【正文】 峰，也仍要自強不息。 2023年 1月 23日星期一 下午 8時 40分 6秒 20:40: 1最具挑戰(zhàn)性的挑戰(zhàn)莫過于提升自我。 :40:0620:40Jan2323Jan23 1越是無能的人，越喜歡挑剔別人的錯兒。 2023年 1月 23日星期一 8時 40分 6秒 20:40:0623 January 2023 1空山新雨后，天氣晚來秋。 20:40:0620:40:0620:40Monday, January 23, 2023 1不知香積寺，數里入云峰。 下午 8時 40分 6秒 下午 8時 40分 20:40: 沒有失敗，只有暫時停止成功！。 :40:0620:40:06January 23, 2023 1他鄉(xiāng)生白發(fā)，舊國見青山。 , January 23, 2023 雨中黃葉樹，燈下白頭人。 變形使連續(xù)轉變時的貝氏體轉變開 始溫度上升，縮短了孕育期。 圖 38 含鈮 16Mn鋼的道次變形量與 Ar3的關系 (加熱溫度 1180?C ， 20min) Nb鋼在再結晶溫度以下變形對 C曲線的影響，加熱溫 度為 1250 ?C ? 880 ?C 30%變形； 無變形 （ 4） 冷卻速度的影響 冷卻速度 ?， Ar3? 。 rr 圖 319 通過限制終軋道次的固溶碳含量改進熱軋薄板的深沖性能 變形條件對奧氏體向鐵素體轉變溫度 Ar3的 影響 變形條件對 Ar3溫度的影響 （ 1）在奧氏體再結晶區(qū)變形造成奧氏體晶粒的細 化，影響 Ar3溫度；（ 2）在奧氏體未再結晶區(qū)變 形造成變形帶的產生和畸變能的增加，影響 Ar3溫 度。 （ 3）壓下量 大道次壓下率的熱軋退火板的 r值明顯高于小道次 壓下率的熱軋退火板的 r值。 （ 2） 卷取溫度 卷取溫度過高：使帶鋼晶粒粗大，影響產品力學 性能； 溫度過低：加大卷取功率，且不易卷緊。 成分對熱軋深沖板的影響 表 1 SPHC鋼化學成分控制 單位： % 成分 標準 C Si Mn 不大于 P S 內控 ＜ ≤0.04 ? 0.015 0.008 熱軋工藝及潤滑條件的影響 圖 314 傳統(tǒng)熱軋工藝和新的鐵素體區(qū)潤 滑軋制工藝的比較 （ 1）精軋入口和終軋溫度 終軋溫度一般控制在 730177。 溫度 顯微組織 強度 缺口韌性 屈服強度 加工硬化 析出硬化 轉變溫度 ESA100 析出物的數量 （ 100） 織構 第I 階段 》 950?C再結晶 ?區(qū) ?由于反復的再結晶而細化dr=20?40?m 低（取決于晶粒尺寸） ?0 ?0 高（取決于晶粒尺寸） 高 無 無 第II階段 950?C?Ar3不發(fā)生再結晶的?區(qū) ?晶粒被拉長導入變形帶和位錯使 ?晶粒細化 低（取決于晶粒尺寸） ?0 ?0 低（取決于晶粒尺寸） 高 微量 無 第III階段 Ar3 （ ?+?）區(qū) ?晶粒不再進一步細化，析出硬化和（ 100）織構的產生 高（晶粒尺寸和其它的影響） 少量 大量 極低（晶粒尺寸和其它的影響） 低 大量 形成 表 32 控制軋制三個階段的物理性能變化 鐵素體區(qū)控制軋制 概述 為什么提出鐵素體軋制？ 鐵素體區(qū)熱軋的兩個關鍵：（ 1）在鐵素體區(qū)精軋 及終軋；（ 2）良好的熱軋潤滑條件。 （ 2）鐵素體晶粒尺寸 圖 720 （ ?+?）兩相區(qū)軋制，軋制溫度 740?C時 壓下率對 ?平均直徑的影響 1方案 I； 2方案 II 變形程度增 加， ?晶粒 變細。 ssssyiy fdkfdk 2121 )1( ?? ???? ??sessdprs fdCfBdATvT 2121 )1()( ?? ????????? ?? （ ?+?）兩相區(qū)軋制時顯微組織的變化 （ 1）微觀組織 未相變的 ?晶粒更加拉長，在晶內形成形變帶。 對 II?， VTrs基本上不隨 軋制溫度變化（除 Nb鋼）。在晶粒內形 變帶上析出的 ?稱為 II?。 兩相區(qū)變形引起的強化取決于回復和再結晶程度， 而回復和再結晶程度又依賴于變形溫度、變形量、 變形后冷卻速率和微合金元素的添加量。 圖 32 拉伸強度和沖擊功同（ ?+?）區(qū)變形程度的關系 (a)普碳鋼； (b)含鈮鋼； 1200?C時壓下率為 %， 850?C時壓下率為 50%， 710?C時的熱變形壓下率連續(xù)變化 圖 33 含鈮鋼微觀組織與（ ?+?）區(qū)壓下率的變化關系 (a)和 (b)壓下率為 0%； (c)和 (d) 壓下率為 30% ?區(qū)變形：僅產生由低位錯 密度等軸晶粒組成的微觀 織； 兩相區(qū)變形：生成一種混 合晶粒組織：變形 ?轉變成 多邊 ?晶粒及變形 ?依賴回 復轉變成胞狀組織和 亞晶 粒。 過渡型 :過渡型轉變是介于 I型和 Ⅱ 型轉變之 間的一種轉變。 Ⅱ 型： 熱軋溫度低，熱軋后變形的奧氏體晶粒不發(fā)生再結 晶，鐵素體在剛軋完后就在變形帶邊界處和晶界處成核， 形成細小的等軸晶粒。 塊狀 (等軸的 ) 先共析鐵素體 (魏氏組織鐵素體 ) 圖 31 熱軋條件與所得到的魏氏組織級別關系 （ 2）從部分再結晶奧氏體晶粒生成鐵素體晶粒 部分再結晶奧氏體晶粒由兩部分組成： 再結晶晶粒： 特點： 未再結晶晶粒： 特點： 問題： 鐵素體不均勻，對強度、韌性的影 響： 解決方法： 多道次軋制，產生形變帶，轉 變后也可得到細小的鐵素體晶粒。 圖 310 熱軋態(tài)及熱處理態(tài)鋼中 ?晶粒成核地點及所生成的 ?晶粒組織 圖 312表明 ， 非再結晶區(qū)軋制變形 30％ 的工具鋼中 ， 珠光體相變的成核地點不同： a)相變初期 ， 珠光體優(yōu)先 于晶界成核； b)隨著變形的進行 ， 珠光體在退火孿晶界 和 ?晶界處均發(fā)生 成核； c)珠光體 于變形帶上成核； d)珠光體于晶粒 內部成核 。 變形量小時，易造成混粒 組織。 圖 33 不同含鈮量的 %%Mn