轧制温度

摘要： 在不同温度下对Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc进行大应变轧制,采用光学显微镜、扫描电镜、能谱分析及拉伸试验等研究轧制温度对合金显微组织与力学性能的影响。结果表明,热轧温度400°C时,Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc铝合金再结晶充分,晶粒尺寸细小均匀,结合热处理可有效改善基体中第二相分布不均现象;400°C热轧并T6态处理后合金综合力学性能较好,抗拉强度为455 MPa,伸长率为21.8%;合金断裂形式为韧性断裂,断口上分布着大量细小的韧窝。

摘要： H13是国内外应用广泛的空冷硬化热作模具钢种。在热模拟实验机上对H13模具钢进行单道次压缩实验,变形速率设定为1.0 s^(-1),在950~1150°C范围内,讨论变形温度及变形量对H13钢变形抗力的影响规律。通过研究H13钢高温变形过程行为机制,制定合理的轧制温度和轧制规程,促进动态回复和动态再结晶软化机制的发生,从而降低变形抗力,顺利实现H13钢锭一火轧制产材。

摘要： 为了探讨轧制温度对AZ61镁合金板材微观组织的影响,以及对电化学性能和放电性能的遗传效应,本文利用X射线衍射仪、光学显微镜和扫描电子显微镜对AZ61镁合金的微观组织结构和放电形貌进行了表征,采用极化曲线和组装镁空气电池放电方法对AZ61镁合金的电化学及放电性能进行了测试。研究表明:在300~400°C范围内,随着轧制温度的升高,AZ61镁合金的腐蚀电位先正移后负移再正移,腐蚀电流密度先减小后增大再减小。在350°C下轧制的AZ61镁合金具有最优良的耐腐蚀性能,其腐蚀电位为-1.470 V,腐蚀电流为8.415×10^(-6)A/cm^(2)。在电流密度为10^(-6) mA/cm^(2)条件下,轧制温度为350°C的AZ61镁合金的放电效率和比容量均达到峰值,分别为55.97%和1 253.13 mAh/g,且其放电形貌较为光滑并伴随少量凹坑。轧制温度可以有效细化合金的微观组织结构,减少β相的含量,有利于该合金耐腐蚀性的提高和放电参数的增大。

摘要： 采用降低C含量、增加Mn、V合金元素含量等成分优化设计,调整加热炉中的加热温度和均热温度,降低轧制温度和精轧轧制速度等工艺措施,研究了河北津西钢铁集团有限公司小型H型钢生产线Q235C低温冲击韧性批次合格率较低的问题。结果表明,经上述调整之后,试验钢的晶粒度由7.5级增加到8.5级~9.0级,混晶现象明显减弱,屈服强度和抗拉强度均有所提高,伸长率略微降低,冲击功合格率明显提高。

摘要： 根据热轧H型钢翼缘厚度方向变形集中在万能轧制阶段的特点,将万能阶段开轧温度设定在800～1000°C,其余主要工艺参数不变.通过对热轧H型钢进行力学性能检验及显微组织对比分析,发现铁素体晶粒尺寸及外形对产品力学性能有至关重要的影响,而万能阶段开轧温度对铁素体晶粒尺寸及外形存在显著影响.当开轧温度在1000～950°C时,虽然能够实现奥氏体动态再结晶,但在轧后分别从900和850°C空冷时,再结晶晶粒长大迅速,也易出现反常长大.当开轧温度为1000°C时,铁素晶粒尺寸不一,存在明显的混晶,当温度降低至950°C时,虽然混晶情况有所改善,但依然无法消除.在温度降低至900°C时,不仅能够完成奥氏体动态再结晶,而且轧后空冷起始温度降低至800°C,再结晶晶粒长大被抑制,形成了细小且均匀的初始奥氏体组织,此时的铁素体晶粒为10～30μm的等轴状.当温度进一步降低至850～800°C时,因无法达到促进奥氏体动态再结晶的热激活能需求,仅在未再结晶区进行了变形,最终形成扁平状铁素体晶粒,长轴与短轴尺寸比例接近2:1,长轴尺寸减小不明显,短轴尺寸进一步减小.正因为如此,随着开轧温度从1000°C降低至900°C,铁素体晶粒尺寸减小,从而增加了晶界面积,降低了应力集中程度,增大了瞬时变形的均匀分配能力,使得产品屈服强度从369 MPa升高至415 MPa,抗拉强度从508 MPa升高至546 MPa,断后伸长率从30.0％升高至31.5％,低温冲击功均值从36 J提升至99 J;当温度降低至850～800°C时,扁平状铁素体晶粒进一步增大了晶界面积,使得产品屈服强度和抗拉强度分布进一步升高至468 MPa和567 MPa,但由于长、短轴差距增大,导致塑性变形时需要协调转动而产生畸变能,断后伸长率降低至27.5％,低温冲击功均值提升至109 J,此时屈强比已达到0.83.鉴于降低开轧温度影响生产节奏,同时考虑万能轧机负荷、能耗及辊耗等经济因素,900～850°C是较为理想的开轧温度区间,此时产品不仅强度及塑性指标均保持在较高的水平,而且韧性指标大幅提升,耐候热轧H型钢的综合力学性能得到明显改善.

摘要： 根据热轧H型钢翼缘厚度方向变形集中在万能轧制阶段的特点,将万能阶段开轧温度设定在800~1000°C,其余主要工艺参数不变。通过对热轧H型钢进行力学性能检验及显微组织对比分析,发现铁素体晶粒尺寸及外形对产品力学性能有至关重要的影响,而万能阶段开轧温度对铁素体晶粒尺寸及外形存在显著影响。当开轧温度在1000~950°C时,虽然能够实现奥氏体动态再结晶,但在轧后分别从900和850°C空冷时,再结晶晶粒长大迅速,也易出现反常长大。当开轧温度为1000°C时,铁素晶粒尺寸不一,存在明显的混晶,当温度降低至950°C时,虽然混晶情况有所改善,但依然无法消除。在温度降低至900°C时,不仅能够完成奥氏体动态再结晶,而且轧后空冷起始温度降低至800°C,再结晶晶粒长大被抑制,形成了细小且均匀的初始奥氏体组织,此时的铁素体晶粒为10~30μm的等轴状。当温度进一步降低至850~800°C时,因无法达到促进奥氏体动态再结晶的热激活能需求,仅在未再结晶区进行了变形,最终形成扁平状铁素体晶粒,长轴与短轴尺寸比例接近2∶1,长轴尺寸减小不明显,短轴尺寸进一步减小。正因为如此,随着开轧温度从1000°C降低至900°C,铁素体晶粒尺寸减小,从而增加了晶界面积,降低了应力集中程度,增大了瞬时变形的均匀分配能力,使得产品屈服强度从369 MPa升高至415 MPa,抗拉强度从508 MPa升高至546 MPa,断后伸长率从30.0%升高至31.5%,低温冲击功均值从36 J提升至99 J;当温度降低至850~800°C时,扁平状铁素体晶粒进一步增大了晶界面积,使得产品屈服强度和抗拉强度分布进一步升高至468 MPa和567 MPa,但由于长、短轴差距增大,导致塑性变形时需要协调转动而产生畸变能,断后伸长率降低至27.5%,低温冲击功均值提升至109 J,此时屈强比已达到0.83。鉴于降低开轧温度影响生产节奏,同时考虑万能轧机负荷、能耗及辊耗等经济因素,900~850°C是较为理想的开轧温度区间,此时产品不仅强度及塑性指标均保持在较高的水平,而且韧性指标大幅提升,耐候热轧H型钢的综合力学性能得到明显改善。

摘要： 通过拉伸试验机、金相显微镜、扫描电镜等设备对不同轧制温度下制备的铝锂合金厚板的拉伸性能、金相组织以及断口形貌进行了系统研究.结果表明:轧制温度对固溶时效处理至T84状态板材的高向拉伸性能产生很大影响,但对纵向、纵横向的拉伸性能影响不大.随着轧制温度降低,板材的高向延伸率增大.轧制温度不同,轧制完毕后板材的显微组织也有很大差异,500°C温度下主要为二次析出的"魏氏体",450°C以及400°C下则是轧制碎化的初始"魏氏体"组织.这些组织会"遗传"至固溶处理后的组织中,从而影响板材的拉伸性能.

摘要： 宽厚板一车间3.5米线粗轧机在生产过程中带钢常有扣头现象,对设备损伤较大.根据粗轧机结构和本车间轧钢控制工艺分析,找出粗轧机带钢扣头产生主要原因,采取合理计划编排、改进板坯加热炉温度控制规程,合理设定轧制速度和轧制负荷,优化SKI系数和主传速度响应KP值,降低轧线标高等手段抑制轧制过程中带钢扣头的问题.

摘要： 本文研究了不同轧制温度和热处理工艺对TC2钛合金薄壁型材的显微组织结构和力学性能的影响.结果表明:轧制TC2钛合金圆棒坯料和扁坯料时,随着保温温度升高、保温时间延长,显微组织形貌均由等轴组织向双态组织发展,力学性能变化不大,从成本方面考虑,轧制的最佳热处理制度均为920°C/1h;采用退火温度750°C、保温1.5h的热处理工艺,可获得最佳的显微组织形貌和力学性能匹配,屈服强度和抗拉强度分别可达716MPa和782MPa,延伸率为23％,满足航空用钛合金薄壁型材力学性能需求.

摘要： 对某公司生产的Φ50 mm HRB500E钢筋反弯断裂原因进行研究,使用SIGMA300扫描电镜对断口的形貌进行分析;将试验钢筋的断口进行纵向剖开,研究裂纹在试验钢中的扩展情况;对不同轧制温度钢筋横肋根部的组织进行观察和硬度测试。结果表明:当试验钢筋的开轧温度为1050±10°C,终轧温度为980±10°C时,反弯试验的裂纹源在钢筋横肋根部,断裂源处的模式为准解理断裂;其横肋根部组织较粗大,含有魏氏组织,硬度值增大,使试验钢筋的塑韧性降低,导致反弯试验断裂现象的发生。

摘要： BT25y钛合金是在原BT25钛合金的基础上略降低了合金的Al含量,增加了Zr、Mo元素含量,使其具有更好的综合性能.本文研究了不同轧制温度对BT25y钛合金棒材显微组织与力学性能的影响.结果表明:在相同热处理制度下,β-60°C轧制的棒材,其综合力学性能优于β-40°C轧制的棒材.

摘要： 本文研究了3种轧制温度对IMI550钛合金Φ22mm棒材组织和力学性能的影响.实验对具有相同初始状态的原材料采用相同的轧制变形量,轧制温度分别为Tβ-60°C、Tβ-25°C、Tβ+15°C.试验结果表明:IMI550钛合金棒材经Tβ-60°C轧制后为等轴组织,经Tβ-25°C轧制后为双态组织,经Tβ+15°C轧制后为网篮组织;等轴组织、双态组织和网篮组织的室温和400°C高温拉伸强度没有明显变化,并且等轴组织和双态组织的塑性也相当,但网篮组织的塑性较差,网篮组织的蠕变性能最好,双态组织其次,等轴组织最差.

摘要： 研究了轧制温度及退火温度对TA5棒材组织及性能的影响,结果表明:在Tβ转温度以下加热轧制得到的组织均为等轴α,抗拉强度随轧制温度的升高而降低;在近Tβ转温度加热轧制得到片状α+少量等轴α.热轧态TA5棒材经700-850°C退火后的组织均为等轴α,随着退火温度的升高,α相晶粒尺寸变大,冲击功增大,而强度和塑性变化不明显.

摘要： 本文通过对比分析不同热轧轧制温度下的板坯高温加热HiB硅钢热轧板和常化板的金相组织、第二相夹杂物和表面氧化层,并结合最终产品磁性能,进一步总结出热轧轧制温度对于高温加热板坯HiB硅钢磁性能的影响机理，得到了以下结论：(1)高温HiB钢热轧板组织分为未经相变的粗大铁素体区域，经轧制延伸的铁素体区域，以及细小再结晶铁素体区域：沿厚度方向表现为表层是再结晶组织，中心层为流变铁素体伸长晶粒，以及呈层状分布的网状碳化物组织（铁素体和珠光体组成）。热轧温度愈高，粗大铁素体的再结晶比例较低，流变铁素体带较窄，细小等轴铁素体数量较多，组织也更为均匀，更有可能获得优异的成品磁性。(2)相对于热轧板组织，高温HiB钢热轧板常化后组织有明显的变化，常化时热轧板中的富碳区（带状珠光体和马氏体区）重新奥氏体化，热轧板中的再结晶铁素体（细小等轴铁素体）进一步粗化，热轧组织中的细小流变铁素体发生再结晶，将原有的流变带截成几个晶粒，较宽流变铁素体再结晶后仍保持条带状并略有宽化。热轧温度愈高，再结晶铁素体晶粒更为细小，流变铁素体的边界更为平直，组织更为均匀，更有可能获得磁性更为优异的产品。(3)正常高温HiB钢热轧板中，仅有几十纳米至几百纳米的球形和不规则形态抑制剂且分布均匀，经能谱分析这些球形抑制剂主要为MnS和含有少量Cu2S的MnS和Cu2S复合相，不规则形态抑制剂主要为MnS和含有少量AIN，基体中没有明显的AIN析出。热轧温度愈高，热轧板中析出的AIN颗粒愈少，为常化阶段AIN的析出创造了更好的条件，进一步提高了第二相的抑制力，有利提高产品磁性。(4)相对于热轧板第二相析出，正常高温HiB硅钢常化板中，第二相析出数量进一步增加，同时抑制剂分布均匀，抑制剂尺寸主要分成两类，100～200nm较大抑制剂和20～50啪细小不规则抑制剂，较大尺寸抑制剂较少，主要为细小抑制剂，用能谱对不同尺度抑制剂进行分析，100蛐以上抑制剂主要为MnS并含有少量Cu2S和AIN的复合相，20～50nm细小不规则抑制剂主要为AIN、Cu2S的复合相。热轧温度愈高，常化后20～50nm细小不规则析出物愈多，从而抑制力更强，有利提高产品磁性。(5)热轧温度愈高，热轧板表面的氧化层愈厚，同时氧化层的组分进一步发生变化，这一变化可能影响到常化阶段的表层脱碳，以及脱碳退火后钢带表层的氧化膜结构，从而影响产品磁性。

摘要： 本文研究了不同轧制温度及热处理工艺对Ti-75(Ti-3A1-2Mo-2Zr)合金显微组织及冲击韧性性能的影响.试验结果表明,近β转变温度轧制,有助于改善Ti-75合金的冲击韧性、显微组织.轧制温度对Ti-75合金的显微组织影响明显，在890°C轧制时，显微组织呈现细小的河流状组织，在930°C轧制时，显微组织呈现趋于等轴化的a+β两相组织;在890°C轧制时，不同退火温度对Ti-75合金的冲击韧性影响不明显，在930°C轧制时，不同退火温度对Ti-75合金的冲击韧性影响明显，即冲击韧性随退火温度的升高而降低。

摘要： 对AZ61镁合金进行大应变轧制，研究轧制温度对材料微观组织和力学性能的影响。结果表明，AZ61镁合金在300～450°C大应变轧制可成功制备外形光洁、平整以及性能较好的板材，但是在250°C时板材难以轧制成形。AZ61合金在不同温度轧制时发生不同程度的动态再结晶，300°C和350°C轧制时，材料组织不均匀，主要由孪晶、粗大等轴晶粒和细小再结晶晶粒组成，再结晶不完全；温度继续升高至400和450°C时，再结晶更完全，甚至发生完全再结晶，组织均匀细小，由再结晶晶粒组成。AZ61镁合金经不同温度大应变热轧后，400°C的综合力学性能最好，其抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到308MPa、226.54MPa和22.52%，均比铸态提高58.18%、29.93%和142.72%。AZ61镁合金铸态试样断口呈现脆性断裂特征；在轧制温度为300～450°C时，AZ61镁合金断口形貌均呈现韧性断裂特征。

摘要： 系统地分析了轧制力、轧制温度、轧辊辊型等对铝板材热轧板型的影响，并对多因素的综合作用对板型的影响进行了讨论。

摘要： 运用体视显微镜、金相显微镜、电子探针对1215MS加工好的成品表面针孔缺陷进行分析和研究.结果表明,气泡或气泡携带夹杂物脱落、轧钢温度偏低造成的微裂纹、用户加工时异物压入等是造成成品表面针孔缺陷的原因.采用对症措施,优化连铸工艺,窄带化控制轧钢温度,以及用户在研磨工序采取相应措施,降低了此问题的发生率,用户使用满意.

摘要： 运用体视显微镜、金相显微镜、电子探针对1215MS加工好的成品表面针孔缺陷进行分析和研究.结果表明,气泡或气泡携带夹杂物脱落、轧钢温度偏低造成的微裂纹、用户加工时异物压入等是造成成品表面针孔缺陷的原因.采用对症措施,优化连铸工艺,窄带化控制轧钢温度,以及用户在研磨工序采取相应措施,降低了此问题的发生率,用户使用满意.

摘要： 运用体视显微镜、金相显微镜、电子探针对1215MS加工好的成品表面针孔缺陷进行分析和研究.结果表明,气泡或气泡携带夹杂物脱落、轧钢温度偏低造成的微裂纹、用户加工时异物压入等是造成成品表面针孔缺陷的原因.采用对症措施,优化连铸工艺,窄带化控制轧钢温度,以及用户在研磨工序采取相应措施,降低了此问题的发生率,用户使用满意.

摘要： 本发明提供轧制件卷取温度控制装置以及轧制件卷取温度控制方法。轧制件卷取温度控制装置具备：输出对多个冷却集管指示开闭的集管开闭模式的集管开闭模式输出部；与沿着钢板的长边方向以规定长度划分的各个控制区域相对应而进行集管开闭模式设定的开闭模式预设部；根据由卷取温度收集部获取的上一次长边方向实际卷取温度相对于长边方向目标卷取温度在长边方向上偏离的偏离长度来计算冷却集管的集管开放响应延迟时间的集管开放响应延迟计算部，集管开闭模式输出部在比与该集管开闭模式建立关联的控制区域到达冷却集管的位置的时机提前所述计算出的集管开放响应延迟时间的时机输出集管开闭模式。

摘要： 本发明公开一种螺纹钢棒轧件轧制过程温度计算的方法。包括下述步骤1)判断当前轧件所在位置；2)依据轧件所在位置，得出轧件尺寸形貌；3)依据轧件尺寸形貌计算当前轧件等效边长R；4)依据等效边长计算轧件的节点；5)按新增的N

摘要： 本发明提供轧制件卷取温度控制装置以及轧制件卷取温度控制方法。轧制件卷取温度控制装置(100)具备：输出对多个冷却集管(157)指示开闭的集管开闭模式的集管开闭模式输出部(135)；与沿着钢板(151)的长边方向以规定长度划分的各个控制区域相对应而进行集管开闭模式设定的开闭模式预设部(112)；根据由卷取温度收集部(140)获取的上一次长边方向实际卷取温度相对于长边方向目标卷取温度在长边方向上偏离的偏离长度来计算冷却集管的集管开放响应延迟时间的集管开放响应延迟计算部(131)，集管开闭模式输出部在比与该集管开闭模式建立关联的控制区域到达冷却集管的位置的时机提前所述计算出的集管开放响应延迟时间的时机输出集管开闭模式。

摘要： 本发明涉及一种用于制造轧制的轧件（G）的轧制设备（1）、机器可读的程序代码（9）、一种存储介质（10）、一种用于制造轧制的轧件（G）的轧制设备（1）的开环和/或闭环控制装置（8）以及一种用于制造在轧制设备（1）尤其铸轧设备的轧机列（2）中轧制的轧件（G）的方法，其中所述轧制设备（1）连续地运行，措施是所述轧件在按计划运行的过程中从将该轧件输送给所述轧制设备的装置（6、6’）尤其铸造装置（6）和/或轧件卷绕装置（6’）至少直至沿物料流方向布置在所述轧件输送装置（6、6’）后面的精轧机列（2）构造为一体的，措施是所述轧件（G）连续地进入到所述精轧机列（2）中并且在所述精轧机列（2）中被连续地轧制为第一出口产品（A）。在对轧制过程产生影响的偏离于所述轧制设备（2）的按计划的运行之间的偏差的出现方面对所述轧制设备（1）的运行进行监控，其中在出现所述偏差时检查（100、101），在考虑到所述偏差的情况下是否还能够制造（102）与第一出口产品不同的第二出口产品（A*）。如果不能制造所述第二出口产品，则将所述轧制设备（1）的运行从连续的运行更改为（106）不连续的运行。由此可以提供一些手段，利用这些手段可以降低轧制设备中的通过不受欢迎的过程偏差引起的生产故障。

摘要： 本发明涉及一种适应快节奏轧制的卷取温度模型自学习方法，属于冶金行业热轧方法技术领域。本发明的技术方案是：配置卷取温度模型的水冷自学习目标点，当自学习目标点通过高温计后，获取实际温度数据，立即与预测温度进行比较，计算出水冷自学习系数，进行上下限和数据平滑处理后更新到模型数据库，用于卷取温度模型计算。本发明的有益效果是：避免了原设计中在热轧带钢完全通过卷取前高温计后才进行模型自学习系数更新，而在快节奏生产时，更新后的模型自学习系数无法用于下一块带钢的设定计算，造成多卷带钢温度控制异常的问题。

摘要： 本发明涉及一种针对热轧板坯特定加热温度轧制控制方法，属于热连轧板材生产方法技术领域。本发明的技术方案是：根据具体的RDT加热曲线，对比加热温度与目标温度差值，在模型表调整窗口FTPRP中对该钢种对应的钢族及厚度规格代码相对应的最优穿带速度值、最大加速度及抛钢速度等值进行调整；根据R2DT实测温度，对相应钢种提高穿带速度、适当降低加速度及精轧机抛钢速度；在轧制中针对不同加热温度对穿带速度进行提前预测，确保终轧温度曲线控制平稳。本发明的有益效果是：对其它钢种或同钢种其它厚度规格带钢控制不会造成影响，操作方便、调整快速，提高了带钢终轧温度控制命中率，产品质量稳定性显著提升。

摘要： 本发明提供了一种板带轧制过程轧件断面温度预测方法，涉及轧钢自动控制技术领域。该方法首先确定轧件进行边部感应加热过程有限元模型的建模参数及影响轧件断面温度的各影响因素取值范围，进而对模型进行建立、求解，根据数值模拟结果提取轧件断面温度参数数据；安排数值模拟实验，重复建立求解多组轧件进行边部感应加热过程有限元模型，分析所述各影响因素对轧件断面温度参数的影响规律，提取多组轧件断面温度参数数据进行轧件断面温度参数函数拟合；将数值模拟实验安排的每组影响因素的数值代入轧件断面温度参数函数确定轧件断面分区位置，提取轧件断面温度数据进行轧件断面温度函数拟合，精准预测了边部感应加热后轧件断面温度分布。

摘要： 本实用新型公开了一种轧制钢球温度控制装置，包括一组支架及设置在支架端部一侧的机座，在所述支架上方设置保温箱体，在所述机座上设置棒料的传动机构及驱动机构，待轧制的棒料依次从传动机构中的主动轮、从动轮之间以及所述保温箱体中间穿过。本实用新型的有益效果在于：钢棒在通过加热炉后先进入温度控制装置进行育温处理，使钢棒整体温度均匀化，然后在进入轧机轧制，这样使得进入轧机的棒料前后温度差相应减小，使得棒料在加热炉内充分加热，不受轧机影响，保证轧制稳定的控制性稳定性，从而提高产品质量的稳定性，轧机使用的稳定性，提高使用寿命。

摘要： 本发明涉及一种轧制力和轧制温度相互迭代的计算方法，初步计算轧制力后，根据所得轧制力计算相应的轧辊压扁半径和轧制温度，根据计算所得的轧制温度计算变形抗力、摩擦系数以达到根据轧制温度计算轧制力的目的，然后比较前后所计算的轧制力是否基本相等，若二者相差很小，也即达到了收敛条件，则迭代结束，取最后计算得到的轧制力、轧制温度作为计算结果。若不满足收敛条件，则根据所计算的轧制力再次计算轧辊压扁半径和轧制温度，然后根据轧制温度再次计算轧制力，并再次判断是否达到收敛条件。本发明考虑到了在现实生产过程中轧制力、轧制温度二者相互影响，存在着热力耦合的事实，通过数值迭代的方法，将轧制力和轧制温度的计算过程当做一个整体，还原轧制力和轧制温度相互影响的客观情况，以同时提高轧制力和轧制温度模型的预测精度。

摘要： 本发明涉及一种轧制力和轧制温度相互迭代的计算方法，初步计算轧制力后，根据所得轧制力计算相应的轧辊压扁半径和轧制温度，根据计算所得的轧制温度计算变形抗力、摩擦系数以达到根据轧制温度计算轧制力的目的，然后比较前后所计算的轧制力是否基本相等，若二者相差很小，也即达到了收敛条件，则迭代结束，取最后计算得到的轧制力、轧制温度作为计算结果。若不满足收敛条件，则根据所计算的轧制力再次计算轧辊压扁半径和轧制温度，然后根据轧制温度再次计算轧制力，并再次判断是否达到收敛条件。本发明考虑到了在现实生产过程中轧制力、轧制温度二者相互影响，存在着热力耦合的事实，通过数值迭代的方法，将轧制力和轧制温度的计算过程当做一个整体，还原轧制力和轧制温度相互影响的客观情况，以同时提高轧制力和轧制温度模型的预测精度。