前言高強鋼作為21世紀新一代鋼鐵材料，具有高強度和良好的塑韌性等力學性能，為現代制造業開啟了新的發展空間。高強鋼已廣泛應用于工程機械、海洋結構、煤機、橋梁、建筑結構、軍用機械裝備等。焊接接頭組織是影響焊縫接接頭性能的主要因素，高強鋼因化學成分和組織性能與其他鋼材不同，其焊接難點及焊后性能也不同于一般鋼材。本文對國內外在高強鋼焊接方面的研究成果進行了歸納與總結，整體了解高強鋼焊接現狀及未來研究方向，利于今后高強鋼的研究及更廣泛的應用。1.高強鋼的發展狀況1.1高強鋼的生產與發展低合金高強鋼于20世紀30年代開始出現，當時是指通過添加少量的合金元素，使屈服強度達到280MPa以上的鋼種[1]。隨著生產工藝的發展，高強鋼的性能逐漸由初期單純的提高強度，逐漸向強度與成形性相平衡的階段發展。五十年代時人們逐漸認識到細化晶粒對高強鋼屈服強度的有利影響，并發現在鋼中加入Nb、V等合金元素可以很好的達到細化晶粒的目的。到了六十年代時，生產商通過在鋼中加入微量合金元素，控制終軋溫度和冷卻速度使低合金高強鋼的強度得到明顯升高。這種通過細化晶粒和沉淀強化的高強鋼，在一定的強度水平下，降低了鋼的碳含量，增強了可焊性。雖然鋼的強度和韌性逐漸增加，焊接性得到改善，但高強鋼仍會出現沖壓件難以成形的問題。到了七十年代初，為了解決高強鋼成形困難的問題，人們開發了具有良好成形性的雙相高強鋼，并改善了冷軋-退火生產工藝，使得雙相鋼很快在汽車生產中得到應用。而隨著汽車工業的蓬勃發展，各國鋼鐵企業先后開發生產了一系列的高性能鋼，并改善了工藝性能及深加工技術。例如韓國浦項鋼鐵公司開發了細晶粒的雙相鋼，并試制了高Mn的TWIP高強鋼，用于制作汽車后底板的前延伸部分[2]。日本的JFE公司已開發生產了抗拉強度340MPa至980MPa及以上的各強度級別的高強鋼，廣泛用于汽車面板、車架、底盤件等[3]。瑞典SSAB公司開發生產的Docol雙相鋼系列冷軋薄板，力學性能更加均勻穩定，可用于制作各類高強度座椅骨架。國內對高強度鋼也進行了大量研究，上海寶鋼目前已可穩定生產如高強度IF鋼、含P鋼和各向同性鋼等各類普通高強鋼，以及雙相鋼、TRIP鋼、復相鋼等各類先進高強鋼[4]。1.2高強鋼的性能與分類高強鋼是通過析出強化、固溶強化、細晶強化等強化機制獲得的有高強韌性，良好成形性和優秀碰撞吸能性的鋼種[5]。不同的條件下高強鋼的分類有所區別。根據屈服強度的不同，通常把屈服強度小于210MPa的鋼稱為低強度鋼，屈服強度在210-550MPa之間的稱為高強度鋼，屈服強度大于550MPa的稱為超高強度鋼。根據強化機理的不同，高強鋼又可分為傳統高強鋼（CHSS）和先進高強（AHSS）。與先進高強鋼相比，傳統高強鋼屈服強度較低，約在200MPa-600MPa之間。其伸長率較大，約為10%-45%。先進高強鋼的強度較高，屈服強度一般高于400MPa，伸長率在3%-30%之間。傳統的高強鋼多是通過固溶處理和晶粒細化達到強化效果的。目前常用的傳統高強鋼為：高強度IF鋼(HSIF)、烘烤硬化（BH）鋼、冷軋各向同性(IS)鋼、冷軋高強度含P鋼和高強度低合金（HSLA）鋼。下面簡單的介紹這幾種傳統高強鋼的性能及特點。（1）高強度IF鋼(HSIF)IF鋼即無間隙原子鋼，是在超低碳鋼中加入Ti、Nb等元素，使鋼中的碳、氮原子完全固定成化合物，從而形成無間隙原子的IF鋼。IF鋼具有如下優點：穩定性良好、工藝適應性強、沖壓件質量穩定、回彈小、生產率高且儲運方便。而高強度IF鋼是IF鋼的一種，通過加入P和Mn等元素實現固溶強化，既有較高的強度，又有良好的成形性。（2）冷軋各向同性鋼(IS)冷軋各向同性鋼是通過合理而準確地控制合金元素的含量，配以適當的板材軋制與退火工藝，而得到的各向同性鋼[6]。它是一種對塑性應變比（r值）進行限定的鋼。所謂各向同性是板材的r值趨向于0，從而在各向同性鋼深沖變形時達到各個方向變形趨于一致。由于這種鋼的各向同性，使其擁有較好的拉伸成形性，常用于制作汽車的外覆蓋件。（3）烘烤硬化鋼（BH）烘烤硬化鋼是通過固溶處理實現強化，因為鋼中有固溶作用的C和N，在沖壓時產生位錯，在涂漆烘烤處理過程中，固溶C與位錯發生交互作用，使鋼板屈服強度上升，產生了時效硬化現象。這類鋼的特點是沖壓成形前具有較低的屈服強度和較好的成形性，通過沖壓成形，產生應變強化，隨后的油漆烘烤，產生烘烤硬化，從而得到沖壓成形性好、抗凹陷性高的效果[7]。（4）冷軋高強度含P鋼含P鋼是一種固溶強化的高強度鋼，含P鋼的成形性和焊接性良好，多用于汽車車身制造，其中抗拉強度在400MPa的含P鋼用量最多。含P鋼板的金相組織與08Al鋼較相似，采用含P鋼完全可以代替08Al類材料沖制部分車身和車底板等零件，節約鋼材10%以上，成形、焊接、涂裝等工藝性能滿足生產要求，濟效益十分明顯[8]。(5)高強度低合金鋼（HSLA）高強度低合金鋼是一種低含碳量、高屈強比、焊接性能優良的工程結構用鋼。其含碳量一般低于0.25%，合金元素含量低于5%，通過添加Nb、V、Ti等合金元素進行強化，屈服強度一般可達500MPa以上。HSLA鋼不僅擁有較好的塑性、韌性，較低的時效敏感性，而且其加工性能好，能耐大氣、海水腐蝕，常用于工程機械及船舶結構制造[9]。先進高強鋼主要是通過相變進行強化的鋼種，其強度級別高于傳統高強鋼,且擁有較低的屈強比和良好的碰撞吸能性。此外，先進高強鋼力學性能穩定、疲勞壽命高且沖壓成形性良好，應用前景十分廣闊。常用的先進高強度鋼主要有復相（CP）鋼、雙相（DP）鋼、相變誘發塑性（TRIP）鋼和孿生誘發塑性（TWIP）鋼等幾種。①相變誘發塑性鋼（TRIP）：相變誘發塑性鋼是一種利用殘余奧氏體應變誘發相變、相變誘導塑性機制而研制的具有高強度、高延展性的鋼種[10]。TRIP鋼主要含有碳、錳、硅、鋁、鈮、鉬等元素，其中碳主要富集在殘余奧氏體中，以增加殘余奧氏體數量，提高鋼的穩定性及強度[11]。微合金元素鈮的加入可有效控制TRIP鋼的奧氏體化及應變過程中的各種相變，使奧氏體向鐵素體和貝氏體中的轉變，獲得高的殘余奧氏體的體積分數及穩定性，以提TRIP鋼的各項力學性能。②復相鋼（CP）：復相鋼主要是一種由鐵素體、馬氏體和貝氏體組成，利用微合金元素的細化晶粒和析出強化的作用而形成的高強韌性、高疲勞性能的先進高強鋼[12]。復相鋼中添加鈮等合金元素可形成細小的碳化物以沉淀相析出，提高鋼的強度。合理的合金元素及合適的淬透性使復相鋼在保證好的強度及韌性的條件下具有更好的能量吸收能力。③孿生誘發塑性鋼（TWIP）：孿生誘發塑性鋼是利用變形時產生孿晶誘發塑性而得到高強韌性、高延展性的汽車結構用鋼。TWIP鋼是Grassal等人在研究Fe-Mn-Si-Al系TRIP鋼時發現的，并提出孿晶誘發塑性的概念[13]。TWIP鋼一般含錳、硅、鋁以及微量的鎳、釩、鉬等元素。TWIP鋼中錳含量約為15%-30%，其具有很強的促進奧氏體化的作用，可以很好的加強TWIP效應，一般錳含量越高，TWIP鋼塑性越好。鋁元素亦可促進鋼的奧氏體化，但易氧化不利于鋼的澆注，故含量不會太高約在2%-4%之間。TWIP鋼中硅元素固溶于奧氏體，有利于提高鋼的強度，但硅會抑制TWIP效應，并影響鋼的表面質量。一般TWIP鋼中硅含量較低，在2%-4%左右。④雙相鋼（DP）雙相鋼的組織為鐵素體和馬氏體雙相組織，是一種強度高、韌性好、應變硬化性強且成形性好的先進高強度鋼。其一般是由低碳鋼或者低合金鋼熱處理或控冷控軋后得到[1]。雙相鋼主要分為熱軋雙相鋼和冷軋雙相鋼兩種。熱軋雙相鋼是在臨界區軋制，通過控制終軋溫度和壓下量，急冷后進行盤卷得到；冷軋雙相鋼主要通過退火后的高速快冷獲得雙相組織[14]。雙相鋼化學成分中主要有C、Si、Mn等合金元素，同時添加Nb等合金元素來細化組織結構，提高抗拉強度。合金元素對高強度等級的雙相鋼強化效果更好。由于近年來生產技術的改進，冷軋和熱軋雙相鋼的性能更加穩定，生產制造也變得更加容易，這些都促使了雙相鋼的廣泛應用。1.3高強鋼的應用前景高強鋼具有高的強韌性，優良的成形性及焊接性，已廣泛應用于汽車、建筑、航天、船舶等工業。如高強度IF鋼具有良好的變形性及低的屈服極限，常代替軟鋼用作汽車外板，以實現汽車構件減重、減薄。冷軋各向同性鋼沖壓成形性和抗凹陷性良好，常被用于生產汽車車身外板。高強度低合金鋼作為一種高效能材料，成本較低且性能優良，廣泛應用于油氣輸送管線、機械構件和汽車鋼板的生產。TRIP鋼強度高，成形性及變形性能良好，成形零件抗沖撞吸收能力強，抗沖擊凹陷性好，多用來制作汽車車門沖擊梁、防護桿、車輪輪轂、汽車擋板、底盤部件等部件。復相鋼主要應用于汽車高強度防撞擊部件上，如保險杠、防撞桿和B柱等安全零件。馬氏體時效鋼強度很高，主要用于航空、船舶等工業中的重要結構件。雙相鋼強度高、碰撞吸收能力強、沖壓性良好，目前可已廣泛應用于如車身內外板、保險杠、防撞梁等汽車部件。高強鋼用于汽車結構制造，在減輕自重、節能減排、提高安全性等方面展現了廣闊的前景。高強鋼尤其是先進高強鋼已成為汽車輕量化用鋼的發展趨勢。與其他輕量化材料相比，高強鋼具有鋼材的成形性好、回收利用率高、生產工藝簡單、性價比高等優勢。鑒于高強鋼在汽車部件應用上的良好效果，促使高強鋼重新取代了部分鋁合金、鎂合金及復合材料成為一些汽車零件的加工材料。隨著生產工藝的發展，高強鋼將會向強度更高，強度和延性配合度更好，成形加工性能更優良，制造生產成本更低的方向發展。同時為了節約成本、增加安全性，高強鋼車身制造中將會應用更多的激光拼焊板成形技術。該技術可更好地使材料的性能與結構相匹配，提高生產效率。除此之外，擁有良好防腐性能的可鍍層高強鋼板將會應用更加廣泛，與之相關的生產和加工新技術也會成為高強鋼研究的方向。2.高強鋼焊接研究現狀目前，國內外用于高強鋼的焊接方法有很多，包括激光焊接、攪拌摩擦焊、閃光對焊、TIG焊、MAG焊、電阻點焊等。下文主要從激光焊接、電阻點焊、氣體保護焊三方面簡單介紹高強鋼焊接的研究現狀。2.1激光焊接激光焊接技術是一種以激光束作為熱源通過激光與工件的相互作用，工件吸收激光能量轉化為熱能而熔化形成永久性連接的高效連接方法。相比于其他常用的焊接方法，激光焊的特點是能量密度高、效率高、熱輸入量小、適應性強、工件變形小且易于實現自動化，其焊件質量優于傳統焊接。隨著激光技術的發展成熟，激光焊接在航空航天、船舶工業、機械制造、輕工電子、汽車生產等領域應用日趨廣泛。高強鋼激光焊接的特點是能量密度高、熱輸入小、加熱冷卻速度快，可促使晶粒細化，減小工件變形，但仍然存在焊縫凝固裂紋、HAZ裂紋和軟化等問題。近年來國內外學者對高強度鋼激光焊接應用的做了大量的探索研究，對高強鋼激光焊接性有了一定的認識。于群等人對1.2mm的雙相鋼DP780進行激光焊對接和搭接試驗，通過調整參數研究焊縫組織和性能特點[15]。試驗發現熱影響區存在軟化現象，不過軟化區較窄，對拉伸性能影響不大。提高焊接速度可增加焊縫馬氏體含量，硬度增加，接頭成形能力降低。搭接試驗時焊接速度增加，接頭剪切強度提高，剪切斷口為脆性斷裂。在研究高強度雙相鋼DP980激光焊接頭的拉伸性能及疲勞性能[16]的試驗中，發現熔核區組織主要由馬氏體組成，熱影響區發現回火馬氏體組織。相同的激光焊接條件下，DP980鋼接頭熔核區硬度（450HV）高于HSLA鋼（360HV），而DP980鋼熱影響區硬度下降更明顯。焊接后DP980鋼接頭拉伸性能良好，但韌性略有下降。應力水平高于250MPa時，DP980鋼接頭比HSLA鋼疲勞壽命更長。2.2氣體保護焊一些國外學者研究了保護氣體和填充焊絲對HSLA鋼接頭組織和性能的影響[17]。試驗是在不同的保護氣體下分別用直徑為1.2mm的實芯焊絲(ER70S-6)和藥芯焊絲(E71T-1M)對20mm厚的HSLA鋼進行焊接。試件坡口為60°V型坡口，焊接時保持150°層間溫度。焊后對接頭進行拉伸和沖擊試驗，并觀察接頭組織和硬度變化，分析接頭組織的化學組成。試驗結果表明，在合適的保護氣體和填充焊絲的條件下，可以得到性能良好的HSLA鋼的熔化極氣體保護焊接頭。在不同保護氣體下，HSLA鋼焊縫金屬的合金元素組成并沒有發生明顯變化，而微觀組織中針狀鐵素體則會受到氣體中二氧化碳和氧含量的影響。當保護氣體中氧含量的逐漸增加到4%時，實芯焊絲的HSLA鋼接頭屈服強度和最大抗拉強度隨之增大，延伸率基本保持不變；當氧含量繼續增加時，最大抗拉強度和延伸率都隨之減小。而藥芯焊絲的接頭的屈服強度和最大抗拉強度會隨著氣體中氧含量的增多而減小，延伸率則基本保持不變。章友誼等人對SSAB公司生產的Domex700MC高強鋼進行CO2氣體保護焊試驗，分別采用實心焊絲ER50和藥芯焊絲E91TI-B兩種焊絲進行焊接，并對焊后接頭的組織和力學性能進行研究[18]。試驗結果表明，藥芯焊絲CO2氣體保護焊接頭組織和性能更好，抗拉強度達到620MPa以上。兩種焊接接頭的沖擊吸收功均低于母材，焊縫區和熱影響區硬度高于母材區。2.3電阻點焊電阻點焊是在電極力的作用下，利用通電時產生的電阻熱，將搭接母材熔化而形成永久性連接的方法。其焊接過程短、生產效率高，適用于大規模自動化生產，已廣泛應用于汽車制造業。高強鋼合金元素復雜，點焊工藝不當時易出現淬硬組織，使用時容易產生結合面斷裂。同時因其強度較高，點焊時需要較大的電極壓力，造成電極頭磨損嚴重，縮短電極壽命。相比于低碳鋼，高強鋼更易產生飛濺，工藝窗口較窄。隨著高強鋼應用的日趨廣泛，國內外學者對高強鋼的點焊性能進行了大量的研究，主要包括高強鋼微觀組織及性能分析、點焊接頭斷裂模式分析等方面。S.Brauser等人針對汽車用高強度TRIP鋼（HCT690T）和微合金鋼（HX340LAD）異種材料點焊接頭的力學性能及形變行為作了深入的分析[19]。試驗分別對同種材料和異種材料進行點焊試驗，發現點焊接頭拉剪力大小與母材的強度無線性關系，正面和背面的伸長率無顯著差別。異種材料點焊時，相比于同種材料局部應力減少約20%。電子衍射結果顯示HCT690T接頭斷裂處組織中奧氏體有所減少，同時測得其HAZ硬度有所增加，這促使TRIP鋼接頭應力水平低于母材。王敏、吳毅雄等人研究了母材成分對DP590鋼點焊接頭性能的影響[20]。通過對化學成分不同的DP590A和DP590B雙相鋼進行點焊對比試驗，發現碳含量高DP590B的點焊接頭韌性較差。這是由于點焊熔核急速冷卻的不平衡條件下，形成了孿晶馬氏體亞結構，這導致接頭韌性的降低。3.高強鋼焊接工藝近年來隨著高強鋼的廣泛應用，國內外許多學者對高強鋼的焊接工藝做了大量的研究。婁宇航等研究了690MPa級低合金高強鋼的焊接性，分別采用手工電弧焊和埋弧焊進行焊接，焊前進行80℃預熱處理，設計不同的坡口角度和根部間隙，嚴格按照設計的焊接工藝參數進行焊接，得到了完全符合各種性能要求的焊接接頭。采用CO2激光填絲焊和激光-MIG復合焊工藝對12mm厚的船用鋼10CrNiMnMoV進行了焊接性研究，得出激光填絲焊的焊接變形較小，焊縫成形性好。尹杰[21]利用雙光束熱絲多層焊對高強鋼焊接進行研究，設計并改進了適合于厚板的雙光束熱絲多層焊的窄間隙坡口尺寸，實現16mm厚的11CrNi3MnMoV低合金高強鋼的可靠連接，消除了未融合和氣孔缺陷。隨著各國對工程機械件要求的提高以及材料加工技術的快速發展，超高，強度鋼得到廣泛應用。李亞江等[22]利用Ar+CO2混合氣體保護焊對超高強度鋼HQ130做了焊接試驗，通過掃描電鏡、透射電鏡和電子衍射技術研究了工藝參數對熱影響區域(HAZ)韌性的影響，得出當熱輸入E在9.2～26.4kJ/cm變化時，隨E的增加，鋼HAZ的沖擊韌性逐漸降低；當E＜20kJ/cm時，在HAZ可以獲得較好的韌性，所以要想獲得具有良好韌性的接頭就必須將E控制在20kJ/cm以下。在用四絲埋弧焊焊接20mm厚的HSLA80鋼的試驗中，結果表明:：在不降低接頭質量的條件下，提高焊接速度和電流密度可以增加熔敷率；隨著熱輸入的增加，粗大的柱狀晶含量增加，針狀鐵素體的含量降低。4.高強鋼焊接接頭組織與性能研究4.1焊接接頭組織分析對于熔焊來說，焊縫金屬是指由填充金屬和一部分熔化的母材在熔池中凝固而形成，主要經歷加熱熔化、凝固結晶和固態相變等階段[23]。而一般來說，焊縫金屬組織主要由母材和焊材的原始組織以及化學成分、焊接工藝等因素所決定。低合金高強鋼中常見的焊縫顯微組織主要有針狀鐵素體、先共析鐵素體、側板條狀鐵素體以及少量的粒狀貝氏體、馬氏體和M-A島狀組織等。由于受熱狀態不同，可以將焊縫區組織分成3個區域：原始焊縫組織，為貝氏體、針狀鐵素體和少量的低碳馬氏體；二次重熔組織，為粒狀貝氏體和針狀鐵素體組織；經歷熱處理后的焊縫組織，為貝氏體正火組織、貝氏體回火組織，以及大量相互平行的鐵素體束。婁宇航等采用手工電弧焊及埋弧焊兩種焊接方法焊接HSLA100鋼，結果顯示：兩種焊接方法所得的焊縫組織主要為板條狀貝氏體和少量針狀鐵素體。在焊接過程中，由于熱影響區不同部位所經歷的熱循環以及焊后的冷卻速度不同，使得熱影響區的組織及力學性能不均勻，這種不均勻性對高強鋼的力學性能影響尤為明顯。國外學者研究了高強鋼多層多道焊的熱影響區，結果將熱影響區分為6個部分，粗晶區、細晶區、臨界熱影響區、亞臨界熱影響區、臨界重熔粗晶區和亞臨界重熔粗晶區。在臨界熱影響區和臨界重熔粗晶區都觀察到M-A島狀組織，粗晶區主要包括粗大的上貝氏體、微合金析出物和M-A島狀組織，晶粒尺寸為75～150μm；臨界重熔粗晶區主要組織為粗大的鐵素體、細小的微合金析出物和M-A島狀組織，晶粒大小為20μm。研究結果表明：影響M-A島狀組織形成的主要因素是奧氏體的淬透性，并指出大量的Si含量以及鐵素體基體中固溶的釩(V)是提高淬透性及M-A組織形成的主要因素。在焊接接頭中，焊縫與熱影響區的過渡區域稱為熔合區。與其他特征區相比，熔合區的沖擊韌性值最低而硬度最高，是接頭的一個薄弱環節，這主要是由于熔合區主要由鑄造組織以及晶界相組成，掃描電鏡結果顯示熔合區組織主要為針狀鐵素體和晶界相(先共析鐵素體以及魏氏鐵素體)。有的研究說明在熔合區邊緣部分熔化的母材是柱狀晶形核的核心；而有的研究結果表明：熔合區柱狀晶晶粒大小主要由熔合區邊界部分熔化區的晶粒尺寸決定。4.2焊接接頭力學性能分析在對焊接接頭的力學性能分析中，一般采用拉伸、彎曲、沖擊以及硬度測試等段。對于高強鋼而言，由于在熱影響區的粗晶區會形成M-A島狀組織而使得其強度和硬度值較高，但沖擊韌性下降，脆性增加。日本學者研究了一種通過控制焊縫中B元素的擴散來提高高強鋼在高熱輸入條件下熱影響區韌性的方法[24]。該方法主要是通過提高焊縫金屬中B元素的含量，然后通過擴散進而提高熱影響區中B元素的含量，再通過B元素來抑制熱影響區的晶粒長大從而提高熱影響區的韌性。在對臨界再熱粗晶區組織及力學性能的研究試驗中，結果表明：影響該區域沖擊韌性的主要因素是M-A島狀組織的形態而不是其數量。5.結語對于高強鋼焊接接頭組織復雜，熱影響區易于形成組織粗大等問題，如何改善或控制高強鋼焊接接頭的組織與性能仍是重點與難點。高強鋼的熔合區與粗晶區是焊接接頭性能最薄弱環節，其韌性往往低于母材，并具有明顯的脆性傾向，如何提高該區域的綜合性能是今后高強鋼焊接研究的一個重點方向。參考文獻[1]馬鳴圖,吳寶榕.雙相鋼-物理和化學冶金[M].北京冶金工業出版社,2009:1.[2]OhjoonKwon,SuengChulBaik.ManufactureandApplicationofAdvancedHighStrengthSteelSheetsforAutoPartsManufacture[J].IronandSteel,2005,40(11):64-68.[3]HiroshiTakechi.RecentProgressinHighStrengthSteelforAtuomobileinJapan[J].IronandSteel,2005,40(11):58-63.[4]王利,楊雄飛,陸匠心.汽車輕量化與高強度鋼板的合理選用[J].中國汽車工程學會材料分會第十五屆年會論文集,2006:55-64.[5]甄舒.B340/590DP高強鋼電阻點焊接頭組織與力學性能的研究[D].長春:吉林大學碩士論文,2010.[6]ZimnikW,FreierK,HussySandBungeHJ.FactorsInfluencingPlanarAnisotropyofBatch-annealedColdStrip[J].Mater.Tech,1993,64(8):420-424.[7]姚貴升.采用BH鋼提高汽車外表面零件的抗凹陷性[J].寶鋼技術,2000(4):1-7.[8]馬鳴圖.先進汽車用鋼[M].北京:化學工業出版社,2007:1.[9]崔昆主編.鋼鐵材料及有色金屬材料[M].北京:機械工業出版社,1981:37.[10]DebanshuBhattacharya.DevelopmentsinAdvancedHighStrengthSteel[J].IronandSteelSupplemet,2005,40:69-75.[11]HanzakiAZHodgsonPDYueS.TheInfluenceofBainiteonRetainedAusteniteCharacteristicsinSi-MnTRIPSteels[J].ISUInternational,1995,35(1):79.[12]InternationalIronandSteelInstituteCommitteeOnAutomotiveApplication.AdvancedHighStrengthSteel(AHSS)ApplicationGuidelines[J].InternationalIronandSteelInstitute,2005(9):6-13.[13]G.Frommeyer,U.Brux,P.Neumann.Supra-ductileandhigh-strengthmanganeseTRIP/TWIPsteelsforhighenergyabsorptionpurposes[J].ISIJInt,2003,43:438.[14]蔣俊華1000MPa超高強雙相鋼水淬及回火工藝研究[D].上海:上海交通大學碩士論文,2007.[15]于群.車用雙相鋼DP780的激光焊接接頭組織性能研究[D].北京:北京工業大學碩士論文,2010.[16]W.Xu,D.L.Chen.Tensileandfatiguepropertiesof?berlaserweldedhighstrengthlowalloyandDP980dual-phasesteeljoints[J].MaterialsandDesign,2013(43):373–383.[17]S.Mukhopadhyay.EffectofshieldinggasmixtureongasmetalarcweldingofHSLAsteelusingsolidand?ux-coredwires[J],IntJAdvManufTechnol(2006)29:262–268.[18]章友誼.Domex700Mc低合金高強鋼CO2氣體保護焊焊接工藝及焊接接頭性能研究[D].西華大學碩士論文,2007.[19]S.Brauser.Deformationbehaviorofspot-weldedhighstrengthsteelsforautomotiveapplications[J].MaterialsScienceandEngineering,2010(557):7099–7108.[20]王敏,吳毅雄,潘華,等.母材成分對DP590鋼電阻點焊接頭性能的影響[J].焊接學報,2010,2(31):33-35.[21]尹杰.高強鋼雙光束熱絲多層焊工藝及接頭組織性能研究哈爾濱[D].哈爾濱工業大學,2009.[22]李亞江,鄒增大,陳祝年,等.HQ130高強鋼熱影響區組織及韌性[J].焊接學報,1997,18(1):25-32.[23]高君.船舶用異種高強鋼焊接接頭組織性能研究[D].哈爾濱:哈爾濱工程大學,2012.[24]KitaniY,IksdaP,YasudaK,etal.ImprovementofHAZtoughnessforhighheatinputweldingbyusingborondiffusionfromweldmetal[J].WeldingintheWord,2007,51(1):31－36．基于C8051F單片機直流電動機反饋控制系統的設計與研究基于單片機的嵌入式Web服務器的研究MOTOROLA單片機MC68HC（8）05PV8/A內嵌EEPROM的工藝和制程方法及對良率的影響研究基于模糊控制的電阻釬焊單片機溫度控制系統的研制基于MCS-51系列單片機的通用控制模塊的研究基于單片機實現的供暖系統最佳啟停自校正（STR）調節器單片機控制的二級倒立擺系統的研究基于增強型51系列單片機的TCP/IP協議棧的實現基于單片機的蓄電池自動監測系統基于32位嵌入式單片機系統的圖像采集與處理技術的研究基于單片機的作物營養診斷專家系統的研究基于單片機的交流伺服電機運動控制系統研究與開發基于單片機的泵管內壁硬度測試儀的研制基于單片機的自動找平控制系統研究基于C8051F040單片機的嵌入式系統開發基于單片機的液壓動力系統狀態監測儀開發模糊Smith智能控制方法的研究及其單片機實現一種基于單片機的軸快流CO〈,2〉激光器的手持控制面板的研制基于雙單片機沖床數控系統的研究基于CYGNAL單片機的在線間歇式濁度儀的研制基于單片機的噴油泵試驗臺控制器的研制基于單片機的軟起動器的研究和設計基于單片機控制的高速快走絲電火花線切割機床短循環走絲方式研究基于單片機的機電產品控制系統開發基于PIC單片機的智能手機充電器基于單片機的實時內核設計及其應用研究基于單片機的遠程抄表系統的設計與研究基于單片機的煙氣二氧化硫濃度檢測儀的研制基于微型光譜儀的單片機系統單片機系統軟件構件開發的技術研究基于單片機的液體點滴速度自動檢測儀的研制基于單片機系統的多功能溫度測量儀的研制基于PIC單片機的電能采集終端的設計和應用基于單片機的光纖光柵解調儀的研制氣壓式線性摩擦焊機單片機控制系統的研制基于單片機的數字磁通門傳感器基于單片機的旋轉變壓器-數字轉換器的研究基于單片機的光纖Bragg光柵解調系統的研究單片機控制的便攜式多功能乳腺治療儀的研制基于C8051F020單片機的多生理信號檢測儀基于單片機的電機運動控制系統設計Pico專用單片機核的可測性設計研究基于MCS-51單片機的熱量計基于雙單片機的智能遙測微型氣象站MCS-51單片機構建機器人的實踐研究基于單片機的輪軌力檢測基于單片機的GPS定位儀的研究與實現基于單片機的電液伺服控制系統用于單片機系統的MMC卡文件系統研制基于單片機的時控和計數系統性能優化的研究基于單片機和CPLD的粗光柵位移測量系統研究單片機控制的后備式方波UPS提升高職學生單片機應用能力的探究基于單片機控制的自動低頻減載裝置研究基于單片機控制的水下焊接電源的研究基于單片機的多通道數據采集系統基于uPSD3234單片機的氚表面污染測量儀的研制基于單片機的紅外測油儀的研究96系列單片機仿真器研究與設計基于單片機的單晶金剛石刀具刃磨設備的數控改造基于單片機的溫度智能控制系統的設計與實現基于MSP430單片機的電梯門機控制器的研制基于單片機的氣體測漏儀的研究基于三菱M16C/6N系列單片機的CAN/USB協議轉換器基于單片機和DSP的變壓器油色譜在線監測技術研究基于單片機的膛壁溫度報警系統設計基于AVR單片機的低壓無功補償控制器的設計基于單片機船舶電力推進電機監測系統基于單片機網絡的振動信號的采集系統基于單片機的大容量數據存儲技術的應用研究基于單片機的疊圖機研究與教學方法實踐基于單片機嵌入式Web服務器技術的研究及實現基于AT89S52單片機的通用數據采集系統基于單片機的多道脈沖幅度分析儀研究機器人旋轉電弧傳感角焊縫跟蹤單片機控制系統基于單片機的控制系統在PLC虛擬教學實驗中的應用研究基于單片機系統的網絡通信研究與應用基于PIC16F877單片機的莫爾斯碼自動譯碼系統設計與研究基于單片機的模糊控制器在工業電阻爐上的應用研究基于雙單片機沖床數控系統的研究與開發基于Cygnal單片機的μC/OS-Ⅱ的研究基于單片機的一體化智能差示掃描量熱儀系統研究基于TCP/IP協議的單片機與Internet互聯的研究與實現變頻調速液壓電梯單片機控制器的研究基于單片機γ-免疫計數器自動換樣功能的研究與實現基于單片機的倒立擺控制系統設計與實現單片機嵌入式以太網防盜報警系統基于51單片機的嵌入式Internet系統的設計與實現單片機監測系統在擠壓機上的應用MSP430單片機在智能水表系統上的研究與應用HYPERL