過共析鋼（含碳量＞0.77%，質量分數）的平衡組織為網狀滲碳體和珠光體，網狀滲碳體對鋼的強度和韌性有很大危害。Shery等使用熱機械處理工藝，如多道次熱軋變形、等溫軋制、離異共析轉變、伴隨變形的離異共析轉變或珠光體冷軋加退火等工藝，將過共析鋼處理成由細小的等軸鐵素體（0.5-1.0um）和均勻彌散分布的球狀滲碳體顆粒（0.1-0.5um）組成的復相組織。具有這種超細組織的過共析鋼表現出優異的高溫超塑性和良好的室溫力學性能。但是，這些工藝中都需要先變形將網狀先共析滲碳體破碎，總變形量大，工藝複雜。本文基於「過冷奧氏體動態相變」的學術思路，對過共析鋼（T10）在Acm-Arcm溫度區間（過冷奧氏體狀態）進行變形，研究其組織演變的規律。
一、 實驗方法
實驗用材料為普通T10鋼，化學成分（質量分數，%）為C 0.97，Si 0.26，Mn 0.31，S 0.004，P 0.0056。使用Thermo-Calc計算出試驗鋼的Acm和A1點分別為816℃和730℃。在Gleeble1500熱模擬機上用熱膨脹法並結合金相觀察確定了試驗鋼以30℃／s的冷速冷卻時的Arcm和Ar1點分別為600℃和560℃.在Gleeble1500熱模擬機上進行單軸壓縮實驗，使用的試樣為直徑6mm、長15mm的圓柱。以20℃／s的速度將試樣加熱至1000℃並保溫5min，再以30℃／s的速度快冷至變形溫度（650℃、700℃），分別以0.1s-1和0.01s-1的應變速率進行變形、將變形後的試樣立即投入冰水，以固定其高溫組織。將冰水冷卻後的變形試樣從中心沿壓宿軸方向剖開，分析中心處的組織。
二、 結果與討論
在試驗鋼的爐冷組織中，在原始奧氏體晶界上存在網狀滲碳體（圖1a中的白色組織，約佔3.5%）。將試驗鋼以20℃／s的加熱速度加熱至1000℃並保溫5min，隨後以30℃／s的冷速快冷至650℃等溫5min，在原始奧氏體晶界上仍存在一定量的先共析滲碳體（圖1b箭頭所指）。
試驗鋼過冷奧氏體在650℃、0.1s-1形變初期，在原奧氏體晶界上直接形成珠光體，並逐漸向晶內推進（圖2a），沒有形成先共析滲碳體（圖2b），即過共析鋼過冷奧氏體動態相變的產物只有珠光體。其可能的原因有兩個：首先，先共析滲碳體的形成受碳的長程擴散影響，過冷減緩了碳的擴散過程，從而使晶界先共析滲碳體不易形成；其次，在形變過程中形變儲存能的增加，使Fe-C合金共析點右移（即共析點碳含量增大），也抑制了過共析鋼中先共析滲碳體的形成。隨著應變量的繼續增大，在過冷奧氏體動態相變持續進行的同時已形成的珠光體經歷變形，其中的滲碳體片層發生扭轉、彎曲、溶斷和球化，鐵素體基體發生動態再結晶。當應變為ε=0.92時（圖3a），珠光體轉變完全，並有大部分片層狀滲碳體發生球化，鐵素體基體部分等軸化。當應變繼續增加至ε=1.61時，片層滲碳體已完全球化，鐵素體基體等軸化也基本完成（圖3b）。
鐵素體基體與滲碳體片層之間的界面能是珠光體球化的驅動力。在等溫退火過程中，滲碳體片層的球化開始位置主要是滲碳體片層中的相變缺陷處，碳原子主要通過相界面擴散，球化速度緩慢，一般需要幾十甚至上百小時。已有的研究表明，形變對珠光體球化具有明顯的促進作用。與等溫球化相比，熱變形可以使珠光體球化的速度提高四個數量級左右。由於形變使珠光體中的位錯等晶體缺陷密度提高，一方面增加了滲碳體片層的球化開始位置，另一方面，促進鐵、碳原子的擴散。分布在鐵素體晶界上的尺寸較大的滲碳體粒子，主要是由滲碳體片層球化得到的。而且形變使鐵素體基體內產生大量位錯，促使鐵素體基體發生動態回復和動態再結晶，形成細小鐵素體晶粒，實現鐵素體基體的等軸化。另外，在變形過程中，鐵素體基體內部的高密度位錯是碳原子快速擴散通道。片層滲碳體中的碳原子不斷擴散進入位錯，並在位錯周圍聚集形成Cottrell氣團，也導致滲碳體溶解。隨著鐵素體的動態回復和動態再結晶，鐵素體晶內位錯的密度降低，碳原子又以滲碳體的形式重新析出，在鐵素體晶粒內部形成細小滲碳體粒子，這種現象在中碳鋼及共析鋼中均有出現。上述三種過程基本上是同時進行的，最終導致超細化復相組織的形成。
從以上的實驗結果可以看出，在過共析鋼過冷奧氏體變形過程中主要發生兩個過程：過冷奧氏體動態相變和相變得到的珠光體動態球化。這兩個過程都是熱激活過程，受到變形溫度和變形速率的影響。提高變形溫度使過冷度減小，導致相變驅動力降低，阻礙過冷奧氏體動態相變的進行。
結論
1. 過冷奧氏體動態相變可以抑制過共析鋼網狀滲碳體的形成，過共析鋼過冷奧氏體形變過程中的組織演變主要經歷了動態相變和相變得到的珠光體動態球化過程。
2. 降低變形溫度使過冷度提高，降低應變速率使變形時間增加，均有利於動態相變的進行，使過冷奧氏體動態相變在較小的應變量下完成，有利於珠光體的動態球化，得到超細化復相組織。
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