1) austenite non-recrystallization region
奥氏体未再结晶区
1.
The effect of thermomechanical treatment processing(immediate quenching after deformation in the austenite non-recrystallization region)on microstructures of T91 ferritic heat resistant steel was investigated by compressive deformation performed on a Gleeble 1500 thermomechanical simulator.
在 Gleeble 1500热模拟实验机上采用热压缩实验方法,研究了形变热处理工艺即在奥氏体未再结晶区变形后直接淬火对 T91铁素体耐热钢微观组织的影响。
2) unrecrystallized austenite deformation
奥氏体未结晶区变形
3) Ausrenitic complete recrystallization region
奥氏体完全再结晶区
4) austenite recrystallization
奥氏体再结晶
1.
According to the recrystallization during every pass sequence,a modified function considering the austenite recrystallization is put forward and adopted firstly.
根据各道次再结晶的变化规律 ,首次提出并采用了考虑奥氏体再结晶变化的修正函数 ,将轧制负荷与金属在变形过程中的组织变化联系起来 ,使预报精度明显提
2.
According to the experiment,the effects of rolling parameters on the extent of austenite recrystallization and grain size show a varying way in different temperature area.
在试验基础上就一般强度船板钢热变形时奥氏体再结晶百分数及晶粒尺寸与工艺参数的关系进行了研究。
5) austenitic recrystallization model
奥氏体再结晶模型
1.
the result can accurately give expression to the actual value, and the austenitic recrystallization model is in according with the experiment result.
通过对实测结果与预测结果的对比分析可知 :作者所建奥氏体再结晶模型和实验结果比较吻
2.
Austenitic recrystallization phenomenon was simulated and a static austenitic recrystallization model of computer was established in hot rolled.
结果表明 :采用后插法来测定静态再结晶分数能够比较准确的反映实际情况 ;作者所建奥氏体再结晶模型和实验结果比较吻合。
6) austenite spontaneity recrystallization
奥氏体自发再结晶
1.
The result shows: the critical temperature that austenite grain size abruptly coarsens is 1200℃;the minimum temperature of austenite spontaneity recrystallization is 850℃,the recrystallization austenite is needle austenite and spher austenite at 850～900℃ ; there is structure inheritance at the temperature under 900℃and there is no structure inheritance at the temperat.
对 10 Ni5 Cr Mo V钢奥氏体化温度对晶粒尺寸的影响及奥氏体自发再结晶的基本规律作了研究。
补充资料：未再结晶区控制轧制
未再结晶区控制轧制
controlled rolling in sub-recry-stallization zone
weiza一」iejingqu kongzhi zhaZhj未再结晶区控制轧制(eontrolled rollingi:sub一reerystallization zone)钢在奥氏体再结晶临界温度(T再)以下至Ar3点以上温度区域中进行的撞制轧制。T再是划分高温再结晶撞制轧制和未再结晶控制轧制的界限温度。奥氏体再结晶临界温度(T再)是指钢在某一变形条件下保持3s时，使变形奥氏体发生3%~5%的再结晶的变形温度。T再受钢的成分和奥氏体晶粒尺寸的影响，钢中含有微量Nb能使T再升高100一150℃，粗大的奥氏体晶粒也能使T再明显升高。 未再结晶区控轧是控轧工艺中最重要的一环，目的是为了获得更加细小的铁素体晶粒组织和较大程度地提高钢的强韧性。因为钢在经过再结晶区的轧制之后，晶粒的细化是有一个限度的，它的极限值是20拌m。就是说，在再结晶区中轧制，不管变形量多大，再结晶奥氏体的晶粒尺寸都不可能细化至小于20拜m。这样尺「寸的奥氏体晶粒，终轧之后至相变开始之前还会有一些长大，相变之后很难得到细于9级的铁素体晶粒组织。为了获得微细的晶粒组织，需要在未再结晶区中，将已经过在再结晶区轧制、有了一定程度细化的奥氏体继续给予轧制变形，使它被压扁和拉长，增加单位体积中奥氏体的晶界面积，同时在晶内还会产生大量的形变带和高密度位错。这些形变带与晶界的作用相似，均可作为相变时铁素体晶粒形核的场所。相变前奥氏体的位错密度高，相变时铁素体的形核率就增大。由于在未再结晶区中变形能使铁素体的形核场地和形核率增大，因此在相变后便能获得微细的晶粒组织。 未再结晶区控轧的工艺特点是: (1)轧制温度在T再一式3之间，终轧温度越低，越靠近Ar3上方越好，因为终轧温度低，位错密度高。 (2)轧制的道次压下率大小不限，因为是在T再以下轧制，奥氏体不发生再结晶，道次的变形量可以叠加。但是，由于变形温度较低和加工硬化效应等原因，变形抗力较大，所以道次压下率不能太大。 (3)为了增加累积叠加效应，轧制过程不要停顿，轧制道次应连续进行。 (4)总变形量应该在60%以上，因为奥氏体的变形程度是随着变形量的增大而增大的。当总变形量<30%时，奥氏体晶粒内部还没有形变带产生;仅是晶粒-稍有些拉长，晶界面积增加很有限。在总变形量>30%之后，晶粒内部开始产生形变带，但是，在总变形量<6D%时，形变形的密度仍不大，而且分布很不均匀。因此把总变形量增大至60%以上(最好是70%~80%)是很有必要的。 未再结晶区控轧，除了起到细化晶粒组织和提高钢材的强韧性作用之外，还会产生以下3方面的效应:(1)发生了加工硬化，使变形抗力上升，所以，为了减轻轧机的负荷，可以采用较小的道次压下率。(2)发生了变形诱导析出。由于变形的驱动，析出物的析出温度升高，析出速度增加。在未再结晶区析出的析出物能阻止晶粒长大和细化铁素体，对提高韧性很有利，而且还能间接地起到强化的作用。(3)发生了变形诱导相变。由于变形的驱动，相变点Ar3温度升高。Ar3温度升高的程度随变形量和奥氏体晶粒细化程度而增大，当总变形量为70写时，细晶粒(晶粒度》4级)钢的Ar3约升高80~150℃，而粗晶粒(晶粒度簇3级)钢的Ar3则仅升高30~50℃。因为Ar3温度是划分未再结晶区控轧和两相区拉制札制的分界线，所以在制订控轧工艺时必须考虑到这些情况。 能实现未再结晶区控轧并取得良好效果的钢，必须具有较宽的未再结晶区。即必须有较高的再结晶临界温度(介)和较低的凡3温度，Nb、v、Ti等元素，特别是Nb，能显著地推迟奥氏体的再结晶。Nb能使T再提高100一150℃，使未再结晶区的范围宽达150~200℃，所以含有微量Nb的钢是实现未再结晶区控轧最理想的钢种，其次是含有V、Ti的钢。不含Nb、V、Ti的钢，如16Mn，它的T再约在820℃，未再结晶区的宽度不足50℃，要完全实现未再结晶区控轧(总变形量)60%)是不可能的。但是，对于这类钢，在未再结晶区进行一定的变形，将终轧温度降至780~80。℃，对于细化晶粒和提高钢的强韧性也是有好处的。 (李述创)
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参考词条