一、等温条件下晶粒长大模型研究（论文文献综述）
刘华松[1]（2021）在《包晶钢连铸坯表面裂纹与组织控制研究》文中认为亚包晶或包晶点附近成分钢种的连铸坯表面横裂纹控制长期以来是低合金高强钢生产中的瓶颈问题。鉴于通过表面温度调控改善裂纹的传统途径具有较大局限性,由组织角度提升连铸坯表层热塑性已成为解决此类钢种在连铸、送装以及加热环节裂纹敏感性的重要思路。影响铸坯热塑性的组织因素主要包括原始奥氏体晶粒尺寸、奥氏体晶界处先共析铁素体与碳氮化物的析出状态。考虑到常规连铸冷却过程中铁素体相变与碳氮化物析出行为难以有效控制,本研究提出抑制凝固初生奥氏体晶粒粗化、降低连铸过程碳氮化物析出程度以及避免再加热时膜状铁素体形成的研究路线。初生奥氏体晶粒粗化与冷却强度有关,其多发生在连铸坯表面凹陷或振痕处。在凝固与冷却过程中,通过解析坯壳不同位置所发生收缩对表面凹陷的作用,建立了坯壳表面凹陷程度的预测模型,并利用结晶器热流密度等实测数据对此模型进行了验证。结果表明,坯壳凹陷程度与碳含量关系密切,最大凹陷分别出现于超低碳与亚包晶区域,与实测数据吻合良好。进而,通过线性回归方法提出了多项式形式的最大凹陷位置碳含量预测模型。以上模型为表面凹陷敏感性较大的亚包晶钢成分优化提供了可靠依据。连铸坯表层粗大奥氏体晶粒的形成机制至今仍存在争议。基于动力学模型分析与凝固实验,对包晶钢凝固初生奥氏体晶粒的粗化机制进行了研究。依据1300～1450℃高温下的等温晶粒长大实验结果,由溶质拖曳理论分析了初生奥氏体晶粒的长大动力学特征,认为其在高温时为理想晶粒长大。理想晶粒长大可很好地描述缓慢冷却凝固时的奥氏体晶粒长大行为;但对于连铸初凝坯壳对应的快速冷却凝固条件,其晶粒长大速度应当更快。通过设计0.15～10℃/s不同冷却速率下的凝固实验,证实了初生奥氏体晶粒存在的两种长大机制。其中,快速冷却凝固时奥氏体晶粒粗化速度远大于缓慢冷却凝固时。两种晶粒长大机制间的临界冷却速率为0.309～0.483℃/s。依据其与块状转变发生临界条件间的对比,两种晶粒长大机制分别对应于奥氏体通过扩散控制包晶相变或块状转变方式形成。其中,块状转变过程中产生的大量应变应当是快速冷却凝固时奥氏体晶粒迅速粗化的原因。依据初生奥氏体晶粒长大机制,通过在晶界迁移驱动力模型中引入应变能项,建立了适用于块状转变的初生奥氏体晶粒长大模型,并结合多相场模拟及凝固实验数据确定了模型参数。该模型可在晶粒尺寸与形貌上较好地描述连铸坯表层奥氏体晶粒特征,反映出晶粒在奥氏体完全形成温度附近的快速粗化与柱状晶粒形貌等实验观察现象。基于此模型对铸坯表层晶粒的粗化时机与影响因素进行了分析。结果表明,若通过强化冷却抑制初生奥氏体晶粒粗化,应当在铸坯表层温度降至奥氏体完全形成温度之前进行,对应于连铸结晶器上部区域,其关键措施为减轻表面振痕与凹陷。此外,进一步探讨了通过扩散控制包晶相变形成奥氏体以显着降低其晶粒粗化倾向的可能性。针对包晶点成分的含铝齿轮钢连铸坯角裂敏感性问题,通过研究其钢材产品渗碳处理对铝、氮元素含量的要求,为基于析出程度控制降低连铸裂纹倾向提供了成分优化依据。以20Cr钢为对象,采用模拟渗碳（伪渗碳实验）研究了铝、氮含量对渗碳时奥氏体晶粒尺寸的影响。根据晶粒结构特征与动力学理论,揭示了异常晶粒长大是渗碳时晶粒粗化的发生方式。进而,基于多相场模拟得到了异常晶粒长大发生的临界条件,并结合实验数据分别提出了由AlN质量分数及其钉扎强度所决定的渗碳晶粒尺寸控制预测模型。验证实验表明,模型正确率分别达到92%与75%。以上模型确定了该类齿轮钢中铝、氮含量的最低需求。通过模拟热装实验,分析了连铸坯装炉温度与表面裂纹敏感性间的联系。发现在两相区温度热装时,钢中未转变奥氏体的反向生长是奥氏体形成的主要方式,而奥氏体在珠光体与铁素体晶界处的形核与长大则受到抑制。在此相变行为下,两相区温度热装时膜状铁素体的形成倾向较高,并随着装炉温度的降低而下降。基于微观组织尺度的应变分配模拟,评估了再加热时的组织特征对裂纹敏感性的影响,揭示了装炉温度与表面裂纹敏感性之间的组织关联。结果表明,应避免在两相区温度热装,并建议装炉时铸坯表层组织中的珠光体含量应大于未转变奥氏体含量。
陈哲[2]（2021）在《FeNi基非晶纳米晶软磁合金的结构演变及软磁性能研究》文中指出FeNi基非晶合金作为新型的软磁材料之一,具有矫顽力（Hc）小、磁导率（μ）高、频率特性好等优势,已被广泛应用于磁头、精密互感器、磁屏蔽以及生物传感器等领域。然而,FeNi基合金仍存在非晶形成能力弱、热稳定性差以及饱和磁化强度较低等一系列问题,因此致力于研发新型高性能FeNi基非晶软磁合金将成为保障我国电力电子器件技术向高效化、轻便化、节能化方向的发展迫切急需的任务之一。为此,本文通过合金成分的调控来揭示非晶化驱动力、热力学稳定性、纳米晶结构与软磁性能间的关联性问题,阐明等温及非等温条件下的晶化动力学机制,掌握高韧性非晶合金带材的制备工艺流程,开发兼具高非晶形成能力及优异软磁性能的FeNi基非晶纳米晶软磁合金体系,本论文主要研究内容总结如下:（1）研究了(Fe40Ni40B19Cu1)100-xNbx（x=1,3,5,7）系合金带材中不同Nb含量对合金非晶形成能力、热稳定性以及软磁性能的影响规律。结果表明:随着Nb含量的增加,合金的不同晶化温度区间有明显提升。同时,表观激活能也明显增加,热稳定性有明显提高。当Nb含量为3 at.%时Hc最低为2 A/m,饱和磁化强度Ms=103.7 Am2/kg,具有相对较好的综合软磁性能。（2）通过等温晶化动力学分析研究表明,Nb含量为3 at.%时,合金的晶化行为分为三个阶段,（Fe,Ni）23B6相的形核过程,（Fe,Ni）23B6相的长大过程以及γ（Fe,Ni）相的形核长大过程,整个晶化过程是由一维界面控制型生长转变为三维界面控制型生长过程,且形核激活能和长大激活能分别为En=429.2 k J/mol,Eg=417.2 k J/mol。（3）通过调控Si/B比例,研究了(Fe40Ni40SixByCu1)0.97Nb0.03（Si/B=3:1,2:1,1:1,1:2,and 1:3）合金的非晶形成能力、热稳定性以及软磁性能的影响规律。结果表明:合理调控Si/B可以有效地提高Fe-Ni-Si-B-Cu-Nb合金体系的非晶形成能力,Trg可达0.509,且具有较好的热稳定性,且当Si/B=1:1和1:2时,Hc分别为0.30 A/m和0.25 A/m。同时,通过等温及非等温DSC分析表明,不同Si/B比例的合金具有不同的晶化行为。Si元素可以有效抑制γ（Fe,Ni）Si晶粒尺寸的过度增长。（4）基于前期的研究工作,系统地研究了P替换B对合金的影响规律。结果表明:低成本P元素不仅可以提高合金的非晶形成能力同时增强了晶化过程中的析出相竞争关系。在软磁性能方面,所有合金的Hc≤1 A/m,磁导率最大可达17100,钉扎场Hp约为25-30 A/m。我们发现P可以有效的提高α-Fe（Si）相的析出密度,进而提高了合金的饱和磁化强度Ms,当P含量为3 at.%时,合金的Ms达到97.6 A m2/kg。（5）基于磁性元素的调控,系统地研究了不同Fe/Ni对(FexNi80-xSi9.5B9.5Cu1)0.97Nb0.03（x=36,38,40,42,44）合金非晶形成能力、晶化动力学行为以及软磁性能的影响规律。结果表明:随着Fe/Ni比的增加,合金中约化玻璃转变温度Trg从0.507增加到0.527,合金的GFA得到明显提升。通过动力学分析,发现合金中γ（Fe,Ni）Si相比α-Fe（Si）和（Fe,Ni）B对升温速率的依赖性更低,且γ（Fe,Ni）Si相的形成过程所需要的激活能要远高于α-Fe（Si）和（Fe,Ni）B相。在软磁性能方面,x=36,38,40,42,44合金经最优热处理后的Hc分别为0.14 A/m,0.11 A/m,0.23 A/m,0.08 A/m,0.03 A/m,同时μe分别为17000,14600,10800,12700和16500。
彭则[3]（2021）在《42CrMo钢船用曲拐热处理工艺及性能研究》文中研究指明本文围绕着42CrMo钢船用曲拐热处理工艺的制订,首先探讨了42CrMo钢在不同加热条件下的晶粒长大规律及不同冷却条件下的组织演变。然后进行了末端淬火过程的数值模拟并进行了验证。最后模拟了船用曲拐的温度、晶粒大小、组织以及硬度在热处理过程中的分布规律。为了指导船用曲拐加热工艺的制订,利用DIL-805-ADT动态淬火/膨胀相变仪开展了42CrMo钢在不同加热温度和保温时间条件下的奥氏体化热模拟试验,采用截线法研究了42CrMo钢在不同奥氏体化条件下的奥氏体晶粒尺寸的演变规律。结果表明,42CrMo钢在加热到890～930°C区间时已经完全奥氏体化,保温过程中的晶粒生长属于正常生长,温度的影响较大,保温时间的影响较小,在保温过程中晶粒生长缓慢,晶粒尺寸与时间满足指数关系。通过线性回归得到晶粒长大的Beck模型参数,非线性回归得到Sellars和Anelli模型参数,结果表明在确定42CrMo钢热处理温度时推荐使用Anelli模型预测其奥氏体晶粒尺寸。为了指导船用曲拐冷却工艺的制订,利用DIL-805-ADT动态淬火/膨胀相变仪开展了42CrMo钢的连续冷却转变和等温转变实验,研究了42CrMo钢在不同冷却形式下的组织演变规律,绘制了42CrMo钢的CCT曲线和TTT曲线。连续冷却转变的研究结果表明,当冷却速度为0.1°C/s时,冷却产物为珠光体和铁素体的双相混合组织;当冷却速度为0.2～0.5°C/s时,冷却产物为珠光体、铁素体、贝氏体的三相混合组织;当冷却速度为1～4.3°C/s时,冷却产物为贝氏体和马氏体的双相混合组织,而且随着冷却速度的不断增加,马氏体组织含量也逐渐增多;当冷却速度大于5°C/s时,冷却产物为马氏体组织,因此可以推断42CrMo钢的马氏体转变的临界冷速在4.3～5°C/s之间。等温冷却转变的研究结果表明,当在320～540°C等温转变时,转变产物为贝氏体组织,而且贝氏体组织还存在转变不完全现象;当在560～720°C等温转变时,转变产物为珠光体和铁素体。建立了船用曲拐在热处理数值模拟过程中使用的传热模型、相变模型和硬度模型。然后使用材料性能软件JMat Pro计算了42CrMo钢的密度、比热容、导热系数和平衡状态下的奥氏体分解参数等基本参数。开展了末端淬火过程的数值模拟并验证了其准确性。温度结果表明,试样经过600 s喷淬后,试样顶端的温度为230°C,而试样底端的温度下降到了81°C,试样的上下温差为150°C,而且距离水冷端的位置越远,温度降低越慢。组织结果表明,模拟喷淬600 s后末端淬火试样的显微组织主要为马氏体、贝氏体以及铁素体的混合组织。硬度结果表明,硬度大小分布由组织分布所决定,在试样底端的硬度最大,能达到663 HV,在试样顶端的硬度最小,只有330 HV。末端淬火过程的计算结果与实验结果吻合较好。通过数值模拟技术预测了42CrMo钢船用曲拐在加热过程中的温度以及晶粒度变化,在冷却过程中的温度、组织以及硬度变化。结果表明,在加热过程中采用阶梯加热,曲拐各个位置的温度以及晶粒度大小差别很小。在冷却过程中,曲拐在圆环处的温度降低较快,在圆环处只存在马氏体和贝氏体两种组织;在曲拐臂处的心部温度降低较慢,存在着少量的铁素体组织。计算的曲拐的表面硬度较高能达到672 HV,心部硬度较低只有271 HV。
张义伟[4]（2020）在《00Cr13Ni6Mo2超级马氏体不锈钢组织演变与相变行为研究》文中认为超级马氏体不锈钢具有良好的强韧性匹配和优异的焊接性能,尤其在CO2和H2S等腐蚀性环境中具有良好的耐腐蚀性能,因此通常作为奥氏体不锈钢和双相不锈钢的替代产品而应用于深海及近海天然气、石油开采和管道输送等领域。超级马氏体不锈钢优异的综合性能与热加工过程中的显微组织演变密切相关。本文以00Cr13Ni6Mo2超级马氏体不锈钢为研究对象,采用Gleeble-3500热模拟研究其热加工过程中的变形行为,利用高温激光共聚焦显微镜观察和分析热加工后的奥氏体晶粒长大行为和相变过程,研究热处理工艺对超级马氏体不锈钢组织性能影响规律。利用金相显微镜（OP）、扫描电子显微镜（SEM）、背散射电子衍射技术（EBSD）、透射电子显微镜（TEM）并结合能谱分析研究逆变奥氏体的组织特征、元素分布及其与回火马氏体的晶体学位向关系,依据实验数据建立恒温度回火条件下平衡态逆变奥氏体的相变动力学模型。从逆变奥氏体形貌特征、元素分布及其与基体之间的晶体学关系等角度分析逆变奥氏体的相变特征,揭示逆变奥氏体在回火过程中的相变机制,丰富了对逆变奥氏体相变的认识,为超级马氏体不锈钢热加工工艺的制定提供实验与理论支撑。论文工作的主要结论如下:（1）基于双曲正弦模型构建了实验钢的本构方程,并获得热变形条件下超级马氏体不锈钢的表观激活能为412k J/mol。超级马氏体不锈钢热压缩变形中的流变应力随着变形温度的降低和应变速率的升高而升高。在低应变速率和高变形温度下,超级马氏体不锈钢容易发生动态再结晶,形成均匀细小的再结晶晶粒,晶粒尺寸随变形温度升高而增加。变形条件对显微组织有很大影响,较高的形变温度（1050℃）和较低的形变速率(0.01s-1)有助于提升实验钢热变形后的组织均匀性,并在回火处理后获得更多的逆变奥氏体。结合高温变形行为对超级马氏体不锈钢的组织影响,为超级马氏体不锈钢热轧态组织控制提供参考。（2）高温共聚焦显微镜动态观察结果表明,实验钢在950～1150℃范围内加热时奥氏体晶粒尺寸与加热温度之间符合Arrhenius关系,奥氏体晶界迁移激活能约为160.6k J/mol。在1050℃等温加热时,实验钢奥氏体晶粒尺寸随时间延长呈抛物线增长,晶粒长大指数约为0.3。相同的淬火冷却速率条件下,实验钢的Ms点随着奥氏体化加热温度的升高而升高。通过对马氏体相变原位观察发现,马氏体以切变方式从奥氏体晶界向晶内生长,且淬火加热温度越高,形成的马氏体板条尺寸越大。对超级马氏体不锈钢回火过程的动态观察表明,部分逆变奥氏体在回火过程中发生分解。原位动态组织观察,为控制奥氏体晶粒长大行为以及回火组织中逆变奥氏体稳定性影响因素研究提供思路。（3）实验钢在1050℃淬火580～700℃回火保温后的显微组织主要由回火马氏体和逆变奥氏体构成,随着回火加热温度的升高,逆变奥氏体含量呈现先增加后降低的趋势,在620℃回火时逆变奥氏体含量达到最大值,当回火温度继续升高时,逆变奥氏体的稳定性降低发生分解,重新转变成马氏体;而显微硬度的变化和逆变奥氏体含量呈现相反的趋势。在620℃回火保温1～32小时的组织观察表明,随着回火保温时间的延长,实验钢组织中的逆变奥氏体的形态从颗粒状到块状,直至呈现板条状,而板条状的逆变奥氏体细化了马氏体基体;逆变奥氏体含量随着回火保温时间增加而逐渐增加,从而导致回火试样的显微硬度逐渐降低。（4）回火试样显微组织的EBSD表征发现,逆变奥氏体主要分布在回火马氏体板条束、板条块等亚结构界面上,少量分布在原奥氏体晶界处,而马氏体基体中的微观结构取向差角分布在0°～60°范围内。根据逆变奥氏体和回火马氏体基体之间的极图分析,逆变奥氏体和基体之间满足K-S的取向关系:晶面（111）γ∥（011）α,晶向[11-0]γ∥[11-1]α,偏离理想K-S取向角度主要集中在2°左右,具有K-S取向关系的逆变奥氏体-马氏体界面具有低的界面能,有利于逆变奥氏体的生长。（5）结合TEM观察、能谱分析和XRD结构精修拟合发现,逆变奥氏体的形成与元素的配分与富集有关,尤其是逆变奥氏体中的Ni含量明显高于其在周边回火马氏体基体中的含量,证实了逆变奥氏体形成是由元素配分控制的扩散型相变机制;根据实验钢回火过程中的平衡态逆变奥氏体含量,构建了在恒温度条件下回火过程中逆变奥氏体的Johnson-Mehl-Avrami动力学方程,获得逆变奥氏体形成的激活能为369k J/mol,Avrami动力学时间指数n约为0.5,进一步证明逆变奥氏体的形成是受元素扩散控制的相变机制。
李鑫鑫[5]（2020）在《粉末致密化原子扩散系数的定量化与数值模拟》文中提出粉末烧结是借助热能把粉末体固结成块体的一种制备技术。致密化在粉末烧结中扮演着重要角色,它直接影响所制备块体的孔隙率、孔分布、缺陷含量尤其是位错密度以及晶粒大小,决定最终块体的结构和服役性能。对于特定合金成分而言,烧结块体的组织结构以及致密度很大程度上取决于粉末物性和工艺参数主导致密化的动力。致密化动力学相关影响因子致密化速率ρ、粘性流动激活能Qvis、应力敏感指数n、变形激活能Qdem均能在一定程度上反映致密化行为及其动力学。但本质上讲,粉末烧结形成的粉末冶金结合是原子扩散的结果。粉末致密化相关的原子扩散系数能够更直接、更准确地描述粉末致密化动力学。因此,科研工作者需关注粉末烧结过程的致密化动力学问题,揭示烧结变量（包括粉末物性和工艺参数）对粉末致密化相关原子扩散系数的内在影响规律,并量化其影响程度,以期达到通过调控烧结变量获取高致密度高性能合金材料。本文将从实验和模拟两方面对比研究晶态和非晶态Ti40.6Zr9.4Cu37.5Ni9.4Sn3.1合金粉末的烧结致密化动力学。在实验层面上,分别建立适用于晶态和非晶态合金粉末致密化原子扩散系数的计算理论框架;并讨论了压力、电流对原子扩散系数理论模型的影响;进而明确粉末物性（粉末粒径及分布、形状、缺陷含量）或烧结工艺参数（压力、电流、加热速率）对粉末致密化原子扩散系数这一致密化动力学因子的影响规律,并定量地阐述原子扩散系数与致密化行为的关联。在模拟层面上,利用二次开发Fortran子程序分别建立晶态和非晶态粉末体烧结的本构方程,通过其烧结过程中密度场、应力场以及温度场分布分析烧结变量对粉末致密化的影响机制。首先,基于Arrhenius方程、扩散蠕变理论、Frenkel模型建立了计算晶态粉末致密化原子扩散系数的理论框架。研究发现球磨Ti40.6Zr9.4Cu37.5Ni9.4Sn3.1晶态合金粉末具有较雾化晶态合金粉末更高的原子扩散系数,而量化的原子扩散系数D值显着高于放射性示踪法的实测值。并进而通过对比两种加热模式（电流模式和无电流模式）的致密化行为,确定了粉末致密化原子扩散系数的差异,证实了电流的电迁移效应可加速晶态粉末致密化原子扩散。此外,将烧结压力视为粉末致密化的外在驱动力,压力相关的原子扩散系数随烧结压力的增大而增大,证实晶态粉末致密化原子扩散系数可用作表征传质能力和控制晶态粉体致密化机理的一个重要致密化动力学参量。其次,基于Arrhenius方程、Stokes-Einstein方程、Frenkel模型建立了计算非晶态粉末致密化原子扩散系数的理论框架。结果表明,球磨非晶态粉末较多的缺陷含量以及加热速率的升高可降低过冷液相区的粘度;颗粒形状的剧烈改变使得粉末间原先的点和线接触变化为线和面接触,极大的增加接触面积;电流对原子的电迁移效应均导致扩散激活能的降低和更大的原子扩散系数D值,其致密化速率也就会较大。压力虽不改变扩散激活能,却影响扩散常数进而增大D值。再次证实粉末致密化原子扩散系数可用作表征传质能力和控制粉体致密化机理的一个重要致密化动力学参量。此外,实验对比非晶/晶态的致密化行为,发现非晶态粉末在其宽过冷液相区内具有超塑性和易成形性。因此,非晶态粉末烧结为粉末冶金制备高致密度、高性能钛合金提供了一个行之有效的途径。再次,结合粉末体椭球形屈服准则、流动法则以及块体的粘塑性应力应变关系建立Ti40.6Zr9.4Cu37.5Ni9.4Sn3.1晶态合金粉末的本构方程。然后,通过二次开发子程序Usermat编写其本构方程εijυp=G/T[sinh（μσeq）]nexp（-Qdef/RT）ρ/σeq[2+ρ2/2Sij+1-ρ2/3ρkkδij]并借助于Ansys实现晶态粉末致密化过程。以第三章中不同压力下雾化粉电-热-力烧结的电流数据为边界条件,得出15、30、45、60MPa下两端电压和热电偶测温处的温度随时间的变化以及温度-位移曲线,均保持与实验测量值较高的吻合度。模拟结果表明压力越大,粉末体内部温度梯度越小,温度分布越均匀,烧结块体的整体致密度均被提高,致密度分布梯度缩小,与粉末体内部温度分布相对应。此外,相较于径向应力σr、角应力σ0以及剪切应力σzr,源自外来载荷的轴向应力σz始终占主导作用,验证了轴向压力可修正粉末致密化原子扩散系数的计算理论模型的可行性。最后,针对非晶态粉末在连续升温过程中经历过冷液相区、非晶晶化区、晶态稳定区这一特性,本文分段建立了不同温度的本构方程。对于过冷液相区而言,结合粉末体椭球形屈服准则、流动法则以及非晶块体在过冷液相区的自由体积模型建立了相应的本构方程εijgυρ=G1εcexp（-G/RT）sinh[σ/3εcexp（-G/RT）η0exp（H/RT）]ρ/σeq[2+ρ2/2sij+1-ρ2/3σkkδij];对于非晶晶化区而言,根据DSC曲线构造不同加热速率下晶化动力学模型,并依据混合法则对过冷液相区和晶态稳定区的本构方程进行加权平均求解Tg≤T≤Tx,εijvp=εij-gυp;Tx≤T≤Tf,εijυρ=（1-Vc）εij-gυρ+Vcεij-cυp;Tf≤T;εijυp=εij-cυp.进而,借助二次开发编写Fortran子程序实现电-热-力非晶态粉末致密化过程。以第四章中不同压力下雾化粉电-热-力烧结的电流数据为边界条件,得出15、30、45、60MPa下两端电压和热电偶测温处的温度随时间的变化以及温度-位移曲线,均保持与实验测量值较高的吻合度,证实了本文提出的非晶态粉末本构方程可描述其电-热-力烧结致密化行为。此外,从模拟得到的粉末体温度场、应力场以及密度场深入揭示压力和温度对非晶态粉末致密化的影响机理,并通过对比研究非晶态和晶态粉末的致密化模拟行为,进一步明确非晶态粉末烧结制备高致密度块体的优势。总之,本文实验研究、理论计算和数值模拟相结合,揭示了粉末物性和工艺参数对非晶态/晶态粉末烧结致密化的影响规律,进而明确了非晶态粉末烧结较晶态粉末烧结对于制备高性能高致密度钛合金的优势所在。
吴桐[6]（2019）在《X120级管线钢焊接热影响区晶粒长大的数值分析》文中研究表明超高强度高韧性X120级管线钢将成为长距离石油天燃气输送管线的主要用钢。但X120钢的可焊性相对较差,焊接热影响区（HAZ）晶粒易粗化,导致焊接接头性能软化,止裂能力下降,从而降低管道的安全可靠性。本文通过焊接工艺实验与数值模拟技术相结合的研究方法,揭示脉冲熔化极气体保护焊接（P-GMAW）过程中HAZ晶粒的动态演变,并采用惰性气体保护钨极氩弧焊接（GTAW）热源对P-GMAW焊接接头进行焊接热过程模拟,进一步探究再热HAZ中晶粒的动态演变,从而为抑制X120钢HAZ晶粒粗化提供理论依据,本文的研究内容也具有重要的工程应用价值。采用P-GMAW焊接16 mm厚X120级管线钢,窄间隙复合V型坡口,需要焊接五个焊层,包括根焊层、热焊层、填充1层、填充2层和盖面层。制取焊接接头金相试样,采用光学显微镜和扫描电镜观察接头显微组织组成和微观形态。再采用直线截点法测量母材、HAZ和再热HAZ的晶粒尺寸,为数值模拟HAZ晶粒尺寸提供验证数据。文中首先建立X120级管线钢P-GMAW焊接温度场的纯导热数值分析模型,并借助ANSYS有限元分析软件来实现P-GMAW焊接X120钢五个不同焊层焊接热过程的数值模拟,研究根焊层、热焊层、填充1层、填充2层和盖面层准稳态时的焊接温度场分布,分析多层焊接热循环曲线的特征,为HAZ组织模拟奠定基础。再基于奥氏体晶粒长大的动力学方程,并结合基于实验数据的EDB模型,采用蒙特卡洛法建立X120级管线钢P-GMAW—HAZ晶粒长大的数值计算模型。运用VisualFortran语言编写模拟晶粒长大的数值计算程序,借助Matlab软件对计算结果进行数据处理,通过晶粒分布图等来揭示HAZ晶粒尺寸的动态变化。文中首先通过对填充2层HAZ晶粒长大的模拟和探究,来揭示X120级管线钢HAZ晶粒粗化的产生机制;接着通过对填充2层CGHAZ晶粒动态演变的模拟和探究,揭示晶粒粗化的影响因素;再通过对再热HAZ晶粒动态演变的模拟和探究,给出适合X120级管线钢多层多道焊接的合适焊接工艺参数区间。全文的模拟计算结果与测试分析结果吻合良好,为X120钢的大规模工程应用奠定了理论基础。
申文飞[7]（2019）在《直接切削用非调质钢大棒材控乳控冷过程数值模拟研究》文中研究说明特殊钢属于高附加值、高技术含量的钢种,它是衡量一个国家是否为钢铁强国的重要标志。直接切削用非调质钢作为一种典型的特殊钢,具有节能环保、生产周期短、性价比高等优点,拥有广阔的市场前景。然而,我国对该钢种的研究还严重匮乏,其生产过程中的微观组织演变规律还不明确,该钢种大棒材产品还存在生产效率低、控冷工艺差、产品质量不足等问题。为此,本论文以直接切削用非调质钢大棒材为研究对象,设计了适用于大棒材生产的控冷工艺,并通过以数值模拟为主和适量实验验证的方法,对该钢种大棒材控轧控冷全过程进行了研究,为提高直接切削用非调质钢大棒材生产效率和产品质量提供了理论和应用依据。具体内容和结论包括以下几个方面:1.为了研究直接切削用非调质钢SG4201在热加工过程中的微观组织演变规律,本文利用Gleeble1500热力模拟试验机对该钢种进行了物理模拟实验。系统地研究了该钢种的晶粒长大行为、动态再结晶行为、亚动态再结晶行为和静态再结晶行为,并相应的建立了能够描述该钢种晶粒长大和再结晶行为的数学模型。利用Formastor-FII相变测定试验机测量了直接切削用非调质钢SG4201的等温转变曲线,得到了该钢种不同等温条件下的相变规律及相变后的组织相貌,为控冷过程中奥氏体等温转变数值模拟提供了实验基础。2.为了研究直接切削用非调质钢SG4201大棒材控轧过程的微观组织演变机理,本文利用有限元软件MSC.Marc及其二次开发功能,并结合SG4201钢奥氏体晶粒演变数学模型,建立了该钢种大棒材控轧过程热-力-组织多场耦合有限元模型。模拟得到了不同规格大棒材在控轧过程中的宏观物理场量的分布和演变,以及奥氏体组织的分布和演变,这包括不同类型的再结晶体积分数和平均晶粒尺寸。以上研究结果揭示了直接切削用非调质大棒材控轧过程奥氏体晶粒演变规律。通过现场测量数据验证了有限元模拟结果的准确性。3.本文设计了直接切削用非调质钢SG4201大棒材控冷过程生产工艺,并在实际应用中取得良好效果。为了进一步研究SG4201大棒材控冷过程的相变规律和温度变化,又利用有限元软件MSC.Marc及其二次开发功能,并结合SG4201钢奥氏体等温转变曲线,建立了该钢种大棒材控冷过程的热-组织耦合有限元模型。通过模拟得到了不同规格大棒材控冷过程的温度和组织演变结果,揭示了直接切削用非调质钢大棒材控冷过程奥氏体等温转变规律。控冷过程的模拟结果得到了实验验证。4.研究发现,控轧过程待温时间过长是导致大棒材生产效率低的主要原因,而大棒材产品表面硬度高则是由于控冷过程产生了高硬度马氏体。为此,本文提出了多种工艺优化方案,并通过数值模拟的方法对不同工艺的优化效果进行了对比分析,最后确定间断式穿水冷却工艺为控轧过程最佳待温工艺,而控冷过程最佳工艺为增加穿水水箱数量并适当减小单个水箱水量。采用最佳控轧控冷工艺生产的直接切削用非调质钢大棒材,其生产效率可提高16-23%,且棒材表面硬化层可基本消除,产品的切削加工性能得到提高。
阚志[8]（2017）在《GH4720Li合金微观组织演变及大尺寸棒坯锻造工艺研究》文中指出GH4720Li合金是典型的难变形镍基高温合金,主要表现在变形温度窗口窄、变形抗力大、热塑性差,处于变形方式生产与不可变形方式生产的临界点。随着GH4720Li合金盘锻件尺寸的不断增大,促使GH4720Li合金生产向着大尺寸铸锭、大尺寸锻造棒坯的方向发展;这给合金铸锭的冶炼和锻造提出来众多新的问题;大尺寸GH4720Li合金锻造棒坯的组织和性能控制是其中的关键问题之一。本文以“快-精锻联合”锻造GH4720Li合金的过程为研究对象,对GH4720Li合金的热变形行为、微观组织演变及其对力学性能的影响等进行了较为系统的研究;建立了GH4720Li合金热变形状态的本构方程,并制作了相应的热加工图;结合相应的研究结论,制定并实践了 GH4720Li合金三联冶炼的Φ508铸锭锻造Φ250mm大尺寸棒坯的锻造工艺。主要的内容如下:（1）以锻造状态的棒坯二分之一半径处的试样为研究对象,对其进行多种制度的固溶处理实验;研究GH4720Li合金等温状态下的晶粒长大行为和γ’相的溶解行为,结果表明:GH4720Li合金晶粒的生长速度在γ’相的完全溶解温度——1160℃附近发生变化,晶粒长大的激活能在684.0 kJ/mol～2040.4kJ/mol波动。1160℃以下温度,晶粒生长缓慢;1160℃及以上温度,合金的晶粒发生快速、均匀的长大。晶界上一次γ’相在1130℃～1150℃之间发生明显的部分溶解,晶粒发生明显的不均匀生长、呈带状分布。应用相关数据建立GH4720Li合金晶粒生长的数学模型。（2）对锻造状态的棒坯二分之一半径处的试样进行1170℃的固溶处理,然后对该试样进行多种制度的时效处理实验;研究GH4720Li合金在时效处理状态下合金的性能变化和γ’相的组织演变行为,结果表明:合金在650℃～760℃时效处理,硬度持续升高;在850℃～1050℃时效处理,硬度先升高再下降;随着时效处理时间的增加,γ’相尺寸增大,并出现“方形化”趋势。（3）对取自棒坯不同位置的试样按照通用的热处理制度进行热处理,并进行拉伸力学实验;研究不同组织状态对合金力学性能的影响,结果表明:一次γ’相的数量及其塑性是影响合金塑性的主要因素,其与基体的相界处是拉伸断裂的主要裂纹源。棒坯心部的一次γ’相由于析出温度高、冷却速度,而具有较好的塑性,能够明显提高合金的塑性;由此提出以提高GH4720Li合金的锻造塑性为目的的特殊处理工艺,热压缩的实验结果表明该工艺显着改善了合金的热加工塑性。（4）以粗大晶粒组织的GH4720Li合金坯料为实验对象,在MMS-200热力模拟试验机进行单道次和双道次的热模拟实验,研究合金的动态再结晶、静态再结晶行为以及γ’相的组织演变行为,结果表明:动态再结晶是GH4720Li合金在热变形过程中的主要软化机制;合金热变形温度低于1160℃时,γ’相的析出和再结晶行为引起峰值应力和热变形激活能显着升高。GH4720Li合金的热变形激活能平均值为1240.7 kJ/mol;热变形激活能随着温度升高,先下降再升高;随着应变速率的升高,亦先下降再升高;合金在1160℃、应变速率为0.1s-1时,其热变形激活能达到最小值602 kJ/mol。以实验数据为基础,建立包含温度、应变速率和微观组织演变的热变形本构方程,并建立相应条件下的合金热加工图。（5）以刚（粘）塑性有限元理论为基础,应用三维有限元软件-DEFORM-3D的cogging模块,系统研究了变形温度、道次压下量、进给量、变形速率等因素对锻造过程中合金内部温度场、应变场和微观组织演变的影响;结果表明:进给量和道次压下量是影响坯料温度场、应变场的主要参数;加热温度和压下速率是影响坯料温度场、应变场的次要参数。通过模拟计算结果,确定锻造变形的工艺原则为:快锻变形的加热温度不大于1150℃,压下速率控制40～80mm/s之间,进给量控制在200mm左右,道次压下量控制在50mm/道次以下;精锻变形的加热温度不大于1120℃,道次压下量不大于40mm/道次。（6）综合考虑合金的晶粒生长、动态再结晶和静态再结晶行为、热加工图等相关研究结论,并参考有限元模拟分析得出的相关结论,制定GH4720Li合金的快锻开坯和精锻锻造工艺。在3150t快锻机和1800t精锻机上对Φ508mm的GH4720Li合金铸锭进行工业实践,并对得到的快锻坯料和精锻成品棒坯进行显微组织和力学性能检验,验证快锻开坯和精锻锻造工艺合理、可行。
秦尚武[9]（2017）在《30Cr1Mo1V高中压转子材料晶核形成及长大行为研究》文中研究说明本文将高中压转子材料30Cr1Mo1V加热至不同的温度区间,对30Cr1Mo1V在加热过程中的组织遗传现象及晶粒长大行为进行了研究。通过与30Cr2Ni4MoV对比,观察分析了两种转子材料粗大非平衡组织重新加热至Ac1Ac3之间及Ac3以上的晶核形成及长大行为;对30Cr1Mo1V高中压转子材料在重新加热至Ac3以上时奥氏体晶粒的变化进行了分析,建立了该材料在高温区间的奥氏体晶粒长大模型。同时,为了获得细化晶粒以及改善混晶程度的工艺参数,本文将（过）深冷处理工艺应用到30Cr1Mo1V的加热工艺中,研究了（过）深冷处理工艺对该转子材料粗大非平衡组织重新加热过程中奥氏体晶核形成及长大行为的影响。本文的研究在实际应用中具有一定的理论价值,具体结果如下:1.30Cr1Mo1V和30Cr2Ni4MoV中合金元素的添加会影响α相再结晶程度,从而影响奥氏体晶核形成机制及其长大的取向。30Cr1Mo1V高中压转子材料主要以球状机制形核,30Cr2Ni4MoV低压转子材料由于Ni元素含量较高,推迟α相再结晶的程度较大,奥氏体开始形核温度较高,同时导致其高温淬火时产生的残余奥氏体含量较30Cr1Mo1V高中压转子材料多。而针状奥氏体主要依附残余奥氏体形核,30Cr2Ni4MoV低压转子材料非平衡组织重新加热奥氏体化过程中针状奥氏体优先在α相板条束之间形核。2.非平衡组织重新加热奥氏体化过程中,不仅针状奥氏体晶核的形成与长大会产生组织遗传,球状奥氏体晶核的形成与长大也会对组织遗传产生影响。两种转子材料中合金元素含量不同,球状奥氏体对组织遗传的影响程度也不相同,即Ni元素含量越高,球状奥氏体越易产生组织遗传。3.30Cr1Mo1V高中压转子钢粗大非平衡组织在重新加热至稍高于Ac3以上温度时,晶粒尺寸变化不大,晶粒呈现一定的取向。当保温时间为定量,升温至1000℃以上时,奥氏体晶粒尺寸不断增大:奥氏体晶粒在加热至1100℃以下时变化速率较小;但当温度上升至1100℃至1125℃之间时,其增长迅速;温度继续上升,晶粒大小趋于稳定。当加热温度保持恒定时,奥氏体晶粒先急剧变大;增加保温时间,晶粒增长速率逐渐减缓至趋于平稳;加热至1100℃以上保温20h时,其尺寸仍在继续增大。通过上述分析,建立了30Cr1Mo1V粗大非平衡组织重新加热时高温区间的Beck模型以及等温条件与非等温条件下的晶粒长大模型4.在非平衡组织重新加热奥氏体化过程中,由于过（深）冷处理增加了超细微碳化物的析出,促进了α→γ相转变,从而导致奥氏体晶核在较低温度形成,并在两相区Ac1Ac3之间完全奥氏体化。重新在1000℃以下加热奥氏体化时,过（深）冷处理在细化奥氏体晶粒的同时还使其混晶度降低;1000℃以上加热奥氏体化时,随温度的升高,晶粒粗化的同时其混晶度也随之增加。
李光[10]（2016）在《基于热辗扩工艺Q235B钢晶粒组织演变及热处理工艺研究》文中认为随着我国重大装备业迅猛发展,风电、船舶、铁路等工业对环形零件的需求越来越多,尺寸规格越来越大,质量要求也越来越高。近年来,具有节材节能优点的铸辗复合成形技术在生产风电法兰、轴承套圈等环形零件领域得到越来越多的关注。环件的铸辗复合成形工艺是利用铸环坯直接热辗扩成环件。成品环件的质量不仅与辗扩参数有关,而且辗前的加热制度及辗后的热处理工艺对成品环件质量也起到至关重要的作用。因此,本文针对成品环件的最终组织性能和机械性能,研究了辗前铸环坯的加热制度和辗后成形环件的热处理工艺,重点解决了以下几个关键问题:（1）铸环坯在加热状态下的晶粒长大行为。以离心铸坯Q235B钢为研究对象,借助加热炉对其进行不同温度和保温时间的加热处理,通过金相显微镜观察其高温奥氏体晶粒组织,最终经过分析晶粒尺寸的大小及形貌来获得晶粒长大规律,发现奥氏体晶粒的长大速度随着加热温度的升高呈现起初较为平缓,随后迅速长大,而后又减慢的趋势;得到了晶粒组织随加热温度和保温时间变化的规律,建立了离心铸坯Q235B钢在等温条件下和非等温条件下的晶粒长大动力学模型。（2）铸态材料晶粒正常长大的CA模型。研究了离心铸坯Q235B的晶粒正常长大CA模型,得到了晶粒长大过程中的组织演变图。通过分析微观组织的演化、晶粒数量的变化、温度对晶粒尺寸的影响、晶粒尺寸的分布以及晶粒边数的分布,以及试验与模拟数据的对比,发现两者的数据曲线走势近似一致,进一步验证了本模型的可行性,CA模型的建立为后续辗扩的数值模拟提供模型参考。（3）辗后环件的热处理工艺。利用试验方法,研究热处理工艺参数对Q235B钢法兰微观组织及力学性能的影响,探讨出最佳的热处理工艺。在对辗扩后的工件进行热处理试验后得到:900℃淬火较860℃淬火更有利于奥氏体成分均匀化,有利于得到强度更高、组织更均匀的马氏体组织。随后在200680℃回火过程中,通过马氏体的转变和碳化物的析出,使Q235B钢法兰材料的塑韧性得到显着提高。经过对上述问题的研究,本文以Q235B钢为研究对象得出如下重要结论:辗扩进行前,离心铸坯Q235B钢的加热规范是:10301100℃,保温1h。辗扩完成后,Q235B钢环件的最佳热处理工艺为900℃淬火保温1h,在10%NaCl水溶液中冷却后600℃回火保温2h。经过该工艺处理后,辗后环件的组织更加均匀,综合力学性能有明显提高。
二、等温条件下晶粒长大模型研究（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、等温条件下晶粒长大模型研究（论文提纲范文）
（1）包晶钢连铸坯表面裂纹与组织控制研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 表面横裂纹形成机理与影响因素 |
| 2.1.1 表面横裂纹形成机理 |
| 2.1.2 表面横裂纹影响因素 |
| 2.2 表面横裂纹控制措施 |
| 2.2.1 合金成分调整 |
| 2.2.2 连铸坯温度场控制 |
| 2.2.3 奥氏体晶粒尺寸控制 |
| 2.2.4 表层组织控制 |
| 2.2.5 倒角结晶器技术 |
| 2.2.6 热装裂纹控制 |
| 2.3 合金成分对凝固与相变收缩的影响 |
| 2.4 奥氏体晶粒长大行为研究 |
| 2.5 块状转变研究 |
| 2.6 本论文研究意义与内容 |
| 2.6.1 研究意义 |
| 2.6.2 主要研究内容与方法 |
| 2.6.3 主要研究手段 |
| 3 合金成分对奥氏体晶粒粗化倾向影响研究 |
| 3.1 合金成分对坯壳表面凹陷倾向的影响 |
| 3.1.1 模型建立 |
| 3.1.2 参数确定 |
| 3.1.3 模型验证 |
| 3.1.4 模型应用-亚包晶钢成分调整 |
| 3.1.5 表面凹陷倾向最大位置碳含量计算模型 |
| 3.2 合金成分对奥氏体完全形成温度的影响 |
| 3.2.1 不考虑合金元素偏析时成分的影响 |
| 3.2.2 考虑合金元素偏析时成分的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 连铸坯表层奥氏体晶粒长大机制研究 |
| 4.1 初生奥氏体晶粒长大动力学 |
| 4.1.1 高温奥氏体晶粒长大实验 |
| 4.1.2 初生奥氏体晶粒长大动力学 |
| 4.2 理想晶粒长大对初生奥氏体晶粒的适用性 |
| 4.2.1 缓慢冷却凝固 |
| 4.2.2 快速冷却凝固 |
| 4.2.3 快速冷却凝固时晶粒粗化的可能机制 |
| 4.3 冷却速率对初生奥氏体晶粒尺寸影响实验研究 |
| 4.3.1 研究方法 |
| 4.3.2 基于传热分析的实验冷却强度 |
| 4.3.3 组织特征与原始奥氏体晶粒尺寸 |
| 4.3.4 冷却速率对初生奥氏体晶粒尺寸的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 考虑块状转变影响的连铸坯表层奥氏体晶粒长大模型研究 |
| 5.1 考虑块状转变影响的初生奥氏体晶粒长大模型 |
| 5.1.1 模型建立 |
| 5.1.2 模型参数确定 |
| 5.2 模型验证与讨论 |
| 5.2.1 模型验证 |
| 5.2.2 模型讨论 |
| 5.3 模型应用—抑制连铸坯表层奥氏体晶粒粗化 |
| 5.3.1 奥氏体晶粒粗化时机 |
| 5.3.2 冷却强度的影响 |
| 5.3.3 奥氏体完全形成温度的影响 |
| 5.3.4 初生奥氏体形成机制的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 包晶成分齿轮钢中铝、氮含量与裂纹控制研究 |
| 6.1 研究方法 |
| 6.1.1 实验材料 |
| 6.1.2 实验方法 |
| 6.1.3 析出模型 |
| 6.1.4 多相场模型 |
| 6.2 研究结果 |
| 6.2.1 初始奥氏体晶粒结构 |
| 6.2.2 伪渗碳后奥氏体晶粒结构 |
| 6.2.3 氮化铝析出状态 |
| 6.2.4 析出与奥氏体晶粒结构间关系 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 6.3.1 渗碳过程中晶粒粗化模式 |
| 6.3.2 异常晶粒长大发生条件 |
| 6.3.3 渗碳过程中晶粒粗化预测 |
| 6.3.4 模型验证与应用 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 连铸坯装炉温度对裂纹敏感性影响研究 |
| 7.1 材料与研究方法 |
| 7.2 研究结果 |
| 7.2.1 初始组织 |
| 7.2.2 膨胀曲线与相变曲线 |
| 7.2.3 相变动力学分析 |
| 7.2.4 微观组织特征 |
| 7.2.5 裂纹敏感性模拟 |
| 7.3 分析与讨论 |
| 7.3.1 热装加热时的逆相变特征 |
| 7.3.2 装炉温度对逆相变行为的影响 |
| 7.3.3 装炉温度对奥氏体晶粒结构的影响 |
| 7.3.4 装炉温度与裂纹敏感性间关系 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 本研究对连铸坯表面裂纹控制的意义 |
| 8.1 成分调控以减轻连铸坯壳表面凹陷 |
| 8.2 抑制连铸坯表层初生奥氏体晶粒粗化 |
| 8.3 包晶点成分齿轮钢铝、氮含量优化 |
| 8.4 热装生产中装炉温度的合理制定 |
| 9 结论与创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）FeNi基非晶纳米晶软磁合金的结构演变及软磁性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 非晶合金的概况 |
| 1.2.1 非晶合金的形成过程 |
| 1.2.2 非晶合金的发展历程 |
| 1.3 非晶合金的制备方法 |
| 1.3.1 熔体快冷法 |
| 1.3.2 气相沉积法 |
| 1.4 非晶合金的成分设计准则 |
| 1.4.1 深共晶(过冷)原则 |
| 1.4.2 热力学条件—混乱原则 |
| 1.4.3 Inoue经验原则 |
| 1.4.4 动力学条件 |
| 1.5 非晶合金GFA能力的判定依据 |
| 1.5.1 临界冷却速率R_c |
| 1.5.2 约化玻璃转变温度T_(rg) |
| 1.5.3 过冷液相区温度区间△T_x |
| 1.5.4 γ参数 |
| 1.5.5 非晶合金的TTT曲线 |
| 1.6 非晶纳米晶软磁合金概述 |
| 1.7 非晶纳米晶的制备工艺 |
| 1.7.1 恒温退火工艺 |
| 1.7.2 分步退火工艺 |
| 1.7.3 磁场退火工艺 |
| 1.7.4 电致晶化退火工艺 |
| 1.8 非晶晶化动力学机制 |
| 1.8.1 等温转变 |
| 1.8.2 非等温转变 |
| 1.8.3 KJMA模型的适用性 |
| 1.9 合金元素对FeNi基非晶纳米晶软磁合金的作用机制 |
| 1.9.1 金属磁性元素(Fe、Co、Ni) |
| 1.9.2 非金属元素(Si、B、C、P) |
| 1.9.3 大原子半径元素(Nb、Zr、V、Mo) |
| 1.10 FeNi基非晶合金的研究现状及应用 |
| 1.11 选题意义及研究内容 |
| 第二章 实验方法及设备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 总体研究思路 |
| 2.3 制备工艺 |
| 2.3.1 配料及准备阶段 |
| 2.3.2 母合金熔炼 |
| 2.3.3 非晶合金带材的制备 |
| 2.4 热处理工艺 |
| 2.5 材料表征测试 |
| 2.5.1 差示扫描量热仪(DSC) |
| 2.5.2 X射线衍射分析仪(XRD) |
| 2.5.3 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.5.4 电感耦合等离子光谱发生仪(ICP) |
| 2.5.5 原子力显微镜(AFM) |
| 2.6 材料磁性能测试 |
| 2.6.1 振动样品磁强计(VSM) |
| 2.6.2 直流软磁测量装置 |
| 2.6.3 磁光克尔显微镜(MOKE) |
| 2.6.4 阻抗分析仪(Impedance analyzer) |
| 第三章 Nb元素对FeNiBCu合金的非晶形成能力、热稳定性、晶化行为和软磁性能的影响研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金成分的测定 |
| 3.3 不同Nb含量对FeNiBCuNb合金非晶形成能力和热稳定性的研究 |
| 3.3.1 不同Nb含量对FeNiBCuNb合金非晶形成能力的研究 |
| 3.3.2 不同Nb含量对FeNiBCuNb合金热稳定性的研究 |
| 3.4 不同Nb含量对FeNiBCuNb合金软磁性能的影响 |
| 3.5 不同退火温度FeNiBCuNb合金的晶化行为以及软磁性能的影响 |
| 3.5.1 不同退火温度对(Fe_(40)Ni_(40)B_(19)Cu_1)_(97)Nb_3合金的晶化行为分析 |
| 3.5.2 不同退火温度对(Fe_(40)Ni_(40)B_(19)Cu_1)_(97)Nb_3合金的软磁性能分析 |
| 3.6 FeNiBCuNb合金晶化动力学行为的研究 |
| 3.6.1 FeNiBCuNb非晶合金非等温晶化激活能计算 |
| 3.6.2 FeNiBCuNb非晶合金等温晶化动力学研究 |
| 3.7 本章小节 |
| 第四章 Si/B对 FeNiSiBCuNb合金的非晶形成能力、热稳定性、晶化行为和软磁性能的影响研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金体系的设计 |
| 4.3 不同Si/B含量对FeNiSiBCuNb合金非晶形成能力和热稳定性的研究 |
| 4.3.1 不同Si/B含量对FeNiBCuNb合金非晶形成能力的研究 |
| 4.3.2 不同Si/B含量对FeNiSiBCuNb合金热稳定性的研究 |
| 4.4 不同Si/B对FeNiSiBCuNb合金软磁性能的影响 |
| 4.5 不同退火温度对FeNiSiBCuNb合金晶化行为的研究 |
| 4.6 不同退火温度对FeNiSiBCuNb合金软磁性能的影响研究 |
| 4.7 FeNiSiBCuNb合金的晶化动力学研究 |
| 4.7.1 FeNiSiBCuNb非晶合金非等温晶化激活能计算 |
| 4.7.2 FeNiSiBCuNb非晶合金等温晶化动力学研究 |
| 4.8 本章小节 |
| 第五章 FeNiSiB(P)CuNb合金结构优化及软磁性能调控研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金成分的设计与选择 |
| 5.3 P对(Fe_(40)Ni_(40)Si_(9.5)B_(9.5-x)P_xCu_1)_(0.97)Nb_(0.03)(x=1,2,3 and 4)合金非晶形成能力的影响. |
| 5.4 FeNiSiB(P)CuNb合金的热动力学研究 |
| 5.4.1 FeNiSiB(P)CuNb合金的热力学行为 |
| 5.4.2 FeNiSiB(P)CuNb合金的动力学行为 |
| 5.5 P替换B对 FeNiBPSiCuNb合金磁性能和相结构的研究 |
| 5.5.1 P元素对淬态FeNiBPSiCuNb合金磁性能的影响规律 |
| 5.5.2 退火温度对FeNiBPSiCuNb合金的磁性能影响规律 |
| 5.5.3 退火温度对FeNiBPSiCuNb合金相结构的影响规律 |
| 5.5.4 不同冷却方式对FeNiBPSiCuNb合金的磁性能影响规律 |
| 5.6 本章小节 |
| 第六章 FeNi系非晶合金磁性元素调控优化研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Fe/Ni比对FeNiBSiCuNb合金非晶形成能力及热稳定性的影响 |
| 6.2.1 Fe/Ni比对FeNiBSiCuNb合金非晶形成能力的研究 |
| 6.2.2 Fe/Ni比对FeNiBSiCuNb合金热稳定性的研究 |
| 6.2.3 Fe/Ni比对FeNiBSiCuNb合金动力学行为的研究 |
| 6.3 Fe/Ni比对FeNiBSiCuNb合金晶化行为的影响 |
| 6.4 Fe/Ni比对FeNiBSiCuNb合金软磁性能的影响 |
| 6.5 本章小节 |
| 第七章 全文总结、创新点及未来工作展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 未来工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间科研工作情况 |
（3）42CrMo钢船用曲拐热处理工艺及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 42CrMo钢的热处理 |
| 1.2.1 42CrMo钢的热处理工艺 |
| 1.2.2 合金元素对42CrMo钢热处理的影响 |
| 1.3 大型锻件及其热处理 |
| 1.4 热处理过程的数值模拟 |
| 1.4.1 国内外数值模拟研究概况 |
| 1.4.2 热处理数值模拟存在的问题与挑战 |
| 1.5 热处理数值模拟软件介绍 |
| 1.6 研究意义和研究内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 42CrMo钢加热过程的晶粒长大研究 |
| 2.1 42CrMo钢奥氏体晶粒长大实验 |
| 2.1.1 实验设备 |
| 2.1.2 实验方法 |
| 2.1.3 实验结果 |
| 2.2 奥氏体晶粒长大模型 |
| 2.2.1 Beck模型 |
| 2.2.2 Sellars模型 |
| 2.2.3 Anelli模型 |
| 2.3 分析与讨论 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 42CrMo钢冷却过程的组织演变研究 |
| 3.1 42CrMo钢的连续冷却转变 |
| 3.1.1 42CrMo钢连续冷却实验 |
| 3.1.2 42CrMo钢连续冷却实验结果与分析 |
| 3.1.2.1 显微组织结果 |
| 3.1.2.2 42CrMo钢的CCT图 |
| 3.1.2.3 奥氏体和马氏体的膨胀系数 |
| 3.1.3 马氏体转变动力学的建立 |
| 3.2 42CrMo钢的等温转变 |
| 3.2.1 42CrMo钢等温转变实验方法 |
| 3.2.2 42CrMo钢等温转变实验结果与讨论 |
| 3.2.2.1 显微组织结果 |
| 3.2.2.2 贝氏体转变不完全现象 |
| 3.2.2.3 42CrMo钢的TTT曲线 |
| 3.3 本章小结 |
| 四章42CrMo钢的热处理模拟模型与参数 |
| 4.1 热处理过程计算基本模型 |
| 4.1.1 温度场模型 |
| 4.1.2 组织计算模型 |
| 4.1.3 硬度计算模型 |
| 4.2 热物性参数 |
| 4.2.1 密度 |
| 4.2.2 比热容 |
| 4.2.3 热导率 |
| 4.2.4 相变潜热的处理 |
| 4.3 子程序的编写 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 42CrMo钢的末端淬火及其数值模拟 |
| 5.1 末端淬火实验 |
| 5.2 末端淬火数值模拟模型的建立 |
| 5.2.1 初始条件和边界条件 |
| 5.2.2 几何模型 |
| 5.3 末端淬火过程的数值模拟结果与分析 |
| 5.3.1 模拟的温度结果与分析 |
| 5.3.2 模拟的组织结果与分析 |
| 5.3.3 模拟的硬度结果与分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 船用曲拐淬火过程的数值模拟 |
| 6.1 曲拐的淬火工艺 |
| 6.2 曲拐的几何模型 |
| 6.3 边界条件和初始条件 |
| 6.4 船用曲拐淬火过程的模拟结果与分析 |
| 6.4.1 模拟的加热过程的结果与分析 |
| 6.4.1.1 加热过程的温度结果与分析 |
| 6.4.1.2 加热过程的晶粒结果与分析 |
| 6.4.2 模拟的冷却过程的结果与分析 |
| 6.4.2.1 冷却过程的温度结果与分析 |
| 6.4.2.2 冷却过程的组织结果与分析 |
| 6.4.2.3 冷却过程的硬度结果与分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 全文总结 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 A:攻读硕士学位期间论文发表情况 |
（4）00Cr13Ni6Mo2超级马氏体不锈钢组织演变与相变行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 马氏体不锈钢的分类 |
| 1.1.1 铬系马氏体不锈钢 |
| 1.1.2 镍铬系马氏体不锈钢 |
| 1.1.3 新型马氏体不锈钢 |
| 1.2 超级马氏体不锈钢概述 |
| 1.2.1 超级马氏体不锈钢的发展 |
| 1.2.2 超级马氏体不锈钢的成分 |
| 1.2.3 超级马氏体不锈钢的热处理工艺 |
| 1.2.4 超级马氏体不锈钢的显微组织 |
| 1.3 超级马氏体不锈钢中的逆变奥氏体 |
| 1.3.1 逆变奥氏体的形成 |
| 1.3.2 逆变奥氏体的稳定性 |
| 1.3.3 逆变奥氏体对性能的影响 |
| 1.4 本课题研究内容及意义 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 研究目的意义 |
| 第二章 实验材料与方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 高温热变形实验 |
| 2.2.2 晶粒长大原位观察实验 |
| 2.2.3 热处理工艺制定 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 显微组织结构观察 |
| 2.3.2 电子背散射衍射晶体结构分析 |
| 2.3.3 逆变奥氏体含量的测定 |
| 2.3.4 力学性能测定 |
| 第三章 超级马氏体不锈钢变形行为及对组织的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 动态再结晶行为及分析 |
| 3.2.1 应力-应变曲线 |
| 3.2.2 动态再结晶组织演变 |
| 3.2.3 变形条件对流变应力的影响 |
| 3.3 高温热变形本构方程的构建 |
| 3.3.1 热变形参数 |
| 3.3.2 本构方程的确定 |
| 3.4 变形条件对超级马氏体不锈钢组织的影响 |
| 3.4.1 变形条件对实验钢淬火组织的影响 |
| 3.4.2 变形条件对实验钢回火组织的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 超级马氏体不锈钢组织的原位动态观察 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 奥氏体晶粒长大行为的原位观察 |
| 4.2.1 奥氏体晶粒变温长大过程 |
| 4.2.2 奥氏体晶粒等温长大过程 |
| 4.2.3 奥氏体化晶粒长大模型 |
| 4.2.4 奥氏体晶粒长大动态观察 |
| 4.3 马氏体相变的动态观察 |
| 4.3.1 马氏体相变的原位观察 |
| 4.3.2 加热温度对马氏体相变的影响 |
| 4.3.3 冷却速度对马氏体相变的影响 |
| 4.4 回火过程的动态组织观察 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 热处理对超级马氏体不锈钢组织性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 回火工艺对超级马氏体不锈钢组织的影响 |
| 5.2.1 回火温度对组织的影响 |
| 5.2.2 回火时间对组织的影响 |
| 5.2.3 逆变奥氏体的分布特征 |
| 5.3 回火工艺对超级马氏体不锈钢性能的影响 |
| 5.3.1 回火温度对性能的影响 |
| 5.3.2 回火时间对性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 逆变奥氏体相变机理及形成动力学 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 逆变奥氏体回火过程中的组织演变 |
| 6.2.1 恒温度条件下逆变奥氏体的组织 |
| 6.2.2 逆变奥氏体与回火马氏体的取向关系 |
| 6.2.3 逆变奥氏体中元素分配行为 |
| 6.3 逆变奥氏体相变形成动力学 |
| 6.3.1 等温条件下的逆变奥氏体含量 |
| 6.3.2 逆变奥氏体相变动力学模型建立 |
| 6.3.3 逆变奥氏体形成长大的探讨 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 未来展望 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（5）粉末致密化原子扩散系数的定量化与数值模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 粉末烧结概述 |
| 1.2.1 热—力耦合烧结技术 |
| 1.2.2 热—电—力耦合烧结技术 |
| 1.3 粉末致密化研究现状 |
| 1.3.1 粉末致密化机制研究现状 |
| 1.3.2 粉末致密化动力学相关影响因子研究现状 |
| 1.4 粉末致密化数值模拟研究现状 |
| 1.5 本论文选题背景、研究内容及创新点 |
| 1.5.1 选题背景及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 创新点 |
| 1.5.4 技术路线 |
| 1.6 课题来源 |
| 第二章 实验制备、分析方法及有限元模拟法则 |
| 2.1 试样制备 |
| 2.1.1 粉末的制备 |
| 2.1.2 粉体的烧结 |
| 2.2 表征方法 |
| 2.2.1 试样致密度测量 |
| 2.2.2 试样颗粒/晶粒测量 |
| 2.2.3 其他表征手段 |
| 2.3 有限元模拟法则 |
| 2.3.1 金属粉末体的屈服准则 |
| 2.3.2 塑性流动法则 |
| 2.3.3 多场耦合的求解方案 |
| 2.3.4 模型参数的设定 |
| 2.3.5 二次开发子程序的实现 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 钛基晶态粉末烧结相关原子扩散系数的定量化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 晶态粉末致密化过程中的表观原子扩散系数的模型建立 |
| 3.3 粉末物性对晶态粉末致密化动力学的影响 |
| 3.3.1 综合粉末物性对致密化行为的影响 |
| 3.3.2 综合粉末物性对表观扩散系数的影响 |
| 3.3.3 颗粒尺寸对致密化行为的影响 |
| 3.3.4 颗粒尺寸对表观扩散系数的影响 |
| 3.4 烧结参数对晶态粉末致密化动力学的影响 |
| 3.4.1 压力对致密化行为的影响 |
| 3.4.2 压力相关的表观扩散系数模型建立及其计算 |
| 3.4.3 电流对致密化行为的影响 |
| 3.4.4 电流相关的表观扩散系数模型建立及其计算 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 钛基非晶态粉末烧结相关原子扩散系数的定量化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 非晶态粉末致密化过程中的表观扩散系数的模型建立 |
| 4.3 粉末物性对非晶态粉末致密化动力学的影响 |
| 4.3.1 综合粉末物性对致密化行为的影响 |
| 4.3.2 综合粉末物性对表观扩散系数的影响 |
| 4.3.3 颗粒形状对致密化行为的影响 |
| 4.3.4 颗粒形状对表观扩散系数的影响 |
| 4.4 烧结参数对非晶态粉末致密化动力学的影响 |
| 4.4.1 压力对致密化行为的影响 |
| 4.4.2 压力相关的表观扩散系数模型建立及其计算 |
| 4.4.3 电流对致密化行为的影响 |
| 4.4.4 电流相关的表观扩散系数模型建立及其计算 |
| 4.5 晶态/非晶态粉末致密化行为的实验对比研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 钛基晶态粉末的致密化数值模拟研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 晶态粉末体热粘塑性本构方程 |
| 5.3 多场耦合作用下晶态粉末致密化有限元模拟 |
| 5.3.1 模型和边界条件简介 |
| 5.3.2 晶态粉末烧结温度场和电场的模拟验证 |
| 5.3.3 晶态粉末烧结密度场和应力场分布 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 钛基非晶态粉末的致密化数值模拟研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 非晶过冷态粉末体本构方程 |
| 6.3 非晶晶化段粉末体本构方程 |
| 6.4 多场耦合场作用下非晶态粉末致密化有限元模拟 |
| 6.4.1 模型和边界条件简介 |
| 6.4.2 非晶态粉末烧结温度场和电场的模拟验证 |
| 6.4.3 非晶态粉末烧结密度场和应力场分布 |
| 6.5 晶态/非晶态粉末致密化行为的数值模拟对比研究 |
| 6.6 本章小结 |
| 全文主要结论 |
| 后续工作建议 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（6）X120级管线钢焊接热影响区晶粒长大的数值分析（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 油气管线用钢发展历程与研究现状 |
| 1.2.1 油气管线用钢的发展历程 |
| 1.2.2 X120 级管线钢概况 |
| 1.2.3 X120 级管线钢的焊接性 |
| 1.2.4 X120 级管线钢焊接技术 |
| 1.3 管线钢HAZ研究现状 |
| 1.4 焊接HAZ晶粒长大数值模拟研究现状 |
| 1.4.1 晶粒长大数值模拟方法 |
| 1.4.2 蒙特卡洛法晶粒长大模拟研究现状 |
| 1.5 研究目的和研究内容 |
| 第二章 焊接接头热过程模拟实验 |
| 2.1 X120 级管线钢P-GMAW焊接工艺 |
| 2.2 焊接接头热过程模拟实验 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 主要工艺及参数 |
| 2.3 焊接接头热过程模拟实验结果 |
| 2.3.1 平均晶粒尺寸测量方法 |
| 2.3.2 宏观形貌 |
| 2.3.3 显微组织观察分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 X120 级管线钢HAZ晶粒长大数值模型 |
| 3.1 X120 级管线钢P-GMAW焊接热场模型 |
| 3.1.1 几何模型与网格划分 |
| 3.1.2 三维焊接热源模型 |
| 3.1.3 X120 级管线钢热物性参数 |
| 3.1.4 控制方程与定解条件 |
| 3.2 蒙特卡洛法模拟HAZ晶粒长大模型 |
| 3.2.1 蒙特卡洛法基本原理 |
| 3.2.2 奥氏体晶粒长大动力学方程 |
| 3.2.3 蒙特卡洛模拟步t_(MCS)与真实t-T关系的构建 |
| 3.2.4 格点选择概率 |
| 3.2.5 模拟区域选择与离散化 |
| 3.2.6 初始条件与边界条件 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 数值模拟计算结果与分析 |
| 4.1 焊接热场模拟结果与分析 |
| 4.1.1 各焊层准稳态焊接温度场分布 |
| 4.1.2 HAZ焊接热循环曲线及数据处理 |
| 4.2 HAZ晶粒长大模拟结果与分析 |
| 4.2.1 等温模型常数 |
| 4.2.2 蒙特卡洛法模拟步与选择概率 |
| 4.2.3 HAZ晶粒组织模拟结果与验证 |
| 4.3 焊接热过程模拟数值计算结果与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（7）直接切削用非调质钢大棒材控乳控冷过程数值模拟研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 非调质钢介绍 |
| 1.3 直接切削用非调质钢介绍 |
| 1.4 轧制过程数值模拟研究现状 |
| 1.5 棒材控轧控冷过程研究现状 |
| 1.6 本文主要研究内容和研究思路 |
| 2 控轧控冷过程有限元数值模拟基本理论 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 有限元基本原理 |
| 2.3 传热学和弹塑性力学基本理论 |
| 2.3.1 热传导问题及有限元方程 |
| 2.3.2 弹塑性力学问题及有限元方程 |
| 2.3.3 热-力耦合过程计算 |
| 2.4 控轧过程奥氏体晶粒演变基本理论 |
| 2.4.1 再结晶及晶粒长大概述 |
| 2.4.2 再结晶及晶粒长大模型 |
| 2.5 控冷过程奥氏体等温转变基本理论 |
| 2.6 本章小结 |
| 3 直接切削用非调质钢SG4201奥氏体晶粒演变及等温转变实验研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 动态再结晶行为研究 |
| 3.2.1 实验方案 |
| 3.2.2 实验结果 |
| 3.2.3 动态再结晶动力学模型 |
| 3.2.4 动态再结晶晶粒尺寸模型 |
| 3.3 亚动态再结晶行为研究 |
| 3.3.1 实验方案 |
| 3.3.2 实验结果 |
| 3.3.3 亚动态再结晶动力学及晶粒尺寸模型 |
| 3.4 静态再结晶行为研究 |
| 3.4.1 实验方案 |
| 3.4.2 实验结果 |
| 3.4.3 静态再结晶动力学及晶粒尺寸模型 |
| 3.5 晶粒长大行为研究 |
| 3.5.1 实验方案 |
| 3.5.2 实验结果 |
| 3.5.3 晶粒长大模型 |
| 3.6 等温转变行为研究 |
| 3.6.1 实验方案 |
| 3.6.2 实验结果 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 直接切削用非调质钢SG4201大棒材控轧过程数值模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SG4201大棒材控轧过程有限元模型 |
| 4.2.1 实际生产线布局 |
| 4.2.2 几何模型及有限元网格 |
| 4.2.3 初始条件和边界条件 |
| 4.2.4 奥氏体晶粒度计算 |
| 4.2.5 数据传递技术 |
| 4.3 Φ90mm大棒材控轧过程数值模拟结果 |
| 4.3.1 Φ90mm大棒材温度分布与演变 |
| 4.3.2 Φ90mm大棒材应变分布与演变 |
| 4.3.3 Φ90mm大棒材应变速率分布与演变 |
| 4.3.4 Φ90mm大棒材轧制力变化 |
| 4.3.5 Φ90mm大棒材再结晶分布与演变 |
| 4.3.6 Φ90mm大棒材晶粒尺寸分布与演变 |
| 4.4 Φ140mm大棒材控轧过程数值模拟结果 |
| 4.4.1 Φ140mm大棒材控轧过程温度分布与演变 |
| 4.4.2 Φ140mm大棒材控轧过程再结晶分布与演变 |
| 4.4.3 Φ140mm大棒材控轧过程晶粒尺寸分布与演变 |
| 4.5 Φ100-180mm大棒材控轧过程数值模拟结果 |
| 4.6 SG4201大棒材控轧过程数值模拟结果实验验证 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 直接切削用非调质钢SG4201大棒材控冷过程工艺设计与数值模拟 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SG4201大棒材控冷过程工艺设计 |
| 5.3 SG4201大棒材控冷过程有限元模型 |
| 5.3.1 实际生产线布局 |
| 5.3.2 几何模型及有限元网格 |
| 5.3.3 初始条件及边界条件 |
| 5.3.4 控冷过程奥氏体等温转变模拟 |
| 5.3.5 大棒材穿水冷却工艺与换热系数关系研究 |
| 5.4 Φ110mm大棒材控冷过程数值模拟结果 |
| 5.4.1 Φ110mm大棒材温度分布与演变 |
| 5.4.2 Φ110mm大棒材组织分布与演变 |
| 5.5 Φ140mm大棒材控冷过程数值模拟结果 |
| 5.5.1 Φ140mm大棒材温度分布与演变 |
| 5.5.2 Φ140mm大棒材组织分布与演变 |
| 5.6 Φ90-180mm大棒材控冷过程数值模拟结果 |
| 5.7 SG4201大棒材控冷过程数值模拟结果实验验证 |
| 5.8 本章小结 |
| 6 直接切削用非调质钢SG4201大棒材控轧控冷过程工艺优化 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 SG4201大棒材控轧过程工艺优化 |
| 6.2.1 SG4201大棒材控轧过程存在问题 |
| 6.2.2 SG4201大棒材控轧过程工艺优化方案 |
| 6.2.3 SG4201大棒材控轧过程不同优化工艺效果对比 |
| 6.2.4 SG4201不同规格大棒材控轧过程优化效果 |
| 6.3 SG4201大棒材控冷过程工艺优化 |
| 6.3.1 SG4201大棒材控冷过程存在问题 |
| 6.3.2 SG4201大棒材控冷过程工艺优化方案 |
| 6.3.3 SG4201大棒材控冷过程优化效果对比 |
| 6.3.4 SG4201不同规格大棒材控冷过程优化效果 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点摘要 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）GH4720Li合金微观组织演变及大尺寸棒坯锻造工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高温合金的发展及应用 |
| 1.2.1 国内外高温合金的发展历史简介 |
| 1.2.2 高温合金的发展趋势 |
| 1.2.3 高温合金在航空航天领域的应用 |
| 1.3 镍基变形高温合金的热变形行为 |
| 1.3.1 应力-应变曲线 |
| 1.3.2 热变形本构方程 |
| 1.3.3 热加工图及应用 |
| 1.4 镍基变形高温合金热变形过程的组织演变 |
| 1.4.1 动态回复 |
| 1.4.2 动态再结晶 |
| 1.4.3 静态再结晶及晶粒长大 |
| 1.5 热变形过程的有限元分析 |
| 1.5.1 刚(粘)塑性有限元法发展简介 |
| 1.5.2 刚(粘)塑性有限元法 |
| 1.5.3 数值模拟技术的发展趋势及在高温合金热变形中的应用 |
| 1.6 本文研究合金简介 |
| 1.7 本文研究的意义和主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 微观组织演化实验 |
| 2.3 热模拟实验 |
| 2.3.1 实验设备及实验原理 |
| 2.3.2 热模拟实验工艺 |
| 2.4 力学性能测试实验 |
| 2.4.1 拉伸试验 |
| 2.4.2 硬度测试试验 |
| 2.4.3 持久强度试验 |
| 2.5 微观组织分析 |
| 2.5.1 光学显微镜(OM)分析 |
| 2.5.2 扫描电镜(SEM)和电子探针(EPMA)分析 |
| 2.6 有限元模拟分析 |
| 2.7 锻造工业实践 |
| 第3章 GH4720Li合金的微观组织演变 |
| 3.1 GH4720Li合金晶粒长大行为 |
| 3.1.1 等温晶粒长大过程 |
| 3.1.2 等温条件下晶粒生长的数学计算模型 |
| 3.1.3 加热过程的晶粒生长的数学计算模型 |
| 3.2 GH4720Li合金γ'相的溶解和析出行为 |
| 3.2.1 固溶处理过程中γ'相的溶解行为 |
| 3.2.2 时效处理过程中γ'相的析出行为 |
| 3.3 微观组织对GH4720Li合金力学性能的影响 |
| 3.3.1 合金棒坯组织特征及成因 |
| 3.3.2 合金力学性能检测及分析 |
| 3.4 GH4720Li合金特殊热处理工艺研究 |
| 3.4.1 冷却速度对γ'相形貌的影响 |
| 3.4.2 冷却速度对合金的变形组织和塑性的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 GH4720Li合金的热变形行为、组织及热加工图 |
| 4.1 GH4720Li合金热变形行为及本构方程 |
| 4.1.1 GH4720Li合金应力-应变曲线 |
| 4.1.2 GH4720Li合金热变形过程中的组织演变 |
| 4.1.3 GH4720Li合金热变形组织演变和应力应变的关系分析 |
| 4.2 GH4720Li合金热变形本构方程 |
| 4.3 GH4720Li合金热加工图 |
| 4.4 GH4720Li合金流变应力的数值回归模型 |
| 4.5 GH4720Li合金变形间歇期的组织演变 |
| 4.5.1 GH4720Li合金双道次压缩的应力-应变关系 |
| 4.5.2 GH4720Li合金双道次压缩的组织演变 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 锻造过程的数值模拟研究 |
| 5.1 数值模拟分析的数学模型和有限元模型 |
| 5.1.1 GH4720Li合金数值模拟分析的数学模型 |
| 5.1.2 GH4720Li合金数值模拟分析的有限元模型 |
| 5.2 快锻机锻造过程的数值模拟分析 |
| 5.2.1 加热温度对快锻开坯过程的影响 |
| 5.2.2 进给量对快锻开坯过程的影响 |
| 5.2.3 道次压下量对快锻开坯过程的影响 |
| 5.2.4 压下速率对快锻开坯过程的影响 |
| 5.3 精锻机锻造过程的数值模拟分析 |
| 5.3.1 进给量对精锻锻造过程的影响 |
| 5.3.2 转动速度对精锻锻造过程的影响 |
| 5.3.3 道次压下量对精锻锻造过程的影响 |
| 5.4 GH4720Li合金锻造过程的组织演变模拟分析 |
| 5.4.1 DEFORM微观组织演变模拟分析参数设置 |
| 5.4.2 快锻开坯过程的微观组织演变模拟 |
| 5.4.3 精锻过程的微观组织演变模拟 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 锻造工艺研究及实践 |
| 6.1 GH4720Li合金的冶炼和成分均匀化处理简介 |
| 6.1.1 GH4720Li合金Φ508钢锭的冶炼 |
| 6.1.2 GH4720Li合金Φ508钢锭的均匀化及特殊处理 |
| 6.2 GH4720Li合金的锻造工艺研究 |
| 6.2.1 GH4720Li合金Φ508钢锭快锻开坯工艺研究 |
| 6.2.2 GH4720Li合金精锻锻造工艺研究 |
| 6.3 GH4720Li合金的锻造工艺实践 |
| 6.4 GH4720Li合金的组织性能检测和分析 |
| 6.4.1 GH4720Li合金快锻坯料的检测与分析 |
| 6.4.2 GH4720Li合金精锻成品的检测与分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的论着、获奖情况及专利 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）30Cr1Mo1V高中压转子材料晶核形成及长大行为研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 转子材料国内外研究现状 |
| 1.3 奥氏体形核及长大行为 |
| 1.3.1 奥氏体形核与组织遗传 |
| 1.3.2 奥氏体晶粒长大行为 |
| 1.4 （过）深冷处理技术 |
| 1.4.1 （过）深冷处理技术概述 |
| 1.4.2 （过）深冷处理技术研究现状 |
| 1.5 论文的研究内容及意义 |
| 1.5.1 论文的研究内容 |
| 1.5.2 论文的意义 |
| 第二章 30Cr1Mo1V奥氏体晶核形成行为研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.3 实验结果与讨论 |
| 2.3.1 30Cr1Mo1V高中压转子材料的奥氏体形核行为 |
| 2.3.2 30Cr2Ni4MoV低压转子材料奥氏体形核行为 |
| 2.3.3 30Cr1Mo1V及 30Cr2Ni4MoV材料的组织遗传 |
| 2.3.4 实验结果分析与讨论 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 加热参数对 30Cr1Mo1V奥氏体晶粒长大行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 低温区间的奥氏体晶粒长大行为 |
| 3.3.2 高温区间的晶粒长大行为 |
| 3.3.3 奥氏体晶粒长大模型的建立 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 过（深）冷处理对 30Cr1Mo1V晶粒细化的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 过（深）冷处理对奥氏体形核的影响 |
| 4.3.2 过（深）冷处理对 30Cr1Mo1V奥氏体晶粒长大行为的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（10）基于热辗扩工艺Q235B钢晶粒组织演变及热处理工艺研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 材料晶粒长大及组织演变研究 |
| 1.2.2 基于元胞自动机法的晶粒长大研究 |
| 1.2.3 热处理工艺的研究 |
| 1.3 课题主要研究内容及技术路线 |
| 1.3.1 主要研究内容 |
| 1.3.2 技术路线 |
| 第二章 离心铸坯Q235B钢热物理性能计算及模拟 |
| 2.1 JMatPro软件简介 |
| 2.1.1 概述 |
| 2.1.2 热物理性能计算原理 |
| 2.2 模拟结果及分析 |
| 2.2.1 模拟相图及分析 |
| 2.2.2 热物理性能参数模拟 |
| 2.2.3 相变分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 离心铸坯Q235B钢晶粒长大规律研究 |
| 3.1 实验材料与方法 |
| 3.2 试验结果及分析 |
| 3.2.1 加热温度对奥氏体晶粒长大的影响 |
| 3.2.2 保温时间对奥氏体晶粒长大的影响 |
| 3.2.3 晶粒生长指数 |
| 3.3 晶粒长大过程动力学模型建立 |
| 3.3.1 等温条件下 |
| 3.3.2 非等温条件下 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 基于热辗扩工艺Q235B钢晶粒长大元胞自动机模型 |
| 4.1 晶粒长大过程元胞自动机模型 |
| 4.1.1 CA模型的组成部分 |
| 4.1.2 晶粒长大CA模型程序及流程图 |
| 4.2 模拟结果及分析 |
| 4.2.1 初始晶粒的生成 |
| 4.2.2 微观组织的演化 |
| 4.2.3 晶粒数量分析 |
| 4.2.4 温度对晶粒尺寸的影响 |
| 4.2.5 晶粒尺寸变化及分布 |
| 4.2.6 晶粒边数分布 |
| 4.3 试验结果与模拟结果验证 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 热处理对Q235B钢法兰的组织和性能的影响 |
| 5.1 试验材料与方法 |
| 5.1.1 试验材料 |
| 5.1.2 淬火温度及保温时间的制定 |
| 5.1.3 回火温度及时间的制定 |
| 5.1.4 试验方法 |
| 5.2 试验结果与分析 |
| 5.2.1 组织显微观察与分析 |
| 5.2.2 不同回火温度后的力学性能 |
| 5.2.3 断口形貌分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
四、等温条件下晶粒长大模型研究（论文参考文献）
- [1]包晶钢连铸坯表面裂纹与组织控制研究[D]. 刘华松. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]FeNi基非晶纳米晶软磁合金的结构演变及软磁性能研究[D]. 陈哲. 太原科技大学, 2021(02)
- [3]42CrMo钢船用曲拐热处理工艺及性能研究[D]. 彭则. 昆明理工大学, 2021(01)
- [4]00Cr13Ni6Mo2超级马氏体不锈钢组织演变与相变行为研究[D]. 张义伟. 安徽工业大学, 2020(06)
- [5]粉末致密化原子扩散系数的定量化与数值模拟[D]. 李鑫鑫. 华南理工大学, 2020
- [6]X120级管线钢焊接热影响区晶粒长大的数值分析[D]. 吴桐. 中国石油大学(华东), 2019(09)
- [7]直接切削用非调质钢大棒材控乳控冷过程数值模拟研究[D]. 申文飞. 大连理工大学, 2019(01)
- [8]GH4720Li合金微观组织演变及大尺寸棒坯锻造工艺研究[D]. 阚志. 东北大学, 2017(01)
- [9]30Cr1Mo1V高中压转子材料晶核形成及长大行为研究[D]. 秦尚武. 太原科技大学, 2017(01)
- [10]基于热辗扩工艺Q235B钢晶粒组织演变及热处理工艺研究[D]. 李光. 太原科技大学, 2016(12)