一、INFLUENCE OF TIN ON THE HOT DUCTILITY OF A LOW-CARBON STEEL（论文文献综述）
周昌磊[1]（2021）在《结构钢临界温度下变形时晶粒细化研究》文中进行了进一步梳理钢铁是全球经济发展和社会文明进步不可或缺的首选材料,经过长期的发展,各行业对钢铁材料的性能的需求结构发生转变,钢铁冶金由技艺跨入工程科学的层次,研究提升结构钢的综合性能的途径刻不容缓。本文结合理论与实验,对20、20Cr、60和60Si2Mn钢在变形温度为730～1000℃、应变速率为0.01～10s-1、应变量为0.1～1条件下的高温变形行为进行了深入的研究,分析了其在热变形过程中的晶粒细化行为及变形机理,引入Arrhenius模型,构建了相应的流变应力本构方程,同时建立了基于动态材料模型的热加工图并分析,为热加工工艺参数的确定提供指导依据。首先,通过热模拟机研究20、20Cr、60和60Si2Mn钢的热变形行为,对比分析了不同变形条件下的真应力-应变曲线。结果表明,变形温度越高或应变速率越小,则流变应力及其峰值越小;随着碳含量和合金元素Cr的增加,峰值应变的数值增大,即C、Cr均利于提高动态再结晶的临界应变量。以60Si2Mn钢为例,对不同变形区域进行硬度测试,得到变形不均匀对其力学性能的影响规律。其次,建立了基于Arrhenius型双曲线正弦方程的数学模型,归纳了20、20Cr、60和60Si2Mn钢在真应变为0.5时的流变应力方程,随着合金元素的增加,变形激活能与结构因子A均在增加。对模型中各参数进行多项式拟合,建立应变补偿型数学方程,对20、20Cr、60和60Si2Mn钢的预测值与实验值进行验证,其相关系数分别为0.98125、0.98721、0.9835和0.99234,均具有较高的精度。然后,通过分析60钢的热加工图得到,能量耗散率随着变形温度升高或应变速率降低而增大。得到了非失稳区主要集中在低温低应变速率区(730～800℃、0.01～0.1s-1)和中高温中应变速率区(850～1000℃、0.1～1s-1)。最后,观察不同变形条件下20、20Cr、60和60Si2Mn钢的显微组织。结果表明,随着变形温度降低,相变的驱动力增强,促进了奥氏体向铁素体的相变,在临界温度附近变形时的晶粒更细小。同时,随着奥氏体化温度降低时,铁素体的体积分数增大。
李忠义[2]（2021）在《X70和X90管线钢强韧性能优化研究》文中认为通过对X70和X90的优化以及对管线钢显微组织、工艺和性能的研究,本文认识到在更高强度管线钢的开发和优化中需要充分发挥铌和其他合金元素的晶界强化作用,合理地设计晶界强化、晶内第二相强化和显微组织组成。理解关键合金元素的作用机制,充分地发挥各合金元素的作用、最有效率地使用合金元素是本文的目标。技术和经济两方面同时提升对促进更高强度等级管线钢更快进入实际应用非常有帮助。首先,本文以X70M管线钢为研究对象,从9.5 mm规格逐步到20.6 mm厚度规格,化学成分设计基本不变,但是随着厚度的增加,板卷和钢管的强韧性能尽量提高或保持相近的水平。精简化学成分设计的17.5 mm厚度规格X70获得了 535 MPa的屈服强度、663 MPa的抗拉强度,-60℃冲击功KV8大于350 J;因为成分简单、强韧性能优异,使X70成为了一个非常好的分析解剖对象,便于在成分、显微组织、轧制和冷却工艺等方面找出对提高管线钢强韧性能最有效的因素并应用于X90的开发和优化。其次,本文在X90的开发过程中实践了上述减量化的设计方法。增加铬钼镍铜等合金元素的含量来开发X90,虽然可以有效地提高材料的强度,但也会降低材料韧性。通过对比研究,发现轧制变形期间的奥氏体亚动态再结晶使实际变形量减小了,这制约X90性能的提升。通过降低合金含量,优化轧制规程设计,采用快速冷却低温卷取工艺,开发出了符合技术要求的高韧性X90板卷。第三,本文将X70、X80和X90作为一个整体系统地研究了管线钢的显微组织特征:它们的相同点是显微组织类型相近,通过不同取向针状铁素体的分割作用以及丰富的位错胞状结构有效地细化了晶粒;不同点在于针状铁素体和准多边形铁素体含量的相对比例、晶粒大小、位错密度等。管线钢中除了 10～100nm尺寸不等的TiN、Nb（C,N）复合析出物外还存在10 nm及以下尺度的圆形析出物。在X70钢中观察到的尺寸约5 nm的椭圆形析出物确认是碳化铌。通过三维原子探针试验在X70钢中发现碳、铌和磷元素在晶界的偏聚,铌元素的偏聚程度最大,磷、碳次之。晶界处铌的最大原子百分含量达到0.29和0.47at.%,是基体中铌含量0.039at.%的7.5～11.9倍。电子能量损失谱测试结果表明,铁在晶界处的3d电子占据数比在晶界内的高,表明晶界结合得到了增强。第一性原理计算结果表明由于铁的3d轨道和铌的4d轨道的相互作用,晶界系统的电子态密度分布向低能区域移动,晶界处铁的3d电荷增加,这为晶界结合提供了更多的电子,从而增强了晶界结合,有利于提高材料的强度和韧性。
张翔[3]（2021）在《锅炉和压力容器用钢Q245R中残余元素锡控制基础研究》文中研究说明随着社会和经济的快速发展,对钢铁产量和质量要求不断提高,优质铁矿石资源逐渐消耗,低品位铁矿石用量日益增加,同时废钢作为直接铁素资源,其循环利用率不断提高。低品位铁矿石和废钢中均含有残余元素锡,然而常规炼钢工艺无法对其进行有效去除,导致钢中残余元素锡不断循环累积,而钢中残余元素锡会严重恶化钢材的性能。因此,如何在纯净钢冶炼过程中对残余元素锡进行有效控制对高品质钢的开发尤为关键。针对上述问题,本论文选取锅炉和压力容器用钢Q245R作为研究钢种,对钢液凝固过程中残余元素锡的微观偏析规律进行了研究,同时探究了钢中残余元素锡的存在形式及其对钢力学性能的影响。此外,对分别采用钙系合金和CaO-SiO2-Al2O3渣系脱除钢液中锡进行了热力学计算分析,并基于热力学研究结果,在实验室内开展了钢液脱锡实验,探索了不同工艺参数对钢液脱锡的影响规律。最后,对脱锡产物在钢液及钢渣中的赋存形式进行了观测,并建立了钙系合金脱除钢液中残余元素锡的动力学模型。上述研究工作所得到的主要结论如下:（1）通过建立钢液凝固过程中锡的微观偏析模型,对不同冷却条件、不同溶质元素初始含量条件下锡的微观偏析规律进行研究,结果表明在冷却速率为0.1℃/s～10℃/s条件下,二次枝晶间距的范围为73.44μm～340.89μm,且随着冷却速率的增加,二次枝晶间距相应减小,同时锡的微观偏析程度明显降低,锡的微观偏析主要发生在凝固末期（fs>0.9）;钢液中初始碳含量0.1%增加至0.12%时,因钢液凝固方式发生改变,锡的微观偏析度由2.86突增至55.33,但钢液中Si、Mn、P和S的初始含量变化对锡的微观偏析无显着影响;随着钢液中初始锡含量增加,凝固末期锡的微观偏析度显着降低,但对零强度温度（ZST）、零塑性温度（ZDT）及二者之间的脆性温度区影响均较小;（2）使用真空感应炉熔炼了不同含锡量钢样,通过对钢样金相组织和残余元素锡在钢中存在形式进行研究,发现锡在晶粒内部和晶界处均存在偏聚现象,同时部分锡存在于由Mn S和氧化物所组成的复合夹杂物中;随着锡含量由0%增加至0.08%时,钢中铁素体和珠光体的平均尺寸分别呈现增大和减小的趋势,随着锡含量的进一步增至0.12%,铁素体平均尺寸有所减小,而珠光体平均尺寸相应增加;对不同含锡钢样进行硬度测试、室温（25℃）拉伸试验和0℃夏比冲击实验,发现当锡含量由0%增加至0.12%时,钢的维氏硬度、冲击韧性、延伸率和断面收缩率均逐渐降低,而含锡钢样的抗拉强度和屈服强度均显着低于不含锡钢样,且当锡含量为0.027%时两种强度均达到最低值,此外当锡含量高于0.059%时,抗拉强度和屈服强度趋于不变。（3）利用热力学数据库软件Factsage7.0和现有相关热力学数据,对钢液脱锡开展了热力学研究,结果表明采用Ca脱锡需要在还原性条件下进行,同时存在临界Ca含量,当钢液中Ca含量低于临界钙含量时,脱锡反应无法进行,且随着钢液中O含量和S含量的增加,临界Ca含量增加,然而钢液中锡含量的增加会降低临界Ca含量,为确保脱锡效果,需先将钢液中的O含量降至较低的水平,然后进一步降低钢液中的S含量,此外较低的温度有利于锡的脱除;若单纯采用CaO-SiO2-Al2O3渣系脱锡,且不结合其他脱锡手段,难以实现钢液脱锡,熔渣只能起到吸附脱锡产物的作用,随着熔渣中SiO2含量的增加,有利于熔渣对脱锡产物的吸附,然而Al2O3或CaO含量的增加会导致熔渣锡容量显着降低;（4）通过开展钢液脱锡实验研究工作,发现无论是采用脱锡剂直接脱锡工艺或采用CaO-SiO2-Al2O3渣系和脱锡剂协同脱锡工艺,在钙当量相等的条件下,以硅钙合金颗粒作为脱锡剂时,脱锡效果均显着优于采用纯钙线作为脱锡剂时的脱锡效果,但当以二者作为脱锡剂时,反应时间均控制在5min～10min内为宜;随着硅钙合金添加量的增加,相同反应时间下的脱锡率越高,但添加量由10%提升至15%时脱锡率的增幅显着高于添加量由5%提升至10%时脱锡率的增幅;对钢液采用钙系合金进行脱锡时,无论是否添加熔渣,均会出现一定程度的“回锡”现象,而CaO-SiO2-Al2O3渣系会对脱锡产物起到一定的吸附作用,从而使得反应后期脱锡率有所回升,且采用渣系和脱锡剂协同脱锡时,渣量对钢液脱锡效果具有较为显着的影响;（5）结合SEM-EDS、XRD等实验分析手段,对钢液脱锡产物在钢液及熔渣中的存在形式进行了研究,结果表明采用硅钙合金作为脱锡剂时,钢中脱锡产物主要为Ca-Sn-O-S系、Ca-Sn-O系和Ca-Sn-S-Si-Al-O系3类复合夹杂物,尺寸均为1μm左右,而采用纯钙线脱锡时,脱锡产物主要为Mn-S-Ca-Sn系和Mn-S-Al-Ca-Sn系复合夹杂物,且夹杂物中Ca、Sn的含量显着低于采用硅钙合金作为脱锡剂时钢中的脱锡产物;在钢液凝固过程中,部分未上浮至钢渣界面的脱锡产物会以CaO和Ca S作为核心进行异质形核,而未同钙发生反应的锡则会以Mn S作为核心进行结晶析出;钢渣中的钙脱锡产物物相为Ca2Sn,熔渣中富含CaO的高碱度区域对脱锡产物的吸附能力有限,而由CaO-Al2O3所组成的较低碱度区域具有较高的锡容量;基于所建立的动力学模型进行分析,发现相较于以纯钙线作为脱锡剂,采用硅钙合金颗粒对钢液进行脱锡时,其初始形成的钙气泡直径较小、钙气泡在钢液中的停留时间较长,从而钙收得率越高。
柴元[4]（2021）在《低碳钢氧化铁皮的还原退火和热镀锌工艺研究》文中研究表明本实验采用的钢种是SPHC钢。利用热重分析仪对平整预处理的实验钢进行还原动力学研究。在500℃-900℃温度下,5%和15%氢氮混合气中等温还原60min,找出不同氢气浓度下低碳钢氧化铁皮还原反应随时间和温度变化的规律。采用扫描电镜观察还原后氧化铁皮的表面和断面形貌,研究不同氢气浓度和还原温度时氧化铁皮的还原产物和还原机制。对SPHC钢分别进行了喷射预处理和平整预处理,并在工业环境下进行免酸洗还原热镀锌试制。然后采用扫描电镜观察镀层的表面和断面形貌,采用弯曲实验检测镀层的粘附性。实验结果如下:根据平整试样表面的氧化铁皮分别在5%H2和15%H2、500℃-900℃时还原动力学曲线表明还原反应的影响因素是由相界控制反应、原子核形核与长大和扩散组成,其中相界控制反应、原子核的形核与长大是主要控制因素。还原温度为500℃和600℃时,还原产物为多孔铁,还原机制是H2由氧化铁皮的外层向内层扩散。当还原温度为700℃时,是多孔铁向致密铁转变阶段,多孔铁与致密铁共存。800℃和900℃还原时,还原产物为致密铁,还原产物的晶粒尺寸随着温度的升高或H2浓度的减小而增大,还原机制是首先在氧化铁皮最外层形成致密还原铁膜,铁膜阻止氢气继续向内扩散,还原反应改由界面处向外进行。平整后的镀锌板锌层与基板的界面存在一层较厚的氧化铁皮,导致锌层与基体的粘附性较差。经1次和2次喷射预处理后的镀锌板,在锌层与基板的界面处残留的氧化铁皮较薄,从而锌层与基体之间的粘附性较好。同时界面处的氧化铁皮可以阻挡锌层和钢基体的合金化作用,避免Fe-Zn复合相的产生。
范佳斐[5]（2020）在《05CuPCrNi/301L异质钢电阻点焊接头组织与力学性能研究》文中提出在不锈钢轨道客车车体与枕梁、牵引梁等部位的连接中,存在耐候钢与不锈钢的焊接结构,目前主要采用MAG焊。电阻点焊以其节能环保、安全高效的优势广泛应用在各种车辆结构的连接中,但异质钢点焊的应用较少。为提升轨道车辆装备制造水平,本文对车辆结构中常用的2.0+2.0、4.0+1.5和4.0+4.0（mm）三种板厚组合的05CuPCrNi/301L-DLT焊接结构进行电阻点焊试验,围绕点焊接头的微观组织、静拉伸和疲劳性能展开研究,探索异质钢电阻点焊应用于车辆焊接的可行性。05CuPCrNi/301L电阻点焊接头的熔核呈非对称结构,301L-DLT不锈钢板内的熔核直径大于05CuPCrNi耐候钢板,熔核组织为奥氏体、板条状马氏体以及Cr7C3化合物,由于熔核成分混合不均匀,不锈钢板内的熔核硬度略高,平均硬度高于403HV。耐候钢的热影响区尺寸远大于不锈钢,其组织为尺寸和形状不同的铁素体和马氏体,硬度低于熔核,但高于母材的165 HV。不锈钢板的热影响区为退火奥氏体和少量δ-铁素体,硬度与母材接近。05CuPCrNi/301L电阻点焊接头的拉伸载荷随板厚的增加而增大,厚板4.0+4.0点焊接头的最大拉伸载荷是2.0+2.0的两倍以上,表明厚板的可焊性不低于薄板;由于1.5 mm的301L薄板发生了明显的拉伸变形导致4.0+1.5点焊接头的断裂位移最大。三组电阻点焊接头的断裂模式均为拔出断裂,2.0+2.0和4.0+1.5点焊接头的断裂位置在不锈钢板的熔核边缘,而4.0+4.0点焊接头的断裂位置在耐候钢板的熔核与热影响区的交界处。05CuPCrNi/301L电阻点焊接头的条件疲劳极限随板厚的增加而增大,2.0+2.0、4.0+1.5和4.0+4.0点焊接头的中值条件疲劳极限分别为2.60 k N、2.97 k N和5.85k N。2.0+2.0和4.0+4.0点焊接头的低周疲劳断裂模式为双板眉状断裂,而高周疲劳断裂模式分别为不锈钢板（2.0+2.0）和耐候钢板（4.0+4.0）的单板眉状断裂;4.0+1.5点焊接头的疲劳断裂模式均为不锈钢板单板眉状断裂。不锈钢板的疲劳断裂发生在熔核边缘,而耐候钢板的疲劳断裂发生在热影响区,在疲劳载荷作用下,这些区域存在严重的应力集中和较高的塑性应变,是疲劳裂纹萌生的主要原因。将中值条件疲劳极限载荷代入点焊接头有限元分析模型,计算疲劳断裂区域的高周疲劳抗力。2.0+2.0和4.0+1.5点焊接头发生高周疲劳断裂的最大Mises应力位于不锈钢熔核边缘,大小分别为323 MPa、308 MPa;而4.0+4.0点焊接头发生高周疲劳断裂的最大Mises应力为401MPa,位于耐候钢热影响区。上述最大Mises应力值可以作为05CuPCrNi/301L点焊结构设计中许用疲劳应力的参考依据。
张瑞英[6]（2020）在《铝合金/钢电阻铆焊接头界面演变行为研究》文中提出随着工业的快速发展,低碳、环境友好型社会建设的协调发展成为汽车轻量化的必然选择。汽车轻量化的主要途径是高强度钢板替代普通钢板、以铝合金等轻金属材料替代钢板、以复合材料替代钢板。现阶段综合考虑经济成本与轻量化效果,倡导“合适的材料用在合适的部位,多材料轻量化结构”被认为是今后的主流发展方向。铝合金等轻质材料与钢应用的广泛性与交叉性致使铝/钢异种金属的连接在所难免。因此,开展铝/钢异种金属连接的相关研究具有非常重要的理论意义和实用价值。本文采用自冲铆（Self-piercing riveting）+电阻点焊（Resistance spot welding）组合成的复合方法—电阻铆焊（Resistance riveting welding）,对2mm厚的A6061铝合金和Q235B低碳钢进行了连接,其中在上板上加入了1mm厚的钢质工艺垫片。研究对比电阻铆焊复合连接方法与单一电阻点焊、单一自冲铆连接方法,分析主要工艺参数铆接载荷对自冲铆接头抗剪切力与抗拉伸力的影响,点焊电流与点焊时间对电阻点焊接头与电阻铆焊接头界面金属间化合物的影响,并得出最优组合参数。观察不同焊接参数下接头的断裂形式,分析讨论接头失效的原因。利用光学显微镜分析焊接接头的宏观形貌,发现三种连接方法都使得铝合金与低碳钢形成紧密的连接;利用扫描电镜分析接头组织,自冲铆接头铆钉穿透工艺垫片和铝合金,并在低碳钢中形成锁合,机械连接十分牢固;电阻点焊接头铝合金与低碳钢形成紧密的冶金结合;电阻铆焊复合接头既有机械连接,也有冶金连接。垫片与铆钉为同种材料形成机械结合,铆钉腿外侧和铆钉腿内侧都与不同的接触面形成了良好的结合,且铆钉腿外侧与界面间的冶金结合效果明显低于铆钉腿内侧与不同界面间的结合,在铆钉腿外侧的低碳钢与铆钉的界面上生成的IMC主要为Zn O和Fe Al;在铆钉腿内侧的铝合金和低碳钢的接合面上生成的主要IMC为Fe Al2、Fe Al3和Fe2Al5,靠近铝合金处的IMC为Fe Al3;靠近钢侧的IMC为Fe2Al5;中间层的IMC为Fe Al2。正是这种双重连接使接头具有良好的力学性能。采用单一自冲铆连接方法,接头的抗拉力与抗剪切力随铆接载荷的增大先增大后减小,当铆接压力为24k N时,接头的最大抗拉力与抗剪力为3.87k N、6.19k N;采用单一电阻点焊连接方法,当点焊点焊电流为16k A,点焊时间为20周波时,接头的最大抗拉力与抗剪切力为1.34k N、4.12k N;采用自冲铆+电阻点焊的复合连接方法,当点焊电流为6k A,点焊时间为400ms时,接头的最大抗拉力与抗剪切力为4.48N、7.72k N。采用复合连接方法对铝合金/低碳钢进行焊接时,接头的性能有了显着的提高。电阻铆焊复合接头的性能优于单一电阻点焊和单一自冲铆接头的性能,复合接头比自冲铆接头抗拉力性能提高15.7%左右,抗剪切力性能24.7%左右;复合接头接头比电阻点焊接头抗拉力性能提高234%左右,抗剪切力性能提高87.3%左右。
李辰元[7]（2019）在《渤海国铜铁矿冶技术研究》文中研究说明渤海国作为唐代由生活在今中国东北地区的,以粟末靺鞨贵族为主的少数民族建立的政权,从公元698年首领大祚荣建政一直延续到唐朝灭亡后的公元926年,成功的建立了覆盖今中朝俄三国土地的“海东盛国”。在针对渤海国的历史研究中,能够看到渤海国作为地区重要的政治势力与周边各国之间的各个维度的互动交流,除了大量的农牧渔猎产品外,诸如“渤海熟铜”、“位城之铁”等的金属手工业产品在贸易过程中也占据着重要的份额。本研究以近几十年来丰富的唐渤海国考古材料为基础,借助现代地矿数据和冶金工程技术研究原理,由科学技术史的视角出发对渤海国青铜和钢铁手工业技术发展进行梳理。研究主要针对吉林省、黑龙江省及俄罗斯远东滨海地区的渤海国遗址中出土采集的与矿冶活动相关的遗物进行检测分析。同时对以临江六道沟铜矿遗址群、渤海上京城遗址克拉斯基诺遗址为代表的发现生产加工遗迹的地点进行实地踏查并参与田野发掘工作,从而较为系统的就铜和钢铁产业的生产链条,从矿石开采冶炼到原料处理加工再到产品贸易流转进行推演研究。研究使用金相显微观察、电子显微镜能谱检测、X射线荧光分析等传统的冶金考古研究方法对矿石、炉渣、耐火材料、器物、矿山、炼炉等遗物遗迹开展一系列的研究工作。分析讨论了渤海国冰铜冶炼技术体系、青铜器原料成分以及制造的特征、生铁冶炼生产技术、钢铁器物生产工艺等一系列在大型都邑遗址和小型生活聚落中的应用与发展。分别从铜和钢铁采冶生产两条主线对渤海国的手工业架构进行复原,用详实的基础检测数据,结合金属生产技术在渤海国社会发展各方面的重要作用,帮助考古历史研究更好的探讨渤海国本身的社会变迁,从更多维度理解同周边唐、契丹、日本等各势力之间的此消彼长的历史演绎过程。并给予研究发现对渤海国及周边地区的矿冶考古和历史研究提出了若干建议,并对进一步的研究做出了简明的规划和说明。
王昌坤[8]（2019）在《轨道客车301L/Q235B异种钢电阻点焊接头力学性能研究》文中提出采用301L不锈钢板制造的轻量化轨道客车,车体的主要焊接结构为不锈钢电阻点焊,但是在车体局部存在不锈钢与低碳钢（耐候钢）的焊接结构。在各种可选的异种钢焊接方法中,电阻点焊是改善焊接机械性能、降低制造成本的最佳方法。目前异种钢焊接难度大,有许多亟待解决的问题,研究异种钢点焊技术对于提升车辆装备制造水平和增强焊接结构服役性能有重大意义。本文以2.0 mm+2.0 mm和1.5mm+4.0mm301L/Q235B电阻点焊结构为研究对象,研究其静拉伸和疲劳性能、及其影响因素,测定拉伸强度和疲劳极限,分析断裂模式,并且利用有限元软件分析焊件搭接面结构应力集中对点焊接头断裂行为的影响。301L/Q235B电阻点焊熔核为非对称形结构,301L板内的熔核直径大于Q235B板,熔核硬度高于两种母材。301L/Q235B不同熔核尺寸的两组点焊接头静拉伸断裂模式均有界面断裂、拔出断裂两种。以拔出断裂模式失效的点焊接头具有更高的断裂强度和断裂位移。2.0mm+2.0mm、1.5mm+4.0mm点焊接头发生拔出断裂的临界条件分别是搭接面熔核直径为7.04mm和7.10 mm。有限元分析显示,在301L板加载端熔核边缘处Mises应力值最大,且点焊接头拔出断裂驱动力S11先于界面断裂驱动力S12到达临界驱动力值,因此301L板内的熔核被拔出。2.0 mm+2.0 mm焊件随熔核直径的增大疲劳寿命增加。升降法测得焊件50%存活率的疲劳极限为2.58 kN,疲劳极限为最大静拉伸载荷的11.2%,符合点焊结构的疲劳极限与静拉伸强度比例为10%-15%的一般规律。疲劳断裂行为是301L/Q235B双板“眉状”断裂,证明两板的承载能力相当。有限元应力分析表明,熔核尺寸较大的301L板熔核边缘的应力集中程度大大高于Q235B板,导致该部位萌生疲劳裂纹,Q235B板热影响区的塑性应变最大,从而导致该局部区域产生塑性累积应变,进而产生裂纹。在疲劳极限载荷水平下,最大等效Mises应力为338.7 MPa,低于板材屈服强度,位于301L熔核边缘。1.5 mm+4.0 mm焊件随着熔核直径增大疲劳寿命先增加后减小,寿命减小是由于焊接电流增大,301L板内熔核边缘出现凝固裂纹。焊件50%存活率疲劳极限为2.77 kN,疲劳极限为最大静拉伸载荷的12.2%。疲劳断裂为301L单板“眉状”断裂。有限元分析表明,疲劳极限载荷水平下,最大等效Mises应力为306.4MPa,位于301L熔核边缘,由于4.0 mm厚的Q235B板刚度大,抗弯能力强,减小了301L薄板的应力。1.5 mm+4.0 mm板材的疲劳寿命取决于301L薄板的疲劳寿命。
周阳[9]（2019）在《Q235低碳钢薄板激光搭接焊变形检测及控制》文中研究表明Q235低碳钢凭借其优良特性广泛应用于新能源汽车电池箱薄板等关键零部件的制造。而激光焊接因其高深宽比、高能焊接功率以及热影响区小等优点,越来越多地应用于低碳钢薄板焊接制造方面。电池箱主要由箱板和加强筋薄板焊接而成,箱板和加强筋薄板构成搭接焊接头。电池箱内的加强筋薄板数量一般较多,虽然每根加强筋薄板激光焊接变形不大,但多根加强筋焊接变形的累积将使箱体最终变形比较明显,不符合箱体生产要求。因此,急需研究柔性的激光焊接工艺以满足新能源汽车电池箱薄板焊接的制造需求。本文以1.5 mm厚Q235低碳钢为研究对象,采用激光搭接焊方式,研究了激光功率、焊接速度、离焦量对低碳钢激光搭接焊变形的影响。本文提出的基于保护气体自适应冷却的变形控制方法,有效减小了低碳钢激光搭接焊变形。主要研究工作如下:（1）基于激光测距传感器搭建了用于检测激光搭接焊变形的系统。运用三角法原理确定了直射式的激光测距方法,详细阐述了检测系统的机械装置及工作流程;通过一系列试验测试,评定了系统的性能指标,对变形实现了微米级别精度的检测。（2）进行了Q235低碳钢薄板激光搭接焊试验,分析了其变形机理及特征,研究了激光工艺参数对低碳钢激光搭接焊变形的影响规律,试验结果表明Q235低碳钢薄板发生了平面外的组合变形,主要表现为纵向弯曲变形;变形量随激光功率的增大而逐渐增大,随焊接速度的增大而逐渐减小。（3）提出了一种基于保护气体自适应冷却的搭接焊变形控制方法,通过动态激冷处理以实现激光搭接焊变形的主动控制。运用此方法进行了Q235低碳钢薄板激光搭接焊试验,对比了动态激冷处理前后试件的变形量,进一步研究了激冷参数对变形控制效果的影响。试验结果表明动态激冷处理后试件纵向弯曲变形量明显减小,当保护气枪与竖直方向夹角α为40°、保护气体流速υ为15 L/min时,试件纵向弯曲变形量比动态激冷处理前减小了约80%,能够实现良好的控制效果。本文提出的变形检测与控制技术实现了激光搭接焊变形的动态检测与控制,确保了高效性与高精度,优化后的激光工艺参数满足了电池箱薄板焊接变形尺寸要求,能有效指导新能源汽车电池箱薄板构件的焊接制造。
郭霞文[10]（2019）在《热轧工艺和锰硅成分对釉化用钢组织性能的影响研究》文中研究指明本课题的研究对象是用于生产热水器内胆的釉化用钢,因其在服役使用时需承受一定的温度和压力,对屈服强度有一定的要求。釉化用钢在高温釉化烧结过程中会发生铁素体-奥氏体相变,导致其力学性能发生变化。热轧工艺、合金成分和热处理工艺决定了釉化用钢的最终力学性能。因此,研究热轧工艺、合金成分和热处理工艺对釉化用钢轧制态及釉化烧结后的组织性能影响具有重要意义。本文采用实验、Gleeble物理模拟和有限元模拟相结合的方法,对不同成分和轧制工艺的釉化用钢的显微组织和力学性能进行研究,分析不同轧制温度的形变诱导铁素体相变（DSIT）效果、以及合金元素Mn和Si含量对釉化用钢在轧制态和热处理后的显微组织和力学性能的影响。主要的研究结果如下:Gleeble热压缩实验表明:当采用Ar3+10°C温度进行热压缩实验时,基体内部出现了大量细小的DSIT铁素体,但晶粒均匀性较差。当采用Ar3+50°C进行热压缩实验后,晶粒尺寸略大,但晶粒较均匀。随着应变速率增大,发生DSIT的区域也相应地增大;Gleeble实验的有限元模拟结果显示:热压缩过程中,试样心部所受应力明显高于表面,形变导致的温度提升较高。基于Gleeble实验结果,对第四和第五道次采用860°C和900°C两个不同开轧温度的工艺进行轧制实验。结果表明,不同开轧温度钢板轧制态的晶粒尺寸（?5.5?m）和屈服强度（?420 MPa）相接近。经815-871°C砂冷热处理后,采用低开轧温度钢板的晶粒尺寸约为8?m,屈服强度约340 MPa,比轧制态的下降约60-70 MPa;而采用高开轧温度钢板的晶粒尺寸约为6.5?m,屈服强度达到?370 MPa。通过轧制过程的有限元模拟分析,其原因可能是采用低开轧温度的钢板在轧制过程中所受轧制力和等效应力较大,钢板轧制态组织中储存有较高的应变储存能,在热处理过程中应变能的释放促进晶粒长大,细晶强化作用减弱,因此,钢板热处理后的强度较低。研究了不同Mn和Si含量对釉化用钢组织性能的影响。低Mn钢板轧制态的拉伸曲线有明显的屈服平台,屈服强度达?420 MPa;高Mn钢板轧制态组织中出现由残余奥氏体转变而来的白色块状相,无明显屈服现象,屈服强度低于?400 MPa。经热处理后,低Mn钢板由于铁素体晶粒增大等原因,比轧制态的屈服强度下降;高Mn钢板经热处理后块状相分解,拉伸曲线出现明显的屈服现象,屈服强度提高。此外,由于Si的固溶强化作用,低Mn和高Mn钢板轧制态和热处理后的屈服强度均随Si含量的提高而增加。
二、INFLUENCE OF TIN ON THE HOT DUCTILITY OF A LOW-CARBON STEEL（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、INFLUENCE OF TIN ON THE HOT DUCTILITY OF A LOW-CARBON STEEL（论文提纲范文）
（1）结构钢临界温度下变形时晶粒细化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.3 结构钢热变形行为概述 |
| 1.3.1 动态回复(Dynamic Recovery,DRV) |
| 1.3.2 动态再结晶(Dynamic Recrystallization,DRX) |
| 1.4 结构钢晶粒细化概述 |
| 1.4.1 晶粒细化理论 |
| 1.4.2 钢铁材料晶粒细化方法 |
| 1.5 研究目的 |
| 1.6 技术路线 |
| 1.7 本章小结 |
| 第2章 实验材料、方案及设备 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.2.1 热压缩试验 |
| 2.2.2 硬度测试实验 |
| 2.2.3 金相实验 |
| 2.3 实验设备及试样制备 |
| 2.3.1 实验设备 |
| 2.3.2 压缩试样制备 |
| 2.3.3 金相试样制备 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 结构钢高温变形行为研究 |
| 3.1 数据处理 |
| 3.2 实验钢的热膨胀冷却收缩曲线 |
| 3.3 实验钢的真应力-应变曲线 |
| 3.3.1 变形温度对流变应力的影响 |
| 3.3.2 应变速率对流变应力的影响 |
| 3.3.3 变形量对流变应力的影响 |
| 3.3.4 奥氏体化温度对流变应力的影响 |
| 3.3.5 变形不均匀对实验钢力学性能的影响 |
| 3.3.6 合金元素对实验钢力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 结构钢流变应力本构模型 |
| 4.1 数学本构模型 |
| 4.1.1 宏观数学模型 |
| 4.1.2 微观数学模型 |
| 4.2 应变补偿的Arrhenius模型 |
| 4.2.1 60钢的流变应力本构方程 |
| 4.2.2 20钢的流变应力本构方程 |
| 4.2.3 20Cr的流变应力本构方程 |
| 4.2.4 60Si2Mn钢的流变应力本构方程 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 结构钢热加工图及临界温度下晶粒细化 |
| 5.1 热加工图的理论基础 |
| 5.1.1 能量耗散图理论 |
| 5.1.2 流变失稳图理论 |
| 5.1.3 60钢热加工图分析 |
| 5.2 变形温度对微观组织演变的影响规律 |
| 5.3 奥氏体化温度对微观组织演变的影响规律 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（2）X70和X90管线钢强韧性能优化研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 管线钢的发展历史和现状 |
| 1.2 国内管线钢的最新进展 |
| 1.2.1 X80管线钢 |
| 1.2.2 X90和X100管线钢 |
| 1.2.3 大应变管线钢 |
| 1.3 管线钢的显微组织 |
| 1.3.1 贝氏体 |
| 1.3.2 针状铁素体 |
| 1.3.3 贝氏体-马氏体复相组织 |
| 1.4 管线钢的化学成分 |
| 1.4.1 碳锰元素 |
| 1.4.2 微合金元素铌钒钛 |
| 1.4.3 合金元素铬钼镍铜 |
| 1.4.4 其他元素磷硫氧氮 |
| 1.5 管线钢的热轧工艺 |
| 1.5.1 控制轧制 |
| 1.5.2 再结晶和激活能 |
| 1.5.3 未再结晶温度和终轧温度 |
| 1.5.4 控制冷却 |
| 1.6 材料的强韧化机制 |
| 1.6.1 细晶强化 |
| 1.6.2 固溶强化 |
| 1.6.3 析出强化 |
| 1.6.4 位错强化 |
| 1.6.5 韧化措施 |
| 1.7 性能控制的难点 |
| 1.7.1 落锤性能 |
| 1.7.2 屈强比 |
| 1.7.3 包辛格效应和应变时效 |
| 1.8 研究内容和意义 |
| 2 试验材料和研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 连续冷却转变曲线测定 |
| 2.3 变形奥氏体的等温转变试验 |
| 2.4 显微组织和力学性能检测 |
| 2.5 EBSD电子背散射衍射 |
| 2.6 TEM透射电镜 |
| 2.7 三维原子探针 |
| 2.8 电子能量损失谱 |
| 3 X70的强韧性能和优化 |
| 3.1 化学成分和力学性能的优化路径 |
| 3.2 X70优化思路的试验验证 |
| 3.2.1 X70试验钢的TTT和CCT曲线计算 |
| 3.2.2 X70试验钢的连续冷却转变试验 |
| 3.2.3 X70变形奥氏体的等温转变试验 |
| 3.3 9.5和14.7mm厚度规格X70管线钢工业试制 |
| 3.3.1 热轧工艺要点 |
| 3.3.2 力学和冲击性能 |
| 3.3.3 显微组织 |
| 3.4 17.5×1550mm规格X70管线钢工业试制 |
| 3.4.1 成品卷化学成分 |
| 3.4.2 强韧性能和显微组织 |
| 3.5 X70的工业试制结果分析 |
| 3.5.1 板卷的力学和冲击性能 |
| 3.5.2 钢管的力学性能 |
| 3.5.3 显微组织 |
| 3.5.4 抗氢致裂纹和抗硫化物应力腐蚀性能 |
| 3.5.5 屈强比 |
| 3.5.6 包辛格效应 |
| 3.5.7 韧性 |
| 3.5.8 讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 X90的强韧性能和优化 |
| 4.1 X90的试制 |
| 4.1.1 X90试验钢的TTT和CCT曲线 |
| 4.1.2 X90双道次变形奥氏体的等温转变试验 |
| 4.1.3 X90的轧制和冷却工艺 |
| 4.1.4 试制板卷性能 |
| 4.1.5 试制钢管性能 |
| 4.1.6 X90板卷和钢管拉伸性能特点 |
| 4.1.7 X90板卷和钢管的韧性性能特点 |
| 4.2 X90管线钢强韧性能的主要影响因素研究 |
| 4.2.1 强韧性能和显微组织 |
| 4.2.2 影响强度性能的轧制因素 |
| 4.2.3 影响强韧性能的冷却因素 |
| 4.2.4 影响制管前后强度变化的因素 |
| 4.2.5 优化措施 |
| 4.3 X90的优化 |
| 4.3.1 X90化学成分和轧制工艺参数调整 |
| 4.3.2 显微组织 |
| 4.3.3 试制钢管性能 |
| 4.4 X90的轧后冷却工艺分析 |
| 4.4.1 试验方法 |
| 4.4.2 试验结果和分析 |
| 4.4.3 工业试制结果和分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 X70、X80和X90管线钢的显微组织分析 |
| 5.1 晶界特征分析 |
| 5.1.1 实验材料和方法 |
| 5.1.2 实验结果和分析 |
| 5.2 铌钒微合金化X80中的析出物 |
| 5.2.1 实验材料和方法 |
| 5.2.2 实验结果和分析 |
| 5.3 铌微合金化X70、X80和X90中的析出物 |
| 5.4 X70钢中铌的晶界偏聚 |
| 5.4.1 实验材料和方法 |
| 5.4.2 实验结果和分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 微量铌对X70管线钢铁素体晶界的强化作用研究 |
| 6.1 实验材料和方法 |
| 6.2 实验结果和分析 |
| 6.2.1 显微组织和晶界特征 |
| 6.2.2 铌的晶界偏聚 |
| 6.2.3 能量损失谱和3d电子占据数 |
| 6.2.4 晶界偏聚 |
| 6.2.5 电荷分布 |
| 6.2.6 电子态密度 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）锅炉和压力容器用钢Q245R中残余元素锡控制基础研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 第2章 文献综述 |
| 2.1 钢中残余元素锡的来源、存在形式及危害 |
| 2.1.1 钢中残余元素锡的来源 |
| 2.1.2 钢中残余元素锡的存在形式 |
| 2.1.3 钢中残余元素锡的危害 |
| 2.2 国内外钢中锡含量控制标准与水平 |
| 2.2.1 国外钢中锡含量控制标准与水平 |
| 2.2.2 国内钢中锡含量控制标准与水平 |
| 2.2.3 国内外钢中锡含量控制水平差距对比 |
| 2.3 钢中残余元素锡控制的主要技术手段 |
| 2.3.1 含锡废钢预处理技术 |
| 2.3.2 含锡铁矿石焙烧处理工艺 |
| 2.3.3 配料稀释法 |
| 2.3.4 蒸气压法 |
| 2.3.5 钙反应法 |
| 2.3.6 稀土处理 |
| 2.4 本研究的意义及内容 |
| 第3章 钢液凝固过程中锡微观偏析规律研究 |
| 3.1 凝固偏析的理论计算 |
| 3.1.1 微观偏析方程的建立 |
| 3.1.2 相关计算参数的确定 |
| 3.1.3 模型的求解过程 |
| 3.2 微观偏析模型验证 |
| 3.3 冷却速率与二次枝晶间距之间的关系 |
| 3.4 冷却速率对锡微观偏析度的影响 |
| 3.5 不同固相率下锡的微观偏析度 |
| 3.6 钢液成分对锡微观偏析度的影响 |
| 3.6.1 初始C含量对锡微观偏析度的影响 |
| 3.6.2 初始Si、Mn、P和 S含量对锡微观偏析度的影响 |
| 3.6.3 初始Sn含量对锡微观偏析度的影响 |
| 3.6.4 初始Sn含量对ZST和 ZDT的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 钢中残余元素锡存在形式及对力学性能的影响 |
| 4.1 实验原料及试样制备 |
| 4.2 实验方法及检测 |
| 4.3 锡对钢中金相组织的影响 |
| 4.4 锡在钢中的存在形式 |
| 4.5 锡含量对钢力学性能的影响 |
| 4.5.1 锡含量对钢硬度的影响 |
| 4.5.2 锡含量对钢冲击韧性的影响 |
| 4.5.3 锡含量对钢拉伸性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 钢液脱锡热力学研究 |
| 5.1 钢液成分对脱锡的影响规律 |
| 5.1.1 钢液成分的选取 |
| 5.1.2 热力学计算参数设置 |
| 5.1.3 钢液中Ca含量对脱锡的影响规律 |
| 5.1.4 钢液中S含量对脱锡的影响规律 |
| 5.1.5 钢液中O含量对脱锡的影响规律 |
| 5.1.6 钢液脱锡临界Ca含量的确定 |
| 5.1.7 钢液中Ca-Sn平衡浓度的确定 |
| 5.2 CaO-SiO_2-Al_2O_3渣系与脱锡之间的关系 |
| 5.2.1 CaO-SiO_2-Al_2O_3渣系脱锡热力学平衡计算 |
| 5.2.2 CaO-SiO_2-Al_2O_3渣系锡容量计算模型 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 钢液脱锡实验研究 |
| 6.1 实验用钢制备 |
| 6.2 实验方案、步骤及数据处理 |
| 6.2.1 实验研究方案 |
| 6.2.2 实验步骤 |
| 6.2.3 实验数据处理 |
| 6.3 CaO-SiO_2-Al_2O_3渣系直接脱锡 |
| 6.4 脱锡剂直接脱锡 |
| 6.4.1 不同脱锡剂脱锡能力分析 |
| 6.4.2 脱锡剂添加量对钢液脱锡的影响 |
| 6.5 CaO-SiO_2-Al_2O_3渣系与脱锡剂协同脱锡 |
| 6.5.1 渣配比对钢液脱锡的影响 |
| 6.5.2 温度对钢液脱锡的影响 |
| 6.5.3 渣添加量对钢液脱锡的影响 |
| 6.5.4 脱锡剂添加量对钢液脱锡的影响 |
| 6.5.5 不同脱锡剂种类对钢液脱锡的影响 |
| 6.6 渣系添加对钢液脱锡的影响 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 钢液脱锡反应机理研究 |
| 7.1 脱锡产物在钢液中的赋存形式 |
| 7.1.1 实验原料 |
| 7.1.2 实验方案及步骤 |
| 7.1.3 实验检测方法 |
| 7.1.4 结果与分析 |
| 7.2 钙系合金脱锡的反应机理及动力学模型 |
| 7.2.1 钙系合金脱锡过程的反应机理 |
| 7.2.2 钙系合金颗粒溶入钢液相关参数的设定 |
| 7.2.3 钙系合金脱锡反应的动力学模型 |
| 7.2.4 钙系合金脱锡反应的动力学机理分析 |
| 7.3 脱锡产物在熔渣中的赋存形式 |
| 7.3.1 实验熔渣制备 |
| 7.3.2 实验方法 |
| 7.3.3 结果与分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 结论与展望 |
| 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 |
（4）低碳钢氧化铁皮的还原退火和热镀锌工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 低碳钢的概念及应用领域 |
| 1.3 低碳钢热轧形成的氧化铁皮 |
| 1.4 氧化铁皮的去除简介 |
| 1.5 热重分析简介 |
| 1.6 热镀锌板生产工艺简述 |
| 1.7 生产实际应用需解决问题 |
| 1.8 主要研究内容及意义 |
| 第2章 低碳钢氧化铁皮的还原动力学研究 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.3 实验结果与讨论 |
| 2.3.1 还原动力学实验结果分析 |
| 2.3.2 氧化铁皮还原动力学规律分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 H_2浓度和还原温度对氧化铁皮组织的影响 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 氧化铁皮等温还原表面微观组织分析 |
| 3.3.2 氧化铁皮等温还原断面微观组织分析 |
| 3.3.3 恒温氧化铁皮还原规律 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 预处理工艺对热轧带钢免酸洗还原热镀锌的影响 |
| 4.1 实验材料 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 热镀锌板粘附性分析 |
| 4.3.2 热镀锌板断面形貌分析 |
| 4.3.3 热镀锌板凸起部位分析 |
| 4.3.4 热镀锌板凸起部位分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学期间研究成果 |
| 致谢 |
（5）05CuPCrNi/301L异质钢电阻点焊接头组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.1 选题背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 轨道客车车体材料及焊接技术的发展现状 |
| 1.2.1 车体材料的发展现状 |
| 1.2.2 车体焊接技术的发展现状 |
| 1.3 异质钢电阻点焊的研究进展 |
| 1.3.1 异质钢电阻点焊的研究现状 |
| 1.3.2 异质钢电阻点焊接头的静力学性能与断裂模式 |
| 1.3.3 异质钢电阻点焊接头的疲劳性能 |
| 1.4 论文的主要研究内容 |
| 2 05CuPCrNi/301L电阻点焊试样的制备和研究方法 |
| 2.1 电阻点焊试样的制备 |
| 2.1.1 电阻点焊试验材料 |
| 2.1.2 电阻点焊试样设计 |
| 2.1.3 电阻点焊试样的工艺参数及编号 |
| 2.2 电阻点焊试样的分析及测试方法 |
| 2.2.1 微观组织分析 |
| 2.2.2 硬度测试方法 |
| 2.2.3 静拉伸和疲劳性能测试方法 |
| 2.2.4 有限元仿真分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 05CuPCrNi/301L电阻点焊接头结构及微观组织 |
| 3.1 电阻点焊接头的结构 |
| 3.1.1 电阻点焊熔核的非对称性 |
| 3.1.2 电阻点焊接头的熔核尺寸 |
| 3.1.3 电阻点焊接头的缺陷 |
| 3.2 电阻点焊接头的微观组织 |
| 3.2.1 电阻点焊接头母材的微观组织 |
| 3.2.2 电阻点焊接头热影响区的微观组织 |
| 3.2.3 电阻点焊接头熔核区的微观组织 |
| 3.3 电阻点焊接头的硬度分布 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 05CuPCrNi/301L电阻点焊接头静拉伸性能 |
| 4.1 电阻点焊接头的静拉伸性能 |
| 4.2 05CuPCrNi/301L电阻点焊接头有限元模型 |
| 4.2.1 有限元模型的建立 |
| 4.2.2 有限元模型的验证 |
| 4.3 电阻点焊接头拉伸断裂模式 |
| 4.3.1 2.0+2.0电阻点焊接头断裂模式分析 |
| 4.3.2 4.0+1.5电阻点焊接头断裂模式分析 |
| 4.3.3 4.0+4.0电阻点焊接头断裂模式分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 05CuPCrNi/301L电阻点焊接头疲劳性能及断裂分析 |
| 5.1 05CuPCrNi/301L电阻点焊接头的疲劳性能 |
| 5.1.1 电阻点焊接头的疲劳试验方法 |
| 5.1.2 电阻点焊接头条件疲劳极限的计算 |
| 5.1.3 2.0+2.0电阻点焊接头疲劳性能 |
| 5.1.4 4.0+1.5电阻点焊接头疲劳性能 |
| 5.1.5 4.0+4.0电阻点焊接头疲劳性能 |
| 5.2 电阻点焊接头疲劳断裂行为 |
| 5.2.1 2.0+2.0电阻点焊接头疲劳断裂行为 |
| 5.2.2 4.0+1.5电阻点焊接头疲劳断裂行为 |
| 5.2.3 4.0+4.0电阻点焊接头疲劳断裂行为 |
| 5.3 电阻点焊接头疲劳断裂应力 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附表1 |
| 附表2 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）铝合金/钢电阻铆焊接头界面演变行为研究（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 铝/钢焊接性分析 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 激光焊接 |
| 1.3.2 固态焊 |
| 1.3.3 熔钎焊 |
| 1.3.4 电阻点焊 |
| 1.3.5 机械连接 |
| 1.4 本课题研究主要内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 铆钉材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 试验准备 |
| 2.3.2 连接方法 |
| 2.3.3 接头的微观分析 |
| 2.3.4 接头力学性能测试 |
| 第3章 铝合金与低碳钢单一方法连接 |
| 3.1 A6061铝合金/Q235B自冲铆接头性能 |
| 3.1.1 SPR接头断面几何参量表征 |
| 3.1.2 A6061铝合金/Q235B低碳铆接接头实际铆接效果分析 |
| 3.2 A6061铝合金/Q235B电阻点焊接头性能 |
| 3.2.1 RWS接头断面几何参量表征 |
| 3.2.2 A6061铝合金/Q235B低碳钢电阻点焊实际焊接效果分析 |
| 3.2.3 电阻点焊接头微观形貌 |
| 3.3 两种连接方法性能比较 |
| 3.3.1 自冲铆接头和电阻点焊接头拉伸性能对比 |
| 3.3.2 两种连接方法的接头失效形态对比分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 铝合金与低碳钢复合方法连接 |
| 4.1 铝/钢自冲铆-电阻点焊复合接头形貌 |
| 4.1.1 Al/Steel电阻铆焊接头宏观形貌 |
| 4.1.2 Al/Steel电阻铆焊接头截面形貌 |
| 4.1.3 Al/Steel电阻铆焊接头微观形貌 |
| 4.2 焊接电流对界面金属间化合物的影响 |
| 4.3 焊接时间对界面金属间化合物的影响 |
| 4.4 焊接电流和焊接时间对Al/Steel复合接头拉伸性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的研究成果 |
（7）渤海国铜铁矿冶技术研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 地矿资源资料 |
| 2.2 历史考古研究 |
| 2.3 金属器物研究 |
| 3 研究思路 |
| 3.1 研究方法论证 |
| 3.2 研究实践路线 |
| 4 青铜生产研究 |
| 4.1 采冶遗址调查研究 |
| 4.1.1 古矿洞遗址 |
| 4.1.2 铜冶炼遗址 |
| 4.2 采冶样品检测分析 |
| 4.2.1 矿石样品检测 |
| 4.2.2 炉渣样品检测 |
| 4.2.3 数据分析讨论 |
| 4.3 合金制造遗物研究 |
| 4.3.1 合金炉渣检测 |
| 4.3.2 铜制遗物检测 |
| 4.3.3 铜器无损检测 |
| 4.3.4 成分聚类分析 |
| 4.4 铜器生产小结 |
| 5 钢铁生产研究 |
| 5.1 冶炼遗址研究 |
| 5.2 冶炼遗物检测 |
| 5.3 加工遗物研究 |
| 5.3.1 大型遗址生产 |
| 5.3.2 小型遗址生产 |
| 5.4 钢铁生产小结 |
| 6 讨论及结论 |
| 6.1 青铜生产体系 |
| 6.2 钢铁生产体系 |
| 6.3 研究结论 |
| 6.4 研究展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 研究相关数据汇总 |
| 附录B 研究相关样品图例 |
| 矿石样品 |
| 炉渣样品 |
| 金属样品 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）轨道客车301L/Q235B异种钢电阻点焊接头力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.1 选题背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 异种钢点焊结构特点 |
| 1.3 异种钢点焊结构静力学性能 |
| 1.3.1 静拉伸受力分析 |
| 1.3.2 静拉伸性能影响因素 |
| 1.3.3 拉伸断裂模式 |
| 1.4 异种钢点焊结构疲劳性能 |
| 1.4.1 接头疲劳受力分析 |
| 1.4.2 疲劳性能及其影响因素 |
| 1.4.3 点焊接头疲劳失效行为 |
| 1.5 点焊接头有限元应力应变分析 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 2 301L/Q235B电阻点焊试样的制备和研究方法 |
| 2.1 试验材料和设备 |
| 2.2 电阻点焊试样的制备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 点焊接头结构分析 |
| 2.3.2 静拉伸和疲劳试验方法 |
| 2.3.3 点焊接头断裂分析 |
| 2.4 有限元仿真分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 301L/Q235B电阻点焊接头结构和静力学性能 |
| 3.1 301L/Q235B电阻点焊接头结构 |
| 3.1.1 点焊接头试样 |
| 3.1.2 点焊接头微观组织 |
| 3.1.3 点焊接头硬度分布 |
| 3.2 301L/Q235B点焊接头静拉伸性能 |
| 3.2.1 2.0 mm+2.0 mm点焊接头拉伸性能 |
| 3.2.2 1.5 mm+4.0 mm点焊接头拉伸性能 |
| 3.3 301L/Q235B点焊接头拉伸断裂模式 |
| 3.3.1 2.0 mm+2.0 mm点焊接头拉伸断裂模式 |
| 3.3.2 1.5 mm+4.0 mm点焊接头拉伸断裂模式 |
| 3.4 301L/Q235B点焊接头拔出断裂临界熔核直径 |
| 3.4.1 点焊接头拔出断裂临界熔核直径计算 |
| 3.4.2 2.0 mm+2.0 mm点焊接头拔出断裂临界熔核直径 |
| 3.4.3 1.5 mm+4.0 mm点焊接头拔出断裂临界熔核直径 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 301L/Q235B点焊接头疲劳性能及失效分析 |
| 4.1 点焊接头熔核直径对疲劳性能和断裂行为的影响 |
| 4.1.1 2.0 mm+2.0 mm熔核直径对疲劳性能和断裂行为的影响 |
| 4.1.2 1.5 mm+4.0 mm熔核直径对疲劳性能和断裂行为的影响 |
| 4.2 301L/Q235B点焊接头疲劳极限 |
| 4.2.1 点焊接头疲劳极限计算方法 |
| 4.2.2 2.0 mm+2.0 mm点焊接头疲劳极限 |
| 4.2.3 1.5 mm+4.0 mm点焊接头疲劳极限 |
| 4.3 301L/Q235B点焊接头疲劳断裂行为 |
| 4.3.1 2.0 mm+2.0 mm点焊接头疲劳断裂行为 |
| 4.3.2 1.5 mm+4.0 mm点焊接头疲劳断裂行为 |
| 4.4 301L/Q235B点焊接头疲劳断口分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 301L/Q235B点焊接头有限元应力应变分析 |
| 5.1 301L/Q235B点焊接头有限元模型 |
| 5.1.1 点焊接头有限元模型建立 |
| 5.1.2 点焊接头有限元模型验证 |
| 5.2 301L/Q235B点焊接头拉伸过程模拟 |
| 5.2.1 2.0 mm+2.0 mm点焊接头拉伸过程模拟 |
| 5.2.2 1.5 mm+4.0 mm点焊接头拉伸过程模拟 |
| 5.3 301L/Q235B点焊接头疲劳应力应变分析 |
| 5.3.1 2.0 mm+2.0 mm点焊接头受力分析 |
| 5.3.2 1.5 mm+4.0 mm点焊接头受力分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附表 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（9）Q235低碳钢薄板激光搭接焊变形检测及控制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.1 低碳钢在新能源汽车电池箱中的应用 |
| 1.1.2 激光焊接在新能源汽车电池箱中的应用 |
| 1.1.3 低碳钢薄板激光搭接焊变形控制的意义 |
| 1.2 国内外研究现状分析 |
| 1.2.1 低碳钢薄板激光搭接焊研究现状 |
| 1.2.2 激光搭接焊变形检测研究现状 |
| 1.2.3 激光搭接焊变形控制研究现状 |
| 1.3 主要研究内容 |
| 第二章 基于激光测距的激光搭接焊变形检测系统 |
| 2.1 系统组成 |
| 2.2 激光测距传感器 |
| 2.2.1 基本原理 |
| 2.2.2 机械装置 |
| 2.2.3 工作流程 |
| 2.3 变形检测系统性能分析 |
| 2.3.1 检测系统的最大量程 |
| 2.3.2 检测系统的测量误差 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 Q235低碳钢薄板激光搭接焊试验 |
| 3.1 试验材料及试样制备 |
| 3.2 激光搭接焊变形检测 |
| 3.3 激光搭接焊试验 |
| 3.3.1 焊接设备 |
| 3.3.2 焊接工装 |
| 3.3.3 试件焊接 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 工艺参数对激光搭接焊变形的影响 |
| 4.1 Q235 低碳钢薄板激光搭接焊变形分析 |
| 4.1.1 激光搭接焊变形机理分析 |
| 4.1.2 激光搭接焊变形类型及影响因素 |
| 4.2 工艺参数对激光搭接焊变形的影响 |
| 4.2.1 激光功率对激光搭接焊变形的影响 |
| 4.2.2 焊接速度对激光搭接焊变形的影响 |
| 4.2.3 离焦量对激光搭接焊变形的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 基于保护气体自适应冷却的激光搭接焊变形控制 |
| 5.1 变形控制方法及原理 |
| 5.1.1 变形控制方法的提出 |
| 5.1.2 变形控制方法原理与优点 |
| 5.2 变形控制机械结构 |
| 5.3 激光搭接焊试验方案 |
| 5.4 试验结果与讨论 |
| 5.4.1 激冷参数对激光搭接焊变形的影响 |
| 5.4.2 动态激冷控制效果 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文与科研情况 |
| 图表清单 |
（10）热轧工艺和锰硅成分对釉化用钢组织性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外釉化用钢研究现状 |
| 1.2.1 釉化用钢的发展 |
| 1.2.2 釉化用钢的分类 |
| 1.2.3 釉化用钢的性能要求 |
| 1.2.4 釉化用钢的显微组织 |
| 1.3 釉化用钢的强化机制 |
| 1.4 合金元素对釉化用钢组织性能的影响 |
| 1.5 釉化用钢的轧制工艺研究 |
| 1.5.1 连轧工艺 |
| 1.5.2 控轧工艺 |
| 1.5.3 形变诱导铁素体相变技术 |
| 1.5.4 Gleeble热模拟试验机在轧制过程中的应用 |
| 1.5.5 热轧过程的有限元模拟 |
| 1.5.6 DEFORM软件介绍 |
| 1.6 课题组前期研究进展 |
| 1.7 本课题研究目的和内容 |
| 第二章 实验材料、方法和模拟软件 |
| 2.1 实验研究路线和方案 |
| 2.2 实验材料与设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 Gleeble热模拟试验机 |
| 2.2.3 轧制设备 |
| 2.2.4 热处理设备 |
| 2.3 热轧工艺及参数 |
| 2.4 热处理工艺及参数 |
| 2.5 显微组织观察及力学性能测试 |
| 2.5.1 显微组织观察 |
| 2.5.2 晶粒尺寸测量 |
| 2.5.3 力学性能测试 |
| 2.6 轧制过程有限元模拟 |
| 2.7 热力学计算分析 |
| 第三章 热轧工艺对釉化用钢显微组织和力学性能的影响 |
| 3.1 化学成分 |
| 3.2 Gleeble热模拟实验 |
| 3.2.1 相变点的测量 |
| 3.2.2 Gleeble热压缩实验 |
| 3.3 热压缩过程的有限元模拟 |
| 3.3.1 Gleeble热压缩过程有限元模型的建立 |
| 3.3.2 模拟结果与分析 |
| 3.4 不同轧制工艺下釉化用钢的显微组织和力学性能 |
| 3.4.1 热轧工艺参数 |
| 3.4.2 轧制工艺对釉化用钢轧制态显微组织和力学性能的影响 |
| 3.4.3 轧制工艺对釉化用钢热处理后显微组织和力学性能的影响 |
| 3.5 热轧过程的有限元模拟 |
| 3.5.1 轧制过程有限元模型的建立 |
| 3.5.2 模拟结果与分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 Mn和 Si成分及热处理工艺对釉化用钢组织性能的影响 |
| 4.1 化学成分与轧制工艺 |
| 4.2 釉化用钢轧制态的显微组织和力学性能 |
| 4.3 低Mn成分釉化用钢热处理后的显微组织和力学性能 |
| 4.4 高Mn成分釉化用钢热处理后的显微组织和力学性能 |
| 4.5 Mn和 Si含量对组织性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 硕士期间发表的学术论文和专利 |
| 致谢 |
四、INFLUENCE OF TIN ON THE HOT DUCTILITY OF A LOW-CARBON STEEL（论文参考文献）
- [1]结构钢临界温度下变形时晶粒细化研究[D]. 周昌磊. 河北工程大学, 2021
- [2]X70和X90管线钢强韧性能优化研究[D]. 李忠义. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]锅炉和压力容器用钢Q245R中残余元素锡控制基础研究[D]. 张翔. 武汉科技大学, 2021(01)
- [4]低碳钢氧化铁皮的还原退火和热镀锌工艺研究[D]. 柴元. 沈阳大学, 2021(06)
- [5]05CuPCrNi/301L异质钢电阻点焊接头组织与力学性能研究[D]. 范佳斐. 北京交通大学, 2020(03)
- [6]铝合金/钢电阻铆焊接头界面演变行为研究[D]. 张瑞英. 河南科技大学, 2020(07)
- [7]渤海国铜铁矿冶技术研究[D]. 李辰元. 北京科技大学, 2019(06)
- [8]轨道客车301L/Q235B异种钢电阻点焊接头力学性能研究[D]. 王昌坤. 北京交通大学, 2019(01)
- [9]Q235低碳钢薄板激光搭接焊变形检测及控制[D]. 周阳. 江苏大学, 2019(12)
- [10]热轧工艺和锰硅成分对釉化用钢组织性能的影响研究[D]. 郭霞文. 东南大学, 2019(03)