一、W9Mo3Cr4V钢高温形变组织及动态再结晶方式(英文)（论文文献综述）
张冬冬[1]（2020）在《粉末冶金Ti43Al9V0.3Y合金板材的制备及其性能与组织研究》文中提出Ti Al合金作为一种极具应用前景的高温结构材料,具有质轻、比强度和比刚度高、服役温度下耐氧化能力较强等优点,在航空航天发动机涡轮叶片、高超声速飞行器热防护系统、汽车和坦克增压涡轮叶片方面拥有巨大的应用潜力。然而,Ti Al合金的室温塑性较低（经过变形后Ti Al合金室温塑性也很难超过2%）,而且Ti Al合金在变形温度下变形抗力大、氧化严重、变形不均匀和苛刻的加工窗口,均给后续的变形、机械加工、装配和日常维护使用带来了巨大的困难,阻碍了Ti Al合金的实际应用进程。而使用粉末冶金工艺路线制备的Ti Al合金,微观组织均匀而细小,不仅具有良好的力学性能,而且非常适合后续的热变形。然而粉末冶金也面临着杂质元素较多的难题。论文采用Ti43Al9V0.3Y预合金粉末,在超快的冷却速度下Y元素过固溶到Ti Al合金粉末基体中,同时在制粉及烧结过程中去除基体组织中多余的O元素。系统研究了Ti Al合金粉末在热等静压烧结、热压缩及包套轧制过程中的组织演变、相组成、材料变形机理和析出物的形成机理,并研究了组织与性能之间的关系,为粉末冶金Ti Al合金板材的轧制提供了理论和工程指导。Ti Al预合金粉末在1200℃/140MPa/5h的热等静压处理后,最终获得了微观组织致密无孔洞、晶粒细小均匀、力学性能优良的块体Ti Al合金材料,并在组织内形成了大量弥散分布的球状纳米Y2O3颗粒。合金的微观组织由（γ+B2）双相等轴晶粒组成,平均晶粒直径仅有7μm。烧结过程中发生固态相变:α2相+微量B2相→γ相+B2相,粉末中过固溶的Y元素吸收了组织中的O元素,在γ相中均匀而弥散的析出大量球状纳米Y2O3颗粒。合金的室温抗拉强度为793MPa,延伸率达到了1.1%,优异的性能归因于纳米Y2O3颗粒的析出强化、Y元素对基体组织的净化和细小均匀的组织的共同作用。在700℃时,Ti Al合金的屈服强度和抗拉强度分别为589MPa和664MPa,而在800℃时,抗拉强度仍然具有很高的强度水平,达到了448MPa。为了研究Ti Al合金的变形行为和变形机理,对热等静压Ti Al合金进行了等温热压缩实验,分析了相变与组织演变情况,并绘出了相应的热加功图,为Ti Al合金的包套热轧提供了指导。热等静压烧结态Ti Al合金拥有较低的热激活能295.86k J/mol,说明具有良好的变形能力,这归因于细小均匀的晶粒组织。1200℃等温变形时,晶粒明显拉长,其组织主要由α2相和γ相组成,大量α2相的生成削弱了变形能力,主要的固态相变过程为:β→β+α→α2。在1100℃等温变形时,B2相含量大量增加,主要的固态相变过程为:γ→α→β。1200℃以下,变形主要来源于软质的β相晶粒变形、晶界滑移及动态再结晶进行。在1200℃时,γ相、α2相晶粒的变形和晶界滑移、动态再结晶均对材料的变形做出贡献。建立了应变量分别为50%和80%时的热加工图,确定了材料在50%应变量下的合适热加工工艺为:1150～1200℃/≤1s-1和1000～1200℃/≤0.05s-1;80%应变量下的合适热加工工艺为:1100～1200℃/≤1s-1。研究了不同轧制温度下Ti Al合金组织演变与性能,发现了物相转变规律与变形机理,获得了一种高塑性的Ti Al合金板材,并分析了塑性高的原因。轧制Ti Al合金板材的微观组织均是由γ、α2和B2三种物相组成,在1100～1200℃温度范围内,轧制温度对合金的轧制成形能力没有明显的影响。随着轧制温度的升高,B2相含量逐渐减少,而α2相含量逐渐增加,γ相含量先增加后减少。1200℃轧制时,其室温抗拉强度650MPa,延伸率达到3.0%。室温塑性大增的原因为:再结晶程度最高,组织内亚结构最少,从而减小了组织内的位错塞积和局部应力集中;晶粒形状球形度最高,而球形晶粒能够最大程度的减小变形过程中的应力集中;组织内在轧制变形过程中形成了大量的孪晶,而孪晶在位错滑移过程中,能够通过调整晶体位向以利于位错的继续滑移,这样孪晶在和位错交替出现的过程中大大增加了Ti Al合金的塑性。轧制时形成了明显的织构,其中γ相（001）晶面织构对Ti Al合金板材的各向异性影响最大。研究了不同变形条件下Ti Al合金板材的组织演变与性能,并分析了板材在800℃拉伸塑性变形时的断裂失效机理。轧制速度和道次变形量均显着影响了Ti Al合金板材的成形能力,轧制速度过快和道次变形量过高都会导致Ti Al合金板材表面出现裂纹。轧制速度对亚结构数量和再结晶程度无明显影响,而更大的道次变形量导致板材组织中的亚结构数量变少和再结晶程度提高。升高轧制速度明显提高了α2相含量,而α2相在轧制温度下变形能力不强,因此会恶化Ti Al合金板材的成形能力。γ相和α相晶粒内形成的孪晶对不连续动态再结晶形核有促进作用。不同的轧制速度和道次变形量对Ti Al合金的γ相（001）晶面织构影响不大,但是该织构在RD方向的分布强度均很高。800℃拉伸时,Ti Al合金板材均是从晶界萌生出裂纹,裂纹沿着晶界扩展并最终导致板材失效断裂。拉伸变形过程中晶粒没有发生明显的拉长变形,说明拉伸过程主要通过晶界的滑移进行,而晶界裂纹是材料失效的关键因素。
张宏阳[2]（2014）在《2205双相不锈钢模拟焊接热循环及高温变形过程中的组织演变规律研究》文中进行了进一步梳理焊接热循环及高温变形对2205双相不锈钢的组织和性能影响极为显着。双相不锈钢在高温条件下,无论是进行焊接热模拟还是高温压缩,两相平衡均容易遭到破坏,且易形成二次奥氏体、析出6相、碳化物和氮化物等,从而导致材料的综合力学性能降低。因此,研究2205双相不锈钢在高温条件下组织转变规律及对性能的影响,具有重要的理论意义和实用价值。本文通过对2205双相不锈钢进行模拟焊接热循环试验,研究了热输入对2205双相不锈钢组织和性能的影响,并详细分析了魏氏型奥氏体（魏氏组织）的形成机制。同时针对2205双相不锈钢的高温变形机制,分析了不同变形温度和变形量对其微观组织的影响规律。主要研究结果如下：1.不同热输入条件下的模拟焊接热循环,存在四种类型的奥氏体。随着热输入的增加,2205双相不锈钢的显微组织发生显着的变化,且存在三种形貌的二次奥氏体,并逐渐由晶界不规则型奥氏体（GBA）向魏氏型奥氏体（WA）、晶内奥氏体（IGA）转变。2.模拟焊接热循环实验中,随着热输入的增加,奥氏体的含量逐渐增加,由小热输入6.18kJ/cm的17.11%增加到大热输入61.78kJ/cm的45.24%。室温冲击试验结果表明,在本次试验中热输入Q6=61.78kJ/cm时冲击性能最佳。3.魏氏型奥氏体的形成主要包括两种机制：一种是在铁素体晶界处形核长大；另一种是在已形成的晶界不规则型奥氏体与铁素体基体的界面处形核长大。研究发现,在Q4=25.22kJ/cm时,其魏氏型板条已开始发生分解,且认为其分解与合金元素的配分有关。当热输入Q6=61.78kJ/cm时,组织中的魏氏型奥氏体基本消失,大部分奥氏体相被细化,且部分晶粒呈等轴状。4.TEM观察结果表明,热输入为Q5=43.69kJ/cm时在奥氏体和铁素体的相界面处析出6相；热输入为Q6=61.78kJ/cm时在界面析出Cr2N的氮化物及碳化物。5.变形温度很小时,铁素体相向奥氏体相的转变占主导,表现为奥氏体的含量相对增加；随着变形温度的增加,奥氏体向铁素体的转变占主导地位,表现为组织中铁素体含量明显增加。6.研究了不同变形温度和变形量对显微组织影响,揭示了2205双相不锈钢在热变形过程中的主要软化机制为铁素体的动态回复和动态再结晶,奥氏体通过回复、孪生及位错的运动聚集等方式进行软化。
赵广辉[3]（2013）在《铸态2.25Cr1Mo0.25V钢粗晶细化的研究》文中提出近年来，随着石化技术的进步以及燃油市场需求的扩大，对大型热壁型加氢反应器的需求也越来越大。由于加氢反应器的体积和重量较大，往往采用锻焊结构，钢种选用具有高强韧性、优良抗氢能力的2.25Cr-1Mo-0.25V低合金高强钢。目前，对2.25Cr-1Mo-0.25V钢锻态组织热变形特性和组织演变机理的研究较多，而针对该钢铸态组织热变形特性和组织演变机理的研究较少。本论文针对课题组前面所做的铸态2.25Cr-1Mo-0.25V钢热压缩变形下晶粒细化的情况，通过显微硬度分析，TEM分析，第二相析出规律分析，细化与长大对比分析，得出以下结论:（1）铸态2.25Cr-1Mo-0.25V钢热压缩变形（变形量6%），950℃下的晶界软化位置少，主要还是拉长的晶粒，1050℃，1150℃晶界软化的位置增多，晶粒细化明显。铸态2.25Cr-1Mo-0.25V钢热压缩变形的形核位置是在晶界上。（2）铸态2.25Cr-1Mo-0.25V钢高温析出后，随着温度的升高，第二相百分数呈下降趋势，析出温度950℃和1050℃是析出第二相的适合温度，由于1050℃第二相的大量析出，钉扎晶界的作用，致使1050℃的热压缩变形，晶粒细化最明显。（3） KBF1400箱式电阻炉做的长大实验，试样在950℃，刚开始的时候晶粒长大的慢，随后长大的快；1050℃、1150℃基本都是以一定的长大速率长大，1050℃开始的晶粒尺寸最小；1250℃刚开长大的快，随后基本不长。950℃、1150℃、1250℃保温360min晶粒尺寸基本相同，1050℃开始的晶粒尺寸最小，以一定的速率长大，360min后仍是最小的，这是里面的第二相钉扎晶界，以致晶粒尺寸最终细小。（4）在Gleeble-1500D热模拟试验机上做的1050℃试样，随着压缩时间的延长，试样平均晶粒尺寸一直在减小，在此温度下，动态再结晶细化晶粒占主导作用，且此温度下，大量第二相的析出，钉扎晶界，致使晶界迁移速率很低，晶粒越来越细小；在1150℃，试样组织刚开始热压缩时晶粒细小，随着时间的延长，平均晶粒尺寸基本不变，最后稍有上升，这是动态再结晶细化和晶粒长大基本维持在一个平衡中；在1250℃，温度高，晶界迁移速率很大，动态再结晶的细小晶粒迅速长大，致使试样组织晶粒粗大。通过本论文更主要的是揭示铸态粗晶的细化规律，为实现大型钢锭的“改性”锻造提供科学的理论支撑。
冯建斌[4]（2006）在《高速钢锻（轧）后的余热退火工艺及余热利用方法》文中进行了进一步梳理高速钢锻造（轧制）后需要进行退火,退火的目的是调整上道工序产生的不当组织和不良内应力,为下道工序做好组织准备和避免裂纹的产生。为实现这一目的锻造（轧制）后的钢坯需要进行再次或多次加热（退火加热）,消耗大量的能量和时间。高速钢锻造（轧制）终锻温度大于900℃,高于A1点,所以,不当组织和有害应力产生在终锻后的冷却过程之中。控制冷却过程可以避免有害组织的产生和减少有害应力的幅值,如果冷却后的组织和应力达到了下道工序的质量要求,就可以取消退火工序,大幅度减少工艺时间,还借用了锻造（轧制）工序的余热,部分节约甚至全部节约退火工序能耗。这就是高速钢锻造（轧制）后余热退火的指导思想。本文论述高速钢余热退火的组织转变和内应力分布规律,以此指导余热退火工艺参数的调整;细分高速钢锻造（轧制）工序的余热,根据不同余热的特点,研究了几种实用的余热利用方法,保障高速钢锻造（轧制）后余热退火工艺的实现,使高速钢锻造（轧制）后的余热得到经济、合理、方便、高效的利用。高速钢余热退火工艺的实现可以压缩工艺流程,大幅度减少工艺时间,节约能源消耗和减少污染物排放,具有很好的经济效益和环境效益,符合构建和谐社会和走可持续发展道路的指导方针。
王雄文[5]（2001）在《W9Mo3Cr4V钢高温形变组织及动态再结晶方式（英文）》文中提出W9Mo3Cr4V钢为高速钢，高温形变时，基体中存在大量的残余碳化物，特别是形变过程中析出的大量细小、弥散分布的碳化物导致该钢形变组织及动态再结晶方式远较低碳低合金钢复杂。
王泾文[6]（2000）在《高温形变热处理及其应用》文中研究表明高温形变热处理作为重要的形变热处理方法之一 ,通过在高温 （奥氏体区 ）引入形变强化 ,利用随后的相变 ,最终使材料 （零件 ）获得形变强化和相变强化的综合效果 自出现以来 ,一直受到人们的普遍关注 ,对其进行了较详细的研究 特别是近几十年来 ,这种新型复合热处理工艺得到了更进步的发展 ,已成为在理论研究上和实际应用中都相当成熟的钢的强化手段 介绍了这种工艺的特点、理论研究和发展以及应用状况 ,综合了最新研究成果 ,并对其将来的发展作了进一步阐述
王泾文,周红生[7]（1999）在《高速钢高温形变典型组织透射电镜分析》文中研究表明应用透射电子显微镜，对Ｗ９Ｍｏ３Ｃｒ４Ｖ钢高温形变典形组织进行了研究。观察和分析了其加工硬化组织及其亚结构、动态再结晶晶核、再结晶的微观过程以及和钢中形变时动态析出的相互关系，指出了Ｗ９Ｍｏ３Ｃｒ４Ｖ钢超细晶粒组织的获得方法
王泾文,周红生[8]（1999）在《W9Mo3Cr4V钢的超细化处理》文中研究说明采用不同的工艺参数，对Ｗ９Ｍｏ３Ｃｒ４Ｖ钢进行高温变形，获得了一种超细的再结晶组织。进一步分析了产生这种超细组织的原因和条件，为高合金钢的超细化处理提出了一种有效的方法。
王泾文,王雄文[9]（1998）在《高速钢高温形变动态再结晶机制(英文)》文中提出本采用金相、扫描和透射等手段，研究了高速钢高温形变和动态再结晶行为，建立了动态再结晶的微观模型。分析了高温形变时的动态析出过程，并讨论了动态析出与动态再结晶之间的关系。结果表明，高速钢由于形变时基体中存在大量的残余碳化物以及在形变过程中大量的动态析出，其形变再结晶行为远比低碳低合金钢复杂。钢中的动态再结晶方式与析出十分密切。不同的形变条件下变形会发生不同的动态析出，从而引起不同的动态再结晶方式。高速钢中存在两种最基本的动态再结晶方式，即形核长大方式和晶粒碎化方式。
王泾文,孙宇峰,周红生[10]（1998）在《高速钢高温形变动态析出分析》文中研究指明研究和分析了高速钢高温形变过程中的析出行为。析出物的大小、分布、数量及其与形变参数的关系，讨论了动态析出对高速钢动态再结晶及组织状态的影响。给出了发生晶粒碎化再结晶的临界析出条件。
二、W9Mo3Cr4V钢高温形变组织及动态再结晶方式(英文)（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、W9Mo3Cr4V钢高温形变组织及动态再结晶方式(英文)（论文提纲范文）
（1）粉末冶金Ti43Al9V0.3Y合金板材的制备及其性能与组织研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 TiAl合金的研究进展及现状 |
| 1.2.1 TiAl合金的研究历史 |
| 1.2.2 TiAl合金的基本相组成和晶体结构 |
| 1.2.3 TiAl合金的典型组织与性能 |
| 1.2.4 TiAl合金的室温脆性 |
| 1.2.5 TiAl合金的高温变形机制及热加工图 |
| 1.2.6 Y元素对TiAl合金的影响 |
| 1.2.7 TiAl合金面临的问题 |
| 1.3 TiAl合金板材的加工方法 |
| 1.3.1 铸锭冶金法(Ingot metallurgy,IM) |
| 1.3.2 粉末冶金法(Powder metallurgy,PM) |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.1.1 热等静压 |
| 2.1.2 包套热轧 |
| 2.1.3 热处理 |
| 2.2 实验结果的分析与测试方法 |
| 2.2.1 热压缩模拟 |
| 2.2.2 显微组织观察及相分析 |
| 2.3 室温和高温拉伸性能测试 |
| 第三章 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结及热处理过程中的组织演变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti43Al9V0.3Y合金粉末的形貌和组织 |
| 3.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的组织与力学性能 |
| 3.3.1 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的组织 |
| 3.3.2 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的拉伸性能 |
| 3.3.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结材料的断裂和拉伸变形行为 |
| 3.4 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的热处理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的等温变形行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的流变形为 |
| 4.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的热激活能 |
| 4.4 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的热加工图 |
| 4.5 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金等温变形组织 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 不同轧制温度下TiAl合金板材组织演变及性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 轧制温度对TiAl合金板材轧制成形性能的影响 |
| 5.3 不同轧制温度下TiAl合金板材的组织演变 |
| 5.4 不同轧制温度下TiAl合金板材的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 不同变形条件下的TiAl合金板材组织及性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同变形条件下TiAl合金板材的成形性能 |
| 6.3 不同变形条件下TiAl合金板材的组织 |
| 6.4 不同变形条件下TiAl合金板材的力学性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（2）2205双相不锈钢模拟焊接热循环及高温变形过程中的组织演变规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 双相不锈钢简介 |
| 1.1.1 双相不锈钢的分类 |
| 1.1.2 国内外双相不锈钢的牌号 |
| 1.1.3 双相不锈钢的应用 |
| 1.2 双相不锈钢的发展史 |
| 1.2.1 国外发展及前景 |
| 1.2.2 国内发展及前景 |
| 1.3 双相不锈钢中的相组成 |
| 1.3.1 双相不锈钢中的合金元素 |
| 1.3.2 双相不锈钢中的析出相 |
| 1.3.3 双相不锈钢中的相比例 |
| 1.4 双相不锈钢的焊接性 |
| 1.4.1 焊接热影响区的形成 |
| 1.4.2 焊接热循环的主要参数 |
| 1.4.3 双相不锈钢HAZ组织分布和性能 |
| 1.5 双相不锈钢的热变形 |
| 1.5.1 双相不锈钢热变形的软化过程 |
| 1.5.2 双相不锈钢高温变形的研究现状 |
| 1.6 本文的研究背景及意义 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 模拟焊接热循环实验 |
| 2.2.3 单道次压缩热模拟实验 |
| 2.2.3.1 总变形量恒定的单道次压缩热模拟实验 |
| 2.2.3.2 变形量变化的单道次压缩热模拟实验 |
| 2.2.4 显微组织的观察 |
| 2.2.5 物相分析 |
| 2.2.6 冲击性能测试 |
| 2.2.7 显微硬度测试 |
| 第3章 DSS 2205钢模拟焊接热循环过程中的组织演变规律 |
| 3.1 焊接热循环曲线 |
| 3.2 热输入对2205双相不锈钢HAZ组织的影响 |
| 3.3 双相不锈钢在热循环过程中的析出行为 |
| 3.4 魏氏型奥氏体的形成与分解 |
| 3.5 热输入对DSS冲击性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 DSS 2205高温变形过程中的组织演变 |
| 4.1 不同热变形条件下的应力应变曲线 |
| 4.2 变形温度对2205双相不锈钢显微组织的影响 |
| 4.3 变形量对2205双相不锈钢显微组织的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（3）铸态2.25Cr1Mo0.25V钢粗晶细化的研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 大型锻件的特点及生产工艺概述 |
| 1.2 2.25Cr-1Mo-0.25V 低合金高强钢及其热变形特点 |
| 1.3.再结晶机制 |
| 1.3.1 动态再结晶 |
| 1.3.2 动态再结晶(DRX)机制 |
| 1.4 第二相的作用 |
| 1.4.1 第二相质点激发形核 |
| 1.4.2 第二相质点的钉扎 |
| 1.5 铸态组织热变形情况及晶粒异常长大 |
| 1.5.1. 铸态组织的热变形 |
| 1.5.2 二次再结晶 |
| 1.5.3. 三次再结晶 |
| 1.6. 本论文研究的内容 |
| 第2章 2.25Cr-1Mo-0.25V 铸锭材料及实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及取料位置 |
| 2.3 实验材料制备、过程及所用仪器 |
| 2.3.1 材料的制备和实验流程 |
| 2.3.2 实验和数据采集方法 |
| 2.3.3 实验的仪器及药品 |
| 第3章 铸态 2.25Cr-1Mo-0.25V 钢热变形晶粒细化的形核位置 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验过程 |
| 3.3 晶界与晶内显微硬度对比分析 |
| 3.4 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 3.5 本章结论 |
| 第4章 铸态 2.25Cr-1Mo-0.25V 钢第二相析出行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 淬火介质对组织的影响 |
| 4.3.2 析出时间对第二相析出的影响 |
| 4.3.3 析出温度对第二相析出的影响 |
| 4.4 本章结论 |
| 第5章 铸态 2.25Cr-1Mo0.25V 钢晶粒细化与长大研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 铸态组织奥氏体化分析 |
| 5.4 铸态晶粒长大规律的研究分析 |
| 5.4.1 不同温度下晶粒对比分析 |
| 5.4.2 不同保温时间下的晶粒长大分析 |
| 5.5 热压缩试样分析 |
| 5.5.1 10%变形量的试样的分析 |
| 5.5.2 不同变形量的热压缩分析 |
| 5.6 本章结论 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 研究生期间所发表论文 |
| 致谢 |
（4）高速钢锻（轧）后的余热退火工艺及余热利用方法（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| §1-1 引言 |
| §1-2 高速钢退火工艺现状 |
| 1-2-1 高速钢材料的发展 |
| 1-2-2 高速钢生产中的主要热加工工艺流程及作用 |
| 1-2-3 高速钢生产工艺流程中退火工序的目的 |
| 1-2-4 高速钢退火工艺的现状 |
| §1-3 高速钢锻造（轧制）后余热退火选题依据和研究内容 |
| 1-3-1 选题依据 |
| 1-3-2 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料，实验仪器及设备，实验方法 |
| §2-1 实验材料 |
| §2-2 实验仪器及设备 |
| 2-2-1 实验设备 |
| 2-2-2 检测仪器 |
| §2-3 实验方法 |
| 2-3-1 实验工艺设计 |
| 2-3-2 高速钢锻造（轧制）后余热退火的实验方法 |
| 2-3-3 高速钢钢坯余热和锻造加热炉余热的测定 |
| 第三章 高速钢退火的组织转变及相分析 |
| §3-1 引言 |
| §3-2 锻造（轧制）后余热退火奥氏体组织与常用退火奥氏体组织分析 |
| 3-2-1 温度对奥氏体的影响 |
| 3-2-2 奥氏体高温塑变对奥氏体组织性能的影响 |
| 3-2-3 奥氏体中碳化物类型、形态、分布 |
| 3-2-4 高速钢锻造（轧制）后余热退火工艺中出现的碳化物类型、形态、分布 |
| §3-3 高速钢锻造（轧制）后冷却过程的相变及余热退火对其性能的影响 |
| 3-3-1 高速钢中的合金元素对过冷奥氏体向珠光体转变的影响 |
| 3-3-2 高速钢奥氏体化温度对过冷奥氏体向珠光体转变的影响 |
| 3-3-3 应力和塑性变形对高速钢过冷奥氏体向珠光体转变的影响 |
| 3-3-4 高速钢锻造（轧制）后余热退火对高速钢性能的影响 |
| 第四章 表面裂纹产生的机理分析及预防 |
| §4-1 引言 |
| §4-2 表面裂纹产生的机理 |
| 4-2-1 冷却过程的热应力分析 |
| 4-2-2 冷却过程中的组织应力分析 |
| 4-2-3 冷却过程中热应力与组织应力的综合作用 |
| 4-2-4 表面裂纹产生的机理 |
| §4-3 高速钢锻造（轧制）后余热退火对表面裂纹的影响 |
| 第五章 高速钢锻造（轧制）后余热利用的方法 |
| §5-1 引言 |
| §5-2 高速钢锻造（轧制）的余热 |
| 5-2-1 钢坯余热 |
| 5-2-2 锻造（轧制）加热炉的余热 |
| §5-3 高速钢锻造（轧制）的余热利用 |
| 5-3-1 高速钢锻造（轧制）余热利用的指导思想 |
| 5-3-2 高速钢钢坯余热的利用 |
| 5-3-3 高速钢锻造（轧制）加热炉余热的利用方法 |
| 5-3-4 不同余热利用方法对操作场地的适应性 |
| §5-4 高速钢锻造（轧制）后余热利用的节能效果 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）高温形变热处理及其应用（论文提纲范文）
| 前 言 |
| 1 钢的高温形变热处理及其主要特点 |
| 2 钢的高温形变再结晶规律 |
| 2.1 低碳低合金钢的高温形变再结晶规律 |
| 2.1.1 奥氏体高温形变过程及其各种组织 |
| 2.1.2 Z参数、Y参数以及形变奥氏体的动态、静态再结晶图 |
| 2.2 中、高合金钢的高温形变再结晶规律 |
| 3 钢的高温形变热处理的应用 |
| 3.1 钢材生产方面 |
| 3.2 机械零件生产 |
| 3.3 晶粒超细化 |
| 4 高温形变热处理未来发展趋势 |
四、W9Mo3Cr4V钢高温形变组织及动态再结晶方式(英文)（论文参考文献）
- [1]粉末冶金Ti43Al9V0.3Y合金板材的制备及其性能与组织研究[D]. 张冬冬. 哈尔滨工业大学, 2020
- [2]2205双相不锈钢模拟焊接热循环及高温变形过程中的组织演变规律研究[D]. 张宏阳. 东北大学, 2014(08)
- [3]铸态2.25Cr1Mo0.25V钢粗晶细化的研究[D]. 赵广辉. 太原科技大学, 2013(09)
- [4]高速钢锻（轧）后的余热退火工艺及余热利用方法[D]. 冯建斌. 河北工业大学, 2006(06)
- [5]W9Mo3Cr4V钢高温形变组织及动态再结晶方式（英文）[J]. 王雄文. 安徽工业大学学报, 2001(01)
- [6]高温形变热处理及其应用[J]. 王泾文. 安徽机电学院学报, 2000(01)
- [7]高速钢高温形变典型组织透射电镜分析[J]. 王泾文,周红生. 钢铁, 1999(08)
- [8]W9Mo3Cr4V钢的超细化处理[J]. 王泾文,周红生. 钢铁研究学报, 1999(01)
- [9]高速钢高温形变动态再结晶机制(英文)[J]. 王泾文,王雄文. 安徽机电学院学报(自然科学版), 1998(04)
- [10]高速钢高温形变动态析出分析[J]. 王泾文,孙宇峰,周红生. 热加工工艺, 1998(04)