Zr元素对焊缝金属力学性能的影响 |
| 7.3.1 Zr含量对焊缝金属拉伸性能的影响 |
| 7.3.2 Zr含量对焊缝金属冲击韧性的影响 |
| 7.4 高强钢焊缝金属强韧化机理 |
| 7.4.1 金属材料强韧化方式 |
| 7.4.2 高强钢焊缝金属强韧化机理 |
| 7.5 本章小结 |
| 第8章 针状铁素体的形核机理及影响因素 |
| 8.1 针状铁素体的形核机制 |
| 8.1.1 针状铁素体形核机制种类 |
| 8.1.2 针状铁素体形核机制研究 |
| 8.2 针状铁素体形核的影响因素 |
| 8.3 针状铁素体的组织特点 |
| 8.4 针状铁素体的力学性能 |
| 8.5 本章小结 |
| 第9章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（10）V-N微合金钢强韧性控制及焊接性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 微合金钢概况 |
| 1.2.1 微合金钢研究状况 |
| 1.2.2 微合金钢主要特点 |
| 1.2.3 微合金钢中元素的控制 |
| 1.3 微合金钢中的相变与典型组织 |
| 1.3.1 微合金钢中主要相变 |
| 1.3.2 微合金钢中的典型组织 |
| 1.4 微合金钢的性能匹配及控轧控冷工艺 |
| 1.4.1 微合金钢的主要强化机制 |
| 1.4.2 微合金钢的主要韧化机制 |
| 1.4.3 微合金钢的可焊性 |
| 1.4.4 微合金钢的控轧控冷工艺 |
| 1.5 V-N微合金钢 |
| 1.6 本文的研究目的、意义和内容 |
| 1.6.1 本文研究目的和意义 |
| 1.6.2 本文研究内容 |
| 第2章 实验钢奥氏体连续冷却转变行为研究 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验钢成分设计 |
| 2.1.2 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 临界温度点的测定及JMatPro相图模拟 |
| 2.2.2 静态CCT曲线的测定 |
| 2.2.3 动态CCT曲线的测定 |
| 2.3 实验结果及分析 |
| 2.3.1 临界温度点及JMatPro相图的确定 |
| 2.3.2 静态CCT曲线与动态CCT曲线绘制 |
| 2.3.3 不同冷却速率对显微组织的影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 V-N微合金钢中厚板强韧性能研究 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 实验方案 |
| 3.2.1 控轧控冷工艺的确定 |
| 3.2.2 组织分析及力学性能测试方法 |
| 3.3 实验结果及分析 |
| 3.3.1 不同终冷温度对组织和性能的影响 |
| 3.3.2 不同轧制厚度对组织和性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 V-N微合金钢中厚板焊接性能研究 |
| 4.1 实验材料 |
| 4.2 实验方案 |
| 4.2.1 气体保护焊实验设计 |
| 4.2.2 埋弧焊实验设计 |
| 4.2.3 焊接接头组织分析及力学性能测试方法 |
| 4.3 实验结果及分析 |
| 4.3.1 焊接接头成型及组织构成 |
| 4.3.2 焊接接头显微组织分析 |
| 4.3.3 焊接接头力学性能分析 |
| 4.3.4 V-N微合金钢焊接接头组织性能关系 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、Ti-B微合金化焊缝金属的韧化机制（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]中锰汽车钢热成形组织、力学性能及焊接性研究[D]. 李硕硕. 北京科技大学, 2021
- [3]高强韧铸造亚共晶Al-Si-Cu合金成分和组织调控及固相连接[D]. 段涛涛. 吉林大学, 2020(11)
- [4]微纳米混杂TiC-TiB2陶瓷颗粒调控6061铝合金垂直控轧成型及连接[D]. 谢剑峰. 吉林大学, 2020(08)
- [5]Ti微合金化高强韧性马氏体耐磨钢开发及其应用性能研究[D]. 李德发. 武汉科技大学, 2020(01)
- [6]微量纳米TiC/（TiC+TiB2）颗粒调控H13钢的微观组织和力学性能[D]. 李泰余. 吉林大学, 2020(08)
- [7]X120级管线钢焊接热影响区晶粒长大的数值分析[D]. 吴桐. 中国石油大学(华东), 2019(09)
- [8]合金元素对Q960钢焊缝金属强韧化作用机理研究[D]. 武丹. 沈阳工业大学, 2019(01)
- [9]7xxx系铝合金焊接研究现状与展望[J]. 宋友宝,李龙,吕金明,严安,周德敬. 中国有色金属学报, 2018(03)
- [10]V-N微合金钢强韧性控制及焊接性能研究[D]. 张彬. 东北大学, 2017(02)