一、对钢中针孔缺陷的一些初步认识（论文文献综述）
上海第五钢铁厂[1]（1968）在《对钢中针孔缺陷的一些初步认识》文中提出 问题的提出在检验低倍试片时,尤其是高合金钢的低倍试片,如1Cr18Ni9Ti、Cr17Ni2等钢种,有时会在试片的整个截面上出现类似于针刺状的孔洞,即通称为"针孔"的宏观缺陷。而一些航空材料的技术条件上明文规定"针孔"是不允许存在的低倍缺陷,因此如何正确的判断它就显得比较重要。
赵烁[2]（2014）在《重钢AFT702和CDQ203钢种经济洁净化工艺基础及应用研究》文中进行了进一步梳理随着中国钢产量的迅猛增长和宏观经济环境的变化，钢铁行业的竞争更加激烈，经济洁净钢生产技术对当今钢铁行业提高产品质量和降低生产成本具有重要意义，一直以来受到广泛关注。然而因为精炼设备功能未得到充分发挥，各精炼手段优化组合不尽合理，已成为制约现代化流程的钢铁企业建设经济洁净钢生产平台的瓶颈。本文选取重钢生产的AFT702和CDQ203为代表性钢种，经过对该钢种转炉－精炼条件下钢水洁净度进行调查及分析，因钢水中高熔点夹杂数量较多而时常出现水口结瘤的问题，极易引起浇铸中断，在轧制时还会导致钢材表面损伤，不能满足连铸－连轧紧凑式布局和热送热装要求。因此众多钢厂不得不采用钙处理对夹杂物进行改性，虽然从一定程度减轻了水口结瘤问题，但在生产中由于钙收得率非常低。因此生产成本也相应增加。对于年产上千万吨的钢铁企业而言，减少或取消钙处理能够极大地降低生产运营成本。本文以确定目标钢种最经济的精炼工艺制度并确保良好的洁净度为目的，不因夹杂导致水口结瘤制约连浇炉数的提高，更不能因夹杂危害钢材力学性能。所以如何合理地对钢中夹杂物进行变性处理和处理的方式是研究内容的关键所在。首先通过调查目标钢种的精炼工艺现状，明确合理的洁净度控制水平。然后对钢中典型夹杂物处于低熔点区时钢液和精炼渣成分控制进行理论计算，在此基础上，试验研究不同精炼渣以及复合包芯线处理对碳结钢和低合金钢洁净度的影响，得到了适应不同钢种的精炼渣组成和复合包芯线控制范围。最终结合重钢的生产实际进行了工业应用。研究的主要结果为：利用热力学软件FactSage计算发现，对于钢种AFT702，要将弱脱氧钢中MnO-SiO2-Al2O3夹杂物成分控制在熔点不超过1520℃的液相区域内，则钢液中[Al]控制在0.0010%0.0015%，[O]含量控制在1025ppm。要将强脱氧钢中CaO-SiO2-Al2O3夹杂物成分控制在液相区域内，则钢液中[Al]控制在0.013%以下，[O]含量控制在2ppm。当夹杂物熔点低于1520℃，可以避免浇铸过程堵水口而且热轧时能够稍许变形，因此能够大大提高钢材的塑性和韧性。对于钢种CDQ203，要将CaO-MgO-Al2O3夹杂物成分控制在MgO<10%、Al2O3：45%60%、CaO：40%55%液相区域内，当平衡[Al]含量为0.03%时，钢液的a[Ca]为1～10ppm，a[Mg]为0.01～0.3ppm；当平衡[Al]含量为0.06%时，钢液的a[Ca]为1～30ppm，a[Mg]为0.05～0.9ppm。为使CaO-Al2O3-CaS系夹杂物能够控制在低于1600℃液态区域内，当钢液中的a[Ca]分别为5,15,30ppm时，平衡[Al]含量应分别控制在0.00100.050%，0.00500.250%和0.0100.50%。理论分析基础上，在实验室通过16炉渣系A（CaO/Al2O3:1.01.8，SiO2:1120%）和6炉渣系B（CaO/SiO2:1.01.2，Al2O3:2535%）与AFT702碳结钢液的高温平衡实验，研究了不同炉渣组成对钢液洁净度的影响关系。实验结果表明炉渣A比炉渣B有更强的脱氧、脱硫的作用。与炉渣A反应钢中的钙镁铝硅酸盐夹杂物总体尺寸小于与炉渣B反应钢中的钙锰铝硅酸盐夹杂物。为生成更多小于3μm的球状钙镁铝硅酸盐类夹杂，降低钢中T[O]含量，应选用炉渣A的组成为CaO/Al2O3比在1.21.8之间，渣中SiO2含量在11%或20%附近。其次，通过6炉渣系C （碱度为9，CaO/Al2O3:1.0，SiO2:5%）和6炉渣系D（碱度为6，CaO/Al2O3:1.5，SiO2:9%）与CDQ203合金钢液（[Al]:0.020%0.070%）的高温平衡实验，研究了炉渣对钢液成分和夹杂物组成的影响关系。实验结果表明两种渣的脱硫能力接近，钢中平均硫含量均为0.002%，但是炉渣D的脱氧能力略强于炉渣C。与炉渣D平衡的钢中低于5μm夹杂物数量多于炉渣C，夹杂物更细小。而且在炉渣D条件下更有利于生成钙镁铝硅酸盐夹杂物。为生成更多小于5μm的球状液态CaO-MgO-Al2O3-SiO2类夹杂，保证钢中较低T[O]含量，应选用炉渣D的组成为CaO/Al2O3比在1.5左右，渣中SiO2含量在9%附近。为了分析钙铝酸盐复合包芯线处理对钢液洁净度的影响，还研究了初始钙铝酸盐含量为90%、80%、70%（利用率为10%、20%）的复合包芯线与低合金钢液反应60min时钢中夹杂物的变化过程；得出当芯粉中钙铝酸盐含量为80%90%（利用率为10%）或含量为90%（利用率为20%）时，则钢中典型夹杂物为低熔点球状CaO-MnO-SiO2-Al2O3，当钙铝酸盐含量为70%（利用率为10%）或含量为70%80%（利用率为20%）时，则钢中更容易生成CaO-MgO-Al2O3或CaO-Al2O3，Al2O3逐渐减少。在上述研究基础上，在重钢一炼钢厂进行了AFT702、CDQ203的生产试验，工业试验主要对转炉出钢脱氧、渣洗和精炼渣工艺进行了优化，有效降低了钢中氧化夹杂和有害元素含量，达到了“出钢复合脱氧+渣洗→CAS/LF→CCM”工艺路线下取消钙处理实现钢水多炉连浇的目的。论文研究结果具有重要的现实意义，不仅实现了碳结钢和低合金钢的经济洁净化生产，还对其它以品种钢为主的钢铁企业具有示范作用。
上海第五钢铁厂[3]（1968）在《对低倍宏观组织中“夹杂腐蚀空穴”的认识》文中研究说明 我厂生产的一些合金结构钢、不锈耐热钢（例如30CrMnSiNiMo、30CrMnSi、Cr12NiWMoV 等）,由于在冶炼上采用了 Al2O3—CaO 合成渣洗等工艺,当低倍宏观检验时,在试片边缘的宏观组织中经常有细小的空穴出现,深度一般较浅。有时数量相当多,尺寸很小;有时肉眼很难察觉,需在4～10倍放大镜
李金柱[4]（2018）在《首钢京唐公司高品质汽车板冶金工艺研究》文中指出汽车钢板除要具备良好的机械性能外,还必须具备优良的表面品质,以满足汽车厂愈发严苛的表面质量控制要求。由于汽车钢板表面缺陷很大部分是由炼钢生产原因（如钢中非金属夹杂物）所造成的,汽车钢板冶金工艺一直是国内外高水平钢厂汽车钢板生产的科研重点。首钢是国内重要汽车钢板生产厂,年产各类汽车钢板300万吨左右,用户包括宝马、奔驰、大众、通用、福特、菲亚特、现代、一汽、二汽、北汽、长城等汽车厂。近年来为提升汽车钢板生产水平（品质、效率、成本）组织开展了一系列试验研究。针对其中的冶金工艺技术对汽车板表面缺陷形貌特点与成因、钢包渣改质等关键工艺、汽车钢板生产采用高拉速、不同非稳态条件对铸坯表层大型夹杂物的影响等进行了深入研究,得到了以下主要结果:1、通过科研攻关开发了以下关键技术:（1）转炉炉后顶渣改质工艺,在详细分析顶渣改质理论的基础上,提出采用动态调整铝渣球与石灰加入量与加入方式,实现了最终精炼渣FeO含量小于6%比例达80%以上。（2）得到了京唐公司RH精炼纯循环时间对钢水洁净度影响,综合考虑工序温降与精炼节奏控制,确定将纯循环时间控制在6～8min。（3）针对TiOx-Al2O3复合夹杂物对连铸水口粘接堵塞带来的不利影响,制定了 Ti合金化制度,改善了复合夹杂物的聚集行为,减少了大型簇群状夹杂物的数量,改善了浇铸过程水口粘接堵塞。（4）在连铸中间包覆盖剂中添加了 10%左右的CaF2,降低了中包覆盖剂的熔点65°C左右,并将中包覆盖渣CaO/Al2O3比增加至1.5,改善了中包覆盖渣吸收A1203夹杂的条件,提高了钢水洁净度。（5）提高了结晶器保护渣粘度与熔化速度,减少了汽车板缺陷发生率。2、开发了采用ASPEX扫描电镜对大型试样进行夹杂物大面积检测的方法。对正常稳定浇铸铸坯表层试样大型夹杂物数量进行了系统研究,研究发现:正常稳定浇铸铸坯表层中大型夹杂物主要为簇状A1203夹杂物,大于50μm夹杂物数量在0.201～0.434个/cm2范围,平均为0.315个/cm2,少于JFE公司报道的高拉速浇铸汽车钢板铸坯大于50μm夹杂物数量密度（0.48～0.51个/cm2）;正常稳定浇铸坯中未检测到来源于保护渣卷入形成的大尺寸夹杂物;拉速从1.Om/min增大至1.5m/min,正常坯中夹杂物数量密度（大于50μm）显著减少。3、对不同非稳态浇铸铸坯表层试样（开浇阶段、结束浇铸阶段、大包交换、快换水口等非稳态浇铸）大型夹杂物数量进行了分析检测研究,发现:与正常稳定浇铸坯相比,非稳态浇铸坯试样中大型夹杂物数量多且波动较大。在各种非稳态条件浇铸铸坯试样中均发现有来源于结晶器保护渣的夹杂物存在（正常浇铸坯中未发现）;开浇头坯品质降低程度远远大于其它非稳态浇铸铸坯;表明钢水严重二次氧化造成的不良影响比结晶器内钢水流动状态发生波动要大得多。4、根据不同非稳态浇铸铸坯表层试样大型夹杂物分析检测结果,弄清了不同非稳态条件对汽车钢板铸坯质量的影响（影响浇铸长度和质量下降程度）,为首钢京唐公司制定非稳态铸坯质量控制对策提供了重要依据（判据）,对京唐公司汽车钢板提高质量和减少“带出品”发挥了重要作用。5、与连铸中间包内提取的钢水试样相比,铸坯试样中较小尺寸夹杂物（20～50μm）数量明显减少,而大尺寸夹杂物数量（>50μm）则显著增加,这主要是由于连铸结晶器钢水中微小夹杂物发生聚集、上浮、去除所造成的。6、水模型和工业试验发现:采用凹底、出口倾角20°浸入式水口、适当增大水口浸入深度至170mm,能够降低高拉速连铸结晶器钢水液面波动和表面速度,减少保护渣卷渣量。浇铸实践表明:综合采用FC结晶器、20°倾角凹底水口,能保证拉速2.4m/min时将结晶器液面波动控制在±2mm。7、高拉速连铸坯表层夹杂物可分成:（1）簇群状A1203,（2）气泡+簇状A1203,（3）块状氧化铝,（4）CaO-Al203-MgO夹杂物。研究发现:铸坯表层夹杂物数量随拉速增大而减小;高拉速连铸坯内大于50微米的夹杂物数量在0～3.5mm内逐渐增大,在厚度3.5～6mm数量迅速增大至最大值,厚度增大至6～10mm,夹杂物数量迅速降低。铸坯表层夹杂物分布与枝晶偏转规律对应。铸坯厚度0～3.5mm,对应弯月面距离为0～60mm,此处凝固前沿钢液流速为0.17m/s,铸坯表层夹杂物数量较少,铸坯厚度3.5～6mm,对应弯月面距离为60～180mm,钢液流速较小（～0.03m/s）,表层夹杂物数量高达0.25个/cm2;铸坯厚度6～10mm,对应离弯月面距离为180～450mm,此处凝固前沿钢液流速为0.07m/s,夹杂物数量密度为0.05个/cm2。根据结晶器内双股流特点,分析了高拉速连铸坯表层夹杂物分布机理。8、京唐公司生产LCAK钢,拉速提高至2.5m/min,达到国际前三位。IF钢拉速提高至2.0m/min,达到JFE公司生产IF钢拉速水平（国际最高）。出钢温度由拉速1.6m/min时的1690℃降低至拉速2.5m/min时的1660℃,RH精炼周期由拉速2.0m/min的35min降低至2.5m/min的25min以下。9、本研究在以下方面取得了重要意义的创新:（1）对正常浇铸铸坯和开浇、终浇、大包换包、快速更换浸入式水口等非稳定条件下铸坯沿浇铸长度方向长距离连续取样,通过对铸坯表层大型夹杂物定量分析,掌握了不同非稳态条件对铸坯表层大型夹杂物的影响程度和影响浇铸长度,对首钢制定非稳态铸坯品质判据、大幅减少汽车钢板生产“带出品”发挥了重要作用。（2）开发了铸坯大型试样夹杂物分析测定的新方法:采用ASPEX扫描电镜对大型试样表面进行夹杂物分析检测扫描,得到夹杂物各自位置、尺寸、图像、成分等。为了解决ASPEX电镜难以区分单颗粒A1203与组成簇群的A1203颗粒问题,本研究开发了簇群状夹杂物“再定位”分析研究方法。（3）浇铸厚度237mm板坯,将拉速增加至2.5m/min,由于弯月面区域钢液温度随拉速增加而提高,钩状坯壳发达程度减弱,高拉速铸坯表层大型夹杂物数量反而低于常规低拉速铸坯。本研究据此提出,生产对表面品质极高要求的汽车钢板,连铸可以采用高拉速。
马范军[5]（2010）在《微合金钢铸坯第二相析出行为及表层组织演变研究》文中指出本文以宝钢3#直弧型铸机所生产的微合金钢铸坯为研究对象,通过分析其角部微观组织特征与第二相析出物的形貌与分布,对其角部横裂纹产生的原因进行了剖析。根据宝钢微合金钢铸坯角部横裂纹发生的基本特征,认为产生铸坯角部横裂纹的根本原因是:在传统连铸过程中,受到二维冷却的铸坯角部温度较其它部位低,弯曲时,其角部温度不可避免地处于其700～900℃的低塑性温度区。角部表层微观组织处于奥氏体向铁素体相变状态,两相共存,其中奥氏体晶界有膜状先共析铁素体与链状析出物析出,且组织粗大。在弯曲应力的作用下,应变集中在铁素体膜上,裂纹由此产生并传播。针对上述铸坯角部横裂纹的形成原因,采用共聚焦激光显微镜、重熔凝固冷却实验设备、扫描电镜、透射电镜等,研究了微合金钢连铸过程中的表层微观组织演变规律,结合宝钢连铸机参数与生产工艺特点,认为要从根本上消除角部横裂纹,必须通过提高铸坯表层组织的抗裂纹能力。根据铸坯表层微观组织控制工艺思路,分析了铁素体析出动力学与微合金元素碳氮化物析出热力学与动力学,研究了冷却速度对铸坯的微观组织与第二相析出物析出行为的影响。得到了微合金钢中微合金元素碳氮化物析出行为与冷却速度的定量关系:碳氮化物析出体积分数与冷却速度呈指数的倒数关系,即V f = A?exp（ ?B?υc）;析出物尺寸与冷却速度呈幂函倒数数关系,即D p = C?υc?n。认为增大微合金元素析出温度范围的冷却速度,可控制微合金元素碳氮化物的析出行为。随冷却速度增大,析出物体积分数越小,尺寸越细小,先共析铁素体的析出行为得到抑制。钢中的微合金元素碳氮化物对先共析铁素体的形成有较大影响,碳氮化物可以作为形核剂,促进先共析铁素体的形核,并在析出生成碳化物时,消耗了晶界的碳,使局部碳浓度下降,促进了铁素体析出。综合以上研究成果,提出了铸坯表层微观组织控制（SMC）工艺的各工艺参数:获得原奥氏体晶界无膜状仿晶界铁素体、晶界无链状微合金元素析出物微观组织的最佳冷却速度范围是3℃·s-1～6℃·s-1,最佳冷却温度是最佳冷却速度下微合金钢的γ→α转变开始温度,最佳回温温度为高于微合金钢的Ac3温度。结合宝钢3#铸机参数及工作拉速,实现表层微观组织控制（SMC）工艺的最佳冷却速度为5℃·s-1,最佳冷却温度为660℃,最佳回温速度为3℃·s-1,最佳回温温度为870℃。通过重熔凝固冷却实验,模拟并优化了实现铸坯表层微观组织控制（SMC）工艺所需的冷却条件。优化后的宝钢3#铸机二冷段实现铸坯表层微观组织控制工艺的方案如下:将原窄面的喷咀只保留垂直段上部的5排,并将喷咀1/4KSH16113H换成3/8KSH37128H,原1/4KSH0889H换成1/4KSH16113H,将垂直段宽面靠角部的6号辊以下的4排喷咀关闭;保持各区的总水量不变,在此基础上对2区总水量正负25%幅度内进行实验,并确定更优的现场水量;300厚断面,更换后的3/8KSH37128H与1/4KSH16113H喷咀安装高度分别为65mm、50mm。200厚断面,安装高度均为50mm。通过试验铸机对铸坯表层微观组织控制（SMC）工艺的生产实验,传统冷却条件下的铸坯微观组织与微合金元素析出物分布与现场铸坯基本一致,原奥氏体晶界有明显的膜状先共析铁素与链状析出物,室温下组织粗大。而铸坯表层微观组织控制工艺条件生产的铸坯,其原奥氏体晶界没有膜状先共析铁素体,析出物均匀弥散分布于基体中,且室温组织细小。对试验铸机生产的铸坯热拉伸实验结果表明,传统冷却条件下的试验铸机生产的铸坯,在700～900℃间有明显的低塑性区,其断面收缩率小于40%。而在铸坯表层微观组织控制工艺冷却条件下,铸坯在此温度区间的塑性保持较高值,断面收缩率甚至接近传统冷却条件下铸坯在900℃的热塑性。实验室模拟与试验铸机生产实验表明,应用铸坯表层微观组织控制（SMC）工艺方法,大大提高了铸坯表层组织的热塑性,使传统工艺中的低塑性温度区消失,降低了铸坯的裂纹敏感性,有望从根本上达到消除铸坯表面横裂纹的目标。
颜飞[6]（2007）在《喷射成形高合金Vanadis4冷作模具钢的组织与性能研究》文中指出本论文工作结合宝钢集团重大科研项目“喷射成形先进冶金加工技术的应用开发”而完成。模具钢大多数采用常规铸造方法,再经大变形量锻造及复杂的热处理来改善钢中碳化物尺寸和分布,以获得良好的力学性能。但常规方法难以制备高品质高合金模具钢,而只能采用工艺复杂、成本高的粉末冶金方法生产。本论文选取瑞典UDDEHOLM公司生产的粉末冶金Vanadis4（V4）钢作为对比材料,采用喷射成形这一先进的冶金加工技术制备了V4钢,有效细化了晶粒,减小了偏析,极大地改善了钢中碳化物形貌和分布。在此基础上分析了喷射成形V4钢微观组织及形成特点,揭示了该钢的细化机理及区别于其它喷射成形钢材的特点;系统的研究了喷射成形V4钢热加工过程微观组织演变行为,给出了制备V4钢最优化的控制参数;对比研究了喷射成形V4钢与粉末冶金V4钢的淬回火后的力学性能,分析了喷射成形V4钢回火过程二次碳化物的析出行为。自主创新的工艺路线相对粉末冶金工艺而言工艺简单成本更低,有力地证明了喷射成形取代粉末冶金制备高合金V4钢的可行性。喷射成形工艺得到的高合金V4钢为等轴晶,晶粒大小在8-10μm左右分布均匀,无宏观偏析及粗大网状碳化物,且组织中未见类似常规铸态材料中的共晶组织。其组成相包括马氏体、残余奥氏体、MC及M7C3型碳化物,其中,残余奥氏体含量高达33%,VC颗粒大部分尺寸在0.5-2μm均匀分布在晶界,而大部分M7C3颗粒尺寸在180nm左右均匀分布在晶内。喷射成形所具有的快速凝固特征是V4钢组织细化的最关键因素;此外,喷射成形雾化过程先凝固粒子的异质形核作用,以及凝固过程中在较高温度析出的VC限制了γ枝晶生长的时间和空间,从而促进γ枝晶细化也是其能获得细小晶粒的重要原因。V4钢加热过程的相转变点为845℃（A1）和890℃（A3）,加热过程中由于基体组织分解及大量碳化物析出而导致热膨胀曲线出现明显的弯曲。等温压缩热模拟实验结果表明,V4钢在850-1150℃温度范围内的真应力-真应变曲线均为典型的再结晶曲线,当变形温度一定,变形速率越高,流变应力越大;当变形速率一定,变形温度越高,流变应力越小。热轧实验研究结果表明,V4钢在850-950℃温度轧制后基体中析出了大量M7C3及M3C碳化物,而一次碳化物则会发生不均匀长大,因此轧后组织很不均匀;1050℃轧后组织中的碳化物最为均匀细小;当轧制温度升高至1100℃以上时,回溶至基体的合金元素在轧后冷却过程中将沿晶界不均匀析出。因此,热变形温度是决定变形后组织中碳化物形貌、尺寸和分布的最关键热力学条件。退火实验结果表明,退火温度显著影响轧后组织中碳化物球化过程。850℃退火时元素扩散速率较低,部分条状碳化物还未熔断球化;900℃是最理想的退火温度;温度升高至950℃,元素扩散大大能力增加,碳化物将发生较为明显的粗化。通过本文新工艺得到的V4钢组织相对粉末冶金V4钢而言碳化物更加均匀细小,且所采用的轧制或锻造工艺相对简单,工业上也易于实现,这是喷射成形高合金模具钢的独特优点。本研究成果能填补国内采用喷射成形取代粉末冶金制备高合金模具钢的空白。经过相同工艺淬回火后的喷射成形V4钢硬度值高于粉末冶金V4钢,两者冲击功相当。V4钢回火过程存在明显的二次硬化,在500℃回火后,极其细小且弥散析出的纳米级VC是材料达到二次硬化峰的主要原因,VC热稳定性好,经过长时间时效也很难长大;当回火温度进一步升高至550℃后,析出的碳化物为尺寸相对较大的M3C,大量C的析出使基体强度降低,且M3C的弥散强化效果低于MC,因此V4钢硬度值有较为明显下降;而700℃过时效处理5min后基体便迅速分解,位错密度显著降低,首先发现析出的碳化物为M7C3且多沿马氏体板条边界析出,随回火时间延长析出的碳化物还包括M23C6、M6C、MC。基体在回复过程中,胞壁的位错重新排列和对消逐渐变锋锐,胞壁完全锋锐了的胞块转化为亚晶,亚晶逐渐合并,形成多边形铁素体。基体中析出的大量碳化物能有效钉扎亚晶界,阻止亚晶合并和再结晶的进行。喷射成形V4钢与粉末冶金V4钢的耐磨性对比研究结果表明,两种钢的磨损过程均包括跑合与稳定磨损两个阶段,在二次硬化峰值处两种材料具有最好的耐磨性。磨损表面的扫描电镜形貌观察表明两种钢的主要磨损机制为磨粒磨损,但粉末冶金V4钢磨损表面还存在粘着磨损形貌,而该特征在喷射成形V4钢磨损表面并未发现,这是两种钢磨损过程中的摩擦系数和表面粗糙度差别产生的主要原因。相同实验条件下喷射成形V4钢摩擦系数小于粉末冶金V4钢摩擦系数;基于激光扫描共焦显微镜的两材料磨损表面三维粗糙度表征结果表明喷射成形V4钢的表面粗糙度低于粉末冶金V4钢表面粗糙度。粘着磨损的产生与两种材料中碳化物总量、分布、碳化物间距相关,喷射成形V4钢中碳化物更加均匀细小,能有效避免对磨材料基体间的直接接触而避免粘着磨损。相同淬回火条件下的喷射成形V4钢的耐磨性优于粉末冶金V4钢。
王玉昌[7]（2016）在《高速重轨钢精炼与大方坯连铸技术研究》文中认为高速铁路的高可靠性、高安全性对重轨质量提出了严苛的要求,其质量提高的关键是控制钢的洁净度与均质性。重轨钢洁净度控制的核心是钢水中氢、氧、铝和非金属夹杂物的控制,主要为无铝条件下的强化脱氧技术、脱氧产物去除技术以及VD真空脱气（氢、氮）技术。均质性控制主要是提高重轨钢凝固过程中组织与化学元素分布的均匀性,重点研究在连铸工艺条件下对连铸坯中心偏析、中心疏松等缺陷的减轻或消除技术。本文针对包钢高速重轨钢的生产技术问题,采用工业试验与数值模拟相结合的方法研究了代表性钢种的精炼与连铸工艺。基于对钢水洁净度、中间包流场、连铸坯高温力学性能和大方坯连铸过程凝固与动态轻压下模型的研究结果,系统分析了高速重轨钢质量控制的关键技术要点,主要结论概括如下：1)开发了高速重轨钢精炼-连铸流程洁净度控制的成套技术,即通过采用无铝脱氧工艺降低钢水全氧含量、VD真空脱气工艺强化脱氢、中间包冶金和全程保护浇注技术控制钢中的气体含量和夹杂物种类、数量和尺寸。钢水洁净度可达到以下技术指标：[H]<2.5ppm、[N]<50ppm、T.O≤20ppm、 [P]≤0.020%、[S]≤0.008%,非金属夹杂物A类≤级、B类≤1.5级、C类≤1级、D类≤1级,完全满足时速200公里以上客运专线铁路用钢要求。2)揭示了当前典型高速重轨钢的铸态高温力学特性。实验中4种常见重轨钢的第三脆性区集中在980～800℃,此时的钢种高温塑性最低（断面收缩率<40%）,即浇铸加工时铸坯的裂纹敏感区间。工业生产中重轨钢大方坯应避免在该温度附近压下或矫直。高拉速情况下可通过调整二冷控制工艺以改变压下和矫直受力点的到达温度来降低铸坯的裂纹倾向。3)建立了高速重轨钢大方坯连铸动态轻压下集成控制模型,其中包括对铸坯凝固全程进行可靠监测的实时温度场动态热跟踪模型、对铸坯表面温度及凝固终点双重控制的动态二冷控制模型、在最佳区域对铸坯内质进行有效调控的动态轻压下控制模型。基于典型钢种的射钉试验结果优化了集成控制模型,测定数据与模型计算值相对误差小于4%。4)制定了高速重轨钢大方坯连铸合理的动态轻压下控制参数。通过对比大方坯连铸生产重轨钢U71Mn、U76CrRe、900A的冶金效果,提出轻压下条件下各钢种的推荐拉速和浇铸温度。包钢355炉重轨钢工业试验表明,动态轻压下集成控制模型运行稳定,改善效果显著。预定控制参数工况下压下铸坯中心裂纹0、1级比率由96.5%提高至98.52%,中间裂纹0、1级比率由97.67%提高至99.26%;中心[C]偏析指数小于1.08比例达到了83.1%。
王宇平[8]（2008）在《薄板坯连铸连轧硼微合金化低碳钢边裂原因的研究》文中认为薄板坯连铸连轧工艺（TSCR）开发于20世纪80年代,如今国内已有十几家钢铁厂引进了该技术,并取得了良好的经济效益。钢铁研究总院连铸中心致力于薄板坯连铸连轧新钢种的开发,不断推陈出新,但在马钢、唐钢、以及通钢开发薄板坯连铸连轧硼微合金化低碳钢时遇到了热轧板的边裂问题。薄板坯连铸连轧硼微合金化低碳钢时出现的热轧板边裂是一种由边部凸出“疙瘩”和上表面距边部1～2mm处的纵向裂纹组成的缺陷,严重影响钢材的成材率。本文主要针对通钢FTSR生产线生产硼微合金化低碳钢出现的热轧板边裂进行了分析和研究,并得到了边裂产生原因。对通钢生产的硼微合金化低碳钢铸坯及热轧板进行取样对比分析后发现,从微观形貌观察到的热轧板边裂处裂纹是从热轧板上表面距边部1mm处向内部切入延伸的,延伸深度可达1.5mm以上,且裂纹处氧化严重,含有大量氧化铁,推测该热轧板上的裂纹很可能是薄板坯上原有的角部裂纹加热后被氧化,然后经轧制演变而来的。热力学分析结果显示,当温度在950℃-800℃时,N含量在0.005%以上,随着N含量的增加,钢中BN析出量基本保持不变,维持在较高的0.0079%的析出量;钢中N含量在0.005%以下时,随着N含量减少,钢中BN的析出量迅速减少,当N含量为0.0035%时,BN的析出量只有0.0055%左右。N含量为0.005%是硼微合金化低碳钢热轧板是否出现边裂的一个关键点,它与通钢实际生产过程中当N含量小于0.005%时,BN析出少,热轧板几乎不出现边裂,而N含量在0.005%以上时,BN析出多就容易出现热轧板边裂是一致的。运用Gleeble-1500热模拟机研究了两组硼微合金化低碳钢薄板坯的高温热塑性,高N含量（0.006%）的硼微合金化低碳钢（4845号炉）热塑性差,其低应变速率脆性温度区出现在850℃～950℃之间,900℃时的断口属于脆性沿晶断裂,断面收缩率最小,仅为24%;而低N含量（0.0029%）的硼微合金化低碳钢（4543号炉）热塑性好,其低应变速率脆性温度区出现在850℃～1000℃之间,其热塑性最低点出现在950℃,但此时的断面收缩率较高,为60.3%。高N含量的硼微合金化低碳钢在900℃时,沿原奥氏体晶界有致密的BN、或BN+MnS复合物颗粒析出,这些析出物大小为1μm～2μm,颗粒之间的间距约5μm,这些晶界析出物脆化了奥氏体晶界,在应力作用下,使得硼微合金化低碳钢薄板坯连铸时边角部容易出现横裂纹,这是造成热轧过程中热轧板边裂的因素之一。在实验室对硼微合金化低碳钢热轧板边裂缺陷进行了模拟验证,结果显示含有角横裂的铸坯轧制后裂纹会被扩展或者被轧合,扩展后的角部裂纹是沿距离热轧板边部1～2mm处纵向拉伸延长的,铸坯原始裂纹长度可以扩展到15倍以上,原始裂纹深度和轧制压缩比决定了扩展裂纹的长度。结果表明,硼微合金化低碳钢薄板坯角横裂是造成热轧板边裂的主要原因。
蒲大志[9]（2019）在《利用表面粗糙度表征亚包晶钢初始凝固过程中相变收缩程度的方法研究》文中研究指明亚包晶钢表面质量问题是连铸领域长期以来研究的内容。早期对连铸板坯的研究就已表明,含碳量在0.09%-0.17%的亚包晶钢连铸板坯易产生表面纵裂纹,对其产生原因,研究者们已把目光集中在这类钢种的δ→γ相变上,而冷却速率是影响包晶相变收缩程度的重要因素。然而不论是现阶段依托工厂实际成产数据的各种计算模型,还是前人研发的各种实验方法,都不能实现在结晶器冷却条件下对包晶相变收缩程度的准确表征。随着拉速的改变,铸坯表面的冷却速率势必也会改变。因此,实现在大冷却速率条件下对包晶相变收缩程度的表征,不仅有助于研究冷速对包晶相变收缩程度的影响规律,同时还能为亚包晶钢连铸过程中表面裂纹的控制提供指导意见。本文以表面粗糙度Ra（δ/γ）值表征亚包晶钢初始凝固过程中包晶相变收缩程度,利用高温激光共聚焦扫描显微镜实现钢样的熔化、凝固、原位观察以及表面粗糙度的测量过程。并依据前人关于连铸结晶器内冷却条件的研究成果,以接近实际连铸坯的冷却强度作为钢样初始凝固过程的的冷却条件。原位观察了低碳钢、包晶钢和高碳钢凝固过程中各阶段相变行为引起的表面形貌变化,测量了其表面粗糙度。并与相图结合,分析判断了不同的相变行为对表面粗糙度的影响。发现有包晶相变的亚包晶钢表面粗糙度明显大于超低碳钢、高碳钢,然后测量了不同碳含量亚包晶钢包晶相变产生的表面粗糙度。以探究大冷却条件下碳含量对包晶相变收缩程度的影响,并验证以表面粗糙度Ra（δ/γ）值表征亚包晶钢初始凝固过程中包晶相变收缩程度方法的正确性。主要研究成果概括如下:（1）δ→γ相变是影响表面粗糙度值的主要因素;包晶相变收缩程度越大,表面粗糙度值越大。（2）利用表面粗糙度Ra（δ/γ）值能够在大冷却速率下表征包晶相变收缩程度。（3）在20℃/s冷却速率条件下,0.10C%亚包晶钢表面粗糙度Ra（δ/γ）值为31.5μm、0.14C%表面粗糙度Ra（δ/γ）值为25.4μm、0.16C%表面粗糙度Ra（δ/γ）值为17.2μm,在0.10-0.16C%范围内,碳含量增加,包晶相变收缩程度降低,表面粗糙度值降低。
谢兵[10]（2004）在《连铸结晶器保护渣相关基础理论的研究及其应用实践》文中研究指明连铸结晶器保护渣是一种以硅酸盐为基的并含有多种熔剂和骨架材料的功能性材料。保护渣在连铸结晶器内发挥着绝热保温、防止钢液氧化、控制传热、润滑铸坯的作用,是促进连铸技术发展、保证连铸工艺顺行及铸坯质量的关键性材料。随着拉速的不断提高、连铸品种的不断扩大、连铸坯质量要求的不断上升,连铸保护渣的各种物理化学性能与连铸工艺顺行及铸坯质量的关系日显突出,成为连铸技术发展的限制因素之一。因而,如何充分发挥连铸保护渣的各种功能和作用,保证不同钢种在不同连铸工艺条件下的顺利生产并得到高质量的铸坯,成为冶金工作者关注的重要问题,需要在不同的实践阶段从理论和实践上解决相关技术难题。本论文在国家计委、国家自然科学基金委、重庆市科委及相关企业的大力支持下,就连铸保护渣理论及技术发展过程中急需解决的重要理论及实际应用问题开展了深入的研究。分别研究了微量组分对保护渣物理化学性能的影响、保护渣结晶行为的协调控制、保护渣传热特性、高碱性高玻璃化连铸保护渣的生成机制、结晶器内保护渣传热及渣膜润滑与摩擦等方面的理论基础及实验研究,提出了一系列的连铸保护渣新理论;并在新理论的指导下,开发了针对不同钢种、不同连铸工艺的保护渣系列产品,并成功应用于我国大多数钢铁企业,解决了我国连铸生产过程存在的与保护渣相关的技术难题。本论文的具体研究工作和结论如下:（1） 本论文全面、系统地研究了微量组分对保护渣的熔化特性、流动特性的影响及其规律;研究及分析了保护渣润湿TiN夹杂物的物理化学特性;保护渣吸收Al2O3、TiO2、TiN、稀土氧化物夹杂物的动力学特征和规律。由此所建立的起来影响因素及影响机制,对于深刻认识保护渣中微量元素的作用规律,优化特殊使用条件下的保护渣物理化学性能具有非常重要的理论及实际意义。TiN具有明显的提高保护渣熔化温度的作用,保护渣的氧势较低,同化TiN的能力较弱,高熔点的TiN非常明显地影响了保护渣的表观熔化温度。MgO、TiO2、Cr2O3均使保护渣熔点升高,从矿相分析可知,TiO2易与CaO生成钙钛矿,而MgO本身为高熔点物质,且在渣中有形成镁橄榄石和镁铝尖晶石的可能。Cr2O3易以高熔点物质形式析出,因此也会提高保护渣的熔化温度;Na2O、Li2O、MnO、SrO 对保护渣熔化温度的影响是正面的, SrO有比CaO小的晶格能,熔点较低,加入保护渣后易与其它物质形成低熔点的复合化合物,使保护渣的熔化温度降低。MnO可降低保护渣熔化温度,同时向熔渣提供O2-,使复杂硅氧离子解体离子半径变小,熔渣粘流活化能降低,因而使保护渣粘度降低。TiO2具有两重性质。<WP=6>含量较低时,充当网络外体,导致保护渣熔体粘度的下降,而当含量大于10% 以后,表现为网络构成体的作用,参与了复合阴离子的构建,造成粘度值上升。无论是对熔点还是对粘度,TiN的影响都是非常显著的,都表现为升高的趋势。保护渣熔渣在很大的成分范围内都对TiN有良好的润湿性,但很难同化TiN夹杂,TiN夹杂主要富集在钢-渣的界面,当渣中含有一定量的FeO、MnO时,TiN可以转变为TiO2完成向渣中的转移,被保护渣同化。在BaO<1316%、Na2O<15%、MnO≤6%、B2O≤10%时,提高各种熔剂含量,可保证保护渣具有较强的吸收Al2O3夹杂物的能力。保护渣熔渣中加入少量的高氧势的MnO、FeO等物质,可以有效消除从钢液上浮至保护渣中的TiN夹杂,起到稳定保护渣熔渣及渣膜物理性能的作用。稀土氧化物在渣中的溶解限制环节是其向熔渣的扩散速度。提高熔渣的流动性,有利于对稀土氧化物的溶解吸收。（2） 论文深入研究了保护渣结晶性能和玻璃化特性的协同控制机理,提出了保护渣结晶行为的协调控制机理及方法,为解决裂纹敏感性钢种铸坯表面质量问题、保证连铸工艺过程顺行及提高连铸生产率,提供了解决方案的理论基础。通过研究得到以下控制机理:通过采用MnO、Li2O等特殊组份,避免保护渣熔渣在冷凝过程中析出黄长石（2CaO·SiO2·Al2O3）和枪晶石（2CaO·SiO2·CaF2）等高熔点固相质点,而在接近凝固温度的较低温度下析出Ca2SiO2F2、Ca4F2Si2O7、MnSiO3等低温物相,从而保证结晶器内靠近铸坯表面的渣膜为液渣状态以实现对铸坯的润滑功能,而靠近结晶器壁的固态渣膜呈结晶状态以达到减缓和均匀传热的功能,协调了润滑和控制传热的矛盾。MnO、Li2O不仅降低保护渣的析晶温度和转折温度,而且促使固态结晶渣膜晶粒细小,晶粒界面增多,更有效地削弱了通过晶界的传导传热,减缓和均匀了弯月面区域的热流密度。（3） 论文研制及建立了检测保护渣导温系数的新型测试装置,研究了组分对保护渣传热能力的影响。实验结果表明,该装置可靠、稳定,是对保护渣传热检测方法及检测装置的重要改进及创新,成为目前保护渣传热特性研究的实用检测方法。研究方法及结果为进一步探索控制保护渣传热性能的机理奠定了理论基础。实验研究结果表明: 在本论文研究的组成范围内,随着MnO含量的增加,保护渣的表观导温系数降低。在本实验中,碱度的增加到R=0.9时,熔渣析出晶体,熔渣的导温系数在高温区域小于玻璃性好的渣样。当CaF2含量增加到15%时,熔渣有Ca4F2Si2O7和Ca2SiO2F2两种微晶体析出,降低了熔渣的导温系数。影响试样传热能力的主要原因一是微晶体的
二、对钢中针孔缺陷的一些初步认识（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、对钢中针孔缺陷的一些初步认识（论文提纲范文）
（2）重钢AFT702和CDQ203钢种经济洁净化工艺基础及应用研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 碳结钢和低合金钢的生产现状 |
| 1.1.1 碳结钢的生产现状 |
| 1.1.2 低合金钢的生产现状 |
| 1.2 钢的洁净度及控制、评价方法 |
| 1.2.1 国内外钢水洁净度的控制水平 |
| 1.2.2 钢洁净度的评价方法 |
| 1.3 钢中杂质和夹杂物对钢性能的影响 |
| 1.3.1 杂质元素对钢性能的影响 |
| 1.3.2 夹杂物对钢的可浇性和性能的影响 |
| 1.4 提高钢液洁净度的相关技术 |
| 1.4.1 影响钢液洁净度的动力学条件 |
| 1.4.2 影响钢液洁净度的工艺条件 |
| 1.5 本课题的研究意义、目的及内容 |
| 1.5.1 研究意义及目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 AFT702 和 CDQ203 精炼工艺调查及理论分析 |
| 2.1 AFT702 精炼工艺调查与理论分析 |
| 2.1.1 AFT702 精炼工艺现状及洁净度水平 |
| 2.1.2 重钢 AFT702 精炼工艺现状调查 |
| 2.1.3 AFT702 的研究思路和方法 |
| 2.2 CDQ203 精炼工艺调查与理论分析 |
| 2.2.1 CDQ203 精炼工艺现状及洁净度水平 |
| 2.2.2 重钢 CDQ203 精炼工艺现状调查 |
| 2.2.3 CDQ203 的研究思路和方法 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 AFT702 和 CDQ203 钢中夹杂物控制的热力学分析 |
| 3.1 钢中夹杂物的目标控制区域 |
| 3.2 钢液与夹杂物反应的相关热力学数据 |
| 3.2.1 钢种液相线计算 |
| 3.2.2 热力学计算有关数据 |
| 3.3 AFT702 钢液与夹杂物反应的热力学分析 |
| 3.3.1 弱脱氧条件下钢-夹杂之间的平衡分析 |
| 3.3.2 强脱氧条件下钢-夹杂之间的平衡计算 |
| 3.4 AFT702 钢渣反应性分析及精炼渣成分的确定 |
| 3.5 CDQ203 钢液与夹杂物反应的热力学分析 |
| 3.5.1 钢液与 Al_2O_3-TiO_x夹杂物的平衡计算 |
| 3.5.2 钢液与 Al_2O_3-MgO 夹杂物的平衡计算 |
| 3.5.3 钢液与 CaO-Al_2O_3-MgO 夹杂物的平衡计算 |
| 3.5.4 钢液与 CaO-Al_2O_3-CaS 夹杂物的平衡计算 |
| 3.5.5 钢液降温过程中夹杂物的析出类型和析出量 |
| 3.6 CDQ203 钢渣反应性分析及精炼渣成分的确定 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 钢渣平衡反应对钢液洁净度的影响 |
| 4.1 AFT702 与精炼渣平衡反应的试验研究 |
| 4.1.1 碳结钢精炼渣系选择 |
| 4.1.2 试验原料及处理 |
| 4.1.3 试验研究方法 |
| 4.1.4 钢渣反应时间的确定 |
| 4.1.5 AFT702 钢液与渣系 A 平衡反应结果分析 |
| 4.1.6 AFT702 钢液与渣系 B 平衡反应结果分析 |
| 4.1.7 AFT702 钢液与不同渣系平衡的对比分析 |
| 4.2 CDQ203 与精炼渣平衡反应的试验研究 |
| 4.2.1 低合金钢精炼渣系选择 |
| 4.2.2 试验原料及处理 |
| 4.2.3 试验研究方法 |
| 4.2.4 CDQ203 钢液与渣系 C 平衡反应结果分析 |
| 4.2.5 CDQ203 钢液与渣系 D 平衡反应结果分析 |
| 4.2.6 CDQ203 钢液与不同渣系平衡的对比分析 |
| 4.2.7 钢液中钙镁铝硅酸盐生成及演变过程分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 复合包芯线处理对钢液洁净度的影响 |
| 5.1 复合包芯线组成设计及理论分析 |
| 5.1.1 复合包芯线中 Ca 含量的分析 |
| 5.1.2 复合包芯线中钙铝酸盐成分的分析 |
| 5.1.3 复合包芯线芯粉的反应性 |
| 5.2 试验研究内容 |
| 5.2.1 试验目的 |
| 5.2.2 试验设备和方法 |
| 5.3 试验结果及分析 |
| 5.3.1 原始钢样的洁净度分析 |
| 5.3.2 Ca 包芯线处理钢液的洁净度分析 |
| 5.3.3 钙铝酸盐复合包芯线处理钢液的洁净度分析 |
| 5.3.4 分析及讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 分钢种经济洁净化工艺技术应用 |
| 6.1 碳结钢 AFT702 洁净化工艺应用 |
| 6.1.1 工艺优化过程 |
| 6.1.2 工艺优化后洁净度分析 |
| 6.1.3 工艺优化前后指标对比 |
| 6.2 低合金钢 CDQ203 洁净化工艺应用 |
| 6.2.1 减少钙处理工艺优化过程 |
| 6.2.2 减少钙处理工艺优化后洁净度分析 |
| 6.2.3 取消钙处理工艺优化过程 |
| 6.2.4 取消钙处理工艺优化后洁净度分析 |
| 6.2.5 工艺优化前后指标对比 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A. 作者在攻读学位期间发表的论文和专利目录 |
| B. 作者在攻读学位期间参加的相关科研项目 |
（4）首钢京唐公司高品质汽车板冶金工艺研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 文献综述 |
| 1.1 汽车板的质量要求与典型生产工艺 |
| 1.1.1 汽车板质量要求 |
| 1.1.2 汽车板典型生产工艺 |
| 1.1.3 汽车板冶金缺陷分类 |
| 1.1.4 汽车板高拉速连铸技术发展 |
| 1.2 汽车板连铸结晶器流场及卷渣控制 |
| 1.2.1 结晶器卷渣机理研究 |
| 1.2.2 结晶器流态对卷渣影响 |
| 1.2.3 结晶器电磁制动技术的应用 |
| 1.3 汽车钢板非金属夹杂物控制 |
| 1.3.1 铸坯中气孔的特征与危害 |
| 1.3.2 结晶器内夹杂物被凝固前沿捕获行为 |
| 1.4 本课题研究的意义、目的和内容 |
| 2 首钢京唐公司汽车钢板表面缺陷的分析检测研究 |
| 2.1 热轧钢板典型表面缺陷分析检测 |
| 2.1.1 连铸结晶器保护渣卷入形成的表面缺陷 |
| 2.1.2 大型Al_2O_3夹杂物形成的表面缺陷 |
| 2.1.3 表面氧化铁皮压入形成的表面缺陷 |
| 2.1.4 铸坯或钢板裂纹形成的表面缺陷 |
| 2.1.5 冷却喷嘴结垢物压入形成的表面缺陷 |
| 2.2 冷轧钢板典型表面缺陷分析检测 |
| 2.2.1 大型Al_2O_3夹杂物形成的表面缺陷 |
| 2.2.2 连铸结晶器保护渣卷入形成的表面缺陷 |
| 2.2.3 表面氧化铁皮压入形成的表面缺陷 |
| 2.2.4 铸坯或钢板裂纹形成的表面缺陷 |
| 2.3 镀锌钢板典型表面缺陷分析检测 |
| 2.3.1 大型Al_2O_3夹杂物形成的表面缺陷 |
| 2.3.2 表面氧化铁皮压入形成的表面缺陷 |
| 2.4 汽车钢板各类缺陷比例讨论 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 京唐公司汽车板冶金关键技术优化研究 |
| 3.1 钢包渣“强改质”工艺研究 |
| 3.1.1 研究背景 |
| 3.1.2 炉渣改质理论 |
| 3.1.3 炉渣FeO含量对洁净度影响 |
| 3.2 RH精炼纯循环时间研究 |
| 3.2.1 研究背景 |
| 3.2.2 取样方案 |
| 3.2.3 T.O与[N]含量变化 |
| 3.2.4 循环2min钢水夹杂物特征 |
| 3.2.5 循环10min钢水夹杂物特征 |
| 3.2.6 纯循环时间的确定 |
| 3.3 Al/Ti合金加入间隔影响研究 |
| 3.3.1 研究背景 |
| 3.3.2 取样方案 |
| 3.3.3 T.O与[N]含量 |
| 3.3.4 脱氧3min加钛钢水夹杂物 |
| 3.3.5 脱氧7min加钛钢水夹杂物 |
| 3.3.6 Al/Ti合金间隔对夹杂物影响 |
| 3.4 浸入式水口结构优化 |
| 3.4.1 研究背景 |
| 3.4.2 水口底部形状工业试验 |
| 3.4.3 水口出口角度工业试验 |
| 3.4.4 水口浸入深度工业试验 |
| 3.5 中间包覆盖渣性能优化 |
| 3.5.1 研究背景 |
| 3.5.2 热力学分析与应用优化 |
| 3.6 结晶器保护渣性能优化 |
| 3.6.1 研究背景 |
| 3.6.2 提高保护渣粘度 |
| 3.6.3 保护渣熔速优化措施 |
| 3.7 设备功能精度优化控制 |
| 3.8 本章小结 |
| 4 汽车板非稳态连铸板坯洁净度研究 |
| 4.1 研究背景与取样方案 |
| 4.1.1 研究背景 |
| 4.1.2 主要工艺参数 |
| 4.1.3 试验取样方法 |
| 4.1.4 分析检测方法 |
| 4.2 非金属夹杂物分类 |
| 4.3 正常坯洁净度研究 |
| 4.4 开浇阶段铸坯试样中非金属夹杂物 |
| 4.5 浇铸结束阶段铸坯试样中非金属夹杂物 |
| 4.6 交换钢包过程铸坯的非金属夹杂物 |
| 4.7 快换水口铸坯的非金属夹杂物 |
| 4.8 非稳态铸坯与正常坯试样夹杂物含量对比 |
| 4.9 本章小结 |
| 5 汽车板高拉速连铸技术 |
| 5.1 研究背景 |
| 5.2 高拉速关键工艺技术 |
| 5.2.1 高拉速强冷结晶器技术 |
| 5.2.2 高拉速铸坯鼓肚控制 |
| 5.2.3 保护渣性能优化 |
| 5.3 板坯高拉速结晶器钢水流动研究 |
| 5.3.1 研究背景 |
| 5.3.2 试验设备与研究内容 |
| 5.3.3 水口出口角度影响 |
| 5.3.4 水口底部形状影响 |
| 5.3.5 水口浸入深度影响 |
| 5.3.6 液面波动综合控制 |
| 5.4 高拉速板坯表层夹杂物研究 |
| 5.4.1 试验工艺 |
| 5.4.2 取样方法 |
| 5.4.3 表层夹杂物的分类 |
| 5.4.4 表层夹杂物尺寸分布 |
| 5.4.5 表层夹杂物数量密度 |
| 5.4.6 铸坯表层枝晶凝固特征 |
| 5.4.7 高速连铸坯表层夹杂物形成机理 |
| 5.5 首钢京唐3号铸机高拉速实践 |
| 5.5.1 LCAK钢和IF钢提高拉速历程 |
| 5.5.2 高拉速连铸对整体炼钢流程影响 |
| 5.5.3 对转炉出钢温度影响 |
| 5.5.4 对RH精炼周期影响 |
| 5.5.5 对铸坯表层洁净度影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）微合金钢铸坯第二相析出行为及表层组织演变研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 国内外微合金钢的发展 |
| 1.2 微合金钢铸坯角部横裂纹及其影响因素 |
| 1.2.1 振痕对微合金钢铸坯角部横裂纹的影响 |
| 1.2.2 奥氏体晶粒度对微合金钢角部横裂纹的影响 |
| 1.2.3 先共析铁素体对微合金钢角部横裂纹的影响 |
| 1.2.4 微合金元素析出物对角部横裂纹的影响 |
| 1.3 影响微合金钢铸坯热塑性的因素 |
| 1.4 微合金钢连铸过程中第二相析出行为研究现状 |
| 1.5 微合金钢连铸过程中微观组织演变研究现状 |
| 1.6 本论文研究目的及创新点 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 研究的创新点 |
| 2 直弧型铸机微合金钢铸坯角部横裂纹形成特点 |
| 2.1 实验方法 |
| 2.2 角部横裂纹分布与形貌 |
| 2.3 影响角部横裂纹的因素 |
| 2.3.1 奥氏体晶界铁素体膜 |
| 2.3.2 奥氏体晶粒尺寸 |
| 2.3.3 振痕 |
| 2.3.4 晶界析出物 |
| 2.4 角部横裂纹主要形成原因 |
| 2.4.1 微合金元素化合物析出分布对横裂纹的影响 |
| 2.4.2 膜状先共析铁素体对横裂纹的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 冷却速度对微合金钢第二相析出行为的影响 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.2 微合金元素碳氮化物析出热力学与动力学计算 |
| 3.2.1 微合金元素碳氮化物析出热力学 |
| 3.2.2 微合金元素碳氮化物析出动力学 |
| 3.3 微合金元素析出动力学曲线 |
| 3.3.1 碳氮化铌在奥氏体中析出的PTT 曲线计算 |
| 3.3.2 碳氮化钛在奥氏体中析出的PTT 曲线计算 |
| 3.3.3 碳氮化铌在铁素体中析出的PTT 曲线计算 |
| 3.3.4 钢中微合金元素析出PTT 实验 |
| 3.4 冷却速度对微合金钢第二相析出的影响 |
| 3.4.1 第二相析出物形貌与成分 |
| 3.4.2 第二相析出物尺寸分布 |
| 3.4.3 冷却速度对析出物析出行为的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 冷却速度对微合金钢铸坯表层组织的影响 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 先共析铁素体析出动力学分析 |
| 4.2.1 固态相变驱动力 |
| 4.2.2 相变形核 |
| 4.2.3 新相长大规律 |
| 4.3 微合金钢静态连续冷却(CCT)曲线 |
| 4.3.1 实验试样受热历程 |
| 4.3.2 原位观察相变过程 |
| 4.3.3 微合金钢静态CCT 曲线 |
| 4.4 冷却速度对铸坯微观组织的影响 |
| 4.5 钢中第二相析出行为对先共析铁素体转变的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 铸坯表层微观组织控制工艺参数优化 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 最佳冷却速度优化 |
| 5.3 最佳冷却温度优化 |
| 5.4 最佳回温速度优化 |
| 5.5 最佳回温温度优化 |
| 5.6 SMC 最佳热循环工艺参数 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 连铸二冷铸坯表层组织演变过程模拟 |
| 6.1 实验方法 |
| 6.1.1 喷咀性能测试设备 |
| 6.1.2 重熔凝固冷却实验设备 |
| 6.1.3 热拉伸实验 |
| 6.2 模拟现场冷却条件下铸坯热历程与组织演变 |
| 6.2.1 喷咀性能测试 |
| 6.2.2 模拟现场冷却条件的重熔实验 |
| 6.3 连铸二冷模式优化工艺 |
| 6.3.1 喷咀优化 |
| 6.3.2 水量优化 |
| 6.3.3 喷咀安装高度 |
| 6.4 模拟SMC 工艺条件铸坯热历程与微观组织 |
| 6.4.1 SMC 工艺对铸坯微观组织的影响 |
| 6.4.2 角部过冷对铸坯热塑性的影响 |
| 6.4.3 角部冷却速度过大对热塑性的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 铸坯表层微观组织控制工艺生产试验 |
| 7.1 实验方法 |
| 7.2 铸坯表层微观组织分析 |
| 7.3 第二相析出行为分析 |
| 7.4 铸坯表层组织热塑性分析 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读博士学位期间发表的论文目录 |
（6）喷射成形高合金Vanadis4冷作模具钢的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 目录 |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 模具钢的研究进展 |
| 1.2.1 模具钢的发展简史 |
| 1.2.2 合金元素在模具钢中的作用 |
| 1.2.3 模具钢中的二次硬化与时效处理 |
| 1.2.3.1 淬火钢回火时组织转变规律 |
| 1.2.3.2 二次硬化行为 |
| 1.2.4 模具钢的耐磨性研究 |
| 1.3 喷射成形技术及其在钢铁材料中的应用 |
| 1.3.1 喷射成形技术原理 |
| 1.3.2 钢铁材料的喷射成形研究进展 |
| 1.4 论文研究内容与目标 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.2 V4 钢凝固过程研究实验 |
| 2.3 热轧实验 |
| 2.4 摩擦磨损试验 |
| 2.5 组织及力学性能检测 |
| 参考文献 |
| 第三章 喷射成形态V4 钢微观组织及形成特点研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 喷射成形态V4 钢的微观组织 |
| 3.2.1 基体组织和相组成 |
| 3.2.2 钢中碳化物特点 |
| 3.2.3 合金元素分布特点 |
| 3.2.4 微观组织缺陷 |
| 3.3 喷射成形态V4 钢的形成特点 |
| 3.3.1 V4 钢凝固过程研究 |
| 3.3.1.1 凝固组织构成 |
| 3.3.1.2 结晶反应顺序 |
| 3.3.1.3 冷却速度改变对组织的影响 |
| 3.3.2 喷射成形态V4 钢组织细化机制 |
| 3.3.2.1 快速凝固细化 |
| 3.3.2.2 异质形核细化 |
| 3.3.2.3 VC 促进γ枝晶细化 |
| 3.4 本章结论 |
| 参考文献 |
| 第四章 喷射成形V4 钢热加工工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 喷射成形V4 钢热加工物理模拟实验研究 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.1.1 喷射成形V4 钢相变点测定 |
| 4.2.1.2 热加工物理模拟实验方法 |
| 4.2.2 实验结果及分析 |
| 4.2.2.1 喷射成形V4 钢的相变点确定 |
| 4.2.2.2 真应力－真应变曲线特点 |
| 4.2.2.3 变形激活能求解及影响因素 |
| 4.2.2.4 热模拟实验材料的微观组织分析 |
| 4.3 喷射成形V4 钢热轧过程组织演变规律 |
| 4.3.1 实验方法 |
| 4.3.2 实验结果与分析 |
| 4.3.2.1 喷射成形V4 钢加热过程的组织转变特点 |
| 4.3.2.2 喷射成形V4 钢不同温度轧制后组织分析 |
| 4.3.3 轧制过程组织演变行为分析 |
| 4.3.3.1 轧制过程基体组织演变 |
| 4.3.3.2 轧制过程碳化物析出行为 |
| 4.4 喷射成形V4 钢轧后组织球化退火处理 |
| 4.4.1 实验方法 |
| 4.4.2 实验结果与分析 |
| 4.4.2.1 粉末冶金V4 钢微观组织分析 |
| 4.4.2.2 喷射成形V4 钢轧制材料的球化退火组织分析 |
| 4.5 喷射成形V4 钢锻造及球化退火处理 |
| 4.5.1 实验方法 |
| 4.5.2 实验结果与分析 |
| 4.5.2.1 微观组织分析 |
| 4.5.2.2 碳化物颗粒球化及其长大规律 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 喷射成形V4 钢调质处理组织与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 喷射成形V4 钢调质处理后力学性能变化规律 |
| 5.4 淬回火过程中的碳化物析出行为 |
| 5.4.1 淬火组织特点 |
| 5.4.2 500℃回火析出行为 |
| 5.4.3 550℃回火析出行为 |
| 5.4.4 700℃回火析出行为 |
| 5.4.5 回火过程碳化物的粗化行为 |
| 5.5 喷射成形V4 钢调质处理后滑动摩擦磨损行为 |
| 5.5.1 磨损实验方法 |
| 5.5.2 实验结果与分析 |
| 5.5.2.1 V4 钢耐磨性比较 |
| 5.5.2.2 磨损过程摩擦系数变化特点 |
| 5.5.2.3 磨损表面特点及磨损机制分析 |
| 5.5.2.4 基于激光扫描共焦显微镜的磨损表面表征 |
| 5.5.3 滑动摩擦磨损行为分析 |
| 5.6 本章结论 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 本文创新点 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及申请的专利 |
| 致谢 |
（7）高速重轨钢精炼与大方坯连铸技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高速铁路与重轨钢质量 |
| 2.2 高速重轨钢冶炼与连铸技术概述 |
| 2.2.1 国外高速重轨钢冶炼与连铸技术发展 |
| 2.2.2 国内高速重轨钢冶炼与连铸技术发展 |
| 2.3 高速重轨钢的洁净度控制技术 |
| 2.3.1 高速重轨钢洁净度控制 |
| 2.3.2 LF炉精炼技术原理与发展 |
| 2.3.3 VD真空精炼技术原理与功能 |
| 2.3.4 中间包冶金与保护浇注 |
| 2.4 高速重轨钢的均质性控制 |
| 2.4.1 重轨钢大方坯的中心偏析和疏松 |
| 2.4.2 重轨钢大方坯中心偏析和疏松的控制 |
| 2.4.3 大方坯连铸动态轻压下技术 |
| 2.5 本课题的主要研究内容与研究路径 |
| 2.5.1 本课题主要研究内容 |
| 2.5.2 本课题主要技术路线和实施方案 |
| 3 高速重轨钢精炼工艺与洁净度控制 |
| 3.1 高速重轨钢洁净度 |
| 3.2 钢中氧的控制 |
| 3.3 钢中氢的控制 |
| 3.4 钢中氮的控制 |
| 3.4.1 钢中含氮量及来源 |
| 3.4.2 钢中增碳剂降氮 |
| 3.4.3 VD真空降氮 |
| 3.5 钢中夹杂物的控制 |
| 3.6 高速重轨钢洁净度控制水平 |
| 3.6.1 钢中氢、氧、氮、磷、硫控制水平 |
| 3.6.2 钢中非金属夹杂物控制水平 |
| 3.7 小结 |
| 4 高速重轨钢连铸中间包冶金数值模拟与优化 |
| 4.1 控制方程 |
| 4.2 边界条件 |
| 4.3 数值模拟方案 |
| 4.4 何模型及其网格化求解 |
| 4.5 中间包模型RTD平均停留时间 |
| 4.6 中间包数值模拟结果 |
| 4.6.1 中间包流场计算结果 |
| 4.6.2 中间包温度场 |
| 4.6.3 中间包平均停留时间计算结果 |
| 4.6.4 重轨钢连铸中间包内部结构设计优化 |
| 4.7 试验验证与结果分析 |
| 4.7.1 现场试验 |
| 4.7.2 工业试验结果对比 |
| 4.7.3 多流拉钢时的最佳工艺方案 |
| 4.8 小结 |
| 5 高速重轨钢的铸态高温力学特性研究 |
| 5.1 重轨钢的铸态高温力学特性与连铸工艺 |
| 5.2 高速重轨钢的高温塑性分析 |
| 5.3 包钢重轨钢高温力学性能的实验研究 |
| 5.3.1 试样制备及测试方案 |
| 5.3.2 U71Mn高温力学性能试验结果分析 |
| 5.3.3 U75V高温力学性能试验结果分析 |
| 5.3.4 900A高温力学性能试验结果分析 |
| 5.3.5 U20Mn高温力学性能试验结果分析 |
| 5.3.6 重轨钢高温塑形对比分析 |
| 5.4 小结 |
| 6 大方坯连铸凝固传热数值模型 |
| 6.1 模型建立 |
| 6.1.1 假设条件 |
| 6.1.2 凝固传热微分方程 |
| 6.1.3 初始条件与边界条件 |
| 6.1.4 凝固传热有限差分方程 |
| 6.1.5 连铸二冷控制冶金准则 |
| 6.1.6 模型计算中物性参数 |
| 6.2 大方坯凝固传热模型的编制与界面功能 |
| 6.2.1 软件功能 |
| 6.2.2 软件界面 |
| 6.3 连铸坯凝固终点检测与模型验证 |
| 6.3.1 连铸坯凝固终点检测方法 |
| 6.3.2 连铸坯射钉试验原理与方法 |
| 6.3.3 高速重轨钢连铸坯射钉试验 |
| 6.4 小结 |
| 7 高速重轨钢连铸动态轻压下工艺与均质性控制 |
| 7.1 动态轻压下控制功能的实现 |
| 7.1.1 动态轻压下模型的结构 |
| 7.1.2 动态轻压下模型的执行流程 |
| 7.2 连铸工艺参数对动态轻压下控制的影响 |
| 7.2.1 拉速对动态轻压下控制的影响 |
| 7.2.2 钢水过热度对动态轻压下控制的影响 |
| 7.3 高速重轨钢连铸坯偏析控制工业试验 |
| 7.3.1 动态轻压下工业试验方案 |
| 7.3.2 铸坯碳偏析指数分析 |
| 7.3.3 U71Mn动态轻压下工业试验及效果 |
| 7.3.4 U76CrRe动态轻压下工业试验及效果 |
| 7.3.5 900A动态轻压下工业试验及效果 |
| 7.3.6 不同拉速下的动态轻压下工业试验及效果 |
| 7.3.7 不同过热度下的动态轻压下工业优化试验及效果 |
| 7.3.8 最佳动态轻压下控制工艺参数的制定 |
| 7.3.9 铸坯质量统计分析 |
| 7.4 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 |
（8）薄板坯连铸连轧硼微合金化低碳钢边裂原因的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 薄板坯连铸连轧概述 |
| 1.2 薄板坯连铸连轧技术的质量优势 |
| 1.3 薄板坯的质量缺陷 |
| 1.4 薄板坯角横裂的形成机理 |
| 1.5 影响薄板坯角横裂的因素 |
| 1.5.1 振痕深度对薄板坯角横裂的影响 |
| 1.5.2 化学成分对薄板坯角横裂的影响 |
| 1.5.3 二冷制度及矫直点板坯温度对薄板坯角横裂的影响 |
| 1.5.4 引起薄板坯角部横裂纹的其他原因 |
| 1.6 研究铸坯高温拉伸力学性能的方法 |
| 1.7 应变速率对钢热塑性的影响 |
| 1.8 薄板坯连铸连轧过程中延伸率与断面收缩率的关系 |
| 1.8.1 延伸率与断面收缩率的概念 |
| 1.8.2 延伸率与断面收缩率的关系 |
| 1.9 铸坯缺陷的演变规律 |
| 1.10 国内外对热轧板边裂原因的主要观点 |
| 1.11 硼在钢中的行为 |
| 1.11.1 硼的物理性质和化学性能 |
| 1.11.2 Fe-B平衡相图 |
| 1.11.3 硼在钢中的存在形式 |
| 1.11.4 硼的淬透性机理 |
| 1.11.5 硼在奥氏体晶界的平衡偏聚及非平衡偏聚 |
| 1.12 选题背景与意义 |
| 1.12.1 选题背景 |
| 1.12.2 选题意义及技术难点 |
| 1.13 研究内容与方案 |
| 1.13.1 研究内容 |
| 1.13.2 研究方法及技术路线 |
| 第二章 FTSR工艺生产硼微合金化低碳钢的边裂缺陷分析 |
| 2.1 FTSR工艺生产硼微合金化低碳钢概述 |
| 2.1.1 试验钢种及化学成分要求 |
| 2.1.2 热轧板力学性能要求 |
| 2.1.3 硼微合金化低碳钢FTSR工艺生产过程 |
| 2.2 硼微合金低碳钢边部裂纹缺陷的取样分析 |
| 2.2.1 铸坯的取样 |
| 2.2.2 热轧板的取样 |
| 2.3 硼微合金化低碳钢边裂缺陷的分析结果 |
| 2.3.1 铸坯裂纹分析结果 |
| 2.3.2 热轧板裂纹分析结果 |
| 2.3.3 扫描电镜(SEM)分析结果 |
| 2.4 影响热轧板边裂因素的讨论 |
| 2.4.1 连铸矫直机的影响 |
| 2.4.2 成分N对热轧板边裂的影响 |
| 2.5 BN析出对热轧板边裂影响的热力学分析 |
| 2.5.1 [B]、[N]和BN在不同温度下的变化关系 |
| 2.5.2 无边裂热轧板BN的析出变化情况 |
| 2.5.3 有边裂热轧板BN的析出变化情况 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 硼微合金化低碳钢连铸过程中高温力学性能研究 |
| 3.1 实验目的 |
| 3.2 实验设备 |
| 3.2.1 Gleeble-1500热模拟机 |
| 3.2.2 金相显微镜 |
| 3.2.3 扫描电镜 |
| 3.3 实验材料 |
| 3.4 实验过程与分析 |
| 3.5 实验结果 |
| 3.5.1 硼微合金化低碳钢铸坯的高温热塑性 |
| 3.5.2 断口形貌 |
| 3.5.3 裂纹形貌 |
| 3.5.4 晶界析出物的观察 |
| 3.6 硼微合金低碳钢裂纹产生机理 |
| 3.6.1 高温热塑性对硼微合金化低碳钢薄板坯表面裂纹的影响 |
| 3.6.2 硼对热塑性的影响 |
| 3.6.3 硼微合金化低碳钢铸坯晶界裂纹产生机理 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 硼微合金化低碳钢边裂缺陷实验室模拟验证 |
| 4.1 实验方案 |
| 4.1.1 成分要求 |
| 4.1.2 流程要求 |
| 4.2 实验材料及设备 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 冶炼设备 |
| 4.2.3 注模设备 |
| 4.2.4 顶弯与矫直装置 |
| 4.2.5 均热设备 |
| 4.2.6 热轧设备 |
| 4.2.7 分析设备 |
| 4.3 实验工艺全流程模拟 |
| 4.3.1 实验流程 |
| 4.3.2 铸坯和热轧板的取样分析 |
| 4.4 实验结果与分析 |
| 4.4.1 成分分析结果 |
| 4.4.2 铸坯的热弯和矫直裂纹 |
| 4.4.3 热轧板的边部裂纹 |
| 4.4.4 酸洗后热轧板裂纹形貌 |
| 4.4.5 热轧板裂纹处微观形貌 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 结论 |
| 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录A |
| 附表B |
（9）利用表面粗糙度表征亚包晶钢初始凝固过程中相变收缩程度的方法研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 亚包晶钢裂纹敏感性概述 |
| 1.1.1 亚包晶钢裂纹敏感性 |
| 1.1.2 亚包晶钢的凝固相变行为 |
| 1.1.3 包晶相变收缩对裂纹敏感性的影响 |
| 1.1.4 本节小结 |
| 1.2 包晶相变收缩程度表征方法研究现状 |
| 1.2.1 L/δ界面推移速率表征相变收缩程度 |
| 1.2.2 表面不均匀程度表征相变收缩程度 |
| 1.2.3 凝固最大应力表征相变收缩程度 |
| 1.2.4 本节小结 |
| 1.3 表面粗糙度研究现状 |
| 1.3.1 表面粗糙度与应力应变之间的关系研究 |
| 1.3.2 表面粗糙度的表征方法 |
| 1.3.3 表面粗糙度的测量方法 |
| 1.3.4 本节小结 |
| 1.4 课题的研究目的、内容以及创新点 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 创新点 |
| 2 实验设备与方法 |
| 2.1 实验设备及原理 |
| 2.1.1 实验装置 |
| 2.1.2 表面粗糙度测量方法 |
| 2.2 实验样品及尺寸 |
| 2.2.1 实验用钢样成分选择 |
| 2.2.2 实验钢样几何尺寸 |
| 2.3 实验温度制度设计 |
| 3 表面粗糙度值与包晶相变收缩程度的关系研究 |
| 3.1 钢样凝固相变行为的原位观察 |
| 3.1.1 超低碳钢凝固相变过程原位观察 |
| 3.1.2 中碳钢凝固相变过程原位观察 |
| 3.1.3 高碳钢凝固相变过程原位观察 |
| 3.2 钢样凝固后表面粗糙度的测量 |
| 3.2.1 激光共聚焦测表面粗糙度方法 |
| 3.2.2 超低碳钢表面粗糙度的测量过程 |
| 3.2.3 亚包晶钢表面粗糙度的测量过程 |
| 3.2.4 高碳钢表面粗糙度的测量过程 |
| 3.3 Ra(δ/γ)值表征相变收缩程度 |
| 3.3.1 不同相变行为对表面粗糙度的影响 |
| 3.3.2 表面粗糙度Ra(δ/γ)值的计算方法 |
| 3.3.3 包晶相变收缩程度对Ra(δ/γ)值的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 亚包晶钢凝固初期碳含量对包晶相变收缩程度的影响研究 |
| 4.1 亚包晶钢凝固相变过程的原位观察 |
| 4.1.1 0.14C%亚包晶钢凝固相变过程原位观察 |
| 4.1.2 0.16C%亚包晶钢凝固相变过程原位观察 |
| 4.2 亚包晶钢表面粗糙度Ra(δ/γ)值的测量 |
| 4.2.1 亚包晶钢凝固相变行为对表面粗糙度的影响 |
| 4.2.2 亚包晶钢表面粗糙度Ra(δ/γ)值的测量方法 |
| 4.2.3 0.10C%亚包晶钢表面粗糙度Ra(δ/γ)值的测量过程 |
| 4.2.4 0.14C%亚包晶钢表面粗糙度Ra(δ/γ)值的测量过程 |
| 4.2.5 0.16C%亚包晶钢表面粗糙度Ra(δ/γ)值的测量过程 |
| 4.3 亚包晶钢碳含量对表面粗糙度Ra(δ/γ)值的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A.攻读硕士学位期间发表的论文 |
| B 学位论文数据集 |
| 致谢 |
（10）连铸结晶器保护渣相关基础理论的研究及其应用实践（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 序 言 |
| 2 连铸保护渣基础理论及应用研究的进展 |
| 2.1 连铸保护渣的基本功能 |
| 2.2 保护渣组成与物理性能的关系 |
| 2.3 保护渣的热物理特性 |
| 2.3.1 保护渣的传热性能 |
| 2.3.2 保护渣的结晶性能 |
| 2.4 保护渣渣膜的润滑与摩擦 |
| 2.5 连铸工艺参数对保护渣性能的要求 |
| 2.6 保护渣与铸坯质量的关系 |
| 2.7 本章小结 |
| 2.8 本论文主要研究内容及创新点 |
| 3 组分对保护渣物理化学性能的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 微量组份对保护渣熔化温度和粘度的影响 |
| 3.2.1 保护渣中微量组份的确定 |
| 3.2.2 实验方案 |
| 3.3 微量组份变化对保护渣熔化温度和粘度的影响 |
| 3.3.1 微量组分对保护渣熔化温度、粘度的影响规律 |
| 3.3.2 微量组份对保护渣熔化温度影响的分析与讨论 |
| 3.3.3 微量组份对熔融保护渣粘度影响的分析与讨论 |
| 3.4 保护渣表面张力及润湿夹杂的研究 |
| 3.4.1 保护渣表面张力的测定 |
| 3.4.2 保护渣熔渣与TiN的润湿及化学作用 |
| 3.5 保护渣吸收夹杂的研究 |
| 3.5.1 保护渣吸收夹杂的实验研究方法 |
| 3.5.2 保护渣熔渣对Al2O3夹杂的吸收 |
| 3.5.3 保护渣熔渣对TiO2夹杂的吸收 |
| 3.5.4 保护渣熔渣吸收TiN夹杂的研究 |
| 3.5.5 熔渣对稀土氧化物的吸收 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 连铸保护渣结晶行为控制的研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 连铸保护渣熔渣结晶形核动力学 |
| 4.3 保护渣结晶性能及润滑特性的评价方法 |
| 4.3.1 粘度-温度曲线评价法 |
| 4.3.2 热丝法(热台显微镜法)结晶温度评价法 |
| 4.4 保护渣组成与结晶性能的关系 |
| 4.4.1 碱度及CaF2对保护渣玻璃化特性和结晶性能的影响 |
| 4.4.2 MnO、Na2O对保护渣结晶性能的影响 |
| 4.4.3 Li2O、SrO对保护渣结晶性能的影响 |
| 4.4.4 保护渣结晶性能的分析 |
| 4.5 保护渣的组成与矿相结构研究 |
| 4.5.1 保护渣矿相检测实验结果 |
| 4.5.2 保护渣组分对矿相结构影响的分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 连铸保护渣传热特性的研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 连铸保护渣热物理性能的研究 |
| 5.2.1 连铸保护渣导热性能研究方法的评价 |
| 5.2.2 本论文所采用的导温系数的测定方法 |
| 5.2.3 实验用保护渣化学成分的设计 |
| 5.3 实验结果及分析 |
| 5.3.1 保护渣组成与保护渣导温系数间的关系 |
| 5.3.2 过渡族金属氧化物对保护渣传热能力的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 高碱性高玻璃化连铸保护渣生成机理及区域的研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 双高保护渣的理论依据 |
| 6.2.1 传统高合金钢连铸保护渣的特点 |
| 6.2.2 高碱性高玻璃化连铸保护渣的提出 |
| 6.2.3 双高保护渣的理论基础 |
| 6.3 实验研究方案及方法 |
| 6.4 实验结果及分析 |
| 6.4.1 保护渣试样双高区域的确定 |
| 6.4.2 组成对双高渣结构的影响 |
| 6.5 双高渣组分与高温物理化学性能的关系 |
| 6.5.1 双高渣组分与熔化温度的关系 |
| 6.5.2 双高渣组分与粘度的关系 |
| 6.6 碱度对双高渣性能的影响 |
| 6.6.1 碱度对双高渣玻璃性能的影响 |
| 6.6.2 碱度对吸收夹杂物能力及粘度的影响分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 连铸保护渣在结晶器内传热与润滑的研究 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 渣膜润滑与传热研究现状 |
| 7.2.1 润滑渣膜对结晶器传热的影响 |
| 7.2.2 铸坯与结晶器间摩擦力的研究 |
| 7.3 结晶器与铸坯间的润滑研究 |
| 7.3.1 结晶器与铸坯间摩擦力计算模型的建立 |
| 7.3.2 结晶器与铸坯间摩擦力计算结果及分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 基于保护渣新理论的应用与实践 |
| 8.1 连铸保护渣结晶行为及其控制机理的生产应用 |
| 8.1.1 包晶钢连铸保护渣 |
| 8.1.2 中碳低合金钢板坯连铸保护渣 |
| 8.1.3 稀土处理钢板坯连铸保护渣 |
| 8.2 双高渣理论的应用与实践 |
| 8.2.1 高铝钢方坯连铸保护渣 |
| 8.2.2 含钛不锈钢和齿轮钢方坯连铸保护渣 |
| 8.2.3 含硫易切钢方坯连铸保护渣 |
| 8.3 低碳钢板坯高速连铸保护渣 |
| 8.3.1 进口保护渣的特征及问题 |
| 8.3.2 保护渣实验室研究及选择 |
| 8.3.3 保护渣生产试验 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结 论 |
| 致 谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 作者在攻读博士学位期间发表论文的目录 |
| 附录2 作者在攻读博士学位期间参加科研项目及获奖情况 |
四、对钢中针孔缺陷的一些初步认识（论文参考文献）
- [1]对钢中针孔缺陷的一些初步认识[J]. 上海第五钢铁厂. 理化检验通讯, 1968(06)
- [2]重钢AFT702和CDQ203钢种经济洁净化工艺基础及应用研究[D]. 赵烁. 重庆大学, 2014(12)
- [3]对低倍宏观组织中“夹杂腐蚀空穴”的认识[J]. 上海第五钢铁厂. 理化检验通讯, 1968(02)
- [4]首钢京唐公司高品质汽车板冶金工艺研究[D]. 李金柱. 北京科技大学, 2018(02)
- [5]微合金钢铸坯第二相析出行为及表层组织演变研究[D]. 马范军. 重庆大学, 2010(12)
- [6]喷射成形高合金Vanadis4冷作模具钢的组织与性能研究[D]. 颜飞. 上海交通大学, 2007(04)
- [7]高速重轨钢精炼与大方坯连铸技术研究[D]. 王玉昌. 北京科技大学, 2016(04)
- [8]薄板坯连铸连轧硼微合金化低碳钢边裂原因的研究[D]. 王宇平. 昆明理工大学, 2008(09)
- [9]利用表面粗糙度表征亚包晶钢初始凝固过程中相变收缩程度的方法研究[D]. 蒲大志. 重庆大学, 2019(01)
- [10]连铸结晶器保护渣相关基础理论的研究及其应用实践[D]. 谢兵. 重庆大学, 2004(01)