9％Cr耐热钢的高温热变形机制及组织演变.pdf

　　　　　９Ｃｒ耐热钢的高温热变形机制及组织演变　１９　　　　９Ｃｒ耐热钢的高温热变形机制及组织演变　　　　　　　　ＨｏｔＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎＭｅｃｈａｎｉｓｍａｎｄＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　　　　　　　　Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆ９９／６ＣｒＨｅａｔＲｅｓｉｓｔａｎｔＳｔｅｅｌ　　　　　　　　　　孙述利，张敏刚，何文武，陈慧琴，田香菊　　　　（太原科技大学，太原０３００２４）　—　　—　—　　ＳＵＮＳｈｕｌｉ，ＺＨＡＮＧＭｉｎ－ｇａｎｇ，ＨＥＷｅｎｗｕ，ＣＨＥＮＨｕｉｑｉｎ，ＴＩＡＮＸｉａｎｇ～ｊｕ　　　　　　　（ＴａｉｙｕａｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｔａｉｙｕａｎ０３００２４，Ｃｈｉｎａ）　　　　　　　　　　　摘要：采用等温恒应变速率热压缩试验研究９Ｃｒ耐热钢等轴锻态组织１０００￣１３ｏｏ￣Ｃ、应变速率ｏ．００５～５ｓ－。、５Ｏ变　　　　　　　　　　　　　　　形程度条件下的热变形行为，分析热变形参数对应力一应变曲线和微观组织演变机理及规律的影响，并建立该合金不同　　　　　　　　　应变条件下的热加工图。结果表明：９Ｃｒ耐热钢突破传统始锻温度控制在１２００￣Ｃ左右的现状，采用适当提高热变形温　　　　　　　　度、增大应变速率的热变形新工艺，可以获得良好的组织和性能，并能够有效地防止裂纹的产生。　　　　　　　　　　关键词：９Ｃｒ耐热钢；组织演变；动态回复；几何动态再结晶　　中图分类号：ＴＧ１４６．２　　文献标识码：Ａ　　——　文章编号：１００１４３８１（２０１Ｏ）１２００１９－０５　　　　　　　　　　　　　　　Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ９Ｃｒｈｅａｔｒｅｓｉｓｔａｎｔｓｔｅｅｌｗｉｔｈｅｑｕｉａｘｅｄｆｏｒｇｉｎｇｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　　　—　　　　　—　　　　　　　　ｗａｓｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄａｔ１０００１３ｏｏ￣Ｃ。ｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓｒａｎｇｅｄｉｎ０．００５５ｓａｎｄｍａｘｉｍｕｍｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｏ５Ｏ　　　　　　　　　　　　　　　　　——　ｂｙｍｅａｎｓｏｆｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｔｅｓｔｓａｔｉｓｏｔｈｅｒｍａｌａｎｄｃｏｎｓｔａｎｔｓｔｒａｉｎｒａｔｅ．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆｔｈｅｒｍａｌｍｅ　　　　　—　　　　　　　ｃｈａｎｉｃａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｐａｒａｍｅｔｅｒｓｏｎｓｔｒｅｓｓｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓａｎｄｍｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｗｅｒｅ　　　　　　　　　　　　　ａｎａｌｙｚｅｄ．Ａｎｄｈｏｔｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇｍａｐｓｏｆｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔｒａｉｎｓｗｅｒｅｅｓｔａｂｌｉｓｈｅｄ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｉｎｄｉｃａｔｅｔｈａｔ　　　　　　　　　　　　　　９％Ｃｒｈｅａｔｒｅｓｉｓｔａｎｔｓｔｅｅｌｃｏｕｌｄａｃｑｕｉｒｅｂｅｔｔｅｒｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｐｒｏｐｅｒｔｙａｎｄａｖｏｉｄｃｒａｃｋｕｓｉｎｇｔｈｅｎｅｗ　　　　　　　　　　　　　—　ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ｂｙｉｎｃｒｅａｓｉｎｇｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄｓｔｒａｉｎｒａｔｅ，ｂｒｅａｋｉｎｇｔｈｒｏｕｇｈｔｈｅｔｒａｄｉ　　　　　℃　　ｔｉｏｎａｌｌｙｉｎｉｔｉａｌｆｏｒｇｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｂｏｕｔ１２００．　　　　　　　　Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：９％Ｃｒｈｅａｔｒｅｓｉｓｔａｎｔｓｔｅｅｌ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎ；ｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｏｖｅｒｙ；ｇｅｏｍｅｔｒｉｃｄｙｎａｍｉｃ　ｒｅｃｒｖｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ　　　　　　　　　　　　耐热钢由于高温高压条件下优良的力学性能，快　　　　　　　　　　　　速地被应用到世界范围的新型电站锅炉中。但是，超　　　临界机组中关键部件的制造技术，如熔炼、钢锭铸造、　　　　　　　　　　　　　　锻造、终锻热处理被少数国家控制。特别是对于长期　　　　　　　　　　　　　　高温下使用的厚截面管道部件，生产工艺的制定存在一　　　　　　　　　　定的困难。由于多种合金元素的存在使得热加工过　　　　　　　　　　　　　　　程中微观组织演变比较复杂，根据低牌号铁素体钢的　　　　　　　　　早期生产经验以及新型铁素体钢的仅有经验很难制定　　　　　出材料的热加工规范ｌｌ］。　　　　　　　　　　　　　　　　９Ｃｒ（质量分数，下同）耐热钢的研究主要集中　　　　　在合金化、焊接、时效、高温蠕变以及断裂等，而对高温　　　　　　　　　　　　热变形组织演变及其机制的研究较少＿１］。为了生产　　　　　　　　　　　　　出合格的高质量产品，研究材料热加工过程中的塑性　　　　　　　　　　　　　　　　　　流变应力行为，热加工图和组织演变是非常重要的。　　　　　　　　　　　　　Ｈ＿Ｊ．ＭｃＱｕｅｅｎ［６］认为铁素体钢明显不同于奥氏体　　钢，由于较高的层错能使其发生很大程度的动态回复　　　　　　　　　　关于铁素体钢的几何动态再结晶是否存在及其机理还　　　　存在争议［６］。　　　　　　　　　　　　　目前，基于动态材料模型的热加工图技术作为估　　　　　　　　　　测热变形机制的一种方法，具有优化加工工艺参数、控　　　　　　　　　　　　　　　制微观组织性能以及改善热加工过程重复性的作用。　　　　　　　　　　　　　　本工作主要研究９Ｃｒ耐热钢的流变行为，建立了不　　　　　　　　　　　同应变下的热加工图，并分析了热变形组织演变规律。　　　　　　　　　对于揭示铁素体／马氏体耐热钢的高温变形机理，合理　　　　　　　　选择热成形工艺参数具有重要的意义。　　１实验材料和过程　　　　　　　　　实验用９Ｃｒ耐热钢的化学成分：０．Ｏ７～０．１３Ｃ，　　　　　　　　　０．３０～０．６ＯＭｎ，８．５０～９．５Ｃｒ，０．３０～０．６０Ｍｏ，　　　　　　　　　　　　　０．１５～０．２５Ｖ，余量为铁。等温热压缩试验在　　　　　　　　　　　　　　Ｇｌｅｅｂｌｅ一１５００Ｄ热力模拟试验机上进行，试样加工成船ｍｍ×　　　　　　　　　　　　　１２ｍｍ圆柱形试样。实验温度为１０００～℃　　　　　　　　１３００，应变速率０．００５，０．０５，０．５，ｌｓ和５ｓ＿。。试　２０　　　材料工程／２０１０年１２期　　℃　　℃　　　　℃　样以５／ｓ加热到１２００，保温５ｍｉｎ，再以１０／ｓ降　　　　　　　　　　　　　　至设定的热变形温度，保温６０ｓ后按预先设定的变形　　温度和应变速率进行压缩变形，真应变０．７，压缩后快　　　　　　　　　速冷却到室温以固定高温组织。实验采用单轴压缩模　　　　　　　　　　　　　　　式，在真空条件下进行来防止氧化。金相试样先抛光　　℃　　　　　　　　后用热浴８０、１Ｏ的硫酸（１００ｍＬ）和高锰酸钾（１ｇ）　　　　　　　　　　　　　　—　腐蚀，然后用１０草酸水溶液清洗；采用ＺＥＩＳＳ　　　　　　　　　　　ＡＸＩＯ显微镜和ＪＥＭ一２０１０型透射电镜观察沿子午面　　　　　切开的热变形组织。　　２结果与讨论　　　　　２．１应力一应变曲线　　　　　　　　　　　　　　　９Ｃｒ耐热钢不同热变形条件的真应力一应变曲　　　　　　　　　　　　　　　线如图１所示。可以看出，变形开始时应力随应变的　　　　　　　　　　　增加而增加，发生加工硬化。随着应变的继续增加，应　　　　　　　　　　　力逐渐平缓下降，并在应变０．４左右达到稳定状态，应　　　　　　　　　　　　　　　　　力值基本保持恒定。当应变速率一定时，峰值应力随　　　　着温度的升高而降低，变形温度越高，动态软化程度越　　明显；且峰值应力前后的硬化率和软化率也随温度的　　　　　　　　　　　　　　　升高而逐渐增大。当变形温度一定时，应变速率对流　　变应力也有一定的影响，应变速率越大，应力峰值后的　　　　　　　　　　　　　动态软化越突出。不同形状的应力一应变曲线能够反　　　　　　　　　　映出热变形机制的一些特征。当温度１０００￣Ｃ时，除应　　　　　　　　　　　　　变速率为５ｓ时外，应力一应变曲线都表现为明显的加　℃　　工硬化型。但超过１０００，曲线表现出流动应力软化　　℃　　行为，特别是１３００时，应力峰形状较尖，当应变增加　　　　　　　　　　　　　　　　到０．０５左右时，应力达到最大值，然后趋于稳态。从　　　　　　　　　　　　　　　以上分析可知，９Ｃｒ耐热钢在不同温度阶段进行热　　　　　　　　　　　　　℃　　变形的软化机理有所区别，值得注意的是，１３００应　　　　　　　　　　　　　　　　力一应变曲线形状类似于锆合金、铝合金、钛合金和铁　　　　　素体钢等。这种形状的应力一应变曲线与奥氏体不锈　　　　　　　　　　　　　　钢有所不同，应变硬化基本在一定的应变内完成，且峰　　　值应变值很小，而奥氏体不锈钢的峰值应变值较大］。　　　　　　　　图１不同应变速率下９Ｃｒ耐热钢的真应力一应变曲线　　　　　　　（ａ）５ｓ；（ｂ）０．５ｓ；（ｃ）０．０５ｓ；（ｄ）０．００５ｓ一　　　—　　　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．１Ｔｒｕｅｓｔｒｅｓｓｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｏｆ９Ｃｒｈｅａｔｒｅｓｉｓｔａｎｔｓｔｅｅｌａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓ　　　　　　　（ａ）５ｓ；（ｂ）０．５ｓ；（ｃ）０．０５ｓ；（ｄ）０．００５ｓ一　　　　　２．２热加工图　热加工图中的功率耗散效率图不仅可以表明热变　　　　　　　　　　形材料的微观组织演变机理，结合失稳图，还可以确定　　　　　　　　　　出合理的热变形工艺参数范围。考虑到热加工工艺的　　　　　　　　　　　　　　制定需确定合适的变形量，图２是９Ｃｒ耐热钢锻态　　　　　　　　　　　　组织在应变为０．２，０．４和０．６时的热加工图，图２中　虚线是功率耗散效率图，实线是失稳图。可以看出，不　　　　　　　　　　　　　　　　同应变下的热加工图基本类似，功率耗散效率值的分　　　　　　　　℃　　　　　布大致有两个区域。一个是１１５０～１３００，应变速率　　　　　　　　　　　　　　　　在０．０５～５ｓ范围内的高功率耗散效率值区域，０．４　∞∞　　对ｄｌ／ｓ０扫０若　　　　　　　对三呐０．Ｉ０已　　／ｓ盆景。暑≈　∞　　／ｓｏ丧。已　　　９％Ｃｒ耐热钢的高温热变形机制及组织演变　２】　　　　　　　　　　　　　　　　应变对应的功率耗散效率值较高，最高达４５，属于　　　　　　　　　　　　　　超塑性变形范围之内；０．２和０．６应变条件下对应的　　　　　　　　　　功率耗散效率值有所降低，但其数值仍然较高，分别达　　　　　　　　　　　３７９／６和３９９，５，也基本属于超塑性变形范围之内。另一　　℃　个较高功率耗散效率值区域是１０００～１１５Ｏ的低应　　　　　　　　　　　变速率范围内（０．Ｏ０５ｓ）。０．６应变下的功率耗散效　董　岛‘　量　曼　三　　　　　　　１Ｏ０ｏｌ０５０ｌｌ００ｌ１５Ｏｌ２ｏｏｌ２５０１３０ｏ℃　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ／∞　　　芭．　量　量　三　　　　　　率值为２４左右，属于动态回复范围。对应１０００～℃　　　　　　　　１０５０的高应变速率区为变形能力较低的失稳区。该　　　　　　　　　　　　　℃　　热加工图表明，９Ｃｒ耐热钢在ｌ１５Ｏ～１３００、　　　　　　　　　　　　　　　　　　　０．０５～５ｓ热变形能力最高，具有超塑性变形特性。　℃　　　　　　　　在１０００￣１１５０低温锻造时，应变速率控制在０．５ｓ　　—　以下，避免在失稳区出现裂纹，这与文献［９１０］中描　琶．　宣　詈　三　　　　　　　　　ｌ０００１０５０ｌｌ００ｌｌ５０ｌ２００ｌ２５０ｌ３００℃　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ／　　　　　图２不同应变下９％Ｃｒ耐热钢热加工图　（ａ）Ｏ．２；（ｂ）Ｏ．４；（ｃ）０．６　　　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．２Ｔｈｅｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇｍａｐｓｏｆ９％Ｃｒｈｅａｔｒｅｓｉｓｔａｎｔｓｔｅｅｌａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔｒａｉｎｓ　（ａ）Ｏ．２；（ｂ）０．４；（ｃ）０．６　　　　　述的分布规律一致。　　　　２．３热变形组织演变　　　　　　　　　图３为９％Ｃｒ耐热钢的初始组织，可以看出，晶粒　　　尺寸约１２０￣ｍ，少量的多边形铁素体分布在三叉晶界　　　　　　　处的锻态、等轴组织中。　　　　　　　图３９Ｃｒ耐热钶的初始组织　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．３Ｔｈｅｉｎｉｔｉａｌｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ９％Ｃｒｈｅａｔｒｅｓｉｓｔａｎｔｓｔｅｅ　　　　　　　　　　　　　　在初始组织相同的条件下，热变形组织演变机制　　　　　　　　　　　　与热变形参数有关。图４为不同温度、不同应变速率　　　和不同应变条件下的典型热变形组织。当温度低于℃　　　　　　　　　　　１２００时（见图４（ａ）），稳态变形的组织特征主要是原　　　　奥氏体沿轴线方向被严重压缩的拉长组织，并出现流　　　　　　　　　　　　　动趋势，呈现明显的方向性。表明此时热变形组织演　　变机制是动态回复型，并且随温度的升高和应变速率　　　　　　　　　　　　　　　　　　的降低，动态回复程度逐渐提高。特别是当温度为℃　　　　　　　　　　　　１２００、应变速率为０．Ｏ０５ｓ时（见图４（ｂ）），原始变　　　　　　　　　　　　形组织沿晶粒内部出现锯齿晶界，这是动态再结晶开　　　　　　　　　　　　℃　　　　　　始出现的标志。当温度达到１２８０、应变速率为　　　　０．５ｓ时（见图４（ｃ）），部分动态再结晶发生，细小、等　　　　　　　　“　轴的新晶粒沿原始奥氏体晶界分布，呈现出典型的项　”　　　　　　　　　　　　链状组织特征。原始奥氏体由流线分布的变形晶粒　　　　　　℃　　　　　　转变为等轴晶粒。当温度达到１３００时，完全动态再　　　　　　　　　　　　结晶发生，等轴、均匀的新晶粒完全取代变形晶粒，表　　　　　　　　　明热变形组织演变机制是动态回复伴随着几何动态再　　　结晶型＿１。　　　　℃　　　　　　图４（ｅ），（ｆ）是温度为１３００、不同应变条件下的　　　　　　　　　　　　　热变形组织。应变为０．２时动态回复得较好，部分几　　　　　　　　　　　何动态再结晶发生；应变为０．６时，几乎完全动态再结　　　　　　　　　　　晶。从图４（ｄ）与４（ｅ）可以看出，应变速率越大，晶粒　　　　　　　　　　　　越细，较低的应变速率容易在高温条件下引起晶粒长　　　　　℃　　　　　　　　　　　　大。此外，该钢在１３００高温下热变形时未发生过　　热、过烧现象。与文献［１２］中超临界转子报道的热变　　　　　　　　　　　　　　　形组织不同，可能是含Ｃｒ量以及合金元素的种类导　　　　　　　　　　　　　　致。可见，热变形温度和应变速率对演变机制的影响　　　　　　明显大于应变的影响。　　９Ｃｒ钢的原始晶界在动态回复过程中演变为锯　　　　　　　　　　　　　齿形或波浪状，且波浪状晶界的凹凸形状和大小接近　　　　　　　　　　　　　　于亚晶；最终使波浪状的原始晶界凹凸尺寸接近于晶　　　粒的厚度，发生钉扎作用，导致细小等轴晶粒的产生，　　　　　　　　　　　　　　　其尺寸与亚晶的尺寸相当，这种高温变形的再结晶方　２２　　　材料工程／２０１０年１２期　　　　　　图４不同温度下９ｃｒ耐热钢的典型热变形组织℃　　℃　　℃　　（ａ）ｌ】０Ｏ，０．５ｓ～，０．７；（ｂ）１２００，０．Ｏ０５ｓ～，０．７；（ｃ）１２８０。０．５ｓ一１，０．７；℃　—℃　—℃　　（ｄ）１３００，０．５ｓｌ，０．７；（ｅ）１３００，１Ｓｌ，０．７；（ｆ）１３００，１Ｓ一１。０．２　　　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．４Ｔｙｐｉｃａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ９％Ｃｒｈｅａｔｒｅｓｉｓｔａｎｔｓｔｅｅｌａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ℃　℃　℃　　（ａ）１１００，０．５ｓ－。，０．７；（ｂ）１２００，０．００５ｓ一１，０．７；（ｃ）１２８０，０．５ｓ一１，０．７；℃　　　℃　℃　　（ｄ）１３００，０．５ｓ，０．７；（ｅ）１３００，ｌｓ＿。，０．７；（ｆ）１３００，１Ｓ一１，０．２　　　　　　　　　　　式称为几何动态再结晶。这种组织演变机制已在锆合　　　　　　金和铝合金得到了证实¨　　　　　　　】。由于Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等合金　　　　　　　　　　　　　　　　元素的加入，使得９Ｃｒ钢在热变形过程中容易发生　　　　　　　　　攀移和交滑移，动态回复速率较快，达不到动态再结晶　　　　　　　　　　　所需的能量，动态再结晶行为推迟，锯齿形晶界的出现　　　　　　　　　　　是应力软化和新晶粒产生的标志。应力的软化过程是　　　　　　　　　　动态回复过程中形成由小角度晶界向大角度晶界逐步　　　　　　　　　　　　　　　　　　演变为微晶的过程，说明热变形主要受扩散所控制。　　　　　　　　　这与具有较低层错能奥氏体钢的连续动态再结晶过程　　　　　　　　　　　不同，对于奥氏体钢而言，其动态再结晶过程发生的临　　　　　　　　　　界应变值略低于峰值应变值；当变形达到稳态时，动态　　　　　　　　　　　再结晶基本结束，相应的组织为完全动态再结晶组织。　　　　　　　　　　　　　　　　　　采用提高热变形温度和增大应变速率的改进新　　　　　　　　℃　　　　　　　工艺，突破了传统始锻温度１２００左右的局限，形变　　　　　　　　　　　　　　　　　奥氏体由于动态回复伴随几何动态再结晶的充分进　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　行而使晶粒得到细化，这种细化效果在多火次锻造　　　　　　　　　　　　　　　变形中更为显著。在随后的冷却过程中相变形成马　　　　氏体，再加上马氏体本身的细化作用，使其在回火过　　　　　　　　　　　　　　　　　　　程中表现出很高的抗回火软化性，且有利于微细沉　　　　　淀相的析出。　　　　２．４透射电镜观察　　　　　　　　　　℃　　　图５为９％Ｃｒ耐热钢在变形温度１２８０和应变　　　　　　　　　　　　　　　　速率１ｓ条件下的透射电镜照片。可以看出，热变形　　　　　　　　　　　　　　　组织中含有大量的马氏体板条，马氏体区和一些分布　　　　　　　　　　　　　　　　　在马氏体内，马氏体板条间及原始奥氏体晶界上的碳　　　　　　　　　　　　　　　化物。大量、高密度的位错有规律地分布在马氏体板　　　　　　　　　　　　　条内部，变形带间的过渡晶界增大了晶粒间取向差，起　　　　　　　　　　　　到类似于原始晶界的作用。这是几何动态再结晶细化　　　　　　　　　　　晶粒的特征，不同于奥氏体不锈钢、镁合金等连续动态　　　　　　　　　再结晶中的高密度位错重排成亚晶界¨　　　１。。　　　　　图５变形温度１２８０＂Ｃ和应变速率１ｓＩ１的　　　９Ｃｒ耐热钢透射电镜照片　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．５ＴＥＭｉｍａｇｅｏｆ９Ｃｒｈｅａｔｒｅｓｉｓｔａｎｔ　　℃　　　　　ｓｔｅｅｌａｔ１２８０ａｎｄｓｔｒａｉｎｒａｔｅ１Ｓ一１　　　９Ｃｒ耐热钢的高温热变形机制及组织演变　２３　　　　３结论　　　　　　　　　　　（１）热压缩时，９Ｃｒ耐热钢流变应力受温度和应　　　℃　　　　变速率影响显著。当温度１０００时，除应变速率为　　　　　　５ｓ时外，应力一应变曲线都表现为明显的加工硬化　　　℃　　　　　　　　　　　　　型。但超过ｌＯＯＯ，曲线表现出流动应力软化行为。　　℃　　　　　　　　　　　　特别是１３００时，应力峰形状较尖，当应变增加到约　　　　　　　　　　０．０５左右时，应力达到最大值，然后趋于稳态。　　　　　　℃　　　　　（２）热加工图表明：１１５０～１３００高温锻造、应变　　　　　　　　　　　　　　　　速率控制在０．０５～５ｓ之间，功率耗散值较高，热成　　　　　　　　　　　　　　形性好。结合金相组织，可知能够获得均匀细小的锻　　　　　　态组织，未发生过热、过烧现象。　　　　　　℃　　　　　　　（３）当热变形温度小于１２００时，动态回复速率　　　　　　　　　　较快，达不到动态再结晶所需的能量，热变形组织为动　　　　　℃　　　　　态回复型。当温度在１２００～１３００时，表现为以变形　　　　　　　　　　　　　拉长，具有锯齿形晶界的原始晶粒内部布满细小均匀　　　　　　　　　　　　　　的新晶粒为特征的晶粒细化方式，热变形组织发生动　　　　　　态回复伴随几何动态再结晶。　［１］　Ｅ２３　［３］　［４］　［５］　　　　参考文献　　　　　　ＶＡＩＬＬＡＮＴＪＣ，ＶＡＮＤＥＮＢＥＲＧＨＥＢ，ＨＡＨＮＢ，ｅｔａ１．Ｔ／　　　　　　—　　Ｐ２３，２４，９ｌ１ａｎｄ９２：ｎｅｗｇｒａｄｅｓｆｏｒａｄｖａｎｃｅｄｃｏａｌｆｉｒｅｄｐｏｗｅｒ—　　　　　—　ｐｌａｎｔｓｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｅｘｐｅｒｉｅｎｃｅ［Ｊ］．ＰｒｅｓｓｕｒｅＶｅｓｓｅｌｓａｎｄＰｉｐ—　—　　ｉｎｇ，２００８，８５（１２）：３８４６．　　　　　　　　　ＡＨＭＥＤＳＨＩＢＬＩ．ＦＲＥＤＳＴＡＲＲ．Ｓｏｍｅａｓｐｅｃｔｓｏｆｐｌａｎｔａｎｄｒｅ　　　　　　　　　　　ｓｅａｒｃｈｅｘｐｅｒｉｅｎｃｅｉｎｔｈｅｕｓｅｏｆｎｅｗｈｉｇｈｓｔｒｅｎｇｔｈｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｓｔｅｅｌ　　　——　Ｐ９１［Ｊ］．ＰｒｅｓｓｕｒｅＶｅｓｓｅｌｓａｎｄＰｉｐｉｎｇ，２００７，８４（１２）：ｌ１４　１２２．　　　　　　ＶＹＲＯＳＴＫＯＶＡＡ，ＨＯＭＯＬＯＶＡＶ，ＰＥＣＨＡＪ，ｅｔａ１．Ｐｈａｓｅ　　　　　　　　—　ｅｖｏｌｕｔｉｏｎｉｎＰ９２ａｎｄＥｇｌ１ｗｅｌｄｍｅｔａｌｓｄｕｒｉｎｇａｇｅｉｎｇ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉ　　　　　—　—　　ａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００８，４８０（１２）：２８９２９８．　　　　　—　ＤＩＭＭＬＥＲＧ，ＷＥＩＮＥＲＴＰ，ＫＯＺＥＳＣＨＮＩＫＥ，ｅｔａＩ．Ｑｕａｎｔｉｆｉ　　　　　　　　　　　　　ｃａｔｉｏｎｏｆｔｈｅＬａｖｅｓｐｈａｓｅｉｎａｄｖａｎｃｅｄ９－１２Ｃｒｓｔｅｅｌｓｕｓｉｎｇａ　　　　　ｓｔａｎｄａｒｄＳＥＭ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ，２００３，５１（５）：—　　３４１３５２．　　　　　　　　　ＫＬＵＥＨＲＬ。ＮＥＬＳ０ＮＡＴ．Ｆｅｒｒｉｔｉｃ／ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｓｔｅｅｌｓｆｏｒ—　　　　　ｎｅｘｔｇｅｎｅｒａｔｉｏｎｒｅａｃｔｏｒｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＮｕｃｌｅａｒＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００７，—　—　　３７１（１３）：３７５２．　　　　　　　［６］ＭＣＱＵＥＥＮＨＪ．Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａ１１ｉｚａｔｉｏｎ口］．　　　　　　　　—　　ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００４，３８７３８９（１５）：—　　２０３２０８．　　　　　　—　　　　ｒ７］ＢＡＲＲＡＢＥＳＳＲ，ＫＡＳＳＮＥＲＭＥ，ＰＥＲＥＺＰＲＡＤＯＭＴ，ｅｔａ１．　　　　—　　　ＧｅｏｍｅｔｒｉｃｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａＩｌｉｚａｔｉｏｎｉｎｎｚｉｒｃｏｎｉｕｍａｔｅｌｅｖａｔｅｄ　　—　　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅＦｏｒｕｍ，２００４，４６７４７０：　　ｌ１４５一ｌ１５０．　　　　　　　　—　［８］ＫＡＳＳＮＥＲＭＥ，ＢＡＲＲＡＢＥＳＳＲ．Ｎｅｗｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｓｉｎｇｅｏ　　　　　　—　ｍｅｔｒｉｃｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉ　　—　—　　ｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００５，４１０４ｌ１（２５）：１５２１５５．　　　　　　　［９］曹金荣，刘正东，程世长，等．Ｔ１２２耐热钢热变形加工图及热成形　—　性［Ｊ］．北京科技大学学报，２００７，２９（１２）：１２０４１２０７．　　　　　　　　　　［１ｏ］ＴＡＮＳＰ，ＷＡＮＧＺＨ，ＣＨＥＮＧＳＣ，ｅｔａ１．Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇｍａｐｓ　　　　　　　—　—　ａｎｄｈｏｔｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙｏｆｓｕｐｅｒ３０４Ｈａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｈｅａｔ－ｒｅｓｉｓｔａｎｔｓｔａｉｎ－　　　　　　ｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００９，—　—　　５１７（１２）：３１２３１５．　［１１］　［１２３　［ｉ３］　［１４３　　　　　—　ＺＥＭＡＮＡ，ＤＥＢＡＲＢＥＲＩＳＬ，ＫＯＣＬＫＪ，ｅｔａ１．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃ　　　　　—　　　　ｔｕｒａｌａｎａｌｙｓｉｓｏｆｃａｎｄｉｄａｔｅｓｔｅｅｌｓｐｒｅｓｅｌｅｃｔｅｄｆｏｒｎｅｗａｄｖａｎｃｅｄ　　　　　ｒｅａｃｔｏｒｓｙｓｔｅｍｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＮｕｃｌｅａｒＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００７，３６２—　—　　（２３）：２５９２６７．　　　　　　　　　　　ＷＡＮＧＢＺ，ＦＵＷＴ，ＬＶＺＱ，ｅｔａ１．Ｓｔｕｄｙｏｎｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　　　　　——　　　ｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ１２Ｃｒｕｌｔｒａｓｕｐｅｒｃｒｉｔｉｃａｌｒｏｔｏｒｓｔｅｅｌｌ，Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　　　　—　—　　ＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００８，４８７（１２）：１０８１１３．　　　　　　　　　—　ＡＢＥＦ，ＴＡＮＥＩＫＥＭ，ＳＡＷＡＤＡＫ．Ａｌｌｏｙｄｅｓｉｇｎｏｆｃｒｅｅｐｒｅ　　　　　　　—　　ｓｉｓｔａｎｔ９Ｃｒｓｔｅｅｌｕｓｉｎｇａｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎｏｆｎａｎｏｓｉｚｅｄｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅｓ　　　——　ＦＪ］．ＰｒｅｓｓｕｒｅＶｅｓｓｅｌｓａｎｄＰｉｐｉｎｇ，２００７，８４（１２）：３１２．　　　　　　‘　　　ＭＣＱＵＥＥＮＨＪ，ＫＡＳＳＮＥＲＭＥ．Ｃｏｍｍｅｎｔｓｏｎａｍｏｄｅｌｏｆ　　’　　　　ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉ０ｎｐｒｏｐｏｓｅｄｆｏｒａｌｕｍｉｎｕｍ　—　［Ｊ］．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００４，５１（５）：４６１４６５．　　　基金项目：山西省攻关项目资助（２０Ｏ９ｏ３２２ＯＯ７）　　——　　——　收稿日期：２０１００１２５；修订日期：２０１００７１５　　　　　　　　　作者简介：孙述利（１９７５一），女，博士研究生，讲师，主要从事材料热加　　　　　　　　　　　　　　　　工过程组织的控制，联系地址：太原科技大学材料科学与工程学院——　　（０３００２４），Ｅｍａｉｌ：ｓｕｎｓｈｕｌｉ＠１６３．ｃｏｒｎ　　　　　　　　　　　　　　　　　∈　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　米米米米米米米米米米米米米米米米米｛Ｉ米米米米来米米米米米米栗米来米米米米豢米米米米米米米米米米米米米米　　　《失效分析与预防》征稿简则　　　《失效分析与预防》主要刊登有关材料损伤、组织与性能演化、断口分析技术、痕迹分析技术、摩擦磨损失效与　机制、环境损伤与失效、电子元器件失效、可靠性评估、寿命预测、安全评价、故障再现与仿真、失效预防与控制技　　　术、无损检测技术、典型工程失效案例分析等方面的稿件。　　　　主要栏目有基础研究、综述、案例分析与预防、专题讲座、学术动态等。　　　　　稿件要求立论严谨，数据充分、可靠，标题醒目，层次清楚，言简意明。稿件篇幅，一般不超过５０００字。来稿　　　　　　　　　　　为ＷＯＲＤ格式的电子文本１份（软盘、光盘或电子邮件）。　　　　邮寄地址：北京市８１信箱４分箱《失效分析与预防》编辑部（１Ｏ００９５）