一、AIN在结构钢奥氏体混晶长大中的作用（论文文献综述）
刘荣运,欧金玉[1]（1984）在《AIN在结构钢奥氏体混晶长大中的作用》文中指出 本文作者在上届全国电子光学会议上曾发表文章指出T.Gladman等提出的关于奥氏体晶粒长大机构的弥散第二相质点对晶界的钉扎理论不适合解释合金结构钢的奥氏体晶粒的混晶长大过程。作者根据对奥氏体晶粒长大过程的实际观察,发现这些钢中的奥氏体晶粒长大过程应分为四个阶段。其中在混晶长大阶段中（第二阶段）发生的取向相近晶粒团内的小角界分解过程是造成混晶的主要原因。并指出这种混晶出现的过程完全不能用T.Gladman提出的钉扎理论,应该另外建立小角界分解模型来加以解释。
刘荣运,欧金玉[2]（1983）在《AIN在结构钢奥氏体混晶长大中的作用》文中指出 本文作者在上届全国电子光学会议上曾发表文章指出T.Gladman等提出的关于奥氏体晶粒长大机构的弥散第二相质点对晶界的钉扎理论不适合解释合金结构钢的奥氏体晶粒的混晶长大过程。作者根据对奥氏体晶粒长大过程的实际观察,发现这些钢中的奥氏体晶粒长大过程应分为四个阶段。其中在混晶长大阶段中（第二阶段）发生的取向相近晶粒团内的小角界分解过程是造成混晶的主要原因。并指出这种混晶出现的过程完全不能用T.Gladman提出的钉扎理论,应该另外建立小角界分解模型来加以解释。
职任涛,刘昌其,屠欢,朱逢吾,肖纪美[3]（1982）在《钢中奥氏体晶粒的粗化》文中进行了进一步梳理本文从两方面研究了影响钢中奥氏体晶粒粗化的现象。即一方面从AlN的溶解和析出行为对晶界的钉扎作用出发,考虑阻碍晶界迁移的阻力来源和大小。另方面从原始奥氏体晶粒和起始晶粒的大小及晶粒度不均匀因子对晶界迁移的驱动作用出发,考虑不同热处理条件下,诸因素对晶界驱动力的影响。研究结果表明,当AlN粒子的尺寸小于临界尺寸γcrit且弥散度较高时,才能起到钉扎晶界的作用;当原始奥氏体晶粒和平均起始晶粒粗大且不均匀因子较小时,则驱使晶界迁移的作用力较小。如果上述两方面的条件不能满足,将使奥氏体晶粒发生粗化。除此而外,本文对我国长期以来沿用的"奥氏体本质晶粒度"的概念提出了不同的看法,认为"本质晶粒度"的概念是含糊不清的,是值得商榷的。
杜海军[4]（2010）在《低碳铌微合金钢中厚板生产工艺和表层超细晶技术研究》文中研究表明控制轧制和控制冷却技术作为20世纪以来钢铁业最伟大的成就之一,还有很大的提高空间,尤其是对控制冷却技术的改进,涌现出许多先进的技术,如超快速冷却技术,冷却路径的精细化控制技术等。此外,以组织超细化为核心的“新一代钢铁材料”更是要求通过超细晶化技术使现有钢材强度翻一番。基于以上考虑,本文以普通低碳铌微合金钢为研究对象,探求提高钢种强度级别的控轧控冷技术。模拟实验用钢的主要成分为：0.140.17%C,1.35-1.45%Mn,0.30-0.40%Si,0.030～0.035%Al和0.024～0.030%Nb。本文的主要工作及研究成果如下：1.高强度低合金结构钢中厚板的研发（1）由热模拟实验得到了实验钢种高温奥氏体变形抗力模型、动静态再结晶行为及连续冷却转变规律。实验室热轧实验结果表明：随着冷却速度的增大或终冷温度的降低或精轧开轧温度的降低,实验钢晶粒尺寸细化,强度增大,混晶程度加重,塑性降低。精轧低温开轧利于韧性提高。（2）建立了中厚板轧制的直角坐标系连续速度场,用应变速率矢量内积得到了轧制总功率泛函、轧制力及轧制力矩模型。热轧实例分析表明,该模型具有较高精度,各道次的轧制力及力矩的偏差均值小于8%,可应用于轧制规程的预设定。（3）依据某厂现有生产条件及上述研究结果,通过微调实验钢种的成分和合理地设计控轧控冷工艺,成功地开发出50mm以下Q390级和40mm以下Q460级高强度低合会钢中厚板,并确定了工业生产工艺。2.超快冷与快冷相结合的分段式控冷工艺的研究（1）分段式冷却热模拟实验表明,分段式冷却的第一阶段主要是控制先共析铁素体的含量和晶粒尺寸,冷速越大晶粒尺寸越小,含量越低；终冷温度越低,铁素体相变程度越大。第二阶段主要是控制相变产物的组成,低冷速下获得铁素体+珠光体组织,铁素体含量相对较高；而高冷速下获得铁素体+贝氏体组织,贝氏体含量相对较高。（2）采用“超快冷→快冷”模式较“快冷→超快冷”模式的12mm试轧板,强度级别由500MPa提高至550MPa,屈强比由0.81～0.85增大至0.85～0.86,塑性和韧性变化不大,延伸率约23%；组织中铁素体含量相对较低但晶粒尺寸相对较小,退化珠光体的退化程度相对较弱；常规一段式超快冷模式下获得细晶粒铁素体-珠光体钢和贝氏体钢,12mm板强度级别可达到600MPa级,屈强比大于0.88,延伸率约18%。相对于一段式超快冷模式,分段冷却模式下获得的试轧板虽然强度有所降低,但保证了较高的塑性和较低的屈强比,具有较大的实用优势。3.表层超细晶中厚板制备工艺的研究（1）通过制备表层超细晶的热循环—机械处理热模拟实验,得到了变形条件下的本构方程和热变形方程,其中变形激活能Q=430.984KJ/mol,应力因子α=0.0036；在铁素体+奥氏体两相区变形时,铁素体晶粒发生明显的超细化,其细化机制为初始铁素体连续动态再结晶和过冷奥氏体的应变诱导铁素体相变,并且在铁素体不稳定区域发生逆相变；在高温回火贝氏体温度区域变形时,则先发生晶界渗碳体的球化和晶内渗碳体的诱变诱导析出及粗化,变形过程中同时发生铁素体动态再结晶,并有两类机制：在渗碳体粒子附近区域的粒子激发形核的不连续动态再结晶机制和无渗碳体粒子区域的连续动态再结晶机制；二次升温阶段大量弥散析出的尺寸小于10nm的NbC,具有延缓组织软化进程的作用。（2）采用“中间坯加速冷却—轧制—轧后加速冷却”工艺轧制出具有表层超细晶铁素体特征的1lmm和20mm试轧板,超细晶表层最大厚度分别为1.2mm和3.0mm,大部分铁素体晶粒小于21μm,其晶界上弥散析出大量的渗碳体粒子；自钢板表面至心部,超细晶铁素体所占比例降低,心部的晶粒尺寸为5μm～10μm；最大屈服强度分别是640MPa和584MPa,具有良好的塑性和低温韧性。（3）表层铁素体超细化机制为高温回火贝氏体铁素体或先共析相变铁素体或应变诱导相变前期生成的铁素体的动态再结晶、过冷奥氏体应变诱导铁素体相变以及超细晶铁素体晶界上的渗碳体粒子对晶粒长大的抑制作用。（4）有利于获得表层超细晶铁素体的工艺有：在实施中间坯加速冷却前通过再结晶区或未再结晶区轧制获得细化的或加工硬化态的奥氏体晶粒；促使中间坯加速冷却前奥氏体中固溶Nb的析出；增大中间坯加速冷却后轧制阶段的压缩比；增大中间坯厚度和表层过冷程度并在返红过程中实施轧制；降低轧后冷却终冷温度和增大冷却速度。
刘天佑,曲明罡[5]（2002）在《钢的奥氏体晶粒度试验中影响晶粒大小因素的研究》文中指出本文综合了大量文献资料,就钢中酸溶铝含量、加热方式和奥氏体晶粒的显示方法对奥氏体晶粒大小、晶粒粗化温度的影响进行了较详细的分析研究。
杨堃[6]（2008）在《紧固件用低碳钢组织演变的研究》文中认为紧固件包括螺栓、螺钉、螺母等,广泛用于汽车、电子及建筑等领域。热轧盘条是生产紧固件的原材料。近年来紧固件工业的发展对高性能热轧盘条的需求日益迫切,而国产盘条存在诸如混晶等一些问题,对材料的强度、塑性、冲击韧性和表面尺寸精度都有较坏影响。因此分析混晶产生原因对提高热轧盘条的综合性能有重要意义。本文以国内某钢铁企业生产的20钢和10B21钢热轧盘条为研究对象,通过检验不同热处理后的奥氏体晶粒度研究两种试验钢晶粒长大的趋势,采用Gleeble-2000热模拟试验机研究两种钢不同条件下的热变形行为,确定其发生动态再结晶的变形条件。所得主要结果如下：1.宝钢提供的10B21和20钢的热轧盘条均存在严重的混晶,盘条边缘混晶比心部严重,10B21钢的混晶程度要大于20钢。2.两种钢的晶粒尺寸都随着加热温度的升高而增大,20钢的晶粒长大速率随温度的升高逐渐降低,10B21钢的晶粒长大速率先增大后减小。在相同奥氏体化条件下,20钢的平均晶粒尺寸比10B21钢大。3.奥氏体晶粒长大趋势修正实验中,10B21钢在900℃-1200℃都存在不同程度的混晶问题,其中950℃和1000℃混晶比较严重,且随着温度的升高混晶程度有所减轻。20钢仅在900℃和950℃出现混晶,混晶程度小于10B21钢。4.利用单道次压缩实验研究了10B21钢和20钢以0.01s-1-10s-1的应变速率在800℃-1050℃温度范围的热变形行为,结果表明：应变速率为0.01s-1时,10B21钢从875℃开始发生动态再结晶；应变速率为0.1s-1。时,从950℃开始发生动态再结晶；应变速率为1s-1时,从1000℃开始发生动态再结晶；应变速率为10s-1时,从1050℃开始发生动态再结晶。应变速率为0.01s-1时,20钢从825℃开始发生动态再结晶；应变速率为0.1s-1时,从900℃开始发生动态再结晶；应变速率为1s-1时,从1000℃开始发生动态再结晶；应变速率为10s-1时,从1050℃发生动态再结晶。在本文所采用的变形温度和应变速率条件下,10B21钢的热变形激活能Q=186kJ/mol,其热变形方程可以表示为：20钢的热变形激活能Q=187kJ/mol,其热变形方程可以表示为：
二、AIN在结构钢奥氏体混晶长大中的作用（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、AIN在结构钢奥氏体混晶长大中的作用（论文提纲范文）
（4）低碳铌微合金钢中厚板生产工艺和表层超细晶技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 TMCP—微合金高强度钢生产工艺 |
| 1.2.1 TMCP工艺 |
| 1.2.2 NG-TMCP技术 |
| 1.3 超细晶粒钢的研究 |
| 1.3.1 晶粒细化与强韧型的关系 |
| 1.3.2 铁素体晶粒超细化技术 |
| 1.3.3 形变诱导铁素体相变 |
| 1.3.4 铁素体动态再结晶 |
| 1.4 表层超细晶钢中厚板的研究概况 |
| 1.5 本文研究的目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 奥氏体高温变形行为及连续冷却相变的研究 |
| 2.1 实验材料、设备及方案 |
| 2.1.1 实验材料与设备 |
| 2.1.2 奥氏体高温变形实验方案 |
| 2.1.3 奥氏体连续冷却相变实验方案 |
| 2.2 奥氏体高温变形实验结果分析及讨论 |
| 2.2.1 单道次压缩实验结果 |
| 2.2.2 双道次压缩实验结果 |
| 2.2.3 动态再结晶模型及激活能 |
| 2.2.4 静态再结晶动力学模型及激活能 |
| 2.2.5 变形抗力模型 |
| 2.3 奥氏体连续冷却相变实验结果分析及讨论 |
| 2.3.1 实验钢连续冷却相变(CCT)曲线 |
| 2.3.2 显微组织分析 |
| 2.3.3 变形、冷速与铁素体相变温度的关系 |
| 2.3.4 变形、冷速与贝氏体相变温度的关系 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 常规控轧控冷和分段式控冷工艺研究 |
| 3.1 常规控轧控冷工艺热轧实验 |
| 3.1.1 实验材料及热轧工艺 |
| 3.1.2 实验结果分析及讨论 |
| 3.2 分段式控冷工艺热模拟实验研究 |
| 3.2.1 实验材料及方案 |
| 3.2.2 实验结果分析 |
| 3.3 分段式冷却热轧实验 |
| 3.3.1 实验材料及方案 |
| 3.3.2 分段冷却实验结果分析 |
| 3.3.3 讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 中厚板轧制力及力矩计算模型 |
| 4.1 平均屈服准则(MY准则) |
| 4.2 应变速率矢量内积 |
| 4.3 中厚板轧制的连续速度场的建立 |
| 4.4 轧制力及力矩计算模型 |
| 4.4.1 内部塑性变形功率泛函 |
| 4.4.2 剪切功率泛函 |
| 4.4.3 摩擦功率泛函 |
| 4.4.4 总上界功率泛函及其最小化 |
| 4.4.5 单位宽度轧制力及力矩模型 |
| 4.5 热轧实例分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 低合金高强度结构钢工业试验 |
| 5.1 工业试验条件 |
| 5.2 Q390工业试验 |
| 5.2.1 化学成分 |
| 5.2.2 热轧及控冷工艺 |
| 5.2.3 力学性能 |
| 5.2.4 典型显微组织 |
| 5.3 Q460工业试验第一次冶炼热轧试制 |
| 5.3.1 化学成分 |
| 5.3.2 Q460工业试验第一次试制 |
| 5.3.3 Q460工业试验第二次轧制 |
| 5.4 Q460工业试验第二次冶炼轧制试制 |
| 5.4.1 化学成分 |
| 5.4.2 热轧及控冷工艺 |
| 5.4.3 力学性能检验 |
| 5.4.4 显微组织检验 |
| 5.4.5 讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 Nb微合金钢两相区变形的铁素体晶粒超细化研究 |
| 6.1 实验材料、设备和方案 |
| 6.2 实验结果及分析 |
| 6.2.1 冷却-二次加热过程中的相变 |
| 6.2.2 真应力-真应变曲线 |
| 6.2.3 变形激活能测定和本构方程的建立 |
| 6.3 变形过程中组织演变及软化机制 |
| 6.3.1 铁素体+奥氏体两相区形变过程中的组织演变及软化机制 |
| 6.3.2 700℃形变过程中的组织演变及软化机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 中间坯加速冷却制备表层超细晶钢板 |
| 7.1 实验材料及工艺 |
| 7.2 中间坯加速冷却阶段温度分布模拟 |
| 7.3 实验结果及分析 |
| 7.3.1 初始奥氏体晶粒尺寸的影响 |
| 7.3.2 锻坯热轧实验 |
| 7.4 讨论 |
| 7.4.1 组织细化及强化机制 |
| 7.4.2 控轧控冷工艺参数对表层超细晶粒形成的影响 |
| 7.5 实际应用的操作要点分析 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的研究工作及成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（5）钢的奥氏体晶粒度试验中影响晶粒大小因素的研究（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 钢中酸溶铝含量的影响 |
| 2 加热速度的影响 |
| 3 显示方法的影响 |
| 4 结束语 |
（6）紧固件用低碳钢组织演变的研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 紧固件产品概述 |
| 1.1.1 国外紧固件现状 |
| 1.1.2 国内紧固件现状 |
| 1.1.3 紧固件用钢发展趋势 |
| 1.1.4 国内外紧固件差别分析 |
| 1.2 控制轧制 |
| 1.2.1 控制轧制的概念 |
| 1.2.2 控制轧制的分类 |
| 1.2.3 控制轧制特点 |
| 1.2.4 盘条生产线简介 |
| 1.3 金属的再结晶行为 |
| 1.3.1 静态再结晶 |
| 1.3.2 动态再结晶 |
| 1.3.3 晶粒异常长大与混晶 |
| 1.4 部分再结晶区轧制产生的奥氏体混晶概述 |
| 1.4.1 奥氏体混晶产生原因 |
| 1.4.2 再结晶型控制轧制混晶形成原因推测 |
| 1.5 本研究的目的、意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 本研究的目的、意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 组织观察 |
| 2.2.2 热轧盘条试样混晶程度及分布的确定 |
| 2.2.3 试验钢的奥氏体晶粒长大趋势分析 |
| 2.2.4 试验钢的热模拟试验 |
| 2.2.5 奥氏体晶粒尺寸的计算方法 |
| 第3章 奥氏体晶粒长大趋势的研究 |
| 3.1 混晶在热轧盘条中的分布规律 |
| 3.1.1 采用直接腐蚀法显示奥氏体晶界的研究 |
| 3.1.2 热轧试验钢的金相组织 |
| 3.1.3 试验钢的奥氏体混晶研究 |
| 3.2 试验钢奥氏体晶粒的长大倾向 |
| 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 20钢与10B21钢晶粒长大倾向对比 |
| 3.2.4 晶粒长大趋势的修正实验 |
| 第4章 试验钢热变形行为的研究 |
| 4.1 热变形试验 |
| 4.2 试验钢的真应力-真应变曲线分析 |
| 4.2.1 形变温度对10B21钢真应力—真应变曲线的影响 |
| 4.2.2 应变速率对10B21钢真应力—真应变曲线的影响 |
| 4.2.3 形变温度对20钢真应力—真应变曲线的影响 |
| 4.2.4 应变速率对20钢真应力—真应变曲线的影响 |
| 4.3 试验钢的RTT曲线分析 |
| 4.4 试验钢的热变形方程 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、AIN在结构钢奥氏体混晶长大中的作用（论文参考文献）
- [1]AIN在结构钢奥氏体混晶长大中的作用[J]. 刘荣运,欧金玉. 电子显微学报, 1984(04)
- [2]AIN在结构钢奥氏体混晶长大中的作用[A]. 刘荣运,欧金玉. 第三次中国电子显微学会议论文摘要集（二）, 1983
- [3]钢中奥氏体晶粒的粗化[J]. 职任涛,刘昌其,屠欢,朱逢吾,肖纪美. 特殊钢, 1982(06)
- [4]低碳铌微合金钢中厚板生产工艺和表层超细晶技术研究[D]. 杜海军. 东北大学, 2010(07)
- [5]钢的奥氏体晶粒度试验中影响晶粒大小因素的研究[J]. 刘天佑,曲明罡. 本溪冶金高等专科学校学报, 2002(03)
- [6]紧固件用低碳钢组织演变的研究[D]. 杨堃. 东北大学, 2008(03)