一、15锰钒氮钢试制小结（论文文献综述）
刘艳林[1]（2016）在《莱钢HRB500E抗震钢筋的研究开发》文中提出莱钢近期在试制HRB500E抗震钢筋时,出现了大批量强屈比不合格的现象。合格率随着规格的趋小逐渐降低,甚至达到50%以下。因此,必须研究新的钢筋成分及合适的生产控制工艺来提高产品合格率。论文依据莱钢棒材厂各生产线工艺特点、产品规格效应,通过控制钢材的化学成分、轧制工艺使得从Φ10mm-Φ50mm规格的HRB500E抗震钢筋满足GB1499.2-2007标准要求,且一次合格率达到100%。通过对新开发的HRB500E钢筋和早期生产HRB500钢筋进行组织分析,确定了合金元素的作用和强韧化机理。论文得出如下结论:1.结合莱钢产线的工艺特点,开发出适合HRB500E钢筋指标要求的C-Mn-Si-Cr-V系成分体系,具体的控制指标范围是:0.20%～0.25%C,1.40～1.60%Mn 0.40～0.60%Si,0.20～0.4%Cr,0.06～0.12%V;随着规格减小,Cr元素趋于上限控制,V趋于下限进行控制,对C、Mn元素按中限进行控制。2.钢中添加少量的Cr元素可以进一步提高钢的淬透性,降低铁素体/珠光体转变的温度范围,起到细化晶粒的作用;同时由于其降低了 V（C,N）的固溶度积,促进碳氮化物析出。因此用微量Cr元素部分替代Mn元素,同时将V的加入量进行下限控制,明显提高了延伸率,确保了强屈比满足不小于1.25的要求。3.在HRB500E高强抗震钢筋轧制过程中,尤其是Φ32mm及以下规格轧制时,要适当的提高钢筋的开轧温度,将开轧温度控制在1070℃以上,同时依据不同规格做好负差控制,因为过低的开轧温度会导致钢材的屈服强度偏高,而无法保证抗震钢筋的强屈比指标,故将将开轧温度控制在1070℃以上。4.TEM组织分析结果表明低V的C-Mn-Si-Cr-V系HRB500E钢筋比高V的C-Mn-Si-V系HRB500钢筋的显微组织晶粒更加细化,碳氮化物析出更加弥散细小,从而使钢筋的屈服强度略有降低而抗拉强度升高,延伸率和强屈比明显提高。
陈祝清,潘捷建[2]（1976）在《15锰钒氮（铜）钢正交试验小结》文中进行了进一步梳理本文用正交设计、方差分析和回归分析等数理统计方法,探讨了碳、锰、钒、氮、铝和铜诸主要化学元素对15锰钒氮（铜）钢综合性能——屈服点、抗张强度、延伸率、断面收缩率、冷弯、断口、冲击韧性和时效冲击韧性的影响,提出了该钢较为合理的化学成分范围。此外,就化学元素对15锰钒氮（铜）钢性能影响的原因亦进行了分析。
乔国平[3]（2019）在《HRB600E高强抗震钢筋制备工艺研究》文中认为600MPa级高强钢筋由于强度高,安全性能好,节约钢材用量等优点,已在发达国家得到普遍应用。随着我国基础设施建设的高速发展,600MPa级高强钢筋在我国部分地区也已开始了推广应用。本文通过对各种元素在钢中作用的分析,结合钢筋制备工艺,设计了四种HRB600E高强抗震钢筋的化学成分及制备工艺控制方案,开展了小批量试制研究,并对四种试制方案所产钢筋的化学成分、拉伸及弯曲性能、显微组织及夹杂物、焊接性能及疲劳性能进行了检验分析,达到了GB1499.2-2018国标对600MPa级热轧钢筋的技术要求,确定了HRB600E高强抗震钢筋的化学成分及制备工艺,并在此基础上对HRB600E高强抗震钢筋混凝土应用性能进行了试验测试和分析。检验及对比分析表明,在有LF炉精炼条件下,钢水经V/Nb复合微合金化所制得的HRB600E钢筋,其拉伸及弯曲、时效性能均达到了抗震钢筋的技术要求,综合性能指标稳定,性能波动较小;钢中珠光体含量比单用V微合金化钢筋高5%左右,晶粒度等级高于V微合金化钢筋1.0级,平均晶粒度较高,非金属夹杂物主要为A、C和D类,其非金属夹杂物平均等级均小于2.0级;而在两种微合金化条件下,化学成分、焊接性能及疲劳性无显着差别。制备工艺研究表明,HRB600E高强抗震钢筋最终化学成分控制为:化学成分C:0.250%0.280%,Si:0.500%-0.700%,Mn:1.400%-1.600%,V:0.130%-0.160%,Nb:0.010%-0.040%,P≤0.045%,S≤0.045%,Ceq:0.51%-0.58%;最终制备工艺条件为:经过LF炉精炼过程控制;各类夹杂物等级均≤2.0级,经此工艺制备的HRB600E高强抗震钢筋强度指标达到GB1499.2-2018国标600MPa钢筋要求且具有良好的抗震性能。对采用此HRB600E高强抗震钢筋的混凝土梁受弯承载能力、异形柱及框架节点抗震性能进行了测试及分析,HRB600E高强抗震钢筋具有足够的安全储备,受弯承载能力及其抗震性能良好。本工作既是HRB600E钢筋制备工艺的成功探索,又可以为高强钢筋建筑规范的修订提供一定的理论依据,也对HRB600E钢筋的推广及应用起到促进作用。
杨勇[4]（2018）在《高效低成本钒氮合金制备关键工艺技术研究》文中研究指明钒氮合金在钢中具有细晶/沉淀强化作用,可提升钢材综合性能,并降低生产成本。采用低品位含钒页岩提取的V2O5经碳热还原和氮化一步法制备氮化钒,既能提高钒资源的利用率,也为钢铁行业提供优质低廉的钒氮合金,对提升我国钒微合金化钢的市场竞争力具有重要的意义。因此,开发高效低成本氮化钒制备技术是钢铁行业面临的重要研究课题之一。分析研究了采用竖式感应炉两步法生产钒氮合金工艺,分析结果表明:生产的钒氮合金成分为V%=7476%、N%=1213%、C%=45%,质量较差,且生产成本较高。初步小试验结果表明,在实际反应温度约1400℃、原料粒度-100目、质量配比V2O5:C=100:30,一次性连续反应时间大于8小时,可得到V%≥77%、N%≥16%、C%=3%的钒氮合金产品。这证明采用碳热还原氮化一步法制备钒氮合金存在可行性。研究了V2O5碳热还原一步法制备钒氮合金热力学行为。钒氧化物碳热还原还原顺序为V2O5<V2O4（VO2）<V2O3<VO;C过量,可以直接生成VC,不会直接生成V;在氮气环境下,V2O5碳热还原氮化直接生成VN的开始反应温度为762K,VO2碳热还原氮化直接生成VN的开始反应温度为684K;V2O5碳热还原氮化过程首先转换成V2O4,而后可由VO2碳热还原氮化一步法直接生成钒氮合金;由于V2O5极易被碳还原生成VO2,可以认为在氮气环境下,V2O5能碳热还原氮化一步法直接生成钒氮合金。通过热重分析研究,认为一步法制备VN整个过程分为三个阶段,即V2O5热分解生成低价VO2阶段、VC（VN）生成阶段和氮化反应氮化阶段;低温阶段（20900℃）主要发生碳热还原反应,V2O5热分解生成低价VO2阶段,活化能为2094.2kJ/mol;高温阶段（9001300℃）碳热还原氮化反应程度加强,活化能为339.9kJ/mol;两阶段反应级数分别为1.27和0.78,可近似认为是表观一级反应。采用特定温度曲线,配碳量为29%或30%时,可获得钒含量76%,氮含量18%的钒氮合金。在热力学和热重分析的基础上,在100KW感应炉上开展一步法中试试验研究。结果表明:较高的试验温度、较长的试验时间、合适的配碳量、较细的原料粒度及合适的Fe2O3配入量,均有利于实现钒氮合金钒含量和氮含量达到要求的目标值（V%>77%、N%>16%）;在钒氮合金终点成分中,N、C含量有明显的耦合关系,（N+C）总含量介于2021%;试验过程加入2%的Fe2O3可以提高产品的密度。针对原有竖式感应炉的特点,制定了V2O5碳热氮化一步法制备钒氮合金生产工艺方案。并对原有竖式感应炉进行改造升级,在V2O5/C/Fe2O3质量配比为100/29/2、原料粒度为-100目时,得到的钒氮合金终点V含量基本能在77%以上,90%产品终点N含量>14%,平均为14.76%,满足GB/T20567-2006对钒氮合金产品的要求。本研究成功打通了采用竖式感应炉V2O5碳热还原氮化一步法制备钒氮合金的工艺路线。每座竖式感应炉生产效率提高一倍以上;吨钒氮合金感应电耗约6400KWh,远低于两步法生产的19000KWh,生产成本大幅降低。
哈尔滨工业大学[5]（1974）在《φ1.6毫米焊丝半自动二氧化碳气体保护焊试验总结》文中研究表明 序半自动二氧化碳气体保护焊具有效率高、质量好、成本低、适合全位置焊接等优点,在国外已得到广泛应用。国内不少单位做了大量工作,焊接了很多产品,但多采用细丝(0.8—1.2毫米,粗一点的焊丝（1.6—2.0毫米）虽也应用,尚不普遍,主要采用较小规范。在电机制造中随着大型水轮机的发展,钢材的厚度不断增大,低合金钢的应用也日益普
王超[6]（2017）在《氧化物冶金型大线能量焊接用钢组织性能调控与生产工艺研究》文中指出在船舶、建筑等领域的大型钢质结构建造中,采用大线能量焊接工艺可显着提高工程施工效率,节约制造成本。常规钢材在大热输入条件下热影响区（HAZ）韧性严重恶化以致无法满足使用要求,因此必须研发出具备耐大线能量焊接特性的钢材。日本较早开展了大线能量焊接用钢研发工作,并处于国际领先水平。我国近年己取得显着研究进展,但产品级别以及性能稳定性较低,还无法满足各领域的迫切需求。氧化物冶金是开发大线能量焊接用钢的有效工艺手段,但由于其技术复杂性和知识产权保护等原因,国内仍未实现成熟的工业化应用。本课题以此为背景,围绕氧化物冶金型大线能量焊接用钢组织性能调控与生产工艺开展了研究,主要包括以下内容。为阐明氧化物冶金工艺下夹杂物析出规律,并为实验和工业研发提供理论指导,开展了氧化物冶金脱氧热力学分析。计算结果表明,在一般微合金条件下Ti的多种脱氧产物中Ti203稳定性最高,为避免Al203的析出,在0.01%Ti时需控制A1含量在0.004%以下。Zr和Mg脱氧能力极强,微量Zr可使A1203和Ti203还原,极微量Mg就可使A1203转化成MgAl204尖晶石。凝固过程中由于元素偏析,Ti脱氧反应将继续发展,MnS、TiN也将在凝固末期析出,提高凝固冷速可减弱元素偏析程度,有利于三次夹杂物细小分布。为明确大线能量焊接用钢组织特征设计路线,分析了不同组织类型对HAZ韧性的影响规律以及HAZ脆化和韧化机制,其中晶内针状铁素体（AF）体积分数和晶界片层状铁素体（GBF）尺寸是影响韧性的主要因素。根据实验结果指出,高韧性HAZ组织调控应包括如下特征:控制有效形核粒子微细多量分布,以充分促进晶内铁素体转变;抑制原奥氏体晶粒粗化,减小片层状铁素体尺寸;通过增强晶内转变和适当提高淬透性抑制晶界铁素体和侧板条铁素体（FSP）生成量,或提高晶界上形核率促进多边形铁素体转变。对TiO系和MgO系氧化物冶金工艺进行了系统实验研究,分析了各冶炼条件下夹杂物分布规律及HAZ组织转变特征,明确了各工艺控制要点。TiO钢中控制Ti脱氧前氧位约0.005%,缩短浇铸时间及提高凝固冷速有利于夹杂物微细多量分布,钢中TiOx-MnS夹杂促进AF组织转变。Ti和强脱氧剂M（Zr、Mg、Ca、REM）复合脱氧进一步促进夹杂物细化,生成的TiO,-MOy（M（O,S））-]MnS-TiN复相夹杂有效诱导AF形核。MgO钢中主要生成亚微米级MgO-TiN-MnS复相夹杂,晶界钉扎效果显着,但在晶界面积增加和缺乏有效晶内形核的条件下,晶界铁素体和侧板条组织转变量增加,影响韧性的大幅提高。针对MgO系钢存在的不足,对第3代氧化物冶金工艺进行了进一步改进。采用Ti-REM/Zr→Mg脱氧工艺可增加钢中含钛氧化物的体积分数,提高针状铁素体组织转变程度;对MgO钢进行V微合金化处理可促进MgO、TiN和V（C,N）的复合析出,利用界面共格机制提高夹杂物诱导铁素体形核能力,同时起到了钉扎奥氏体晶粒和促进晶内转变的两方面作用。综合采用两种处理工艺时,HAZ组织细化效果最佳,侧板条铁素体和粗大晶界铁素体基本消失,整体组织细化均匀,500kJ/cm线能量下-20℃冲击韧性达到200J以上,在常规MgO处理的HTUFF钢（0℃冲击韧性约为100J）基础上性能进一步提高。通过奥氏体连续和等温转变实验分析了粗晶热影响区（CGHAZ）组织演变规律及夹杂物诱导铁素体转变机理。在Ti-Zr脱氧钢粗晶奥氏体连续冷却转变中,低冷速时得到晶界铁素体和针状铁素体组织,高冷速时针状铁素体分割原奥氏体晶粒,显着细化贝氏体和马氏体板条束尺寸。随等温转变温度的降低,分别得到晶内多边形铁素体、较粗大针状铁素体、细化针状铁素体、晶内贝氏体组织。温度降低时相变驱动力增加,可激发形核的夹杂物尺寸减小,并且能同时生成多个细小板条。针状铁素体转变特征与贝氏体类似,具有不完全反应现象。贫锰区机制为Ti-Zir钢中夹杂物诱导铁素体形核的主导机制,对含Ni无Mn钢的考察结果验证了 Mn元素在晶内铁素体转变过程中的关键作用。考察了钢中常用合金元素对大线能量HAZ组织性能的影响规律。结果表明,低C高Mn有利于韧性的改善,但存在合适的碳当量范围,极低C时需抑制晶界铁素体生成;添加0.01%Nb时可保持较高的HAZ韧性,但过量的Nb促进贝氏体生成而导致韧性恶化;添加0.05%V时能提高基体强度并保持优良HAZ韧性,但更高含量时因大量析出而使韧性下降;Ni和Cu可综合改善强韧性能,在较高C含量下Cr和Mo对HAZ韧性具有不利影响。结合成分优化设计,实验室条件下研制了基于不同类型氧化物冶金工艺的Q345级、EH460级、X80级可大线能量焊接原型钢,分别满足100～800kJ/cm大线能量焊接性能。结合实验研究结果进行了氧化物冶金型大线能量焊接用钢工业化技术开发,对常规冶炼流程进行了改进,并研发出基于RH增氧和脱氧的氧化物冶金新技术,新技术更有利于氧化物的微细均匀分布和产品性能稳定性的提高。工业试制钢板在200kJ/cm气电立焊条件下,HAZ粗晶区-60℃冲击韧性达到200J以上,与国产钢板最佳实物水平180kJ/cm线能量下-20℃冲击韧性约170J相比,新研发钢板大线能量HAZ低温韧性显着提高。为进一步实现氧化物冶金对钢板基体组织性能的改善,本研究中提出“氧化物冶金+新一代TMCP”新型热轧钢材生产工艺路线。基于这一路线进行了实验探索,结果表明,氧化物冶金钢在奥氏体变形再结晶条件下仍可发生夹杂物诱导针状铁素体形核,提高变形温度和冷速有利于晶内铁素体转变量的增加。实验钢在“高温热轧+超快冷”新一代TMCP工艺下获得针状铁素体型细晶组织,与常规钢相比强韧性能显着提高。该工艺的实施将对厚板、管型材等不适于低温大变形的产品轧态性能的大幅提升具有特殊意义。
哈尔滨工业大学[7]（1974）在《CO2焊接在大型电机制造上的试验和应用》文中提出 工艺试验不同规范下熔滴过渡及电感的影响我们采用 NBC—500CO2半自动焊机,用1.6毫米焊丝、直流反接进行了工艺试验,发现 CO2气体保护焊的熔滴过渡有两种典型形式:电流小,电压低时呈短路过渡,熔深浅,焊波明显,适合全位置焊接;电流增大电压随之相应增高,熔滴呈短路和大颗粒（非短路过渡）混合状态,焊时感觉飞溅稍大,过程不稳;继续增大电流和电压,熔滴呈细颗粒过渡,飞溅较大,熔深大,效率高,
张婧[8]（2016）在《600MPa级高强钢筋用钢成分与控冷工艺的研究》文中进行了进一步梳理随着国民经济的快速发展,高层、大跨度、抗震等多功能建筑结构的出现以及建筑结构的安全问题要求钢筋具有更高的强度、良好的塑韧性和焊接性能。结合当前节能减排、低碳环保的时代背景,普通强度钢筋作为建筑用钢主材已经无法满足国家建设发展的需要。而600MPa级高强度钢筋用钢的开发使用可以在保证建筑安全性的前提下减少建筑用钢量,增加建筑使用面积。因此,研究开发综合性能好的钢筋用钢是钢铁企业应对未来钢筋混凝土结构在建筑工程领域发展的必然趋势。目前,600MPa级高强度钢筋在国内还处于研究试制阶段,化学成分、相变与组织演变和轧制与冷却生产工艺之间关系的研究不够深入,因而未能将微合金化技术与控轧控冷工艺合理匹配,一方面造成昂贵合金元素的浪费,另一方面导致钢筋力学性能无法满足要求。因此,本文在HRB400和HRB500成分的基础上,设计了八种不同钒、氮含量的实验钢和三种不同轧后控冷工艺,围绕组织演变、V（C,N）析出以及性能变化进行了系统的对比研究。本文应用Thermo-Calc热力学软件对实验钢中平衡析出相及其各组成元素随温度的变化关系进行了计算；通过JMatPro软件和等温盐浴实验对等温相变规律以及晶内铁素体形成的动力学过程和机理进行了研究；以热模拟试样为研究对象,讨论了轧后冷却速率和控冷终止温度对实验钢显微组织、V（C ,N）析出行为以及力学性能的影响；在中试条件下对不同钒、氮含量实验钢进行控轧控冷,进而优化工艺并得到与之匹配的最佳钒氮比。Thermo-Calc热力学计算结果表明,不同钒、氮含量的600MPa级高强钢筋用钢中平衡相主要有奥氏体、铁素体、渗碳体、MnS.M7C3.M3P和V（C,N）相。当钒氮比不超过5时,钢中钒含量不足,无法固定所有的氮元素,导致自由氮的存在,它不仅会与固溶在钢基体中的硅元素结合生成Si3N4相,降低固溶强化的效果,而且还会引起钢筋用钢时效。随着钒、氮含量的增加（钒元素由0.06wt%增加到0.23wt%、氮元素由0.009wt%：增加到0.043wt%）V（C,N）相的析出温度分别由1100℃升高到1210℃和由1140℃升高到1280℃。当钒氮比不超过6.5时,V（C,N）相在整个稳定存在的温度区间内都是以富氮的形式存在；当钒氮比超过9时,V（C,N）相在高温奥氏体区以富氮的形式存在,而在相对较低温度的铁素体区和（α+y）两相区是以富碳的形式存在。JMatPro软件计算得到的TTT曲线和不同温度下等温盐浴实验得到的结果表明,当等温温度为450℃和500℃时,实验钢的室温组织主要由贝氏体和针状铁素体组成；在550℃进行等温处理时,实验钢的室温组织中出现晶界铁素体,并在其周围有少量珠光体形成；当温度达到600℃时,实验钢的室温组织为晶界铁素体+晶内块状铁素体+珠光体。随着等温温度的升高,晶内铁素体的形貌由针状转变为块状,且晶内块状铁素体在600℃左右大量形成。在600℃等温转变过程中铁素体的析出规律表明,钒含量为0.11wt%和0.18wt%时实验钢等温处理后得到的铁素体主要沿原奥氏体晶界分布,并有极少量的块状铁素体在晶内零星分布。随着钒、氮含量的增加,实验钢等温处理后得到的铁素体主要在晶内形成,且晶内铁素体的含量明显增加,其核心以富氮的V（C,N）颗粒为主,这是由于V（C,N）与铁素体之间的错配度较小,有利于晶内铁素体的形核析出。热模拟试验结果表明,为保证600MPa级高强钢筋用钢的强度和塑性,轧后冷却速率应控制在0.5℃/s～3℃/s以获得细小的铁素体+珠光体+贝氏体（0%-10%）的室温组织。TEM观察发现,随着冷速由0.5℃/s增加到3℃/s,铁素体基体中纳米析出相的数密度逐渐降低,析出颗粒尺寸和相间析出列间距减小。HRTEM观察发现低温析出的纳米级V（C,N）颗粒与铁素体界面两侧的晶面具有相同或近似相同的原子排列,它们以共格的形式联结起来,而共格相界面的界面能低,相变阻力小,因此,V（C,N）容易形核析出。通过纳米压痕技术测定铁素体相微观力学性能可以看出,随着冷速的增加,铁素体相的纳米硬度和杨氏模量明显减小,分别由5.25GPa和321.2GPa减小到4.46GPa和275.1GPa,这主要与纳米级V（C,N）颗粒的数密度有关。系统对比分析不同控冷终止温度对实验钢组织和性能的影响,结果表明,随着控冷终止温度由760℃降低到550℃,钢中铁素体晶粒明显细化、含量逐渐减少,珠光体的含量先增加后减少,在600℃时取得最大值；当控冷终止温度达到600℃时有少量的贝氏体（<10%）出现；当控冷终止温度降低到550℃时,实验钢中贝氏体的含量大幅增加,达到30%以上。随着实验钢中强化相含量不断增加,对应的硬度值和抗拉强度增大。综合分析可知,当控冷终止温度为600℃-625℃时,有利于改善600MPa级高强钢筋用钢的强度和塑性。在中试条件下,三种轧后控冷工艺（轧后直接空冷、轧后分别水冷至750℃和600℃再空冷至室温）得到的试样显微组织均为块状铁素体+珠光体。以3#实验钢（0.23V-0.019N）为例,与轧后直接空冷相比,轧后水冷以及降低控冷终止温度得到的试样中铁素体晶粒尺寸由6.5μm减小到4.6μm,珠光体的片层间距由136nm细化到45nm,大角度晶界所占的比例由44%增加到51%；V（C,N）颗粒尺寸由5nm-8nm减小到2nm-5nm,相间析出列间距由23nm-26nm减小到14nm～17nm,且析出相的数密度增大；力学测试结果表明,轧后快冷和降低控冷终止温度有利于实验钢强度的大幅提高,同时对塑韧性没有明显影响；对比分析可知,生产600MPa级高强钢筋用钢的最佳控冷工艺是轧后水冷至600℃再空冷至室温。系统对比研究不同钒、氮含量实验钢在三种控冷工艺下的显微组织和力学性能（包括铁素体相微观力学性能）发现,当钒、氮含量分别为0.22wt%和0.024wt%时实验钢中各种强化机制（尤其是细晶强化和析出强化）的协同作用发挥最大,相应的综合力学性能最优,且远远超过600MPa级高强钢筋的性能要求。因此,生产600MPa级高强钢筋用钢时,与轧后控冷工艺相匹配的最佳钒氮比为9。
杨昌乐[9]（2011）在《低成本生产热轧螺纹钢工艺的组织及性能影响规律研究》文中认为本文系统研究了氮含量对HRB335及HRB400热轧螺纹钢力学性能的影响,并利用透射电子显微分析、X射线衍射分析等测试工具研究了力学性能与珠光体含量、氮／钒比、析出相形态等微观组织的相关性,探索了如何在HRB335及HRB400热轧螺纹钢的生产中,降低合金元素的加入量,减少钢厂生产成本,并得到下述主要研究结论：氮元素可以扩大奥氏体相区,在HRB335钢筋生产中,适当增加氮元素含量,可以增加室温组织中珠光体含量,在减少锰元素加入量的同时也能生产出符合国标规定的HRB335热轧螺纹钢。通过实验室冶炼中添加氮化硅使实验钢中的氮含量增加,当钒钢中N/V（百分含量）比接近1时,析出物尺寸约为10nm。钢中增氮提高了微合金元素的析出强化和细晶强化作用,加上氮元素本身的固溶强化作用,从而减少Mn及微合金元素的加入量。工业试制结果表明,通过添加氮化硅增氮,可采用较低Mn、V含量不经穿水生产低成本、组织和力学性能合格的HRB400热轧螺纹钢筋。通过对几组不同的合金元素添加氮化硅增氮,根据实验结果并结合当前合金元素的价格,提出钒铁+氮化硅是最好的低成本生产组合。
崔辰硕[10]（2015）在《V-N微合金钢贝氏体区析出行为及组织性能研究》文中指出本文以两种不同氮含量的V-N微合金钢为研究对象,研究了实验钢的奥氏体高温变形行为、奥氏体连续冷却转变规律、V（C,N）在贝氏体区的析出行为,并在此基础上进行了贝氏体钢实验室试制。主要工作及研究结果如下:（1）通过单道次压缩实验,研究了实验钢高温变形行为,绘制了真应力-应变曲线,计算出V-N1和V-N2实验钢的再结晶激活能分别为336.59kJ/mol和370.92kJ/mol,N含量的提高使得实验钢动态再结晶激活能增大。（2）进行奥氏体连续转变规律的研究,绘制实验钢的动态和静态CCT曲线,并对连续冷却的析出行为进行分析。变形利于奥氏体向铁素体或珠光体转变,静态CCT中,冷速小于2℃/s时,发生铁素体、珠光体和贝氏体转变,当冷却速率超过10℃/s时,铁素体转变就消失,得到全贝氏体组织。对动态CCT,在冷却速率低于25℃/s的情况下,均能形成铁素体。（3）实验钢贝氏体区等温析出实验结果表明:实验钢在500℃保温时,组织由单一贝氏体构成,在600℃、700℃保温时,得到贝氏体和铁素体混合组织。析出物的数量均随时间的增长而增多且分布更加均匀弥散,600℃时析出物数量最多,700℃次之,500℃最少。最佳析出温度为600℃。（4）以两种不同N含量的含V微合金钢为研究对象,在实验室Φ450轧机上进行热轧实验,分析工艺参数及N含量对实验钢组织性能的影响规律。实验结果表明:实验钢在500℃～550℃左右卷取得到铁素体+贝氏体组织。由于V（C,N）的析出强化作用,较高N含量实验钢能得到更高的强度;低温卷取时,V-N2钢屈服强度达到629MPa,抗拉强度达到716MPa;在冲击实验和冷弯实验中,实验钢性能表现良好。
二、15锰钒氮钢试制小结（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、15锰钒氮钢试制小结（论文提纲范文）
（1）莱钢HRB500E抗震钢筋的研究开发（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热轧带肋钢筋简介及发展方向 |
| 1.2.1 高强化 |
| 1.2.2 抗震、耐火要求 |
| 1.2.3 耐蚀要求 |
| 1.2.4 低温要求 |
| 1.3 热轧生产工艺情况 |
| 1.3.1 微合金化钢筋 |
| 1.3.2 超细晶粒热轧钢筋 |
| 1.3.3 余热处理热轧钢筋 |
| 1.3.4 控制轧制工艺钢筋 |
| 1.3.5 各种钢筋生产的综合应用[22] |
| 1.4 钢材的强韧化机理 |
| 1.4.1 细晶强化 |
| 1.4.2 析出强化 |
| 1.4.3 固溶强化 |
| 1.4.4 相变强化 |
| 1.4.5 形变强化 |
| 1.5 常用微合金元素在钢筋中的作用 |
| 1.5.1 铌的作用 |
| 1.5.2 钛的作用 |
| 1.5.3 钒的作用及钒氮微合金化钢筋的优势 |
| 1.6 本论文研究的背景、内容和意义 |
| 第2章 HRB500E抗震钢筋的工业化试制 |
| 2.1 莱钢热轧带肋钢筋生产工艺流程 |
| 2.2 钢筋成分设计 |
| 2.2.1 合金元素的作用 |
| 2.2.2 影响抗震指标的因素 |
| 2.2.3 化学成分的确定 |
| 2.3 HRB500E抗震钢筋生产工艺 |
| 2.3.1 冶炼与连铸工艺 |
| 2.3.2 轧制工艺 |
| 2.4 试制过程及试制结果 |
| 2.4.1 Φ10mm-Φ14mm规格试制与结果分析 |
| 2.4.2 Φ16mm-18mm规格试制结果分析 |
| 2.4.3 Φ20mm-25mm规格试制结果分析 |
| 2.4.4 Φ28mm及以上规格试制结果分析 |
| 2.4.5 大批量试制结果与分析 |
| 第3章 HRB500与HRB500E钢筋组织与性能分析 |
| 3.1 实验材料和实验方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 显微组织观察 |
| 3.1.3 力学性能测试 |
| 3.2 实验结果与分析 |
| 3.2.1 Φ25mmHRB500钢筋的实验结果与分析 |
| 3.2.2 Φ40mmHRB500钢筋的实验结果与分析 |
| 3.2.3 Φ25mmHRB500E钢筋的实验结果与分析 |
| 第4章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
| 攻读硕士期间发表论文 |
（3）HRB600E高强抗震钢筋制备工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 600MPa级高强钢筋的生产工艺 |
| 1.2.1 微合金化生产工艺 |
| 1.2.2 轧后余热处理生产工艺 |
| 1.3 600MPa高强钢筋国内外发展及现状 |
| 1.3.1 国外发展及现状 |
| 1.3.2 国内发展及现状 |
| 1.4 高强钢筋强韧化机理 |
| 1.4.1 固溶强化 |
| 1.4.2 沉淀析出强化 |
| 1.4.3 细晶强化 |
| 1.4.4 位错强化 |
| 1.4.5 相变强化 |
| 1.5 论文研究的意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 论文研究的目的和意义 |
| 1.5.2 论文研究的主要内容 |
| 2 HRB600E钢筋用钢化学成分设计 |
| 2.1 主要微合金化元素对钢筋性能的影响 |
| 2.1.1 试验方案 |
| 2.1.2 结果分析 |
| 2.2 Nb微合金化对钢筋性能的影响 |
| 2.2.1 试验方案 |
| 2.2.2 结果分析 |
| 2.3 HRB600E钢筋化学成分设计 |
| 2.4 钢筋化学成分检验 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 HRB600E钢筋用钢制备工艺 |
| 3.1 HRB600E制备工艺研究 |
| 3.2 HRB600E制备工艺路线 |
| 3.3 炼钢工艺控制 |
| 3.3.1 转炉冶炼和脱氧合金化控制 |
| 3.3.2 LF炉精炼控制 |
| 3.3.3 连铸过程控制 |
| 3.4 轧钢工艺 |
| 3.4.1 加热炉加热控制 |
| 3.4.2 轧制和冷却控制 |
| 3.5 HRB600E钢筋性能检测 |
| 3.5.1 钢筋拉伸及弯曲性能测试 |
| 3.5.2 钢筋金相及非金属夹杂物 |
| 3.5.3 钢筋焊接性能 |
| 3.5.4 钢筋疲劳性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 HRB600E钢筋用钢试验结果分析 |
| 4.1 HRB600E钢筋化学成分检验 |
| 4.2 HRB600E钢筋拉伸及弯曲试验 |
| 4.2.1 热轧钢筋拉伸及弯曲试验 |
| 4.2.2 时效钢筋拉伸试验 |
| 4.3 HRB600E钢筋金相组织及非金属夹杂物 |
| 4.4 HRB600E钢筋焊接试验 |
| 4.4.1 钢筋闪光焊试验 |
| 4.4.2 钢筋帮条焊试验 |
| 4.5 HRB600E钢筋疲劳试验 |
| 4.6 综合分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 HRB600E钢筋混凝土应用性能试验及分析 |
| 5.1 HRB600E钢筋混凝土梁受弯承载能力 |
| 5.1.1 试验材料 |
| 5.1.2 试验方法 |
| 5.1.3 受弯承载能力分析 |
| 5.2 HRB600E钢筋混凝土异形柱抗震性能 |
| 5.2.1 试验材料 |
| 5.2.2 试验方法 |
| 5.2.3 异形柱抗震能力分析 |
| 5.3 HRB600E钢筋混凝土框架节点抗震性能 |
| 5.3.1 试验材料 |
| 5.3.2 试验方法 |
| 5.3.3 框架节点抗震性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 作者简介 |
（4）高效低成本钒氮合金制备关键工艺技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 前言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 钒资源及钒氮合金的性质 |
| 1.1.1 钒资源分布情况 |
| 1.1.2 钒氮合金的性质 |
| 1.2 钒及钒氮合金的应用 |
| 1.2.1 钒资源的应用 |
| 1.2.2 钒氮合金在钢中的应用 |
| 1.3 碳热法制备钒氮合金生产方法 |
| 1.3.1 高温真空法 |
| 1.3.2 高温非真空法 |
| 1.3.3 其他制备工艺方法 |
| 1.3.4 国内外钒氮合金工业化发展水平 |
| 1.4 课题研究背景及内容 |
| 1.4.1 课题研究背景与意义 |
| 1.4.2 课题研究内容 |
| 1.4.3 论文创新点 |
| 2 碳热还原氮化两步法制备钒氮合金工艺研究 |
| 2.1 生产装备 |
| 2.2 两步法制备钒氮合金工艺 |
| 2.2.1 预还原生产工艺现状 |
| 2.2.2 终还原生产工艺现状 |
| 2.3 两步法制备钒氮合金效果探讨 |
| 2.3.1 两步法工艺产品质量 |
| 2.3.2 两步法工艺生产效率 |
| 2.3.3 两步法工艺生产成本 |
| 2.4 碳热还原氮化制备钒氮合金初步试验分析 |
| 2.4.1 试验装置 |
| 2.4.2 试验方法 |
| 2.4.3 试验结果分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 碳热还原氮化一步法制备钒氮合金热力学研究 |
| 3.1 钒的氧化物 |
| 3.2 钒氧化物的热力学特征 |
| 3.3 碳热法还原热力学分析 |
| 3.3.1 V_2O_5碳还原反应热力学分析 |
| 3.3.2 V_2O_4碳还原反应热力学分析 |
| 3.3.3 V_2O_3碳还原反应热力学分析 |
| 3.3.4 VO碳还原反应热力学分析 |
| 3.3.5 VC氮化过程分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 碳热还原氮化法一步法制备钒氮合金动力学研究 |
| 4.1 研究方法 |
| 4.1.1 实验设备及方法 |
| 4.1.2 实验方案 |
| 4.2 差热和热重分析 |
| 4.2.1 差热分析 |
| 4.2.2 热重分析 |
| 4.3 碳热法制备钒氮合金动力学分析 |
| 4.3.1 V_2O_5热分解生成低价VO_2阶段动力学(20~900℃) |
| 4.3.2 VN生成阶段动力学(900~1300℃) |
| 4.3.3 氮化反应氮化阶段动力学 |
| 4.3.4 碳热法制备钒氮合金过程动力学分析 |
| 4.4 工艺参数对样品失重和化学成分的影响 |
| 4.4.1 不同温度曲线对样品TG变化和化学成分的影响 |
| 4.4.2 不同配碳量对样品TG变化和化学成分的影响 |
| 4.5 V_2O_5还原率的影响因素 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 碳热还原氮化一步法制备钒氮合金中试试验研究 |
| 5.1 试验设备及研究方法 |
| 5.1.1 试验设备 |
| 5.1.2 试验原料及制备 |
| 5.1.3 试验方法 |
| 5.1.4 试样检测分析 |
| 5.2 碳热还原氮化一步法制备钒氮合金质量分析 |
| 5.2.1 产品终点钒含量分析及控制技术 |
| 5.2.2 产品终点氮含量分析及控制技术 |
| 5.2.3 产品终点碳含量分析及控制技术 |
| 5.2.4 产品目标成分分析 |
| 5.3 工艺参数对钒氮合金质量的影响 |
| 5.3.1 温度对钒氮合金终点成分的影响 |
| 5.3.2 配碳量对钒氮合金终点成分的影响 |
| 5.3.3 Fe_2O_3配入量对钒氮合金终点成分的影响 |
| 5.3.4 成球方式对钒氮合金终点成分的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 碳热还原氮化一步法制备钒氮合金工业试验研究 |
| 6.1 原始感应炉制备钒氮合金工业试验研究 |
| 6.1.1 工业试验特点 |
| 6.1.2 工业试验方案 |
| 6.1.3 工艺参数对钒氮合金质量的影响研究 |
| 6.1.4 小结 |
| 6.2 优化后感应炉制备钒氮合金工业试验研究 |
| 6.2.1 设备设计优化与原料改进 |
| 6.2.2 工业试验方案 |
| 6.2.3 一步法生产钒氮合金技术方案 |
| 6.2.4 工艺参数对钒氮合金质量的影响研究 |
| 6.2.5 小结 |
| 6.3 一步法生产钒氮合金经济效益分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 在学科研工作及发表论文 |
| 致谢 |
| 附表 |
（6）氧化物冶金型大线能量焊接用钢组织性能调控与生产工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 大线能量焊接技术及其用钢 |
| 1.2 国外大线能量焊接用钢的研发进展 |
| 1.2.1 日本研发历史与最新进展 |
| 1.2.2 韩国主要研发工作 |
| 1.3 我国大线能量焊接用钢研发与应用现状 |
| 1.4 氧化物和氧含量对焊接接头性能的影响 |
| 1.5 本课题的研究工作 |
| 1.5.1 目前仍存在的问题与不足 |
| 1.5.2 本课题的研究内容与意义 |
| 第2章 钢液脱氧反应热力学和动力学分析 |
| 2.1 脱氧反应的热力学分析 |
| 2.1.1 实验钢的物理化学数据 |
| 2.1.2 各元素的脱氧反应平衡 |
| 2.2 脱氧过程的动力学分析 |
| 2.2.1 脱氧剂的溶解均匀化过程 |
| 2.2.2 脱氧产物的长大和上浮 |
| 2.3 凝固过程液相区中元素偏析与析出 |
| 2.4 小结 |
| 第3章 氧化物冶金钢脱氧工艺实验研究 |
| 3.1 实验设备和材料 |
| 3.2 HAZ显微组织对冲击韧性的影响规律 |
| 3.2.1 晶内铁素体体积分数的影响 |
| 3.2.2 奥氏体晶粒尺寸和晶界铁素体的影响 |
| 3.3 TiO系钢氧化物冶金工艺实验研究 |
| 3.4 Ti-M复合脱氧对TiO系钢的影响 |
| 3.5 MgO系钢氧化物冶金工艺实验研究 |
| 3.6 对MgO系钢的进一步改进和发展 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 CGHAZ组织演变规律及其机理研究 |
| 4.1 实验材料和方法 |
| 4.2 粗晶奥氏体连续冷却转变行为 |
| 4.3 晶内铁素体等温转变行为 |
| 4.3.1 实验结果 |
| 4.3.2 分析与讨论 |
| 4.4 CGHAZ热循环过程组织演变分析 |
| 4.5 Mn对夹杂物诱导铁素体形核的作用分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 大线能量焊接用钢实验研究与工业开发 |
| 5.1 合金元素对大线能量HAZ组织性能影响规律 |
| 5.1.1 C、Mn元素的影响 |
| 5.1.2 Nb、V元素的影响 |
| 5.1.3 Ni、Cu、Cr、 Mo元素的影响 |
| 5.2 基于氧化物冶金工艺的大线能量焊接原型钢研究 |
| 5.2.1 可大线能量焊接Q345级钢 |
| 5.2.2 可大线能量焊接EH460级钢 |
| 5.2.3 可大线能量焊接X80级钢 |
| 5.3 大线能量焊接用钢工业化技术开发 |
| 5.3.1 工业化研发条件 |
| 5.3.2 工业生产方案和试制结果 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 氧化物冶金低碳钢热轧态组织性能调控 |
| 6.1 加热与变形温度对组织转变行为的影响 |
| 6.1.1 实验方法 |
| 6.1.2 实验结果分析 |
| 6.2 冷却工艺对组织转变行为的影响 |
| 6.2.1 实验方法 |
| 6.2.2 实验结果分析 |
| 6.3 不同轧制工艺热模拟实验研究 |
| 6.3.1 实验方法 |
| 6.3.2 实验结果分析 |
| 6.4 高温热轧+超快冷(UFC)工艺实验研究 |
| 6.4.1 实验设备和方法 |
| 6.4.2 实验钢显微组织和力学性能 |
| 6.5 新工艺下实验钢组织演变特征分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 作者从事科学研究和学习经历的简历 |
（8）600MPa级高强钢筋用钢成分与控冷工艺的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 国内外钢筋研究现状 |
| 2.1.1 国外钢筋发展现状 |
| 2.1.2 国内钢筋发展水平 |
| 2.2 HRB600高强钢筋概况 |
| 2.2.1 HRB600高强钢筋的化学成分、显微组织及力学性能要求 |
| 2.2.2 HRB600高强钢筋的应用前景 |
| 2.2.3 HRB600高强钢筋的研究现状 |
| 2.3 高强钢筋的强韧化机理 |
| 2.3.1 固溶强化(Solid solution strengthening) |
| 2.3.2 沉淀强化(Precipitation strengthening) |
| 2.3.3 细晶强化(Grain refinement strengthening) |
| 2.3.4 位错强化(Dislocation strengthening) |
| 2.4 微合金化及其在高强钢筋生产中的应用 |
| 2.4.1 微合金化机理概述 |
| 2.4.2 微合金元素在钢筋中的作用 |
| 2.5 控轧控冷工艺及其在高强钢筋生产中的应用 |
| 2.5.1 控轧控冷工艺的机理 |
| 2.5.2 控轧控冷四阶段 |
| 2.5.3 控制轧制要素 |
| 2.5.4 控制冷却要素 |
| 2.6 本课题的主要研究内容 |
| 3 600 MPa级高强钢筋用钢中平衡析出相的热力学计算 |
| 3.1 600 MPa级高强钢筋用钢(0.23V-0.019N)热力学计算结果 |
| 3.2 不同钒含量钢中平衡析出相的热力学计算结果 |
| 3.3 不同氮含量钢中平衡析出相的热力学计算结果 |
| 3.4 钒元素在600MPa级高强钢筋用钢奥氏体中的固溶规律 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 等温相变规律及晶内铁素体形成的动力学过程和机理研究 |
| 4.1 等温相变规律研究 |
| 4.1.1 JMatPro软件介绍及计算模型 |
| 4.1.2 等温转变曲线计算结果与分析 |
| 4.1.3 不同等温温度下钢的显微组织观察与分析 |
| 4.2 晶内铁素体形成的动力学过程 |
| 4.2.1 不同等温时间后钢的显微组织观察与分析 |
| 4.2.2 钒含量对等温不同时间后钢显微组织的影响 |
| 4.2.3 氮含量对等温不同时间后钢显微组织的影响 |
| 4.3 晶内铁素体的形成机理研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 轧后冷却速率对钢显微组织、V(C,N)析出行为和铁素体相微观力学性能的影响 |
| 5.1 实验材料与方法 |
| 5.1.1 动态连续冷却过程中热模拟工艺制定 |
| 5.1.2 显微组织和析出相的观察与分析 |
| 5.1.3 显微硬度及微观力学性能测定 |
| 5.1.4 动态连续冷却曲线测定 |
| 5.2 轧后冷却速率对钢显微组织和硬度的影响 |
| 5.2.1 轧后冷却速率对钢显微组织的影响 |
| 5.2.2 轧后冷却速率对钢显微硬度的影响 |
| 5.2.3 动态CCT曲线测定结果与分析 |
| 5.3 轧后冷却速率对钢中V(C,N)析出行为和铁素体相微观力学性能的影响 |
| 5.3.1 轧后冷却速率对钢中V(C,N)析出行为的影响 |
| 5.3.2 轧后冷却速率对钢中铁素体相微观力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 控冷终止温度对钢显微组织和力学性能的影响 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 不同控冷终止温度对钢显微组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 不同控冷终止温度对钢显微组织的影响 |
| 6.2.2 不同控冷终止温度对钢性能的影响 |
| 6.3 钒含量对不同控冷终止温度下钢显微组织和性能的影响 |
| 6.3.1 钒含量对不同控冷终止温度下钢显微组织的影响 |
| 6.3.2 钒含量对不同控冷终止温度下钢性能的影响 |
| 6.4 氮含量对不同控冷终止温度下钢显微组织和性能的影响 |
| 6.4.1 氮含量对不同控冷终止温度下钢显微组织的影响 |
| 6.4.2 氮含量对不同控冷终止温度下钢性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 在中试条件下对V-N微合金化600MPa级高强钢筋用钢控冷工艺的研究 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.1.1 控轧控冷工艺制定 |
| 7.1.2 显微组织与析出相的观察与分析 |
| 7.1.3 力学性能测试 |
| 7.2 轧后控冷工艺对钢显微组织、V(C,N)析出行为及性能的研究 |
| 7.2.1 轧后控冷工艺对钢显微组织的影响 |
| 7.2.2 轧后控冷工艺对V(C,N)析出行为的影响 |
| 7.2.3 轧后控冷工艺对钢力学性能的影响 |
| 7.3 钒含量对不同轧后控冷工艺下钢的显微组织及性能的影响 |
| 7.3.1 钒含量对不同轧后控冷工艺下钢显微组织的影响 |
| 7.3.2 钒含量对不同轧后控冷工艺下钢力学性能的影响 |
| 7.4 氮含量对不同轧后控冷工艺下钢显微组织及性能的影响 |
| 7.4.1 氮含量对不同轧后控冷工艺下钢显微组织的影响 |
| 7.4.2 不同氮含量对钢中铁素体相微观力学性能的影响 |
| 7.4.3 氮含量对不同轧后控冷工艺下钢力学性能的影响 |
| 7.5 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 |
（9）低成本生产热轧螺纹钢工艺的组织及性能影响规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 螺纹钢的分类 |
| 1.1.1 螺纹钢规格和型号 |
| 1.1.2 微合金化钢筋 |
| 1.1.3 余热处理钢筋 |
| 1.1.4 超细晶热轧钢筋 |
| 1.2 螺纹钢生产现状和价格影响因素 |
| 1.3 螺纹钢生产方式 |
| 1.3.1 生产方式 |
| 1.3.2 螺纹钢成本计算 |
| 1.4 HRB400级螺纹钢国内外应用现状及前景 |
| 1.4.1 国内外应用现状 |
| 1.4.2 发展前景 |
| 1.5 课题背景及意义 |
| 1.6 本论文的研究方向 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 第二章 文献综述 |
| 2.1 螺纹钢的强化方式 |
| 2.1.1 固溶强化 |
| 2.1.2 位错强化 |
| 2.1.3 沉淀强化 |
| 2.1.4 细晶强化 |
| 2.1.5 相变强化 |
| 2.2 螺纹钢的微合金化 |
| 2.3 微合金化强化方式 |
| 2.3.1 微合金细晶强化 |
| 2.3.2 微合金元素的析出强化 |
| 2.3.3 微合金相变强化 |
| 2.4 氮元素在钢中的作用 |
| 2.4.1 氮对过冷度的影响 |
| 2.4.2 氮在霍尔佩奇公式中的作用 |
| 2.4.3 氮对微合金元素的作用 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 氮化硅增氮生产HRB335螺纹钢的组织及性能影响研究 |
| 3.1 实验材料及方案 |
| 3.2 实验数据 |
| 3.2.1 微观组织观察 |
| 3.2.2 电子显微镜断口扫描显微组织照片 |
| 3.2.3 软件模拟氮含量对A_3温度及A_1线影响 |
| 3.2.4 实验钢珠光体含量及力学性能统计 |
| 3.3 实验结果分析 |
| 3.4 低成本生产讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 氮化硅增氮生产V微合金HRB400螺纹钢的组织及性能影响研究 |
| 4.1 钒钢中增氮的强化理论 |
| 4.2 实验材料及方案 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 增氮对显微组织的影响 |
| 4.3.2 扫描电镜下夹杂物和析出物的形貌和种类 |
| 4.3.3 金相显微镜下夹杂物观察 |
| 4.4 室温组织析出物 |
| 4.5 低成本生产探讨 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 氮化硅增氮对铝、硼、钛及钒钛铝复合微合金的组织及性能影响研究 |
| 5.1 氮化硅增氮效果分析 |
| 5.2 实验钢力学性能测量及相变点测试 |
| 5.2.1 室温显微组织照片 |
| 5.3 微合金元素的强化分析 |
| 5.3.1 铝元素强化分析 |
| 5.3.2 钛元素强化分析 |
| 5.3.3 硼元素强化分析 |
| 5.3.4 铝、钒、钛复合微合金化强化 |
| 5.4 低成本生产探讨 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 论文结论及展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读学位期间所发表的论文 |
（10）V-N微合金钢贝氏体区析出行为及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 微合金化钢的发展现状 |
| 1.2.1 国外发展状况 |
| 1.2.2 国内发展现状 |
| 1.3 VN微合金钢 |
| 1.3.1 钒在钢中的作用 |
| 1.3.2 氮在钢中的作用 |
| 1.4 VN微合金钢的析出行为 |
| 1.4.1 碳氮化物的作用与控制析出 |
| 1.4.2 析出行为的主要研究方法 |
| 1.4.3 V(C,N)在奥氏体中的析出行为 |
| 1.4.4 V(C,N)在铁素体中的析出行为 |
| 1.4.5 V(C,N)在贝氏体中析出 |
| 1.5 选题意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 奥氏体高温变形行为研究 |
| 2.1 实验材料及方法 |
| 2.2 实验结果及分析 |
| 2.2.1 实验钢的真应力-应变曲线 |
| 2.2.2 动态再结晶模型的回归 |
| 2.2.3 氮含量对动态再结晶的影响 |
| 2.3 小结 |
| 第3章 奥氏体连续冷却转变规律研究 |
| 3.1 实验材料、方法及工艺 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.1.3 实验工艺 |
| 3.2 V-N1实验钢CCT曲线测定结果与分析 |
| 3.2.1 V-N1实验钢组织分析 |
| 3.2.2 V-N1实验钢硬度分析 |
| 3.2.3 V-N1实验钢CCT曲线绘制及分析 |
| 3.3 V-N2实验钢CCT曲线测定结果与分析 |
| 3.3.1 V-N2实验钢组织分析 |
| 3.3.2 V-N2实验钢硬度分析 |
| 3.3.3 V-N2实验钢CCT曲线绘制及分析 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 V(C,N)在贝氏体区的析出行为研究 |
| 4.1 V(C,N)在贝氏体区的析出动力学理论计算 |
| 4.1.1 V(C,N)在奥氏体中的溶解 |
| 4.1.2 V(C,N)在贝氏体区的析出相变自由能 |
| 4.1.3 主要形核机制的确定 |
| 4.1.4 析出动力学曲线的理论计算 |
| 4.2 V(C,N)在贝氏体区等温析出行为实验 |
| 4.2.1 实验材料与工艺 |
| 4.2.2 组织分析 |
| 4.2.3 实验钢的硬度测试 |
| 4.2.5 析出物粒子统计公式 |
| 4.2.6 统计结果及分析 |
| 4.3 小结 |
| 第5章 含钒贝氏体钢的实验室试制 |
| 5.1 实验过程 |
| 5.1.1 实验材料及设备 |
| 5.1.2 实验室热轧工艺 |
| 5.1.3 轧后组织和性能检测 |
| 5.2 热轧后实验结果与分析 |
| 5.2.1 显微组织 |
| 5.2.2 拉伸性能分析 |
| 5.2.3 冷弯性能分析 |
| 5.2.4 冲击性能分析 |
| 5.3 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、15锰钒氮钢试制小结（论文参考文献）
- [1]莱钢HRB500E抗震钢筋的研究开发[D]. 刘艳林. 东北大学, 2016(02)
- [2]15锰钒氮（铜）钢正交试验小结[J]. 陈祝清,潘捷建. 武钢技术, 1976(03)
- [3]HRB600E高强抗震钢筋制备工艺研究[D]. 乔国平. 辽宁科技大学, 2019(01)
- [4]高效低成本钒氮合金制备关键工艺技术研究[D]. 杨勇. 钢铁研究总院, 2018(12)
- [5]φ1.6毫米焊丝半自动二氧化碳气体保护焊试验总结[J]. 哈尔滨工业大学. 电焊机, 1974(03)
- [6]氧化物冶金型大线能量焊接用钢组织性能调控与生产工艺研究[D]. 王超. 东北大学, 2017(08)
- [7]CO2焊接在大型电机制造上的试验和应用[J]. 哈尔滨工业大学. 焊接, 1974(02)
- [8]600MPa级高强钢筋用钢成分与控冷工艺的研究[D]. 张婧. 北京科技大学, 2016(08)
- [9]低成本生产热轧螺纹钢工艺的组织及性能影响规律研究[D]. 杨昌乐. 昆明理工大学, 2011(05)
- [10]V-N微合金钢贝氏体区析出行为及组织性能研究[D]. 崔辰硕. 东北大学, 2015(01)