毕业设计（论文）--超高碳钢热轧过程中显微组织演变的热模拟研究.doc

河南科技大学毕业设计 论文 I 超高碳钢热轧过程中显微组织演变的热模拟研究 摘 要 本文介绍了超细晶超高碳钢的发展及国内外研究现状 对其应用领域进行了 展望 晶粒细化可以提高材料的强度和韧性 是新一代钢铁材料研究与开发所追求 的重要目标 在线控制并获得超细组织一直是材料科技工作者梦寐以求的目标 其中 应变诱导相变及铁素体动态再结晶就是大量试验工作中总结出来的获得超细 组织的有效方法 本试验利用 Gleeble 1500D 热模拟实验机对超高碳钢的晶粒形变细化机制进 行了研究 通过改变变形温度和应变速率研究应变诱导相变的规律 从而得到超 细晶超高碳钢 通过对超高碳钢热轧模拟实验的研究得到以下结论 超高碳钢在热轧过程中 保持应变速率不变 改变轧制温度在 Accm 线以下时 奥氏体转变量增加 而且 温度越高 奥氏体转变的越多 超高碳钢在低温条件下进行热轧 改变应变速率 奥氏体体积分数不变且为零 在高碳钢热轧过程当中 较高的温度 较低的应变 速率有助于组织晶粒细化 而当温度比较低时 不利于组织的细化且此时应变速 率的变化对晶粒度的影响也不明显 关键词 应变诱导相变 热轧 奥氏体 晶粒细化 超细晶超高碳钢 河南科技大学毕业设计 论文 II Thermal Simulation Research on the Microstructure Evolution during the Hot Rolling Process of Ultra high Carbon Steel ABSTRACT This paper introduced the development of ultra high carbon steel and the research status at home and abroad and predicted its application Grain refinement can enhance material s strength and toughness It is the important goal of the research on steel material it is the dream goal of material research personnel to control and obtain ultra fine grain microstructure in hot rolling in which strain abduction phase transition and ferrite dynamic recrystallizing is the effective methode of obtaining ultrafine grain that is summarized from a great deal tests This test used Gleeble 1500D thermal simulation equipment to study the grain form transition fine mechanism of Ultra high Carbon Steel the rule of strain abduction phase transition was studied through changing the form change temperature and strain speed the ultra fine grain ultra high carbon steel was gained These results were obtained from hot rolling simulation tests of ultra high carbon steel the change amount of austenitic increased with temperature change under Accm when the strain speed is no change and the higher temperature was the more austenitic was the change of strain speed can not altered the volume fraction of austenitic it keeped zero when the hot rolling temperature was lower It is favorableness for grain fine to keep higher temperature and lower strain speed in the hot rolling process but It was no favorableness for grain fine when the temperature was lower and the influence of strain speed change to grain fine was no evidence KEY WORDS Strain induced phase transition hot rolling austenite grain refinement ultra fine grain ultra high carbon steel 河南科技大学毕业设计 论文 III 目 录 第一章 前 言 1 河南科技大学毕业设计 论文 IV 1 1 引言 1 1 2 国内外超细晶超高碳钢研究现状 2 1 3 超细晶超高碳钢发展及应用领域展望 4 1 4 选题意义及研究内容 5 第二章 超高碳钢热轧模拟实验方法 7 2 1 试验方法 7 2 1 1 超高碳钢的熔炼 7 2 1 2 锻造工艺 7 2 2 超细晶超高碳钢的热轧模拟 8 2 3 金相试样的制备观察 8 第三章 试验结果及分析 9 3 1 高碳钢轧制过程的应力 应变关系 9 3 2 高碳钢热轧过程的组织变化 9 3 3 定量金相 11 3 4 结果分析 13 结 论 15 参考文献 16 致谢 18 河南科技大学毕业设计 论文 1 第一章 前 言 1 1 引言 超高碳钢 UHCS 是指含碳量 质量分数 为 1 0 2 1 的铁基合金材料 其中 Fe3C 体积分数占 15 32 过去按传统叫法将此类钢统称为过共析钢 但 是碳含量的多少并不完全决定是否生成过共析组织 而与后续热处理工艺有很大 关系 因此更贴切的名称应为超高碳钢 1 因而超细铁素体 0 4 2 0 m 基体中分 布着超细粒状渗碳体 0 2 1 0 m 组织的超高碳钢 可称为超细晶超高碳钢 超高碳钢的最早工业实例是大马士革钢 2 该材料的研究源于 1891 年 Howe 的工作 由于超高碳钢中碳含量很高 在常规铸造的凝固过程中 很难避免碳的 偏析以及粗大碳化物的形成 在常规热加工中也难以避免从奥氏体晶界处析出粗 大网状碳化物 而且在淬火时易产生脆性极大的马氏体 这些都会造成超高碳钢 的脆性 影响其加工性能 因而采用传统方法要实现超高碳钢的组织细化和均匀 化是极为困难的 所以 超高碳钢长期被排除在实用工程材料之外 被认为是 碳钢中的无人区 2 20 世纪 70 年代美国斯坦福大学 O D Sherby 教授领导的课题组首次对超细晶 超高碳钢进行了研究 3 Sherby 等针对超高碳钢制备中存在的上述缺陷 首次提 出并实施了多道工序的热机械处理工艺 由此获得了有利于超细晶的细小微观组 织 O D Sherby 教授制备的超细晶超高碳钢 不仅在中 高温下具有高变形速率 的超塑性特性 还在室温下具有高达 1000MPa 以上的强度和高达 35 左右的塑 性 并且采用适当的热处理工艺还可使其硬度提高至 HRC65 68 以上 4 晶粒细化是提高金属材料强度和韧性的有效方法之一 获得超细晶组织也一 直是材料科技工作者梦寐以求的目标 研究发现 采取各种形变热处理工艺使超 高碳钢的组织得到充分细化后 该钢除了具有高强度和一定的韧性之外 还具有 良好的超塑性 从而大大拓宽了超高碳钢的应用前景 5 后来在 1999 年日本的 K Tsuzaki 等人提出珠光体 淬火 回火的普通热处理工艺 这种不经过形变的普 通热处理工艺被称为是制备超细晶超高碳钢最经济实用的工艺 河南科技大学毕业设计 论文 2 1 2 国内外超细晶超高碳钢研究现状 20 世纪 70 年代中期以来 美国斯坦福大学 O D Sherby 美国 Lawrence Livemore 国家实验室和日本 德国等国学者相继开展了一些研究 我国在超细晶 超高碳钢的研究方面也进行了研究 但还未真正起步 研究工作主要围绕高碳钢 的球化退火 目前国内外对超高碳钢的研究大多数集中在成分设计 材料制备 超塑性及力学性能等方面 多数超高碳钢的研究思路基本上与 O D Sherby 的方法 相似 其工艺繁琐的根本问题依然未解决 但史海生等人采用的具有快速凝固特 点的喷射成形技术 6 制取的含 3 Si 的 UHCS 不仅具有优良的显微组织 同时 还具有非常独特的超塑性 然而 限于喷射成形工艺自身的特点或设备上有待完 善的原因 目前由喷射成形工艺获得的 UHCS 坯料中难免存在一些孔洞 还需要 进行致密化处理才能愈合 一 材料制备研究 有两种工艺可得到具有优化组织的超高碳钢 一是通过传统铸造工艺制备出 超高碳钢锭坯 然后采取一系列热机械加工工艺 如挤压 锻造 多道次轧制 避免常规工艺下超高碳钢中产生的粗大网状碳化物 二是用一定的快速凝固工艺 如粉末冶金法等直接获得具有均匀 细化 无偏析的超高碳钢 7 热机械加工工艺首先由 O D Sherby 等提出 7 它包括热温加工 HWW 离 异共析转变 DET 伴随变形的离异共析转变 DETWAD 以及其他相应的热 处理工艺 热机械加工工艺主要涉及超高碳钢显微组织的两个变化过程 首先是 细小的先共析球状碳化物的形成 其次就是珠光体中碳化物的球化 HWW 处理 是使原先产生的先共析碳化物以相对细小的形式沉淀在奥氏体晶界上或晶内的高 密度位错区域 此外 在 DET 的同时进行变形加工 即 DET WAD 处理 可以 使超高碳钢获得比 DET 处理更加精细的组织 尤其是基体有铁素体组织更加细 化 粉末冶金工艺是将采用不同工艺制备的超细晶超高碳钢合金粉末放置于热等 静压机中 升温到烧结温度的同时 对粉末施以各向均等的高压压力 使其热致 密化到理论密度而获得块体超细晶超高碳钢的一种方法 粉末冶金工艺存在的问 题是 合金粉末的生产成本较高 模具费用大 粉末压制要求压力高 由于受压 力机吨位限制 制品尺寸不能太大 形状不能太复杂 二 超塑性研究 河南科技大学毕业设计 论文 3 所有成分的超高碳钢在 A1温度附近均具有超塑性 8 原因在于随着碳含量的 增加 第二相碳化物的比例增大 这种细小弥散分布的第二相质点可以有效阻碍 超塑变形过程中基体组织的长大 故超高碳钢的超塑性属于细晶结构超塑性 用 粉末冶金法制备的超高碳硼钢显微组织细小均匀 在 660 1050 的温度范围内 显示出了超塑性 B W alser 等研究了碳含量为 1 3 1 6 1 9 三种超高碳钢 的超塑性 分别获得了伸长率为 600 489 421 的良好超塑性 但所有超塑性变 形温度下又有应变硬化现象 这是因为发生了晶粒长大 5 在 A1温度以下超塑性 要好于在 A1温度以上 因为在 A1温度以上时 超高碳钢中碳化物数量减少 钉 扎晶粒长大的效果减弱 对不同硅含量超高碳钢的超塑性行为的研究表明 在低 的应变速率下 激活能小 属于晶界滑移的超塑性机制 较高应变速率下 激活能 高 属于扩散滑移蠕变机制 现有的一些研究结果表明 晶界滑移是超高碳钢超 塑性的主要变形机制 晶格扩散以及位错滑移蠕变对超塑性起协调变形作用 1 5 三 力学性能的研究 对超细晶超高碳钢的室温性能目前主要研究的是拉伸强度及塑性 对疲劳强 度 冲击韧性等则研究较少 超细晶超高碳钢的室温性能与其化学成分 组织结 构关系密切 并显著受热处理工艺影响 超高碳钢淬火 回火与正火后的力学性能见表 1 1 9 表中也同时列出两种 常见的中碳合金钢经调质处理后的性能 从表 1 1 中可见 正火态的超高碳钢强度己高于一般常用合金结构钢调质态 塑性与之相当 淬火回火态的强度远高于调质态合金结构钢 但塑性大大降低 这表明回火温度和时间还不够 还需进一步提高或延长 此结果表明正火态的超 高碳钢有取代调质态合金结构钢的可能 这将大大降低材料的成本 总之 由近年来的研究可知 常规工艺制备并经过热机械加工的方法由于挤 压 锻造 轧制等工艺复杂 而粉末冶金又存在工艺路线复杂的缺点 因而都难 以在实际生产中大规模应用 而用喷射成形技术制备的超高碳钢 在稍加后续处 理的条件下 即可愈合缺陷组织并具有良好的超塑性 由于喷射成形技术兼有快 速凝固和近终形的特点 因而喷射成形技术制备超高碳钢更具有前途 表 1 1 超高碳钢的力学性能 钢种淬火温度 oC回火温度 oC屈服强度断裂强度伸长率 河南科技大学毕业设计 论文 4 MPa MPa 30CrMnSi880540885108010 40CrNiMo85060083598012 UHCS860500156018682 UHCS860 正火860 正火960145411 5 1 3 超细晶超高碳钢发展及应用领域展望 超细晶超高碳钢是国外近年来发展起来的一种新型的 并具有重要发展前景 的高性能钢铁材料 超细晶超高碳钢作为一种新兴的结构材料 可被加工成锭 薄板和棒 并代替部分共析钢应用于耐磨件 工模具 汽车和铁轨等领域 在相同 的组织条件下 如球化组织 珠光体 回火马氏体等 超高碳钢比共析钢具有更 高的强度 且塑性也略有提高 因为随着碳含量的增加 通过热加工等工艺 可 使组织进一步细化 从而提高 UHCS 的强度 UHCS 比低碳钢 高强钢和双相钢 具有更优良的室温力学性能 具有广阔的潜在应用前景 4 目前 超细晶超高碳钢的超塑性主要用于超塑性成型及固态连接制成层状复 合材料 超细晶超高碳钢良好的超塑性 使得能将其制成各种复杂形状的工件 在制作过程中还可省去许多工序 使原材料节约 30 以上 超细晶超高碳钢与自 身或其他铁基合金可以在 A1温度以下连接成层状复合材料 4 超高碳钢 中碳钢 复合材料 冷脆转化温度很低达 1400 在室温具有高的疲劳强度及拉伸性能 在中温具有很高的超塑性 400 另外 该复合材料还可以通过热处理改善 连接处的结合强度 日本钢铁研究委员会委员长牧正志认为 F 与 Fe3C 是钢的最基本组织 利用 占共析组织 12 的 Fe3C 强化是当今钢铁研究的一个重要方向 10 而超细晶超高 碳钢的研究就是利用 Fe3C 强化 因此 超细晶高碳钢的研究方兴未艾 加大投 资 尽快开展超细晶超高碳钢的制备及应用开发工作已成为我国高性能结构钢研 究方面刻不容缓的研究方向 目前国外在超细晶超高碳钢的研究和应用方面存在 如合理的化学成分设计 超细化机制问题 微观组织对力学性能的影响机制 超 塑性机理以及最佳超塑性的定量控制等问题 迄今为止 国外尚未解决 UHCS 的 连铸技术 10 因此 还必须花大力气通过优化合金成分 开发新的高效率 低成 本的 UHCS 的生产工艺 如采用生产率高的连铸 热轧等工艺 以适应大工业生 河南科技大学毕业设计 论文 5 产 另外 还有必要进一步提高 UHCS 的抗氧化 耐腐蚀性能 以满足不同用途 的需要 相信 通过对这些问题的进一步研究 必将促进超细晶超高碳钢在工业 上的广泛应用 1 4 选题意义及研究内容 超细晶超高碳钢良好的超塑性和高强度备受材料工作者的青睐 目前关于钢 的超细晶粒研究基本都是以碳钢为主要的研究对象 超高碳钢的含碳量在 1 2 1 超过了传统高碳钢的含碳量 它的处理工艺与传统高碳钢不同 该钢在奥氏体化 加热时需形变处理以获得较多的位错亚结构 完全奥氏体化淬火后经高温回火获 得弥散球状渗碳体和铁素体基体 由于有大量的超细碳化物 在二次加热过程中碳 化物将阻碍奥氏体晶粒长大 获得超细奥氏体晶粒 细小的奥氏体晶粒在不同的 冷却条件下可获得所需的超细基体组织 如空冷可获得超细珠光体 淬火可获得 超细马氏体 超高碳钢在实现组织超细化后 不仅具有高的室温强度和良好的塑 性 而且有良好的中超塑性 因其碳含量高 还可以获得极高的硬度 13 不仅如此 超高碳钢还具有良好的固态连接特性 从而可与自身或其它金属基材料 如黄铜 铝青铜等 连接制备成新型高性能层状复合材料 采用超高碳钢制作零件已有报道 随着研究的深入和技术的进步 超高碳钢将成为结构材料 工模具材料领域的一 种新型材料 晶粒细化可以提高材料的强度和韧性 是新一代钢铁材料研究与开 发所追求的重要目标 在线控制并获得超细组织一直是材料科技工作者梦寐以求 的目标 其中 应变诱导相变及铁素体动态再结晶就是大量试验工作中总结出来 的获得超细组织的有效方法 14 本试验就是将超高碳在 Gleeble1500 热模拟实验机上进行热轧实验 通过改变 变形温度和应变速率 并利用金相显微镜 X 衍射仪对高碳钢热轧形变后的组织 进行观察和分析 从而研究超高碳钢热轧的规律 进而总结出适宜提高超细晶超 高碳钢性能的参数条件 河南科技大学毕业设计 论文 6 第二章 超高碳钢热轧模拟实验方法 2 1 试验方法 2 1 1 超高碳钢的熔炼 高碳钢在真空感应炉中熔炼 每炉 50 公斤 C Cr Al Si Mn Ti Nb Fe 等以纯金属加入 V 以 V Fe 加入 S P 为杂 质 将金属液直接浇注成 16 25cm 的钢锭 15 高碳钢的成分见表 2 1 表 2 1 超高碳钢化学成分 CCrAlSiMnSPTiVNbFe 1 581 491 650 400 43 0 01 0 0150 050 0 040 025其余 2 1 2 锻造工艺 首先将钢锭表面粗车 以去除氧化皮和涂料 再经分段加热 500 600 预 热 1h 升温至 800 900 加热 1h 再升温至 1100 1150 保温 40 分钟 均匀 化处理 然后进行锻造 始锻温度 1100 终锻温度 850 锻坯截面为 50mm 50mm 锻后空冷 16 最终得到的组织如图 2 1 所示 图 2 1 超高碳钢锻后空冷组织 2 2 超细晶超高碳钢的热轧模拟 河南科技大学毕业设计 论文 7 一 试验设备 本试验在 Gleeble1500 热模拟机上进行 GLEEBLE 设备主要由七个部分组成 窗 口工作平台 数据变量显示屏 加载部分 真空箱 控制台 装夹部分和可选择 的液压装置 试件两端加高电压 靠其本身的电阻加热 加热速度可达 10000 s 一个可选择的淬火系数可使工件表面冷却速度达到 10000 s GLEEBLE1500 已 全部实现计算机操作 采用 Windows97 编制的先进软件 只要给出原始数据和控 制参数 17 便可自动进行实验并给出分析后的实验结果 是研究材料加热和变形 的有效工具 二 试样制备 把加工完的试样加热后进行目的是消除锻造产生的应力及成分偏析使其内部 组织 成分均匀化 然后将试验材料加工成标准 5 7 5mm 的圆柱试样 三 热模拟轧制试验 轧前加热温度 保温 5 分钟 以一定的速率冷却至轧制温度 然后在 750 800 850 900 950 1000 1050 1100 不同温度 0 1 1 5 不 同应变速率下进行变形 变形后立即水淬 试验参数见表 2 2 表 2 2 各试样的参数 试样号 12345678910 温度 750750800800850850900900950950 应变速率 s0 1110 10 1110 10 11 试样号 111213141516171819 温度 100010001050105011001100850900800 应变速率 s10 10 1110 1555 2 3 金相试样的制备观察 先将热轧后的试样在 DK6725电火花切割机沿直径进行线切割加工成金相试样 由于切割下来的试样尺寸太小 为方便金相试样的制备 先用镶样机将试样进行 热压镶嵌 然后进行预磨 抛光 再用 4 的硝酸酒精浸蚀后 18 在显微镜下观 察组织 河南科技大学毕业设计 论文 8 第三章 试验结果及分析 3 1 高碳钢轧制过程的应力 应变关系 高碳钢变形过程的应力 应变关系如图 3 1 和图 3 2 所示 从图中可以看出 在材料的压缩变形过程中 应力变化的总趋势基本保持不变 19 但出现了周期性 的应力振荡 陡降陡升 且振荡频率随温度而降低 这种应力振荡现象可能与 高碳钢热轧变形过程的相变有关系 确切的原因还有待于进一步的研究 图 3 1 2 试样应力 应变关系 图 3 2 19 试样应力 应变关系 3 2 高碳钢热轧过程的组织变化 一 应变速率对高碳钢显微组织的影响 图 3 3 为在较低温度 800 时 不同应变速率所对应的显微组织 从该图 可以看出 在温度较低时 材料的变形抗力比较大 在 1 和 5 时 晶粒稍被 拉长 但总体上应变速率的变化对组织的影响不明显 图 3 4 在温度较高时 900 高碳钢在不同应变速率下的显微组织 由图 3 4 可观察到 在较高温度时 材料的塑性提高 因此 随着应变速率的增加 材料更容易变形 组织中出现了明显的流变痕迹 带状组织 20 河南科技大学毕业设计 论文 9 a 3 样 0 1 500 b 4 样 1 500 C 19 样 5 500 图 3 3 800 时不同应变速率时的高碳钢金相组织 a 8 样 0 1 200 b 7 样 1 200 c 18 样 5 200 图 3 4 900 不同应变速率时的高碳钢金相组织 二 加热温度对高碳钢显微组织的影响 图 3 5 为固定应变速率 0 1 不同热轧温度下高碳钢的金相组织 从图中可 以看出 当温度从 800 升至 950 时 组织明显细化 主要是珠光体 继续升高 温度到 1000 时 组织中出现了较多的白色残余奥氏体 基体组织也发生了明显 的变化 由珠光体转变为针 叶状的马氏体 贝氏体 当温度升高到 1100 时 残余奥氏体量有所减少 针 叶状组织有所细化 河南科技大学毕业设计 论文 10 a 4 样 800 500 b 9 样 950 500 c 12 样 1000 500 d 16 样 1100 500 图 3 5 0 1 时不同温度时的高碳钢金相组织 3 3 定量金相 X 射线学是利用 X 射线与物质的相互作用 研究物质的成分 缺陷 组织 结构和结构变化的一门科学 其中 X 射线衍射学主要研究晶体和非晶物质的结构 测定以及研究结构与结构相关的各种问题 本试验就是利用德国制造的 D8ADVANCE 衍射仪进行定量金相分析 20 22 测出经热轧变形后高碳钢的晶粒度 以及残余奥氏体量 一 晶粒度的测定 由公式 21 3 1 0 89 cos hkl D 式中 为衍射峰半高宽宽化值 为入射角度 1 54184 hkl 281 河南科技大学毕业设计 论文 11 通过 D8ADVANCE 衍射仪测得的值见表 3 1 表 3 1 衍射峰半高宽宽化值 试样号1 3 4 5 9 12 16 19 hkl 0 2980 2960 1940 4001 3911 3181 2900 262 将表 3 1 的值代入公式 3 1 中 即可以算出各试样的晶粒度 计算结果见表 3 2 表 3 2 试样晶粒度 试样号9 12 16 5 1 3 19 4 温度 95010001100850750800800800 s0 10 10 10 10 1150 1 D nm43 80744 10367 29132 6369 3859 90510 1249 826 二 残余奥氏体量的测定 通过 D8ADVANCE 衍射仪测得值见表 3 3 表 3 3 奥氏体 马氏体在晶面中的相对面积 试样号4 9 12 16 A1100 000671 707611 661192 05657 M2005 104992 797302 372694 67810 A3110 065100 057110 741110 15505 M2115 904094 921934 423930 91428 A20000 700501 719520 90531 计算残余奥氏体的一组公式为 21 3 2 1 1 1 1 32200 110 fIMIA 3 3 2 1 1 1 78200 311 fIMIA 3 3 3 1 1 1 21211 200 fIMIA 河南科技大学毕业设计 论文 12 3 4 4 1 1 0 65211 110 fIMIA 3 5 5 1 1 0 87211 311 fIMIA 3 6 6 1 1 1 21211 200 fIMIA 以 4 试样为例 将其 A110 M200 A311 M211 A200 值分别代入公式 3 2 3 6 可以得出 0 000 1 1 1 1 32200 110 fIMIA 1 1 1 32 5 10499 0 00067 0 007 2 1 1 1 78200 311 fIMIA 1 1 1 78 5 10499 0 06510 0 000 3 1 1 1 21211 200 fIMIA 1 1 1 21 5 90409 0 0 000 4 1 1 0 65211 110 fIMIA 1 1 0 65 5 90409 0 00067 0 013 5 1 1 0 87211 311 fIMIA 1 1 0 87 5 90409 0 06510 0 000 6 1 1 1 21211 200 fIMIA 1 1 1 21 5 90409 0 再求 0 0 007 0 0 0 013 0 6 0 003 6 f 即 4 试样的残余奥氏体体积分数为 0 3 其它试样的残奥体积分数求法与此相 同 最终求得的结果见表 3 4 表 3 4 残余奥氏体体积分数 试样号4 9 12 16 残奥百分数0 3 9 2 28 8 25 4 此外 X 衍射仪测得的数据还表明 1 3 5 19 试样残余奥氏体量均 为 0 3 4 结果分析 一 温度对超细晶超高碳钢组织的影响 表 3 4 中的实验结果表明 在应变速率一定的情况下 当热轧温度从 800 950 1000 升高时 高碳钢组织中的残余奥氏体是不断增加的 23 而当温度 从 1000 1100 时 组织中的残余奥氏体有所减少 这与前面图 3 5 所揭示的 规律吻合 产生这种现象是由于在 800 950 1000 时珠光体随着温度的升 高而逐渐转变为奥氏体 温度越高 奥氏体转变的越多 当水冷后 奥氏体又转 河南科技大学毕业设计 论文 13 变为珠光体 但有些奥氏体没有来得及转变成珠光体 因此形成了残余奥氏体 因此出现了 800 950 1000 的残余奥氏体量随着温度的上升而增加 但是 当温度达到 1100 后 奥氏体有一部份转变为了马氏体 23 因此出现了 1100 时 组织中的残余奥氏体量少于 1000 时组织中的残余奥氏体量的现象 二 应变速率对超细晶超高碳钢组织的影响 当轧制温度固定在 800 时 应变速率分别选为 0 1 1 5s 通过对 4 3 19 试样进行对比可以发现 随着应变速率的提高 奥氏体体积分数不变 且为零 这是由于加热温度低于 Accm 线时 未发生珠光体向奥氏体的转变 所 以 无论应变速率如何变化 组织中是不会出现残奥的 三 热轧工艺对高碳钢晶粒度的影响 对表 3 2 分析后可以发现 温度比较高 950 1100 应变速率比较低 0 1 的条件下 晶粒细化明显 这与高温下低应变速率有利于晶粒的恢复和 再结晶有关 而当温度比较低 750 800 的时候 晶粒明显粗化 而此时应 变速率的变化 0 1 5 对晶粒度的影响不明显 河南科技大学毕业设计 论文 14 结 论 通过对超高碳钢热轧模拟实验的研究得到以下结论 1 超高碳钢在热轧过程中保持应变速率不变 改变轧制温度在 Accm 线以下 时 奥氏体转变量增加 而且温度越高 奥氏体转变的越多 2 超高碳钢在低温条件下进行热轧 改变应变速率 奥氏体体积分数不变 且为零 3 在高碳钢热轧过程当中 较高的温度 较低的应变速率有助于组织晶粒 细化 而当温度比较低时 不利于组织的细化且此时应变速率的变化对晶粒度的 影响也不明显 河南科技大学毕业设计 论文 15 参考文献 1 Sherby O D Young C M Walser B etal Super plastic Ultra high carbonsteel USA 3951697 1976 04 2 25 32 2 Sherby O D Young C M Walser B etal U S Patent 3 951 697 Apr 20 1976 56 57 3 石淑琴 陈 光 超细晶超高碳钢的制备工艺研究