控轧控冷过程中低碳钢组织性能模型

基于热力学软件Thermo—Calc和动力学理论，建立了低碳钢在控制轧制和控制冷却生产中的微观组织演变物理冶金模型，回归了相应的力学性能模型。研究表明，预测的显微组织与实测值，以及计算的力学性能与实测值吻合较好。     

改善H型钢断面性能均匀性的研究

针对H型钢的断面性能特点,对最终产品的材料组织形态和夹杂物含量进行研究,从温度和变形两个方面阐述了造成H型钢断面性能不均的原因。轧件断面的组织形态和空冷温度场计算结果表明,为了改善轧件的断面性能,应在轧件的不同部位选择不同的冷却强度对其进行轧后的控制冷却。     

热带精轧过程中温度变化规律的研究

为研究热连轧带钢终轧温度变化规律,给出了带钢轧制过程温度计算模型,分析了轧制速度、工作辊材质、带钢材质和工作辊温度对变形温升、接触温降和摩擦温升的影响,从而得到带钢轧制过程中温度变化的影响规律,为建立高精度热连轧带钢温度控制模型提供了理论依据.     

薄宽带钢平整机支撑辊辊型设计

针对单机架四辊光整机生产薄宽镀锌板过程中的边浪、复合浪问题，进行了现场试验和理论研究。以二维变厚度有限元程序为辊型设计的工作平台，建立了四辊光整机辊系弹性变形有限元模型，提出了变接触支撑辊（VCL辊型）技术，并与不同工作辊辊型配套使用进行仿真计算。结果表明，VCL支撑辊辊型可以增加光整机板形控制能力，消除边浪并改善支撑辊轴向不均匀的磨损状态。     

退火温度对TWIP钢组织性能和氢致脆性的影响

采用电化学结合低应变速率拉伸实验(SSRT)的方法和OM、SEM等手段研究了退火温度对Fe-18Mn-0.6C TWIP钢充氢条件下力学性能和变形行为的影响,并探讨了各类微观组织结构对氢致脆性的作用。结果表明,TWIP钢晶粒尺寸随退火温度的升高逐渐增大,700℃退火板晶界处容易观察到(Fe, Mn)3C渗碳体。900℃退火获得的中等尺寸均匀晶粒的TWIP钢具有最高的强塑积。在电化学充氢和SSRT同时进行下,TWIP钢的强度和塑性大幅下降,随退火温度的升高,强塑积损失率(R)呈增大趋势。高温退火得到的大尺寸晶粒在变形中更容易产生形变孪晶,孪晶/孪晶交叉位置和孪晶/晶界交叉位置是氢致裂纹的主要来源。尽管相对低温退火得到大尺寸晶粒和界面处层错能(SFE)变化使TWIP钢在变形中不容易产生形变孪晶,但其局部粗大的碳化物与形变孪晶间产生的应力集中处极易形成空位,演化成裂纹源,使相对低温退火的TWIP钢本身塑性不高。低于800℃退火对TWIP钢提高氢脆抵抗力没有明显作用。     

奥氏体变形对铌微合金钢贝氏体相变的影响

用Gleeb le-1500热模拟机研究了铌微合金钢奥氏体变形后连续冷却条件下贝氏体相变规律.研究表明,随变形温度的升高,先共析铁素体量较少,贝氏体的板条束变宽.在连续冷却条件下,贝氏体的转变量随变形量的增加而减少,随应变速率的增加而减少,但应变速率对贝氏体转变量的影响随冷却速度的增加而减弱.随着变形后保温时间的延长,奥氏体稳定性增加,在较快冷却条件下转变产物中存在残余奥氏体.     

具有复合埋层的新型SIMON材料的制备

采用氮氧共注入方法制备了新型的 SIMON(separation by implanted oxygen and nitrogen) SOI材料 .采用不同的制备方法分别制作出样品并进行了结构测试和分析 ,发现 SIMON材料的结构和质量对注入条件和退火工艺非常敏感 .并对各种氮氧复合注入技术做了分析和比较 ,发现氮氧分次注入可以得到更好的结构和性能     

热轧带钢连续冷却过程中相变体积分数的计算

基于相变动力学原理 ,在充分考虑变形对相变影响的情况下研究了奥氏体向铁素体、珠光体和贝氏体相变的动力学。探索了热轧带钢连续冷却过程中相变体积分数的计算方法。用此方法进行的计算机模拟与实验结果相当吻合。     

IF钢铁素体区热轧和退火过程中织构的演变

研究了一种Ti—IF（Interstitial—free）钢在铁素体区热轧和退火过程中织构的变化．由于轧制过程摩擦的影响，热轧织构和退火织构在厚度方向上都有很大的差异．在钢板的表层，热轧织构的主要组分是{110}（001），退火后表层的铁素体晶粒没有发生再结晶，该组分转变为（001）（110）；在试样的中心和1／4面，热轧织构组分主要是较弱的（111）／／ND（板法向）织构和部分（110）／／RD且在{001}（110）处最强；退火后中心面上的晶粒发生了完全再结晶，{001}组分转变为（111）／／ND组分使（111）／／ND织构成为唯一织构组分且在{111}（112）处最强．     

热轧后停留时间对带钢屈强比影响的研究

研究了实验室条件和工业规模试制条件下耐火钢层流冷却和热变形后停留时间对热轧带钢铁素体晶粒尺寸和带钢屈强比的影响.结果表明,延长热变形后停留时间可以增大铁素体晶粒尺寸;实验室喷淋冷却速度较低(10℃/s),铁素体晶粒尺寸较大,屈强比(YR)为0.78;第1次工业试验层流冷却速度快(30℃/s),使铁素体晶粒细化,屈强比偏高(YR=0.84);第2次工业生产试制的带钢屈强比可以由原来的0.84降低至0.79,而且不降低生产效率.