一、Sn对SUS304HC奥氏体不锈钢的有害影响（论文文献综述）
孟庆阳,辛文彬,张婧,梁雨雨,姜银举,邓永春[1]（2021）在《铜砷共存时砷含量对C-Mn钢高温热塑性的影响》文中指出为研究铜、砷共存时,残余砷对钢热塑性的影响规律,利用Gleeble-3800热/力模拟试验机研究了含0.22%Cu的C-Mn钢在700～1 100℃内,不同砷含量水平时的高温热拉伸行为。热塑性曲线结果表明,铜、砷共存情况下,随着钢中砷含量由0增加到0.09%,钢的脆性区间温度范围扩大,温度上限向高温方向移动。断口形貌和显微组织分析表明,700～800℃内的铁素体与奥氏体两相区,砷的存在抑制了沿晶铁素体的形成,致使钢中生成更为薄膜状沿晶铁素体,从而恶化钢的热塑性;850～1 100℃内的奥氏体单相区内,钢塑性的恶化主要是砷元素的奥氏体晶界偏聚。
李利[2]（2021）在《超声冲击对异种钢AISI304 SS/SA508Gr.3 LAS焊接接头微观组织和性能的影响》文中认为不锈钢/低合金钢异种钢接头具有优良的综合性能和经济性,在石化、油气开采及核电管道等领域有广泛的应用前景。由于异种金属在化学组成、微观组织、物理和机械性能等方面的差异,导致异种钢焊接冶金过程较同质钢更复杂。针对异种钢焊接过程中的碳迁移、合金元素被稀释、焊接残余应力等问题以及接头在服役过程中常见的磨损、腐蚀等失效行为,本文研制了用于不锈钢/低合金钢焊接的填充焊材,并对异种钢接头进行焊后超声冲击处理,研究焊材成分和超声冲击对接头微观组织和综合性能的影响。研制了三种不同Cr当量（Creq）和Ni当量（Nieq）的不锈钢药芯焊丝,以自制不锈钢药芯焊丝为焊材进行异种钢AISI304 SS/SA-508 Gr.3 LAS手工氩弧焊接,研究焊缝Creq/Nieq变化（分别为1.38、1.68、1.95）对接头微观组织和综合性能的影响规律及原因。结果表明,异种钢接头的焊缝金属由奥氏体和少量δ铁素体组成,δ铁素体沿奥氏体晶界随机分布。当Creq/Nieq由1.38增加到1.68和1.95时,焊缝组织中δ铁素体的含量分别为7.6%、12.5%和1 8.5%,形貌也由粗大的树枝状、骨骼状转变为比较细小、均匀的蠕虫状。随着Creq/Nieq增加,接头的抗拉强度达到了 577 MPa、609 MPa和627 MPa,相应的伸长率为43.67%、41.75%和37.12%;高转速、大载荷油润滑条件下的磨损率分别为1.785×10-2 g/h、1.466×10-2 g/h和1.323×10-2 g/h,磨损形式也由疲劳磨损转变为粘着磨损和磨粒磨损。异种钢接头在12%FeCl3+1.5M HC1+1.85M H2SO4混合溶液中的腐蚀失重随浸泡时间延长而增加;以3.5%NaCl+1.85M H2SO4混合溶液（pH=1.0）为腐蚀介质的电化学测试中,焊缝金属发生了钝化,相应的钝化电位Ecr分别为-0.121 V、-0.188 V和-0.160 V,维钝电流log（ip）为-6.669 A、-6.035 A和-5.062 A。综合评价,三种不锈钢药芯焊丝的成分组成可以有效抑制了 SA-508 Gr.3 LAS侧的碳迁移和对焊缝金属的稀释作用,当Creq/Nieq为1.68时,异种钢接头具有理想的焊缝组织、优良的综合力学性能和耐腐蚀性能。利用扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射分析（XRD）和电子背散射衍射技术（EBSD）等对超声冲击前及不同参数冲击后异种钢接头的微观组织进行分析,探讨了超声冲击异种钢接头表面纳米化的强化机理。结果表明,超声冲击后接头表层发生了严重塑性变形,形成了明显的梯度纳米晶结构,并伴随有形变诱发的马氏体（α’-Fe）相生成。当单位面积冲击次数N由40000次/（mm2）增加到57600次/（mm2）和75000次/（mm2）时,焊缝表层塑性变形层的厚度约151μm、220 μm和210 μm,纳米晶层的厚度达到了 16.15 μm、21.62μm和23.37 μm,最小晶粒尺寸达到了 120 nm、80 nm和60 nm以下,α’-Fe相的含量（体积分数）为0.087%、0.136%和0.172%。这表明,超声冲击异种钢接头表面纳米化与其表层的细晶强化和相变强化有关,随着N增加接头表面纳米化程度逐渐提高并趋于稳定。超声冲击异种钢接头力学性能和腐蚀性能研究结果表明,与冲击前相比接头的综合性能得到了明显改善,接头的性能强化与其表层形成的纳米晶结构、压应力层及α’-Fe等因素有关。当N由40000次/（mm2）增加到57600次/（mm2）和75000次/（mm2）时,接头抗拉强度的增幅达到了 5.33%、8.83%和15.82%,磨损率的下降幅度为38.88%、71.83%和85.13%。焊缝表层的弹性模量（Er）和纳米硬度（Hr）呈梯度结构分布;当距离焊缝表面的深度超过塑性变形层的厚度时,Er和Hr逐步趋于稳定并达到与焊态粗晶基体一致。超声冲击异种钢接头的残余应力分布发生了明显变化,接头表层形成了一定厚度的压应力层,最大压应力和压应力层的深度达到了-77 MPa/147 μm、-236 MPa/246μm和-309 MPa/278μm。相同测试条件下,浸泡192 h后焊缝金属腐蚀速率的下降幅度达到了92.52%、88.78%和82.55%;电化学测试中焊缝金属的钝化略有减弱趋势,Ecr降低至-0.215V、-0.205 V 和-0.238 V,log（ip）下降为-7.160 A、-6.975 A 和-6.857 A,表明随着 N增加,异种钢接头焊缝金属的抗电化学腐蚀性能先提高后降低。综合对比来看,当N为57600次/（mm2）时,超声冲击异种钢接头力学性能和耐腐蚀性能的综合强化效果最佳。
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》文中指出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。
唐尧[4]（2020）在《钢中硼、锡竞争偏聚行为及其对组织与性能的影响》文中研究表明本文针对残余元素Sn在连铸等热塑性变形过程中易向晶界偏聚,降低晶间聚合力,恶化铸坯的热塑性这一共性问题,利用Gleeble热-力模拟试验机、电子背散射衍射系统（EBSD）、原位俄歇能谱分析仪（AES）、光学显微镜（OM）以及布氏硬度仪等手段,主要研究了热塑性变形过程中硼、锡在钢中的竞争偏聚行为及其对组织与性能的影响,得到了如下主要结论:在本文中,通过控制钢中的N含量,并添加微量Ti,能够有效控制钢中BN的析出,使钢中的硼以固溶态的形式存在,为其在后续热历程过程中的偏聚以及抑制其他元素的晶界偏聚提供了可能。另外,随着B含量的增加,实验用钢退火后的晶粒尺寸先增加后降低,布氏硬度则先减小后增大。B含量在34ppm时,退火后实验用钢的晶粒尺寸最大,平均尺寸高达216μm,硬度也最低,为59.8HB。当B含量超过60ppm时,退火后实验用钢的晶粒尺寸逐渐降低,硬度则逐渐提高。此外,随着钢中硼含量的增加,实验钢的相变起始温度逐渐减小;硼含量在34-91ppm时,相变温度下降了3-5.8℃。随着变形温度的降低、应变速率的增大以及应变量的增大,实验用钢中低ΣCSL晶界含量降低,Sn的晶界偏聚量逐渐增加。另外,热塑性变形过程中,硼发生了显着的晶界偏聚,能够优先占据晶界偏聚位置,抑制钢中Sn的晶界偏聚。且硼的晶界偏聚量,随着变形温度的降低、应变速率的增大以及应变量的增大而增大。随着硼含量的增加,钢中低ΣCSL晶界含量逐渐增加。热塑性变形过程中,Sn5B0钢中Sn的晶界偏聚最严重,晶界处Sn的原子百分比为0.63%,硼的添加能够抑制钢中的Sn的晶界偏聚,随着硼含量的增大,Sn的晶界偏聚量逐渐减少,在本试验条件下,当硼的添加量为91ppm时,晶界Sn的原子百分比下降至0.2%,晶界Sn含量减少了68.3%。另外,随着硼含量的增加,热塑性变形过程中晶界B的偏聚量也逐渐增加。此外,不含硼的实验用钢中{111}<110>、{110}<110>织构组分最强,而{001}<110>织构组分最弱。随着硼含量的增加,{111}<110>、{110}<110>织构组分强度下降,而{001}<110>织构强度上升。
吕文婷[5]（2020）在《合金元素Cu和Cr在低合金钢局部腐蚀过程中的协同效应》文中指出通过添加合金元素提高钢材的耐蚀性是常用的有效手段之一。合金元素Cu、Cr能够显着提高钢的耐均匀腐蚀性能,但关于它们对局部腐蚀的影响仍然存在争议,这主要与它们在基体内的分布有关。目前关于钢中Cu、Cr两种合金元素的协同效应报导较少,也缺乏这种协同效应对局部腐蚀过程影响的研究。工业界由于复杂的服役环境、多变的构件结构等,使得实际工程构件往往在酸性环境下服役,如工业污染比较严重的城市大气环境、构件连接处的缝隙等。本论文设计制备了三种含有Cu和Cr元素的低合金实验用钢,通过浸泡实验,结合多种分析测试方法,研究了 Cu、Cr协同效应对低合金钢在酸性溶液中夹杂物诱发局部腐蚀过程的作用机理。利用基于密度泛函理论的第一性原理计算对Cu和Cr在钢中的分布和偏聚行为进行了研究,从原子尺度探讨了两种元素在钢中MnS夹杂处富集的协同效应,深入理解这种协同作用对局部腐蚀过程的影响机理。通过对比三种钢在酸性NaCl溶液中的腐蚀行为发现,同时含有Cu和Cr的钢中局部腐蚀现象最严重,只含有Cr的钢次之,而只含有Cu的钢中几乎没有出现局部腐蚀。三种钢的局部腐蚀萌生位置为钢中夹杂物,均表现为复合夹杂物中的硫化物溶解,氧化物不溶解。浸泡后含Cu钢中在硫化物溶解的区域有Cu颗粒沉积,能够抑制基体的进一步腐蚀;含Cr钢中Cr3+水解降低局部环境的pH值,加速基体腐蚀。对三种钢中的夹杂物进行了全面系统的统计分析,发现三种钢中夹杂物的类型基本一致,主要为（Si、Al）氧化物与外层（Mn、Cu、Cr）硫化物构成的复合夹杂物。热力学计算表明,钢中夹杂物的析出次序为氧化物优先析出,氧化物中SiO2所占比例高于Al2O3;硫化物后析出,硫化物中MnS析出量高于Cu2S和CrS,这与实验观察的规律一致。三种钢中夹杂物的数量、大小及尺寸分布没有明显差别。复合夹杂物中在MnS区域观察到Cu、Cr的富集,相比于只含Cu或Cr的钢,两种元素共存时其富集程度均有所提高,并且Cr元素富集程度的提高高于Cu元素。为了弄清Cu和Cr在MnS夹杂物上的富集行为和机制,采用基于密度泛函理论的第一性原理计算方法,在原子及电子尺度上研究了 Cu和Cr在α-Fe基体内的偏聚以及在MnS表面的吸附行为。研究结果表明,相比于固溶在α-Fe体内,Cu或Cr更倾向于偏聚到α-Fe的表面,且Cu的偏聚驱动力比Cr强。Cu、Cr元素均可以在MnS表面稳定吸附,且Cu吸附比Cr更加稳定。根据结构、能量和电子结构分析,MnS表面预吸附Cr可以促进Cu元素的共吸附,预吸附Cu也可以促进Cr元素的共吸附,且Cu对Cr吸附的促进作用强于Cr对Cu的促进作用,这与实验观察结果一致。进一步地,由能量和电子特性的计算结果发现,Fe（110）//MnS（110）界面是9个低指数表面构成的界面中最稳定的界面,Cu和Cr趋向于从Fe基体内向Fe（110）/MnS（110）界面上偏聚,这一结果得到透射电子显微镜（TEM）观察的验证。
卢舜[6]（2020）在《SA553/AISI304异种低温钢光纤激光自熔焊接头组织与性能研究》文中研究指明随着全球环境问题的日益突出,世界各国对环境问题愈发重视。天然气作为一种环保、高效的清洁能源越来越得到国内外市场的认可。目前,大型LNG低温储罐的主要材料为镍含量为9%的马氏体钢SA553,与罐体连接的管道和阀门则使用奥氏体不锈钢AISI304,SA553和AISI304的异种钢连接需求日益增加。相比于弧焊,激光焊接具有焊接质量高、速度快、效率高、焊缝窄、能量集中等优点,在异种材料焊接领域具有突出优势。但是,采用光纤激光进行SA553和AISI304异种钢连接的研究尚较少,有必要开展接头元素分布、组织特征和低温性能方面的深入研究。本课题利用光纤激光自熔焊方法实现了10mm厚的SA553/AISI304异种钢连接。通过调整工艺参数,并采用氮气作为保护气体,获得了成形良好,焊缝金属内部无气孔的接头。研究表明,工艺气孔与匙孔失稳坍塌造成保护气体混入熔池有关,采用N2作为保护气时,氮与液态金属发生反应有助于气孔溶解,从而最终抑制气孔形成;焊缝表面塌陷、背部焊瘤的形成则与底部熔池的受力状况相关,添加背面保护气可以为熔池提供向上的托举力,并加快熔池底部的冷却速度,从而抑制焊瘤的形成。试验发现,采用背面保护气体的同时,增加正离焦量有助于减小匙孔金属蒸汽对熔池底部的压力,能够进一步抑制熔池下淌,得到良好的焊缝成形。通过改变入射激光的偏焦量,调节了焊缝金属中母材的熔合比。实验结果表明,随着入射激光偏向不锈钢母材AISI304一侧,不锈钢母材的熔合比逐步提高,焊缝中的Cr元素含量明显上升,残余奥氏体含量也不断增加。焊缝组织从单一马氏体转变为马氏体+残余奥氏体的双相组织,再转变为马氏体+残余奥氏体+δ-铁素体的三相组织。当焊缝组织为马氏体和残余奥氏体的双相组织时,焊缝的低温冲击功最高,达到了41.48J,超过了BS 7777 part 2标准规定的35J;当焊缝中出现δ-铁素体时,接头的低温冲击功有所下降,这是因为δ-铁素体作为脆性相,降低了裂纹萌生和扩展所消耗的能量,在低温下加速了裂纹萌生和扩展的速度,对接头的低温韧性十分不利。研究发现,采用光纤激光进行SA553和AISI304异种钢中厚板连接,焊缝金属呈现典型的上宽下窄的钉子形。焊缝金属的成分和组织在中部和下部较为均匀,但上部存在较为显着的不均匀性,靠近SA553一侧的Cr元素含量显着低于靠近AISI304一侧。分析发现,这种不均匀性与Marangoni对流驱动的熔池流动有关,在Marangoni对流的作用下,熔池上部不同区域之间的对流被削弱,阻碍了合金元素的混合与扩散,造成焊缝金属上部出现成分、组织和硬度分布不均匀的现象,这对于SA553和AISI304异种钢接头是不利的。
张翼翀[7]（2019）在《冷轧节镍型高强亚稳态奥氏体不锈钢的力学性能及点蚀行为研究》文中研究指明近年来,随着新能源汽车配套产业的逐步完善,动力电池与燃料电池汽车的销量逐年增加。然而,伴随着新能源汽车的发展,人们对汽车用钢提出了更高的要求:长寿命、免涂装、轻量化及安全性。传统汽车用钢在部分汽车结构件中逐渐无法满足相关的要求。节镍型高强亚稳态奥氏体不锈钢作为经济型不锈钢的代表,逐渐发挥出其优势,并已经开始在新能源汽车中进行推广。因此,对此类材料的开发与相关机理研究迫在眉睫。本文以Cr-Mn-Ni-N系节镍型高强亚稳态奥氏体不锈钢为研究对象,采用光学显微镜、扫描电子显微镜、电子背向散射衍射、透射电子显微镜、X射线衍射仪、聚焦离子束表征手段,配合铁素体仪、显微维氏硬度计、万能拉伸机、疲劳试验机、电化学工作站等测试设备,研究了 Cr-Mn-Ni-N系不锈钢对应不同冷轧压下率的显微组织演变规律及对应的力学性能,轧制硬化态高强不锈钢在不同温度和应力水平条件下的高周疲劳性能,以及不同敏化/固溶条件对应不同冷轧压下率的高强不锈钢的点蚀行为。冷轧压下率对Cr-Mn-Ni-N系不锈钢显微组织演变规律及对应力学性能的影响:通过TEM和EBSD技术确定14Cr10Mn和16Cr6Mn亚稳态奥氏体不锈钢在冷轧过程中发生的主要马氏体相变转变路径为γ→ε→α’,且γ、ε与α’满足{111}γ//{0001}ε//{110}α’,<110>γ//<1120>ε//<111>α’关系。ε 马氏体对于表面硬度的提升起到明显的促进作用,而对于拉伸性能则起到了软化作用,增加了材料的塑性。若在拉伸过程中能够产生较高的ε马氏体含量,对应的拉伸应力应变曲线呈现S型特征,并在加工硬化第一阶段出现加工硬化平台特征。降低温度能够在加工硬化第一阶段末期有效促进形变诱导ε马氏体的形成,使得加工硬化第二阶段存在更多的ε马氏体完全转变为α’马氏体,提升材料强度。冷轧对α’马氏体相变动力学起到了先促进后抑制的作用。当冷轧压下率小于20%时,冷轧能够促进α’马氏体相变动力学,并在10%冷轧压下率条件下达到最大值（约4%）。然而,当冷轧压下率大于20%以后,冷轧对α’马氏体相变动力学起到了抑制作用。当冷轧压下率达到某一水平时（超过10%）,材料的高应力应变状态引起的延伸率下降限制了拉伸实验中的最终α’马氏体含量,而较大的冷轧压下率促进了拉伸过程中的α’马氏体生成。根据方程ε=kε*（1-μA/μM）φ-kε*μA/μMln（1-φ）,可以基于铁素体仪所测α’马氏体含量,准确快速的求出不同冷轧压下率的亚稳态奥氏体不锈钢对应的ε马氏体含量及两种马氏体总含量。温度和应力水平对轧制硬化态高强不锈钢的疲劳性能影响:对于10%轧制硬化态14Cr10Mn不锈钢,环境温度越低,对应的疲劳极限越高。当应力比为0.1时,30℃、0℃和-30℃环境温度对应的疲劳极限分别为430 MPa、470 MPa和500 MPa。14Cr10Mn不锈钢在高周疲劳时位错以平面滑移方式为主。当温度降低至-30℃且应力水平为590 MPa时,材料显微组织中除晶粒中心区域由位错平面滑移产生的平行四边形结构外,还出现了发展不完全的驻留滑移带结构。说明高应力水平使材料局部应力集中导致交滑移产生,从而使局部出现位错波状滑移。0℃和-30℃环境温度对应达到疲劳极限试样的屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为 780 MPa、1160 MPa、29%和805 MPa、1200 MPa、28%,相比未经疲劳的试样强度提升而延伸率下降,即10%轧制硬化态14Cr10Mn不锈钢出现了高循环强化现象。在驻留吕德斯带中,由于位错在（0001）ε面和（111）γ面滑移难易程度存在巨大差异,导致疲劳过程中的大量位错在毗邻于纳米ε马氏体/纳米孪晶的奥氏体中堆积,引起该处奥氏体产生严重晶格畸变,形成纳米晶/非晶。此处短程有序相对形成纳米晶/非晶的作用可以忽略不计。然而,对于驻留吕德斯带中远离纳米ε马氏体/纳米孪晶的奥氏体中,由于位错堆积量则相对较低,导致这些位错通过驻留吕德斯带时严重破坏短程有序相,引起其内部的晶格畸变。使得含有短程有序相的区域出现非晶趋势,而未含有短程有序相的区域依然保持规则的点阵排布。此外,对于驻留吕德斯带以外的晶粒中,由于位错密度极低,导致短程有序相没有被有效破坏,因此奥氏体整体保持规则的点阵排布。不同敏化/固溶条件对应不同冷轧压下率的高强不锈钢点蚀行为:轧制工艺对相同热处理条件下的14Cr10Mn和16Cr6Mn不锈钢的耐蚀性无明显影响。敏化及非充分固溶条件下的14Cr10Mn和16Cr6Mn高强亚稳态奥氏体不锈钢,均能够在晶界析出Cr23C6析出相。该析出相能够明显的降低材料的耐点蚀性能。对于14Cr10Mn不锈钢,点蚀电位可从充分固溶态的135.3 mV vs SCE降低至680℃敏化2 h的19.1 mV vs SCE,而2 min非充分固溶条件能够使点蚀电位平均下降约40 mV。对于16Cr6Mn不锈钢,点蚀电位可从充分固溶态的177.3 mV vs SCE降低至680℃敏化2 h的98.7 mV vs SCE,而2 min非充分固溶条件能够使点蚀电位平均下降同样约40 mV。晶间Cr23C6析出相与晶内MnS夹杂物均可显着降低材料的耐点蚀性能,二者在含0.05 mol/L盐酸的6%三氯化铁溶液中引发材料腐蚀的速度相当。然而,冷轧态14Cr10Mn不锈钢在非连续腐蚀条件下可诱发变形带处的位错蚀坑,但冷轧态16Cr6Mn不锈钢则不存在此现象。相比普通晶界,Cr23C6析出相更易富集于三叉/多叉晶界处。当满足热力学条件且未达到析出平衡状态时,晶界的曲率半径越大,化学势等势线的密度越大,进而导致化学势差越大。因此,碳原子更容易在三叉/多叉晶界与晶粒的界面处富集,并吸引Cr原子,最终形成Cr23C6析出相。在冷轧态14Cr10Mn不锈钢的变形带交汇处萌生的点蚀坑是一种具有严格触发条件的位错蚀坑,试样中的高密度位错和达到一定程度的酸性腐蚀条件是触发这种点蚀的前提。对于冷轧态14Cr10Mn不锈钢,高密度位错出现于变形带交汇处形成的奥氏体/α’马氏体异质界面前端的奥氏体当中。溶液中的氢离子通过与氯离子竞争,吸附于位错露头处。此时观察到两种导致位错蚀坑萌生的方式:（a）刃位错因位错露头处的金属溶解导致滑移,氢原子吸附导致形成沿位错滑移方向的空位带;（b）氢原子吸附于层错两侧的扩展位错露头处,并形成空位群。
杨子威[8]（2020）在《6mm厚SUS304不锈钢激光-MIG复合焊工艺与组织性能研究》文中指出近些年石化设备、医疗器械、食品工业等对不锈钢的需要量越来越大,而在制造工艺中,激光-电弧复合焊方法被认为是解决窄间隙中厚板复杂结构的关键核心技术。本文以6mm SUS304不锈钢为研究对象,通过SEM、EDS、EBSD等手段对不同焊速下激光-MIG复合焊接头性能差异进行分析,为进一步推广激光-MIG复合焊工程应用提供实验基础和理论依据。本文根据激光-MIG复合焊接的焊缝成形特征,构建了双椭球体热源和高斯3D热源叠加的组合热源模型,利用sysweld软件,实现了6mm SUS304不锈钢板对接焊激光-MIG复合焊接温度场的模拟。在焊缝宏观形貌方面,模拟出的焊缝形态与实际焊缝对比误差低于10%;微观组织方面,焊缝不同区域二次枝晶臂间距的计算值与实焊试样误差低于11%,为制订焊接工艺参数提供了依据。通过研究了激光-MIG复合焊的激光功率、离焦量、焊接电流（送丝速度）、光丝间距、焊接速度等工艺参数对焊缝成形的影响,得出了激光在前、电弧在后,光丝间距2mm、激光功率6KW、离焦量-2mm、焊接电流180A（送丝速度9.6m/min）、焊接速度2.2m/min的焊接工艺规范,焊接接头成形美观,无裂纹、气孔、夹杂等缺陷,接头平均抗拉强度为778MPa。此外,在该规范条件下,对接间隙大于为0.47mm时焊缝正面开始下塌,焊缝背面开始出现焊瘤,间隙大于为1.12mm后,焊接过程不稳定。研究发现焊缝主要以AF方式凝固,凝固组织由大量的奥氏体和少量的铁素体组成。此外,焊缝晶粒以<001>为主要取向关系择优生长,焊速为2.2m/min的接头晶粒及热影响区晶粒尺寸、枝晶臂间距、织构强度小于焊速为1.2m/min的接头,但变形的协调性、硬度和强度要优于焊接速度为1.2m/min的接头。
张砚耕[9]（2019）在《筒状构件早期损伤区域磁记忆检测方法研究》文中研究指明筒状构件是一种常用的工程构件,一旦发生事故将会造成重大的损失。传统的无损检测方法如超声、磁粉、射线、渗透等方法只能检测宏观缺陷,而无法判断宏观缺陷形成之前的早期应力集中区域。金属磁记忆检测法是近年来新兴的无损检测方法,该方法能够检测到被测件早期应力集中区域,对筒状构件早期损伤区域的检测有一定的意义。本文从筒状构件的外表面形状和奥氏体不锈钢材料的磁记忆现象这两个方面对筒状构件的金属磁记忆检测方法展开研究。具体内容如下:（1）根据金属磁记忆检测原理和国家标准要求,结合课题的实际情况,进行磁记忆检测系统的搭建,包括磁信号采集装置的设计和上位机分析软件的编写。（2）针对筒状构件外表面地磁场分布不均匀,影响磁记忆检测结果的问题,根据物质的磁化机理和磁感应线在不同介质间的折射理论,建立了铁磁质筒状构件外表面地磁场分布模型,为圆周扫查中地磁场的补偿提供了理论支持。（3）以SUS304奥氏体不锈钢为研究对象,探究奥氏体不锈钢形变过程中磁记忆信号变化情况。由均匀拉伸试验探究了形变量和试件厚度对试件磁化强度的影响;通过局部应力集中拉伸采集了试件应力集中区域的磁信号及马氏体含量,用主成分分析法从磁信号的9个特征量和马氏体含量中提取出两个主成分,将其作为输入层建立BP神经网络模型预测试件的形变量和所受应力。该模型对应力的预测误差<5%。（4）以Q345钢为研究对象,探究地磁场在筒状构件外表面的作用效果及补偿方法。通过试验证实了地磁场在铁磁质筒状构件外表面的作用情况并提出补偿方法,通过对比直线扫查磁信号与补偿前后圆周扫查磁信号的相似度来评价该方法的补偿效果,并进行缺陷检测应用,结果表明该补偿方法优于现有的反向补偿法,有效提高了应力集中区域定位精度。
李凯强[10]（2019）在《高性能Cr-Mn-N奥氏体不锈钢温变形工艺组织性能研究》文中提出高氮奥氏体不锈钢由于其优良的力学性能、较低的生产成本、良好的耐蚀性能在现代油气钻采,尤其是无磁钻铤方面得到了广泛的应用。目前,我国无磁钻铤用高氮奥氏体不锈钢的主要牌号为W1813N与N1310B。随着合金化理论的不断发展和钻探深度的不断提高,其在使用过程中出现了严重的强度不足和晶间腐蚀,已经无法满足现代超深度钻井中经常遇到的高温、高压、强腐蚀性环境。因此开展新型无磁钻铤用高氮奥氏体不锈钢的研究很有必要。基于P530的成分,本文首先采用热力学计算软件计算了高氮奥氏体不锈钢中关键合金元素对其奥氏体相区、析出相相区、氮固溶度的影响规律。根据热力学计算结果,提出实验钢设计成分,并冶炼得到符合试验钢设计成分的实验钢。对Cr=16.15%的实验钢在不同时效条件下的析出相进行观察。结果表明:实验钢的析出敏感温度约为750℃850℃,时效30min时就可以明显观察到晶界处产生的析出相,时效2h后析出相数量急剧增多,尺寸变大,并出现了向晶内生长的趋势。变形明显促进了析出相的产生,变形后保温1min的实验钢晶界处就有较多析出相的产生。采用扫描电镜、透射电镜确定析出相为Cr23C6。对不同变形条件下的实验钢进行力学性能测试。结果表明:实验钢的力学性能随变形温度的降低、变形量的升高、氮含量的升高逐渐升高,塑韧性逐渐下降。温变形后实验钢的力学性能与塑韧性明显达到无磁钻铤用材料的标准。变形温度为600℃,变形量为20%的Cr=16.15%的实验钢其性能指标为Rp0.2=1102.0MPa,Rm=1231.7MPa,A=24%,Akv=50J,布氏硬度=380.3HB,明显高于P530的性能。不同变形条件下实验钢的磁导率结果表明:实验钢磁导率基本在1.005附近,低于无磁钻铤用材料的磁导率标准。随Ni当量/Cr当量的升高,实验钢磁导率逐渐降低,变形温度与变形量对实验钢磁导率的影响不是很大,但是变形过程中温度控制不合理导致析出相产生会使材料的磁导率升高。采用硫酸-硫酸铜法和EPR法对实验钢耐蚀性能进行了检测。结果表明:实验钢耐晶间腐蚀性能良好,只有变形温度为600℃的Cr=14.23%的实验钢表面产生了晶间腐蚀裂纹;EPR结果表明,随着不锈钢中铬、氮含量的升高,其再活化率逐渐降低,并且普遍低于5%,说明实验钢发生晶间腐蚀的倾向较低,耐蚀性能优良。
二、Sn对SUS304HC奥氏体不锈钢的有害影响（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、Sn对SUS304HC奥氏体不锈钢的有害影响（论文提纲范文）
（1）铜砷共存时砷含量对C-Mn钢高温热塑性的影响（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 1.1 试验材料 |
| 1.2 试验方法 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 断面收缩率的变化 |
| 2.2 热拉伸断口形貌分析 |
| 2.3 热拉伸断口纵截面金相组织 |
| 3 结论 |
（2）超声冲击对异种钢AISI304 SS/SA508Gr.3 LAS焊接接头微观组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 异种金属焊接及焊接性 |
| 1.2.1 异种金属焊接应用 |
| 1.2.2 异种金属的焊接性 |
| 1.3 异种钢焊接研究现状 |
| 1.3.1 异种钢焊接接头的应用 |
| 1.3.2 异种钢的焊接性及常用焊接方法 |
| 1.3.3 异种钢熔化焊接存在的问题 |
| 1.3.4 异种钢熔化焊接研究现状 |
| 1.4 表面纳米化工程和技术 |
| 1.4.1 表面纳米化结构的特点及制备 |
| 1.4.2 超声冲击表面纳米化的特点及应用 |
| 1.4.3 超声冲击技术发展现状 |
| 1.4.4 超声冲击在焊接工业中的应用 |
| 1.5 课题主要研究内容 |
| 1.5.1 拟解决的主要问题 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 2 实验材料和测试方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 焊接材料 |
| 2.2 实验过程和方法 |
| 2.2.1 异种钢焊接 |
| 2.2.2 超声冲击处理 |
| 2.3 接头表面形貌和微观组织表征 |
| 2.3.1 表面粗糙度测试 |
| 2.3.2 微观组织分析 |
| 2.3.3 XRD分析 |
| 2.3.4 EBSD分析 |
| 2.4 残余应力测试和方法 |
| 2.5 力学性能测试及设备 |
| 2.5.1 拉伸性能 |
| 2.5.2 显微硬度 |
| 2.5.3 摩擦磨损性能 |
| 2.6 腐蚀性能试验和方法 |
| 2.6.1 室温浸泡腐蚀 |
| 2.6.2 电化学腐蚀 |
| 2.7 本章小结 |
| 3 异种钢焊接接头制备、微观组织及性能表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 异种钢焊接 |
| 3.2.1 填充焊材制备 |
| 3.2.2 异种钢焊接 |
| 3.3 异种钢焊接接头微观组织分析 |
| 3.3.1 不同Cr_(eq)/Ni_(eq)异种钢接头表面形貌 |
| 3.3.2 焊缝/母材熔合区成分分析 |
| 3.3.3 X射线衍射分析 |
| 3.4 异种钢接头力学性能 |
| 3.4.1 拉伸性能 |
| 3.4.2 显微硬度 |
| 3.4.3 摩擦磨损性能 |
| 3.5 异种钢接头的腐蚀性能 |
| 3.5.1 浸泡腐蚀性能 |
| 3.5.2 电化学腐蚀性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 超声冲击对异种钢接头微观组织演化的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 超声冲击试验 |
| 4.3 超声冲击异种钢接头微观组织分析 |
| 4.3.1 接头表面宏观形貌和粗糙度 |
| 4.3.2 接头表面形貌分析 |
| 4.3.3 接头截面形貌 |
| 4.3.4 XRD分析 |
| 4.3.5 EDS分析 |
| 4.4 超声冲击异种钢接头EBSD分析 |
| 4.4.1 接头表层微观组织演化 |
| 4.4.2 接头表层晶粒尺寸分析 |
| 4.5 超声冲击异种钢接头表面纳米化机理研究 |
| 4.5.1 细晶强化 |
| 4.5.2 相变强化 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 超声冲击异种钢接头力学性能和腐蚀性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 超声冲击异种钢接头力学性能分析 |
| 5.2.1 拉伸性能 |
| 5.2.2 显微硬度 |
| 5.2.3 摩擦磨损性能 |
| 5.3 异种钢接头纳米力学性能分析 |
| 5.4 超声冲击异种钢接头残余应力演化 |
| 5.4.1 接头表面残余应力 |
| 5.4.2 接头焊缝截面残余应力 |
| 5.5 超声冲击异种钢接头腐蚀性能分析 |
| 5.5.1 室温浸泡腐蚀 |
| 5.5.2 电化学腐蚀性能 |
| 5.6 超声冲击异种钢接头性能强化机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 结论与创新点 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及论文情况 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（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）钢中硼、锡竞争偏聚行为及其对组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景、目的及意义 |
| 1.2 残余元素对钢性能的影响 |
| 1.2.1 增加钢的热脆倾向 |
| 1.2.2 引起钢的回火脆性 |
| 1.2.3 恶化钢的热塑性 |
| 1.3 目前控制措施及不足 |
| 1.3.1 矿物焙烧处理 |
| 1.3.2 废钢预处理 |
| 1.3.3 配料稀释 |
| 1.3.4 铁水中脱除 |
| 1.3.5 钢液中脱除 |
| 1.3.6 抑制晶界偏聚 |
| 1.4 硼在钢中的作用及其晶界偏聚 |
| 1.4.1 硼在钢中的作用 |
| 1.4.2 硼的晶界偏聚 |
| 1.5 本项目提出及主要工作 |
| 第2章 实验材料与设备 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 熔炼设备 |
| 2.2.2 热模拟实验 |
| 2.2.3 俄歇电子能谱仪 |
| 2.2.4 飞行时间二次离子质谱 |
| 2.2.5 电子背散射衍射 |
| 2.2.6 金相实验 |
| 2.2.7 差热分析 |
| 2.2.8 硬度实验 |
| 第3章 硼对含锡IF钢组织与性能的影响 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 实验钢中BN/Ti N的析出热力学分析 |
| 3.3.2 硼对实验钢晶粒尺寸及硬度的影响 |
| 3.3.3 硼对实验钢相变的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 含锡IF钢中锡的晶界偏聚行为 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.1.1 热-力模拟实验 |
| 4.1.2 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 4.1.3 俄歇能谱(AES)分析 |
| 4.2 实验结果与分析 |
| 4.2.1 温度对晶界特征及锡晶界偏聚的影响 |
| 4.2.2 应变速率对晶界特征及锡晶界偏聚的影响 |
| 4.2.3 应变量对晶界特征及锡晶界偏聚的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 硼对含锡IF钢中锡晶界偏聚的影响 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 实验结果与分析 |
| 5.2.1 不同温度下硼对晶界特征及锡晶界偏聚的影响 |
| 5.2.2 不同应变速率下硼对晶界特征及锡晶界偏聚的影响 |
| 5.2.3 不同应变量下硼对晶界特征及锡晶界偏聚的影响 |
| 5.2.4 硼含量对晶界特征及锡晶界偏聚的影响 |
| 5.2.5 硼含量对实验用钢织构的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间参研课题及研究成果 |
| 致谢 |
（5）合金元素Cu和Cr在低合金钢局部腐蚀过程中的协同效应（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 合金元素Cu、Cr在钢中作用的研究进展 |
| 2.1.1 Cu、Cr在钢中的析出行为及其作用 |
| 2.1.2 Cu对腐蚀行为的影响 |
| 2.1.3 Cr对腐蚀行为的影响 |
| 2.2 钢中的非金属夹杂物研究进展 |
| 2.2.1 钢中夹杂物的类型 |
| 2.2.2 钢中硫化物夹杂的形态及形成规律 |
| 2.2.3 硫化物夹杂诱发腐蚀的机理研究 |
| 2.3 表面与界面的第一性原理研究 |
| 2.3.1 第一性原理理论基础 |
| 2.3.2 第一性原理在表面与界面科学领域的应用 |
| 2.4 本文主要研究内容 |
| 3 低合金钢在酸性NaCl溶液中局部腐蚀行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果及讨论 |
| 3.3.1 显微组织分析 |
| 3.3.2 三种钢在10 wt.%的酸性NaCl溶液中的局部腐蚀 |
| 3.3.3 三种钢局部腐蚀机理讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 合金元素Cu和Cr在夹杂物表面富集行为的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 夹杂物实验表征 |
| 4.2.1 实验材料与方法 |
| 4.2.2 钢中夹杂物统计分析 |
| 4.2.3 三种钢中夹杂物的TEM分析 |
| 4.2.4 电解分离后夹杂物的分析 |
| 4.3 钢中夹杂物析出热力学过程的研究 |
| 4.3.1 热力学分析方法 |
| 4.3.2 热力学计算结果 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Cu、Cr在α-Fe表面偏聚及在MnS表面吸附的第一性原理计算 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算方法 |
| 5.3 α-Fe低指数表面弛豫及能量计算 |
| 5.3.1 α-Fe晶体结构 |
| 5.3.2 α-Fe低指数面表面弛豫 |
| 5.3.3 合金元素Cu、Cr在α-Fe(110)表面偏聚行为的研究 |
| 5.4 合金元素Cu、Cr在MnS表面的吸附行为研究 |
| 5.4.1 MnS晶体结构 |
| 5.4.2 MnS表面能 |
| 5.4.3 纯净的MnS(100)表面弛豫及其电子特性 |
| 5.4.4 Cu、Cr单原子在MnS(100)表面吸附行为的研究 |
| 5.4.5 Cu、Cr在MnS(100)表面共吸附行为的研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 钢中α-Fe与MnS界面结构的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 MnS与α-Fe界面的TEM分析 |
| 6.3 α-Fe/MnS界面及Cu、Cr在界面上偏聚的第一性原理计算 |
| 6.3.1 计算方法 |
| 6.3.2 α-Fe/MnS界面的第一性原理计算 |
| 6.3.3 Cu、Cr在α-Fe/MnS界面上偏聚的第一性原理计算 |
| 6.4 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 |
（6）SA553/AISI304异种低温钢光纤激光自熔焊接头组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 SA553/AISI304异种钢激光自熔焊研究背景及意义 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 中厚板激光焊接过程缺陷及控制 |
| 1.3.2 异种材料激光焊接熔池流动及传质过程 |
| 1.3.3 异种钢激光焊接能量分配及组织、性能控制 |
| 1.4 本课题研究内容 |
| 第二章 实验材料、设备及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 焊接设备及方法 |
| 2.2.1 光纤激光焊接设备 |
| 2.2.2 正交试验设计 |
| 2.2.3 单因素试验设计 |
| 2.2.4 高速摄影系统 |
| 2.3 接头宏观形貌观察及显微组织分析 |
| 2.3.1 光学显微镜(OM) |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM, EDS, EBSD) |
| 2.4 接头力学性能测试 |
| 2.4.1 低温拉伸测试 |
| 2.4.2 低温冲击测试 |
| 2.4.3 Vickers硬度测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 10mm厚板激光自熔焊单道次全熔透焊接焊缝缺陷形成及抑制机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 正交试验结果分析 |
| 3.2.1 正交试验概述 |
| 3.2.2 正交试验结果方差分析 |
| 3.3 气孔缺陷的形成机理及优化 |
| 3.3.1 匙孔行为与气孔形成机理 |
| 3.3.2 保护气的选择与气孔缺陷的抑制 |
| 3.4 表面塌陷、背面焊瘤的优化及机理 |
| 3.4.1 工艺参数对表面塌陷、背面焊瘤的影响 |
| 3.4.2 工艺参数优化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 10mm厚SA553/AISI304异种钢激光自熔焊接头组织及性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 接头组织表征 |
| 4.2.1 焊缝组织特征 |
| 4.2.2 界面区域组织特征 |
| 4.2.3 焊缝组织演变过程分析 |
| 4.3 接头性能分析 |
| 4.3.1 接头硬度测试 |
| 4.3.2 接头低温拉伸测试及断口形貌观察 |
| 4.3.3 接头低温冲击测试及断口形貌观察 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 10mm厚SA553/AISI304异种钢激光自熔焊焊缝不均匀性及熔池流动行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊缝不均匀性表征 |
| 5.2.1 焊缝成分不均匀性表征 |
| 5.2.2 焊缝组织不均匀性表征 |
| 5.2.3 焊缝硬度不均匀性表征 |
| 5.3 异种钢厚板激光焊焊缝不均匀性分析 |
| 5.3.1 厚板激光焊接熔池流动行为分析 |
| 5.3.2 熔池流动行为对厚板异种钢接头不均匀性的影响 |
| 5.4 本章小节 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
（7）冷轧节镍型高强亚稳态奥氏体不锈钢的力学性能及点蚀行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 节镍型高强亚稳态奥氏体不锈钢在汽车行业的应用及发展情况 |
| 1.2.1 客车框架 |
| 1.2.2 油箱 |
| 1.2.3 其它潜在应用 |
| 1.3 合金成分在亚稳态奥氏体不锈钢中的作用 |
| 1.4 亚稳态奥氏体不锈钢的形变诱导马氏体相变特性 |
| 1.4.1 形变诱导马氏体相变及奥氏体稳定性的影响因素 |
| 1.4.2 马氏体转变路径及形核位点 |
| 1.4.3 马氏体对机械性能的影响 |
| 1.4.4 马氏体相关模型 |
| 1.5 冷变形亚稳态奥氏体不锈钢的疲劳性能 |
| 1.5.1 疲劳分类 |
| 1.5.2 疲劳模型 |
| 1.5.3 疲劳寿命影响机制 |
| 1.6 亚稳态奥氏体不锈钢的耐点蚀性能 |
| 1.6.1 点蚀机理 |
| 1.6.2 亚稳态奥氏体不锈钢的点蚀影响因素 |
| 1.7 研究内容及意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验设计 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 汽车框架用高强亚稳态奥氏体不锈钢 |
| 2.1.2 汽车油箱用高强亚稳态奥氏体不锈钢 |
| 2.1.3 实验材料制备 |
| 2.2 表征手段 |
| 2.2.1 金相组织观察 |
| 2.2.2 扫描电镜(SEM)观察 |
| 2.2.3 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.2.4 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.2.5 透射电镜(TEM)观察 |
| 2.2.6 聚焦离子束(FIB)观察 |
| 2.3 材料性能测试方法 |
| 2.3.1 α’马氏体转变量测试 |
| 2.3.2 维氏硬度测试 |
| 2.3.3 拉伸强度测试 |
| 2.3.4 高周疲劳性能测试 |
| 2.4 点蚀性能评价 |
| 2.4.1 点蚀电位 |
| 2.4.2 点蚀浸泡 |
| 2.5 研究路线 |
| 第三章 冷轧高强不锈钢的组织演变规律与力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 冷轧高强不锈钢的显微组织演变规律 |
| 3.2.1 冷轧14Cr10Mn不锈钢显微组织 |
| 3.2.2 冷轧16Cr6Mn不锈钢显微组织 |
| 3.2.3 Cr-Ni-Mn-N系高强不锈钢的冷轧组织演变规律 |
| 3.3 冷轧高强不锈钢的力学性能与马氏体含量关系 |
| 3.3.1 冷轧14Cr10Mn不锈钢的维氏硬度与马氏体含量关系 |
| 3.3.2 冷轧14Cr10Mn不锈钢的拉伸性能与马氏体含量关系 |
| 3.3.3 冷轧16Cr6Mn不锈钢的维氏硬度与马氏体含量关系 |
| 3.3.4 冷轧16Cr6Mn不锈钢的拉伸性能与马氏体含量关系 |
| 3.4 低温环境对14Cr10Mn不锈钢力学性能的影响 |
| 3.4.1 冷轧14Cr10Mn不锈钢在低温环境下拉伸的显微组织演变 |
| 3.4.2 冷轧压下率对14Cr10Mn不锈钢低温环境力学性能的影响 |
| 3.4.3 温度对冷轧14Cr10Mn不锈钢加工硬化行为的影响 |
| 3.5 亚稳态奥氏体不锈钢马氏体含量与冷轧压下率关系的数学模型 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 轧制硬化态高强不锈钢的高周疲劳性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 环境温度对轧制硬化态高强不锈钢的高周疲劳性能影响 |
| 4.2.1 不同环境温度轧制硬化态14Cr10Mn不锈钢的高周疲劳性能 |
| 4.2.2 不同环境温度轧制硬化态14Cr10Mn不锈钢的显微组织特征 |
| 4.3 结果分析与讨论 |
| 4.3.1 环境温度及应力水平对轧制硬化态高强不锈钢疲劳损伤行为的影响 |
| 4.3.2 轧制硬化态高强不锈钢的高循环强化机制 |
| 4.3.3 高周疲劳诱发纳米晶/非晶机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 高强度亚稳态奥氏体不锈钢的点蚀行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 敏化对高强不锈钢在氯离子环境中点蚀行为的影响 |
| 5.2.1 敏化对14Cr10Mn不锈钢的点蚀行为影响 |
| 5.2.2 敏化对16Cr6Mn不锈钢的点蚀行为影响 |
| 5.3 冷轧态高强不锈钢在氯离子环境中的点蚀行为 |
| 5.3.1 冷轧态14Cr10Mn不锈钢的点蚀行为 |
| 5.3.2 冷轧态16Cr6Mn不锈钢的点蚀行为 |
| 5.4 亚稳态奥氏体不锈钢在非连续腐蚀条件下的点蚀萌生 |
| 5.4.1 冷轧态14Cr10Mn不锈钢非充分固溶条件下的点蚀诱发因素 |
| 5.4.2 冷轧态16Cr6Mn不锈钢非充分固溶条件下的点蚀诱发因素 |
| 5.5 结果分析与讨论 |
| 5.5.1 晶粒曲率半径对Cr23C6晶间析出相的影响 |
| 5.5.2 变形带点蚀的萌生机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
（8）6mm厚SUS304不锈钢激光-MIG复合焊工艺与组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1.绪论 |
| 1.1 研究背景及目的 |
| 1.2 激光-电弧复合焊接的研究现状 |
| 1.3 SUS304 不锈钢的焊接特性 |
| 1.4 课题主要研究工作 |
| 2.实验材料、设备、方法 |
| 2.1 实验材料与焊前处理 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 研究思路与实验方法 |
| 2.3.1 总体设计 |
| 2.3.2 金相观察 |
| 2.3.3 硬度试验 |
| 2.3.4 拉伸试验 |
| 2.3.5 扫描电镜 |
| 3.SUS304 不锈钢激光-MIG复合焊接温度场有限元模拟 |
| 3.1 焊接温度场的特点 |
| 3.2 焊接热源的分类 |
| 3.3 激光-MIG复合热源的模型 |
| 3.4 热源模型的建立 |
| 3.5 边界条件 |
| 3.6 模型的温度场结果及分析 |
| 3.6.1 激光功率对焊缝成形影响 |
| 3.6.2 电流对焊缝成形影响 |
| 3.6.3 焊接速度对焊缝成形影响 |
| 3.7 本章结论 |
| 4.激光-MIG复合焊焊接工艺研究 |
| 4.1 激光功率对焊缝成形的影响 |
| 4.2 离焦量对焊缝成形的影响 |
| 4.3 电流对焊缝成形的影响 |
| 4.4 光丝间距对焊缝成形的影响 |
| 4.5 焊接速度对焊缝成形的影响 |
| 4.6 试验验证 |
| 4.7 激光-MIG复合焊填充间隙的能力 |
| 4.8 本章小结 |
| 5.SUS304 不锈钢激光-MIG复合焊接头组织及性能分析 |
| 5.1 激光-MIG复合焊接头宏观形貌 |
| 5.2 焊缝及热影响区显微组织分析 |
| 5.3 304 不锈钢激光-MIG复合焊接头的力学性能检测及分析 |
| 5.3.1 硬度测试 |
| 5.3.2 拉伸性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（9）筒状构件早期损伤区域磁记忆检测方法研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 课题的研究意义 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 金属磁记忆检测机理研究现状 |
| 1.3.2 地磁场对磁记忆检测的影响研究现状 |
| 1.3.3 金属磁记忆检测数据分析方法研究现状 |
| 1.3.4 金属磁记忆检测设备研究现状 |
| 1.4 课题的主要研究内容和技术路线 |
| 1.4.1 课题的主要研究内容 |
| 1.4.2 课题的技术路线 |
| 1.5 本章小结 |
| 2 磁记忆原理与地磁场 |
| 2.1 物质的磁性 |
| 2.2 金属磁记忆检测的原理 |
| 2.2.1 磁机械效应 |
| 2.2.2 磁记忆效应 |
| 2.3 地磁场概述 |
| 2.3.1 地磁场及地磁要素 |
| 2.3.2 磁偏角的计算 |
| 2.3.3 磁记忆现象与地磁场的关系 |
| 2.4 地磁场在筒状构件外表面的作用 |
| 2.4.1 磁感应线在不同磁介质分界面上的折射 |
| 2.4.2 铁磁质筒状构件外表面地磁场分布 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 磁记忆检测系统的设计 |
| 3.1 系统整体设计要求 |
| 3.2 磁信号采集装置硬件部分 |
| 3.2.1 硬件部分整体设计 |
| 3.2.2 器件选型 |
| 3.3 磁信号采集装置软件部分 |
| 3.3.1 主机与从机之间的通讯 |
| 3.3.2 从机软件 |
| 3.3.3 主机软件 |
| 3.4 上位机分析软件的设计 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 典型材料—奥氏体不锈钢的磁记忆效应 |
| 4.1 试验方案 |
| 4.1.1 试验材料 |
| 4.1.2 常温拉伸试验 |
| 4.1.3 局部应力集中试验 |
| 4.1.4 信号的测量 |
| 4.1.5 磁信号的消噪处理 |
| 4.2 均匀拉伸试验数据分析 |
| 4.2.1 不同厚度试件的应力应变曲线 |
| 4.2.2 拉伸过程中的磁信号变化 |
| 4.2.3 试件厚度对磁化强度的影响 |
| 4.3 局部应力集中试验数据分析 |
| 4.3.1 应力集中区域的磁信号分析 |
| 4.3.2 信号特征参量的主成分分析 |
| 4.3.3 BP神经网络建模与模型评价 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 筒状构件磁记忆检测地磁场补偿 |
| 5.1 试验方案 |
| 5.1.1 试验材料 |
| 5.1.2 磁信号的采集 |
| 5.2 试验数据分析 |
| 5.2.1 非铁磁质筒状构件外表面地磁场分布 |
| 5.2.2 不同地磁角度测得磁信号对比 |
| 5.2.3 地磁场在铁磁质筒状构件外表面的作用 |
| 5.3 地磁场补偿方法研究 |
| 5.3.1 磁信号的相似度判别 |
| 5.3.2 补偿方法的提出与评价 |
| 5.3.3 补偿方法的应用 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 研究内容总结 |
| 6.2 后续展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
（10）高性能Cr-Mn-N奥氏体不锈钢温变形工艺组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镍资源节约型奥氏体不锈钢 |
| 1.2 高氮奥氏体不锈钢与国内外研究进展 |
| 1.2.1 高氮钢的定义与分类 |
| 1.2.2 国外高氮奥氏体不锈钢的研究进展 |
| 1.2.3 国内高氮奥氏体不锈钢的研究进展 |
| 1.3 氮对奥氏体不锈钢性能的影响 |
| 1.3.1 氮对奥氏体不锈钢组织结构的影响 |
| 1.3.2 氮对奥氏体不锈钢力学性能的影响 |
| 1.3.3 氮对奥氏体不锈钢耐蚀性能的影响 |
| 1.4 无磁钻铤与国内外研究进展 |
| 1.4.1 无磁钻铤及其工作环境 |
| 1.4.2 国外无磁钻铤的研究进展 |
| 1.4.3 国内无磁钻铤的研究进展 |
| 1.4.4 国内外差距与技术要点 |
| 1.5 论文研究意义与内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 样品制备 |
| 2.2 时效实验 |
| 2.3 实验钢锻造性能实验 |
| 2.3.1 金相实验与布氏硬度 |
| 2.3.2 力学性能实验 |
| 2.3.3 晶间腐蚀实验 |
| 2.3.4 电化学EPR实验 |
| 2.3.5 相对磁导率实验 |
| 第三章 无磁钻铤用高氮奥氏体不锈钢成分体系设计 |
| 3.1 成分体系设计原则与难点 |
| 3.2 无磁钻铤用高氮奥氏体不锈钢中的析出相 |
| 3.2.1 碳化物 |
| 2.2.2 氮化物 |
| 3.2.2 金属间相 |
| 3.3 无磁钻铤用高氮奥氏体不锈钢合金化机理 |
| 3.3.1 铬在奥氏体不锈钢中的作用 |
| 3.3.2 碳在奥氏体不锈钢中的作用 |
| 3.3.3 锰在奥氏体不锈钢中的作用 |
| 3.3.4 镍在奥氏体不锈钢中的作用 |
| 3.3.5 钼在奥氏体不锈钢中的作用 |
| 3.4 无磁钻铤用高氮奥氏体不锈钢成分设计 |
| 3.4.1 国内外无磁钻铤用不锈钢相图分析 |
| 3.4.2 无磁钻铤用实验钢成分设计 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 无磁钻铤用实验钢析出行为研究 |
| 4.1 无磁钻铤用实验钢的固溶处理 |
| 4.2 无磁钻铤用实验钢的时效处理 |
| 4.2.1 时效温度对实验钢析出的影响 |
| 4.2.2 时效时间对实验钢析出的影响 |
| 4.2.3 变形对实验钢析出的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 无磁钻铤用实验钢力学性能研究 |
| 5.1 无磁钻铤用实验钢的微观组织 |
| 5.2 新型无磁钻铤用实验钢的室温拉伸性能 |
| 5.2.1 合金成分对实验钢拉伸性能的影响 |
| 5.2.2 温变形对实验钢拉伸性能的影响 |
| 5.3 无磁钻铤用实验钢的室温冲击性能 |
| 5.3.1 合金成分对实验钢冲击性能的影响 |
| 5.3.2 温变形对实验钢冲击性能的影响 |
| 5.4 无磁钻铤用实验钢的布氏硬度性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 无磁钻铤用实验钢的磁导率与耐蚀性能 |
| 6.1 无磁钻铤用实验钢的磁导率 |
| 6.1.1 合金成分对实验钢磁导率的影响 |
| 6.1.2 温变形对实验钢磁导率的影响 |
| 6.2 无磁钻铤用实验钢的耐晶间腐蚀性能 |
| 6.2.1 硫酸-硫酸铜检测实验钢的耐晶间腐蚀性能 |
| 6.2.2 DL-EPR检测实验钢的耐晶间腐蚀性能 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间发表的论文 |
四、Sn对SUS304HC奥氏体不锈钢的有害影响（论文参考文献）
- [1]铜砷共存时砷含量对C-Mn钢高温热塑性的影响[J]. 孟庆阳,辛文彬,张婧,梁雨雨,姜银举,邓永春. 矿冶, 2021(05)
- [2]超声冲击对异种钢AISI304 SS/SA508Gr.3 LAS焊接接头微观组织和性能的影响[D]. 李利. 大连理工大学, 2021
- [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]钢中硼、锡竞争偏聚行为及其对组织与性能的影响[D]. 唐尧. 江苏科技大学, 2020
- [5]合金元素Cu和Cr在低合金钢局部腐蚀过程中的协同效应[D]. 吕文婷. 北京科技大学, 2020(01)
- [6]SA553/AISI304异种低温钢光纤激光自熔焊接头组织与性能研究[D]. 卢舜. 上海交通大学, 2020(09)
- [7]冷轧节镍型高强亚稳态奥氏体不锈钢的力学性能及点蚀行为研究[D]. 张翼翀. 上海交通大学, 2019(01)
- [8]6mm厚SUS304不锈钢激光-MIG复合焊工艺与组织性能研究[D]. 杨子威. 南京理工大学, 2020(01)
- [9]筒状构件早期损伤区域磁记忆检测方法研究[D]. 张砚耕. 中国计量大学, 2019(02)
- [10]高性能Cr-Mn-N奥氏体不锈钢温变形工艺组织性能研究[D]. 李凯强. 昆明理工大学, 2019(04)