一、两次穿孔热轧工艺试验（论文文献综述）
康永林[1]（2021）在《“十三五”中国轧钢技术进步及展望》文中提出在国家"十三五"规划推动下,中国轧钢技术得到快速发展进步、成就显着,呈现一大批高水平科技成果,大数据、互联网、数字化与智能化等现代科技为高质量、高性能钢材研发生产和科技创新提供了先进高效的手段,钢材产量从2016年10.48亿t增加到2020年13.25亿t,高性能钢材自给率超过98.5%,为国家经济发展建设提供了关键基础材料支撑。仅就"十三五"期间中国轧钢技术的发展进步情况和代表性科技成果作简要介绍分析,重点介绍了中国轧钢产品生产总体情况和轧钢技术取得的代表性科技成果,并从轧制工艺基础与组织调控,绿色化轧制,数字化与智能化轧制,高强度、高性能热轧产品开发及先进热轧技术,高性能、高强度、高精度冷轧产品及先进冷轧技术等方面对代表性科技成果的关键技术点及应用情况做了简要介绍,最后,对未来轧钢技术的发展做了展望。
李宏亮[2]（2021）在《DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究》文中研究说明近年来我国造船业迅速发展,对高端船板钢的需求与日俱增,船舶的大型化、高速化对船舶结构材料的要求也越来越高,要求同时具有高强度、良好低温冲击韧性、焊接性能以及防腐蚀性能的船体用结构钢。本文针对国内某企业DH36高强度船板钢出口检测时冲击性能达不到船级社标准,部分炉次的常温冲击功从89.5-209J之间波动,其他力学性能也不稳定的实际生产问题,结合团队前期对DH36力学性能与其中元素波动的数学模型的研究,在对钢坯内在质量和微观、宏观缺陷进行调研的基础上,利用冶金物理化学原理和金属学方法对冶金全流程进行系统分析研究,在满足国标的情况下对DH36化学成分、炼钢工艺、热轧工艺进行了全流程优化,获得了工艺稳定、性能优良的DH36产品;在低S、P含量（0.018-0.020%）范围对DH36船板钢的防海水腐蚀机理及超疏水锌镍合金镀层进行了研究,论文完成的主要研究工作如下:（1）通过金相及夹杂物分析、断口分析、扫描电镜等方法,结合生产工艺,分析了 DH36高强度船板钢冲击性能不合及大幅波动的原因,发现钢中夹杂物特别是硫化物夹杂是引起内部缺陷的主要诱因之一。在钢板中心产生的宽大贝氏体、马氏体、珠光体带状组织中发现C、Mn元素的富集、成分偏析产生的心部异常组织及条状MnS、氮化物等夹杂,它们与钢基体的界面成为裂纹源,在轧后冷却或矫直过程张应力作用下使钢板内部产生裂纹。结合本研究团队前期对大数据下得到的DH36中S、P和常规元素与冲击韧性等力学性能的数学模型,确定了高性能的DH36必须在LF精炼中将S含量脱到极低,而全流程P控制在0.018-0.020%,可以获得冲击韧性的极大值,并可大幅度降低C、Si、Mn、Al等元素的波动对冲击韧性等力学性能的影响。通过对改善炼钢工艺后得到的S含量0.0030-0.0060%的钢坯的研究发现,硫化锰的析出温度及硫化物、氮化物等夹杂物大小对冲击性能有较大影响,即使是尺寸较小的硫化锰夹杂也影响钢板内部组织的连续性,裂纹源容易在夹杂物的位置产生,在受外力冲击时微裂纹的扩大使钢的冲击性能降低。MnS在奥氏体固相区析出,S含量越低,MnS在奥氏体区析出温度越低,尺寸越小;研究发现高性能DH36化学成分优化原则为:低C、中Mn,Nb、V微合金化,控制Al、V含量在低限,控制超低含量的S及0.018-0.020%的P;连铸优化后的参数为:拉速0.95m/min、比水量0.5L/kg、过热度25℃。通过转炉、LF精炼及连铸全流程参数优化后,得到的DH36铸坯中心偏析明显降低、钢板带状组织所产生的裂纹消失,冲击性能和焊接性能显着提高,波动范围大大减小。（2）在Gleeble-1500热模拟试验机上测试了炼钢流程优化后获得的性能优良的DH36高强度船板钢的连续冷却转变曲线（CCT曲线）,对不同变形量及变形温度条件下单道次轧制后奥氏体再结晶百分比进行了测定,结合控轧控冷,得到的最佳终轧温度为800-820℃、冷却速度为5-7℃/s、终冷温度为690-710℃,钢板低温冲击韧性稳定提高,不仅达到了船级社标准,而且-40℃和-60℃的低温韧性远高于标准值。厚度30mm的DH36船板钢,在焊接热输入分别为15kJ/cm和50kJ/cm情况下,探伤结果都为1级,焊缝对接接头拉伸、弯曲冲击性能以及硬度试验通过了船舶材料验证要求,解决了焊接性能不稳定的问题。（3）根据离子-分子共存理论（IMCT）建立了转炉冶炼DH36船板钢CaO-SiO2-MgO-FeO-Fe2O3-MnO-Al2O3-P2O5-TiO2 九元渣系与钢液间磷分配比LP预报模型,在生产企业获取转炉冶炼DH36船板钢冶炼末期渣-钢成分的实际生产数据,验证了磷分配比预测模型用于冶炼DH36在控制磷含量的准确性。利用热力学理论证实了脱磷模型中关键参数NFtO的表征方程必须用“全氧法”,生产现场取得的数据也证实了理论表征方程的准确性,有力支撑了氧化脱磷模型的实施。由热力学模型得到的[%P]与lgLP,measured的关系,获取[%P]在0.018-0.020浓度区间所对应的DH36在转炉冶炼末期的1gLP为3.86-4.07,冶炼温度为T=1617-1634℃,相对应的终点渣的特性及成分范围为:二元碱度R2=2.5-3.5,（%MgO）=8-11.6,（%FeO）=11.9-13.8,（%Fe2O3）、（%MnO）、（%Al2O3）的成分对P的分配比影响不大。研究还发现渣中（%TiO2）含量小于1.0%时对lgLP影响不大,但在1.0-1.3%时,lg LP波动较大,其机理尚需进一步研究。利用IMCT理论建立了 DH36船板钢LF炉SiO2-Al2O3-CaO-MgO-MnO-TiO2-FeO七元渣系精炼脱硫的热力学模型,用30组工业数据验证表明,理论预测结果与实测数据吻合良好。研究发现,LS,Mgs对硫总分配比Ls的贡献很少,可以忽略不计;渣中MnO、TiO2含量以及精炼温度对硫分配比的影响不大。对硫的分配比影响最大的是炉渣碱度和钢液中氧含量[%O]（或炉渣中（%FeO）含量）,当炉渣碱度由2增加到6时,硫的分配比增加10倍;钢液中氧含量低于50ppm或精炼渣中（%FeO）<1时,硫分配比急剧增加。（4）模拟海水成分对所冶炼的低S、控P的DH36船板钢的腐蚀行为进行了研究,电化学极化曲线和阻抗谱（EIS）的结果表明,P含量控制在0.018-0.020%、S 含量分别为 0.0030%、0.0050%和 0.0060%的钢中,更低的0.0030%硫的DH36钢的耐蚀性最好,扫描电镜对试样的腐蚀形貌分析表明,钢表面为均匀腐蚀,引起腐蚀的主要因素仍然是低硫状态下形成的少量的MnS夹杂与周围铁基体形成的腐蚀微电池引起的,说明低S船板钢依然不能阻止海水的侵蚀,这就需要对船板钢的防腐方法进一步研究。（5）利用电化学沉积方法制备的锌镍合金镀层对DH36船板钢的腐蚀保护机制进行了探索性研究。发现在-0.8V和-1.0V较低电位下沉积,析出电势较高的镍离子优先析出,锌镍电沉积过程属于正常共沉积,沉积速度较慢,锌镍沉积层无法覆盖整个表面;在-1.2V较高电位沉积时,标准电极电势较低的锌快速析出,镍的沉积受到抑制,形成Zn（OH）2胶体膜,产生速度较快的异常共沉积,并形成致密的锌镍合金镀层,使得DH36的耐蚀性大幅提高;但在大于-1.4V更高电位下沉积时,也属于异常共沉积,形成较大沉积颗粒及较大孔洞,使得镀层的耐蚀性下降。（6）为了获得超级耐蚀船板钢,利用电沉积方法在DH36船板钢表面制备了微纳米结构的超疏水锌镍合金镀层,研究了电化学沉积时间对沉积层形貌、化学成分、晶体结构和润湿性的影响。经PFTEOS改性处理,发现沉积时间为3000s时,DH36表面形成了微纳米分层结构的锌镍合金镀层,其润湿性能从超亲水转变为超疏水,静态水接触角超过160°。在3.5%NaCl溶液中的极化曲线测试结果表明,所制备的超疏水锌镍合金镀层的耐蚀性相比于没有涂层的0.0030%低硫DH36船板钢提高32倍左右。这个研究为未来系统解决高端船板在海水中腐蚀问题带来了新的希望。
陈林[3]（2021）在《含β稳定元素TiAl合金组织优化及其蠕变性能研究》文中指出TiAl合金作为新一代可代替Ni基合金的高温结构材料,具有较低的密度、良好的高温强度、抗蠕变、抗氧化能力等优点,因此成为应用于航空航天、汽车等领域的重要材料。通过对组织的调控与优化来改善合金的性能是TiAl合金领域研究的一大重点。尤其在高温服役条件下,由蠕变引起的材料的变形和损伤对合金的应用和寿命有很大影响,因此研究合金组织对蠕变性能的影响其有重要的意义。细小的全片层组织具有最好的综合力学性能,而全片层组织相对于其它典型的组织同时具有最好的蠕变性能。但对于TiAl合金,特别是变形TiAl合金,如何获得细小的全片层组织面临着很大的挑战。本文对TiAl合金组织优化以及组织对合金蠕变性能的影响进行了系统研究。通过对TiAl合金添加β稳定元素,利用快速冷却热处理法和热变形的方式对铸态组织进行优化,最终获得不同片层团尺寸的细小片层组织,并对不同的片层组织进行高温蠕变实验,分析片层结构以及残余β/B2相对蠕变性能的影响。主要结论和创新点如下:（1）β稳定元素的添加有利于扩大TiAl合金β相区,通过在β相区快速冷却得到马氏体随后进行回火的热处理工艺可以获得片层团尺寸在25-70μm范围内细小均匀的全片层组织。其中马氏体为六方结构的α2,并且与母相β相遵循Burgers 取向关系。随着淬火冷却速度的降低,淬火组织内部缺陷密度越来越小。马氏体板条具有最大的缺陷密度,亚结构主要为位错和堆垛层错。（2）通过快速冷却法获得的TiAl合金片层团尺寸大小主要与淬火组织,即其亚结构、晶粒尺寸以及淬火后残余β/B2相有关。缺陷密度越大,越有利于回火过程中再结晶的发生,另外淬火后板条尺寸越小和变体的择优取向越不明显,越不利于晶粒尺寸的长大。最后,少量残留的β/B2相也有利阻碍片层团的长大。（3）TiAl合金中添加β稳定元素可通过影响淬火马氏体组织的形成和分布,从而对后续回火后片层组织进行优化。V元素的添加随着含量增多,转变方式会由块状转变变为马氏体转变。Cr元素的添加随着含量增多,马氏体板条宽度减小,残余β/B2相增多,这有利于后续回火片层组织尺寸的细化,但是强β稳定元素含量太多不利于全片层组织的形成。（4）TiAl合金通过添加β稳定元素,使合金在热变形优化组织过程中,利用少量高温β相的存在起到协调变形的作用,从而实现板材在不同温度下热轧制成形,最终获得片层团尺寸在65-170μm 内的近片层组织和全片层组织。其片层组织的细化主要与高温α相在轧制过程中的动态再结晶有关。此外,部分β/B2和γ晶粒的再结晶过程以及β/B2相的分解,均有利于组织的优化。（5）通过高温轧制优化组织后,TiAl合金的室温拉伸性能得到了改善,其室温抗拉强度从483MPa可提高到858MPa,室温伸长率可提高到0.86%。其中,在α温度区轧制得到的全片层组织具有最优的高温拉伸性能,高温抗拉强度为744MPa、屈服强度为573MPa、伸长率为6.0%。（6）TiAl合金通过高温轧制得到的全片层组织具有最好的蠕变性能,这主要与其片层结构的稳定性有关。在较高应力下蠕变变形时,晶界处存在细小B2（ω0）晶粒和细小的片层间距有利于降低合金的初始蠕变应变量。但是在低应力长时蠕变时,片层间距越小,容易引起组织退化从而破坏片层结构的稳定性,加速蠕变速率,减小蠕变寿命。因此对于片层较粗的全片层组织,其初始蠕变应变量较大,但是蠕变速率较小,蠕变寿命最长。（7）TiAl合金不同片层组织在蠕变过程中,都会发生不同程度的片层团退化,形成大量的γ晶粒并析出一定量的B2（ω0）。片层间距越细退化越严重。γ晶粒的存在会降低合金的蠕变抗力,而晶界处存在的γ和B2（ω0）晶粒会在断裂前增多孔洞形成的位置,最终产生裂纹引起断裂。
张全鑫[4]（2020）在《纤维铜（T2）网格增强铝基复合材料制备及其组织性能研究》文中研究表明采用累积叠轧（ARB）技术制备的铝基复合材料凭借其高比强度、低密度、高导热率等优异的综合性能,近些年在军事、航空、航天以及民用领域均得到了广泛应用。目前许多研究学者已经利用ARB技术以SiC颗粒、Cu颗粒、C纤维、Al2O3纤维、钢丝网等作为增强体成功制备大量铝基复合材料,但轧制过程中增强体颗粒团簇、界面孔隙、变形不协调、网格分布不致密等现象的出现会阻碍增强体的强化效果。本文选用一种以正交法编织且排列致密（350目）的纤维铜（T2）网格作为增强体,通过冷轧+累积叠轧（ARB）、热轧+累积叠轧（ARB）、改变铜网的铺放角度以及热扩散处理来探索ARB技术制备铜网格增强铝基复合材料的最佳工艺。借助单轴拉伸、显微硬度对不同轧制道次的Al/Cu复合板进行力学性能测试,结合SEM、EDS、TEM、XRD对复合板进行宏观和微观组织分析。对冷轧态不同道次复合板研究表明:冷轧工艺累积5道次后,Al/Cu复合板的抗拉强度和延伸率分别达到171 MPa和5.39%,且均随轧制道次的增加而增大。由此可见,引入铜网格作为增强体是一种可以同时提高铝基复合材料强度和塑性的新思路;Al/Cu界面能谱线扫描发现扩散层厚度由4.63μm增加到6.09μm,这极大促进了复合板界面结合强度的提升;TEM观察表明,Al晶粒主要为长条带状结构,且晶粒尺寸由1.17μm（0道次）明显细化到0.64μm（5道次）,表明细晶强化机制是高道次复合板的主要强化机制;5道次轧制后Al层和Cu层的硬度值增加至最大值,分别为51.18 HV和205.1 HV;复合板断口上存在不同尺寸的剪切韧窝,表明断裂机制为典型的剪切韧性断裂。对热轧态不同道次复合板研究表明:热轧工艺中,当铜网格铺放角度为45°时,铝铜复合板抗拉强度和延伸率在4道次轧制后达到最大值,分别为174.1 MPa和15.2%;当铜网格铺放角度为0°时,铝铜复合板抗拉强度和延伸率在3道次轧制后达到较好的强塑性匹配,其强度为147.3 MPa,延伸率为7.5%,可认为纤维铜网增强铝基复合材料的抗拉强度、延伸率均随着铜网铺放角度的增大而增大;断口形貌表明Al/Cu复合板的断裂模式主要以发生在Al层的塑性断裂和Al/Al结合界面的界面分层断裂两种形式表现。对冷轧态、热轧态复合板原位拉伸研究表明:相同轧制变形量下,25℃冷轧和400℃热轧均可以实现基体金属铝板之间的界面结合,两种轧制条件复合板的原位拉伸载荷-位移曲线中均表现出明显的弹性阶段、塑性阶段和失效阶段;但25℃冷轧条件表现出更优的综合性能,其极限载荷和最大位移分别为217 N和2.16 mm;冷轧条件下制备的铝铜复合板样品的铝晶粒更加细小,这主要是由于常温轧制条件可以抑制动态再结晶的进程;动态观察断裂过程可以发现,在Cu颗粒周围和应力集中处微裂纹萌生,并在Al/Cu结合界面处明显继续增长并相互连接为主裂纹,主裂纹随拉伸载荷迅速扩大直至发生明显断裂,且断裂路径沿滑移线和单轴拉伸方向呈45°;断口分析表明冷轧与热轧复合板的断裂失效方式为整体的韧性分层断裂和Al层、Cu层的韧性剪切断裂。
丁清伟[5]（2020）在《时效强化型Al-Mg-Zn合金组织性能研究及工艺优化》文中进行了进一步梳理随着时效强化型Al-Mg-Zn合金的开发,Al-Mg系列合金的强度得到了极大的提升。作为新开发的合金体系,其强化机制和腐蚀机制尚不明确,因此在合金性能的进一步开发上仍然存在很大的障碍。本课题以Al-Mg-3.0Zn（wt%）铝合金为基础,通过改变合金中Mg元素的含量（3.5-5.6wt%）研究了 Mg含量变化对合金微观组织、力学性能及腐蚀性能的影响,并以此为基础对该时效强化型铝合金的强化机制与腐蚀机制分别展开了研究。同时,优化设计了该系列合金的制备工艺,使合金获得了更优的综合性能。课题分别对不同Mg含量下合金的晶界强化机制、固溶强化机制以及析出强化机制进行了对比研究。研究结果表明,该系列合金的屈服强度主要是由析出强化所贡献的。由于晶内析出相的形貌、尺寸、数量和分布等特性几乎不随Mg含量的变化而改变,因此随着Mg含量的变化,析出强化的强化效果也没有发生明显的变化。不同合金之间强度的变化主要取决于Mg原子固溶强化效应的改变:随着Mg含量的降低,Mg溶质原子在合金基体中的固溶度也降低,导致固溶强化效果被减弱。由于合金的晶粒尺寸随着Mg含量的降低而增大,合金晶界强化效果也随之降低,但是它对强度的影响并不明显,且晶界强化对整个合金强度的贡献都较小。对合金晶间腐蚀性能与机制的研究表明,Mg含量降低能提高合金微观组织中小角度晶界的比例,降低晶界析出相的连续性,从而提高了合金的抗晶间腐蚀性能。合金的应力腐蚀开裂是由阳极溶解机制和氢脆机制共同作用的,随着合金中Mg元素含量的降低,其微观组织中晶界析出相的连续性变弱,两种机制的作用都降低,从而提高了合金抗应力腐蚀开裂的能力。该系列合金的剥落腐蚀极易沿着其微观组织中的亚晶条带组织发生与扩展,使其在亚晶条带处发生快速的选择性腐蚀,降低其抗剥落腐蚀性能。这是因为亚晶条带与正常晶粒区域之间存在明显的内应力差,使条带边界处于受力状态。在腐蚀发生或扩展至条带边界周围时,其所受的内应力得到释放,这会引导并促进腐蚀沿着条带边界扩展。在这个过程当中,合金微观组织中的内应力作用与晶界析出相的阳极溶解作用相互影响、相互促进,加速了合金的剥落腐蚀进程。根据上述时效强化型Al-Mg-Zn合金的强化机制与腐蚀机制,对该合金进行了“固溶→预时效→变形→终时效”的最终形变热处理（Final Thermo-mechanical Treatment,FTMT）的优化工艺,使其组织中引入了大量的位错结构。位错强化机制的引入使合金的强度得到了极大的提升;而由位错引起的晶界析出相连续性的减弱则改善了合金的抗腐蚀性能,使合金的强度和抗腐蚀性能都得到了明显的提升。随着FTMT工艺的引入,合金达到峰时效时间也由25h缩减至7h,缩短了整个板材的加工制备流程。将终时效温度从140℃降低至120℃虽然会延长终时效处理的保温时间,但却能优化析出相的尺寸分布,使合金的强度提高,且延伸率不会降低。此外,最终形变热处理工艺对时效强化型Al-Mg-Zn合金强度的增量并不随合金中Mg元素含量的变化而发生改变;它对抗晶间腐蚀性能的提高则与传统工艺下合金的抗晶间腐蚀性能有关:合金的抗晶间腐蚀性能越差,对其进行FTMT工艺处理后其抗腐蚀性能的提高则越明显。
周珊[6]（2019）在《高强高韧AlMgSiCu合金板材疲劳特性及断裂行为研究》文中研究指明6xxx系铝合金是可热处理强化铝合金,因其具有中等强度,耐腐蚀性、焊接性能、成形性能和耐高温性能良好等一系列优良的综合性能,被广泛应用于航空航天、轨道交通及现代建筑等领域。研究表明,通过调控合金成分和改进轧制、热处理工艺等能够有效改善铝合金板材的成形性能和力学性能,从而使铝合金得到更广泛的应用,但同时,其断裂失效造成的事故往往会使生命和财产受到巨大损失,据统计,在机械失效中,疲劳失效约占80%以上,疲劳失效在工程失效中越来越突出。因此,本文通过采用金相显微镜、拉伸试验、疲劳试验、扫描电镜（SEM）以及透射电镜（TEM）分析等技术手段,对6xxx系铝合金的力学性能和疲劳特性开展研究,研究了6xxx系铝合金的高低温拉伸流变行为及轧制工艺;通过试验与理论相结合,建立了AlMgSiCu合金板材的S-N曲线,探索了合金板材疲劳的断裂特征及基本规律,弄清了疲劳裂纹萌生和扩展机制,并且研究了不同时效状态对Al-Mg-Si-Cu合金板材断裂性能及疲劳特性的影响,为6xxx系铝合金的断裂研究打下基础。本文得到的主要研究结论如下:（1）通过对Al-0.75Mg-0.75Si-0.8Cu合金和Al-0.75Mg-0.75Si-0.8Cu-0.7Zr合金分别进行高温拉伸和中低温拉伸实验发现,流变应力随温度的升高而降低,随应变速率的增加而增加,建立了其各自的高温拉伸本构方程。并且探索了Al-0.75Mg-0.75Si-0.8Cu-0.7Zr合金的轧制工艺,经300℃热轧+510℃/80min+195℃/13 h+冷轧加工后,合金抗拉强度达到最大值为475 MPa,伸长率为8.13%。（2）建立了Al-0.75Mg-0.75Si-0.8Cu合金板材在不同应力水平下的S-N曲线的幂函数表达式,S-N曲线的斜率随着应力水平的降低逐渐减少而后趋于平稳。用Origin软件将实验所测得数据和计算所求得的S-N曲线表达式拟合,发现两者基本吻合。（3）疲劳裂纹主要在材料表面或近表面处的杂质或是第二相粒子处萌生,在高应力水平下,裂纹萌生倾向于多源性,这是由于加载应力增大,粒子容易自身破裂而产生微裂纹,又由于裂纹尖端产生应力集中,致使裂纹容易向基体中扩展;在裂纹扩展区,随着加载应力增大,断口中二次裂纹和孔洞数量增多,疲劳辉纹间距增大。（4）欠时效、峰时效和过时效状态下Al-Mg-Si-Cu合金在疲劳过程中强度整体上都有所提升,在疲劳过程早期、中期和晚期合金的屈服强度走向较为相近,呈现先增大后降低的趋势。
梁驹华[7]（2019）在《超高强含铝中锰钢的强韧化机制及组织调控》文中认为日益增长的节能环保要求正不断推动着汽车轻量化进程,相较镁铝等轻质材料,汽车用钢面临着全流程绿色生产、高强高塑及优良成形性等多方面的挑战。以中锰钢和淬火&配分（Q&P）钢为典型代表的第三代先进高强钢（AHSS）在汽车轻量化材料中具有良好的竞争力。本论文主要从第三代AHSS的关键相——亚稳态残留奥氏体的设计出发,结合中锰钢的奥氏体逆转变退火（ART）工艺及Q&P工艺,设计并制备了具有高残留奥氏体含量的超高强含铝中锰钢,系统性探索残留奥氏体含量、形态、尺寸及周围基体相的分布与其相变诱导塑性（TRIP）效应的相互关系,实现低成本、简工序的超高强（抗拉强度>1300MPa,强塑积>35GPa·%）含铝中锰钢的组织调控及强韧化机制研究。低成本无微合金元素的“C-Si-Mn-Al”系成分设计及短工序低能耗的制备流程为汽车轻量化提供了优质的选材。采用0.3C-1.5Si-4Mn,wt.%为基本合金体系,利用梯度铝含量（124,wt.%）调控中锰系钢的临界区温度及工艺窗口,实现超高强度的基体组织设计,即“铁素体+残留奥氏体”的含铝中锰TRIP钢及“铁素体+回火马氏体+残留奥氏体”的含铝中锰淬火及回火配分（IQ-TP）钢。采用扫描电镜SEM、透射电镜TEM、电子背散射衍射EBSD、X射线衍射仪XRD等显微组织形貌表征技术及相分析手段,结合原位变形技术系统性分析超高强含铝中锰钢的多元复合组织构成、应变协调性及强韧化机制;同时借助于电子探针EPMA分析宏观元素偏析行为,利用Thermo calcDICTRA热力学动力学软件及原子探针层析术（APT）等深层次揭示微观元素配分规律;合理调控临界区奥氏体化温度、加热速率、冷轧压下率等工艺参数,实现残留奥氏体及其他基本相的最优化配置,改善或消除中锰系钢中的屈服平台及PLC塑性失稳现象。相应的研究结果分别如下:相图计算及膨胀仪热模拟结果表明,Al元素有效拓宽了临界区温度工艺窗口;DICTRA软件对具有相同平衡态两相比例临界区奥氏体化过程的元素配分模拟显示Al元素的添加显着提升了合金元素（尤其是有利于锰铝等置换元素）的扩散效率,有助于残留奥氏体中碳锰元素的富集与稳定;高铝添加导致δ铁素体存留至室温,降低了含铝中锰TRIP钢抗拉强度的同时消除了PLC现象;原位拉伸SEM中δ铁素体内大量交错的位错滑移带证明了其良好的应变协调性。临界区奥氏体化温度通过调控临界区奥氏体比例实现含铝中锰钢的多元强度级别设计。相较含铝中锰TRIP钢而言,以回火马氏体组织为主要基体“骨架”的含铝中锰IQ-TP钢展现出更高的屈服强度;XRD和APT检测到残留奥氏体内的碳锰元素富集、相界面处锰铝元素的偏聚等现象证明了回火配分阶段合金元素的局部平衡（LE）。IQ--TP工艺下临界区奥氏体化及回火过程两阶段的元素配分促进了残留奥氏体碳锰元素的富集,同时回火马氏体组织切割细化了残留奥氏体晶粒进一步增加了其稳定性,因而含铝中锰IQ-TP钢表现出优异的力学性能。以4Mn1Al钢为例,其热轧IQ-TP钢,抗拉强度达1425±43MPa,同时延伸率25.9±3.8%,均明显优于含铝中锰TRIP钢抗拉强度1345MPa,延伸率18.9%的最优力学性能。而4Mn2Al热轧IQ-TP钢抗拉强度达1319±39MPa,延伸率27.4±1.1%。膨胀仪组织热模拟及EPMA成分分析证实了含铝中锰TRIP钢冷轧退火组织的异常长大现象受控于锰铝元素偏析下关键温度区间的加热速率。富Al贫Mn区抑制了奥氏体的形核,慢加热速率为形变马氏体的再结晶行为及晶粒长大提供了充分的动力学条件。超细晶冷轧含铝中锰TRIP钢由于其较小的位错运动平均自由程,具有明显的屈服平台。异常长大的铁素体带提供了应变初期较高的加工硬化率,有利于缩短材料的屈服平台延伸率。而含铝中锰IQ-TP钢由于马氏体组织及几何必要位错的存在呈现出连续屈服特征。含铝中锰IQ-TP钢的塑性主要源于软相板条形态铁素体的“润滑剂”效应以及残留奥氏体的持续性TRIP效应。利用原位EBSD（核内平均取向差KAM）分析及TEM表征技术分析塑性变形过程中残留奥氏体的转变及铁素体内位错组态变化。冷轧IQ-TP钢中等轴态大尺寸块状残留奥氏体组织在低应变阶段的转变导致大尺寸铁素体晶内的“爆发式”几何必要位错（GND）增长、界面附近的应力集中,恶化了力学性能。而热轧IQ-TP钢中更高稳定性的板条形态残留奥氏体及细长的板条铁素体促进了持续性的TRIP效应及塑性变形过程中位错的均匀分布。采用低冷轧压下率（33%,LowCR）的设计有利于抑制形变马氏体的再结晶行为,获得“长条状”显微组织比例的提升与细化,实现力学性能介于热轧与冷轧IQ-TP钢之间的优良综合性能（抗拉强度约1350MPa,延伸率19.5%）。
吴青正[8]（2019）在《无缝钢管张力减径工艺参数研究》文中指出钢管市场的竞争本质是质量和成本的竞争。张力减径作为热轧无缝钢管的最后一道变形工序,对成品管的几何尺寸至关重要。在轧制厚壁管时成品管内壁容易出现内六方缺陷,造成成品率下降,降低企业竞争力。随着数值模拟技术的不断成熟和计算机运算能力的不断提高,通过有限元方法模拟张力减径过程,进而研究张力减径过程中金属流动规律及工艺参数对内六方缺陷的影响,实现优化成品管质量成为现实。本文在搜集大量国内外无缝钢管张力减径研究资料的基础上,开展了以下工作:根据张力减径理论,采用Visual Basic编写张力减径工艺软件,实现了孔型参数和轧辊转速的快速计算。使用软件Marc对钢管尺寸为Φ119mm?9.75mm经25机架轧制成Φ51mm?10mm张力减径过程进行仿真,研究壁厚在张力减径过程中的变化规律。通过制定对照组研究了孔型参数、壁厚系数及轧辊转速对成品管壁厚不均的影响。仿真结果表明:相较正宽展孔型,负宽展孔型可有效抑制壁厚不均的产生;壁厚不均的产生主要出现在张力减径过程中的壁厚增厚阶段,通过调整轧辊转速减小壁厚增厚阶段增厚量可进一步改善壁厚均匀度;优选荒管的壁厚系数可改善壁厚的均匀度;通过优化孔型减小张力减径过程中减壁阶段辊底和辊缝区域壁厚减小量,对冲增壁阶段中间区域壁厚的累积,可有效抑制壁厚不均的产生。
郭霞文[9]（2019）在《热轧工艺和锰硅成分对釉化用钢组织性能的影响研究》文中研究表明本课题的研究对象是用于生产热水器内胆的釉化用钢,因其在服役使用时需承受一定的温度和压力,对屈服强度有一定的要求。釉化用钢在高温釉化烧结过程中会发生铁素体-奥氏体相变,导致其力学性能发生变化。热轧工艺、合金成分和热处理工艺决定了釉化用钢的最终力学性能。因此,研究热轧工艺、合金成分和热处理工艺对釉化用钢轧制态及釉化烧结后的组织性能影响具有重要意义。本文采用实验、Gleeble物理模拟和有限元模拟相结合的方法,对不同成分和轧制工艺的釉化用钢的显微组织和力学性能进行研究,分析不同轧制温度的形变诱导铁素体相变（DSIT）效果、以及合金元素Mn和Si含量对釉化用钢在轧制态和热处理后的显微组织和力学性能的影响。主要的研究结果如下:Gleeble热压缩实验表明:当采用Ar3+10°C温度进行热压缩实验时,基体内部出现了大量细小的DSIT铁素体,但晶粒均匀性较差。当采用Ar3+50°C进行热压缩实验后,晶粒尺寸略大,但晶粒较均匀。随着应变速率增大,发生DSIT的区域也相应地增大;Gleeble实验的有限元模拟结果显示:热压缩过程中,试样心部所受应力明显高于表面,形变导致的温度提升较高。基于Gleeble实验结果,对第四和第五道次采用860°C和900°C两个不同开轧温度的工艺进行轧制实验。结果表明,不同开轧温度钢板轧制态的晶粒尺寸（?5.5?m）和屈服强度（?420 MPa）相接近。经815-871°C砂冷热处理后,采用低开轧温度钢板的晶粒尺寸约为8?m,屈服强度约340 MPa,比轧制态的下降约60-70 MPa;而采用高开轧温度钢板的晶粒尺寸约为6.5?m,屈服强度达到?370 MPa。通过轧制过程的有限元模拟分析,其原因可能是采用低开轧温度的钢板在轧制过程中所受轧制力和等效应力较大,钢板轧制态组织中储存有较高的应变储存能,在热处理过程中应变能的释放促进晶粒长大,细晶强化作用减弱,因此,钢板热处理后的强度较低。研究了不同Mn和Si含量对釉化用钢组织性能的影响。低Mn钢板轧制态的拉伸曲线有明显的屈服平台,屈服强度达?420 MPa;高Mn钢板轧制态组织中出现由残余奥氏体转变而来的白色块状相,无明显屈服现象,屈服强度低于?400 MPa。经热处理后,低Mn钢板由于铁素体晶粒增大等原因,比轧制态的屈服强度下降;高Mn钢板经热处理后块状相分解,拉伸曲线出现明显的屈服现象,屈服强度提高。此外,由于Si的固溶强化作用,低Mn和高Mn钢板轧制态和热处理后的屈服强度均随Si含量的提高而增加。
武冠华[10]（2019）在《热轧层冷双段冷却工艺的开发和应用》文中研究说明伴随着经济发展放缓,钢铁行业产能过剩的情况更加凸显,为了提高产品效益,优化产品结构,要求钢铁企业的技术人员从多角度入手实现钢铁产品的提质降本工作。双段冷却工艺作为热轧工序的一种先进控冷工艺,能够通过工艺参数的合理制定实现产品组织的针对性调控,获得理想的产品性能。以唐钢1580热轧卷板生产线为平台,利用双段冷却工艺以C-Mn系产品为基础开展研究,实现了产品的性能优化,成本节约,并结合实际市场需求开发出特定用途的针对性产品,获得了用户的认可。通过C-Mn系产品和Nb、Ti微合金化产品的性能优化及开发工作,研究了双段冷却工艺各参数的制定以及合金元素的添加对产品微观组织及性能的影响。添加Nb、Ti元素能够有效的细化产品组织,整体提高产品的强度,抑制先共析的铁素体的生成,降低碳元素的扩散距离,避免生成大块的富碳组织,提升热轧产品组织分布的均匀性,有利于提升产品的性能均匀性。在应用双段冷却工艺时,增大精轧奥氏体未再结晶区的变形量、延长中间空冷时间、添加Si、Al元素均能促进铁素体的生成,从而获得更高比例的铁素体组织。其中延长中间空冷时间和添加Si、Al元素将同时促进C元素的向剩余奥氏体扩散,降低铁素体基体强度,有利于优化产品的塑性,但是对于C、Mn含量较高的产品将结合枝晶偏析的影响加重二次带状组织。利用双段冷却工艺与贝氏体生成区卷取的工艺能够提高如冷轧双相钢基料这种淬透性较强钢种在热轧层冷段的相变比例,改善扁卷问题,同时结合终轧温度和层冷冷速的合理调控,能够改善带状组织。图39幅;表37个;参51篇。
二、两次穿孔热轧工艺试验（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、两次穿孔热轧工艺试验（论文提纲范文）
（1）“十三五”中国轧钢技术进步及展望（论文提纲范文）
| 1“十三五”期间中国轧钢产品生产总体情况 |
| 1.1钢材总产量发展变化情况 |
| 1.2板带材产量发展变化情况 |
| 1.3长材产量发展变化情况 |
| 1.4无缝钢管产量发展变化情况 |
| 2“十三五”期间中国轧钢技术取得的代表性科技成果情况 |
| 3 轧制工艺基础与组织调控技术 |
| 3.1 轧制塑性变形理论与数值模拟分析 |
| 3.1.1 全轧程三维热力耦合数值模拟分析优化，多场、多尺度模拟计算分析 |
| 3.1.2 高强钢轧材中的残余应力预测分析 |
| 3.1.3 热轧、冷轧板形分析与控制理论 |
| 3.2 基于M3组织调控的钢铁材料基础理论与高性能钢技术 |
| 3.3 新一代控轧控冷理论与技术 |
| 3.4 薄板坯连铸连轧钢中纳米粒子析出强化与控制理论 |
| 3.5 钢材组织性能精确预报、监测与控制理论技术 |
| 4 绿色化轧制生产工艺技术 |
| 4.1 热带无头轧制及超薄带钢生产技术 |
| 4.2 热轧板带材表面氧化铁皮控制技术 |
| 4.3 长型材绿色化低能耗铸轧衔接技术 |
| 4.4 薄带铸轧技术 |
| 4.5 高鲜映性免中涂汽车外板制造技术 |
| 4.6 铁素体轧制技术 |
| 4.7 多线切分轧制技术 |
| 5 数字化、智能化轧制技术 |
| 5.1 大型复杂断面型钢数字化高质量轧制理论与技术 |
| 5.2 柔性化45m/s高速棒材关键技术与装备 |
| 5.3 基于大数据全流程一体化管控的钢铁智能制造技术 |
| 5.4 基于深度学习的热轧带钢表面在线检测与质量评级 |
| 5.5 轧机颤振智能监控与抑制提速技术 |
| 5.6 数字化、智能化轧制工厂建设 |
| 6 高强度、高性能热轧产品开发及先进热轧技术 |
| 6.1 超细贝氏体钢制造技术 |
| 6.2 热连轧超高强钢组织性能控制技术 |
| 6.3 薄板坯连铸连轧生产电工钢（取向及无取向）技术 |
| 6.4 高寒地区结构用热轧H型钢工艺技术 |
| 6.5 高品质系列低合金耐磨钢板工艺技术 |
| 6.6 高速车轮制造技术 |
| 6.7 高端装备用双相不锈钢无缝钢管系列工艺技术 |
| 7 高性能、高强度、高精度冷轧产品及先进冷轧技术 |
| 7.1 宽幅超薄精密不锈钢带钢工艺技术及产品 |
| 7.2 汽车轻量化吉帕级钢板稳定制造技术 |
| 7.3 冷轧硅钢边部减薄控制技术 |
| 7.4 高效环保变压器用高性能取向硅钢制备技术 |
| 7.5 面向多品规高精度轧制的CSP过程控制系统及技术 |
| 7.6 超薄宽幅高品质冷轧板带工业化生产技术 |
| 8 展望 |
（2）DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 船板钢 |
| 2.1.1 船板钢特点与分类 |
| 2.1.2 DH36高强度船板钢的技术要求 |
| 2.2 船板钢缺陷及其研究 |
| 2.2.1 中厚钢板中的常见缺陷 |
| 2.2.2 中厚板缺陷产生原因分析 |
| 2.3 船板钢的技术发展和研究现状 |
| 2.3.1 船板钢的技术发展 |
| 2.3.2 船板钢发展方向 |
| 2.3.3 控轧控冷的研究 |
| 2.3.4 国内外高强度船板钢的现状 |
| 2.3.5 国内高强度船板钢存在的差距 |
| 2.4 船板钢韧脆转变温度的研究 |
| 2.4.1 船板钢的强韧化机制 |
| 2.4.2 韧脆转变温度的影响因素 |
| 2.4.3 合金元素的韧脆转变温度的影响 |
| 2.5 DH36高强度船板钢耐蚀性评估与防护涂层的制备 |
| 2.5.1 DH36高强度船板钢耐蚀性研究 |
| 2.5.2 锌镍合金镀层防护工艺 |
| 2.5.3 锌镍超疏水镀层防护工艺 |
| 2.6 研究背景和研究意义 |
| 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 解剖分析 |
| 3.2.2 炼钢和轧钢工艺优化设计及分析 |
| 3.2.3 冲击性能检测及热模拟实验 |
| 3.2.4 焊接性能试验 |
| 3.2.5 耐蚀性评估 |
| 3.2.6 锌镍合金镀层的制备与耐蚀性评估 |
| 3.2.7 锌镍超疏水镀层制备与耐蚀性实验 |
| 4 DH36高强度船板钢冲击性能不合的宏观、微观机理分析 |
| 4.1 DH36高强度船板冲击性能 |
| 4.2 低倍分析 |
| 4.3 断口分析 |
| 4.4 金相及夹杂物分析 |
| 4.4.1 非金属夹杂物评级 |
| 4.4.2 金相及夹杂物分析 |
| 4.5 夹杂物MnS析出热力学计算 |
| 4.5.1 液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.2 固液前沿液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.3 固相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.6 微观缺陷分析 |
| 4.6.1 异常组织的形成原因 |
| 4.6.2 异常组织中夹杂物的形成机理 |
| 4.6.3 异常组织中的裂纹源 |
| 4.6.4 钢板中微裂纹形成的外部条件 |
| 4.7 DH36冲击性能不合的综合分析及讨论 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 DH36船板钢脱磷、脱硫模型的建立 |
| 5.1 基于IMCT的DH36船板钢转炉冶炼控磷的热力学计算 |
| 5.1.1 炉渣氧化能力与L_P预报模型 |
| 5.1.2 CaO-MgO-FeO-Fe_2O_3-MnO-Al_2O_3-SiO_2-TiO_2-P_2O_5渣系IMCT模型 |
| 5.1.3 IMCT渣系Fe_tO质量作用浓度的表征方法 |
| 5.1.4 基于IMCT的船板钢磷分配比预报模型验证 |
| 5.1.5 温度对船板钢L_P的影响 |
| 5.1.6 渣成分对船板钢L_P的影响 |
| 5.2 DH36船板钢脱硫模型 |
| 5.2.1 DH36炼钢LF脱硫热力学模型 |
| 5.2.2 钢中氧、硫含量对活度系数的影响 |
| 5.2.3 钢液氧含量对L_S的影响 |
| 5.2.4 精炼温度对平衡常数及L_S的影响 |
| 5.2.5 精炼渣成分对L_S的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 DH36高强度船板钢成分、炼钢工艺优化及对焊接性能影响 |
| 6.1 DH36高强度船板钢的成分优化设计 |
| 6.1.1 DH36高强度船板钢冲击性能回归分析 |
| 6.1.2 DH36高强度船板钢的成分优化 |
| 6.2 炼钢工艺的优化 |
| 6.2.1 炼钢生产工艺优化 |
| 6.2.2 连铸生产工艺优化 |
| 6.3 工艺优化的DH36高强度船板钢焊接性能试验 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 DH36高强度船板钢控轧控冷工艺及对冲击性能影响 |
| 7.1 DH36船板钢连续冷却转变及组织细化研究 |
| 7.1.1 DH36静态CCT曲线测定 |
| 7.1.2 变形量及变形温度对奥氏体再结晶的影响 |
| 7.2 控轧控冷工艺对DH36船板钢冲击性能的影响 |
| 7.2.1 终轧温度对冲击功的影响 |
| 7.2.2 终冷温度对冲击功的影响 |
| 7.3 DH36高强度船板钢控轧控冷试验 |
| 7.3.1 轧制工艺设计 |
| 7.3.2 冲击韧性检测分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 DH36船板钢耐蚀性研究及防护涂层制备 |
| 8.1 DH36船板钢耐蚀性研究 |
| 8.1.1 DH36船板钢极化性能研究 |
| 8.1.2 DH36船板钢阻抗谱研究 |
| 8.1.3 DH36船板钢盐水浸泡实验研究 |
| 8.2 DH36船板钢锌镍合金电镀及耐蚀性研究 |
| 8.2.1 锌镍合金层的微观形貌与成分分析 |
| 8.2.2 锌镍合金层的耐蚀性分析 |
| 8.2.3 锌镍合金层的耐蚀机理 |
| 8.3 低硫DH36船板钢锌镍超疏水镀层及耐蚀性研究 |
| 8.3.1 锌镍超疏水镀层的微观形貌与成分分析 |
| 8.3.2 锌镍超疏水镀层的润湿性分析 |
| 8.3.3 锌镍超疏水镀层的耐蚀性分析 |
| 8.4 本章小结 |
| 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 |
（3）含β稳定元素TiAl合金组织优化及其蠕变性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 TiAl合金研究现状 |
| 2.1.1 TiAl合金的发展 |
| 2.1.2 TiAl合金相及相变特征 |
| 2.1.3 TiAl合金典型组织 |
| 2.2 高Nb-TiAl合金研究现状 |
| 2.2.1 高Nb-TiAl合金发展 |
| 2.2.2 非Nb合金元素的作用 |
| 2.3 快速冷却法细化TiAl合金组织研究现状 |
| 2.3.1 α相快速冷却细化组织 |
| 2.3.2 β相快速冷却细化组织 |
| 2.3.3 马氏体相变研究 |
| 2.4 热变形细化TiAl合金组织研究现状 |
| 2.4.1 TiAl合金热轧成形技术 |
| 2.4.2 变形合金的热处理工艺 |
| 2.5 高Nb-TiAl合金组织与力学性能的关系 |
| 2.5.1 拉伸性能 |
| 2.5.2 蠕变性能 |
| 2.6 研究意义和内容 |
| 3 快速冷却法优化含β稳定元素TiAl合金组织研究 |
| 3.1 高V-TiAl合金快速冷却法优化组织研究 |
| 3.1.1 实验材料及方法 |
| 3.1.2 热处理前组织分析 |
| 3.1.3 高温β相不同冷速下的相转变规律 |
| 3.1.4 β相分解产物亚结构分析 |
| 3.1.5 片层组织优化及分析 |
| 3.2 V元素添加对高Nb-TiAl合金快速冷却优化组织研究 |
| 3.2.1 实验材料及方法 |
| 3.2.2 V元素对快速冷却后组织的影响 |
| 3.2.3 V元素对片层组织的影响 |
| 3.3 Cr元素添加对高Nb-TiAl合金快速冷却优化组织研究 |
| 3.3.1 Cr元素对快速冷却后组织的影响 |
| 3.3.2 Cr元素对片层组织的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 热变形优化含β稳定元素TiAl合金组织研究 |
| 4.1 高温软包套热轧工艺 |
| 4.1.1 实验材料和方法 |
| 4.1.2 拉伸性能测试 |
| 4.2 铸态高Nb-TiAl合金组织 |
| 4.3 α温度区及以下温度轧制对组织和板材的影响 |
| 4.3.1 轧制前高温组织分析 |
| 4.3.2 轧后组织分析 |
| 4.3.3 组织优化过程 |
| 4.4 α温度区以上温度轧制对组织和板材的影响 |
| 4.4.1 轧制前高温组织分析 |
| 4.4.2 不同道次对组织的影响 |
| 4.4.3 压下量对板材成形和组织的影响 |
| 4.4.4 β再结晶 |
| 4.5 拉伸性能测试 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 组织优化对蠕变性能的影响 |
| 5.1 实验材料和方法 |
| 5.2 蠕变前组织分析 |
| 5.3 蠕变曲线 |
| 5.4 蠕变后组织分析 |
| 5.4.1 NF组织分析 |
| 5.4.2 NF_(HT)和FL组织分析 |
| 5.4.3 β/B2相区域组织分析 |
| 5.5 蠕变机制分析 |
| 5.6 断口形貌分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 结论和创新点 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 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 |
（4）纤维铜（T2）网格增强铝基复合材料制备及其组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 金属基多层复合材料制备技术 |
| 1.2.1 爆炸复合法 |
| 1.2.2 扩散复合法 |
| 1.2.3 轧制复合法 |
| 1.3 累积叠轧(ARB)技术 |
| 1.3.1 ARB技术简介 |
| 1.3.2 ARB制备铝基复合材料国内研究现状 |
| 1.3.3 ARB制备铝基复合材料国外研究现状 |
| 1.4 铝基复合材料增强体种类 |
| 1.4.1 颗粒増强铝基复合材料 |
| 1.4.2 短纤维/晶须增强铝基复合材料 |
| 1.4.3 长纤维增强铝基复合材料 |
| 1.4.4 金属网格增强铝基复合材料 |
| 1.5 铝基复合材料的主要强化机制 |
| 1.5.1 应变强化 |
| 1.5.2 固溶强化 |
| 1.5.3 细晶强化 |
| 1.6 论文研究主要内容 |
| 第2章 材料制备及研究方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 加热装置 |
| 2.2.2 二辊热冷轧机 |
| 2.3 累积叠轧法制备铝铜复合板 |
| 2.3.1 轧制复合前期准备 |
| 2.3.2 累积叠轧制备过程 |
| 2.4 铝铜复合板组织与性能的表征 |
| 2.4.1 场发射扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.4.2 透射电镜(TEM)显微组织观察分析 |
| 2.4.3 X射线(XRD)衍射分析 |
| 2.4.4 室温拉伸力学性能测试 |
| 2.4.5 硬度实验 |
| 2.4.6 原位拉伸实验 |
| 第3章 冷轧方法制备铝铜多层复合板实验研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 冷轧态复合板SEM显微组织分析 |
| 3.3 冷轧态复合板TEM显微组织分析 |
| 3.4 冷轧态复合板室温力学性能分析 |
| 3.4.1 室温拉伸实验 |
| 3.4.2 硬度实验 |
| 3.5 冷轧态复合板拉伸断口形貌分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 热轧方法制备铝铜多层复合板实验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案与制备过程 |
| 4.3 45°和0°铜网增强铝铜复合板SEM显微组织分析 |
| 4.4 45°铜网增强铝铜复合板TEM显微组织分析 |
| 4.5 45°和0°铜网增强铝铜复合板XRD物相分析 |
| 4.6 45°和0°铜网增强铝铜复合板室温力学性能分析 |
| 4.6.1 室温拉伸实验 |
| 4.6.2 硬度实验 |
| 4.7 铜网格增强原理分析 |
| 4.8 45°和0°铜网增强铝铜复合板拉伸断口形貌分析 |
| 4.9 本章小结 |
| 第5章 原位观察冷轧、热轧态铜网格增强Al/Cu复合材料的断裂行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 原位拉伸曲线特征分析 |
| 5.3 变形过程的动态观察 |
| 5.4 TEM组织观察 |
| 5.5 断口形貌分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士期间所发表的论文 |
（5）时效强化型Al-Mg-Zn合金组织性能研究及工艺优化（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 时效强化型Al-Mg-Zn合金 |
| 2.2 时效强化型Al-Mg-Zn合金的合金化 |
| 2.3 铝合金的强化机制 |
| 2.3.1 晶界强化 |
| 2.3.2 固溶强化 |
| 2.3.3 析出强化 |
| 2.3.4 形变强化 |
| 2.3.5 强化效果迭加 |
| 2.4 铝合金的腐蚀机制 |
| 2.4.1 点腐蚀 |
| 2.4.2 晶间腐蚀 |
| 2.4.3 剥落腐蚀 |
| 2.4.4 应力腐蚀开裂 |
| 2.5 形变热处理工艺概述 |
| 2.5.1 铝合金的形变热处理 |
| 2.5.2 铝合金形变热处理的分类 |
| 2.6 本课题研究工作 |
| 2.6.1 研究目的和意义 |
| 2.6.2 研究方案 |
| 2.6.3 研究内容 |
| 3 实验材料和方法 |
| 3.1 实验原材料 |
| 3.2 合金板材制备 |
| 3.2.1 熔炼铸造 |
| 3.2.2 铸锭均匀化热处理 |
| 3.2.3 铸锭热轧、再结晶退火和冷轧 |
| 3.2.4 板材固溶、时效处理 |
| 3.3 微观组织分析与性能检测 |
| 3.3.1 微观组织分析 |
| 3.3.2 性能检测 |
| 4 时效强化型Al-Mg-Zn合金的制备工艺及其强化机制研究 |
| 4.1 合金成分设计 |
| 4.2 时效强化型Al-Mg-Zn合金的关键热处理工艺 |
| 4.2.1 均匀化热处理工艺 |
| 4.2.2 固溶处理工艺 |
| 4.2.3 人工时效工艺 |
| 4.3 时效强化型Al-Mg-Zn合金的强化机制 |
| 4.3.1 时效强化型Al-Mg-Zn合金的强度 |
| 4.3.2 晶界强化 |
| 4.3.3 固溶强化 |
| 4.3.4 析出强化 |
| 4.3.5 时效强化型Al-Mg-Zn合金的强化机制 |
| 4.4 时效强化型Al-Mg-Zn合金的塑性 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 时效强化型Al-Mg-Zn合金的腐蚀机制 |
| 5.1 晶间腐蚀性能及机制 |
| 5.1.1 Mg元素对晶间腐蚀性能及晶界析出相的影响 |
| 5.1.2 Mg元素对晶界特征分布的影响 |
| 5.1.3 时效强化型Al-Mg-Zn合金的晶间腐蚀机制 |
| 5.2 剥落腐蚀性能及机制 |
| 5.3 应力腐蚀开裂性能及机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 时效强化型Al-Mg-Zn合金的最终形变热处理 |
| 6.1 最终形变热处理对Al-Mg-Zn合金组织性能的影响 |
| 6.2 最终形变热处理工艺参数对合金组织性能的影响 |
| 6.2.1 变形工艺对合金组织性能的影响 |
| 6.2.2 终时效温度对T相析出及合金性能的影响 |
| 6.2.3 FTMT加工次序对合金力学性能的影响 |
| 6.3 Mg元素含量对Al-Mg-Zn合金FTMT的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 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 |
（6）高强高韧AlMgSiCu合金板材疲劳特性及断裂行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 铝合金概述 |
| 1.1.1 6xxx系铝合金的基本性质 |
| 1.1.2 6xxx系铝合金的应用 |
| 1.2 6xxx系铝合金的析出相与强化机制 |
| 1.2.1 6xxx系铝合金的时效析出过程 |
| 1.2.2 6xxx系铝合金的强化机制 |
| 1.3 铝合金高温流变行为研究概述 |
| 1.4 铝合金轧制工艺研究概述 |
| 1.5 铝合金疲劳研究现状及发展趋势 |
| 1.5.1 铝合金疲劳研究现状 |
| 1.5.2 铝合金疲劳研究发展趋势 |
| 1.6 课题研究意义与内容 |
| 第二章 实验过程及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验工艺 |
| 2.2.1 均匀化工艺 |
| 2.2.2 轧制工艺 |
| 2.2.3 单级时效处理方案 |
| 2.3 测试方法 |
| 2.3.1 力学性能测试 |
| 2.3.2 显微组织观察 |
| 第三章 合金板材变形行为及轧制工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 AlMgSiCu合金变形行为 |
| 3.2.1 热变形真应力—真应变曲线 |
| 3.2.2 流变应力方程 |
| 3.2.3 显微组织分析 |
| 3.3 AlMgSiCuZr合金变形行为 |
| 3.3.1 热变形真应力-真应变分析 |
| 3.3.2 流变应力方程 |
| 3.4 AlMgSiCuZr合金轧制工艺研究 |
| 3.4.1 轧制速率对AlMgSiCuZr合金显微组织及力学性能的影响 |
| 3.4.2 轧制温度对AlMgSiCuZr合金显微组织及力学性能的影响 |
| 3.5 本章总结 |
| 第四章 不同应力下Al-Mg-Si-Cu合金疲劳裂纹萌生及扩展行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同应力水平下合金的S-N曲线 |
| 4.2.1 S-N曲线表达式 |
| 4.2.2 不同应力水平下S-N曲线 |
| 4.3 不同加载应力下疲劳断口形貌 |
| 4.3.1 低应力下疲劳断口形貌 |
| 4.3.2 高应力下疲劳断口形貌 |
| 4.4 不同加载应力下疲劳裂纹宏观扩展方向 |
| 4.5 本章总结 |
| 第五章 时效状态对AlMgSiCu合金板材断裂性能及疲劳特性的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al-Mg-Si-Cu合金显微组织 |
| 5.3 Al-Mg-Si-Cu合金时效硬化 |
| 5.4 不同时效状态下Al-Mg-Si-Cu合金拉伸力学性能 |
| 5.4.1 力学性能 |
| 5.4.2 断口形貌分析 |
| 5.5 不同时效状态下Al-Mg-Si-Cu合金疲劳特性 |
| 5.5.1 不同时效状态下Al-Mg-Si-Cu合金疲劳寿命 |
| 5.5.2 不同时效状态下Al-Mg-Si-Cu合金断口形貌分析 |
| 5.5.3 疲劳过程中力学性能变化 |
| 5.6 本章总结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（7）超高强含铝中锰钢的强韧化机制及组织调控（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 第三代先进高强度钢的组织设计 |
| 2.2 淬火与配分(Q&P)工艺 |
| 2.3 残留奥氏体的稳定性 |
| 2.4 临界区退火工艺 |
| 2.5 轻质元素Al在钢中的应用 |
| 2.5.1 含Al中锰钢的力学性能 |
| 2.5.2 吕德斯带和PLC效应 |
| 2.5.3 含Al中锰钢的Q&P处理 |
| 2.5.4 锰铝元素的偏析 |
| 3 研究内容、研究方法与技术路线 |
| 3.1 主要研究内容 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.3 实验材料制备与显微组织检测 |
| 3.4 技术路线图 |
| 4 超高强含铝中锰钢的组织工艺设计及组织热模拟 |
| 4.1 合金设计 |
| 4.2 超高强组织工艺设计及热力学基础 |
| 4.2.1 铝合金化对两相区温度的影响 |
| 4.2.2 铝合金化对马氏体比例的影响 |
| 4.2.3 高比例残留奥氏体的工艺设计 |
| 4.3 含铝中锰钢的热轧及膨胀仪热模拟 |
| 4.3.1 热模拟及实测Ms温度 |
| 4.3.2 组织预测模型的修正 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 超高强含铝中锰钢的组织构成及元素配分机制 |
| 5.1 ART处理的组织构成及元素配分 |
| 5.1.1 ART处理的组织构成 |
| 5.1.2 临界区奥氏体化的元素配分 |
| 5.2 IQ-T~P处理的组织构成及元素配分 |
| 5.2.1 IQ-T~P处理的组织构成 |
| 5.2.2 回火阶段合金元素的APT分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 超高强含铝中锰钢的组织性能及强韧化机制 |
| 6.1 ART参数与强塑性能的联系 |
| 6.2 IQ-T~P处理的组织性能分析 |
| 6.3 IQ-T~P组织的原位变形表征 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 冷轧超高强含铝中锰钢的组织调控 |
| 7.1 冷轧形变马氏体的组织演变 |
| 7.1.1 加热制度与组织形态的关系 |
| 7.1.2 元素偏析对组织演变的影响 |
| 7.2 冷轧含铝中锰钢的组织性能 |
| 7.2.1 冷轧ART处理的性能 |
| 7.2.2 冷轧IQ-T~P处理的性能 |
| 7.3 冷轧压下率对IQ-T~P钢的影响 |
| 7.4 本章小节 |
| 8 铝元素的作用机制 |
| 8.1 铝合金化对含铝中锰钢组织性能的影响 |
| 8.1.1 铝元素对ART处理的性能影响 |
| 8.1.2 高铝δ铁素体的应变协调能力 |
| 8.1.3 铝元素对IQ-T~P钢的性能影响 |
| 8.2 铝合金化对元素配分的影响 |
| 8.3 铝合金化对PLC现象的影响 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论及后期工作设想 |
| 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 |
（8）无缝钢管张力减径工艺参数研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 张力减径工艺简介及其发展 |
| 1.2.1 张力减径工艺介绍 |
| 1.2.2 张力减径工艺发展 |
| 1.3 张力减径主要尺寸缺陷 |
| 1.4 张力减径工艺理论研究现状 |
| 1.4.1 轧辊孔型的研究现状 |
| 1.4.2 横向壁厚不均的研究现状 |
| 1.4.3 张力减径过程数值模拟研究现状 |
| 1.4.4 张力减径工艺研究存在的不足 |
| 1.5 课题来源、内容及意义 |
| 1.5.1 课题来源和内容 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 第2章 张力减径过程工艺理论及软件 |
| 2.1 张力减径过程中的金属流动 |
| 2.2 张力减径工艺参数 |
| 2.2.1 钢管热尺寸 |
| 2.2.2 减径率分配原则 |
| 2.2.3 张力分布 |
| 2.2.4 管坯壁厚分布 |
| 2.2.5 轧辊转速确定 |
| 2.2.6 轧辊孔型的几何参数 |
| 2.2.7 轧辊孔型与轧件的接触弧长 |
| 2.3 张力减径工艺软件开发 |
| 2.3.1 孔型设计方法 |
| 2.3.2 工艺软件系统 |
| 2.3.3 工艺软件界面 |
| 2.3.4 工艺参数计算 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 钢管张力减径过程的数值模拟 |
| 3.1 Marc软件简介 |
| 3.2 张力减径有限元模型的建立 |
| 3.2.1 材料属性 |
| 3.2.2 摩擦处理 |
| 3.2.3 边界条件的施加 |
| 3.2.4 其他设置 |
| 3.3 模拟实例及结果分析 |
| 3.3.1 模拟实例及验证 |
| 3.3.2 模拟结果分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 张力减径工艺参数研究 |
| 4.1 孔型优化 |
| 4.1.1 孔型优化设计 |
| 4.1.2 模拟结果分析 |
| 4.2 工艺参数对壁厚不均的影响 |
| 4.2.1 壁厚系数对壁厚不均的影响 |
| 4.2.2 速度制度对壁厚不均的影响 |
| 4.2.3 机架数对壁厚不均的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间承担的科研任务与主要研究成果 |
| 致谢 |
（9）热轧工艺和锰硅成分对釉化用钢组织性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外釉化用钢研究现状 |
| 1.2.1 釉化用钢的发展 |
| 1.2.2 釉化用钢的分类 |
| 1.2.3 釉化用钢的性能要求 |
| 1.2.4 釉化用钢的显微组织 |
| 1.3 釉化用钢的强化机制 |
| 1.4 合金元素对釉化用钢组织性能的影响 |
| 1.5 釉化用钢的轧制工艺研究 |
| 1.5.1 连轧工艺 |
| 1.5.2 控轧工艺 |
| 1.5.3 形变诱导铁素体相变技术 |
| 1.5.4 Gleeble热模拟试验机在轧制过程中的应用 |
| 1.5.5 热轧过程的有限元模拟 |
| 1.5.6 DEFORM软件介绍 |
| 1.6 课题组前期研究进展 |
| 1.7 本课题研究目的和内容 |
| 第二章 实验材料、方法和模拟软件 |
| 2.1 实验研究路线和方案 |
| 2.2 实验材料与设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 Gleeble热模拟试验机 |
| 2.2.3 轧制设备 |
| 2.2.4 热处理设备 |
| 2.3 热轧工艺及参数 |
| 2.4 热处理工艺及参数 |
| 2.5 显微组织观察及力学性能测试 |
| 2.5.1 显微组织观察 |
| 2.5.2 晶粒尺寸测量 |
| 2.5.3 力学性能测试 |
| 2.6 轧制过程有限元模拟 |
| 2.7 热力学计算分析 |
| 第三章 热轧工艺对釉化用钢显微组织和力学性能的影响 |
| 3.1 化学成分 |
| 3.2 Gleeble热模拟实验 |
| 3.2.1 相变点的测量 |
| 3.2.2 Gleeble热压缩实验 |
| 3.3 热压缩过程的有限元模拟 |
| 3.3.1 Gleeble热压缩过程有限元模型的建立 |
| 3.3.2 模拟结果与分析 |
| 3.4 不同轧制工艺下釉化用钢的显微组织和力学性能 |
| 3.4.1 热轧工艺参数 |
| 3.4.2 轧制工艺对釉化用钢轧制态显微组织和力学性能的影响 |
| 3.4.3 轧制工艺对釉化用钢热处理后显微组织和力学性能的影响 |
| 3.5 热轧过程的有限元模拟 |
| 3.5.1 轧制过程有限元模型的建立 |
| 3.5.2 模拟结果与分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 Mn和 Si成分及热处理工艺对釉化用钢组织性能的影响 |
| 4.1 化学成分与轧制工艺 |
| 4.2 釉化用钢轧制态的显微组织和力学性能 |
| 4.3 低Mn成分釉化用钢热处理后的显微组织和力学性能 |
| 4.4 高Mn成分釉化用钢热处理后的显微组织和力学性能 |
| 4.5 Mn和 Si含量对组织性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 硕士期间发表的学术论文和专利 |
| 致谢 |
（10）热轧层冷双段冷却工艺的开发和应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 引言 |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 国内外相关研究 |
| 1.2.1 常规产品性能优化 |
| 1.2.2 先进高强钢的开发 |
| 1.2.3 合金元素影响及组织演变 |
| 1.2.4 小结 |
| 1.3 课题研究意义与内容 |
| 1.3.1 课题研究意义 |
| 1.3.2 课题研究内容 |
| 第2章 产线原有碳锰成分体系产品双段冷却工艺开发 |
| 2.1 研究目的 |
| 2.2 Grade50 钢种成分优化 |
| 2.2.1 试验钢种概况 |
| 2.2.2 成分调整及工艺制定 |
| 2.2.3 工业试验结果及分析 |
| 2.2.4 小结 |
| 2.3 295 MPa焊瓶钢成分工艺优化 |
| 2.3.1 试验背景 |
| 2.3.2 产品优化 |
| 2.3.3 小结 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 低合金产品的开发 |
| 3.1 590 MPa热轧酸洗汽车轮辐用钢 |
| 3.1.1 开发背景 |
| 3.1.2 技术要求 |
| 3.1.3 合金成分设计 |
| 3.1.4 工业试制 |
| 3.1.5 工业试制结果分析 |
| 3.1.6 产品应用 |
| 3.2 热轧高扩孔钢HR440/580HE的开发 |
| 3.2.1 开发背景 |
| 3.2.2 中试试验设备及扩孔率测定方法介绍 |
| 3.2.3 中试试验 |
| 3.2.4 工业试制成分制定 |
| 3.2.5 首次工业试制 |
| 3.2.6 成分工艺优化及试制结果 |
| 3.2.7 用户试用 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 低成本捆带用钢的开发 |
| 4.1 钢制捆带发展现状 |
| 4.2 研发背景 |
| 4.3 产品研发 |
| 4.3.1 产品研发思路 |
| 4.3.2 930 MPa级别产品的研发 |
| 4.3.3 980 MPa级别产品的研发 |
| 4.3.4 980 MPa产品优化 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 冷轧双相钢基料热轧组织及卷形改善 |
| 5.1 实验目的 |
| 5.2 热模拟试验 |
| 5.2.1 试验材料 |
| 5.2.2 试验方法 |
| 5.2.3 CCT曲线测定结果 |
| 5.2.4 热轧工艺模拟实验结果 |
| 5.3 工艺调整及工业试验 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 学校导师简介 |
| 企业导师简介 |
| 作者简介 |
| 学位论文数据集 |
四、两次穿孔热轧工艺试验（论文参考文献）
- [1]“十三五”中国轧钢技术进步及展望[J]. 康永林. 钢铁, 2021(10)
- [2]DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究[D]. 李宏亮. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]含β稳定元素TiAl合金组织优化及其蠕变性能研究[D]. 陈林. 北京科技大学, 2021
- [4]纤维铜（T2）网格增强铝基复合材料制备及其组织性能研究[D]. 张全鑫. 兰州理工大学, 2020(12)
- [5]时效强化型Al-Mg-Zn合金组织性能研究及工艺优化[D]. 丁清伟. 北京科技大学, 2020(06)
- [6]高强高韧AlMgSiCu合金板材疲劳特性及断裂行为研究[D]. 周珊. 广西科技大学, 2019(09)
- [7]超高强含铝中锰钢的强韧化机制及组织调控[D]. 梁驹华. 北京科技大学, 2019(07)
- [8]无缝钢管张力减径工艺参数研究[D]. 吴青正. 燕山大学, 2019(03)
- [9]热轧工艺和锰硅成分对釉化用钢组织性能的影响研究[D]. 郭霞文. 东南大学, 2019(03)
- [10]热轧层冷双段冷却工艺的开发和应用[D]. 武冠华. 华北理工大学, 2019(01)