一、含Nb,Ti冷轧薄板工艺研究（论文文献综述）
李硕硕[1]（2021）在《中锰汽车钢热成形组织、力学性能及焊接性研究》文中研究指明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。
张豹[2]（2021）在《高强度低铁损电工钢制备工艺与性能研究》文中认为高强度电工钢的强度高于普通电工钢200MPa以上,广泛应用于转速超过10×104r/min的超高速电机、大型水轮发电机和新能源电动汽车驱动电机。作为我国新能源电动汽车驱动电机主流选择的内置式永磁体同步电机因其转子结构特殊,即便在转速不是特别高的情况下,转子铁芯的某些部位也可能会发生断裂,所以需要使用高强度电工钢。制备高强度无取向电工钢的关键就是在高Si含量的成分体系下,如何大幅提高强度而不大幅恶化磁性能。目前如何制备同时具有优异力学性能和磁性能的高强度电工钢已经成为该领域的研究热点之一。本工作采用了固溶强化、位错强化、析出强化等一系列的强化方法来制备高强度电工钢,并在成功提高电工钢冷轧薄板的强度基础上,制备出了具有优异综合性能的高强度低损耗电工钢,主要结论和创新点如下:（1）研究Si含量对冷轧电工钢力学性能和磁性能的影响,探索提高Si含量制备高强度无取向电工钢的可行性,Si含量为3.0%和3.5%（除特殊标注外,全为质量分数wt.%）的热轧板可以在室温直接进行冷轧获得完整的冷轧薄板;硅含量为4.0%和4.5%的热轧板需要在300℃温轧个0.50mm以下后才能在室温下轧制获得完整无边裂的0.15mm冷轧薄板。通过调整轧制工艺制备了硅含量分别为3.0%、3.5%、4.0%和4.5%的0.15mm冷轧薄板。最终退火后,冷轧薄板的屈服强度随着Si含量的提高和热处理温度的降低而提高,冷轧薄板铁损P1.0T/400Hz随着Si含量的提高和热处理温度的提高而降低,最终通过与现有商业产品性能进行对比得出,当Si含量大于4.2%时,能实现对现有商业产品性能上的超越。（2）研究了 Fe-4.5%Si合金冷轧薄板再结晶过程中的力学性能和磁性能的变化规律。优选出Fe-4.5%Si合金以及合适的退火工艺参数,系统地研究了退火工艺参数对冷轧板力学性能和磁性能的影响规律。研究表明,在550-600℃下退火2h可以获得兼具优异力学性能和磁性能的冷轧薄板;冷轧薄板的屈服强度与再结晶分数呈线性关系:Fe-4.5%Si热轧板室温延伸率为16.2%,具有良好的塑性,三点弯曲实验证明Fe-4.5%Si热轧板可以在室温下实现卷曲。采用Fe-4.5%Si合金制备的高强度电工钢板在屈服强度相近情况下铁损P1.0T/400Hz较现有商业产品降低超过20%.（3）研究了热轧板常化处理对Fe-4.5%Si冷轧板退火后力学性能和磁性能的影响,阐明了在轧制过程中和退火过程中组织和织构的演变规律。热轧板经常化处理后,显微组织由“三明治”结构逐渐向全部由粗大的等轴晶晶粒组成过渡,宏观织构类型没有显着变化,以λ纤维织构为主,织构强度出现明显降低。随着热轧板常化温度的升高,冷轧板表层显微组织由窄的变形拉长晶粒向宽的变形拉长晶粒过渡,心部均为宽度为10-70μm变形拉长晶粒:未常化处理热轧板冷轧的薄板宏观织构主要为{112}<110>和{100}<011>,晶粒取向向稳定位向转变程度较高;热轧板常化处理后冷轧的薄板宏观织构主要为{111}<110>和{100}<011]>,并且强度显着低于未经常化处理冷轧的薄板,晶粒取向向稳定位向转变程度低于未经常化处理热轧板冷轧的薄板。退火后,未经常化处理热轧板冷轧的薄板形核位置以晶界为主,新晶粒取向以{111}<112>为主;热轧板1000℃常化处理冷轧的薄板形核位置主要为γ纤维织构内的剪切带,新晶粒取向以{111}<112>为主,有利织构{100}<001>、{114}<481>和{100}<013>含量明显提高。再结晶后期取向为<100>//ND的变形晶粒发生连续再结晶,进一步提高了有利织构的含量。（4）系统分析了不同强度等级时冷轧薄板铁损降低的主要影响因素,并将热轧板常化处理后冷轧的薄板与现有商业产品性能进行比较。高强度等级时,冷轧薄板铁损的主要控制因素为冷轧薄板拉长变形晶粒的宽度;低强度等级时,冷轧薄板铁损的主要控制因素为再结晶晶粒的取向。与现有商业产品HST系列性能进行比较,热轧板1000℃常化处理后冷轧的薄板在强度等级为570MPa级别时,铁损降低超过13%,磁感应强度提高50 mT;当强度等级为780MPa级别时,铁损降低超过25%,磁感应强度降低50 mT。热轧板1000℃常化处理后冷轧的高强度电工钢薄板性能明显优于现有商业产品。（5）通过对现有高Si含量电工钢进行Cu合金化,利用富Cu析出物的共格析出大幅提高冷轧薄板的强度,制备了综合性能优异的高强度电工钢冷轧薄板。冷轧薄板的铁损和屈服强度随着固溶温度的提高而降低,当固溶温度超过950℃,冷轧薄板的晶粒贯穿厚度方向,屈服强度大幅降低。欠时效和时效峰值的析出物为体心立方结构,与基体完全共格,随着时效时间的延长,富Cu析出物的结构由体心立方结构变为孪晶9R结构、孪晶面心立方结构以及同时具有多种结构的复杂结构。时效峰值富Cu析出物的尺寸只有2-10nm,对磁畴运动的阻碍效果较小,相较于碳氮化合物来说对磁性能的恶化效果很小。采用冷轧薄板屈服强度与铁损的比值（强损比）来对不同强度等级和铁损等级的高强度电工钢性能进行定量评价。通过采用Cu合金化利用富Cu析出物共格析出制备的Fe-4.0%Si-2.0%Cu高强度电工钢冷轧薄板相较于现有的商业化产品具有明显优势,其强损比是现有商业产品强损比的两倍。
杨学雨[3]（2021）在《CSP产线汽车用钢生产工艺优化研究》文中提出微合金钢用处广泛,如海洋工程、机械工程、汽车制造、船舶制造、高层建筑以及石油化工等领域。近年来我国振兴行业和产业快速发展,对优质合金钢的需求量大增,企业为了巩固竞争地位,实现创新创效的可持续发展,唯有坚定不移的走微合金化钢的发展道路。由于CSP薄板坯连铸机具有快速凝固,快速大压下,温度均匀等工艺优势,CSP生产线产出的微合金钢具有析出物弥散,晶粒细小,板型优良等特点。但是在微合金钢的实际生产中,由于高压下比带来的高局部应力,使得产品边部时常出现角裂纹缺陷,严重影响了连铸连轧的产品品质和高效化生产。本文主要结合某钢企CSP产线的含Nb、V等微合金钢的生产实际,研究了薄板坯微合金热轧板卷的边裂成因,并针对生产设备、工艺、操作等方面提出了相应的解决措施。针对微合金钢边裂缺陷产生机理尚不明确问题,通过制作试样,并进行低倍金相实验、SEM电镜实验以及TEM透射电镜等实验分析方法对微合金钢连铸坯边裂的生成机理进行研究,明确了边裂缺陷产生原因;针对微合金钢晶界析出行为、组织演变行为和钢的第三脆性温度区间未知问题,利用高温热模拟实验机,确定了微合金钢种的第三脆性温度区;结合CSP薄板坯连铸机生产工艺设备现状,采用“低温工艺路线”,开发连铸坯角部二冷高温区强控冷技术和设备技术,建立了一种新的控制冷却技术,实现了连铸坯角部组织的多相转变晶粒细化和组织转变;结合CSP薄板坯连铸机生产实际,找到了边裂缺陷在保护浇注、操作等方面的影响因素,如中间包结构、长水口吹氩结构、保护渣、捞渣操作等,并提出了相应的解决方案。通过以上工艺优化,使得CSP生产线的微合金钢产品质量得到了提升。
吴腾[4]（2021）在《低碳热轧多相钢中形变亚结构的形成及作用》文中指出具有优良塑韧性、焊接性、冷加工成形性和碰撞吸收能量等的先进高强多相钢是国家急需的高性能钢铁材料。但随着强度不断提高,钢材的综合力学性能不断降低,其在冲压成形过程极易出现开裂、回弹、零件尺寸达不到要求等诸多问题。在实现钢铁产业低碳、绿色化转型升级的背景下,本文基于汽车轻量化和合金减量化原则,设计出成分为0.2C-1.74Mn-0.68Si-0.06Nb（wt.%）的低碳热轧多相钢,并利用热模拟和JMat Pro软件等方法进行了控轧控冷工艺设计,借助OM、SEM、TEM、EBSD和室温拉伸等实验手段对实验钢的显微组织进行了表征和对力学性能进行了测试,揭示了热轧后的超快冷工艺对奥氏体晶粒超细化和大量形变亚结构产生的机理,探究了积累的形变亚结构对钢多相组织形成的影响规律,掌握了组织中残留奥氏体的调控因素及其对钢性能的作用,主要研究结果如下:首先,提出了热轧DP工艺获得超高强多相组织。通过两阶段控制轧制获得具有大量形变亚结构的奥氏体,当超快冷至两相区等温析出铁素体,铁素体继承了这些形变亚结构易在奥氏体晶界处形核并长大,得到细小的多边形铁素体。然后淬火至室温发生马氏体相变,过冷奥氏体中保留的大量形变亚结构可有效的细化马氏体板条,马氏体板条间平行排列具有较小的取向差,这种通过形变亚结构细化相变组织和多相协调变形可有效的提高材料的强韧性和加工成形性能。当轧后厚度3.8 mm、终轧温度840℃、弛豫时间9 s时,实验钢在保持1258 MPa的超高强度下,得到的屈强比较低为0.55、n值较高为0.13,具有较好的综合力学性能。其次,提出了热轧Q&P工艺获得高强塑积多相组织。也是先通过两阶段控制轧制获得具有大量形变亚结构的奥氏体,然后超快冷至淬火温度（QT）发生奥氏体转变为位错型板条马氏体,大量形变亚结构会使其在相变中进一步分割得到细小的晶粒或者亚晶粒,并促进了碳的扩散,有利于残留奥氏体保留至室温。最后得到细化的马氏体和残留奥氏体的多相复合组织。当配分温度为400℃、配分时间为10 s时,得到的强塑积最高为27.00 GPa·%（抗拉强度为982 MPa,伸长率为27.5%）。接着,将热轧DP工艺和热轧Q&P工艺相结合提出了热轧F-Q&P工艺获得高强塑积多相组织。通过两阶段控轧+超快冷+弛豫+配分工艺处理可得到具有形变亚结构的小尺寸多边形铁素体+细板条位错型马氏体+细薄残留奥氏体的多相复合组织,可进一步提高钢的冷加工成形性能。当弛豫时间6 s、配分温度350℃、配分时间30 s时,得到最优的综合力学性能（抗拉强度1004 MPa、强塑积20.58GPa·%、屈强比0.55、n值0.18）。最后,通过低碳低成本的成分设计,实现了热轧+超快冷+相变细化多相组织,并对形变亚结构在钢中的作用机理进行了分析,这种细化的多相复合组织使高强钢具有较好的力学性能和成形性能。同时,工艺流程短有利于提高效率降低成本,对于实现可持续和轻量化的绿色制造具有重要意义。
赵剑威[5]（2020）在《考虑金属横向流动和应力松弛的热连轧板形建模与工业应用》文中提出金属横向流动和应力松弛作为带钢热连轧中影响轧制稳定性和板形控制精度的两个重要因素,其自身规律同时受到钢种成分、微观组织演变、几何尺寸和温度分布等多个因素的影响,尤其是机架间的应力松弛过程更是一个耦合了回复、析出和再结晶等多个基本物理冶金过程的复杂过程。这种多物理场、多变量、强耦合的复杂工况使得对精轧过程中金属横向流动和残余应力松弛的定量描述变得极其困难。由于缺少相应的理论基础和理论计算模型,目前在板形设定模型中多是选择忽略或以经验系数对二者的影响进行表征,这限制了高精度板形模型的进一步发展。为此,本文以1580mm热连轧生产线为应用背景,以提高板形预设定计算精度为目标,以高强度低合金钢为应用对象,通过实验、数值模拟、理论分析、数学建模、工业试验和工业应用等多种方式,对热轧过程中的金属横向流动和机架间的残余应力松弛效应开展了系统性的研究,并建立了相应的定量表征方法。具体研究内容和成果如下:（1）为了探究金属横向流动在板形演变中的影响和作用,本研究通过在模拟轧制实验中对轧件进行激光刻蚀、颜料墨水喷涂等处理,采用激光共聚焦显微测量,实现了轧制过程中微小横向流动的精准直接观测;并结合数值实验和理论计算模型揭示了金属横向流动对残余应力的自修正效应,给出了金属横向流动在板形演变中调控机制的理论解释,提出了屈曲风险系数和横向流动系数,分别对带钢发生屈曲变形的风险以及横向流动对残余应力的影响进行了量化;分析了带钢几何因素对金属横向流动和残余应力的影响。该研究结果为完善热连轧板形设定模型奠定了理论基础并提供了新思路。（2）为了实现集宏观力学变形、材料组织性能演变和温度变化为一体的多物理场、多尺度下的辊缝出口横向流动和残余应力的稳定、高效求解,研究中首先基于位错动力学理论建立了高强度低合金钢流变应力的物理预测模型,对带钢变形的力学行为进行了描述,采用差分-矩阵迭代的方法建立了带钢轧制变形快速计算模型,对带钢宏观力学变形进行了求解;其次,通过将二者与采用显隐交替差分形式建立的带钢温度场计算模型进行耦合,建立了带钢轧制高效集成计算模型,并分析了不同耦合方式下的模型求解效率。该模型的建立为后续的板形预设定计算提供了高效的求解手段,同时也为实现热连轧过程的在线集成计算奠定了基础。（3）以统计热力学理论为基础,建立了金属高温变形后的应力松弛动力学模型,实现了应力松弛过程中回复、再结晶、析出和固溶拖拽等物理冶金过程耦合效应的描述,通过将应力松弛动力学模型与温度场计算模型进行耦合,基于残余应力自平衡原则首次实现了多物理场、多物理过程条件下机架间残余应力演变模型的建立,提出了应力松弛系数对残余应力的松弛程度进行量化,揭示了带钢横向温差、平均温度及Nb元素含量对机架间残余应力松弛效应的影响。（4）以上述的理论研究为指导依据,以建立的带钢轧制高效集成计算模型和机架间带钢残余应力演变模型为计算手段,针对某厂的1580mm热连轧生产线,开发了基于残余应力影响因子的板形预设定策略,对现场的板形预设定模型进行了优化并实现了工业化应用,取得了良好的效果。
侯雨阳[6]（2020）在《钛、铌对超纯铁素体不锈钢凝固过程第二相析出及对凝固组织的影响》文中认为皱折（Ridging）作为铁素体不锈钢在成形过程中常见的表面缺陷一直受到广泛关注,其形成原因与铸态组织中发达的柱状晶密切相关。随着钢中碳、氮含量的极低化,其铸态组织中柱状晶更加发达,皱折缺陷通常会变得更加严重,为此,获得高比例细小致密的等轴晶是超纯铁素体不锈钢凝固组织所追求的目标。研究已经证明在铁素体不锈钢中添加稳定化元素钛能提高凝固过程等轴晶率并减轻皱折缺陷。近年来,钛、铌双稳定超纯铁素体不锈钢得到快速发展,但有关钛、铌对凝固组织的影响、交互作用以及凝固过程第二相析出机理方面的研究报道尚很少见,这方面的研究对于获得理想的凝固组织并改善皱折缺陷具有重要意义。本文以超纯铁素体不锈钢为研究背景,围绕钛、铌对凝固过程第二相析出及对凝固组织的影响开展研究。通过拉曼光谱、电子背散射衍射（EBSD）以及滴落实验确认了 Ti合金化后形核核心的结构以及诱导铁素体不锈钢的形核作用。建立了多元非平衡凝固模型,提出了 Nb合金化提高等轴晶率的机理。明确了钛、铌复合添加细化铸态晶粒的相互作用效果。结合实际生产结果,提出了工业化生产高等轴晶率钛、铌双稳定超纯铁素体不锈钢连铸坯的关键工艺。主要研究结果如下:（1）快速冷却滴落实验表明,在初始凝固形成的等轴枝晶中,找到了复合核心诱导形核的直接证据。拉曼光谱确认了复合核心中的氧化物为Ti2O3。通过EBSD揭示了Ti2O3与TiN之间特定的取向关系,即{0001}Ti2O3//{111}TiN,此时Ti2O3与TiN之间的晶格错配度为0.6%,证明了Ti2O3进促TiN形成的有效性。进一步提出了有效核心的形成条件,即Ti含量大于0.14wt%,Al含量小于150ppm,溶解氧含量为9～12ppm。（2）揭示了 Nb提高等轴晶率的组成过冷机理。铁素体不锈钢中Nb含量平均每提高0.1wt%,等轴晶率提高5.5%。Nb合金化显着影响凝固过程枝晶生长动力学,阻碍晶体的生长,进而扩展凝固前沿的组成过冷区域,促进铁素体不锈钢的自发形核并提高等轴晶率。（3）在Ti、Nb复合添加的条件下,能够进一步细化铸态组织。研究表明,当Ti含量在0.19wt%左右时,Nb含量平均每提高0.1wt%,晶粒平均直径下降8%。Ti合金化可以促进复合核心的形成并诱导形核。Nb合金化可以扩展凝固区间并促进晶界析出物的形成,提高了形核效率并阻碍晶粒的合并与长大。Ti、Nb元素的交互作用,优于Ti单稳定工艺。（4）通过工业化生产制备了具有高等轴晶率的Ti、Nb双稳定超纯铁素体不锈钢连铸坯。对核心成分进行提取,发现当Ti2O3氧化物中含有少量的Mg、Al元素时,可以有效促进（Ti,Nb）（CN）的形成并促进形核,此时氧化物尺寸为1～1.5μm。为了形成有效的核心氧化物,当Ti含量为0.18wt%时,需要溶解Mg含量为3～5ppm,Al含量为50～75ppm。（5）统计提取了核心在连铸坯厚度方向的分布特征,发现核心的数量分布与冷却速率密切相关。研究表明,冷却速率每增加1K/s,形核过冷度增加35.7K,因此为核心的形成创造有利条件。结合实验数据,建立了适用于铁素体不锈钢的CET预测模型,计算结果表明核心的有效性以及核心数量是提高等轴晶率的关键因素。研究表明CET以及等轴晶率是可以预测并准确控制的。为实际生产高质量超纯铁素体不锈钢产品建立了基础。
鲁辉虎[7]（2020）在《超级铁素体不锈钢组织演变、析出行为及力学性能研究》文中指出超级铁素体不锈钢具有优异的耐腐蚀性能、良好的导热性能及力学性能,是替代钛及铜用于制造以海水为介质的冷却管的潜在低成本材料。然而,目前超级铁素体不锈钢在制备及服役过程中存在较严重的脆化问题,生产难度大,产品的广泛应用受到限制。针对以上不足,本文以典型牌号27Cr-4Mo-2Ni-Nb-Ti超级铁素体不锈钢为研究对象,围绕中间相析出行为、析出脆化机制、微观织构演变规律、析出相对回复及再结晶行为的影响机制开展了系统研究,具体内容与结果如下:（1）分析了中间相的等温析出行为及其对力学性能的影响规律。600-1000℃等温时效过程中形成了σ、χ、Laves等三种中间相,其TTP曲线呈“C”形,鼻尖温度为800-850℃,其中Laves相析出孕育期最短,χ与σ相次之。亚微米级Laves相在位错处形核,纳米级χ相优先在晶界析出,而微米级σ相沿χ相在晶界析出。随着时效时间延长,晶界σ相不仅沿晶界生长,同时向晶内生长,呈树枝状,并布满晶界。时效时间继续延长,χ相向σ相转变,并发现σ相在晶内以及沿Ti N颗粒周围析出。σ、χ及Laves相析出恶化材料的塑韧性,σ相析出显着提高材料显微硬度。块状σ相与微米级Laves相析出严重恶化材料的韧性,而纳米级χ相对冲击韧性的影响较小。材料的冲击韧性较拉伸塑性对中间相析出更加敏感,显微硬度与σ相析出含量呈正线性关系。（2）研究了轧制变形加速σ相析出动力学并提高Laves相析出温度的微观机制,并提出了通过热轧后补热消除热轧变形加速σ相析出动力学的工艺路线。轧制过程产生的剪切带及Ti N周围高应变区域为σ相析出提供了额外形核位置,另一方面,轧制变形过程中产生的高密度位错,为Cr、Mo元素扩散提供了通道,增加了σ相析出驱动力。轧制变形过程形成的高密度位错,在高温退火过程中引起Nb、Mo元素在界面位置偏聚,引起Laves相析出温度高达1050℃。通过在热轧后增加补热工序,及时消耗变形储能,消除亚晶界,有效减弱σ相析出动力学,扩大了热轧后冷却的操作窗口,降低了σ相析出脆性风险。（3）发现Laves相析出脆性与其尺度相关。高温退火炉冷过程中,沿晶界析出的微米级Laves相显着恶化材料的韧性,并引起脆性断裂,退火后通过快速冷却可以消除Laves相析出,保证材料的韧性。冷轧再结晶退火过程中,沿晶界析出的纳米级Laves相并不恶化材料的塑性,同时具有优化织构、细化晶粒的有益作用。（4）建立了中间相析出与退火织构演变之间的作用关系。中温回复退火过程中,沿<111>//ND晶粒内部剪切带析出的χ相阻碍剪切带回复,弱化γ-纤维织构;<110>//RD与<001>//ND晶粒内部位错快速回复并形成亚晶界后,Laves相则在亚晶界析出,仅阻碍亚晶界的进一步迁移,因此,α-纤维织构增强。热轧回复组织在高温退火过程中,再结晶形核机制为亚晶聚合,Laves相沿<111>//ND晶内亚晶界析出,阻碍再结晶形核,并弱化γ织构。冷轧变形组织在高温退火过程中,再结晶形核机制主要为剪切带形核,亚晶界位置纳米级Laves相钉扎晶界,细化晶粒;随着温度升高,Laves相含量迅速减少,γ取向晶粒内剪切带处再结晶核心脱离Laves相钉扎后,通过取向长大机制,吞并周围{112}<110>及{111}<110>晶粒,形成单一的{111}<112>γ-纤维织构组分。（5）初步设计了基于低温固溶制备超级铁素体不锈钢冷轧退火薄板的工艺路线。1050℃低温固溶处理预析出纳米级Laves相后,采用一阶段大压下量冷轧工艺及两阶段冷轧+中间退火工艺均能获得组织细小、性能优异的冷轧退火薄板。晶粒尺寸分别为16.2μm、22.4μm,断后伸长率分别为27.4%、24.4%,Fe Cl3酸溶液中的腐蚀率分别为0.033 mm/y、0.022 mm/y。
王雄[8]（2020）在《CSP工艺下冷轧低碳微合金钢组织性能的研究》文中认为紧凑式带钢生产技术（Compact Strip Production）作为薄板坯连铸连轧技术中应用最广泛的技术之一,它是一种将铸造、轧制结合一体的短流程生产线,具有低成本、适应性强、生产效率高、能耗低等优点,被国内外钢铁企业广泛应用于生产冷轧薄板。由于CSP工艺具有连铸拉速快、直接热装、冷却速度快等传统工艺不具有特点,使CSP工艺生产钢铁材料具有新的研究价值。本文以某钢厂CSP生产线上各个工艺流程下生产的低碳微合金钢为研究对象,利用光学显微镜、场发射扫描电子显微镜、透射电子显微镜、全自动拉伸试验机等设备,研究了CSP生产线上铸坯加热工艺、卷取温度和退火工艺对实验用钢组织和性能的变化规律,希望能为实际生产提供指导意义。主要研究结果如下:在实验室条件下研究了加热工艺对实验用钢铸坯奥氏体晶粒尺寸和微合金元素回溶的影响规律,结果表明:本实验用钢的奥氏体粗化温度为1050℃,保温时间超过15 min后,奥氏体开始粗化。实验用钢中所添加的Nb、Ti微合金元素以（Ti,Nb,Mn）C复合第二相粒子存在于钢基体中,当加热温度低于1100℃时,大部分第二相粒子未能回溶,当加热温度高于1100℃时,大部分第二相粒子重新回溶。研究了卷取温度对热轧低碳微合金钢组织和性能的影响规律,并对不同卷取温度下实验用钢的强化机理进行了分析,结果表明:580600℃卷取时,实验用钢组织主要由准多边形铁素体、粒状铁素体及数量较少、片间距较小的珠光体组成。620640℃卷取时,实验用钢组织主要由多边形铁素体和数量较多、片间距较大的珠光体组成。实验钢热轧板中分布有两种尺寸大小的（Ti,Nb）C第二相粒子,均呈球状,第一类为尺寸较大（7090 nm）的（Ti,Nb）C粒子,对钢材强度基本没有影响;第二类为纳米级尺寸（410 nm）的（Ti,Nb）C粒子,能显着提高实验用钢的性能。本实验用钢主要的强化方式为细晶强化、固溶强化和析出强化。在实验室条件下研究了退火工艺对冷轧低碳微合金钢组织、性能及屈强比的影响,结果表明:本实验用钢的再结晶温度约为650℃,采用490580℃退火温度后,铁素体晶粒形态呈变形纤维状,组织中渗碳体数量较少,屈服强度、抗拉强度变化较小,屈强比维持在0.9以上,延伸率为1%左右;采用610700℃退火温度后,变形的铁素体周围出现了无畸变的再结晶晶粒,渗碳体的球化过程导致组织中游离分布的球形颗粒状渗碳体数量增多,屈服强度、抗拉强度迅速下降,延伸率迅速增加,屈强比呈下降趋势,670℃时达到最小值0.86;采用730760℃退火温度后,铁素体晶粒充分长大,组织中几乎没有游离的渗碳体存在,渗碳体仅在晶界上呈片层状聚集分布,屈服强度、抗拉强度缓慢下降,延伸率缓慢增加,屈强比呈上升趋势,在760℃时达到最大值0.91。退火温度为670℃时,随着保温时间的延长,铁素体晶粒尺寸缓慢增加,当保温时间为6 h时,铁素体晶粒尺寸分布最为均匀,实验钢退火板强度总体呈缓慢下降的趋势,延伸率呈缓慢上升的趋势,屈强比逐渐降低,在8 h保温后降至最小值0.82。
任志恒[9]（2019）在《冷轧及连续退火工艺对稀土高强IF钢组织和性能的影响》文中研究说明高强IF钢因为深冲性能高,成型性能良好和强度高,是汽车轻量化用钢的理想材料。在稀土高强IF钢的生产过程中,冷轧和连续退火后的再结晶程度、晶粒尺寸大小及织构的变化都会影响IF钢的性能。有研究表明:稀土镧元素在高强IF钢的连续退火过程中会起到推迟再结晶和细化晶粒的作用,但没有报道说添加稀土镧元素的高强IF钢在退火阶段应该怎么做才能在不影响组织和性能的条件下提高稀土高强IF钢的生产效率。所以研究冷轧压下率及连续退火工艺对稀土高强IF钢的组织和性能的影响对生产出优良性能的稀土高强IF钢具有重要的指导意义。本文以国内某厂生产的440MPa级稀土高强IF钢冷轧板为研究对象,并根据生产线上的预热、加热、保温、缓冷、快冷、时效、空冷段的实际生产工艺制定冷轧压下率的范围和连续退火工艺。用Gleeble-1500模拟连续退火工艺并用蔡司显微镜和XRD研究不同冷轧压下率及退火工艺下的再结晶状况,晶粒尺寸和宏观织构;用实验室拥有自主专利的连续退火炉,模拟不同冷轧压下率下含微量稀土冷硬板的连续退火,测量退火板的硬度,抗拉强度,屈服强度和伸长率。结果表明:在冷轧压下率≥77%时,稀土高强IF钢的再结晶程度有较为明显的提高;在连续退火工艺在保温段温度为800℃,带钢的运行速度为130m/min时,稀土高强IF钢完全再结晶的平均晶粒尺寸为6.6μm,再结晶平均晶粒尺寸最为细小,同时力学性能均以达到440MPa级国家标准。在保温段温度为790℃,连续退火带钢的运行速度为120m/min时,稀土高强IF钢未完全再结晶,但是随着冷轧压下率的增大再结晶程度在增加;在连续退火带钢的速度不变的情况下,连续退火工艺的保温段温度升高至800℃,稀土高强IF钢发生了完全再结晶,随着冷轧压下率从73%增加至79%,平均晶粒尺寸从8.4μm减小至7.4μm;随后在连续退火保温段温度不变的情况下,增大连续退火带钢的运行速度至130m/min,稀土高强IF钢完全再结晶后平均晶粒尺寸减小至6.6μm;然后继续增加连续退火带钢的运行速度至140m/min,稀土高强IF钢未发生完全再结晶;同时增加连续退火保温段温度和带钢的运行速度,稀土高强IF钢未发生完全再结晶。对比不同冷轧压下率和连续退火工艺下的组织和性能的分析结果可知:相同的退火工艺下,随着冷轧压下率的增加,稀土高强IF钢的γ取向上的{111}<110>和{111}<112>织构的取向密度差逐渐减小,稀土高强IF钢的力学性能也在提升;在相同的冷轧压下率的条件下,随着连续退火保温段温度的升高,稀土高强IF钢的γ取向上的{111}<112>织构的取向密度逐渐增大,并且析出物的形状也由长条状变为块状的,但是数量没有发生较大的变化,随着带钢速度的增加再结晶的稀土高强IF钢的晶粒细化,持续增加带钢的运行速度会极大的影响再结晶的程度。通过本次实验在冷轧压下率为79%,连续退火保温段温度为800℃,带钢的运行速度为130m/min时获得的稀土高强IF钢的组织和力学性能最佳。
石刚[10]（2019）在《罩式退火对冷轧高强钢性能的影响》文中进行了进一步梳理随着汽车用冷轧高强钢板得到广泛的应用和开发,较高的强度和良好的成型性能是评定薄板的性能标准,在主流的汽车冷轧薄板中,采用的多为连续退火,效率高,板型好,但因生产线较长,技术复杂,适合较大批量且品种较少的金属薄板,对于小型冷轧厂以及批量较小的金属薄板来说,可以考虑从罩式退火工艺进行生产。本文是基于典型钢种280VK和DP590冷轧薄板的化学成分设计下,结合相关专业知识,经罩式退火工艺后研究分析对其力学性能、成型性能以及微观组织性能的影响。主要研究内容和结果如下:（1）通过理论分析和硬度测定确定罩式退火加热相关制度,制定退火工艺参数,加热温度分别为:620℃、640℃、660℃、680℃,保温时间:120min。（2）通过静态单向拉伸实验检验经退火后实验薄板相关力学性能,包括断后延伸率、抗拉强度、屈服强度以及n值、r值。（3）通过薄板万能成形试验机对不同退火温度下的钢材料进行相应成形性能的评价,利用扩孔实验以及杯突实验测量出扩孔率以及杯突IE值来衡量退火后板材成形性的重要指标,研究不同退火温度下对材料深冲性能的影响。其中:1#钢在空冷下最大扩孔率为140.53%,在随炉缓冷下最大IE值为9.94mm,2#钢在随炉缓冷下扩孔率为144.4%,最大IE值9.58mm。（4）通过在对不同温度退火后的试验钢进行微观组织形貌的观察,在实验室可利用光学显微镜进行金相分析进行组织形态的观察,分析出不同的晶粒组织的形貌对钢结构综合性能的影响确定出最佳工艺参数。在罩式退火下得到的主要组织是铁素体+渗碳体组织,其中以铁素体形态和晶粒大小对金属薄板产生性能影响。（5）通过对比同钢种在罩式退火下与连续退火下的综合性能差距,合理分析出同钢种在不同工艺下的性能优势,可以得出:连续退火下,力学性能稍强于罩式退火,但罩式退火有较好的成型性能。
二、含Nb,Ti冷轧薄板工艺研究（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、含Nb,Ti冷轧薄板工艺研究（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）高强度低铁损电工钢制备工艺与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 软磁材料及电工钢 |
| 2.1.1 软磁材料 |
| 2.1.2 电工钢 |
| 2.2 高强度无取向电工钢 |
| 2.2.1 高强度无取向电工钢概述 |
| 2.2.2 新能源汽车用驱动电机特点和类型 |
| 2.2.3 新能源汽车用驱动电机与无取向电工钢片性能之间的关系 |
| 2.2.4 新能源汽车驱动电机用高强度无取向电工钢 |
| 2.3 高强度无取向电工钢的制备 |
| 2.3.1 采用固溶强化制备高强度无取向电工钢 |
| 2.3.2 采用析出强化制备高强度无取向电工钢 |
| 2.3.3 采用位错强化制备高强度无取向电工钢 |
| 2.4 电工钢织构研究 |
| 2.4.1 形变和再结晶织构的形成及影响因素 |
| 2.4.2 织构对电工钢磁性能的影响 |
| 2.5 常化处理提高高强度电工钢性能 |
| 2.6 研究方案 |
| 2.6.1 选题背景和研究意义 |
| 2.6.2 研究目标和内容 |
| 2.6.3 技术路线 |
| 3 Fe-(3.0-4.5)%Si冷轧薄板的力学性能和磁性能 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.2 Fe-(3.0-4.5)%Si高硅钢加工过程组织分析 |
| 3.2.1 铸锭显微组织观察 |
| 3.2.2 锻坯显微组织观察 |
| 3.2.3 热轧板显微组织观察 |
| 3.3 Fe-(3.0-4.5)%Si硅钢片力学性能分析 |
| 3.3.1 铸锭力学性能分析 |
| 3.3.2 热轧板力学性能分析 |
| 3.3.3 Fe-(3.0-4.5)%Si高硅钢冷轧板力学性能分析 |
| 3.4 Fe-(3.0-4.5)%Si硅钢片磁性能分析 |
| 3.5 高强度无取向电工钢的工艺窗口 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 Fe-4.5%Si合金制备高强度电工钢 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.2 Fe-4.5%Si合金的加工性能 |
| 4.3 Fe-4.5%Si冷轧薄板的力学性能 |
| 4.4 Fe-4.5%Si冷轧薄板的磁性能 |
| 4.5 Fe-4.5%Si冷轧薄板的各向异性 |
| 4.5.1 力学性能各向异性 |
| 4.5.2 磁性能各向异性 |
| 4.6 性能比较 |
| 4.7 再结晶过程中显微组织变化和织构演变 |
| 4.7.1 显微组织变化及其对性能的影响 |
| 4.7.2 再结晶过程中的织构演变 |
| 4.8 冷轧薄板厚度对性能的影响 |
| 4.8.1 冷轧薄板厚度对力学性能的影响 |
| 4.8.2 冷轧薄板厚度对磁性能的影响 |
| 4.8.3 再结晶过程中的显微组织变化 |
| 4.8.4 性能比较 |
| 4.9 本章小结 |
| 5 常化处理对高强度电工钢性能的影响及织构演变规律研究 |
| 5.1 实验材料及方法 |
| 5.2 热轧板显微组织变化及织构演变 |
| 5.3 冷轧过程中的显微组织变化及织构演变 |
| 5.4 热轧板常化处理温度对冷轧板性能的影响 |
| 5.4.1 热轧板常化处理对冷轧板力学性能的影响 |
| 5.4.2 热轧板常化处理对冷轧板磁性能的影响 |
| 5.4.3 冷轧薄板性能区间及性能比较 |
| 5.5 冷轧薄板的各向异性 |
| 5.5.1 力学性能各向异性 |
| 5.5.2 磁性能各向异性 |
| 5.6 冷轧薄板性能提升机理研究 |
| 5.6.1 高强度等级性能提升机理 |
| 5.6.2 低强度等级性能提升机理 |
| 5.6.3 退火过程中的织构演变 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 Fe-4.0%Si合金Cu合金化制备高强度电工钢 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 固溶温度对力学性能和磁性能影响 |
| 6.3 时效温度对力学性能影响 |
| 6.4 冷轧薄板的各向异性 |
| 6.5 冷轧薄板性能对比与评价 |
| 6.6 加工过程中的显微组织变化及织构演变 |
| 6.7 时效过程中富Cu析出物观察 |
| 6.8 时效过程中铁损变化分析 |
| 6.9 本章小结 |
| 7 结论、创新点与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）CSP产线汽车用钢生产工艺优化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 汽车用钢简介 |
| 1.2.1 汽车用钢的发展 |
| 1.2.2 合金元素在汽车钢中的作用 |
| 1.3 汽车用钢的生产现状 |
| 1.3.1 国外汽车用钢的生产现状 |
| 1.3.2 国内汽车用钢的生产现状 |
| 1.4 论文研究意义与主要内容 |
| 1.4.1 论文的研究意义 |
| 1.4.2 论文的主要内容 |
| 第2章 CSP生产线工艺特点及汽车用钢生产现状 |
| 2.1 CSP薄板坯产线介绍 |
| 2.1.1 CSP产线的特点 |
| 2.1.2 产品结构及生产现状 |
| 2.2 CSP薄板坯产线QSt E系列汽车用钢生产情况 |
| 2.2.1 QSt E系列汽车用钢介绍 |
| 2.3 QSt E系列汽车用钢的产品质量状况 |
| 第3章 QSt E系列汽车用钢的边裂缺陷研究 |
| 3.1 QSt E系列钢种边裂缺陷产生机理研究 |
| 3.1.1 边裂缺陷的外观形貌 |
| 3.1.2 边裂缺陷的金相分析 |
| 3.1.3 边裂缺陷的微观分析 |
| 3.2 钢的第三脆性区研究与测试 |
| 3.2.1 高温拉伸实验方法 |
| 3.2.2 实验材料 |
| 3.2.3 实验结果与验证 |
| 3.3 连铸二冷高温区晶粒超细化研究 |
| 3.3.1 二冷红外测温实验 |
| 3.3.2 二冷凝固热/力学模型 |
| 3.3.3 计算结果与分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 QSt E系列汽车用钢生产工艺改进方案 |
| 4.1 连铸机二冷高温区晶粒超细化控冷方案 |
| 4.1.1 铸坯二冷高温区改造方案 |
| 4.1.2 铸坯二冷高温区现场改造 |
| 4.1.3 应用效果 |
| 4.2 连铸弧形与矫直区控冷工艺优化方案 |
| 4.2.1 铸流二冷水水封技术开发 |
| 4.2.2 开发了铸坯表面喷扫装置 |
| 4.3 汽车用钢专用保护渣的开发 |
| 4.3.1 存在问题 |
| 4.3.2 汽车用钢专用保护渣的开发 |
| 4.3.3 技术改进方案 |
| 4.3.4 实施效果 |
| 4.4 汽车用钢生产时捞渣工艺的改进 |
| 4.4.1 结晶器钢液面位置 |
| 4.4.2 结晶器热流 |
| 4.4.3 结晶器上口火焰翻腾情况 |
| 4.4.4 钢包下水口烧眼情况 |
| 4.4.5 漏钢预报系统 |
| 4.5 连铸钢水净化技术 |
| 4.5.1 即熔型中间包挡渣墙 |
| 4.5.2 汽车用钢保护浇铸技术优化 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 改进后汽车钢生产质量情况 |
| 5.1 微合金钢边裂缺陷降级量大幅降低 |
| 5.2 微合金钢铸坯组织及析出控制效果 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
| 发表论文和参与科研情况说明 |
（4）低碳热轧多相钢中形变亚结构的形成及作用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 先进高强钢的发展历史及研究现状 |
| 1.2.1 先进高强钢的特点及发展概况 |
| 1.2.2 形变亚结构在先进高强钢中的研究现状 |
| 1.3 形变亚结构形成及其在相变中的作用 |
| 1.3.1 形变亚结构的形成及影响因素 |
| 1.3.2 形变奥氏体的相变 |
| 1.3.3 形变诱导相变 |
| 1.4 利用形变亚结构对热轧多相钢组织的调控 |
| 1.4.1 多相钢的组织组成 |
| 1.4.2 多相钢的主要强化机制 |
| 1.4.3 多相钢的主要增塑机制 |
| 1.4.4 多相钢的成分及热处理工艺 |
| 1.5 本文研究的目的和内容 |
| 1.5.1 本文的研究目的 |
| 1.5.2 本文的研究内容 |
| 第2章 超高强热轧DP钢的显微组织及性能 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验钢的成分与组织设定 |
| 2.2.2 实验过程 |
| 2.2.3 显微组织表征及力学性能的测试 |
| 2.3 形变亚结构对热轧DP实验钢中组织形成的影响 |
| 2.4 热轧DP实验钢的力学性能 |
| 2.5 终轧温度对热轧DP实验钢组织与性能的影响 |
| 2.5.1 终轧温度对实验钢显微组织的影响 |
| 2.5.2 终轧温度对实验钢力学性能的影响 |
| 2.5.3 终轧温度对实验钢成形性能的影响 |
| 2.6 未再结晶区压下量对热轧DP实验钢组织与性能的影响 |
| 2.6.1 未再结晶区压下量对实验钢显微组织的影响 |
| 2.6.2 未再结晶区压下量对实验钢力学性能的影响 |
| 2.6.3 未再结晶区压下量对实验钢成形性能的影响 |
| 2.7 弛豫时间对热轧DP实验钢组织与性能的影响 |
| 2.7.1 弛豫时间对实验钢显微组织的影响 |
| 2.7.2 弛豫时间对实验钢力学性能的影响 |
| 2.7.3 弛豫时间对实验钢成形性能的影响 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 高强塑积热轧Q&P钢的显微组织及性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 实验钢的成分与组织设定 |
| 3.2.2 实验过程 |
| 3.2.3 显微组织表征及力学性能的测试 |
| 3.3 配分热处理后热轧Q&P钢的组织与相分布 |
| 3.3.1 XRD分析及力学性能结果 |
| 3.3.2 形变亚结构对热轧Q&P实验钢中组织形成的影响 |
| 3.4 形变亚结构对残留奥氏体作用 |
| 3.4.1 具有形变亚结构的残留奥氏体形貌 |
| 3.4.2 残留奥氏体中碳含量计算及碳扩散机理 |
| 3.5 配分热处理后热轧Q&P钢的性能 |
| 3.5.1 配分温度对实验钢的力学性能影响规律 |
| 3.5.2 配分时间对实验钢的力学性能影响规律 |
| 3.5.3 配分热处理对实验钢的n值影响规律 |
| 3.6 热轧Q&P钢中残留奥氏体的作用规律 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 高强塑积热轧F-Q&P钢的显微组织及性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 形变亚结构对热轧F-Q&P钢经弛豫后铁素体的形成影响 |
| 4.4 热轧F-Q&P钢弛豫后碳配分热处理对组织的影响规律 |
| 4.4.1 碳配分时间对实验钢的显微组织影响规律 |
| 4.4.2 碳配分温度对实验钢的显微组织影响规律 |
| 4.5 配分热处理后热轧F-Q&P钢的性能 |
| 4.5.1 配分后实验钢的力学性能 |
| 4.5.2 配分热处理对实验钢的n值影响规律 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 形变亚结构在热轧多相钢中的作用机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 形变亚结构对热轧多相钢的细化机理 |
| 5.3 形变亚结构在马氏体相变中的作用 |
| 5.3.1 具有形变亚结构的马氏体相变热力学 |
| 5.3.2 具有形变亚结构的马氏体形貌 |
| 5.4 热轧多相钢的强韧化机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 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 攻读博士学位期间主持或参加的科研项目 |
（5）考虑金属横向流动和应力松弛的热连轧板形建模与工业应用（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 研究背景及意义 |
| 2.2 带钢热轧变形及板形概述 |
| 2.2.1 带钢热轧变形概述 |
| 2.2.2 带钢板形概述 |
| 2.3 金属横向流动 |
| 2.3.1 金属塑性流动概述 |
| 2.3.2 金属横向流动研究现状 |
| 2.3.3 金属横向流动的表征与测量 |
| 2.4 集成计算模型 |
| 2.4.1 流变应力模型研究现状 |
| 2.4.2 温度场模型概述 |
| 2.4.3 带钢轧制变形模型研究现状 |
| 2.5 残余应力松弛效应 |
| 2.5.1 基于热力学的材料行为描述研究现状 |
| 2.5.2 应力松弛动力学模型概述 |
| 2.5.3 机架间残余应力松弛效应研究现状 |
| 2.6 论文的研究内容 |
| 3 金属横向流动对残余应力分布的作用机理 |
| 3.1 理论基础 |
| 3.1.1 残余应力计算模型的建立 |
| 3.1.2 前屈曲模型的建立 |
| 3.2 带钢热轧的数值实验 |
| 3.2.1 有限元模型的建立 |
| 3.2.2 有限元模型验证 |
| 3.2.3 数值实验工况设定和数据处理 |
| 3.3 轧制实验 |
| 3.3.1 轧制试样的加工 |
| 3.3.2 试样的轧制与测量 |
| 3.4 结果讨论 |
| 3.4.1 金属横向流动对残余应力的影响 |
| 3.4.2 金属横向流动对残余应力的调节机制 |
| 3.4.3 厚度与宽度变化对横向流动及残余应力的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 带钢轧制高效集成计算模型 |
| 4.1 热变形过程中HSLA钢流变应力的物理建模 |
| 4.1.1 平均位错密度演变的计算 |
| 4.1.2 流变应力的计算 |
| 4.1.3 高温压缩实验 |
| 4.1.4 基于遗传算法的模型参数优化 |
| 4.1.5 模型的精度评估 |
| 4.2 基于显隐交替差分的带钢温度场计算 |
| 4.2.1 温度场数值求解 |
| 4.2.2 物理参数的设定 |
| 4.2.3 边界条件的设定 |
| 4.3 基于差分-矩阵迭代的带钢轧制快速计算模型 |
| 4.3.1 模型的假设 |
| 4.3.2 核心方程的建立 |
| 4.3.3 核心方程的线性化 |
| 4.3.4 模型的边界条件及求解 |
| 4.3.5 模型验证 |
| 4.4 集成计算模型的建立 |
| 4.4.1 子模型的参数传递 |
| 4.4.2 子模型的耦合求解 |
| 4.4.3 子模型耦合方式的选择 |
| 4.4.4 模型验证 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 机架间微观组织演变对残余应力的松弛效应 |
| 5.1 应变诱导析出 |
| 5.1.1 析出动力学模型的建立 |
| 5.1.2 析出粒子分布及对亚晶界的平均钉扎能 |
| 5.2 应力松弛动力学模型 |
| 5.2.1 静态回复系数的计算 |
| 5.2.2 位错统计熵的计算 |
| 5.2.3 再结晶系数的计算 |
| 5.2.4 能垒Q_(RX)的计算 |
| 5.2.5 临界亚晶尺寸和形核孕育期的计算 |
| 5.3 应力松弛动力学模型的精度评估 |
| 5.3.1 应力松弛实验描述 |
| 5.3.2 应力松弛动力学模型参数 |
| 5.3.3 模型结果与实验结果的比较 |
| 5.4 机架间带钢残余应力演变模型 |
| 5.5 残余应力松弛效应的影响因素分析 |
| 5.5.1 应力松弛系数的定义 |
| 5.5.2 横向温差和平均温度波动的影响 |
| 5.5.3 Nb元素含量的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 基于横向流动和应力松弛的板形预设定模型及工业应用 |
| 6.1 精轧板形控制系统及板形预设定模型 |
| 6.1.1 精轧板形控制系统 |
| 6.1.2 板形预设定模型 |
| 6.2 基于金属横向流动和应力松弛的板形模型 |
| 6.2.1 辊系模型的建立 |
| 6.2.2 带钢模型的建立 |
| 6.3 基于残余应力影响因子的板形预设定策略 |
| 6.3.1 残余应力影响因子的定义 |
| 6.3.2 基于残余应力影响因子的比例凸度分配 |
| 6.3.3 板形调控参数的设定计算 |
| 6.4 板形预设定模型的工业现场应用 |
| 6.4.1 应用生产线概况 |
| 6.4.2 产线板形问题描述 |
| 6.4.3 板形预设定模型的工业实验 |
| 6.4.4 板形预设定模型的工业应用效果 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）钛、铌对超纯铁素体不锈钢凝固过程第二相析出及对凝固组织的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 含Ti、Nb超纯铁素体不锈钢 |
| 2.1.1 超纯铁素体不锈钢的特点及发展 |
| 2.1.2 稳定化元素的作用 |
| 2.1.3 皱折缺陷与控制 |
| 2.2 铸态组织以及等轴晶率的控制 |
| 2.2.1 金属的凝固特点 |
| 2.2.2 凝固组织控制理论 |
| 2.2.3 CET及凝固组织的预测 |
| 2.2.4 铁素体不锈钢的凝固组织控制 |
| 2.3 稳定化元素Ti提高铁素体不锈钢等轴晶率的研究 |
| 2.3.1 TiN作为形核剂的研究 |
| 2.3.2 氧化物-TiN复合核心作为形核剂的研究 |
| 2.3.3 含TiN复合核心的界面特性及形核效果 |
| 2.4 稳定化元素Nb对铁素体不锈钢凝固组织影响的研究 |
| 2.4.1 含Nb化合物的形成规律及形貌 |
| 2.4.2 Nb对凝固过程影响的研究 |
| 2.4.3 Nb元素细化晶粒的研究 |
| 2.5 研究背景和研究内容 |
| 2.5.1 研究背景 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 Ti合金化对凝固组织的影响及其非均质形核的作用 |
| 3.1 Ti合金化对凝固组织的影响 |
| 3.1.1 研究方案 |
| 3.1.2 Ti合金化后的铸态组织 |
| 3.1.3 钢中第二相特征 |
| 3.2 核心形核的实验确认与直接证据 |
| 3.2.1 快速冷却滴落实验装置的设计 |
| 3.2.2 滴落实验方法 |
| 3.2.3 实验结果与讨论 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 Ti_2O_3-TiN复合核心结构及其形成条件 |
| 4.1 复合核心结构的确认 |
| 4.1.1 核心氧化物类型确认 |
| 4.1.2 复合核心的晶体取向关系 |
| 4.1.3 复合核心的形核效果 |
| 4.2 凝固过程Ti_2O_3的形成条件 |
| 4.2.1 Ti元素对复合核心形成的影响 |
| 4.2.2 钢中Al、O元素对复合核心形成的影响 |
| 4.3 不同Ti含量对第二相与凝固组织的影响 |
| 4.3.1 成分设计以及实验方案 |
| 4.3.2 不同Ti含量条件下的第二相与铸态组织 |
| 4.4 非平衡凝固过程中复合核心在凝固前沿的形成 |
| 4.4.1 模型的建立 |
| 4.4.2 非平衡凝固过程中复合核心在凝固前沿的形成 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Nb对铁素体不锈钢凝固组织的影响及其作用机理 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 铸锭凝固组织及等轴晶率的变化 |
| 5.2.2 钢中的第二相及其形成规律 |
| 5.3 第二相演变机理以及形核效果 |
| 5.3.1 第二相的演变机理 |
| 5.3.2 第二相的形核效果 |
| 5.4 Nb对枝晶尖端生长动力学的影响 |
| 5.4.1 凝固参数的变化规律 |
| 5.4.2 组成过冷的变化规律 |
| 5.4.3 动力学模型的应用以及组织预测 |
| 5.5 模型验证以及作用机理 |
| 5.5.1 晶粒尺寸的变化 |
| 5.5.2 凝固前沿元素分布特征 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 Ti,Nb双稳定化对铁素体不锈钢凝固组织的影响 |
| 6.1 研究方案 |
| 6.2 实验结果 |
| 6.2.1 铸锭的凝固组织 |
| 6.2.2 微观组织以及析出物分布 |
| 6.2.3 晶内的第二相粒子 |
| 6.2.4 晶界析出物形貌以及成分特征 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 6.3.1 凝固以及第二相析出特性 |
| 6.3.2 含Nb复合核心的非均质形核效果 |
| 6.3.3 晶界析出物的形成机理 |
| 6.3.4 晶界析出物的钉扎作用 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 工业化连铸坯中形核核心的分布解析及CET转变的控制 |
| 7.1 工业生产连铸坯中第二相形核核心的分布解析 |
| 7.1.1 连铸坯生产工艺流程 |
| 7.1.2 取样方案以及分析方法 |
| 7.1.3 第二相形核核心的形貌以及成分特点 |
| 7.1.4 第二相形核核心的分布特征 |
| 7.2 Ti-Mg-Al-O形核核心的形成以及演变机理 |
| 7.2.1 连铸坯中复合核心的晶体取向以及错配度 |
| 7.2.2 Ti-Mg-Al-O形核核心的形成机理 |
| 7.2.3 Ti-Mg-Al-O形核核心的实验验证 |
| 7.2.4 冷却速率影响形核过冷度的实验测定 |
| 7.3 CET模型研究 |
| 7.3.1 CET模型计算原理 |
| 7.3.2 CET模型的建立 |
| 7.3.3 内外部因素对连铸坯的CET转变的影响机理 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论和创新点 |
| 8.1.1 结论 |
| 8.1.2 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 |
（7）超级铁素体不锈钢组织演变、析出行为及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景与意义 |
| 1.2 铁素体不锈钢的成分特征及分类 |
| 1.3 铁素体不锈钢的织构 |
| 1.4 铁素体不锈钢中的第二相 |
| 1.5 超级铁素体不锈钢 |
| 1.5.1 超级铁素体不锈钢的发展历程 |
| 1.5.2 超级铁素体不锈钢的脆性 |
| 1.5.3 超级铁素体不锈钢析出脆化的研究现状 |
| 1.6 现有研究存在的不足 |
| 1.7 课题来源及研究内容 |
| 1.7.1 课题来源 |
| 1.7.2 研究目标 |
| 1.7.3 研究内容 |
| 第二章 实验方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 技术路线及实验内容 |
| 2.3 组织表征 |
| 2.4 性能测试 |
| 第三章 热轧退火组织演变、析出行为及力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 热力学平衡相图 |
| 3.2.2 热轧组织及析出相 |
| 3.2.3 热轧板退火过程回复及再结晶 |
| 3.2.4 热轧板退火过程析出相 |
| 3.2.5 热轧及退火板室温拉伸性能 |
| 3.3 分析讨论 |
| 3.3.1 热退板中Laves相高温析出机制 |
| 3.3.2 Laves相对再结晶织构的影响 |
| 3.3.3 退火温度对力学性能的影响 |
| 3.3.4 冷却方式对力学性能的影响 |
| 3.3.5 保温时间对力学性能的影响 |
| 3.3.6 退火工艺对韧脆转变的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 中温析出行为及其对力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 实验钢热力学TTP曲线 |
| 4.2.2 固溶态试样组织及力学性能 |
| 4.2.3 600℃时效处理后微观组织及力学性能 |
| 4.2.4 650℃时效处理后微观组织及力学性能 |
| 4.2.5 700℃时效处理后微观组织及力学性能 |
| 4.2.6 750℃时效处理后微观组织及力学性能 |
| 4.2.7 800℃时效处理后微观组织及力学性能 |
| 4.2.8 析出相鉴别 |
| 4.3 分析讨论 |
| 4.3.1 中间相析出机制及其演变规律 |
| 4.3.2 晶粒尺寸对σ相析出行为的影响机制 |
| 4.3.3 中间相对拉伸性能的影响 |
| 4.3.4 中间相对显微硬度的影响 |
| 4.3.5 中间相对室温冲击韧性的影响 |
| 4.3.6 中间相对韧脆转变的影响 |
| 4.3.7 475℃脆性 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 热轧及轧后补热对时效析出行为及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热轧变形对时效组织及力学性能的影响 |
| 5.2.1 热轧组织及力学性能 |
| 5.2.2 热轧板时效组织及织构演变 |
| 5.2.3 热轧板时效过程析出相演变 |
| 5.2.4 热轧变形对析出行为的影响机制 |
| 5.2.5 析出相对回复组织及织构的影响机制 |
| 5.2.6 热轧变形对时效试样力学性能的影响机制 |
| 5.3 热轧后补热对时效组织及析出行为的影响 |
| 5.3.1 热轧板在线补热后组织 |
| 5.3.2 轧后补热对800℃时效析出行为的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 冷轧退火组织演变、析出行为及力学性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验结果 |
| 6.2.1 冷轧变形组织及力学性能 |
| 6.2.2 冷轧组织退火过程回复及再结晶 |
| 6.2.3 冷轧板退火过程析出相演变 |
| 6.2.4 冷轧板退火力学性能 |
| 6.3 分析讨论 |
| 6.3.1 变形及退火过程微观织构演变 |
| 6.3.2 冷轧变形对析出行为的影响机制 |
| 6.3.3 Laves相对再结晶晶粒尺寸的影响机制 |
| 6.3.4 σ相析出脆性 |
| 6.3.5 Laves相析出引起Lüders变形机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 实验室低温退火制备原型钢的微观组织及性能 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验结果 |
| 7.2.1 微观组织 |
| 7.2.2 析出相 |
| 7.2.3 力学性能及耐腐性能 |
| 7.3 分析讨论 |
| 7.3.1 中间退火对组织演变的影响 |
| 7.3.2 制备流程中析出相演变规律 |
| 7.3.3 制备工艺对力学性能的影响 |
| 7.3.4 Laves相析出对点蚀性能的影响 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 结论与展望 |
| 8.1 主要结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（8）CSP工艺下冷轧低碳微合金钢组织性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 某钢厂CSP工艺装备及工艺特点 |
| 1.2.1 CSP工艺装备 |
| 1.2.2 CSP工艺特点 |
| 1.3 微合金元素在钢中的作用 |
| 1.3.1 钛在钢中的作用 |
| 1.3.2 铌在钢中的作用 |
| 1.3.3 钒在钢中的作用 |
| 1.4 国内外研究现状 |
| 1.4.1 铸坯加热工艺研究现状 |
| 1.4.2 卷取工艺研究现状 |
| 1.4.3 退火工艺研究现状 |
| 1.5 论文研究意义及内容 |
| 第2章 实验方法及技术路线 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 铸坯热处理实验 |
| 2.2.2 冷硬板退火实验 |
| 2.2.3 显微组织观察 |
| 2.2.4 力学性能测试 |
| 2.3 实验技术路线 |
| 第3章 加热工艺对低碳微合金钢铸坯奥氏体长大行为和析出物的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 加热工艺实验材料及工艺 |
| 3.3 加热工艺实验结果 |
| 3.3.1 JMatPro计算结果 |
| 3.3.2 不同加热工艺下奥氏体晶界图 |
| 3.3.3 奥氏体晶粒长大模型 |
| 3.3.4 不同加热工艺下析出物回溶结果 |
| 3.4 加热工艺实验结果分析与讨论 |
| 3.4.1 加热温度对奥氏体晶粒及合金元素回溶的影响 |
| 3.4.2 保温时间对奥氏体晶粒及合金元素回溶的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 卷取温度对低碳微合金钢组织性能及强化机理的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 卷取温度实验材料 |
| 4.3 卷取温度实验结果 |
| 4.3.1 不同卷取温度下实验钢的显微组织图 |
| 4.3.2 不同卷取温度下实验钢的力学性能结果 |
| 4.4 卷取温度实验结果分析与讨论 |
| 4.4.1 卷取温度对显微组织的影响 |
| 4.4.2 不同卷取温度下实验钢强化机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 退火工艺对冷轧低碳微合金钢组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 退火工艺实验材料及工艺 |
| 5.3 退火工艺实验结果 |
| 5.3.1 再结晶温度的测定 |
| 5.3.2 显微组织在退火过程中的变化 |
| 5.3.3 不同退火工艺下实验钢的力学性能结果 |
| 5.4 退火工艺实验结果分析与讨论 |
| 5.4.1 退火工艺对显微组织的影响 |
| 5.4.2 退火工艺对力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所发获科研成果及奖励 |
| 1.学术论文 |
| 2.所获奖励 |
（9）冷轧及连续退火工艺对稀土高强IF钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 IF钢的概述 |
| 1.1.1 IF钢中的化学元素 |
| 1.1.2 稀土元素在钢铁中的作用 |
| 1.1.3 IF钢的组织性能特点 |
| 1.2 IF钢的生产 |
| 1.2.1 IF钢的生产工艺 |
| 1.2.2 IF钢的工艺流程特点 |
| 1.2.3 IF钢生产工艺对组织性能的影响 |
| 1.3 IF钢的研究现状 |
| 1.4 研究意义 |
| 2 实验研究内容及方案 |
| 2.1 研究材料 |
| 2.2 研究内容 |
| 2.3 研究方案 |
| 3 冷轧压下率及连续退火工艺对稀土高强IF钢组织的影响 |
| 3.1 冷轧压下率及连续退火工艺对稀土高强IF钢再结晶的影响 |
| 3.2 冷轧压下率及连续退火工艺对稀土高强IF钢织构的影响 |
| 3.2.1 冷轧压下率对稀土高强IF钢织构的影响 |
| 3.2.2 连续退火工艺对稀土高强IF钢织构的影响 |
| 3.3 连续退火工艺对稀土高强IF钢析出物的影响 |
| 3.4 未结晶长条状组织的分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 冷轧压下率及连续退火工艺对稀土高强IF钢性能的影响 |
| 4.1 冷轧压下率及连续退火工艺对稀土高强IF钢硬度的影响 |
| 4.2 冷轧压下率对稀土高强IF钢拉伸性能的影响 |
| 4.3 连续退火工艺对稀土高强IF钢拉伸性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（10）罩式退火对冷轧高强钢性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 汽车用冷轧薄板现状和发展 |
| 1.1.1 汽车用冷轧高强钢的现状 |
| 1.1.2 汽车用冷轧高强钢薄板的发展 |
| 1.2 退火工艺的技术发展现状 |
| 1.2.1 连续退火工艺的国内外发展 |
| 1.2.2 罩式退火工艺的国内外发展 |
| 1.3 冷轧薄板性能指标 |
| 1.3.1 金属薄板深冲性能的定义 |
| 1.3.2 成型指标 |
| 1.4 本课题研究背景、目的和内容 |
| 1.4.1 课题研究背景 |
| 1.4.2 研究主要目的 |
| 1.4.3 研究上的创新点和技术难点 |
| 第二章 实验材料的制备及方案 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.1.1 实验技术路线 |
| 2.1.2 实验材料 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 实验材料的制备 |
| 2.3 实验热处理工艺 |
| 2.4 退火实验方案的制定 |
| 2.4.1 再结晶温度的确定 |
| 2.4.2 退火实验方案的设定 |
| 2.5 金属薄板成型性能实验设定 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 罩式退火对实验薄板性能的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 单向拉伸实验参数的制定 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 不同温度下退火对1#钢力学性能的影响 |
| 3.3.2 不同温度下退火对2#钢力学性能的影响 |
| 3.3.3 空冷下退火温度对1#钢力学性能的影响 |
| 3.3.4 空冷下退火温度对2#钢力学性能的影响 |
| 3.3.5 罩式退火下对金属薄板成型性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 罩式退火与连续退火工艺下性能对比 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 连续退火工艺实验方案 |
| 4.3 连续退火下实验结果与分析 |
| 4.3.1 连续退火下实验钢力学性能 |
| 4.3.2 连续退火下实验钢成型性能 |
| 4.3.3 冷轧薄板在连续退火和罩式退火性能对比 |
| 4.3.4 不同工艺下板材综合性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 冷轧薄板在退火过程中显微组织的变化 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验结果与分析 |
| 5.2.1 1#和2#钢热轧板和冷轧板退火前的组织 |
| 5.2.2 罩式退火下不同退火温度对组织的影响 |
| 5.2.3 不同冷却方式下随温度组织变化规律 |
| 5.2.4 连续退火下对不同钢种组织的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
四、含Nb,Ti冷轧薄板工艺研究（论文参考文献）
- [1]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
- [2]高强度低铁损电工钢制备工艺与性能研究[D]. 张豹. 北京科技大学, 2021
- [3]CSP产线汽车用钢生产工艺优化研究[D]. 杨学雨. 河北工程大学, 2021(08)
- [4]低碳热轧多相钢中形变亚结构的形成及作用[D]. 吴腾. 武汉科技大学, 2021(01)
- [5]考虑金属横向流动和应力松弛的热连轧板形建模与工业应用[D]. 赵剑威. 北京科技大学, 2020(02)
- [6]钛、铌对超纯铁素体不锈钢凝固过程第二相析出及对凝固组织的影响[D]. 侯雨阳. 北京科技大学, 2020(12)
- [7]超级铁素体不锈钢组织演变、析出行为及力学性能研究[D]. 鲁辉虎. 太原理工大学, 2020
- [8]CSP工艺下冷轧低碳微合金钢组织性能的研究[D]. 王雄. 兰州理工大学, 2020(12)
- [9]冷轧及连续退火工艺对稀土高强IF钢组织和性能的影响[D]. 任志恒. 内蒙古科技大学, 2019
- [10]罩式退火对冷轧高强钢性能的影响[D]. 石刚. 安徽工业大学, 2019(02)