一、低碳超级钢中氧硫氮的控制及其对钢组织性能的影响（论文文献综述）
郭皓[1]（2021）在《外加改性纳米粒子技术诱导钢中铁素体形核的基础研究》文中认为钢中残留的大型夹杂物会导致材料裂纹萌生而损害其机械性能,同时由于晶粒粗大而导致大幅度降低材料的强韧性。上世纪有学者提出了“氧化物冶金”技术用于解决以上问题,即控制材料中细小弥散的夹杂物作为异质形核点,诱导晶内铁素体形核。随着外加技术和设备的不断成熟,通过喷吹等方式向钢液中加入合适成分的第二相粒子,可以起到促进晶粒细化、细化夹杂物等作用。之前有研究在钢中外加纳米级第二相粒子,一定程度细化了钢中的夹杂物和微观组织。然而,由于纳米粒子比表面积大、表面能高的特性,加入钢液后粒子容易聚集并上浮到钢液表面,造成纳米粒子在钢液中的使用效率大幅度降低。纳米粒子之间的团聚现象是软团聚,传统物理手段不能从本质上消除粒子间的作用力,因此有必要改变炼钢用纳米粒子的表面特性。首先,采用化学手段对MgO纳米粒子表面改造,根据表征结果,制备出一种新型的具有核壳结构的炼钢用纳米粒子,碳化后的粒子表面有一层厚度为10nm的碳层,在溶液中具有良好的单分散性。在氦气气氛下,原始MgO纳米粒子在高温钢液的润湿角达到了 130°,而表面改造的MgO@C纳米粒子的润湿角只有50°,具备更小的润湿角意味着改性后的纳米粒子具有更良好的润湿性。通过高温预实验分段取样,测定合金元素的含量计算得知,试验钢中改性纳米粒子的收得率达到了 65%,远高于原始纳米粒子的收得率。利用化学表面改性的方法,提高了炼钢用纳米粒子的收得率,解决外加纳米粒子技术的关键技术问题。其次,应用改性的炼钢用纳米粒子设计高温冶炼实验,研究发现纳米粒子对钢中非金属夹杂物的特性有很大影响。根据Factsage热力学模拟软件和SEM-EDS测试结果得知,纳米试验钢中生成大量不规则形状的TiN夹杂物,而且MgAl2O4尖晶石也逐渐取代了原始钢中单相Al2O3夹杂物。添加同质量的纳米粒子时,含改性纳米粒子的试验钢中的细小夹杂物的数量也高于含原始纳米粒子的试验钢。特别地,在含0.03%改性MgO@C纳米粒子的试验钢中,亚微米级别的夹杂物数量比例达到了所有夹杂物数量的77.2%。细小的夹杂物可以阻碍原奥氏体晶粒迁移并诱导针状铁素体形核。根据夹杂物异质形核诱导铁素体的理论,热力学计算得出TiN夹杂物的等效临界形核直径为0.346μm。改性纳米粒子在不同冷却条件下,对试验钢中微观组织的演变也有很大影响。在低碳高合金钢中,冷却速率的增加会减少试验钢中多边形铁素体的比例,并且会生成贝氏体相。更大的冷却速度为铁素体相变提供了更高的过冷度。同时,纳米试验钢中细小弥散的夹杂物会对原奥氏体晶界起到钉扎的作用,试验钢中细小的晶粒也会促进针状铁素体形核。在原位观察实验中,板条铁素体总是沿着晶界形成,而且总是先于针状铁素体形核,这些铁素体大多是在夹杂物表面被诱导。当冷却速率上升到-15℃/s时,板条铁素体和针状铁素体的开始转变温度都会降低,并且针状铁素体的比例会增大。同时,一定温度范围内,针状铁素体的长度与时间呈线性比例关系,说明在相变过程中针状铁素体形核的驱动力随时间基本不变。当冷速相同时,纳米试验钢中针状铁素体的开始形核温度高于原始钢,而且形核速率更大。最后,将外加纳米粒子技术应用于试验钢形变诱导相变强化工艺中,通过控制热压缩形变参数,研究双强化技术下实验钢中微观组织的演变及力学性能的变化。通过热压缩形变实验得知,更大的形变量导致钢中铁素体与马氏体相的平均尺寸均降低。钢中出现了大量细小链状的形变诱导铁素体和交错的针状铁素体,极大地提升了钢中微观组织的交错度,提高了材料的强韧性。在同一形变温度下,纳米钢中的应力峰值始终高于原始钢中的应力峰值。当形变温度为750℃时,纳米试验钢对应的最大应力峰值为516MPa,比原始钢的最大应力峰值高出28.4%。
肖娜[2]（2020）在《高性能重载齿轮钢疲劳破坏行为及夹杂物评估技术研究》文中指出齿轮作为发动机系统中必不可少的传递动力的重要机械部件,在服役过程中承受着弯曲、扭转和接触等周期性的变化应力作用,疲劳断裂为其主要失效形式。为了保证齿轮心部在保持足够强度和韧性的条件下,表层具有很高的硬度和耐磨性,齿轮往往需要进行渗碳等表面强化处理。随着齿轮传动向着高速、重载、低噪声和轻量化的方向发展,对齿轮钢提出了越来越高的长寿命化要求。对此,本文以四炉不同冶金质量的重载传动系统用20Cr2Ni4A齿轮钢为研究对象,采用真空渗碳、电化学充氢、旋转弯曲疲劳试验机、扫描电镜及透射电镜等实验设备和技术,系统地研究了真空渗碳处理及钢材冶金质量对其高周疲劳断裂行为的影响规律,获得了一种综合考虑非金属夹杂物和渗碳层参数的渗碳齿轮钢疲劳强度的预测模型,提出了利用氢脆现象来高效地评估高洁净度齿轮钢中粗大夹杂物的一种新型的方法—氢脆拉伸法。主要得到如下结论:对实验钢真空渗碳热处理前后的高周疲劳性能的研究结果表明,在疲劳裂纹萌生源位于渗碳层的前提下,真空渗碳处理能够显着地提升其疲劳性能,疲劳强度由未渗碳时的664 MPa提升至渗碳后的915 MPa,提升幅度约为38%,且控制宏观裂纹扩展的临界应力场强度因子幅同样得到显着提高。此外,疲劳断口分析发现渗碳处理还显着地促进了高周疲劳条件（～106周次以上）下疲劳源处夹杂物周围粗糙粒状亮区（Granular Bright Facet,GBF）的形成。真空渗碳处理的这些良好作用主要是由于渗碳层高的硬度及渗碳后引入的较高残余压应力对疲劳裂纹萌生和扩展具有一定的抑制作用,使得渗碳处理后高周疲劳断裂的机制由试样表面诱导疲劳断裂为主的模式转变至内部非金属夹杂物诱导疲劳断裂为主的模式。不同渗碳层厚度对实验钢高周疲劳性能影响的研究结果表明,疲劳强度随着有效渗碳层厚度的增加呈现先增加后减小的变化特征,在有效渗碳层厚度约为0.86mm时获得最优的疲劳强度919 MPa。结合文献数据,提出采用无量纲的相对渗碳层厚度（有效渗碳层厚度与试样截面尺寸的比值）来表征渗碳层厚度对渗碳钢疲劳强度的影响规律。进一步分析表明,这种变化特征主要是由于改变渗碳厚度所不可避免引起的渗碳层残余应力和晶粒尺寸等因素的变化引起的。因此,需综合考虑相对渗层厚度及其它渗层参数变化等因素来优化真空渗碳齿轮钢的疲劳性能。针对四组具有不同冶金质量齿轮钢的高周疲劳破坏行为的研究表明,随着钢材冶金质量提升,渗碳齿轮钢的疲劳性能得到大幅度提高;钢中氧含量高低并不能完全衡量其疲劳性能的优劣,非金属夹杂物的类型和尺寸决定了渗碳齿轮钢高周疲劳断裂的失效机制。对此,基于渗碳齿轮钢非金属夹杂物诱导疲劳断裂失效机制,对Tanaka-Akiniwa预测模型中的参数进行了优化,提出了一种综合考虑非金属夹杂物和渗碳层参数影响的适用于渗碳齿轮钢的疲劳强度预测模型,模型预测的疲劳强度与实验值和有关文献数据吻合程度较好,误差在10%之内。高洁净度钢材中对疲劳性能危害极大的大尺寸非金属夹杂物出现的概率低,因此选用合适的夹杂物检测方法就尤为重要。对此,探讨了一种新型的高洁净度钢材中夹杂物评估方法—氢脆拉伸法,即将淬火+低温回火态20Cr2Ni4A钢拉伸试样经过适当的电化学充氢,其常规拉伸断口由于氢脆现象存在有以粗大非金属夹杂物为中心的脆性平台,从而可方便快捷地在扫描电子显微镜下对夹杂物的类型、尺寸和分布等进行检测,随后利用极值统计法对钢中夹杂物的最大尺寸进行评估,据此进行高周疲劳强度预测。结果表明,氢脆拉伸法得到的结果与疲劳结果相吻合,因此,该方法有望成为预测高洁净度高强度钢中最大夹杂物尺寸及其疲劳强度的一种有效方法。
单梦伟[3]（2019）在《外部加入纳米TiO2对钢中夹杂物和组织的影响》文中认为本文以电工纯铁为研究对象,通过直接向钢液中加入纳米TiO2粒子,以及随后引入强脱氧元素（镁、铈）处理的方式,探索其对钢中夹杂物和组织的影响。实验结果表明:1)将TiO2纳米粒子直接加入到钢液中,保温10分钟后冷却水淬。一方面在钢中发现了大量微米级的含钛复合夹杂物,这表明了钢液中TiO2的团聚性与反应性,基于TiO2在钢液中的稳定性、与钢液之间的润湿性以及纳米粒子较高的表面自由能进行了解释;另一方面,侵蚀后发现这些钛氧化物能诱导晶内铁素体形核,线扫描结果和扩散系数计算表明贫锰区是其可能机制;2)对于TiO2纳米粒子和镁合金,采用同时加入和先后加入两种方式将其引入到钢液中,结果表明后者收得率较高,形成了大量微米级的钛镁复合氧化物,显着增加了氧化物密度。试样侵蚀后观察到了明显的晶内铁素体组织,贫锰区是其可能机制;3)采用TiO2纳米粒子、铈先后加入的方式对钢液进行处理,结果观察到了大量微米级的钛铈复合氧化物,增加了氧化物密度,细化了其尺寸。基于贫锰区机制和晶格错配度理论对钛铈复合氧化物的诱导晶内铁素体现象进行了解释。
牛世浦[4]（2018）在《低碳冲压钢板的生产工艺优化与热轧组织晶粒度控制》文中研究说明随着中国经济高速发展,低碳冲压用钢板广泛应用于汽车、家电、建材、家装、文具、家具等各行各业,相应对钢铁材料的研究也越来越深入。唐山国丰钢铁公司从2008年开始逐步研发低碳冲压用钢,根据生产线的装备条件,逐步开发了 SPHD、SPHE、IF等牌号低碳冲压用钢,经冷轧和退火后产品用于一汽大众、上海通用、江淮、长安等汽车零部件。本文从炼钢-热轧-冷轧-退火各工序进行全流程工艺技术分析和改进,初步摸索形成国丰公司低碳冲压用钢的全流程生产工艺制度。主要研究内容及结果如下:（1）围绕低碳冲压钢开展资料查询和实验室测试,测定了低碳冲压钢动态CCT曲线,确定相变温度区间在50℃范围内,并据此初步制定了冲压钢的TMCP生产工艺,为工业试生产提供了理论指导。（2）按照JIS日本标准,根据客户产品用途和材料技术要求,结合本厂工艺设备能力,逐步形成了低碳冲压钢的化学成分控制范围（C:≤0.04%）和热轧工艺（三高一低）试制方案。（3）根据生产试制过程中和客户试用过程中出现的问题,通过对样品检验测试和组织及性能分析,对热轧工艺及冷轧工艺进行优化,最终确定低碳冲压钢全流程生产工艺制度。即C含量控制范围:SPHD ≤0.030%,SPHE≤0.010%;热轧工艺:终轧温度900-930℃、卷取温度570-590℃;冷轧工艺:均热温度680-700℃;保温时间20h。（4）针对生产过程中遇到的热轧板不同部位的组织晶粒度不均匀现象,对层流冷却设备等进行优化管控,有效的减少了热轧组织晶粒尺寸大小不均匀现象,晶粒度控制在2级以内有利于提升冷轧成品成形性能指标。
费鹏[5]（2018）在《IF钢镁处理技术开发与应用》文中研究说明IF钢通常用于生产汽车面板,不仅要求具有良好的深冲性和无时效性,还要求具有良好的表面质量。国内某钢铁公司在IF钢生产中存在表面缺陷发生几率高、成材率低的问题。质量跟踪结果表明,铸坯全氧含量高、大型非金属夹杂物含量超标是导致表面质量缺陷的主要原因。钢液镁处理具有良好的夹杂物控制功能,开发适合于IF钢工业生产的钢液镁处理技术对于降低IF钢冷轧板表面缺陷发生几率,提高成材率具有重要意义。为实现上述目标,本论文以IF钢钢液体系为研究对象,先后开展了含镁钢液体系热力学研究、钢液镁处理高温热态模拟实验研究、钢液镁处理工业试验研究。在上述研究成果基础上,形成了 IF钢钢液镁处理关键技术并应用于工业生产实际,在钢水洁净度和冷轧板表面质量控制上取得了显着的效果,为钢液镁处理技术在IF钢领域的应用拓展打下了良好基础。热力学分析结果表明,在1873K温度条件下,Fe-Mg-Al-Ti-O钢液体系中可稳定存在Ti3O5、Al2O3、MgAl2O4、MgO和液相夹杂物相,随着钢液中金属镁含量的升高,体系中Ti3O5稳定区域缩小,液态夹杂由Al-Ti-O系依次向Al-Ti-Mg-O系和Mg-Ti-O系转变,且其稳定区域扩大,与之共存相也由Al2O3依次转变向MgAl2O4和MgO相。镁处理高温模拟实验结果表明,在铝单独脱氧条件下,夹杂物多为不规则或簇状的纯Al2O3夹杂,平均粒径平均在2μm以上;铝脱氧后进行镁处理,Al2O3可变质成为MgO-Al2O3夹杂物,且夹杂物尺寸减小;铝脱氧并钛合金化后再进行镁处理,Al-Ti-O系夹杂可变质生成了 Mg-Al-Ti-O系复合夹杂物,夹杂物数密度升高,粒径减小。IF钢镁处理工业试验表明,采用含镁5%、粒度在20～30mm范围内的MgAl合金在RH工序脱碳结束后进行钢液镁处理,钢水化学成分控制稳定,可以满足RH精炼的需要。钢中主要存在Mg-Al-Ti-O复合夹杂物,与铝脱氧相比,夹杂物平均粒径减小,数密度增大;连铸坯全氧含量可以控制在20ppm以下,大颗粒夹杂物数量显着降低,近表面夹杂物聚集程度减弱;试验钢冷轧板屈服强度、抗拉强度、断后延伸率、塑性应变比和应变硬化指数等性能指标未发生显着变化;由铝基夹杂导致的冷轧板缺陷发生率显着降低。镁处理技术工业化应用结果表明,钢水C、Mn、P、N、和Ti等成分控制稳定;钢水洁净度控制稳定,超过84%炉次的全氧含量低于或等于20ppm;IF钢冷轧板屈服强度、抗拉强度、断后延伸率、塑性应变比和应变硬化指数均满足国家标准要求;由铝基夹杂导致的冷轧板缺陷率显着降低,IF钢表面质量得到显着改善。
孟传峰[6]（2018）在《工程机械用先进高强钢组织性能调控及关键生产工艺研究》文中指出面对当前严峻的钢铁行业形势,亟需研究微合金化成分设计和控轧控冷技术来实现钢中微观组织控制,从而制备低成本、高性能的高强钢,以满足工程机械用材料的高强度、高韧性、轻量化、低成本的要求。本文提出两种先进的工程机械用高强钢,一种是多相组织960MPa级高强钢,应用于特大型汽车起重机、混凝土泵车伸臂;另一种是铁素体型系列高强钢（屈服强度为500、600、700MPa级）,应用于大中型汽车起重机伸臂、基座等。通过实验室研究及大生产工艺试验,并利用Gleeble3800、光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X射线衍射（XRD）、能谱分析仪（EDS）和力学性能测试等多种方法研究了两种先进高强钢的微观组织演变、性能特征及强化机理,并对关键生产工艺进行开发研究,铁素体型系列高强钢实现工业化应用,主要研究内容及结论如下:1、利用热模拟Gleeble3800研究了热变形压下量、变形速率、变形温度对高强钢微观组织的影响。研究结果表明,试验钢中的微观组织主要由包含位错结构的多边型、针状铁素体以及细针状、板状铁素体构成。随着热变形压下量增加,相变形核点和相变驱动力增加,位错密度增加,多边型铁素体尺寸减少,特别是形成了约150nm厚,1-3μm长的板状铁素体,微观组织进一步细化,有利于性能提升;随着变形速率的增加,微观组织中出现了项链状细小的铁素体晶粒,马氏体板条的取向逐渐趋于一致,其内部的亚结构消失,条带状铁素体宽度增加,内部针状组织消失;变形温度影响着试验钢的变形机制,较低温度下为贝氏体相变,微观组织由块状、针状铁素体和粒状贝氏体相构成,较高温度下为马氏体相变,微观组织由与条带状铁素体交错排列而形成的马氏体区域和多边形铁素体构成。2、控轧控冷试验研究结果表明,微合金化设计与控轧控冷（TMCP）技术相结合生产出的960MPa级高强钢,其微观组织由多边形铁素体、板条状铁素体、残余奥氏体或M-A岛、高密度位错以及析出物组成,位错、析出强化以及板条状组织为试验钢强化机制。随着终轧温度升高,钢中板条状组织以及多边形铁素体尺寸减小,位错密度增加,钢的强度、韧性增加,塑性下降;随着卷取温度升高,贝氏铁素体形成、析出物出现、位错密度降低,钢的强度下降,韧性上升;试验钢的冲击吸收功随着卷取温度的下降呈现出先减后增的趋势,但增加值小于下降值,位错结构能够提升钢的冲击韧性,位错墙比位错网和位错缠结对冲击韧性的提升程度更大;当终轧温度和卷取温度分别为860oC和290oC,获得了屈服强度为1069MPa、伸长率为10%,冲击功为50J,综合力学性能最优。3、回火工艺试验研究结果表明,随着回火温度的增加,试验钢屈服强度和屈强比逐渐增加,抗拉强度和冲击功先增后降,总伸长率变化较小。经220oC回火后屈服强度增幅最大为70MPa,620oC回火后冲击吸收功减少16.6J。回火温度升高时,试验钢微观组织中细小的析出物首先出现并随回火温度尺寸增加,位错密度下降,板条状组织合并长大,残余奥氏体薄膜分解,从而引起了对应的力学性能变化。4、对比试验分析了铌钛复合强化及单钛强化的铁素体型系列高强钢的强化机理。研究结果表明,通过析出强化温度控制与超细晶工艺的精确匹配,铌钛复合强化高强钢组织中18nm以下析出相的质量分数达35%以上,铁素体晶粒平均直径3.3μm,屈服强度可提高至700MPa。从单钛微合金化ST-TQ500与铌钛复合NT-TQ500的强化机制对比来看,固溶强化与细晶强化作用相当,差值小于2MPa;ST-TQ500的析出强化作用比NT-TQ500高约88MPa,这与卷取阶段含Ti纳米级第二相更强的析出强化有关;ST-TQ500的位错强化比NT-TQ500低约80MPa,这与含Nb钢在精轧阶段更明显的抑制奥氏体再结晶及高温软化行为有关。单钛强化的铁素体晶粒平均尺寸为3.8um,晶内纳米级析出相平均尺寸为12.5nm,体积分数达6.8%,屈服强度可提高至600MPa。5、关键生产工艺研究表明,通过冶炼全程对氧的综合控制,达到高含量Ti（0.1%）的波动范围在0.03%,通过对铸坯加热、精轧、卷取等不同阶段的温度精准控制,解决了钛微合金化钢强度波动大的技术难题;多相960MPa级高强钢经多轮工业化小批量试制,综合力学性能良好,为实现工业化应用积累了经验。
王瑞[7]（2017）在《超高强度钢制备工艺的关键技术研究》文中研究表明超高强度钢抗拉强度高、韧性好,具有高的比强度、比模量,广泛应用于航空、航天及国防等领域,是飞机等主承力关键构件的首选材料,代表了一个国家钢铁材料研究和生产的最高水平,是一个国家科技和国防工业发展水平的重要标志。超高强度钢室温抗拉强度超过1400 MPa、屈服强度大于1300 MPa,其韧性要求也较高,始终在挑战材料的强韧性极限。同时,超高强度钢对裂纹、夹杂、焊缝和表面加工等缺陷也十分敏感,因此,降低超高强度钢的缺陷率、提高钢的韧性始终是国际前沿技术开发的重要研究方向。我国在超高强度钢降低钢中有害杂质元素质量分数、改善夹杂物的形态及提高钢的韧性方面已开展了几十年的研究,并取得了非常大的成绩与进步,但是在超纯净化冶炼、凝固组织控制、热加工和热处理等方面与国外相比还有很大的差距,严重制约了我国航空航天和国防军工等关键材料的配套和发展。本论文以目前我国生产的几个典型的超高强度钢为研究对象,分别针对其洁净度和组织性能控制难题,开展超高强度钢制备工艺的关键技术研究,对于提升我国超高强度钢生产技术水平,补齐航空航天和国防军工的关键材料“短板”具有重要的现实意义。本论文在全面综述国内外超高强度钢研究现状的基础上,通过对国内超高强度钢实际生产工艺及质量水平的深入调研,采用实验室真空感应炉实验、理论计算分析、添加稀土实验、工业试验等方法,利用化学分析、金相显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、力学性能测试以及X射线衍射分析等表征手段,以300M、A-100和S53等典型的超高强度钢作为研究对象,开展了精钢材纯净化冶炼、真空感应炉（VIM）超纯熔炼、超高强度钢的稀土处理、超高强度钢中非金属夹杂物去除与控制、双真空（真空感应炉-真空自耗炉（VIM-VAR））熔炼的纯净度和凝固组织控制、真空感应炉-电渣重熔-真空自耗炉（VIM-ESR-VAR）三联工艺超纯熔炼、锻造和热处理组织性能控制等关键共性技术研究,在抚钢工业化条件下制备出了超纯净、高性能的超高强度钢,确定了三联工艺是解决超高强度钢上述技术难题的最佳工艺。通过上述研究,论文的创新点及主要结论如下:（1）镧对超高强度钢的纯净化的影响研究结果表明,在真空感应熔炼条件下,冶炼时保证良好的炉况、精确控制温度能够保证稀土镧良好、稳定的脱氧脱硫效果。在真空感应熔炼条件下,冶炼时保证良好的炉况、精确控制温度能够保证稀土镧良好、稳定的脱氧脱硫效果。当钢中的氧和硫的质量分数十分低时,钢中的夹杂物主要为La2O2S,Mg和Al等金属氧化物能够在La2O2S表面析出形成复合夹杂物。（2）单真空、双真空工艺和三联工艺对超高强度钢纯净度的影响研究结果表明,在单真空工艺、双真空工艺和三联工艺中,三联工艺的T.O、P、S等明显低于单真空和双真空工艺,是超高强度钢纯净度控制的最佳工艺。在Si、Mn、Al、Ti等元素质量分数都非常低条件下,达到T.O=0.0004%、w[N]=0.0009%的超纯净水平。三种工艺制备的超高强度钢中夹杂物种类差异不大,典型夹杂物均主要为含镁铝尖晶石的MgO-Al2O3-CaS、MgO-Al2O3-SiO2等。三联工艺夹杂物平均直径和单位面积夹杂物个数均小于单真空和双真空工艺。（3）真空自耗重熔对铸锭凝固组织的影响研究结果表明,真空自耗重熔过程采用高熔化速度生产的钢锭其成品钢棒低倍组织易出现径向偏析缺陷;采用强冷的氦气冷却方式和高水流量生产的钢锭其成品钢棒低倍组织出现环状花样缺陷。因此在不采用氦气冷却的前提下适当降低熔化速度,可以生产出低倍组织合格的棒材。（4）锻造工艺对航空轴承钢G13Cr4Ni4Mo4VA棒材冲击性能的影响研究结果表明,造成G13Cr4Ni4Mo4VA棒材冲击性能偏低的原因是由于沿晶界分布析出的δ铁素体。将锻造温度由1160 K降低至1110 K,可有效地避免δ铁素体的析出,提高棒材的冲击性能。（5）锻造和预备热处理对超高强度钢A-100晶粒度的影响研究结果表明,对于A-100钢,在变形量为30%时,将变形温度控制在1000～1140 K范围内可获得细小的完全再结晶组织,同时改善微观组织均匀性。应用正火工艺进行预备热处理可以提高晶粒度级别,均匀组织。合适的正火温度在900～950 K,且保温时间不宜过长,防止晶粒过分长大。（6）回火热处理对S53超高强度钢组织性能的影响研究结果表明,S53钢二次回火热处理后钢的组织和性能优于一次回火热处理。回火温度为490 K的试样抗拉强度最高达到1955 MPa,屈服强度为1684 MPa,硬度达56（HRC）,且均匀延伸率为10%。二次回火490 K处理后,相比较于一次回火505 K,马氏体板条更加细小且板条边界扭曲交错程度比一次回火更深,对位错的运动的阻碍作用更大,强化效果更好。同时,二次回火后更多细小的碳化物在板条马氏体基体上和位错间析出,显着提高了材料的强度。回火温度为490K拉伸断口样品分布较多的韧窝。随着二次回火温度升高,碳化物也会粗化,样品拉伸断口微观形貌也会出现准解理特征。因此,S53钢最佳回火工艺为在505 K×3 h下进行一次回火,再在490 K×12 h下进行二次回火。
王承[8]（2017）在《稀土镧和镁对典型特殊钢洁净度和性能的影响》文中认为特殊钢在国民经济和军事工业中占有极其重要的地位,我国特殊钢的生产水平与发达国家相比,还有很大的差距,特别是高品质特殊钢,严重依赖进口。D2模具钢和300M超高强度钢作为典型特殊钢品种,在高端装备制造中发挥着重要的作用,但国产的D2钢和300M钢与国际先进水平相比还具有一定差距,性能和使用寿命较低。采用稀土镧和镁处理是提高特殊钢性能和使用寿命的有效方法之一,本课题首先选取D2钢为研究对象,系统地研究了镁对夹杂物、碳化物和性能的影响,其次选取300M钢作为研究对象,系统地研究了稀土镧和镁对洁净度和力学性能的影响。首先,对镁在D2钢和300M钢中的溶解,以及镁在D2钢中、稀土镧和镁在300M钢中的脱氧脱硫以及夹杂物变性处理过程进行了热力学分析。结果表明,熔炼温度升高,镁在钢中的溶解度降低,合金元素含量影响镁在钢中的溶解,镁在300M钢中的溶解度高于镁在D2钢中的溶解度。另外,稀土镧和镁具有很强的脱氧脱硫能力,且镧的脱硫能力远远优于镁的脱硫能力,较低的熔炼温度和较低的氧含量有利于镧和镁脱硫。微量的镧和镁就能使钢中的A1203变质,但是要足够多的镧和镁才能使钢中的MnS变质,且钢中的氧含量、硫含量及镧含量共同决定了稀土夹杂物的生成顺序和类型。当铝镁复合脱氧且D2钢和300M钢中铝含量相同时,1873 K下对A]203变性处理D2钢所需要的溶解镁更多。对D2钢中夹杂物、碳化物及性能的研究发现,采用镁处理后,D2钢中的氧含量和硫含量显着降低,且生成了大量尺寸更小的含镁夹杂物Mg-Al-O和（Mg-Al-O）+MnS,随着镁含量的增加,夹杂物中的MgO·Al203相向MgO相转化,MgO相具有更小的临界形核半径,易形核且形核率高,夹杂物被细化,且其作为其它夹杂物的形核核心,使得夹杂物的平均尺寸减小。经过镁处理的D2钢铸态下的网状碳化物被打断且被细化,同时锻态下的碳化物被球化,平均尺寸随着镁含量增加而减小。镁在退火态D2钢中的偏聚程度较高,阻碍了碳化物的生长,且镁进入碳化物而引起错配度增大,相界面能降低,同时镁改善了铬在碳化物中的扩散速率,碳化物中铬含量的增加降低了含铬渗碳型碳化物的退火聚集倾向,从而碳化物被细化并被球化。最后,氧、硫含量的降低、夹杂物和碳化物的变质使镁处理D2钢的热塑性显着提高,镁含量为0.0043%时,伸长率提高了14.95%,截面收缩率提高了 18.90%。镁对300M钢洁净度和性能的影响研究发现,钢中的氧含量能被降到很低的水平,硫含量也显着降低。随着钢中镁含量的升高,钢中主要的夹杂物演变路线为:MgO·A1203（0.0014%Mg）、MgO（0.0044%Mg）、MgS（0.0084%Mg）,且夹杂物的尺寸减小。镁处理对300M钢强度和塑性的影响不显着,而冲击韧性随着镁含量的增加先增大后减小,含镁细小夹杂物作为硫化物的核心,使得MnS对钢性能无害,且提高了夹杂物与基体抵抗裂纹形成和扩展的能力,改善了钢的冲击韧性,镁含量为0.0044%时冲击韧性最好。含镁300M钢的夹杂物平均间距增大及体积分数减小,且夹杂物为细小的含镁氧化物,断裂韧性有所增加,镁含量为0.0044%时断裂韧性最好,而过量的镁含量使夹杂物体积分数增加,一定程度上降低了钢的断裂韧性。另外,利用自制的低镁含量的含镁合金处理时,反应平稳,且镁的收得率高,有利于控制镁的含量,减少镁的损失,是一种更有效、更可靠的添加镁的方法。稀土镧处理300M钢的研究结果表明,稀土镧能将钢中的氧含量和硫含量分别降到0.0002%和0.0011%,夹杂物数量减少,钢的洁净度提高。添加稀土后,钢中的夹杂物主要为镧的硫氧化物和镧的硫化物,以及含P、As的复合稀土夹杂物,该类夹杂物是在凝固过程中以镧的硫化物、硫氧化物为形核质点且由于P、As等杂质元素偏聚而形成的,低氧含量有利于含P和As夹杂物的形成。稀土镧能够提高300M钢的强度,但幅度不大,且夹杂物变质、晶界净化使300M钢的塑性和冲击韧性在一定镧含量范围内明显改善。适量镧含量处理后,300M钢中MnS夹杂被变质,夹杂物的平均间距增大,钢的断裂韧性提高,镧含量为0.018%时300M钢的断裂韧性最好,但过量的镧含量使夹杂物体积分数急剧增加,从而造成断裂韧性下降。
王坤[9]（2017）在《方坯超低碳钢生产关键技术研究》文中研究表明方坯超低碳钢多用于通讯和电子信息行业,其制造的终端产品主要为铜包钢丝、镀锌钢丝、各类线缆及各种电子元器件的引芯等。相对于板坯超低碳钢而言,方坯超低碳钢的生产难度大,尤其小方坯生产难度更大。因此,从生产工艺路线设计和各工序关键控制技术方面进行研究意义十分重大。本文主要通过以下几个方面研究了方坯超低碳钢生产中的关键控制技术。转炉终点进行钢包顶渣改质处理,降低钢包顶渣的氧势。采用在转炉出钢后加入高铝缓释脱氧剂,在降低进入钢包内的转炉渣氧化性的同时,将钢包渣成分调整为还原性强,对夹杂物有吸附作用,并且流动性良好的熔融状态的钢包顶渣。RH精炼对钢液氧活度进行窄范围控制,保证方坯连铸的可浇性。优化中间包结构设计,重点解决方坯超低碳钢开浇及连铸浇注过程冻流问题。设计8种中间包结构方案,进行数值模拟计算,对比分析各种方案的流场分布、各流的响应时间及平均停留时间等参数,筛选出最佳的中间包结构方案,实施现场改造,效果显着。应用有限元软件Procast建立模型,进行方坯超低碳钢凝固温度场和凝固组织的模拟计算,建立连铸拉速、比水量等工艺参数优化匹配关系,同时确定矫直点的温度是否在钢的第三脆性区外,以避免铸坯在矫直时,内弧侧因受拉伸应力作用产生横裂纹。通过对方坯超低碳钢铸坏凝固组织的模拟计算分析,确定了最佳二冷配水制度,铸坯质量控制水平显着提高。对方坯超低碳钢进行热模拟基础实验研究,获得其连续组织转变动力学曲线。分析不同冷速条件下,超低碳钢的组织形态和物相组成,为轧制工艺制度的建立确定理论基础。研究超低碳钢热轧盘条轧制过程三次渗碳体的析出规律,确定三次渗碳体析出热力学和动力学条件,结合其在超低碳钢热轧盘条拉拔深加工过程的影响作用,深入分析超低碳钢热轧盘条拉拔断丝机理,形成三次渗碳体工艺控制技术。超低钢钢热轧盘条拉拔断丝率达到1%以下,同圈性能差控制在10MPa以内。
熊智慧[10]（2016）在《压力容器用钢中含钛氧化物对性能的影响研究》文中指出随着机械工程结构的大型化,机械工程结构对钢材的强韧性要求越来越高,所需钢板尺寸也越来越厚。同时为了提高焊接效率,降低钢结构的建设成本,广泛使用大线能量焊接,而大线能量焊接会造成钢材焊接热影响区（heat affected zone-HAZ）的晶粒和组织明显粗化,导致焊接热影响区的韧性明显下降,因此这对大厚度结构钢提出了适应大线能量焊接要求的挑战。在此背景下,通过向钢中引入细小弥散的高熔点氧化物夹杂,利用这些氧化物夹杂物在钢的焊接冷却过程中诱导晶内针状铁素体（intragranulaur acicular ferrite-IAF）形核来细化焊接热影响区组织的氧化物冶金技术,逐渐受到人们的关注和肯定。本课题对氧化物冶金压力容器用钢中细小夹杂物对钢的焊接热影响区的组织性能的影响进行研究,以弄清楚氧化物引起焊接热影响区细化机制,确定细化焊接热影响区组织的有利夹杂,明确细化焊接热影响区的夹杂物类型及晶体学结构关系,深入探索晶内针状铁素体对于改善焊接热影响区低温冲击韧性作用机理,并对诱导晶内针状铁素体形核的夹杂物的适宜尺寸进行模拟计算,以及对氧化物冶金钢的耐蚀性进行了探索。通过研究得到如下结论：（1）氧化物冶金压力容器用钢中既有纳米级TiN,TiOx等第二相粒子细化原奥,又有1-3μm有效夹杂物诱导形成IAF分割原奥氏体晶粒,细化了HAZ组织,减小了HAZ的有效晶粒尺寸,从而提高HAZ的低温冲击韧性。（2）通过对焊接热模拟后的冲击断口及断口截面的SEM观察以及EBSD分析表明：夹杂物诱导形核的IAF可以阻碍裂纹形核和扩展。IAF通过自身的较好的塑性变形能力以及分割细化原奥氏体晶粒提高裂纹形核功；IAF与周围的贝氏体形成大角晶界（>45。）阻碍裂纹扩展,并且通过变形吸收裂纹扩展功,从而提高HAZ的低温冲击韧性。（3）通过EBSD对诱导IAF形核的氧化钛和硫化锰复合夹杂物的结构分析,确定了诱导IAF形核的TiOx/MxS复合夹杂为Ti2O3/MnS复合夹杂,取向分析表明MnS趋向于在Ti203上以特定的惯习面和惯习方向（{0001}Ti2O3//{111}MnS,<10-10>Ti2O3//<110>MnS）析出。（4）在Ti2O3/MnS复合夹杂物上形核的IAF与原奥保持K-S关系,并且趋向于在同一贝茵组,但因IAF与周围的贝氏体不在同一贝茵组,因此可以增加大角晶界（>45。）密度,提高焊接热影响区的低温冲击韧性。（5）通过计算表明,对于TiOx/MnS复合夹杂,随着夹杂物尺寸的增大,其周围的贫锰区减小,临界形核尺寸也逐渐减小,并且临界形核尺寸小于贫锰区尺寸,所以影响夹杂物能否诱导IAF形核的因素主要是贫锰区尺寸,夹杂物过大（大于3μm）,则贫锰区尺寸较小,不利于IAF的形成。（6）通过氧化冶金钢和传统方法冶炼的对比钢的盐雾腐蚀实验得出,氧化物冶金钢中由于其较高的含氧量,可以提高钢基体自腐蚀电位,氧化物冶金钢中的氧化物夹杂没有造成其耐腐蚀性能的恶化,氧化冶金钢和传统方法冶炼的对比钢的耐腐蚀性能差别不大。
二、低碳超级钢中氧硫氮的控制及其对钢组织性能的影响（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、低碳超级钢中氧硫氮的控制及其对钢组织性能的影响（论文提纲范文）
（1）外加改性纳米粒子技术诱导钢中铁素体形核的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高强度钢铁材料 |
| 2.1.1 高强度钢的微观组织特点 |
| 2.1.2 钢的微观组织特征 |
| 2.1.3 钢的微观组织细化 |
| 2.1.4 微观组织细化发展现状 |
| 2.1.5 影响针状铁素体的形成因素 |
| 2.2 氧化物冶金技术 |
| 2.2.1 氧化物冶金技术的提出 |
| 2.2.2 氧化物冶金的关键技术 |
| 2.2.3 氧化物冶金技术研究方式及方向 |
| 2.3 炼钢用纳米粒子表面处理方法 |
| 2.3.1 硬模板法 |
| 2.3.2 软模板法 |
| 2.3.3 无模板法 |
| 2.4 形变诱导铁素体相变技术 |
| 2.4.1 形变速率对形变诱导铁素体相变的影响 |
| 2.4.2 变形量对形变诱导铁素体相变的影响 |
| 2.4.3 形变温度对形变诱导铁素体相变的影响 |
| 2.5 弥散强化合金及其形变强化的研究进展 |
| 2.5.1 弥散强化合金的研究进展 |
| 2.5.2 弥散强化钢的形变强化研究进展 |
| 2.6 课题背景及研究内容 |
| 2.6.1 课题背景及意义 |
| 2.6.2 研究内容及框架 |
| 3 炼钢用核壳结构纳米粒子的制备及表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验仪器 |
| 3.2.2 实验试剂及材料 |
| 3.2.3 实验方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 纳米粒子特性 |
| 3.3.2 纳米粒子表面处理过程及其钢液中的特性 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 钢中外加MgO@PDA纳米粒子的高温实验 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 实验步骤和实验材料 |
| 4.2.2 检测方法和仪器设备 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 夹杂物与微观组织的特性分析 |
| 4.3.2 断面结果分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 钢中外加第二相纳米粒子的细微化研究及机理分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验药品 |
| 5.2.2 实验步骤 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 夹杂物特性分析 |
| 5.3.2 纳米粒子收得率分析和钢液成分变化理论计算 |
| 5.3.3 夹杂物弥散化和组织细化研究 |
| 5.4 实验机理分析 |
| 5.4.1 表面处理过程及粒子在钢液中的物理性质 |
| 5.4.2 纳米粒子钢液中收得率和对夹杂物弥散性的影响 |
| 5.4.3 铁素体形核理论计算 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 冷却速率对纳米钢中微观组织演变的影响研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验部分 |
| 6.2.1 实验原料和实验步骤 |
| 6.2.2 原位观察实验 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 夹杂物特性分析 |
| 6.3.2 微观组织特性分析 |
| 6.3.3 原位观察实验 |
| 6.3.4 针状铁素体的形核动力学 |
| 6.4 实验机理分析 |
| 6.4.1 夹杂物形核的热力学分析 |
| 6.4.2 不同冷速下夹杂物与微观组织特性的研究 |
| 6.4.3 针状铁素体形核理论分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 非调质钢中的氧化物冶金与形变强化协同调控技术 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验部分 |
| 7.2.1 实验原料和实验方法 |
| 7.2.2 应力应变曲线测定 |
| 7.3 实验结果 |
| 7.3.1 夹杂物特性分析 |
| 7.3.2 微观组织特性分析 |
| 7.3.3 热压缩形变实验 |
| 7.3.4 应力应变曲线分析 |
| 7.4 实验机理分析 |
| 7.4.1 夹杂物的特性和微观组织的演变 |
| 7.4.2 双强化技术作用机理 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论与创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）高性能重载齿轮钢疲劳破坏行为及夹杂物评估技术研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 高强度齿轮钢疲劳性能研究现状 |
| 1.2.1 国内外渗碳齿轮钢疲劳性能研究现状 |
| 1.2.2 影响渗碳齿轮钢疲劳性能的主要因素 |
| 1.2.3 渗碳齿轮钢疲劳断裂形式 |
| 1.3 高洁净度中非金属夹杂物评估方法 |
| 1.3.1 钢中非金属夹杂物的来源及分类 |
| 1.3.2 非金属夹杂物评估方法 |
| 1.4 本文研究目的及内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 微观组织及断口分析 |
| 2.2.2 常规力学性能测试 |
| 2.2.3 旋转弯曲疲劳试验 |
| 2.2.4 电化学充氢 |
| 2.2.5 非金属夹杂物检测 |
| 3 真空渗碳处理对齿轮钢高周疲劳破坏行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验钢热处理工艺 |
| 3.3 实验钢的微观组织特征及性能 |
| 3.3.1 微观组织特征 |
| 3.3.2 力学性能及残余应力分析 |
| 3.3.3 高周疲劳性能 |
| 3.3.4 疲劳裂纹萌生特征 |
| 3.4 齿轮钢高周疲劳断裂机理 |
| 3.4.1 真空渗碳热处理对齿轮钢高周疲劳性能的影响 |
| 3.4.2 疲劳应力强度因子及其裂纹门槛值 |
| 3.4.3 GBF区的形成及残余奥氏体对疲劳性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 渗碳层厚度对渗碳齿轮钢高周疲劳破坏行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验钢热处理工艺 |
| 4.3 实验钢微观组织特征及力学性能 |
| 4.3.1 微观组织及渗碳层厚度测定 |
| 4.3.2 常规力学性能及非金属夹杂物检测 |
| 4.4 不同渗碳层特征参数下齿轮钢的高周疲劳性能 |
| 4.4.1 高周疲劳性能 |
| 4.4.2 疲劳断口 |
| 4.4.3 渗碳层特征参数对疲劳性能的影响 |
| 4.4.4 疲劳裂纹的萌生 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 不同冶金质量渗碳齿轮钢的高周疲劳行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验钢热处理工艺 |
| 5.3 实验钢的冶金质量、力学性能及高周疲劳性能 |
| 5.3.1 冶金质量 |
| 5.3.2 微观组织及力学性能特征 |
| 5.3.3 高周疲劳性能 |
| 5.3.4 疲劳裂纹萌生特征 |
| 5.4 冶金质量对渗碳齿轮钢高周疲劳性能的影响 |
| 5.4.1 氧含量对疲劳性能的影响 |
| 5.4.2 非金属夹杂物对疲劳性能的影响 |
| 5.5 渗碳齿轮钢高周疲劳强度预测模型的建立 |
| 5.5.1 基于Murakami关系式构建疲劳强度预测模型 |
| 5.5.2 基于Tanaka-Akiniwa模型预测疲劳寿命 |
| 5.5.3 新疲劳强度预测模型的建立 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 高洁净度齿轮钢中非金属夹杂物的评估方法研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 非金属夹杂物评估方法 |
| 6.2.1 氢脆拉伸法检测非金属夹杂物 |
| 6.2.2 其他非金属夹杂物检测方法 |
| 6.2.3 极值统计法(SEV) |
| 6.3 氢脆拉伸-极值统计法评估钢中非金属夹杂物 |
| 6.3.1 氢脆拉伸法获得非金属夹杂物 |
| 6.3.2 极值统计法 |
| 6.4 金相法与疲劳法评估钢中非金属夹杂物 |
| 6.5 氢脆拉伸-极值统计法的可行性分析 |
| 6.5.1 夹杂物周围的脆性平台的形成 |
| 6.5.2 不同体积钢中最大夹杂物尺寸的估算及疲劳强度预测 |
| 6.5.3 夹杂物检测方法的综合评价 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 全文总结 |
| 7.1 研究结论 |
| 7.2 本文创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）外部加入纳米TiO2对钢中夹杂物和组织的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 钢中的非金属夹杂物 |
| 1.1.1 钢中夹杂物的来源 |
| 1.1.2 钢中夹杂物的分类及危害 |
| 1.2 氧化物冶金技术 |
| 1.2.1 氧化物冶金技术概述 |
| 1.2.2 氧化物冶金技术的发展 |
| 1.2.3 氧化物冶金中夹杂物形核机制 |
| 1.3 氧化物冶金中夹杂物的引入 |
| 1.4 外部加入钛氧化物的研究 |
| 1.5 强脱氧元素在氧化物冶金中的应用 |
| 1.5.1 镁处理对钢的组织性能影响 |
| 1.5.2 稀土铈在氧化物冶金中的应用 |
| 1.6 本文研究意义及内容 |
| 第二章 实验钢冶炼过程及方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 实验过程概述 |
| 2.2.1 实验准备材料 |
| 2.2.2 高温实验 |
| 2.3 实验样品处理 |
| 2.4 样品成分检测与分析 |
| 2.4.1 成分检测 |
| 2.4.2 组织形貌分析 |
| 2.4.3 SEM-EDS分析 |
| 第三章 外加纳米TiO_2对钢组织及夹杂物的影响 |
| 3.1 实验过程及结果 |
| 3.2 纳米TiO_2加入的有效性 |
| 3.3 外加纳米TiO_2对钢中微观组织影响 |
| 3.4 外加纳米TiO_2对夹杂物诱导形核的影响 |
| 3.5 外加纳米TiO_2诱导形核的机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 外加纳米TiO_2和Mg合金对钢组织及夹杂物的影响 |
| 4.1 实验过程及结果 |
| 4.2 加入的有效性 |
| 4.2.1 纳米TiO_2和镁合金同时加入 |
| 4.2.2 纳米TiO_2与镁合金先后加入 |
| 4.3 钛镁复合处理对钢中微观组织影响 |
| 4.4 钛镁复合处理对夹杂物诱导形核的影响 |
| 4.5 外加纳米TiO_2和Mg合金使夹杂物诱导形核的机理分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 外加纳米TiO_2和稀土Ce对钢组织及夹杂物的影响 |
| 5.1 实验过程及结果 |
| 5.2 纳米TiO_2和稀土Ce加入的有效性 |
| 5.3 外加纳米TiO_2和Ce对钢中微观组织影响 |
| 5.4 外加纳米TiO_2和Ce对夹杂物诱导形核的影响 |
| 5.5 外加纳米TiO_2和稀土Ce使夹杂物诱导形核的机理分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 致谢 |
（4）低碳冲压钢板的生产工艺优化与热轧组织晶粒度控制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 开发深冲钢的背景和意义 |
| 1.2 深冲钢的研发现状 |
| 1.3 冲压性能的评价指标 |
| 1.4 化学成分对冲压钢冲压性能的影响 |
| 1.4.1 化学成分对n值的影响 |
| 1.4.2 化学成分对r值的影响 |
| 1.5 加工工艺对组织性能的影响 |
| 1.5.1 热轧工艺的影响 |
| 1.5.2 冷轧工艺的影响 |
| 1.6 本论文研究的主要内容及研究方法 |
| 1.6.1 主要内容 |
| 1.6.2 研究方法 |
| 第2章 深冲钢热轧工艺优化 |
| 2.1 深冲钢SPHE与SPHD的化学成分 |
| 2.2 冲压钢奥氏体连续冷却相变温度测定 |
| 2.2.1 取样制样 |
| 2.2.2 实验方案 |
| 2.2.3 绘制冲压钢连续冷却相变曲线 |
| 2.3 热轧设备及工艺流程 |
| 2.3.1 产品规格和主要工艺设备 |
| 2.3.2 工艺流程简述 |
| 2.3.3 热轧工艺制度 |
| 2.4 SPHD热轧组织及性能分析 |
| 2.4.1 SPHD热轧组织分析 |
| 2.4.2 SPHD热轧板力学性能 |
| 2.5 SPHE热轧组织组织与性能分析 |
| 2.5.1 SPHE热轧板金相组织分析 |
| 2.5.2 SPHE热轧板力学性能 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 深冲钢冷轧工艺及组织性能 |
| 3.1 冷轧及退火工艺 |
| 3.2 SPCD冷轧板组织性能检测分析 |
| 3.2.1 SPCD化学成分检验 |
| 3.2.2 力学性能及n值、r值测试 |
| 3.2.3 金相组织观察 |
| 3.2.4 SEM观察 |
| 3.2.5 织构检测 |
| 3.3 SPCE冷轧板组织性能检测分析 |
| 3.3.1 SPCE化学成分检测 |
| 3.3.2 力学性能及n值、r值测试 |
| 3.3.3 金相组织观察 |
| 3.3.4 SEM观察 |
| 3.3.5 冷轧成品组织检测 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 热轧组织晶粒度控制 |
| 4.1 热轧组织晶粒度不均匀性金相组织分析 |
| 4.2 热轧工艺及设备改进 |
| 4.2.1 生产设备现状 |
| 4.2.2 工艺和设备改进 |
| 4.3 改进后热轧组织分析对比 |
| 4.3.1 同一卷钢带不同位置的金相组织 |
| 4.4 国丰与其他钢厂热轧组织比较 |
| 4.4.1 宝钢SPHE热轧组织 |
| 4.4.2 太钢IF热轧组织 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）IF钢镁处理技术开发与应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 汽车板用钢 |
| 1.2 IF钢质量影响因素 |
| 1.3 钢液镁处理 |
| 1.4 研究背景与意义 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 含镁钢液体系非金属夹杂物生成热力学 |
| 2.1 计算原则及方法 |
| 2.2 结果分析与讨论 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 IF钢镁处理高温模拟实验研究 |
| 3.1 研究方案与方法 |
| 3.2 实验结果与讨论 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 IF钢镁处理工业试验研究 |
| 4.1 研究方案 |
| 4.2 结果分析与讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 IF钢镁处理技术集成与应用 |
| 5.1 IF钢镁处理技术集成 |
| 5.2 应用效果分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间发表论文及获奖情况 |
| 作者简介 |
（6）工程机械用先进高强钢组织性能调控及关键生产工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 先进高强钢国内外研究现状 |
| 1.2.1 先进高强钢的发展历史和趋势 |
| 1.2.2 高强钢的成分特征 |
| 1.2.3 先进高强钢中的强化机制 |
| 1.2.4 先进高强钢的组织特征 |
| 1.2.5 高强钢中微观组织形貌与性能间的关系 |
| 1.2.6 生产工艺对高强钢的相变过程和结果影响 |
| 1.3 工程机械用先进高强钢的应用 |
| 1.3.1 工程机械用先进高强钢介绍 |
| 1.3.2 工程机械用先进用高强钢现状 |
| 1.3.3 工程机械用先进高强钢发展趋势 |
| 1.4 当前国内外研究中存在的问题 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 1.5.1 分析多相高强钢生产工艺参数对组织的影响,研究组织控制机制 |
| 1.5.2 分析960MPa级高强钢微观组织特征对力学性能影响规律,研究性能强化控制理论 |
| 1.5.3 分析研究铁素体型系列高强钢铌钛复合强化及单钛强化机理 |
| 1.5.4 工程机械用先进高强钢关键生产工艺研究 |
| 参考文献 |
| 第二章 不同热变形参数对多相高强钢组织演变影响研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 材料 |
| 2.2.2热变形实验 |
| 2.2.3 微观组织表征 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 不同压下量热变形后的微观组织 |
| 2.3.2 不同速率热变形后的微观组织 |
| 2.3.3 不同温度热变形后的微观组织 |
| 2.4 讨论 |
| 2.4.1 热变形压下量对钢相变的影响 |
| 2.4.2 变形速率对试验钢微观组织的影响 |
| 2.4.3 变形温度对试验钢微观组织的影响 |
| 2.5 结论 |
| 参考文献 |
| 第三章 控扎控冷工艺对多相高强钢力学性能和微观组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 材料 |
| 3.2.2 力学性能及微观组织测试 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 力学性能 |
| 3.3.2 微观组织 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 性能特征 |
| 3.4.2 微观组织形成机理及与性能间的关系 |
| 3.5 结论 |
| 参考文献 |
| 第四章 不同回火温度下多相高强钢性能和组织变化研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 材料 |
| 4.2.2 力学性能及微观组织测试 |
| 4.3 试验结果 |
| 4.3.1 力学性能 |
| 4.3.2 微观组织 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 回火过程中微观组织演变 |
| 4.4.2 力学性能与微观组织变化间的关系 |
| 4.5 结论 |
| 参考文献 |
| 第五章 微观组织对多相高强钢冲击韧性影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.2.1 材料 |
| 5.2.2 冲击韧性及微观组织测试 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 性能 |
| 5.3.2 断口形貌 |
| 5.3.3 微观组织观察 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 冲击性能的断口形貌关系 |
| 5.4.2 微观组织与冲击韧性间的关系 |
| 5.5 结论 |
| 参考文献 |
| 第六章 铁素体型先进高强钢强化机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 铁素体型高强钢化学成分优化设计 |
| 6.2.1 铁素体型高强钢化学成分对力学性能影响分析 |
| 6.2.2 铁素体型高强钢成分优化设计分析 |
| 6.3 铁素体型高强钢铌钛复合强化特点 |
| 6.3.1 铌钛合金碳氮化物回溶技术 |
| 6.3.2 纳米级析出物形貌 |
| 6.3.3 纳米级析出物物理化学相分析 |
| 6.3.4 铌钛碳化物析出颗粒的粒度分布的测定和分析 |
| 6.3.5 超细晶铁素体 |
| 6.4 铁素体型高强钢单钛强化卷取温度对组织性能和析出物的影响 |
| 6.4.1 卷取工艺对单钛微合金化钢组织、性能的影响 |
| 6.4.2 卷取温度对纳米级析出物析出行为的影响 |
| 6.5 单钛合金化与铌钛复合高强钢的强化机理对比 |
| 6.5.1 微观组织 |
| 6.5.2 单钛合金化与铌钛复合高强钢的强化机理 |
| 6.5.3 单钛微合金化高强钢的强化机理 |
| 参考文献 |
| 第七章 工程机械用先进高强钢关键生产工艺技术研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 高含量钛的冶炼技术开发 |
| 7.2.1 高含量钛的冶炼稳定控制技术 |
| 7.2.2 高Nb、Ti铸坯裂纹控制 |
| 7.2.3 成分控制精确度 |
| 7.3 热连轧控轧控冷技术 |
| 7.4 密集冷却控制技术与铁素体高强钢合金减量化研究 |
| 7.4.1 密集冷却工艺介绍及优势 |
| 7.4.2 带钢宽度方向冷却均匀控制技术 |
| 7.4.3 低温快冷卷取温度控制技术 |
| 7.4.4 热连轧2250 高密层冷改造取得效果 |
| 7.5 铁素体型高强钢在高密层冷工艺的应用 |
| 7.6 多相高强钢工业化小批量试制 |
| 7.7 铁素体型高强钢板形控制技术研究 |
| 7.8 结论 |
| 参考文献 |
| 第八章 结论与创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
（7）超高强度钢制备工艺的关键技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景 |
| 1.2 课题研究的目的及意义 |
| 1.3 课题研究的总体思路和内容 |
| 1.4 课题研究的创新点 |
| 第2章 文献综述 |
| 2.1 超高强度钢的概况 |
| 2.1.1 低合金超高强度钢 |
| 2.1.2 中合金超高强度钢 |
| 2.1.3 高合金超高强度钢 |
| 2.1.4 300M及A-100超高强度钢 |
| 2.1.4.1 300M钢研究进展 |
| 2.1.4.2 A-100钢研究进展 |
| 2.2 超高强度钢的强韧化机制 |
| 2.2.1 钢的强化机制 |
| 2.2.2 钢的韧化机制 |
| 2.3 超高强度钢的生产工艺流程及其发展 |
| 2.3.1 电弧炉+炉外精炼 |
| 2.3.1.1 电弧炉冶炼技术 |
| 2.3.1.2 炉外精炼技术 |
| 2.3.2 真空感应+真空自耗 |
| 2.3.2.1 真空感应冶炼技术 |
| 2.3.3 真空自耗冶炼技术 |
| 2.3.4 开坯与成材 |
| 2.3.4.1 钢锭的加热 |
| 2.3.4.2 钢锭的开坯锻造 |
| 2.4 超高强度钢高纯熔炼技术的发展 |
| 2.4.1 国外纯净冶金的生产 |
| 2.4.1.1 300M钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.1.2 A-100钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.1.3 航空用轴承齿轮钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.1.4 超高强度不锈钢与高纯净熔炼技术 |
| 2.4.2 国内纯净冶金的生产 |
| 2.4.2.1 国内超高强度不锈钢的生产工艺现状与进步 |
| 2.4.2.2 低强度等级的15-5PH沉淀硬化不锈钢 |
| 2.4.2.3 中强度等级PH13-8Mo沉淀硬化不锈钢 |
| 2.4.2.4 超高强度不锈钢 |
| 2.5 超高强度钢中夹杂物的影响及控制 |
| 2.6 文献总结和评述 |
| 第3章 超高强度钢用精钢材的纯净化冶炼研究 |
| 3.1 现场冶炼过程钢液脱氧操作工艺制定及其可行性分析 |
| 3.1.1 真空碳脱氧的热力学计算及分析 |
| 3.1.2 不同金属、合金沉淀脱氧的热力学计算及分析 |
| 3.1.3 扩散脱氧的热力学计算及分析 |
| 3.2 第一次工业试验结果及分析 |
| 3.2.1 电炉熔炼过程及结果分析 |
| 3.2.2 LF炉冶炼过程及磷的变化结果分析 |
| 3.2.3 VD炉冶炼过程及结果分析 |
| 3.2.4 LF-VD精炼过程中气体质量分数的变化及分析 |
| 3.2.5 第一次工业试验的效果评价 |
| 3.3 第二次工业试验过程及结果分析 |
| 3.3.1 第二次工业试验结果分析 |
| 3.3.2 第二次工业试验效果评价 |
| 3.4 第三次工业试验过程及结果分析 |
| 3.4.1 精23钢脱钛保钒的热力学计算 |
| 3.4.2 工业试验冶炼精23钢材的FeV加入量计算 |
| 3.4.3 精23钢材的冶炼试验 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 稀土镧对超高强度钢洁净度的影响 |
| 4.1 实验目的 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 实验安排 |
| 4.2.2 分析和检测方法 |
| 4.3 实验结果分析 |
| 4.3.1 稀土镧的脱氧和脱硫作用 |
| 4.3.2 S53钢中氮的控制 |
| 4.3.3 镧对S53钢夹杂物形貌和成分的影响 |
| 4.3.4 镧对夹杂物尺寸和数量的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 超高强度钢超纯净熔炼工艺研究 |
| 5.1 单真空(VIM)超纯净熔炼工艺研究 |
| 5.1.1 单真空工艺研究实验方法 |
| 5.1.2 单真空(VIM)工艺研究实验结果及分析 |
| 5.2 双真空(VIM-VAR)超纯净熔炼工艺研究 |
| 5.2.1 双真空(VIM-VAR)工艺研究方案 |
| 5.2.2 双真空(VIM-VAR)工艺研究结果与分析 |
| 5.3 三联工艺(VIM-ESR-VAR)对钢洁净度的影响研究 |
| 5.3.1 三联工艺研究方案 |
| 5.3.2 三联工艺结果与讨论 |
| 5.3.3 钢中夹杂物结果分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 超高强度钢锻造和热处理工艺制度研究 |
| 6.1 锻造工艺对航空轴承钢G13Cr4Ni4Mo4VA棒材冲击性能的影响 |
| 6.1.1 试验过程 |
| 6.1.2 试验结果与讨论 |
| 6.1.3 工艺优化及改进 |
| 6.1.4 试验小结 |
| 6.2 锻造和预备热处理对超高强度钢A-100晶粒度的影响 |
| 6.2.1 实验用钢和实验方法 |
| 6.2.2 实验结果及分析 |
| 6.2.3 试验小结 |
| 6.3 热处理对40CrMnSi2Ni2MoVA低倍缺陷的影响研究 |
| 6.3.1 实验目的 |
| 6.3.2 实验方法 |
| 6.3.3 实验步骤 |
| 6.3.4 热处理对不同直径钢棒的影响 |
| 6.3.5 试验小结 |
| 6.4 回火热处理对S53钢组织性能的影响 |
| 6.4.1 试验材料 |
| 6.4.2 S53钢回火组织与性能 |
| 6.4.3 S53钢二次回火组织与性能 |
| 6.4.4 试验小结 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 作者简介 |
（8）稀土镧和镁对典型特殊钢洁净度和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景 |
| 1.2 课题研究的目的及意义 |
| 1.3 课题研究的内容 |
| 1.4 课题研究的创新点 |
| 第2章 文献综述 |
| 2.1 国内外特殊钢发展概述 |
| 2.2 典型特殊钢品种介绍 |
| 2.2.1 D2冷作模具钢 |
| 2.2.2 300M超高强度钢 |
| 2.3 非金属夹杂物对特殊钢性能的影响 |
| 2.3.1 钢中的非金属夹杂物 |
| 2.3.2 钢中非金属夹杂物的危害 |
| 2.3.3 钢中非金属夹杂物的控制 |
| 2.4 镁在钢中的应用 |
| 2.4.1 镁处理钢的发展 |
| 2.4.2 镁对钢液的净化作用 |
| 2.4.3 镁对夹杂物的变质作用 |
| 2.4.4 镁对钢性能的影响 |
| 2.5 稀土在钢中的应用 |
| 2.5.1 稀土处理钢的发展 |
| 2.5.2 稀土对钢的净化作用 |
| 2.5.3 稀土对夹杂物的变质作用 |
| 2.5.4 稀土对钢性能的影响 |
| 2.6 文献评述 |
| 第3章 稀土和镁处理钢液的热力学分析 |
| 3.1 镁在钢中的溶解行为 |
| 3.1.1 镁在钢中的溶解热力学 |
| 3.1.2 镁在钢中的溶解动力学 |
| 3.2 稀土镧和镁的脱氧热力学分析 |
| 3.3 稀土镧和镁的脱硫热力学分析 |
| 3.4 稀土和镁变质夹杂物的热力学分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 镁对D2模具钢洁净度和热塑性的影响 |
| 4.1 试样制备及分析方法 |
| 4.1.1 电阻炉实验 |
| 4.1.2 真空感应炉实验 |
| 4.1.3 锻造工艺 |
| 4.1.4 分析研究方法 |
| 4.2 镁对D2钢中氧和硫含量的影响 |
| 4.3 镁对D2钢中夹杂物影响 |
| 4.3.1 镁对夹杂物形貌和组成的影响 |
| 4.3.2 镁对夹杂物尺寸的影响 |
| 4.4 镁对D2钢中碳化物的影响 |
| 4.4.1 镁对铸态D2钢中碳化物的影响 |
| 4.4.2 镁对锻后退火态D2钢中碳化物的影响 |
| 4.4.3 镁改善D2钢中碳化物的机理 |
| 4.5 镁对D2钢热塑性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 镁对300M超高强度钢洁净度和性能的影响 |
| 5.1 试样制备 |
| 5.2 镁对300M钢中氧含量和硫含量的影响 |
| 5.3 镁对300M钢中夹杂物的影响 |
| 5.3.1 分析方法 |
| 5.3.2 镁对夹杂物形貌和组成的影响 |
| 5.3.3 镁对夹杂物尺寸的影响 |
| 5.4 镁对300M钢性能的影响 |
| 5.4.1 锻造及热处理工艺 |
| 5.4.2 实验内容 |
| 5.4.3 镁对热处理态300M钢拉伸和冲击性能的影响 |
| 5.4.4 镁对热处理态300M钢断裂韧性的影响 |
| 5.5 自制含镁合金在钢中的应用 |
| 5.5.1 含镁合金制备 |
| 5.5.2 实验过程及分析 |
| 5.5.3 实验结果及讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 镧对300M超高强度钢洁净度和性能的影响 |
| 6.1 镧对300M钢中氧和硫含量的影响 |
| 6.2 镧对300M钢中夹杂物的影响 |
| 6.2.1 分析方法 |
| 6.2.2 镧对夹杂物形貌和组成的影响 |
| 6.2.3 镧对夹杂物尺寸的影响 |
| 6.3 镧对300M钢力学性能的影响 |
| 6.3.1 镧对热处理态300M钢拉伸和冲击性能的影响 |
| 6.3.2 镧对热处理态300M钢断裂韧性的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 作者简介 |
（9）方坯超低碳钢生产关键技术研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 钢的纯净化生产控制技术 |
| 2.1.1 国内外钢的纯净化生产进展 |
| 2.1.2 钢中杂质元素的控制技术 |
| 2.2 复吹转炉纯净化控制技术 |
| 2.2.1 复吹转炉后吹搅拌工艺对脱碳和脱氧的影响 |
| 2.2.2 复吹转炉后吹搅拌对脱硫和脱磷的影响 |
| 2.3 RH精炼技术 |
| 2.3.1 复吹转炉后吹搅拌工艺对脱碳和脱氧的影响 |
| 2.3.2 RH脱碳过程的研究 |
| 2.3.3 RH脱氧及去除杂质过程的研究 |
| 2.3.4 夹杂物碰撞聚合的研究 |
| 2.4 中间包纯净化生产控制技术 |
| 2.4.1 中间包水模优化技术 |
| 2.4.2 中间包数模优化技术 |
| 2.4.3 中间包控流装置技术 |
| 2.4.4 中间包气幕挡墙技术 |
| 2.5 在热变形过程中铁素体的动态再结晶 |
| 2.5.1 动态恢复及动态再结晶 |
| 2.5.2 铁素体动态再结晶的研究进展 |
| 2.6 目前存在的问题和本文研究内容 |
| 2.6.1 目前存在的问题和不足 |
| 2.6.2 本文研究内容 |
| 2.7 本论文创新之处 |
| 3 方坯超低碳钢冶炼工艺控制难点研究 |
| 3.1 钢包顶渣改质处理技术 |
| 3.2 RH精炼控制技术 |
| 3.3 方坯超低碳钢中间包结构优化研究 |
| 3.3.1 存在的问题 |
| 3.3.2 方坯超低碳钢中间包设计结构数值计算分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 方坯超低碳钢连铸坯凝固结构数值模拟研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Procast简介 |
| 4.3 建立温度场计算模型 |
| 4.4 形核模型 |
| 4.4.1 晶粒生长动力学 |
| 4.5 边界条件的确定 |
| 4.5.1 连铸结晶器段传热系数 |
| 4.5.2 连铸二冷段传热系数 |
| 4.5.3 空冷段表面传热系数 |
| 4.5.4 形核模型参数 |
| 4.6 计算结果 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 方坯超低碳钢铸坯表面质量和夹杂物控制技术 |
| 5.1 方坯超低碳钢铸坯表面质量控制 |
| 5.1.1 方坯超低碳钢铸坯表面缺陷和盘条表面缺陷对比分析 |
| 5.1.2 分析讨论 |
| 5.1.3 工艺控制措施及效果 |
| 5.2 夹杂物控制 |
| 5.2.1 无水电解实验 |
| 5.2.2 实验结果分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 方坯超低碳钢轧制技术研究 |
| 6.1 方坯超低碳钢组织转变特性基础实验研究 |
| 6.1.1 实验目的 |
| 6.1.2 实验方案 |
| 6.1.3 实验结果分析 |
| 6.2 方坯超低碳钢三次渗碳体控制技术 |
| 6.2.1 三次渗碳体对断丝的影响 |
| 6.2.2 方坯超低碳钢三次渗碳体析出热力学研究 |
| 6.2.3 方坯超低碳钢三次渗碳体析出动力学研究 |
| 6.2.4 方坯超低碳钢三次渗碳体热模拟综合分析 |
| 6.2.5 方坯超低碳钢三次渗碳体控制措施分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 方坯超低碳钢盘条导电率研究和质量控制 |
| 7.1 方坯超低碳钢盘条导电率研究 |
| 7.2 方坯超低碳钢质量控制 |
| 7.3 方坯超低碳钢力学性能控制 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（10）压力容器用钢中含钛氧化物对性能的影响研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 氧化物冶金技术 |
| 2.1.1 氧化物冶金技术提出的背景 |
| 2.1.2 氧化物冶金技术的具体思路 |
| 2.2 钢中的夹杂物 |
| 2.2.1 钢中的非金属夹杂 |
| 2.2.2 钢中氧化钛夹杂形成的影响因素 |
| 2.3 夹杂物上形核的晶内铁素体 |
| 2.3.1 晶内铁素体对改善钢的可焊性的作用 |
| 2.3.2 晶内铁素体在夹杂物上的形核机理 |
| 2.3.3 针状铁素体形核的影响因素 |
| 2.3.4 针状铁素体的三维形貌 |
| 2.3.5 针状铁素体的晶体学取向关系 |
| 2.3.6 针状铁素体微观力学性能及其对力学性能的影响 |
| 2.4 氧化物冶金技术的应用及进展 |
| 2.5 氧化物冶金的发展趋势 |
| 3 文献总结及主要研究内容 |
| 4 氧化物冶金钢在焊接热模拟过程中HAZ的组织演化的原位观察及分析 |
| 4.1 实验材料及过程 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 奥氏体晶粒形成及长大 |
| 4.2.2 针状铁素体形成及长大 |
| 4.3 结果分析 |
| 4.3.1 影响奥氏体晶粒大小的因素 |
| 4.3.2 晶内针状铁素体(IAF)形成 |
| 4.3.3 运用电子背散射衍射技术(EBSD)测量有效晶粒尺寸 |
| 4.4 小结 |
| 5 焊接热影响区的晶内针状铁素体对于冲击过程中裂纹形核和扩展的作用机理研究 |
| 5.1 实验材料和方法 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 焊接热模拟后HAZ的微观组织 |
| 5.2.2 焊接热模拟后HAZ的冲击韧性 |
| 5.2.3 冲击断口形貌 |
| 5.3 讨论 |
| 5.3.1 微观组织对裂纹形核和扩展的影响 |
| 5.3.2 IAF对裂纹形核的影响 |
| 5.3.3 IAF对裂纹扩展的影响 |
| 5.4 小结 |
| 6 氧化物冶金钢中诱导形成IAF的夹杂物类型及晶体学结构关系 |
| 6.1 实验材料和方法 |
| 6.2 实验结果 |
| 6.2.1 HAZ的微观组织及冲击韧性 |
| 6.2.2 实验钢中的夹杂物特征 |
| 6.2.3 TiOx/MnS的晶体结构 |
| 6.2.4 IAF与其周围的贝氏体的取向关系 |
| 6.2.5 晶体学分析：IAF与周围贝氏体之间的大角度晶界对裂纹扩展的影响 |
| 6.3 结果讨论 |
| 6.4 小结 |
| 7 氧化物冶金钢中夹杂物与贫锰区大小的关系 |
| 7.1 实验钢中的TiOx/MnS复合夹杂物 |
| 7.2 夹杂物大小与贫锰区大小的关系计算 |
| 7.3 针状铁素体临界形核尺寸与贫锰区的关系 |
| 7.4 贫锰区对相变的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 氧化物冶金钢的耐腐性研究 |
| 8.1 实验材料及方法 |
| 8.1.1 实验材料 |
| 8.1.2 盐雾试验方法 |
| 8.2 实验结果和讨论 |
| 8.3 小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
四、低碳超级钢中氧硫氮的控制及其对钢组织性能的影响（论文参考文献）
- [1]外加改性纳米粒子技术诱导钢中铁素体形核的基础研究[D]. 郭皓. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]高性能重载齿轮钢疲劳破坏行为及夹杂物评估技术研究[D]. 肖娜. 北京交通大学, 2020(03)
- [3]外部加入纳米TiO2对钢中夹杂物和组织的影响[D]. 单梦伟. 安徽工业大学, 2019(02)
- [4]低碳冲压钢板的生产工艺优化与热轧组织晶粒度控制[D]. 牛世浦. 东北大学, 2018(02)
- [5]IF钢镁处理技术开发与应用[D]. 费鹏. 东北大学, 2018(01)
- [6]工程机械用先进高强钢组织性能调控及关键生产工艺研究[D]. 孟传峰. 太原理工大学, 2018(08)
- [7]超高强度钢制备工艺的关键技术研究[D]. 王瑞. 东北大学, 2017(08)
- [8]稀土镧和镁对典型特殊钢洁净度和性能的影响[D]. 王承. 东北大学, 2017(06)
- [9]方坯超低碳钢生产关键技术研究[D]. 王坤. 北京科技大学, 2017(05)
- [10]压力容器用钢中含钛氧化物对性能的影响研究[D]. 熊智慧. 北京科技大学, 2016(08)