一、微量钛在16Mn钢中固溶问题的研究（论文文献综述）
张月莹[1]（2021）在《钢/铝异种材料电阻点焊的研究》文中研究说明在环境问题日趋严重的今天,轨道客车、汽车等产业面对的困难也越来越多。如今,能实现节能减排的有效对策就是汽车轻量化和轨道客车的轻量化,而增加轻量化材料的使用量是能够达到汽车轻量化目的的直接有效的手段。那么钢/铝异种材料的焊接就是眼前即刻就要解决的难点问题。在物理、化学等方面,钢和铝存在较大差异,使得钢/铝异种材料的焊接性极差,焊接接头的力学性能很难达到实际使用标准。钢/铝焊接性问题是制约汽车轻量化技术取得进展的科学技术问题之一。电阻点焊是应用较为广泛的焊接技术。因此,研究钢/铝异种材料电阻点焊,有实际应用价值和理论意义。首先本文研究了SUS301L不锈钢（16Mn低合金钢）/6063-T6铝合金异种材料电阻点焊接头,由其微观组织特点及力学行为可知,不锈钢（16Mn钢）/铝合金电阻点焊接头主要由铝合金熔核、不锈钢（或16Mn钢）熔核和钢/铝界面层组成,本质为熔-钎焊接头。胞状晶、胞状树枝晶、树枝晶和少量等轴树枝晶是铝合金熔核的主要晶体结构;柱状的奥氏体晶粒是不锈钢熔核的主要组成;16Mn钢熔核主要由马氏体、珠光体和贝氏体组成。在点焊过程中,液态铝合金在固态不锈钢（或16Mn钢）表面润湿、铺展并发生Fe、Al原子的互扩散以及界面反应,在钢/铝界面形成Fe-Al金属间化合物（IMC）层。钢/铝界面层为双层结构:舌状Fe2Al5层（靠近不锈钢（或16Mn钢））;针状Fe Al3层（铝合金熔核侧）。在拉剪力作用下不锈钢（16Mn钢）/铝合金点焊接头有两种断裂模式（结合面断裂和纽扣断裂）。本试验条件下不锈钢/铝合金点焊接头的裂纹主要在界面IMC层萌生、扩展（结合面断裂模式）。而16Mn钢/铝合金接头,当铝熔核直径小于5.8 mm时,为结合面断裂模式;当铝熔核直径大于5.8 mm时,裂纹主要沿着铝熔核及其热影响区萌生、扩展（纽扣断裂模式）。铝合金熔核和脆硬的界面IMC层是恶化钢/铝接头力学性能的主要原因。研究焊接参数和电极形貌两方面焊接工艺因素对不锈钢/铝合金电阻点焊接头的影响规律。在采用F型电极时,接头铝熔核直径、压痕率以及IMC层厚度随着焊接电流（或焊接时间）的增加而增加;而接头拉剪力随之增加则先增大后减小。在焊接电流4 k A-7 k A（焊接时间100 ms-200 ms）区间,熔核直径的增加导致了接头拉剪力的增大;在焊接电流（焊接时间）继续增加时,接头拉剪力减小,导致这一现象的主要因为是较厚的IMC层和铝熔核中的缩孔。当焊接电流、焊接时间和电极压力分别取值为7 k A、200 ms和2 k N时,接头熔核直径、压痕率、IMC层厚度、接头拉剪力分别为为5.4 mm、30.1%、2.3μm、1.8 k N。研究结果表明,优化电极（与钢侧接触的电极是直径10 mm的圆形电极,与铝合金侧接触的电极为半径35 mm的球形电极）更利于改进钢/铝接头表面质量、组织和性能。并且在焊接电流、焊接时间和电极压力分别为13 k A、300 ms和3 k N的优化焊接参数条件下,获得了熔核直径7.2 mm、压痕率10.9%、IMC层厚度1.4μm及接头拉剪力3.6 k N的钢/铝接头。比F型电极的熔核直径和拉剪力分别提高了33.3%和100.0%,压痕率降低了63.8%。在F型电极条件下采用纳米粉末添加法研究金属（非金属）元素:Cu、Si、Zn、Ti对不锈钢/铝合金点焊接头的影响规律。Cu、Si、Zn和Ti均对接头组织及力学性能有显着的影响:Cu、Si在促进液态铝在固态钢表面润湿铺展性的同时抑制界面金属间化合物的生长,提高了接头拉剪力;Zn在抑制界面反应的同时改善金属间化合物层的性质(生成Fe2Al5Zn0.4),提高了接头的力学性能;Ti使晶粒细化,与Fe形成新物相（Fe2Ti）抑制了IMC的生成,提高接头的力学性能。分别添加1.51 mg Cu、5.78 mg Si、0.97 mg Zn或0.62 mg Ti粉末,钢/铝电阻点焊接头拉剪力分别为3.07 k N、3.55 k N、2.74 k N、2.68 k N,比未添加合金元素的接头拉剪力（1.80 k N）分别提高了70.56%、97.22%、52.22%、44.40%。因此,金属（非金属）粉末添加法是提高不锈钢/铝合金接头拉剪力的重要手段。通过ANSYS软件建立不锈钢/铝合金点焊过程的有限元模型（轴对称）,研究其热过程。结果表明,采用F型电极在焊接参数为焊接电流7 k A、电极压力2k N时,钢/铝点焊接头界面上的温度在200 ms时达到最大值（913℃）;此时,熔核直径达到最大值（5.5 mm）,与试验结果（5.4 mm）相吻合。在热循环曲线的基础上研究不锈钢/铝合金点焊过程中的钢/铝界面反应机制,通过界面金属间化合物生长的热力学分析可知钢/铝界面反应过程中Fe2Al5率先生成,随后再生成Fe Al3。最后,探讨了Cu、Si、Zn和Ti的作用方式及钢/铝界面层的冶金反应过程。Cu、Si、Zn和Ti作用下界面层的生长可归纳为四个阶段:熔化,溶解扩散,形成长大和凝固。
曹羽鑫[2]（2021）在《稀土Ce对低合金高强钢耐点蚀性能和焊接性能的影响》文中提出随着海洋资源的开发,在海洋工程领域中对低合金高强度钢的需求量日益增大,且对其焊接性能和耐腐蚀性能提出了更高的要求。稀土添加到钢中起脱氧、脱硫和改性夹杂物等作用,生成的稀土夹杂物细小弥散,对钢的耐腐蚀性能和焊接性能均有改善作用。我国是稀土大国,同时也是钢铁大国,但不是钢铁强国,因此将稀土资源和钢铁资源相结合,发挥稀土优势弥补钢铁劣势,开发高性能的低合金高强度钢,具有重要战略意义。本论文以低合金高强钢为研究对象,系统研究了添加不同含量的稀土Ce对钢中粒子特征、微观组织以及焊接性能和耐腐蚀性的影响作用机理,主要结论如下:（1）原位观察研究了Ce处理低合金高强钢在热循环过程中细化晶粒的作用,结果表明,钢中第二相粒子在高温下,可钉扎奥氏体晶界,抑制奥氏体晶粒长大,随着温度降低,奥氏体转变为针状铁素体和贝氏体组织。针状铁素体以晶内夹杂物为形核核心,沿着不同的方向生长,贝氏体以晶界为形核核心,由晶界向晶内生长,针状铁素体和贝氏体交互在一起形成复合组织可分割原奥氏体晶粒,从而细化晶粒。在Ce处理钢中,Ca-Al氧化物外附Ti N夹杂被改性为Ce Al O3,且夹杂物的数量变少,平均尺寸变小。此外,Ce可促进Ti在钢中的溶解,导致更多细小的Ti N析出物析出,在高温下可有效钉扎奥氏体晶界,抑制奥氏体晶粒长大,从而细化晶粒。（2）在100 k J/cm线能量焊接热模拟条件下,研究了不同Ce含量对低合金高强钢在焊接热影响区的组织和韧性的影响,结果表明,随着Ce含量由0.012 wt.%增加到0.086 wt.%,钢中夹杂物由Ce2O2S逐渐向CexSy-Ce P和Ce P转变。其中Ce2O2S夹杂物与铁素体错配度较低,对针状铁素体诱导能力最强,导致0.012 wt.%Ce含量钢中针状铁素体含量最高。此外,钢中M/A组元含量也随着Ce含量的增加而降低。因此,0.012 wt.%Ce含量钢在粗晶热影响性区下低温冲击韧性最好,其原因是在钢中形成高含量的针状铁素体和低含量的M/A岛的细晶组织,有效抑制了裂纹扩展,从而提高了钢的韧性。（3）基于第一性原理对Ce处理钢中夹杂物诱导点蚀机理进行研究,对Ti N、Mn S、Ca O·2Al2O3、Ce2O2S、Ce Al O3和钢基体的功函数进行了计算。结果表明,Mn S和Ce2O2S相比钢基体功函数较小,在点蚀初期作为诱导源,诱导点蚀发生。因此,在浸泡实验中,Mn S和Ce2O2S在点蚀初期,充当微电偶腐蚀对中的阳极,优先发生溶解。此外,Ce夹杂物相比同类型夹杂物具有更高的功函数,表明Ce夹杂物的耐点蚀性能力更强。（4）研究了不同Ce含量对低合金高强钢耐点蚀性能的影响,结果表明,Mn S、Ce2O2S、CexSy具有较高的点蚀敏感性,在0 wt.%、0.012 wt.%、0.060 wt.%Ce处理钢中分别作为点蚀源诱导点蚀发生。而在0.060 wt.%、0.086 wt.%Ce处理钢中,Ce P表现出较强的耐点蚀性能,对点蚀的扩展有抑制作用。然而0.012 wt.%Ce处理钢的耐点蚀性能最强,其原因是在0.012 wt.%Ce处理钢中夹杂物尺寸小且数量较少,1μm以下的稀土夹杂物占比高达46%,这些小尺寸夹杂物在钢中很难引起点蚀。而在0.060 wt.%和0.086 wt.%Ce处理钢中,由于钢中Ce P尺寸较大且数量较多,导致钢的整体耐点蚀性能较低。（5）研究了Ce3+在3.5%NaCl溶液中对低合金高强钢的缓蚀机理,结果表明,Ce3+可作为阴极沉淀型缓蚀剂,在腐蚀介质中,能在钢表面生成颗粒状较致密的Ce的氧化物或氢氧化物,增大腐蚀产物膜对Cl-和氧向钢基体表面扩散的阻力,降低钢的腐蚀速率。此外,Ce3+可与氧反应生成CeO2,消耗了氧,从而进一步对钢基体表面起保护作用。
陈龙海[3]（2020）在《HRB500E抗震钢筋的第二相析出行为与组织演变规律研究》文中认为HRB500E抗震钢筋是一种低碳珠光体和铁素体钢筋,具有较高的强度和较好的塑性。只添加一定的钒元素很难满足HRB500E抗震钢筋的强度和塑性的要求,通过添加铌元素来对HRB500E抗震钢筋进行复合强化完善,具有提高单一元素强化效率,并降低生产成本的重要意义。通过热力学计算、动力学计算以及二维点阵错配度计算出HRB500E抗震钢筋中不同第二相的热力学析出温度,计算结果表明:含铌和钒的第二相在奥氏体转变铁素体的过程中基本完全析出。HRB500E抗震钢筋中Nb元素碳氮化物在奥氏体中沉淀析出的PTT曲线呈C曲线形式,晶界形核方式的鼻子点温度大致在1000-1030℃,均质形核与位错形核方式的鼻子点温度大致在850-870℃。Nb C与?-Fe、?-Fe和?-Fe异质形核的错配度分别为:8.71%、11.59%、13.2%;VC与?-Fe、?-Fe和?-Fe异质形核的错配度分别为:4.40%、1.70%、18.80%。Nb C与?-Fe、VC与?-Fe更易于形核。采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜和能谱仪对HRB500E抗震钢筋的组织和形貌以及第二相析出物进行了观察与分析。结果显示,HRB500E抗震钢筋中的第二相碳化铌析出物尺寸在50nm～60nm左右,形貌大致呈圆形,主要分布在晶界附近。通过添加不同含量的元素Nb来进一步研究HRB500E抗震钢筋中晶粒尺寸的变化,只添加钒元素的试验钢铁素体晶粒尺寸为3.6～8.3μm之间;铌含量为0.013%的试验钢的铁素体晶粒尺寸为2.6～5.3μm之间;铌含量为0.017%的试验钢的铁素体晶粒尺寸为2.4～4.8μm之间;铌含量为0.023%的试验钢的铁素体晶粒尺寸为2.6～4.3μm之间。添加铌元素后,HRB500E抗震钢筋的晶粒尺寸显着细化,抗拉强度由500 MPa提高到560 MPa。
胡海亮[4]（2020）在《含铌高强钢高温力学特性及其裂纹产生机制研究》文中研究指明Nb微合金化技术在Q355GJ钢中的应用,大幅提高了钢材的强度性能,使其成为应用最广的高强度结构钢。但Nb的加入提高了铸坯的裂纹敏感性,严重影响铸坯质量和轧材的性能。为解决铸坯横裂纹问题,研究Q355GJ钢高温性能、裂纹产生机制及铸坯在二冷区的温度分布是十分必要的。通过Gleeble-3500热模拟试验机对Q355GJ钢的高温力学性能进行测试,得到高温特征曲线,并分析Nb对其高温性能的影响;利用透射电镜（TEM）研究经不同温度热处理后试样中二相粒子的析出情况;通过数值模型计算铸坯在二冷区的温降历程,最终确定铸坯角部横裂纹产生的原因。研究结果表明:Q355GJ钢的显微组织主要为铁素体和珠光体,Nb含量为0.031%时,钢中的晶粒细小,组织分布均匀;不同Nb含量钢的第Ⅲ脆性区为900℃～800℃,Nb含量的增加没有明显拓宽该钢种低温脆性区,Nb含量为0.031%时,钢的抗拉强度和屈服强度比较理想;经热处理后Q355GJ钢中析出的二相粒子主要是方形和星形的（Ti,Nb）（C,N）复合析出相,增加Nb含量提高了二相粒子的析出量,Nb含量为0.031%的钢中析出的二相粒子多数（84%）小于80 nm,持续增加Nb含量不能增加钢中二相粒子的析出数量,反而增大二相粒子的尺寸。针对实际生产中Q355GJ钢铸坯角部横裂纹问题,本研究对二冷配水制度进行了系统的优化。分析结果表明,当二冷五区水量减少20%,二冷六、七和八区水量分别减少25%时,可将矫直区内铸坯角部温度由889℃～859℃提升至929℃～904℃,在保证连铸顺行的前提下,有效避免了铸坯角部的低温脆性区矫直,进而降低铸坯角部横裂纹发生率。图47幅;表19个;参93篇。
冯建武[5]（2020）在《固溶处理及Ce对30MnB5钢组织和性能的影响》文中认为30Mn B5钢是一种热冲压成型钢,因具有强度高等优点被广泛应用于农业领域。随我国农业机械化程度的不断提高,人们对钢质量（力学和使用性能）提出更为严格苛刻的要求。因此,提高钢材性能成为钢材生产中关键问题。但30Mn B5钢在生产过程中常出现塑/韧性低和裂纹缺陷,它将严重影响钢材在服役的过程中使用寿命。此外,在钢中加入微合金化元素,虽能起到细晶强化和析出强化作用,但过量的合金化元素不仅会恶化韧性,也同增加钢材生产成本。因此本文描述了固溶时间、温度和稀土Ce对30MnB5钢组织及性能的影响,为改善钢铁企业改变钢铁产品结构、实现“以产顶进”和“低成本制造”等目标提供基础数据支撑。其研究结果为:（1）本研究采用对比试验法,研究固溶时间和温度对30MnB5钢组织及性能的影响,结果表明:1)30Mn B5钢在不同固溶处理温度和保温1.5h后,随固溶温度升高α-Fe转变成马氏体的数量增多,Cr23C6基本固溶于α-Fe中,CrB、BN在马氏体相的周围析出,形状为纳米级点状物;其硬度、抗拉强度随温度的升高呈先减小后增大的趋势,其伸长率随温度升高呈先增大后减小的趋势。2)在1000℃的不同固溶时间的实验发现,随固溶时间延长α-Fe变为马氏体的数量在呈增到一定值后维持不变的趋势;硬度、抗拉强度却呈先减小后增大的趋势,伸长率随固溶时间延长呈先增大后减小的趋势。析出于马氏体周围化合物BN、Cr B的尺寸亦有变小的趋势。3)最佳固溶处理工艺为1000℃下保温2h,该试样的强度和硬度值比未固溶处理试样分别提高61.67%和40.38%,塑性达到18.12%。（2）给30Mn B5钢加入微量Ce元素,在Ce精炼还原、凝固后发现,其组织和夹杂物形态有如下变化:1)与[Ce]加入量为0%的试样相比,在[Ce]加入量为0.003%时,试样铸态显微组织细化,其等轴晶由24%提高90.51%;而[Ce]加入量为0.0045%时,其晶粒尺寸变大,等轴晶比却变为19.38%。这一结果说明钢中加入Ce后,细化其凝固组织有极值点。2)不加Ce时,30Mn B5钢中的主要夹杂物为6μm长条状的Al2O3;当[Ce]加入量为0.003%时,它变为球状或者椭球状、尺寸约3μm的Al2O3?Ce2O2S型的稀土复合夹杂物;当[Ce]加入量为0.0045%时,它变为约7μm的Ce2O2S夹杂物。热力学计算结果表明,3μm左右的Al2O3?Ce2O2S与γ-Fe相之间的错配度为8.5%,是γ→α+M（P）相变时理想的异质形核点。这说明,试样等轴晶率的变化,与异质形核点的密度有某种联系。也预示着30Mn B5钢液经微量[Ce]精炼处理、凝固和热加工后,会获得良好的强/韧性能和使用性能。
戴玥[6]（2020）在《稀土对A572Gr65腐蚀行为影响的研究》文中提出中国是一个海洋大国,对于海洋空间的利用已从传统的交通运输,扩大到生产、通信、电力输送、储藏等诸多领域。然而,海洋的腐蚀环境比较复杂,海水中有大量的Cl-,Cl-的渗透性比较大并且能增加溶液的导电性,加速金属的腐蚀,所以海洋环境中钢铁的腐蚀与防护始终是国内外研究领域的热点。A572 Gr65为高强度低合金铌钒结构钢,相当于国标Q450级别。该钢种具有低碳低硅、高强度、高韧性等特点,拥有良好的综合性能。随着高强度低合金结构用钢的发展,今后其在新建海洋大型设施和大型钢结构中的使用范围将会越来越广。我国的稀土储量丰富,具有明显的价格优势。稀土可以通过净化钢液、改变夹杂物的成分和形态、控制晶粒大小及微合金化等来提高钢材的机械性能及耐腐蚀性。本文通过在A572 Gr65中加入稀土,采用浸泡试验和电化学试验研究了不同稀土含量的A572 Gr65在模拟海水中的腐蚀行为,并选取水溶性咪唑啉作为缓蚀剂,探索缓蚀剂在模拟海水中对试验钢的缓蚀作用;采用扫描电镜、X-射线衍射和光学显微镜等手段对腐蚀过程及产物进行表征。实验结果表明:稀土能有效提高试验钢的耐蚀性,降低腐蚀速率,使腐蚀电位正移,腐蚀电流减小,当稀土含量为47ppm时,试验钢的耐蚀性最好;加入稀土后,钢中的夹杂物变为稀土的氧硫化物且尺寸变小,使腐蚀发生的活性区减小,点蚀面积减少;通过对腐蚀形貌及产物进行分析可以发现,稀土离子对碳钢能起到缓蚀的作用并使腐蚀产物中不稳定的γ-Fe OOH含量减少,增强锈层的致密性和附着能力,使锈层更加稳定,增大电荷转移的阻力,有效阻碍侵蚀性Cl-的侵入,从而提高钢的耐蚀性;腐蚀过程中,由点蚀逐渐转变为均匀腐蚀,其中点蚀过程中,活性点的形成为整个腐蚀行为过程中的限制性环节。水溶性咪唑啉作为一种绿色缓蚀剂,能起到很好的缓蚀作用,实验表明:咪唑啉分子在试验钢表面与水分子存在竞争吸附的行为,并在试验钢表面形成一层吸附膜,阻碍电荷的转移,从而起到缓蚀的作用,当缓蚀剂浓度为80mg/L时,缓蚀率能达到95.73%。
陈卓[7]（2019）在《高钛合金钢连铸保护渣基础研究及应用》文中研究指明钛在改善和提高钢材性能方面具有显着优势,是许多钢种的重要合金元素,在钢中的应用日益广泛。但是,高钛合金钢连铸过程中易发生水口堵塞或结瘤、结晶器内结鱼等问题,它们是制约高钛合金钢连铸效率提升的重要因素。尤其是连铸保护渣的应用,在高钛合金钢连铸顺行和铸坯质量保障方面具有关键性作用。但是,传统高钛合金钢连铸保护渣的SiO2含量较高,结晶器内钢渣反应强烈,保护渣在浇铸过程中性能逐渐恶化,容易出现铸坯表面质量问题和粘结甚至漏钢等事故,迫使连铸生产过程降低拉速甚至中断浇铸。关于高钛钢连铸时结晶器内严重的结鱼现象,至今仍未找到消除高钛钢“结鱼”实现多炉连浇的有效方法。连铸保护渣技术诞生五十余年以来国内外虽进行了大量研究,但仍然不太清楚高钛钢连铸时结晶器内形成结鱼的机理,开发出的保护渣在高钛钢连铸生产应用中问题较多,实现多炉连浇难度依然很大。为解决上述问题以满足高钛钢大发展的需求,探索高钛合金钢连铸保护渣与钢水之间的作用机制,明确保护渣调控思路和目标,开发新的保护渣体系,在理论和实践上都具有重要的意义。本文从保护渣钢渣反应的热力学和动力学入手,探索结鱼的产生机理和条件,为寻找和优化高钛钢保护渣提供重要的理论依据和指导。针对传统高钛钢保护渣中SiO2参与钢渣反应导致熔渣性能恶化的问题,以消除结鱼为目的,论文研究了高钛钢钢渣反应的行为特征、反应前后保护渣性能的变化和保护渣中氧化剂的加入对钢渣反应影响及作用规律。首先,论文通过理论计算和实验研究,提出了高钛合金钢连铸结晶器内钢水中TiN促进铁素体形核析出这一结鱼形成的准确机理。即高钛合金钢水中的TiN和少量MgO、MgO·Al2O3等夹杂与铁素体晶格错配度小、晶格相似性强,极易成为核心促进铁素体凝固析出,由于铁素体中Fe含量高于高钛合金钢水,导致其液相线温度高于钢的液相线温度凝固形成结鱼,由于钢渣界面处结鱼物密度小于钢水大于熔渣,所以结鱼呈漂浮在结晶器钢渣之间的固态钢块或称为冷钢的形态。其次,采用热力学计算并通过实验验证的方法研究了不同氧化剂在保护渣中的作用机理。在高钛合金钢保护渣中加入氧化剂,可达到对上浮至结晶器钢渣界面TiN夹杂氧化的目的,切断产生结晶器内结鱼的根源。结果表明:1000℃1400℃时,纯物质Fe2O3、Cu2O、MnO2、Mn2O3和Mn3O4均可与TiN发生反应,SiO2则不与TiN发生反应。渣中氧化剂对TiN氧化作用由强到弱依次为:Mn2O3≈Fe2O3>Mn3O4>Cu2O;不同碱度的基础渣与钢水反应容易程度是:CaO-SiO2系>CaO-SiO2-Al2O3系>CaO-Al2O3系。熔渣中氧化剂Fe2O3和Cu2O被TiN还原为金属Fe和Cu;而MnO2、Mn2O3和Mn3O4在熔渣中被还原为低价态化合物,主要以Mn2+形式稳定存在,包含Li2Mn2O4、Mn2TiO4、MnAl2O4或MnO等一种或多种物相。综合评估不同氧化物在熔渣中的稳定性和氧化性,初步选取Mn2O3和Fe2O3作为氧化剂进行钢渣反应研究。基于氧化剂基础作用的理论探索和实验,研究了高钛合金钢中TiN、TiO2夹杂物和氧化剂Mn2O3、Fe2O3对保护渣基础性能的影响规律,获得了具有良好吸收含钛夹杂物能力且性能稳定的基础渣系。结果表明:TiN对CaO-SiO2渣的基础性能影响较大,这也是高钛钢连铸结晶器内随着TiN在CaO-SiO2渣中的聚集,熔渣性能逐渐恶化、结鱼中出现大量夹渣的主要原因;TiO2对CaO-Al2O3渣基础性能影响较大,TiO2>10wt%时渣中钙钛矿成为主要析出物相,不利于结晶器内坯壳的润滑作用,提高了粘结漏钢的风险;Mn2O3和Fe2O3均能有效降低熔渣的黏度;含有Fe2O3的CaO-SiO2-Al2O3渣和CaO-Al2O3渣与TiN反应后熔渣的熔点和凝固温度明显提高;含有Mn2O3的基础渣与TiN反应后,CaO-SiO2-Al2O3渣主要物相为NaF、CaF2和MnAl2O4等,熔渣的性能较CaO-Al2O3渣更加稳定。同时,针对连铸过程中高钛合金钢面临的结晶器内钢渣界面反应性问题,通过热力学计算、实验室渣-金接触实验以及工业现场试验,研究不同碱度保护渣基础渣系中SiO2、Na2O、B2O3、Fe2O3和Mn2O3等组分与钢水中易氧化元素[Al]、[Ti]和[TiN]的反应性,探究加入氧化剂后保护渣与钢水的竞争氧化反应规律,最终获得能够消除结晶器中TiN,并获得性能相对稳定的保护渣。研究结果表明:高钛合金钢渣-金界面的综合反应为吸热反应,但吸热量不足以使钢水凝固;当渣中不含Mn2O3时,TiN与渣中SiO2、B2O3和Fe2O3的反应为主要反应,Mn2O3的加入会改变渣中组分与TiN的反应顺序,使TiN与Mn2O3的反应为主要反应并增加TiN氧化率。钢渣反应后CaO-SiO2渣物相组成为钙钛矿、霞石和枪晶石相,结壳现象严重,加入Mn2O3后低熔点物相同比增加但结壳并未完全消除;CaO-SiO2-Al2O3渣熔化性能良好,但反应后的渣中依然存在TiN,加入Mn2O3后可优先氧化钢中TiN且当Mn2O3≤8wt%时能维持熔渣性能的稳定。工业实验结果表明:采用CaO-SiO2-Al2O3+5wt%Mn2O3渣浇铸825合金,液渣中未发现TiN,浇铸过程中保护渣熔点和黏度性能稳定。该渣熔化性能良好,消耗量正常,结晶器热流稳定,粘结报警频次减少,有利于提高连浇炉数,铸坯表面质量得到了大幅度提高,铸坯收得率较过去大生产用国外渣,即比传统CaO-SiO2渣系提高了约10%。
吕勇[8]（2019）在《稀土铈对钢中含钛夹杂物析出行为的研究》文中提出钢中析出的TiC、TiN、Ti4C2S2可以起到晶粒细化、析出强化、改善钢材韧性的各向异性、提高钢材抗腐蚀性能以及消除回火脆性等作用。稀土在钢中可以起到净化钢液、微合金化、变质夹杂物形貌、尺寸和成分的作用。因为钢中存在的Ti（C,N）夹杂具有尖利的棱角,不易变形,经轧制与热处理也不会消失,这对钢材的疲劳性能和韧性都是不利的。所以向钢中加入稀土铈研究稀土对含钛夹杂物形貌、成分的影响。首先,通过热力学平衡计算研究稀土对钢中含钛夹杂物析出情况的影响,在8001600℃下进行热力学平衡计算。未加入稀土铈时,含钛夹杂物以FCC#2（Ti（C,N））、Ti4C2S2、Ti3O5形式析出,加入稀土后含钛夹杂物以FCC#2、Ti2O3（稀土加入量为100ppm时才开始出现）Ti3O5、Ti4C2S2形式析出。随着稀土添加量的增加,Ti3O5、Ti4C2S2、Ti2O3析出数量逐渐减少,FCC#2析出数量逐渐增多。钢中稀土夹杂物的析出形式没有变化,均为稀土氧化物和稀土硫氧化物。铸态钢通过扫描电镜分析可得钢中不添加稀土元素时,含钛夹杂物具有坚硬性的棱角和规则性的形状,且尺寸较大。加入50ppm稀土Ce,观察到含钛夹杂物的平均尺寸有所减小,但是形貌仍为规则方形。加入100ppm稀土Ce,含钛夹杂物的形貌发生改变,开始出现较为光滑的曲面。加入150ppm稀土Ce,含钛夹杂物的形貌上也出现光滑曲面,中间光亮部分为含稀土夹杂物,外层包覆含钛夹杂物。加入200ppm稀土Ce,夹杂物为TiC-CeAlO3复合夹杂,并且测得的复合夹杂物尺寸相对较小,规则立方形状的尖锐性棱角转变为光滑椭圆形状。对铸态钢中含钛夹杂物的数量、大小等进行统计分析,钢中含钛夹杂物析出数量随稀土加入量的增加而增多,并且含钛夹杂物的平均尺寸逐渐减小,小尺寸的含钛夹杂物数量也是递增的。铸态钢经过电解后得到完整含钛夹杂物,当添加稀土铈为0ppm时含钛夹杂物为典型的立方体形貌,尺寸较大。向钢中添加50ppm稀土铈Ce,含钛夹杂物仍然为立方体形态但是尺寸相对于不加入稀土的含钛夹杂物是有所减小。当添加100ppm稀土铈时,含钛夹杂物部分棱角开始消失,形貌也向椭圆形转变。当稀土铈添加量为150ppm时,其含钛夹杂物转变为类球形,坚硬性棱角基本消除,尺寸减小。当稀土添加量为200ppm时,含钛夹杂物转变为球形夹杂物,并且尺寸小,铝酸铈作为其形核核心外层包覆含钛夹杂物。
李淙孝[9]（2019）在《稀土镧对含砷高碳钢中夹杂物的影响研究》文中研究指明随着低品位铁矿石使用量的增加和废钢的循环利用,残余元素砷在钢中的不断富集成为冶金行业面临的重要问题之一。砷会在钢液凝固过程中产生偏析和晶界偏聚,严重影响钢材的热加工性能和力学性能。由于砷的氧化势低于铁,在当前主流的冶炼工艺条件下很难通过氧化将其去除,而添加抑制剂改善其赋存形式已成为切实可行的控制方法。在目前产能持续过剩条件下,提高钢铁产品的品质是国内外钢铁企业的核心竞争力,而对残余元素的控制是提高钢铁品质极为重要手段之一。稀土元素不仅可以通过深脱O和脱S起到净化钢液的作用,而且可以与钢中残余元素As、Sn、P等发生反应,从而改善这些元素在钢中的赋存形式。为了阐明稀土改善钢中残余元素砷的作用机理,本文以国内某钢厂生产的含砷高碳钢为研究对象,结合热力学计算和实验室实验,研究了含砷钢中La-O-S-As系夹杂物的生成情况,阐明了稀土La对残余元素As的影响作用机理。实验结果表明,初始La、O、S、As含量会显着影响钢中夹杂物的生成。未添加La时,钢中夹杂物主要为MnS和Al2O3;La添加量在0.05%0.20%范围内增加时,钢中夹杂物的演化顺序为LaAlO3→La2O3→La2O2S→LaS→La-S-As→La-O-S-As→LaAsO4→La-As。La添加量为0.15%条件下,初始O含量从0.004%增加至0.008%时,La-S-As和LaAsO4消失,钢中的夹杂物为La-O-S-As和La2O2S;初始S含量从0.014%增加至0.030%时,因0.15%的La不足以完全消耗O和S而无含砷夹杂物生成,此时钢中的夹杂物为La-S和La2O2S;初始As含量在0.01%0.10%范围内增加时,因并未改变钢中初始S/O比,夹杂物均为La-S-As,除了LaAsO4夹杂物,初始As含量大于0.055%后会有La-As夹杂物生成。此外,La-O-S-As系夹杂物在钢锭中的分布呈现出显着规律。由于La2O3和La2O2S主要在液相中生成,从而上浮至铸锭表面形成“渣层”;同时由于吸附作用,在坩埚侧面和底面也富集了一定量的La2O3、La2O2S和La-S。作为含砷夹杂物的主要赋存形式,La-S-As主要存在于钢锭上部接近“渣层”的位置,呈片状分布,而在铸锭中部和底部分布较少。LaAsO4和La-As夹杂物则零星均匀分布于钢锭。
杨柳[10]（2019）在《微合金化钢连铸板坯表面组织特征及其调控机制研究》文中研究指明在微合金化钢中添加Nb、V、Ti等,可保证在较低的碳当量下,通过碳、氮化物析出物（尺寸5nm左右）的弥散分布及微合金元素的固溶,使钢具备良好的强韧性配合,焊接性能得到极大改善。然而,这类微合金化钢在连铸生产过程中铸坯表面经常出现横裂纹,尤其是角部横裂纹,轧制时出现烂边或龟裂现象,只能通过连铸修磨切角或轧制切边来解决,严重降低最终钢材的收得率。本文充分调研了国内某钢厂微合金化钢生产工艺,以含Ti-Nb高性能焊接用钢HG785为研究对象,分析和计算了铸坯在冷却过程中的碳氮化物析出热力学与动力学。在此基础上通过Gleeble-3500热模拟实验和计算模型分析了不同冷却速率对高温奥氏体长大和热塑性的影响;确定了HG785的合适表面组织控制工艺（Surface Structure Control）的冷却参数,特别是SSC冷却工艺对组织和第二相析出分布的影响,并通过热拉伸实验分析了不同热循环对钢的热塑性的影响。基于以上理论研究成果和板坯传热模型,主要得出以下结论:（1）采用列联表对连铸各生产因素进行独立性检验,过热度、结晶器冷却条件、水口插入深度均对微合金化钢铸坯角部裂纹发生有较大影响;（2）试验用钢碳氮化物析出热力学表明,随着温度的降低,奥氏体中溶解的Ti、Nb、C和N逐渐降低,高温时主要以TiN的形式析出为主,随着温度的降低,C在Ti(CxN1-x)中的占位比会增大,在0.020.3左右。Ti（C,N）优先在晶界形核,最大析出温度为1350℃左右,均匀形核最大析出温度为1200℃左右。Nb（C,N）晶界形核最大析出温度为980℃,均匀形核的最大析出温度为850℃。（3）当冷却速率分别为1、3、5、7、10℃/s时,最终奥氏体尺寸分别为1.41、1.08、0.78、0.61、0.48 mm,在冷却速率小于3℃/s条件下,易形成粗大的奥氏体晶粒（>1 mm）。冷却速率增大后,细小的Ti（C,N）在奥氏体边界呈链状析出,能有效地钉扎限制奥氏体的长大。在第Ⅲ脆性区热拉伸中,1℃/s和5℃/s两种冷速在800℃热拉伸时断面收缩率仅为29.7%和23.0%,都伴随有70200 nm矩形或不规则形的（Ti,Nb）（C,N）和40100 nm针状的Nb（C,N）析出。（4）HG785的SSC工艺在10℃/s快速冷却下,γ→α相变开始温度为573℃,快速冷却到600℃且保温2 min后,可以完成组织转变,此时析出物主要为少量大尺寸富Ti的Ti（C,N）析出相组成,析出尺寸在100 nm以上。回温温度控制在1000℃时,随着溶质元素Ti、Nb、C和N的扩散能力开始回升,复合（Ti,Nb）（C,N）析出相开始均匀析出,析出物尺寸主要集中在1040 nm。再以1℃/s冷却到800℃时奥氏体组织大小仅为70μm左右,此时析出物主要以520 nm细小（Ti,Nb）（C,N）均匀析出,也存在少量大尺寸（Ti,Nb）（C,N）析出物以原有TiN为核心继续长大。（5）传统热拉伸和温度波动后拉伸时均会在700900℃范围内存在第III脆性区,在原奥氏体晶界处有25μm先共析铁素体膜形成,且大量50150 nm的（Ti,Nb）（C,N）析出物在奥氏体晶界处析出长大。经过SSC冷却工艺后,在原有脆性低谷区800℃时由于晶界与晶内形核几乎同时进行,未发现膜状铁素体,且Ti和Nb的析出物因溶质元素的扩散限制,在奥氏体晶界处无偏聚现象。（6）对铸坯断面230 mm×1300 mm、中包温度为1550℃和拉速为1 m/min的微合金化钢在传统工艺下传热模型计算表明,铸坯在出结晶器后的角部温度为970℃,结晶器内平均冷速为15.67℃/s,其中温度大于1300℃时平均冷速为9.51℃/s。在进入矫直段时,角部平均冷速仅为0.43℃/s,Nb（C,N）在奥氏体晶界处大量析出。而采用高中包浇铸温度（1570℃）—低拉速（0.8 m/min）模式时,出结晶器下口温度仅略有下降,而随着拉坯时间明显增加,会促进粗大奥氏体、碳氮化物在晶界处大量析出和膜状铁素体的形成。（7）通过优化结晶器水量,增大1N、1I+O、2I+O、3I+O的水量分别至282、325、523、487 l/min,减小4I+O、5I+O、6I+O水量,后续分区与原有水量基本保持一致,其角部温度场模拟结果达到SSC冷却工艺要求。（8）通过成分微调,尽量避开碳含量裂纹敏感区,降低钢中N和Nb含量,提高Ti含量;降低和稳定中包浇铸温度,优先使用正常周转罐,对加热罐和中包固化烘烤工艺;优化水口插入深度与结晶器保护渣,降低浸入式水口插入深度到120 mm,采用高碱度高结晶相预熔型空芯保护渣（二元碱度1.3左右）,提高保护渣内配碳（6.0%左右）和CaF2（68%左右）,确保结晶器内保护渣熔化效果。对现有低结晶器配水和二冷配水的连铸工艺优化,显着降低了铸坯角部横裂纹发生。
二、微量钛在16Mn钢中固溶问题的研究（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、微量钛在16Mn钢中固溶问题的研究（论文提纲范文）
（1）钢/铝异种材料电阻点焊的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景及意义 |
| 1.2 钢/铝焊接性的研究 |
| 1.3 钢/铝焊接的研究现状 |
| 1.3.1 钢/铝异种材料固相焊 |
| 1.3.2 钢/铝异种材料钎焊 |
| 1.3.3 钢/铝异种材料熔-钎焊 |
| 1.4 钢/铝界面反应的研究现状 |
| 1.4.1 钢/铝界面反应产物 |
| 1.4.2 钢/铝界面层生长行为 |
| 1.4.3 金属(非金属)元素对钢/铝界面反应的影响 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料、方法及设备 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.4 试验测试分析方法 |
| 2.4.1 分析接头微观组织 |
| 2.4.2 点焊接头力学性能测试 |
| 第3章 钢/铝电阻点焊接头微观组织特点及力学行为 |
| 3.1 不锈钢/铝合金接头的组织特点及力学行为 |
| 3.1.1 不锈钢/铝合金接头的宏观形貌特点 |
| 3.1.2 不锈钢/铝合金接头的微观组织结构特点 |
| 3.1.3 不锈钢/铝合金接头的力学行为 |
| 3.2 16Mn钢/铝合金电阻点焊接头的组织特点及力学行为 |
| 3.2.1 16Mn钢/铝合金电阻点焊接头的宏观形貌特点 |
| 3.2.2 16Mn钢/铝合金电阻点焊接头的微观组织特点 |
| 3.2.3 16Mn钢/铝合金电阻点焊接头的力学行为 |
| 3.3 钢/铝电阻点焊接头的主要缺陷 |
| 3.3.1 未焊合 |
| 3.3.2 熔核区缩孔和气孔缺陷 |
| 3.3.3 裂纹 |
| 3.3.4 过度压痕 |
| 3.3.5 烧穿孔 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 工艺因素对不锈钢/铝合金点焊接头的影响 |
| 4.1 采用F型电极时焊接参数对不锈钢/铝合金接头的影响 |
| 4.1.1 焊接电流的影响 |
| 4.1.2 焊接时间的影响 |
| 4.1.3 电极压力的影响 |
| 4.2 采用优化电极时焊接参数对不锈钢/铝合金接头的影响 |
| 4.2.1 焊接电流的影响 |
| 4.2.2 焊接时间的影响 |
| 4.2.3 电极压力的影响 |
| 4.2.4 优化参数条件下钢/铝接头的微观组织及力学行为 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 冶金因素对不锈钢/铝合金点焊接头的影响 |
| 5.1 Cu元素的影响 |
| 5.1.1 添加Cu不锈钢/铝合金接头的组织结构特点 |
| 5.1.2 Cu添加量对接头组织及性能的影响 |
| 5.2 Si元素的影响 |
| 5.2.1 添加Si不锈钢/铝合金接头的组织结构特点 |
| 5.2.2 Si添加量对接头组织及性能的影响 |
| 5.3 Zn元素的影响 |
| 5.3.1 添加Zn不锈钢/铝合金接头组织特点 |
| 5.3.2 Zn添加量对接头组织及性能的影响 |
| 5.4 Ti元素的影响 |
| 5.4.1 添加Ti不锈钢/铝合金接头组织特点 |
| 5.4.2 Ti添加量对接头组织及性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 钢/铝点焊有限元分析及接头界面生长机制 |
| 6.1 钢/铝点焊热过程有限元分析 |
| 6.1.1 点焊热过程的基本控制方程 |
| 6.1.2 点焊热过程有限元模型的建立 |
| 6.1.3 点焊热过程热-电-力耦合分析流程 |
| 6.1.4 点焊热过程的分析结果与讨论 |
| 6.2 不锈钢/铝合金界面层的生长机制 |
| 6.2.1 不锈钢/铝合金界面层生长热力学分析 |
| 6.2.2 界面金属间化合物层生长过程 |
| 6.3 金属(非金属)元素作用下界面层的生长模型 |
| 6.3.1 金属(非金属)元素控制界面层生长的作用方式 |
| 6.3.2 Cu元素作用下过渡层的生长模型 |
| 6.3.3 Si元素作用下过渡层的生长模型 |
| 6.3.4 Zn元素作用下过渡层的生长模型 |
| 6.3.5 Ti元素作用下过渡层的生长模型 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（2）稀土Ce对低合金高强钢耐点蚀性能和焊接性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 低合金高强度钢 |
| 1.2.1 低合金高强度钢的发展及在海洋工程的应用 |
| 1.2.2 合金元素在低合金高强钢中的作用 |
| 1.2.3 低合金高强度钢的焊接性能研究 |
| 1.2.4 低合金高强度钢的耐点蚀性能研究 |
| 1.3 稀土在低合金高强度钢的作用 |
| 1.3.1 稀土的性质及分布 |
| 1.3.2 稀土在低合金高强度钢的作用 |
| 1.4 本课题研究的目的及意义 |
| 1.5 本课题研究内容 |
| 第2章 原位观察Ce处理对钢模拟焊接热影响区晶粒细化作用 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 结果 |
| 2.3.1 Ca处理和Ce处理钢中的粒子特征 |
| 2.3.2 原位观察热循环过程中奥氏体的长大和组织转变 |
| 2.3.3 室温组织特征 |
| 2.3.4 EBSD分析 |
| 2.4 .讨论 |
| 2.4.1 Ce的添加对粒子特征和奥氏体晶粒长大的影响 |
| 2.4.2 Ce处理对模拟粗晶热影响区组织特征影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Ce含量对低合金高强钢粗晶热影响区组织和韧性的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 结果 |
| 3.3.1 粒子特征 |
| 3.3.2 组织分析 |
| 3.3.3 EBSD分析 |
| 3.3.4 冲击韧性及断口形貌分析 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 Ce含量对晶粒细化的影响 |
| 3.4.2 Ce含量对针状铁素体和M/A组织形成的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 第一性原理研究Ce处理钢中夹杂物诱导点蚀机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 原料及试样准备 |
| 4.2.2 浸泡实验 |
| 4.3 第一性原理的理论及计算方法 |
| 4.3.1 第一性原理理论 |
| 4.3.2 计算方法 |
| 4.4 结果与讨论 |
| 4.4.1 夹杂物分析 |
| 4.4.2 功函数计算 |
| 4.4.3 浸泡实验 |
| 4.4.4 夹杂物诱导腐蚀机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ce含量对低合金高强钢耐点蚀性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.2.1 原料及试样准备 |
| 5.2.2 极化实验 |
| 5.2.3 连续浸泡实验 |
| 5.2.4 失重实验 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 电化学结果分析 |
| 5.3.2 连续浸泡实验结果分析 |
| 5.3.3 失重实验结果分析 |
| 5.3.4 Ce含量对低合金高强钢耐点蚀性能影响及作用机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Ce~(3+)在3.5%NaCl溶液中对低合金高强钢的缓蚀作用 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.2.1 原料及试样准备 |
| 6.2.2 电化学测试 |
| 6.2.3 自然浸泡实验 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 极化曲线分析 |
| 6.3.2 电化学阻抗分析 |
| 6.3.3 腐蚀产物分析 |
| 6.3.4 Ce~(3+)的缓蚀机理 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 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 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
| 附录3 夹杂物的功函数 |
（3）HRB500E抗震钢筋的第二相析出行为与组织演变规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 国内外抗震钢筋研究现状 |
| 1.1.1 国内抗震钢筋的发展 |
| 1.1.2 国外抗震钢筋的发展 |
| 1.2 微合金化原理及技术应用 |
| 1.2.1 钒微合金化 |
| 1.2.2 铌微合金化 |
| 1.2.3 钛微合金化 |
| 1.2.4 复合微合金化钢 |
| 1.2.4.1 细晶强化 |
| 1.2.4.2 沉淀强化 |
| 1.2.4.3 位错强化 |
| 1.2.4.4 固溶强化 |
| 1.3 研究背景 |
| 1.4 本论文研究的内容和研究意义 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 研究意义 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验材料熔炼及试样制备 |
| 2.2.1 中频感应炉实验钢熔炼 |
| 2.2.2 试样制备 |
| 2.3 动态热模拟与热处理工艺 |
| 2.4 抗拉强度测试方法 |
| 2.5 拉伸断口观察 |
| 2.6 硬度测试 |
| 第三章 HRB500E抗震钢筋第二相析出行为研究 |
| 3.1 实验材料与方法 |
| 3.2 析出热力学计算 |
| 3.2.1 微合金元素析出热力学计算 |
| 3.2.2 钒化物析出热力学 |
| 3.2.3 铌化物析出热力学 |
| 3.3 析出动力学计算 |
| 3.3.1 碳氮化钒析出PTT曲线 |
| 3.3.2 碳氮化铌析出PPT曲线 |
| 3.4 异质形核理论 |
| 3.4.1 NbC异质形核 |
| 3.4.2 VC异质形核 |
| 3.5 第二相析出形貌与成分 |
| 3.6 小结 |
| 第四章 HRB500E抗震钢筋组织演变规律及力学性能研究 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.2 实验结果分析 |
| 4.2.1 合金元素对抗震钢筋组织转变的影响 |
| 4.2.2 不同冷却速率对抗震钢筋组织的影响 |
| 4.3 抗震钢筋性能分析 |
| 4.3.1 力学性能分析 |
| 4.3.2 硬度分析 |
| 4.4 试验用钢的实验室轧制工艺及其优化 |
| 4.5 小结 |
| 第五章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（4）含铌高强钢高温力学特性及其裂纹产生机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 微合金钢概述 |
| 1.1.1 微合金钢的发展 |
| 1.1.2 Q355GJ钢简介 |
| 1.2 微合金元素Nb概述 |
| 1.2.1 Nb在钢铁行业中的使用情况 |
| 1.2.2 Nb在钢中的存在形式及作用 |
| 1.3 铸坯的高温力学性能 |
| 1.3.1 高温力学性能研究的重要性 |
| 1.3.2 高温脆性机理 |
| 1.3.3 Nb对第Ⅲ脆性区高温热塑性的影响 |
| 1.4 微合金钢中二相粒子的研究现状 |
| 1.4.1 二相粒子在钢中的作用 |
| 1.4.2 二相粒子的表征 |
| 1.5 Nb微合金钢铸坯表面横裂纹 |
| 1.5.1 Nb微合金钢铸坯表面横裂纹特征 |
| 1.5.2 连铸坯高温热塑性对横裂纹的影响 |
| 1.5.3 微合金元素对裂纹敏感性的影响 |
| 1.6 连铸凝固过程的数值模拟概述 |
| 1.6.1 国内外研究现状 |
| 1.6.2 铸坯温度场数值模拟对裂纹研究的意义 |
| 第2章 研究方案 |
| 2.1 研究思路与主要内容 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 Q355GJ钢显微组织试样制备 |
| 2.3.2 高温力学性能试样制备 |
| 2.3.3 二相粒子析出行为试样制备 |
| 2.3.4 二冷区内连铸坯凝固传热数学模型 |
| 第3章 Nb对Q355GJ钢显微组织的影响 |
| 3.1 实验设备及材料 |
| 3.1.1 冶炼实验 |
| 3.1.2 Q355GJ钢显微组织观察 |
| 3.2 实验结果与分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Q355GJ钢高温力学性能研究 |
| 4.1 实验设备及材料 |
| 4.2 实验方案及研究方法 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 应力-应变曲线分析 |
| 4.3.2 高温强度曲线分析 |
| 4.3.3 高温热塑性 |
| 4.3.4 高温弹、塑性模量曲线分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Q355GJ钢中二相粒子的析出研究 |
| 5.1 Q355GJ钢中二相粒子析出热力学计算 |
| 5.1.1 Nb化物的析出热力学计算 |
| 5.1.2 V化物的析出热力学计算 |
| 5.1.3 Ti化物的析出热力学计算 |
| 5.2 不同温度下Q355GJ钢中二相粒子析出行为 |
| 5.2.1 实验材料及方案 |
| 5.2.2 实验结果与分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 二冷区铸坯表面温度分布的数值模拟 |
| 6.1 铸坯角部横裂纹的产生机制 |
| 6.2 Q355GJ钢铸坯在二冷区的温降历程 |
| 6.2.1 铸坯表面各特征点的温度变化规律 |
| 6.2.2 工艺调整后铸坯各特征点温度变化情况 |
| 6.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间研究成果 |
（5）固溶处理及Ce对30MnB5钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 30MnB5钢的概述 |
| 1.1.1 30MnB5钢的化学成分 |
| 1.1.2 农业用钢的研究现状 |
| 1.2 稀土元素及在钢中的应用 |
| 1.2.1 稀土元素的性质及其简介 |
| 1.2.2 稀土在钢中的作用 |
| 1.2.3 稀土原子在钢中的存在形式 |
| 1.2.4 稀土元素对钢组织和性能的影响 |
| 1.3 固溶处理工艺对提高钢材性能的作用与意义 |
| 1.4 本课题的研究目的 |
| 1.5 本课题研究的主要内容及技术路线 |
| 第二章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料与设备 |
| 2.1.1 原材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 合金元素 |
| 2.2.2 固溶处理方案 |
| 2.3 试样制备 |
| 2.3.1 原料配比设计 |
| 2.3.2 熔炼和精炼工艺 |
| 2.3.3 实验分析方法 |
| 2.4 试验测试分析方法 |
| 2.4.1 试验钢化学成分检测方法 |
| 2.4.2 微观组织与夹杂物分析和表征方法 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.5.2 硬度试验 |
| 第三章 固溶处理对30MnB5钢显微组织和力学性能的影响 |
| 3.1 30MnB5钢的显微组织和力学性能 |
| 3.1.1 30MnB5(Ce=0)钢的显微组织 |
| 3.1.2 30MnB5钢的力学性能 |
| 3.1.3 30MnB5钢拉伸断口形貌 |
| 3.2 固溶温度对30MnB5钢显微组织和力学性能的影响 |
| 3.2.1 固溶温度对30MnB5钢显微组织的影响 |
| 3.2.2 固溶温度对30MnB5钢力学性能的影响 |
| 3.2.3 固溶温度对30MnB5钢拉伸断口形貌的影响 |
| 3.3 固溶时间对30MnB5钢显微组织和力学性能的影响 |
| 3.3.1 固溶时间对30MnB5钢显微组织的影响 |
| 3.3.2 固溶时间对30MnB5钢力学性能的影响 |
| 3.3.3 固溶时间对拉伸断口的影响 |
| 3.4 固溶处理的热力学计算 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 稀土Ce对30MnB5钢铸态组织及夹杂物形貌的影响 |
| 4.1 化学成分检测结果 |
| 4.2 Ce元素对30MnB5钢铸态组织的影响 |
| 4.3 稀土Ce对30MnB5钢显微组织的影响 |
| 4.4 Ce元素对30MnB5钢夹杂物变质的影响 |
| 4.5 提高等轴晶比和细晶化的作用机理探讨 |
| 4.6 非均质形核理论分析 |
| 4.7 钢中夹杂物形成的热力学 |
| 4.7.1 30MnB5钢液相线温度的计算 |
| 4.7.2 钢中夹杂物的析出行为 |
| 4.8 30MnB5钢中夹杂物演变的动力学 |
| 4.8.1 [Ce]原子修饰Al2O3及其形貌的演变机理 |
| 4.8.2 夹杂物演变的未反应核模型 |
| 4.9 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（6）稀土对A572Gr65腐蚀行为影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高强度低合金钢的发展及应用 |
| 1.1.1 高强度低合金钢的发展 |
| 1.1.2 A572系列高强度低合金钢 |
| 1.2 稀土在钢中的作用 |
| 1.3 高强度低合金钢在海洋环境下的腐蚀与防护 |
| 1.3.1 腐蚀机理 |
| 1.3.2 腐蚀类型 |
| 1.3.3 腐蚀防护技术 |
| 1.4 缓蚀剂的发展及应用 |
| 1.4.1 缓蚀剂的分类 |
| 1.4.2 缓蚀剂的应用 |
| 1.4.3 缓蚀剂的优势及发展要求 |
| 1.5 研究现状 |
| 1.6 论文的选题背景、意义及研究内容 |
| 1.6.1 选题背景及意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.7 试验技术路线图 |
| 第2章 试验内容与方法 |
| 2.1 试验材料及制备 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试验材料的制备 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 试验方法对比 |
| 2.2.2 腐蚀方法 |
| 2.2.3 腐蚀产物去除与收集 |
| 2.3 分析方法及性能表征 |
| 第3章 稀土对腐蚀行为影响的研究 |
| 3.1 Q450 和不同稀土含量的A572 Gr65在3.5%Na Cl溶液中的腐蚀行为 |
| 3.1.1 稀土对A572Gr65的腐蚀速率的影响 |
| 3.1.2 稀土对A572Gr65的腐蚀形貌的影响 |
| 3.1.3 腐蚀产物分析 |
| 3.1.4 Q450 与稀土含量为47ppm的 A572 Gr65 的耐蚀性对比 |
| 3.1.5 稀土提高耐蚀性机理 |
| 3.1.6 不同稀土含量的A572Gr65的极化曲线分析 |
| 3.1.7 不同稀土含量的A572Gr65的阻抗曲线分析 |
| 3.1.8 不同稀土含量的A572Gr65的电化学腐蚀形貌分析 |
| 3.1.9 钝化膜分析 |
| 3.1.10 Q450 与稀土含量为47ppm的 A572 Gr65 的极化曲线分析 |
| 3.1.11 Q450 与稀土含量为47ppm的 A572 Gr65 的阻抗曲线分析 |
| 3.1.12 Q450 与稀土含量为47ppm的 A572 Gr65 的电化学腐蚀形貌分析 |
| 3.2 本章小结 |
| 第4章 水溶性咪唑啉缓蚀剂对腐蚀行为影响的研究 |
| 4.1 稀土含量为47ppm的A572 Gr65 在含水溶性咪唑啉缓蚀剂的3.5%Na Cl溶液中的腐蚀行为 |
| 4.1.1 不同含量的水溶性咪唑啉缓蚀剂对腐蚀速率的影响 |
| 4.1.2 不同含量的水溶性咪唑啉缓蚀剂对腐蚀形貌的影响 |
| 4.1.3 不同含量的水溶性咪唑啉缓蚀剂对极化曲线的影响 |
| 4.1.4 不同含量的水溶性咪唑啉缓蚀剂对阻抗曲线的影响 |
| 4.1.5 水溶性咪唑啉缓蚀剂的吸附行为 |
| 4.1.6 电化学腐蚀形貌分析 |
| 4.2 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（7）高钛合金钢连铸保护渣基础研究及应用（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 钛在含钛钢中的作用 |
| 1.1.1 钛微合金化的作用 |
| 1.1.2 钛在特殊钢中的作用 |
| 1.2 高钛合金钢生产过程中常见夹杂物类型 |
| 1.2.1 TiN夹杂物 |
| 1.2.2 Ti和Al竞争氧化产生的夹杂物 |
| 1.3 高钛合金钢连铸过程中存在的主要问题 |
| 1.4 高钛合金钢连铸保护渣研究现状 |
| 1.4.1 保护渣的主要功能与作用 |
| 1.4.2 保护渣与钢水反应性研究现状 |
| 1.4.3 结晶器内结鱼产生机理及存在的问题 |
| 1.4.4 高钛合金钢保护渣组成性能关系及其使用中的问题 |
| 1.5 课题的研究内容及创新点 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 研究创新点 |
| 2 高钛合金钢结晶器内结鱼的机理研究 |
| 2.1 夹杂物生成量的热力学计算 |
| 2.1.1 TiN生成量的热力学计算 |
| 2.1.2 含钛氧化物生成量的热力学计算 |
| 2.2 高钛合金钢熔体密度的计算 |
| 2.2.1 准化学溶液模型 |
| 2.2.2 液态金属熔体摩尔体积实验数据的综合评价和优化 |
| 2.3 结鱼物的物理性质 |
| 2.4 高钛合金钢基体和结鱼物物相的对比分析 |
| 2.4.1 321不锈钢及结鱼的物相分析 |
| 2.4.2 825合金及结鱼物物相分析 |
| 2.4.3 结鱼物钢渣界面特性 |
| 2.5 错配度计算 |
| 2.6 TiN对促进结鱼的实验验证 |
| 2.7 结鱼新机理的阐述 |
| 2.8 小结 |
| 3 氧化剂在保护渣中的作用机理及实验研究 |
| 3.1 氧化剂相关热力学计算 |
| 3.1.1 纯氧化剂与TiN平衡反应热力学计算 |
| 3.1.2 基础渣系与TiN的反应性 |
| 3.1.3 渣中外加氧化剂的氧化性对比 |
| 3.1.4 钢-渣界面的反应性 |
| 3.2 纯氧化剂与TiN反应性的实验研究 |
| 3.2.1 纯氧化剂与TiN反应程度的实验研究 |
| 3.2.2 纯氧化剂与TiN反应速率实验研究 |
| 3.3 含有氧化剂的保护渣与TiN反应实验研究 |
| 3.4 小结 |
| 4 高钛合金钢保护渣基础性能的研究 |
| 4.1 主要实验设备及方法 |
| 4.1.1 旋转黏度计 |
| 4.1.2 半球点熔点仪 |
| 4.1.3 实验设计原则和思路 |
| 4.2 保护渣性能测试结果及分析 |
| 4.2.1 TiN对保护渣性能的影响 |
| 4.2.2 TiO_2对保护渣性能影响 |
| 4.2.3 氧化剂对保护渣性能的影响 |
| 4.2.4 氧化剂和TiN共同作用对保护渣性能的影响 |
| 4.3 小结 |
| 5 高钛合金钢钢-渣反应特性研究 |
| 5.1 基础渣与钢水反应性的热力学计算 |
| 5.1.1 321不锈钢钢渣反应性热力学计算 |
| 5.1.2 825合金的钢渣反应热力学计算 |
| 5.2 钢渣反应性的实验研究 |
| 5.2.1 实验方案设计 |
| 5.2.2 钢渣反应前后保护渣物相分析 |
| 5.2.3 钢渣反应对保护渣成分及性能的影响规律 |
| 5.2.4 钢渣反应吸放热的热力学模型 |
| 5.3 小结 |
| 6 工业现场试验 |
| 6.1 第一次现场试验 |
| 6.2 第二次现场试验 |
| 6.3 第三次现场试验 |
| 6.4 小结 |
| 7 结论和展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 未来展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A 作者在攻读博士学位期间发表的论文和获得的专利 |
| B 作者在攻读博士学位期间参加的国内外学术交流 |
| C 学位论文数据集 |
| 致谢 |
（8）稀土铈对钢中含钛夹杂物析出行为的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 钛在钢中的作用 |
| 1.1.1 钛对钢材晶粒细化的作用 |
| 1.1.2 钛对钢材的强化作用 |
| 1.1.3 钛对钢材韧性各向异性的改善 |
| 1.1.4 加钛对提高钢的耐腐蚀性和回火脆性的影响 |
| 1.2 钛化物对钢材性能的影响 |
| 1.3 钛化物析出的影响因素及其控制方法 |
| 1.4 稀土在钢中的作用 |
| 1.4.1 稀土在钢中的净化作用 |
| 1.4.2 稀土对夹杂物的改性作用 |
| 1.4.3 稀土在钢中的微合金化作用 |
| 1.4.4 稀土元素对钢组织的影响 |
| 1.4.5 稀土元素对铁素体、珠光体的影响 |
| 1.4.6 稀土元素对奥氏体的影响 |
| 1.4.7 稀土元素对钢性能的影响 |
| 1.4.8 稀土元素对钢强韧性的影响 |
| 1.4.9 稀土元素对钢冲击韧性的影响 |
| 1.4.10 稀土元素对钢高温力学性能的影响 |
| 1.5 论文选题背景、意义和内容 |
| 1.5.1 选题背景和意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验过程及其方法 |
| 2.1 实验钢的成分设计 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 实验设备 |
| 3 稀土铈对钢中含钛夹杂物的热力学计算 |
| 3.1 含钛夹杂物在钢中的析出情况 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 铸态钢含钛夹杂物的析出 |
| 4.1 实验钢成分检测 |
| 4.2 实验钢含钛夹杂物分析 |
| 4.3 对析出的含钛夹杂物进行统计 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 电解实验 |
| 5.1 电解装置及其抽滤装置 |
| 5.2 电解液的选择 |
| 5.3 电解过程 |
| 5.4 电解后含钛夹杂物的形貌分析 |
| 5.4.1 析出物的形貌 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（9）稀土镧对含砷高碳钢中夹杂物的影响研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 研究意义 |
| 1.3 残余元素对钢材性能的影响及其控制措施 |
| 1.3.1 残余元素的定义 |
| 1.3.2 钢中残余元素的来源 |
| 1.3.3 残余元素对钢材性能的影响 |
| 1.3.4 钢中残余元素的控制措施 |
| 1.4 稀土在钢中的作用 |
| 1.4.1 净化钢液 |
| 1.4.2 变质夹杂 |
| 1.4.3 合金化 |
| 1.5 研究内容 |
| 2 实验方案 |
| 2.1 研究思路与技术路线 |
| 2.2 原料制备 |
| 2.2.1 母材成分 |
| 2.2.2 实验钢成分设计 |
| 2.3 实验钢的熔炼及试样制备 |
| 2.4 检测分析 |
| 2.5 FactSage软件简介 |
| 3 实验装置的设计与搭建 |
| 3.1 实验装置的要求 |
| 3.2 实验装置的设计与搭建 |
| 3.2.1 实验装置的设计 |
| 3.2.2 实验装置的搭建 |
| 3.3 实验装置的调试与预实验 |
| 3.4 小结 |
| 4 含砷高碳钢中夹杂物生成的热力学计算 |
| 4.1 La-O-S-As系夹杂物体系理论分析 |
| 4.2 FactSage热力学数据库设置 |
| 4.3 La-O-S系夹杂物的热力学计算 |
| 4.3.1 母材中夹杂物的析出情况 |
| 4.3.2 不同La含量钢中夹杂物的析出情况 |
| 4.3.3 不同O含量钢中夹杂物的析出情况 |
| 4.3.4 不同S含量钢中夹杂物的析出情况 |
| 4.4 小结 |
| 5 含砷高碳钢中夹杂物生成的实验研究 |
| 5.1 初始成分对含砷高碳钢中夹杂物生成的影响 |
| 5.1.1 La添加量对钢中夹杂物生成的影响 |
| 5.1.2 初始O含量对钢中夹杂物生成的影响 |
| 5.1.3 初始S含量对钢中夹杂物生成的影响 |
| 5.1.4 初始As含量对钢中夹杂物生成的影响 |
| 5.1.5 热力学计算和实验结果对比分析 |
| 5.2 夹杂物在铸锭中的分布研究 |
| 5.3 稀土含砷夹杂物生成机理 |
| 5.3.1 稀土含砷夹杂物生成的热力学分析 |
| 5.3.2 稀土含砷夹杂物生成的实验研究 |
| 5.3.3 稀土含砷夹杂物生成机理讨论 |
| 5.4 小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A.作者在攻读学位期间发表的论文目录 |
| B.作者在攻读学位期间取得的科研成果目录 |
| C.学位论文数据集 |
| 致谢 |
（10）微合金化钢连铸板坯表面组织特征及其调控机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 微合金化钢Nb、Ti第二相析出对钢性能的影响 |
| 1.2.1 微合金元素强化机理 |
| 1.2.2 微合金元素对钢性能的影响 |
| 1.3 微合金化钢的铸坯热塑性及其影响因素 |
| 1.3.1 奥氏体尺寸 |
| 1.3.2 先共析铁素体膜 |
| 1.3.3 微合金元素的第二相析出物 |
| 1.4 微合金化钢铸坯表面裂纹控制现状 |
| 1.5 研究背景、内容和方法 |
| 1.5.1 研究背景 |
| 1.5.2 研究内容及方法 |
| 第2章 微合金化钢连铸生产工艺及其影响因素 |
| 2.1 HG785(B1)生产工艺流程 |
| 2.2 连铸生产工艺参数 |
| 2.3 铸坯角部横裂纹影响因素统计分析 |
| 2.3.1 铸坯角部横裂纹形貌 |
| 2.3.2 铸坯角部横裂纹影响因素 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 第二相粒子析出热力学及动力学 |
| 3.1 碳氮化物析出热力学 |
| 3.1.1 二元析出相热力学 |
| 3.1.2 三元析出相热力学 |
| 3.2 碳氮化物析出动力学 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 冷却速度对高温组织和(Ti,Nb)(C,N)析出影响 |
| 4.1 冷却速率对Ti(CxN1-x)析出和奥氏体长大模型 |
| 4.1.1 奥氏体晶粒长大理论 |
| 4.1.2 第二相析出计算 |
| 4.1.3 模型假设与计算 |
| 4.1.4 模型计算结果讨论 |
| 4.2 奥氏体长大热模拟实验 |
| 4.3 冷却速率对第三脆性区热塑性的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SSC工艺及析出行为对热塑性的研究 |
| 5.1 SSC工艺参数 |
| 5.1.1 冷却温度及保温时间 |
| 5.1.2 回温温度 |
| 5.2 SSC工艺第二相析出规律 |
| 5.3 不同热循环的拉伸试验 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 微合金化钢角部裂纹控制及工艺优化 |
| 6.1 连铸板坯传热模型 |
| 6.1.1 模型假设 |
| 6.1.2 几何模型的初始条件和边界条件 |
| 6.1.3 模型中参数的选取与处理 |
| 6.2 SSC冷却模型工艺优化 |
| 6.3 连铸现场工艺优化 |
| 6.3.1 成分微调 |
| 6.3.2 过热度 |
| 6.3.3 水口插入深度与结晶器保护渣 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间发表的论文和专利 |
四、微量钛在16Mn钢中固溶问题的研究（论文参考文献）
- [1]钢/铝异种材料电阻点焊的研究[D]. 张月莹. 吉林大学, 2021(01)
- [2]稀土Ce对低合金高强钢耐点蚀性能和焊接性能的影响[D]. 曹羽鑫. 武汉科技大学, 2021
- [3]HRB500E抗震钢筋的第二相析出行为与组织演变规律研究[D]. 陈龙海. 贵州大学, 2020
- [4]含铌高强钢高温力学特性及其裂纹产生机制研究[D]. 胡海亮. 华北理工大学, 2020(07)
- [5]固溶处理及Ce对30MnB5钢组织和性能的影响[D]. 冯建武. 太原理工大学, 2020(07)
- [6]稀土对A572Gr65腐蚀行为影响的研究[D]. 戴玥. 太原理工大学, 2020(07)
- [7]高钛合金钢连铸保护渣基础研究及应用[D]. 陈卓. 重庆大学, 2019(01)
- [8]稀土铈对钢中含钛夹杂物析出行为的研究[D]. 吕勇. 内蒙古科技大学, 2019(04)
- [9]稀土镧对含砷高碳钢中夹杂物的影响研究[D]. 李淙孝. 重庆大学, 2019(01)
- [10]微合金化钢连铸板坯表面组织特征及其调控机制研究[D]. 杨柳. 武汉科技大学, 2019(08)