一、Nb-Ti钢高温变形时动态再结晶行为及模型探讨（论文文献综述）
范合合,金自力,任慧平,游兴华[1]（2022）在《高Nb-Ti新能源汽车用无取向硅钢热轧过程的再结晶行为》文中研究表明利用蔡司显微镜和Nano Measurer金相分析软件,研究了不同加热温度下新能源汽车用高Nb-Ti无取向硅钢显微组织的演变规律,并利用ICP-MS对不同加热温度下Nb、Ti的固溶量进行检测分析;然后采用热模拟方法研究了热轧过程中试验钢的再结晶行为。结果表明:随着加热温度升高,试验钢的晶粒尺寸增加明显,而Nb、Ti的固溶量仅略有增加。当加热温度为1230℃、变形温度分别为1100、1050、1000℃时,在应变速率0.1 s-1、变形量30%和应变速率1 s-1、变形量80%的条件下单道次压缩后的试验钢均未发生动态再结晶行为,而在应变速率为1 s-1、变形量为40%的条件下,在1100℃及1050℃单道次压缩后再保温30 s以上时有静态再结晶行为发生,显微组织大部分为等轴晶粒,但是在1000℃变形单道次压缩后再保温50 s的显微组织仍以未再结晶的长条晶粒为主。
王欣[2]（2021）在《AlCrCuFeNi系高熵合金组织及热力加工行为研究》文中研究说明高熵合金被定义为由至少五种组元组成,且每种组元原子百分比在5%～35%之间的一种新型固溶体合金。这种不同于传统合金的设计理念拓宽了金属材料的应用及研究范围。独特的组织结构及多种强化效应使其具有传统合金无法比拟的物理、化学和力学性能,如高强度、高硬度、优异的耐磨性、较好的低温韧性以及高温稳定性,是一种具有无限潜力的新型结构与功能材料。因而,关于高熵合金的研究具有极高的学术价值和极大的应用发展空间。本文以AlCrCuFeNi高熵合金为初始研究对象,系统研究了 Mo元素对AlCrCuFeNi高熵合金相组成、组织结构及力学性能的影响,阐明合金组织与性能随成分的变化规律。同时,改进合金制备方法,通过磁悬浮感应熔炼技术制备了 3.5kg AlCrCuFeNi高熵合金,详细研究了热处理工艺对合金组织结构及力学性能的影响,并基于高温压缩实验研究了合金的热变形及动态再结晶行为。此外,设计制备了具有L12+B2结构的非等原子比A10.4CoFeNiTi0.6高熵合金,对合金的热稳定性进行了讨论。研究结果表明:（1）AlCrCuFeNi高熵合金的相组成为BCC+FCC固溶体相,且BCC相的含量远高于FCC相。微观组织由富Ni、Al元素的有序BCC相、富Cr、Fe元素的无序BCC相以及富Cu元素的FCC相组成。在AlCrCuFeNiMox高熵合金系中,Mo元素的加入增大了初生BCC相的体积分数,并且主要固溶到了富Cr、Fe元素的无序BCC固溶体相中。当Mo元素添加量小于0.3 at.%时,合金的相组成没有发生明显变化。Mo元素的加入在一定程度上减缓了 Cu元素在晶界处的偏析。当Mo元素的添加量大于0.3 at.%时,超过了其在合金中的最大固溶度,析出了富Mo元素的σ相。（2）大块AlCrCuFeNi高熵合金由基体区域（B2）、瓣状组织区域（A2）及晶间区域（FCC）组成,并且表现出较高的维氏硬度值,为762HV,高于之前所报道的研究结果。在1000℃均匀化热处理4h后,合金基体中的部分BCC相发生了共析分解,形成了 Al0.4Fe0.6结构的析出相。与铸态合金相比,晶间区域Cu元素的含量增加至57.17%,说明热处理加剧了Cu元素在晶间区域的偏析。（3）热变形过程中,AlCrCuFeNi高熵合金的流变应力随着应变速率的增大迅速增大,直至峰值应力后迅速软化至一个相对稳定的状态,表现出典型的动态再结晶的特征。结合高温压缩试验,通过线性回归的方法,构建了 AlCrCuFeNi高熵合金在变形量为50%,变形温度为 900℃～1050℃,应变速率为 0.001s-1,0.01s-1,0.1s-1 及 ls-1 范围内的 Arrhenius型本构方程,该方程可以来预测合金在不同加工参数下的流变应力。（4）基于Prasad判据所绘制的热加工图表明AlCrCuFeNi高熵合金在900～920℃/10-0.75～1s-1和1000～1050℃/10-0.5～1s-1区域内出现了剪切开裂及局部塑性流动等缺陷,为流变失稳区,在加工过程中应当尽量避免。热变形过程中,合金发生动态再结晶的激活能为199.129kJ/mol。1050℃时,在不同应变速率下的合金具有一定的择优生长取向,当（?）=0.001s-1时,择优取向趋近于<111>方向;当增大应变速率时,合金中沿着<001>方向和<101>方向的晶粒增多。（5）计算得到Al0.4CoFeNiTi0.6高熵合金的混合熵ΔSmix,混合焓ΔHmix,原子半径差δ,参数 Ω 以及价电子浓度VEC 分别为 12.92 J·K-1mol-1,-19.7 kJ/mol,6.27%,1.1 和 7.65。基于高熵合金中多相固溶体的形成规律,可以预测该合金能够形成BCC+FCC结构。（6）Al0.4CoFeNiTi0.6高熵合金由富Fe、Co、Ni元素的L12相和富Al、Ti元素的B2相组成。高温退火后,有序BCC相中析出了大量富Fe、Ni元素且贫Al元素的短棒状组织,这些FCC结构相的析出使得合金的主晶相由BCC相转变为FCC相。（7）铸态Al0.4CoFeNiTi0.6高熵合金具有较好的综合力学性能,其屈服强度、断裂强度以及塑性应变分别为2085MPa、2136 MPa和10.3%。退火后合金的屈服强度、断裂强度分别下降了 33%和8%,但是,合金的塑性应变由10.3%增加至21%。合金的维氏硬度在退火后由467 HV增加至548HV,说明该合金具有较好的耐回火软化性能。
胡志强[3]（2021）在《热作模具钢5CrNiMoV（Nb）热变形行为及组织性能研究》文中提出5CrNiMoV钢是典型的Cr-Mo-V系马氏体型热作模具钢,广泛用于制造各种热锻模具,但热强性不足的问题影响着其使用寿命和应用范围。为此,本文基于热动力学计算,对5CrNiMoV钢进行合金成分优化,开发出一种兼备较高硬度和良好韧性的新型热作模具钢5CrNiMoVNb。借助热膨胀相变仪、电子万能试验机、Gleeble热压缩试验机、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、热疲劳试验机等研究了 Cr-Mo-V系热作模具钢热变形行为与服役性能,揭示了热作模具钢热变形机制及微观组织演变规律,解释了 Mo、V等合金元素对热作模具钢高温热稳定性、热疲劳性能的影响机理。本文获得以下主要研究结果:（1）新型热作模具钢5CrNiMoVNb中碳化物含量明显增多,特别是MC型碳化物,670℃以下MC、M23C6和M7C3碳化物含量基本恒定,有利于提高材料常温强韧性、高温热稳定性和热疲劳性能等;其中Mo、V和Nb合金元素的增加提高了合金元素的固溶温度和固溶度,有利于抑制奥氏体晶粒的粗化。相较于5CrNiMoV钢,5CrNiMoVNb钢可以在更宽泛的淬火+回火温度范围内获得更优异的力学性能,其中5CrNiMoVNb钢最佳热处理工艺为:940℃淬火+600℃回火2h。（2）基于Gleeble单双道次热压缩实验,研究了这两种Cr-Mo-V系热作模具钢的高温热变形行为,构建了 5CrNiMoV钢高温流变应力模型、动态再结晶模型、亚动态再结晶模型和晶粒长大模型等,具有较高的准确性,可用于大型模块自由锻过程模拟。热变形过程中,5CrNiMoV钢的奥氏体晶粒尺寸随变形温度的升高、应变速率的减小而增大;当发生完全动态再结晶时,高的应变速率和较低的变形温度有利于应变储存能的提高,从而促进再结晶晶粒的细化。此外,不同变形条件下的再结晶晶粒尺寸变化及晶界形貌特征表明:非连续动态再结晶（DDRX）是在5CrNiMoV钢热变形过程中发生再结晶形核和晶粒长大的主要机制。（3）5CrNiMoV钢中马氏体相与母相奥氏体位向关系更符合N-W取向关系。奥氏体热变形微观织构研究表明,相同应变速率下,温度越高,MAD（随机取向分布）值越大,旋转Cube织构组分越强;相同热变形温度下,应变速率越大,MAD值越小,变形织构组分越少,这是因为活性滑移系的增大以及奥氏体晶粒的细化。此外,马氏体相变织构一方面取决于相变过程变体的选择,另一方面,马氏体相变织构总是向与母相取向差较小的方向转变。（4）基于已获得的5CrNiMoV钢的材料模型,建立了 5CrNiMoV钢大型热作模块的自由锻有限元模型。自由锻模拟研究表明:在多道次拔长过程中,提高压下速率,选用较小的砧宽,不仅可以细化晶粒,还可以提高大型热作模块变形的均匀性。基于正交模拟试验,优化了 5CrNiMoV钢大型热作模块自由锻拔长工艺,最佳工艺参数为:压下速率40mm/s、砧宽1000mm和单道次压下量25%。（5）对比5CrNiMoV钢和5CrNiMoVNb钢高温热稳定性可以发现,在600和650℃时,5CrNiMoVNb钢的高温热稳定性较5CrNiMoV钢分别提高了 35%和45%。两种Cr-Mo-V系热作模具钢的初始回火组织均由回火马氏体和碳化物组成,由于5CrNiMoVNb钢碳化物含量较高,且大部分碳化物呈颗粒状弥散分布在基体上,5CrNiMoVNb钢具有较好的高温热稳定性和抗回火软化性能。此外,由于Cr、Mo和V等中强碳化物形成元素含量较为合理,5CrNiMoVNb钢热稳保温过程中的主要析出强化相MC、M7C3和M23C6具有极低的粗化速率系数。通过工艺调控,使5CrNiMoV钢中残留一定量的残余应变,可以提高材料内部位错胞、马氏体板条界等缺陷数量,有利于抑制热稳保温过程中基体组织的粗化,改善碳化物形貌,抑制碳化物粗化,从而提高5CrNiMoV钢的热稳定性能。（6）基于自约束疲劳试验,对比分析了 5CrNiMoV钢和5CrNiMoVNb钢的热疲劳性能,经过2000次热疲劳循环后,两种钢中均出现热疲劳裂纹,主裂纹长度分别为184.47μm和104.06μm,5CrNiMoV钢中热疲劳裂纹长度、宽度和数量均大于5CrNiMoVNb钢,由不同循环次数的主裂纹长度、宽度关系可以判定,5CrNiMoVNb钢的热疲劳寿命较5CrNiMoV钢大约提高了 50%;对比不同热疲劳循环次数的热疲劳裂纹,还可以发现5CrNiMoVNb钢热疲劳裂纹的萌生和扩展速率明显小于5CrNiMoV钢。此外,由于小颗粒碳化物含量较高,对位错运动、组织粗化抑制作用较强,5CrNiMoVNb钢具有更好的组织稳定性和强韧性能,因此5CrNiMoVNb钢热疲劳性能优于5CrNiMoV钢。
范合合[4]（2021）在《稀土高Nb-Ti新能源汽车用无取向硅钢热轧再结晶与析出行为》文中研究指明新能源汽车用无取向硅钢主要用于驱动电机铁芯的制造,由于电机运行过程中呈高速旋转状态,而旋转所受的巨大离心力很容易使电机转子遭受破坏,所以,要求新能源汽车用无取向硅钢在保证高磁感低铁损的前提下,具备优良的力学性能。通过向传统无取向硅钢成分体系中,添加Mn、Cu、Ti、Nb等元素,以固溶与析出等强化方式达到提高强度的目的。但微合金元素在新能源汽车用钢中的存在状态及对组织、再结晶与析出行为关系的影响,仍缺乏系统研究。组织与第二相对热轧、冷轧及退火工艺至关重要,其中,热轧环节是电工钢生产的决定性因素。对稀土高铌钛新能源汽车用无取向硅钢加热过程中Ti、Nb元素的固溶量及热轧过程中的再结晶与析出行为关系展开研究,对今后控制高强度无取向硅钢实际热轧过程中各元素析出,提高成品的磁性能及力学性能,具有一定的理论指导意义。本文主要以2.13%Si、2.13%Al、0.15%Nb及0.1%Ti为成分体系,利用Gleeble-1500D热模拟机、场发射扫描电镜、透射电镜及ICP-MS等设备,研究了加热工艺对晶粒尺寸和第二相存在状态的影响,高温热变形过程中的再结晶行为及热轧过程中的再结晶与析出行为的关系。本论文主要结论有:（1）当加热温度从1120℃升高至1200℃时,Nb、Ti的回溶量相对铸坯分别增加5.84%、7.66%,平均晶粒尺寸增加了243μm;当保温时间从20min增加至60min时,Nb、Ti的回溶量相对铸坯分别增加5.32%、8.08%,平均晶粒尺寸增加了334μm。加热温度的增加及保温时间的延长,有利于大量Nb、Ti元素回溶于基体,对晶界的钉扎作用减弱,实验钢的晶粒尺寸的增加。（2）当变形温度为1100℃、1050℃、1000℃时,单道次压缩过程中,实验钢整体表现为动态回复特征,未发生动态再结晶;在双道次压缩过程中,间隔时间为50s时,有少量再结晶组织。稀土高Nb-Ti新能源汽车用电工钢在热加工过程中,主要表现为静态回复,很难发生再结晶行为。（3）在1100℃、1050℃、1000℃变形40%,随着温度的降低及保温时间的延长,析出物平均尺寸增加,面密度增加,Nb、Ti析出量也增加,热轧过程中主要以铌钛碳氮化物的复合析出为主,且析出物开始主要位于亚晶界,阻止再结晶的发生,随着轧制温度的降低及保温时间的延长,导致析出物发生粗化,析出尺寸增加,对晶界的钉扎作用减弱,亚晶合并,实验钢再结晶程度增加,组织细化。
王伟聪[5]（2021）在《新型奥氏体耐热不锈钢C-HRA-5的热变形行为及热加工图》文中研究说明现阶段,在全球电力供应需求增大和减少环境污染的时代背景下,超超临界燃煤发电逐渐成为我国电力供给的主要方式。研究表明提高火电机组的能源转换效率,减少CO2、SO2等污染物的排放,需要提高机组的运行参数,这对机组火电锅炉用关键部件如过热器、再热器管耐热材料的服役性能提出新的要求。但是目前我国此类耐热材料主要依赖国外进口,国产化的程度不高,限制了我国超超临界发电技术前进的脚步。因此开发能够满足我国机组要求的新一代耐热材料及其制造技术,对于我国工业发展具有重要的现实意义。由山西太钢和钢铁研究总院共同研发的新一代奥氏体耐热不锈钢C-HRA-5,在苛刻的服役环境下仍然具有良好的性能,能够满足实际应用的需求。目前C-HRA-5耐热钢处于试制阶段,在材料热轧生产过程中可能会出现裂纹、变形不均匀等缺陷,对于材料加工成型过程中最佳的工艺参数范围尚未完全了解。因此,研究C-HRA-5耐热钢的热变形行为和可加工性,获得优异的热加工工艺参数,对材料批量生产应用及产品质量有重要的意义。本文使用Gleeble-3800试验机对新型奥氏体耐热不锈钢C-HRA-5进行双道次热压缩实验。实验在变形温度为900～1100℃,应变速率为0.01～1 s-1,道次间隙时间分别为1s,5 s,15 s,30 s的参数下获得C-HRA-5耐热钢的应力-应变曲线,探究不同变形参数下C-HRA-5耐热钢流变应力变化规律;确定道次间隙期间发生的软化机制及变化规律,并且建立动力学方程;观察变形后微观组织,分析不同变形参数下微观组织演变;以动态材料模型为理论指导,绘制C-HRA-5耐热钢的功率耗散图、失稳图和热加工图,确定最佳的热加工范围。主要研究结果如下:（1）C-HRA-5耐热钢双道次热压缩实验得到的应力-应变曲线呈现出典型特征,即随着变形温度升高和应变速率降低,流变应力逐渐减小。这种规律主要是不同变形参数下原子、位错运动性差异的结果。C-HRA-5耐热钢在高应变速率下变形的应力-应变曲线呈现出波浪形特征,这是材料变形过程中组织发生不连续动态再结晶的体现。（2）C-HRA-5耐热钢间隙期间的软化机制为亚动态再结晶,采用0.2%补偿法计算各个变形参数下的亚动态再结晶分数。结果对比后发现,变形温度升高、应变速率增大和道次间隙时间延长,都会使亚动态再结晶分数增大。在本文变形参数范围内,C-HRA-5耐热钢的激活能为311.775 KJ/mol,其亚动态再结晶动力学方程为（?）（3）不同变形参数下,C-HRA-5耐热钢变形后的微观组织演变存在规律:变形温度升高和应变速率减小有利于动态再结晶发生,微观组织中出现项链结构是动态再结晶发生的标志。（4）基于动态材料模型（DMM）,绘制C-HRA-5耐热钢的功率耗散图与失稳图,然后处理获得热加工图。发现不同变形参数下,C-HRA-5耐热钢热加工图中稳定的工艺参数范围具有相似性。在本文的研究范围内,并结合实际生产情况,C-HRA-5耐热钢合适的工艺参数范围是:变形温度是1000～1100℃、应变速率是0.01～0.1 s-1,道次间隙时间是15 s。
黄天伦[6]（2021）在《LNG罐9Ni钢大型封头冲压模拟与实验研究》文中研究说明随着国家越来越重视低碳生活的可持续发展,因此有洁净能源之称的液化天然气（Liquefied Natural Gas,LNG）高速发展,需求量也随之攀升,因此用于储存运输液化天然气的LNG大型储罐的需求量也越来越多。在制造大型储罐时,最重要也最困难的则是大型封头的成形加工。在制造传统储罐封头时,需要不断地通过实验和经验摸索,以获得相对合适的生产工艺。这不仅耗时耗力,而且得到的工艺参数也不一定稳定。因此,研究9Ni钢的高温变形行为和微观组织演化规律对于制定大型封头的成形工艺具有重要的学术意义和工程价值。为了优化LNG罐9Ni钢大型封头的冲压成形工艺,本文通过9Ni钢热压缩真应力-真应变曲线并利用数学回归构建了9Ni钢高温本构方程,探究了9Ni钢动态再结晶临界条件并构建动态再结晶（DRX）模型并进行对比验证。在DEFORM-3D中对厚板9Ni大型封头进行冲压成形模拟,研究了封头的最佳冲压成形工艺。1、9Ni钢经热压缩过程,随着变形温度（770℃～830℃）的增加,9Ni钢的峰值应力反而减小,最小为192MPa;随着应变速率（0.13331～0.26671）的增加,9Ni钢的峰值应力明显增加,最高达243MPa,采用数学回归的方法构建了9Ni钢高温本构方程与DRX模型。2、热压缩获得的9Ni钢真应力和模型预测结果的相关性系数（1）和平均相对误差（）分别为0.969和6.18%,表明本实验提出的厚板9Ni钢高温本构模型预测结果与实验值相吻合。采用9Ni钢高温本构模型进行DEFORM-3D模拟计算,工件均未出现开裂褶皱等工艺缺陷,与实际生产工件一致,表明该本构方程能够在模拟计算中较好地反映实际工件变形状态。3、9Ni钢的初始晶粒尺寸为17.038),经热压缩后的晶粒尺寸最小为0.828),最大为1.318)。在DEFORM-3D中对9Ni钢的热压缩过程进行了模拟,发现了DRX体积分数按照易变形区、不定变形区和小变形区方向递减,DRX晶粒尺寸则按照易变形区、不定变形区和小变形区方向递增。在不同试样中,平均晶粒尺寸与变形程度、变形温度和应变速率均呈反比;DRX晶粒尺寸与变形温度呈正比,而与应变速率呈反比;DRX体积分数与变形程度、变形温度和应变速率均呈正比。4、在厚板9Ni钢大型封头的冲压成形模拟的过程中,研究结果表明模具间隙过小（≤32mm）,就会导致工件减薄明显并且会在减薄处产生较大的应力与应变集中;冲压速度越快（≥4mm/s）,则使冲压力的增加并且会使工件表面增加残余应力;冲压温度越高（>790℃）,会减小对应的冲压力也会缓解应力集中,但是会加速模具的使用寿命以及增加工件加热与冷却的时间。综合考虑,厚板9Ni钢大型封头冲压的最优工艺为冲压速度3mm/s,冲压温度790℃,模具间隙34mm。9Ni钢经过固溶处理后,其晶粒组织为板条状马氏体与奥氏体,而且内部还含有孪晶。并且通过CA模拟可以发现9Ni钢的DRX模型与实际的组织大小是较为符合的。
李胤宪[7]（2021）在《630℃超超临界转子钢高温变形行为及显微组织演化规律研究》文中指出提高资源利用效率,减少CO2等温室气体排放是全球能源利用的永恒主题,许多国家和地区正在积极开发新一代超超临界汽轮机机组。超超临界汽轮机转子是汽轮机组的重要部件,其工作运行条件十分恶劣,对转子显微组织性能和成形质量有着严格要求,这就对新一代超超临界转子钢的热加工工艺提出了新的挑战。本文通过研究630℃超超临界转子钢高温变形行为和热加工中的组织演变,构建该转子钢的高温本构模型,建立热加工图,研究热变形过程中的组织演变规律,得到显微组织演变的数学模型。以期能有效指导大型超超临界机组转子的实际生产工艺。首先,通过单道次热压缩试验,获得630℃超超临界转子钢在950℃～1250℃的真实应力—应变曲线,通过分析不同变形条件下的流变应力,发现当变形温度一定时,流变应力与应变速率呈正相关关系;当应变速率一定时,流变应力与变形温度呈负相关关系。为了更好的描述630℃超超临界转子钢高温变形的流变行为,分别建立该转子钢本构方程、流变模型以及动态再结晶临界应变方程。其次,利用金相显微技术,研究热变形参数（应变量、应变速率和变形温度）对显微组织演变的影响。结果表明:随着应变量增大,动态再结晶程度增大;随着应变速率从0.01s-1增加到0.5s-1,动态再结晶程度也随之增大,基于实验数据及显微组织分析,利用动态材料模型和Prasad失稳判据,构建了630℃超超临界转子钢的热加工图。最后,结合超超临界机组转子热加工工艺,根据动态再结晶临界应变,完成630℃超超临界转子钢双道次热压缩试验,讨论了不同变形工艺对该转子钢静态再结晶行为的影响:变形温度、道次间隔时间、第一道次应变和应变速率对静态再结晶影响显着。其他条件一定时,变形温度越高静态再结晶体积分数越大,道次间隔时间越长静态再结晶体积分数越大,第一道次应变越大静态再结晶体积分数越大。通过理论计算和实验验证,建立了630℃超超临界转子钢静态再结晶动力学方程,获得静态再结晶的激活能。
乔士宾[8]（2021）在《SA508Gr.4N钢大锻件锻造过程组织演变与工艺优化》文中提出随着能源和环境问题的日益凸显,国家制定了碳达峰的战略部署,而核能这一清洁、高效、稳定的能源越来越受到关注。管板、封头等核电用大型饼类锻件作为核电站的重要部件,其锻件成材率成为了制约核电生产成本及周期的重要因素。本文以核电用SA508Gr.4N钢φ4000 mm×1000 mm大型饼类锻件为研究对象,研究了该材料加热、变形、道次间隔过程中微观组织演变规律,并建立了相应的数学模型;提出了针对大锻件最后一火次多道次锻造时心部晶粒细化的锻造方案;通过Deform-3D软件对大型饼类锻件预成形和终成形锻造工艺进行了优化。本文主要研究工作如下:通过等温热处理炉和高温共聚焦显微镜研究了加热工艺参数（保温温度和时间）对SA508Gr.4N钢晶粒长大规律的影响,并建立了晶粒长大模型;通过高温高聚焦显微镜动态观察到SA508Gr.4N钢的奥氏体晶粒长大实质为晶界迁移过程。通过单道次热压缩试验研究了变形参数对SA508Gr.4N钢的流变应力和微观组织演变的影响,随变形温度的增加和应变速率的下降,流变应力、动态再结晶体积分数和完全动态再结晶后的晶粒尺寸逐渐增加;建立了该材料的高温流变应力和动态再结晶微观组织模型。基于双道次热压缩,研究了变形参数（变形温度、应变速率、应变量、初始晶粒尺寸和道次间隔时间）对SA508Gr.4N钢的静态和亚动态再结晶规律的影响,并建立了静态和亚动态再结晶动力学和晶粒尺寸模型。当初始晶粒尺寸≥256μm时,亚动态再结晶后晶粒尺寸不发生变化。通过控制最后一火次锻造温度在1050～1150℃之间,并采用阶梯增加的三道次锻造方案（如:5%,8%,13%）,可使心部晶粒尺寸等级小于3级。基于数值模拟分析的结果（等效应变场、应力场、温度场和晶粒尺寸分布）,改进了预成形和终成形锻造工装和工艺。预成形时采用5°锥形砧进行镦粗,采用窄平砧外缘旋转锻造（旋转角度60°）进行端面平整。终成形时采用外缘旋转锻造（旋转角度60°）,道次压下量100 mm。
杨欢[9]（2021）在《300M钢高温变形行为及模锻成形工艺研究》文中认为300M钢的强度和断裂韧性较高,抗疲劳性能较好,因此在飞机起落架等大型承力结构件上应用广泛。300M钢制成的高筋类模锻件形状复杂,型腔不易充填,成形载荷大。因此,需要对300M钢热变形行为以及高筋类锻件的成形工艺与极限进行系统研究。本文用热模拟试验机进行了热压缩试验,分析了300M钢的流变应力曲线并对曲线进行了摩擦修正,构建了300M钢的本构模型,揭示了流变应力曲线的变化规律。同时在热压缩实验结果得到的流变应力曲线的基础上,建立了300M钢的临界条件模型以及动态再结晶晶粒尺寸模型。由复杂筋板类锻件抽象出单肋形锻件模型,以300M钢材料为研究对象,对其模锻成形过程进行了数值模拟研究,分析了此类锻件的金属充填行为以及金属流动规律。研究结果表明单肋形锻件底板中心处的金属充填速度最快,肋板边缘位置的金属因受模具内腔摩擦的影响,产生向内侧充填的趋势;结果表明,300M钢单肋形锻件模锻成形极限、充填质量与底板厚度、圆角半径、拔模斜度呈正比关系,与肋宽呈反比关系。
张学忠[10]（2021）在《12%Cr钢热变形过程损伤机制及裂纹预测研究》文中指出超超临界机组大型转子锻件作为清洁高效燃煤发电技术的核心基础部件,其高质量的生产为节约资源、降低废气、废物排放、保护绿色生态、提高能源的利用效率都起到至关重要作用,该类锻件设计与核心制造技术作为“卡脖子”问题,在国内尚未完全实现自主化。高中压转子锻件常用材料为9%～12%Cr耐热钢,该钢种成分复杂、合金成分高,具有变形抗力大、塑性差且锻造温度窗口狭窄等特点,导致其在制坯和成形锻造过程中,组织细化和开裂控制成为急需解决的关键问题。基于目前高中压转子制造问题,本文以12%Cr超超临界转子材料为研究对象,基于物理模拟、数值模拟、组织表征及工艺试验相结合的方式,研究材料热变形特性,建立12%Cr钢的晶粒长大模型、动静态再结晶模型,理清变形过程中粗大晶粒的细化机制,为实际生产提供控制晶粒均匀化的相关参数;通过热拉伸试验,研究工艺参数对开裂及裂纹演变的影响规律,探明热变形开裂机理,确定在不同变形条件下裂纹萌生及断裂的临界阀值,构建热、力及不同组织的三元耦合的裂纹萌生及断裂模型。通过以上研究,以期为耐热钢热锻缺陷形成机理及工艺控制方面取得突破,对我国超超临界转子大锻件的自主制造提供理论支撑。通过热模拟压缩实验,研究简单加载路径下12%Cr钢的热变形行为与机理,得到铸、锻两态基于单轴等温热压缩试验12%Cr钢的真应力-真应变曲线,计算铸态和锻态12%Cr钢的热力学参数,分别建立铸态和锻态12%Cr钢在加工硬化动态回复（HW-DRV）和动态再结晶（DRX）两段式物理本构模型,并进行修正。修正后模型精度有所提高。通过流动应力曲线的对比分析,分别得出适合铸态和锻态12%Cr钢的锻造温度和应变速率。基于热拉伸试验和微观组织观察,获得了不同应变速率和变形温度下锻态和铸态12%Cr钢的应力应变曲线,分析了工艺参数对拉伸曲线的影响机制,探讨了该钢的裂纹萌生及拓展的影响因素。借助TEM分析,对裂纹萌生和扩展机理进行了分析。研究表明,变形温度超过1150℃时材料屈服强度和抗拉强度降低的主因是材料内部大量铁素体的出现,且原始组织中的铁素体是主要裂纹源。材料高温拉伸裂纹萌生和扩展是由于滑移变形时,M23C6等析出相影响了位错的运动,发生聚集和相互缠结,滑移变形变得困难,局部内应力升高。结合热模拟试验、数值模拟和缩比试验,分析了温度、应变速率对热变形损伤行为的影响,基于应变的累积导出12%Cr钢峰值应变和断裂应变的计算公式,建立其损伤进程模型,建立了12%Cr钢的热变形损伤演化模型,结合数值模拟和缩比试验,确定了铸态和锻态12Cr%钢在实际锻造条件区间的损伤临界形变量和开裂临界形变量。选取不同变形条件进行了镦粗缩比试验对模型进行验证,验证了模型对12%Cr钢高温变形下开裂预测准确性,为实际生产中的开裂预测和控制提供理论基础。
二、Nb-Ti钢高温变形时动态再结晶行为及模型探讨（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、Nb-Ti钢高温变形时动态再结晶行为及模型探讨（论文提纲范文）
（1）高Nb-Ti新能源汽车用无取向硅钢热轧过程的再结晶行为（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 2 试验结果与分析 |
| 2.1 加热温度对原始晶粒尺寸及Nb、Ti固溶的影响 |
| 2.1.1 加热温度对原始晶粒尺寸的影响 |
| 2.1.2 加热温度对Nb、Ti固溶的影响 |
| 2.2 再结晶行为 |
| 2.2.1 动态再结晶行为 |
| 2.2.2 静态再结晶行为 |
| 2.2.3 显微组织分析 |
| 2.3 讨论 |
| 3 结论 |
（2）AlCrCuFeNi系高熵合金组织及热力加工行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金理论基础 |
| 1.2.1 高熵合金的定义 |
| 1.2.2 高熵合金的基本效应 |
| 1.3 高熵合金特点 |
| 1.3.1 高熵合金组织特点 |
| 1.3.2 高熵合金性能特点 |
| 1.4 高熵合金成分设计基础 |
| 1.4.1 经验参数 |
| 1.4.2 第一性原理计算 |
| 1.4.3 分子动力学模拟 |
| 1.4.4 CALPHAD计算相图 |
| 1.5 AlCrCuFeNi系高熵合金研究现状 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 2 合金制备与实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验技术路线 |
| 2.4 合金制备 |
| 2.4.1 合金制备方法 |
| 2.4.2 热处理工艺 |
| 2.5 热变形行为 |
| 2.6 热分析实验 |
| 2.7 微观结构表征 |
| 2.7.1 X射线衍射分析 |
| 2.7.2 光学显微镜分析 |
| 2.7.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.7.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.7.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.8 性能研究 |
| 2.8.1 维氏硬度测试 |
| 2.8.2 室温压缩性能测试 |
| 2.8.3 室温拉伸性能测试 |
| 2.8.4 耐腐蚀性测试 |
| 3 Mo元素对AlCrCuFeNi高熵合金组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 相组成分析 |
| 3.3 微观组织演变 |
| 3.4 力学性能分析 |
| 3.5 本章小节 |
| 4 大块AlCrCuFeNi高熵合金热稳定性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理工艺对AlCrCuFeNi高熵合金相组成的影响 |
| 4.3 热处理工艺对AlCrCuFeNi高熵合金微观组织的影响 |
| 4.3.1 铸态AlCrCuFeNi高熵合金的微观组织 |
| 4.3.2 热处理态AlCrCuFeNi高熵合金的微观组织 |
| 4.4 热处理工艺对AlCrCuFeNi高熵合金力学性能的影响 |
| 4.4.1 硬度分析 |
| 4.4.2 室温压缩性能分析 |
| 4.4.3 室温拉伸性能分析 |
| 4.4.4 耐腐蚀性分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 AlCrCuFeNi高熵合金热加工及动态再结晶行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 AlCrCuFeNi高熵合金高温流变行为特征 |
| 5.2.1 变形温度对合金流变应力的影响 |
| 5.2.2 应变速率对合金流变应力的影响 |
| 5.3 AlCrCuFeNi高熵合金高温变形本构方程 |
| 5.3.1 本构关系式的建立 |
| 5.3.2 本构关系材料常数的确定 |
| 5.3.3 Arrhenius型模型的验证 |
| 5.3.4 本构关系参数的拟合 |
| 5.3.5 不同应变的流变应力模型的验证 |
| 5.4 AlCrCuFeNi高熵合金高温压缩热加工图研究 |
| 5.4.1 动态材料模型的热加工图理论 |
| 5.4.2 热加工图的建立 |
| 5.5 AlCrCuFeNi高熵合金动态再结晶行为研究 |
| 5.5.1 动态再结晶微观组织结构分析 |
| 5.5.2 动态再结晶体积分数分析 |
| 5.5.3 动态再结晶晶粒尺寸模型 |
| 5.5.4 EBSD取向差角分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金的组织结构及力学性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金相组成预测 |
| 6.3 热处理工艺对Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金相组成的影响 |
| 6.4 热处理工艺对Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金微观组织的影响 |
| 6.4.1 铸态Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金的微观组织 |
| 6.4.2 合金的相形成机制 |
| 6.4.3 高温退火后Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金的微观组织 |
| 6.5 热处理工艺对Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金力学性能的影响 |
| 6.5.1 硬度 |
| 6.5.2 室温压缩性能 |
| 6.6 本章小节 |
| 7 结论 |
| 本文主要创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间主要研究成果 |
（3）热作模具钢5CrNiMoV（Nb）热变形行为及组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 热作模具钢概述 |
| 2.2 国内外热作模具钢发展 |
| 2.2.1 国内热作模具钢发展 |
| 2.2.2 国外热作模具钢发展 |
| 2.3 热作模具钢自由锻研究 |
| 2.3.1 自由锻工艺研究 |
| 2.3.2 高温塑性变形行为研究 |
| 2.4 热作模具钢服役性能研究 |
| 2.5 研究方案 |
| 2.5.1 研究内容 |
| 2.5.2 技术路线 |
| 2.5.3 创新点 |
| 3 热作模具钢微观组织及其特性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料及设备 |
| 3.2.1 试验材料 |
| 3.2.2 试验测试及方法 |
| 3.3 试验钢析出相热力学计算 |
| 3.3.1 5CrNiMoV钢平衡析出相分析 |
| 3.3.2 5CrNiMoVNb钢平衡析出相分析 |
| 3.3.3 Mo、V、Nb等在奥氏体中的固溶度分析 |
| 3.4 试验材料微观组织及力学性能 |
| 3.4.1 相变点的测量 |
| 3.4.2 试验钢热处理工艺 |
| 3.4.3 组织评价及性能测试 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 热作模具钢热变形行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 高温流变应力分析 |
| 4.3.1 流变应力曲线 |
| 4.3.2 高温流变应力模型及验证 |
| 4.3.3 热加工图分析 |
| 4.3.4 热激活能分析 |
| 4.4 动态再结晶行为研究 |
| 4.4.1 动态再结晶动力学模型及验证 |
| 4.4.2 动态再结晶晶粒尺寸模型及验证 |
| 4.5 亚动态再结晶行为分析 |
| 4.5.1 亚动态再结晶行为分析 |
| 4.5.2 亚动态再结晶动力学模型及验证 |
| 4.6 奥氏体晶粒长大行为研究 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 热作模具钢组织演变及热变形微观织构研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 原始奥氏体组织演变规律 |
| 5.4 马氏体与母相奥氏体取向关系 |
| 5.5 奥氏体热变形织构研究 |
| 5.5.1 不同变形温度对奥氏体织构演变的影响 |
| 5.5.2 不同应变速率对奥氏体织构演变的影响 |
| 5.6 马氏体相变织构研究 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 5CrNiMoV模块锻造成形模拟及试验研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 锻造成形模拟研究 |
| 6.2.1 有限元模型的建立 |
| 6.2.2 模拟结果分析 |
| 6.3 锻造成形试验研究 |
| 6.3.1 锻造成形试验过程 |
| 6.3.2 试验结果分析 |
| 6.4 5CrNiMoV大型热作模块自由锻模拟研究 |
| 6.4.1 大型模块有限元模型的建立及参数 |
| 6.4.2 自由锻数值模拟结果分析 |
| 6.4.3 自由锻工艺参数优化 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 热作模具钢热稳定性研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验方法 |
| 7.3 合金元素配比分析 |
| 7.4 5CrNiMoV和5CrNiMoVNb钢热稳定性对比分析 |
| 7.4.1 热稳硬度演变规律 |
| 7.4.2 热稳微观组织分析 |
| 7.5 残余应变对5CrNiMoV钢热稳定性的影响 |
| 7.5.1 热稳硬度变化规律 |
| 7.5.2 热稳微观组织分析 |
| 7.6 两种Cr-Mo-V系热作模具钢热稳定性机理分析 |
| 7.7 本章小结 |
| 8 热作模具钢热疲劳性能研究 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验方法 |
| 8.3 热疲劳实验结果分析 |
| 8.3.1 不同循环次数下的疲劳性能分析 |
| 8.3.2 热疲劳对组织的影响 |
| 8.3.3 热疲劳硬度变化 |
| 8.4 热疲劳机理分析 |
| 8.4.1 疲劳裂纹萌生及扩展分析 |
| 8.4.2 两种热疲劳寿命比较研究 |
| 8.5 本章小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）稀土高Nb-Ti新能源汽车用无取向硅钢热轧再结晶与析出行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 无取向硅钢概述 |
| 1.1.1 无取向硅钢的分类和用途 |
| 1.1.2 硅钢的发展历程 |
| 1.1.3 无取向硅钢生产工艺 |
| 1.1.4 无取向硅钢的性能要求 |
| 1.1.5 无取向硅钢性能影响因素 |
| 1.2 新能源汽车用无取向硅钢 |
| 1.2.1 新能源汽车用驱动电机的类型及特点 |
| 1.2.2 新能源汽车驱动电机用无取向硅钢性能 |
| 1.2.3 新能源汽车用钢研究现状 |
| 1.2.4 新能源汽车用无取向硅钢生产工艺 |
| 1.3 稀土在无取向硅钢中的作用 |
| 1.4 课题研究背景与意义 |
| 2 实验研究 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 研究材料 |
| 2.3 研究方案 |
| 2.3.1 热处理工艺制定 |
| 2.3.2 无取向硅钢再结晶行为研究方案制定 |
| 2.3.3 无取向硅钢热轧实验方案制定 |
| 2.4 研究方法 |
| 3 加热工艺对组织演变及Nb、Ti固溶的影响 |
| 3.1 稀土高Nb-Ti无取向硅钢DSC差热分析 |
| 3.2 加热温度和保温时间对显微组织的影响 |
| 3.2.1 加热温度对显微组织的影响 |
| 3.2.2 保温时间对显微组织的影响 |
| 3.3 加热温度和加热时间对未固溶第二相的影响 |
| 3.3.1 加热温度对未固溶第二相的影响 |
| 3.3.2 保温时间对未固溶第二相的影响 |
| 3.3.3 加热温度和保温时间对Nb、Ti固溶的影响 |
| 3.4 小结 |
| 4 无取向硅钢热变形过程中再结晶行为分析 |
| 4.1 动态再结晶行为分析 |
| 4.2 静态再结晶行为分析 |
| 4.2.1 间隔时间对静态再结晶行为的影响 |
| 4.2.2 温度和保温时间对再结晶的影响 |
| 4.3 小结 |
| 5 热轧工艺对无取向硅钢再结晶与析出行为的影响 |
| 5.1 无取向硅钢热轧过程中组织演变 |
| 5.1.1 锻坯保温组织 |
| 5.1.2 轧制温度及保温时间对组织的影响 |
| 5.1.3 再结晶过程组织变化 |
| 5.2 无取向硅钢热轧过程中析出行为分析 |
| 5.2.1 轧制温度及保温时间对析出行为的影响 |
| 5.2.2 实验钢的XRD物相分析 |
| 5.2.3 不同轧制温度不同保温时间下Nb、Ti析出量分析 |
| 5.3 小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（5）新型奥氏体耐热不锈钢C-HRA-5的热变形行为及热加工图（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 超超临界机组的发展 |
| 1.3 超超临界机组用钢的发展 |
| 1.3.1 铁素体耐热钢 |
| 1.3.2 奥氏体耐热钢 |
| 1.3.3 C-HRA-5 奥氏体耐热钢 |
| 1.4 金属热变形行为研究 |
| 1.4.1 热变形行为研究方法 |
| 1.4.2 热变形行为研究内容 |
| 1.5 热加工图基本理论及应用 |
| 1.6 本文的研究目的、意义和内容 |
| 1.6.1 本文研究目的和意义 |
| 1.6.2 本文研究主要内容 |
| 第二章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 试样制备 |
| 2.1.2 试样形貌 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.2.1 Gleeble-3800 热力模拟试验机 |
| 2.2.2 显微镜 |
| 2.3 实验方法及过程 |
| 2.3.1 热模拟实验 |
| 2.3.2 金相实验 |
| 2.3.3 扫描电镜和能谱分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 C-HRA-5 钢的热变形行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 变形参数对C-HRA-5 钢流变行为的影响 |
| 3.2.1 变形温度对C-HRA-5 钢流变行为的影响 |
| 3.2.2 应变速率对C-HRA-5 钢流变行为的影响 |
| 3.3 变形参数对C-HRA-5 钢软化行为的影响 |
| 3.3.1 变形温度对C-HRA-5 钢软化行为的影响 |
| 3.3.2 应变速率对C-HRA-5 钢软化行为的影响 |
| 3.4 C-HRA-5 钢动力学方程的建立 |
| 3.5 C-HRA-5 钢动力学方程的验证 |
| 3.6 C-HRA-5 钢微观组织演变 |
| 3.6.1 变形温度对微观组织影响 |
| 3.6.2 应变速率对微观组织影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 C-HRA-5 钢的热加工图 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 基于动态材料模型的热加工图 |
| 4.2.1 基于动态材料模型的功率耗散 |
| 4.2.2 基于动态材料模型的失稳判据 |
| 4.3 C-HRA-5 钢热加工图的建立 |
| 4.3.1 C-HRA-5 钢功率耗散图 |
| 4.3.2 C-HRA-5 钢失稳图 |
| 4.3.3 C-HRA-5 钢热加工图 |
| 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 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（6）LNG罐9Ni钢大型封头冲压模拟与实验研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 9Ni钢 |
| 1.3 数值模拟技术 |
| 1.3.1 数值模拟理论基础 |
| 1.3.2 数值模拟技术的发展 |
| 1.4 冲压成形工艺 |
| 1.4.1 冲压成形工艺的发展 |
| 1.4.2 冲压成形工艺的应用 |
| 1.5 本课题研究意义与研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 等温等压缩实验 |
| 2.3.2 金相实验 |
| 2.3.3 EBSD实验 |
| 3 厚板大型封头9Ni钢高温本构关系研究 |
| 3.1 真应力-真应变曲线 |
| 3.1.1 真应力-真应变曲线概述 |
| 3.1.2 9Ni钢真应力-真应变曲线分析 |
| 3.2 厚板大型封头9Ni钢流变应力本构方程 |
| 3.2.1 本构方程模型 |
| 3.2.2 本构方程的求解 |
| 3.3 厚板大型封头9Ni钢高温成型模型验证 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 厚板大型封头9Ni钢再结晶行为研究 |
| 4.1 动态再结晶的临界条件 |
| 4.2 动态再结晶模型的建立 |
| 4.2.1 临界应变模型 |
| 4.2.2 动态再结晶百分数模型 |
| 4.2.3 动态再结晶平均晶粒尺寸模型 |
| 4.3 热压缩有限元模拟 |
| 4.3.1 三维模型的建立 |
| 4.3.2 材料模型的建立 |
| 4.3.3 模拟结果分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 LNG罐用9Ni钢大型封头冲压成形工艺和再结晶组织模拟 |
| 5.1 LNG罐用9Ni钢大型封头冲压成形工艺研究 |
| 5.1.1 三维模型建立 |
| 5.1.2 正交试验模拟参数设置 |
| 5.1.3 模拟结果与分析 |
| 5.2 LNG罐用9Ni钢大型封头冲压成形再结晶组织模拟 |
| 5.2.1 模拟参数设置 |
| 5.2.2 动态再结晶二维CA模拟 |
| 5.2.3 模拟结果与分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间研究成果 |
| 致谢 |
（7）630℃超超临界转子钢高温变形行为及显微组织演化规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 超超临界发电技术 |
| 1.3 超超临界转子钢 |
| 1.3.1 超超临界转子钢发展历程 |
| 1.3.2 超超临界转子钢研究现状 |
| 1.4 研究内容 |
| 第2章 630℃超超临界转子钢高温变形行为研究 |
| 2.1 热变形材料及方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 热压缩试验 |
| 2.2 真实应力—应变曲线分析 |
| 2.3 热变形条件对流变应力的影响 |
| 2.3.1 应变速率 |
| 2.3.2 变形温度 |
| 2.4 高温变形本构方程 |
| 2.4.1 热变形激活能的确定 |
| 2.4.2 高温塑性本构方程的建立 |
| 2.4.3 高温流变模型 |
| 2.4.4 高温流变模型精度分析 |
| 2.5 动态再结晶临界应变 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 630℃超超临界转子钢热加工性研究 |
| 3.1 实验方案与设备 |
| 3.1.1 导热性能 |
| 3.1.2 高温动态弹性模量 |
| 3.1.3 金相显微镜观察试验 |
| 3.2 热变形条件对显微组织的影响 |
| 3.2.1 应变量 |
| 3.2.2 变形温度 |
| 3.2.3 应变速率 |
| 3.3 功率耗散图 |
| 3.3.1 动态材料模型 |
| 3.3.2 应变速率敏感指数图分析 |
| 3.3.3 应变量对功率耗散的影响 |
| 3.4 流变失稳图 |
| 3.4.1 流变失稳判据 |
| 3.4.2 应变量对流变失稳系数的影响 |
| 3.5 热加工图的建立及热加工性分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 630℃超超临界转子钢静态再结晶行为研究 |
| 4.1 试验方法 |
| 4.2 双道次热压缩应力—应变曲线分析 |
| 4.3 热变形条件对静态再结晶的影响 |
| 4.3.1 变形温度 |
| 4.3.2 道次间隔时间 |
| 4.3.3 第一道次应变 |
| 4.3.4 应变速率 |
| 4.4 静态再结晶动力学方程 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）SA508Gr.4N钢大锻件锻造过程组织演变与工艺优化（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 核电压水堆压力容器用钢发展 |
| 1.3 大型锻件工艺及研究现状 |
| 1.4 大型饼型锻件锻造工艺及特点 |
| 1.4.1 大型饼型锻件的工作环境 |
| 1.4.2 大型饼类锻件的生产特点及常规流程 |
| 1.5 大型锻件组织演变机理 |
| 1.5.1 动态再结晶 |
| 1.5.2 动态再结晶流变应力曲线 |
| 1.5.3 静态再结晶和亚动态再结晶 |
| 1.6 SA508Gr.4N钢研究进展 |
| 1.6.1 化学成分对SA508Gr.4N钢性能的影响 |
| 1.6.2 热处理工艺对SA508Gr.4N钢性能的影响 |
| 1.6.3 SA508Gr.4N钢粗晶与混晶现象研究 |
| 1.7 本文研究主要内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 物理模拟技术 |
| 2.2.1 晶粒长大试验 |
| 2.2.2 单道次热压缩试验 |
| 2.2.3 双道次热压缩试验 |
| 2.2.4 最后一火次心部晶粒细化试验 |
| 2.3 有限元数值模拟 |
| 2.4 显维组织观察与分析 |
| 2.5 试验方案及技术路线 |
| 第三章 SA508Gr.4N钢锻前加热过程晶粒长大规律研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料及方法 |
| 3.3 保温温度对SA508Gr.4N钢奥氏体晶粒长大的影响 |
| 3.4 保温时间对SA508Gr.4N钢奥氏体晶粒尺寸的影响 |
| 3.5 SA508Gr.4N钢奥氏体晶粒异常长大行为分析 |
| 3.6 晶粒长大动力学模型 |
| 3.7 小结 |
| 第四章 SA508Gr.4N钢热变形行为和动态再结晶规律研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.3 单道次热压缩流变应力曲线分析 |
| 4.4 热激活能的求解 |
| 4.5 基于物象的两阶段流变应力模型 |
| 4.5.1 DRV模型参数的确定及建立 |
| 4.5.2 动态再结晶动力学模型及DRX模型的建立 |
| 4.5.3 模型验证 |
| 4.6 动态再结晶微观组织模型 |
| 4.6.1 动态再结晶的机制 |
| 4.6.2 变形温度及变形速率对动态再结晶微观组织的影响 |
| 4.6.3 初始晶粒尺寸对动态再结晶微观组织的影响 |
| 4.6.4 大变形量厚截面粗晶混晶控制锻造工艺 |
| 4.6.5 动态再结晶微观组织模型的建立 |
| 4.7 小结 |
| 第五章 SA508Gr.4N钢亚动态和静态再结晶规律研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.3 SA508Gr.4N钢亚动态再结晶软化行为 |
| 5.3.1 热变形参数对SA508Gr.4N钢亚动态再结晶流变应力曲线的影响 |
| 5.3.2 热变形参数对SA508Gr.4N钢亚动态再结晶体积分数及晶粒尺寸的影响 |
| 5.4 .亚动态再结晶动力学及晶粒尺寸演化模型 |
| 5.4.1 亚动态再结晶动力学模型 |
| 5.4.2 亚动态再结晶晶粒尺寸模型 |
| 5.5 SA508Gr.4N钢静态再结晶软化行为 |
| 5.5.1 热变形参数对SA508Gr.4N钢静态再结晶流变应力曲线的影响 |
| 5.5.2 热变形参数对SA508Gr.4N钢静态再结晶体积分数及晶粒尺寸的影响 |
| 5.6 静态再结晶动力学及晶粒尺寸演化模型 |
| 5.6.1 静态再结晶动力学模型 |
| 5.6.2 静态再结晶晶粒尺寸模型 |
| 5.7 小结 |
| 第六章 SA508Gr.4N钢锻造过程晶粒细化研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料及方法 |
| 6.3 道次分配对流变应力的影响 |
| 6.4 道次分配对微观组织的影响 |
| 6.5 小结 |
| 第七章 SA508Gr.4N钢锻件锻造数值模拟与工艺优化 |
| 7.1 Deform-3D有限元模型的建立 |
| 7.2 模拟方案 |
| 7.2.1 预成形模拟方案 |
| 7.2.2 终成形模拟方案 |
| 7.3 预成形过程模拟结果 |
| 7.3.1 锥形砧角度对应力状态的影响 |
| 7.3.2 锥形砧角度对应变状态的影响 |
| 7.3.3 锥形砧角度对晶粒尺寸的影响 |
| 7.3.4 端面平整过程分析 |
| 7.4 终成形过程上端面及压凸台模拟结果分析模拟 |
| 7.5 预成形1:30 比例件验证试验 |
| 7.5.1 试验方案 |
| 7.5.2 微观组织观察 |
| 7.6 小结 |
| 第八章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 论文创新点 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务及主要成果 |
| 致谢 |
（9）300M钢高温变形行为及模锻成形工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 300M钢 |
| 1.2.2 热变形本构方程 |
| 1.2.3 动态再结晶 |
| 1.2.4 筋板类模锻件成形 |
| 1.3 本文的主要研究内容 |
| 第2章 300M钢的高温流变行为研究 |
| 2.1 实验材料与方案 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 热压缩实验方案 |
| 2.2 流变应力曲线 |
| 2.3 热变形参数对流变峰值应力的影响 |
| 2.3.1 变形温度 |
| 2.3.2 应变速率 |
| 2.4 流变应力曲线的摩擦修正 |
| 2.4.1 摩擦修正过程 |
| 2.4.2 修正前后的流变应力曲线 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 300M钢本构模型及动态再结晶模型的建立 |
| 3.1 本构模型的建立 |
| 3.1.1 Arrhenius模型 |
| 3.1.2 模型参数求解 |
| 3.2 临界条件模型 |
| 3.2.1 峰值应变模型 |
| 3.2.2 临界应变模型 |
| 3.3 热变形参数对300M钢显微组织的影响 |
| 3.3.1 变形温度 |
| 3.3.2 应变速率 |
| 3.4 300M钢动态再结晶晶粒尺寸模型 |
| 3.5 热加工图的构建 |
| 3.5.1 应变敏感指数m和能量耗散因子η |
| 3.5.2 流变失稳准则 |
| 3.5.3 构建热加工图 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 300M钢模锻件成形工艺数值模拟 |
| 4.1 有限元分析软件简介 |
| 4.2 Deform数值模拟 |
| 4.2.1 几何模型的建立 |
| 4.2.2 有限元分析模型的建立 |
| 4.2.3 单肋锻件成形模拟方案 |
| 4.2.4 单肋锻件成形过程分析 |
| 4.3 肋宽对金属充填行为的影响 |
| 4.3.1 肋宽对金属充填质量的影响 |
| 4.3.2 肋宽对肋板充填极限高度的影响 |
| 4.3.3 肋宽对金属流动速度的影响 |
| 4.4 底板厚度对金属充填行为的影响 |
| 4.4.1 底板厚度对金属充填质量的影响 |
| 4.4.2 底板厚度对肋板充填极限高度的影响 |
| 4.4.3 底板厚度对金属流动速度的影响 |
| 4.5 圆角半径对金属充填行为的影响 |
| 4.5.1 圆角半径对金属充填质量的影响 |
| 4.5.2 圆角半径对肋板充填极限高度的影响 |
| 4.5.3 圆角半径对金属流动速度的影响 |
| 4.6 拔模斜度对金属充填行为的影响 |
| 4.6.1 拔模斜度对金属充填质量的影响 |
| 4.6.2 拔模斜度对肋板充填极限高度的影响 |
| 4.6.3 拔模斜度对金属流动速度的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（10）12%Cr钢热变形过程损伤机制及裂纹预测研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 论文研究背景及意义 |
| 1.2 国内外超超临界技术发展 |
| 1.2.1 国外超超临界技术的发展 |
| 1.2.2 国内超超临界技术的发展 |
| 1.3 金属材料热变形行为研究方法 |
| 1.3.1 金属材料热变形的本构模型 |
| 1.3.2 金属材料热变形的软化机制 |
| 1.3.3 转子材料热变形行为研究现状 |
| 1.4 金属热锻裂纹形成机理及预测 |
| 1.4.1 金属热锻裂纹形成机理 |
| 1.4.2 金属热锻开裂研究现状 |
| 1.4.3 韧性断裂准则 |
| 1.5 本论文研究的主要内容及意义 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 12%Cr超超临界转子钢热模拟实验方法 |
| 2.2.1 12%Cr超超临界转子钢热压缩变形实验方法 |
| 2.2.2 12%Cr超超临界转子钢热拉伸变形的实验方法 |
| 2.3 12%Cr超超临界转子钢分析方法 |
| 2.3.1 扫描电镜分析(SEM) |
| 2.3.2 透射电镜分析(TEM) |
| 2.4 有限元数值模拟方法 |
| 2.4.1 热拉伸数值模拟 |
| 2.4.2 热压缩数值模拟 |
| 第三章 12%Cr超超临界转子钢高温压缩变形力学行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态12%Cr钢热压缩应力应变曲线分析 |
| 3.2.1 不同变形条件下铸态12%Cr钢热压缩应力应变曲线 |
| 3.2.2 热压缩的峰值应力 |
| 3.2.3 动态回复-加工硬化阶段的本构模型 |
| 3.2.4 动态再结晶阶段的本构模型 |
| 3.2.5 本构模型检验 |
| 3.2.6 模型的修正 |
| 3.3 锻态12%Cr钢热压缩应力应变曲线分析 |
| 3.3.1 不同变形条件下锻态12%Cr钢应力应变曲线 |
| 3.3.2 锻态12%Cr超超临界转子钢本构模型的建立 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 12%Cr超超临界转子钢晶粒长大及动静态再结晶行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 12%Cr超超临界转子钢晶粒长大行为研究 |
| 4.2.1 加热温度对12%Cr钢晶粒尺寸的影响 |
| 4.2.2 保温时间对奥氏体晶粒尺寸的影响 |
| 4.2.3 奥氏体晶粒长大模型的建立 |
| 4.3 12%Cr超超临界转子钢的动态再结晶研究 |
| 4.3.1 动态再结晶组织分析 |
| 4.3.2 12%Cr钢的动态再结晶动力学模型 |
| 4.3.3 12%Cr钢动态再结晶晶粒尺寸模型的建立 |
| 4.4 12%Cr超超临界转子钢的静态再结晶研究 |
| 4.4.1 12%Cr超超临界转子钢双道次热压缩软化曲线 |
| 4.4.2 不同条件对12%Cr超超临界转子钢静态软化行为的影响规律 |
| 4.4.3 12%Cr超超临界转子钢静态再结晶晶粒尺寸模型的建立 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 12%Cr超超临界转子钢高温拉伸行为与断裂分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 12%Cr钢高温拉伸应力应变曲线 |
| 5.2.1 锻态12%Cr钢高温拉伸应力应变曲线 |
| 5.2.2 铸态12%Cr钢高温拉伸应力应变曲线 |
| 5.3 12%Cr超超临界转子钢高温拉伸显微组织 |
| 5.3.1 拉伸断口组织分析 |
| 5.3.2 拉伸断口截面组织分析 |
| 5.3.3 拉伸断口切片第二相分析 |
| 5.4 12%Cr超超临界转子钢高温拉伸裂纹的萌生与扩展 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 12%Cr超超临界转子钢热变形损伤模型的建立 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 损伤累积准则 |
| 6.3 铸态12%Cr超超临界转子钢热变形损伤模型 |
| 6.3.1 铸态12%Cr超超临界转子钢损伤进程模型的建立 |
| 6.3.2 铸态12%Cr超超临界转子钢损伤演化模型的建立 |
| 6.4 锻态12%Cr超超临界转子钢热变形损伤模型 |
| 6.4.1 锻态12%Cr超超临界转子钢损伤进程模型的建立 |
| 6.4.2 锻态12%Cr超超临界转子钢损伤演化模型的建立 |
| 6.5 12%Cr超超临界转子钢热变形损伤模拟 |
| 6.5.1 热拉伸数值模拟 |
| 6.5.2 热压缩数据模拟验证 |
| 6.5.3 热压缩缩比实验验证 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 研究创新之处 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间所获研究成果 |
四、Nb-Ti钢高温变形时动态再结晶行为及模型探讨（论文参考文献）
- [1]高Nb-Ti新能源汽车用无取向硅钢热轧过程的再结晶行为[J]. 范合合,金自力,任慧平,游兴华. 金属热处理, 2022(01)
- [2]AlCrCuFeNi系高熵合金组织及热力加工行为研究[D]. 王欣. 西安理工大学, 2021(01)
- [3]热作模具钢5CrNiMoV（Nb）热变形行为及组织性能研究[D]. 胡志强. 北京科技大学, 2021(08)
- [4]稀土高Nb-Ti新能源汽车用无取向硅钢热轧再结晶与析出行为[D]. 范合合. 内蒙古科技大学, 2021
- [5]新型奥氏体耐热不锈钢C-HRA-5的热变形行为及热加工图[D]. 王伟聪. 太原理工大学, 2021(01)
- [6]LNG罐9Ni钢大型封头冲压模拟与实验研究[D]. 黄天伦. 常州大学, 2021(01)
- [7]630℃超超临界转子钢高温变形行为及显微组织演化规律研究[D]. 李胤宪. 燕山大学, 2021(01)
- [8]SA508Gr.4N钢大锻件锻造过程组织演变与工艺优化[D]. 乔士宾. 钢铁研究总院, 2021(01)
- [9]300M钢高温变形行为及模锻成形工艺研究[D]. 杨欢. 燕山大学, 2021(01)
- [10]12%Cr钢热变形过程损伤机制及裂纹预测研究[D]. 张学忠. 太原科技大学, 2021(01)