论文部分内容阅读
喷射成形技术不仅具有快速凝固工艺的优点,而且克服了快速凝固。粉末冶金工艺成本高、工序复杂的缺点。由于碳含量高,在常规铸造工艺的凝固及常规热加工过程中,超高碳钢难以避免粗大碳化物网络的形成,导致其脆性。本文围绕喷射成形工艺制备的超高碳钢和高钒高钴高速钢,分析了含Si超高碳钢和热轧后的高钒高钴高速钢的超塑性变形行为,研究了合金元素,热加工手段(热轧和等温锻造)对超高碳钢和高钒高钻高速钢综合性能的影响。
喷射成形工艺制备的超高碳钢 UHCS-3.0Si(硅含量为3.0﹪)的显微组织特征是,珠光体层片间距均匀细密,晶界处网状碳化物基本消除,材料无宏观偏析。与铸锭法制备的母合金相比,其室温力学性能有了显著提高,屈服点和抗拉强度都明显地高于超高碳钢母合金相应的值。
喷射态超高碳钢UHCS-3.0Si的超塑性研究结果表明,超高碳钢在一个相当大的温度范围具有较好的超塑性.最佳的变形条件是温度为820℃,变形速率为2×10<-4>s<-1>,最大延长率为380﹪；值得注意的是获得这些超塑性性能的超高碳钢UHCS-3.0Si并没有经过任何热的或机械的组织预处理过程。
喷射态UHCS-3.0Si变形过程中的组织自转变特性表明,尽管其变形前的原始组织为不利于超塑性变形的典型层片状珠光体,但在变形过程中,层片状组织逐渐球化。珠光体中的条状碳化物逐渐发生碎化和球化,并弥散分布于晶界处.随着变形量的加大,喷射态UHCS-3.0Si的球化特征逐渐明显,从而导致了变形能够获得较大的延长率。
分析了喷射态UHCS-3.0Si超塑性变形的力学行为特征。应变速率恒定时,其流变应力随温度的升高(760℃到800℃)而降低,这符合高温变形时的应力变化规律.而当温度超过820℃时,流变应力反而高于800℃时的流变应力,并且这种趋势随着应变速率提高更加明显。流变应力升高的原因在于超高碳钢高于820℃时发生了相变.超高碳钢在760～840℃整个温度区间内超塑性变形的应变速率敏感指数m值在0.15～0.4范围内。在应变速率恒定而温度升高的变形条件下,应变速率敏感指数m值呈现升高的趋势.应变速率敏感指数m值随应变量的增加逐渐升高的趋势表明喷射态超高碳钢在变形过程中其显微组织朝着有利于超塑性变形的方向变化.研究结果表明,在碳化物层片间的铁素体基体中存在大量位错,且位错密度在碳化物层片间的尖端处更高.随着形变量的增加,碳化物层片间铁素体基体运动位错的密度越来越高。这说明随着碳化物的球化,碳化物层片间距扩大,位错越容易在铁素体基体中滑移,因此对超塑性变形贡献所占比例也就越大.此时变形受体积扩散(或晶格扩散、)过程所控制.喷射态UHCS-3.0Si材料在760-800℃温度范围内超塑性变形的表观激活能为Q<,app>299KJ/Mool,接近于α-Fe的自扩散系数。
研究了热轧或等温锻造工艺对喷射成形超高碳钢综合力学性能的影响.超高碳钢UHCS-3.0Si经单道次大变形量的热轧工艺处理后,在820℃的变形温度条件下,应变速率在2×10<-3>s<-1>到1 s<-1>的范围内,其延长率得到了大幅度提高(应变速率为1s<-1>时,延长率为150﹪；2×10<-3>s<-1>时,延长率为600﹪).等温锻造后的超高碳钢材料室温下屈服点达850MPa以上,抗拉强度达1200MPa,而拉伸延长率保持在10﹪以上。超塑性性能也显著得到提高.在中等应变速率1.5×10<-3>S<-1>时,延长率与是喷射态时相比提高了一倍；研究了Si元素对喷射成形超高碳钢超塑性的影响.含Si超高碳钢(UHCS-3.Osi、UHCS-2.Osi、UHCS-1.Osi、UHCS-0.5Si)在应变速率为2.5x10<-4>s<-1>时均获得最大的延长率,且获得最大延长率的变形温度随Si含量降低逐步下降。超高碳钢UHCS-2.Osi在超塑性变形过程中显微组织的演化过程也与UHCS-3.0Si超高碳钢类似。
研究了喷射成形工艺制备的高钒高钴高速钢热轧后的超塑性性能。该高速钢在5xl0<-3>s<-1>的应变速率下实现最高达327﹪高温拉伸延长率,且在相当高的应变速率1.0×10<-1>s<-1>,仍然具有较大的拉伸延长率(111﹪)。该延长率为目前有关超塑性的文献中得到的最好指标。