Настоящая работа будет сосредоточена на хромистой стали и трех валках из полу-быстрорежущей стали.

 

Микроструктуры

 

[12] самого начала горячей прокатки полосы в черновых клетях HSM использовалось множество различных марок валков [6]. Более подробно будут рассмотрены только некоторые недавние сорта валков. Микроструктуры этих марок показаны на рисунке 3.

 

 

Рисунок 3: Обзор микроструктуры рабочих валков для черновой обработки

 

Стенды - 400-кратное натальное травление

 

Металлургическая характеристика

 

Термодинамическое моделирование

 

 

Термодинамические модели были получены с помощью программного обеспечения ThermoCalc® (TC). Примеры диаграмм равновесия CrSteel и полу-HSS 3 приведены на рисунках с 4a по 4d. Моделирование TC предполагает постоянные условия равновесия, что означает очень низкую скорость охлаждения, при которой допускается идеальная диффузия для всех легирующих элементов в жидком или твёрдом состоянии. Эти цифры показывают фазовую объёмную долю стабильных фаз в исследуемых сплавах при температуре от 500 до 1500 ° C с шагом 10 ° C.

 

 

Рисунок 4.a: Изменение объемной доли фазы на хромистой стали

 

- условия равновесия

 

Рисунок 4.b: Объемные доли фаз на полу-hss 1

 

- условия равновесия

 

 

Рисунок 4.c: Объемные доли фаз на полу-hss 2

 

- условия равновесия

 

Рисунок 4.d: Изменение фазовой объемной доли на

 

Semi-hss 3 - условия равновесия

 

Так как м 7 C 3 карбиды в хромистой стали и полу-HSS марок 1 и 2, по-видимому, начинают своё выделение близко к солидусу или ниже него, п ри увеличении их количества при понижении температуры эти карбиды можно было бы предположить как эвтектоидные. Только карбиды MC, обнаруженные в полу-HSS 3 по диаграмме равновесия, можно рассматривать как настоящую эвтектику, поскольку они осаждаются из жидкости.

 

 

36

 

Таким образом, в условиях равновесия полу-HSS марок 1 и 2 не выделялись эвтектические карбиды, такие как M7C3 и последний M6C осаждался в твёрдом состоянии.

 

Кроме того, в равновесных условиях все первичные карбиды (MC, M 7 C3 и M 6 C) трансформируются, приближаясь к точке A1 (см. Рис. 4a - 4d), в частичную или полную реакцию, которая

 

Приводит к другим типам карбидов, известных как мелкие вторичные

 

Карбиды, таким как M 23 C 6, M 2 C и MC, когда температура понижается.

 

Пути затвердевания

 

 

Пути затвердевания были получены из тестов дифференциального термического анализа. С помощью этого метода измеряется разница в энергии между испытуемым материалом и инертным эталонным материалом в зависимости от температуры, в то время как оба образца подвергаются контролируемой температурной программе. Фазовое превращение, происходящее в исследуемом материале, проявляется в виде эндотермического или экзотермического пика при продолжении цикла ДТА [7].

 

На рис. 5 показаны результаты испытаний ДТА четырех марок во время цикла охлаждения, который начинается от плавления до комнатной температуры со скоростью 5 ° C / мин.

 

Рисунок 5: Последовательности затвердевания на четырех изученных

 

сплавы на стадии охлаждения dta со скоростью 5 ° c / мин

 

Диапазон затвердевания был получен с учетом температур ликвидуса и солидуса для четырех изученных марок. В таблице 3 приведены результаты, полученные при сравнении между равновесными (от TC) и неравновесными (от DTA) условиями.

 

Анализ SEM-EDS (рис. 6a и 6b), выполненный после испытаний DTA, позволяет идентифицировать фазы, присутствующие при комнатной температуре, как и все эвтектические карбиды и матрицу (смесь мартенсита и остаточного аустенита). Такая последовательность отверждения DTA уже была улучшена в предыдущей работе [8-10].

 

а)                                                       (б)

 

 

Рис. 6.a: Эвтектическая карбидная сетка на хромистой стали после