12Cr3WV低活性F∕M钢的高温热变形行为.pdf

第２ｌ卷第５期２０１３年ｌＯ月材料科学与工艺ＭＡＴＥＲＩＡＬＳＳＣＩＥＮＣＥ＆ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹＶ０１．２１Ｎｏ．５０Ｃｔ．２０１３性Ｆ／Ｍ钢的高温热变形行为肖’翔１，刘国权１２，胡本芙１，万迪１，陈少静１（１．北京科技大学材料科学与工程学院，北京１０００８３；２．北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京１０００８３）摘要：利用Ｇｌｅｅｂｌｅ一１５００热模拟试验机研究了一种１２Ｃｒ３ＷＶ低活性铁素体／马氏体钢在１２２３～１３７３Ｋ，应变速率０．０１～３０ｓ－１条件下应变量为６０％的热压缩变形行为．分析了不同温度和应变速率对实验钢热变形行为的影响，并采用应变硬化速率一应力曲线图较精确地确定了流变曲线中各特征应力应变值．研究结果表明：高温变形时铁素体的存在会抑制奥氏体的动态再结晶；实验钢的热变形激活能和应力指数分别为３４７．０５ｋＪ／ｍｏｌ和４．１１；建立了热变形本构方程，并回归出峰值应力及临界应力与Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ的关系式．关键词：１２Ｃｒ低活性Ｆ／Ｍ钢；热变形行为；双曲线本构方程中图分类号：ＴＬ３４１；ＴＧｌｌｌ．３；ＴＧｌｌ３．１文献标志码：Ａ——文章编号：１００５０２９９（２０１３）０５一（１０５７０８Ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ１２Ｃｒ３ＷＶｒｅｄｕｃｅｄａｃｔｉｖａｔｉｏｎｆｅｒｒｉｔｅ／ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｓｔｅｅｌＸＩＡＯＸｉａｎ９１，ＬＩＵ”Ｇｕｏ．ｑｕａｎｌ，ＨＵ—Ｂｅｎｆｕｌ，ＷＡＮＤｉｌ，ＣＨＥＮＳｈａｏ－ｊｉｎ９１（１．ＳｃｈｏｏｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８３，Ｃｈｉｎａ；２．ＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｆｏｒＡｄｖａｎｃｅｄＭｅｔａｌｓａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓ，ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８３，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ１２Ｃｒ３ＷＶｒｅｄｕｃｅｄａｃｔｉｖａｔｉｏｎｆｅｒｒｉｔｅ／ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｓｔｅｅｌｉｓｃｏｎｄｕｃｔｅｄｏｎａＧｌｅｅｂｌｅ－１５００—ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌｓｉｍｕｌａｔｏｒａｔｔｈｅｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｒａｎｇｅｏｆ１—２２３。１３７３Ｋｗｉｔｈｔｈｅｓｔｒａｉｎｒａｔｅｒａｎｇｅｏｆ０．０１～３０Ｓ叫ａｎｄｔｈｅｈｅｉ．ｇｈｔｒｅｄｕｃｔｉｏｎｏｆ６０％．Ｅｆｆｅｃｔｓｏｆｔｅｍｔ）ｅｒａｔｕｒｅａｎｄｓｔｒａｉｎｒａｔｅｏｎｔｈｅｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒａｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ．Ｔｈｅｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆｓ１卫ｅｓｓａｎｄｓｔｒａｉｎｖａｌｕｅｓｏｆｆｌｏｗｃｕｒｖｅａｒｅａｃｃｕｒａｔｅｌｙｄｅｔｅｒｍｉｎｅｄｂｙｍｅａｎｓｏｆｔｈｅｓｔｒａｉｎｈａｒｄｅｎｉｎｇ—ｒａｔｅｓｔｒｅｓｓｅｕｌ－ｑｅ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｐｒｅｓｅｎｃｅｏｆｆｅｒｒｉｔｅｉｎｍｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄｕｒｉｎｇｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｓｕｐｐｒｅｓｓｅｓｔｈｅｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｅ；ｔｈｅｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｃｔｉｖａｔｉｏｎｅｎｅｒｇｙａｎｄｓｔｒｅｓｓｅｘｐｏｎｅｎｔｏｆｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌａｒｅ３４７．０５Ｕ／ｍｏｌａｎｄ４．１１ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ．Ｔｈｅｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅｅｑｕａｔｉｏｎｓａｒｅｅｓｔａｂｌｉｓｈｅｄ，ａｎｄｔｈｅｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｔｈｅｐｅａｋ／ｃｒｉｔｉｃａｌｓｔｒｅｓｓａｎｄＺｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎｉｓｏｂｔａｉｎｅｄｕｓｉｎｇｒｅｇｒｅｓｓｉｏｎａｎａｌｙｓｉｓ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：１２％Ｃｒｒｅｄｕｃｅｄａｃｔｉｖａｔｉｏｎｆｅｒｒｉｔｅ／ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｓｔｅｅｌ；ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ—ｂｅｈａｖｉｏｒ；ｓｉｎｈＡｒｒｈｅｎｉｕｓｃｏｎｓｔｉｔｕｔｅｅｑｕａｔｉｏｎｓ超ｌ临界水冷堆是目前第四代核能系统国际论坛（ＧＩＦ）推荐的６种最值得研发的第四代核能‘系统概念堆中唯一的水冷堆１｜．先进的９％Ｃｒ低——收稿日期：２０１２０５０３．基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目（２００７ＣＢ２０９８０１）．作者简介：肖翔（１９８６一），女，博士研究生；刘国权（１９５２一），男，教授，博士生导师—通信作者：刘国权，Ｅｍａｉｌ：Ｇ．１ｉｕ＠ｕｓｔｂ．ｅｄｕ．ｃａ．活性铁素体／马氏体（ＲＡＦＭ）钢有高许用应力、高持久强度、高疲劳强度、高热导率、良好的焊接性以及优良的抗肿胀能力（空洞肿胀远远低于—ｃｒＮｉ奥氏体钢），是极具潜力的第四代反应堆候选材料，可用于堆芯包壳管，也可用于代替堆外某些耐蚀性不强的低合金钢旧Ｉ．除机械性能外，腐蚀性能是决定ＲＡＦＭ钢能否适应于超临界水高温及高压极端环境的重要因素旧１．９％Ｃｒ系万方数据材料科学与工艺第２１卷ＲＡＦＭ钢高温性能及抗腐蚀性能较差，其使用上限温度一般低于８２３Ｋ，不能满足第四代核能系≥统使用温度９２３Ｋ的要求．通常，高Ｃｒ钢的腐蚀性能要高于低ｃｒ钢，因此，目前的研究主要集中在高Ｃｒ（９％一１２％Ｃｒ）钢的设计开发土Ｈｊ．借—助于ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ热力学计算软件，在典型的（９％～１２％）Ｃｒ系ＲＡＦＭ钢的成分基础上，采用加入（１１％～１２％）Ｃｒ与（２％～３％）ｗ来提高ＲＡＦＭ钢的腐蚀性能和高温性能，并适当添加耐蚀元素（０．３％～０．５％）Ｓｉ，同时进一步添加强碳化物形成元素Ｖ以提高高温蠕变性能，最终设计并制备了一种Ｖ微合金化的１２％Ｃｒ系ＲＡＦＭ钢¨ｊ．反应堆用包壳管材料制备过程中需要进行热∞轧穿管ｏ，该工艺生产难度较大，热轧时开裂倾向严重．这是由于双相不锈钢在轧制或锻造的温度区间，变形中的铁素体和奥氏体由于晶格结构、固溶元素等不同造成两相强度存在明显差异，且变形时两相的软化机制也不同，使得应力容易在相界集中使裂纹萌生和扩展＂Ｊ．目前，有关普通（９％～１２％）Ｃｒ钢的高温流变曲线和热塑性的研究已有报道旧。１２Ｉ，但关于ＲＡＦＭ双相不锈钢高温变形，尤其是铁素体在高温变形时的软化机制研究并不深入．因此，有必要针对包壳管候选材料１２％Ｃｒ系ＲＡＦＭ钢的热变形行为进行系统研究．本文对１２Ｃｒ３ＷＶ钢在１—２２３１３７３Ｋ及０．０１～３０Ｓ一应变速率压缩变形下的热加工行为进行了—研究，应用ｓｉｎｈＡｒｒｈｅｎｉｕｓ方程计算了该实验钢的形变激活能，并讨论了实验钢中铁素体和奥氏体相在不同变形条件下的软化机制，旨在探索其热变形规律，为该钢种实际生产工艺的制定提供技术支撑及理论指导．１实验实验用１２Ｃｒ３ＷＶ实验钢的化学成分（质量分数）为：Ｆｅ一１１．１９Ｃｒ一０．４６Ｍｎ一０．１３Ｓｉ一０．０５Ｖ一２．７３Ｗ一０．０９７Ｃ一０．０４１Ｎ．热压缩试验在Ｇｌｅｅｂｌｅ一１５００热模拟试验机上进行，试样加工成①８ｍｍ×１２ｍｍ圆柱体热模拟试样．试验温度为１２２３，１２７３，１３２３和ｌ３７３Ｋ，应变速率为０．０１，０．１，１，１０和３０ｓ～．试样以１０∥Ｉｓ加热到１４２３Ｋ保温３ｍｉｎ，再以６．７Ｋ／ｓ降至热变形温度，保温３０Ｓ后按一定的变形温度和应变速率进行变形，变形量为６０％，压缩后快速冷却到室温以固定高温组织．具体的热变形示意图如图１所示．淬火后试样采用Ｖｉｌｅｌｌａｓ试剂侵蚀热变形金相组织，同时采用苦味酸饱和水溶液侵蚀原奥氏体晶界，并使用Ｚｅｉｓｓ金相显微镜观察组织．在恒温恒应变速率的压缩过程中，为减少试样温度的不均匀性及与压头之间的摩擦和粘接，在试样与压头之间放置石墨钽箔进行隔离和润滑．赵赠时问图１热变形制度图２结果及讨论２．１变形温度及应变速率对流变应力曲线及显微组织的影响１２Ｃｒ３ＷＶ钢在不同变形条件下压缩时的真应力应变曲线如图２所示．司山皇ｂ图２１２Ｃｒ３ＷＶ钢不同应变速率（ａ）和温度（ｂ）下流变应力应变曲线由图２可知：在变形的开始阶段，流变应力（盯）均随应变量（占）的增加而迅速增加；超过一定应变量后，流变应力增加趋势减小，出现动态软化特征，最后应力基本不变，出现稳态平台．对比万方数据第５期肖翔，等：１２Ｃｒ３ＷＶ低活性Ｆ／Ｍ钢的高温热变形行为・５９・不同变形温度（丁）及应变速率（奎）下流变应力曲线可知：同一变形温度下，应变速率越高，流变应力越高；同一应变速率下，变形温度越高，流变应力越低．再结晶过程为形核长大过程¨ｏ：高变形温度时，原子热振动加剧，金属间的原子结合力降低，晶界扩散和迁移能力越强，流变应力下降，易发生动态再结晶；较低应变速率下，形变组织有较长时间孕育形核和长大，材料越倾向于发生动态再结晶．如图２（ａ）所示，高应变速率（１０，３０Ｓ一）时，峰值应力不明显，几乎与稳态应力相等，呈回复型曲线；而在低应变速率（０．０１，０．１Ｓ一）下，流变应力曲线呈典型的动态再结晶型．这可能是由于应变速率越高，位错大量增值积累，动态回复和动态再结晶等软化机制难以进行，无法及时抵消加工硬化而导致应力上升．Ｓａｍａｎｔａｒａｙ等¨¨认为９Ｃｒ一１Ｍｏ钢为高层错能材料，主要以动态回复软化机制为主．Ｐ９１钢的真应力应变曲线也表明在应力达到峰值后并没有明显的软化过程¨２｜．图３为不同变形温度和应变速率下热变形组织．如图３（ａ）所示，变形温度为１２７３Ｋ，应变速率Ｏ．０１“ｓ时，Ｖｉｌｅｌｌａｓ试剂侵蚀显示淬火后组织为典型板条马氏体组织形貌，组织均匀．１）Ｉ２７３Ｋ，Ｏ．叭ｓ。１下啦微身Ｉ彭！【ｂ）１２７３Ｋ，Ｏ．０１ｓ１下原奥氏体晶界（ｔ・Ｊ１２７３Ｋ，０．１ｓ。下显微组织ｌｄＪ１２７３Ｋ，３０ｓ。Ｆ显微组织【ｅＪ１３２３Ｋ，０．Ｏｌ‘ｓ卜显傲组织ｌＩＪ１３７３Ｋ，Ｏ．０ｌ“ｓ卜．显微组织图３不同变形温度和应变速率下热变形组织采用苦味酸饱和水溶液对该变形后组织进行原奥氏体晶界侵蚀见图３（ｂ），变形后晶粒呈细小等轴状，发生了完全再结晶．而同一温度１２７３Ｋ下，当应变速率从０．０１Ｓ一增加至０．１‘Ｓ１时，变形组织中有铁素体相产生，如图３（ｃ）箭头所示，铁素体相在压缩变形后沿轧制方向呈条状分布，同时原奥氏体晶粒内部萌生了细小的再结晶晶粒，晶界变得弯曲；而应变速率达到３０ｓ一时，奥氏体晶粒拉长，再结晶程度不明显，见图３（ｄ）．因此，在相同变形温度下，随应变速率的降低，奥氏—体动态再结晶程度更高．图４为ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ热力学软件计算的１２Ｃｒ３ＷＶ钢各平衡相质量分数随温度的变化趋势．由图４可知，实验钢在１２７３～１３７３Ｋ存在全奥氏体相区．而在实际热变形后的显微组织观察分析中：１２７３Ｋ下０．０１ｓ。１变形后淬火组织为全马氏体，且发生了完全再结晶；而应变速率升高至０．１‘ｓ１时，有少量铁素体相产生；在应变速率增大至３０Ｓ。１时，铁素体含量有上升的趋势．因此，应变会诱发奥氏体向铁素体相转变．杨平等ｍ３研究了Ｑ２３５钢的热变形动态再结晶行为，认为应变会促进铁素体相形成，并提高辍求由｛蜓图４１２Ｃｒ３ＷＶ钢各平衡相质量分数随温度变化规律万方数据・６０－材料科学与工艺第２１卷变形量且形成超细的铁素体晶粒．本文研究发现，随铁素体相含量增多，原奥氏体内动态再结晶程度下降，如图３（ｅ）和（ｆ）所示，这可能是由于铁素体相的存在会阻碍奥氏体再结晶．据文献［７］报道，两相组织在高温时力学性能不同，铁素体较软而奥氏体较硬，铁素体变形的应变是奥氏体的３倍，奥氏体相中的位错密度明显高于铁素体相．在变形的初始阶段，大部分应变集中于铁素体相内，使铁素体迅速发生动态回复，抑制载荷转移至奥氏体中；随着应变进一步增加，载荷逐渐通过相界转移到奥氏体中，发生进一步动态软化（奥氏体的动态再结晶），使应力到达峰值后降低．铁素体具有较高的层错能，高温下位错的攀移和交滑移容易发生，通常认为铁素体以动态回复为主而不发生动态再结晶，而奥氏体只有在变‘“形量达到一定程度后才会发生动态再结晶１．图５为实验钢在应变速率０．０１‘Ｓ１时不同温度变形后ＳＥＭ组织．（ｂ）１３２３Ｋ图５应变速率０．０１ｓ。１时不同温度变形后ＳＥＭ组织箭头Ａ所指显示了奥氏体通过应变诱导晶界迁移机制在原奥氏体相界处形成的动态再结晶核心．同时，铁素体在温度为１２７３Ｋ时发生了动态再结晶，如图５（ｂ）箭头Ｂ所示．研究者认为。１５Ｉ：双相钢在高温热变形过程中，铁素体会以不同机制软化，即在低温及高应变速率较大时为动态回复型；在高温及低应变速率下为动态再结晶型．铁素体与奥氏体两相通过不同的软化方式能有效减弱变形时相界处的应力集中．２．２加工硬化率与特征应力应变值Ｐｏｌｉａｋ和Ｊｏｎａｓ【１６］认为，动态再结晶发生需要—满足一定的临界条件．采用ＰＪ法求特征应力应变值时，需要对流变应力曲线进行微分，而实际的流变应力曲线并不是光滑的．因此，在进行微分计算时，先应用ｏｒｉｇｉｎ８．０软件对真应力应变曲线进行七次多项式拟合．拟合后的曲线对真应变求导数，即为加工硬化率（０）．图６为１２７３Ｋ下不同应变速率（０．０１，０．１，１０，３０“ｓ）变形，以及０．０１Ｓ一应变速率下不同温度（１２２３～１３７３Ｋ）变形时，加工硬化率（０）与流变应力（盯）的关系．５０１００１５０２００２５０盯，ＭＰａ６０８０１００１２０１４０（『｜ＭＰａ图６不同应变速率（ａ）及不同变形温度（ｂ）下加工硬化率（０）随应力（盯）变化曲线由图６可以看出，加工硬化曲线随流变应力的变化分为３个阶段（ＯＡ，ＡＢ及ＢＰ），曲线ＯＡ部分加工硬化率下降明显，ＡＢ部分下降趋势变缓，而ＢＰ部分下降趋势又有所增加．Ａ点表示变形组织中开始形成位错缠结的亚结构，导致加工硬化率下降趋势变缓．随变形量升高曲线中出现拐点曰，加工硬化率下降趋势增加，组织开始发生动态再结晶．Ｂ，Ｐ的应力值分别对应临界应力及峰值应力３凸２值．令墨＝ｏ，便可得到拐点Ｂ处的应力值，即临界ｄｏ＂应力盯，曲线中０＝０对应的第一个应力值为峰值应力盯。，第二个零点对应的应力值为稳态应力盯，万方数据第５期肖翔，等：１２Ｃｒ３ＷＶ低活性Ｆ／Ｍ钢的高温热变形行为・６１・饱和应力盯。定义为从动态再结晶ｌ｜每界点Ｂ点外及应变速率下计算得到的特征应力应变值延直线Ｎｏ＝０交点处的流变应力．表１为不同温度表１不同温度与应变速率下的特征应力及应变值分析结果显示，临界应变与峰值应变的经验关系为占。＝０．５４ｓ。，不同于很多研究者采用的经验公式ｓ，＝０．８３ｓ。，因此，不同钢种的动态再结晶应力特征值关系不相同，应分别建立对应的数学模型．如图６（ａ）所示，同一温度１２７３Ｋ变形时，ＡＢ段斜率随应变速率升高而减小，即应变速率提高会降低热变形过程中动态回复程度．应变速率为０．０１ｓ。１时，如图６（ｂ）所示，ＡＢ段斜率随温度升高而减小，即升高温度会降低热变形过程中动态回复程度．图７和图８分别为图６曲线中Ａ，Ｂ和Ｐ点对应的应变量及时间随应变速率的变化规律．由图７可知，随应变速率的升高，峰值应力盯。增大，同时达到相应应变量的变形时间缩短．因此，高应变速率会阻碍亚结构的形成和动态再结晶的发生，同时还会减少变形时间，导致高应变速率条件下动态软化过程不能充分进行．由图８可知，随变形温度的升高，特征应力变化趋势减小，同时达到峰值应力盯。及临界应力以的对应应变量变形时间缩短，而开始形成亚结构时的变形时间则增加，这可能是由于温度升高使得位错移动能力增强，位错缠结形成亚结构的时间相对推迟．因此，高变形温度会延迟亚结构形成而促进低应变速率下材料动态再结晶的发生．图７不同应变速率下流变应力曲线中各特征点对应的真应变（ａ）及时间（ｂ）６５４３２；０００Ｏ００万方数据・６２・材料科学与工艺第２ｌ卷图８不同温度下流变应力曲线中各特征点对应的真应变（ａ）及时间（ｂ）２．３热变形方程与ｚ参数在高温热变形条件下，Ｓｅｌｌａｒｓ和Ｔｅｇａｒｔ等¨７。认为双曲线方程可以很好地拟合温度，应变速率；与流变应力盯的关系为“ｓ＝Ａ［ｓｉｎｈ（Ｏ／Ｏ＂）］ｅｘｐ（一Ｑ／ＲＴ）．（１）式中：尺为气体常数；Ｔ为绝对温度；Ｑ为激活能；ｎ为方程指数．盯通常取峰值应力ｏｒ，ａ取经验数据—‘０．０１２［７＇１８９．为了得到待确定的参数值，将上式两端取对数经恒等变形得—ｌｎ［ｓｉｎｈ（０／０＂）］＿１凡１ｎ；＋蒜一ｎｌｌｎＡ．（２）凡凡＾』ｎ式中，Ａ，／７，，Ｑ为待确定的参数．在恒定温度下，将式（２）两边对ｌｎｂ求偏导，得到一１：［０１ｎ（ｓｉｎｈ（ｃｍ＇））］．（３）凡ＬｄｌｎＳＪｒ同样，在恒定变形速率下，对１／Ｔ求偏导，得到Ｑ＝嘏［警嬲／掣］二．（４）Ｌ∥～ｌ』，Ｊ二将不同温度和应变速率下的峰值应力ｏｒ。代人式（３）和式（４）进行回归分析（如图９所示），可得ｎ＝４．１１，Ｑ＝３４７．０５ｋＪ／ｍｏｌ，Ａ＝１．２９×１０１２．因此，在温度为１２２３～１３７３Ｋ，１２Ｃｒ３ＷＶ实验钢的热变形方程可以表示为“奎２９×１０１２［ｓｉｎｈ（町，）］¨ｌｅｘｐ（一警）．（５）根据表观应力指数／１值的大小可以推测变形机理，本实验钢的表观应力指数ｎ＝４．１１，结合其热变形激活能，说明是以晶内位错滑移和攀移为主要变形机制¨８。．本实验钢的热变形激活能Ｑ＝３４７．０５ｋＪ／ｔｏｏｌ，高于奥氏体（２７０ｋＪ／ｔ００１）和铁素体（２３９…ｋＪ／ｔ００１）的晶格自扩散激活能。２，与３１６奥氏体不锈钢的热变形激活能值相接近。７。，这主要是由于高温变形时实验钢组织为奥氏体相和少量铁素体相．为了综合变形温度和应变速率对动态再结晶的影响，可引入Ｚｅｎｅｒ．Ｈｏｌｌｏｍｏｎ因子（式（６））来修正变形温度和应变速率的影响．因此，温度补偿应变速率因子ｚ可以表示为ｚ＝）ｅｘｐ（嚣）－八ｎ（６）”高应力下取，ｆ（盯）＝Ｂｅ矽，对式（６）两边取对数，得到ｌｎＺ＝ｌｎＢ＋胁。．（７）根据前述计算结果，ｚ参数可以表示为ｚ：汹（警）：１．２９×Ⅲ…１０１２（ｏ．１２６）．４—２Ｏ２４６ｌｌｌｓ７２７４７．６７８８（）８１８４“了１／１０＿４Ｋ一图９热变形峰值应力与应变速率（ａ）和变形温度（ｂ）的关系曲线图ｌｏ为Ｉｎ［ｓｉｎｈ（仪盯。，）］与ｌｎＺ的关系图，可得：Ｉｎ［ｓｉｎｈ（ａ盯。）］＝一６．９＋０．２４１ｎＺ．其中，ｌｎＺ与Ｉｎ［ｓｉｎｈ（ＯＬＯｒ。）］呈线性关系，盯，随着ｚ增加而增大．因此，该双曲线函数关系能很好的反映流变应力与热变形参数的本构关系．当ｚ值越大时，动５Ｏ５Ｏ５Ｏ５２２●●ｎＯ万方数据第５期肖翔，等：１２Ｃｒ３ＷＶ低活性Ｆ／Ｍ钢的高温热变形行为・６３・态再结晶开始的变形量和完成的变形量也越大，需要一个较大的变形量才能发生动态再结晶．２．５２．Ｏ写１．５堇。．ｏ百０．５Ｏ－０．５２８３０３２３４３６３８ｌＩｌｚ图１０—Ｉｎｚｌｎ［ｓｉａｈ（畔Ｊ】曲线图图１１为峰值应力ｏｒ，和临界应力盯。与ｚ参数的关系．由图１１可知，峰值应力Ｏｒ，和临界应力ｏｒ。与ＩｎＺ均存在线性关系．因此，峰值应力盯，和临界应力ｏｒ。可以表示为盯ｐ＝１８．８１ｎｅｏｒ。＋１８．６１ｎ占３００２５０２００山善１５０ｂ１００５０芒窒、ｂ７８５．１４３—＋了一７８５．１４３——■＋；一１—４５３．２，一４５１．９２６２８３０３２３４３６３８ｌｎｚ２８３０３２３４３６３８ｌｎＺ图１１—ｌｎＺＩＱｒ０（ａ）与ｌｎＺ一眼（ｂ）曲线图３结论１）实验钢在１２７３Ｋ，０．０１‘ｓ１变形时组织为全奥氏体相，发生了完全再结晶．应变会诱发奥氏体向铁素体转变，且高温变形时铁素体的存在会抑制奥氏体的动态再结晶．２）采用０一盯曲线图可准确确定流变曲线特征应力应变值．临界应变占。与峰值应变ｓ。的经验关系为８。＝０．５４占。．３）基于峰值应力盯。计算得到１２Ｃｒ３ＷＶ实验钢的热变形激活能Ｑ和应力指数凡分别为３４７．０５ｋＪ／ｔｏｏｌ和４．１１；ｚ参数为Ⅲ商ｅｘｐ（等胁１０１２［ｓｉｎｈ（０．１圳４１１．热变形方程为商．２９×１０１２［ｓｉｎｈ（叮，）］４１１ｅｘｐ（一等）．峰值应力盯。和临界应力吒与ｌｎＺ均存在线性关系，可以表示为旷１８．８ｌｎ毒＋半Ｏｒｅ＿１８．６１曲半参考文献：一４５３．２，一４５１．９．ｕＸＧ，ＹＡＮＱＺ，ＭＡＲ，ｅｔａ１．Ｆｉｒｓｔｒｅｓｕｌｔｓｏｆｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎｏｆ９Ｃｒ一３ＷＶＴｉＴａＮｌｏｗａｃｔｉｖａｔｉｏｎｆｅｒｒｉｔｉｃ／ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｓｔｅｅｌ『Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌ—Ｒｅｓｅａｒｃｈ，２０１０，１７（５）：５７６２．ＫＬＵＥＨＲ．ＮＥＬＳＯＮＡ．Ｆｅｒｒｉｔｉｃ／ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｓｔｅｅｌｓｆｏｒ—ｎｅｘｔｇｅｎｅｒａｔｉｏｎｒｅａｃｔｏｒｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＮｕｃｌｅａｒ—Ｍａｔｅｒｉａｌ，２００７，３７１：３７５２．ＴＡＮＬ，ＲＥＮＸ，ＡＬＬＥＮＴＲ．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｕｒｏｆ——９１２％Ｃｒｆｅｒｒｉｔｉｃ－・ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｓｔｅｅｌｓｉｎｓｕｐｅｒｅｒｉｔｉｃａｌｗａｔｅｒ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ—Ｓｃｉｅｎｃｅ，２０１０，５２（４）：１５２０１５２８．ＫＮＥＺＥＶＩＣＶ，ＢＡＬＵＮＪ，ＳＡＵＴＨＯＦＦＧ，ｅｔａ１．Ｄｅｓｉｇｎｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｅ／ｆｅｒｒｉｔｉｃ—ｈｅａｔｒｅｓｉｓｔａｎｔｓｔｅｅｌｓｆｏｒａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎａｔ６５０。Ｃｗｉｔｈｓｕｐｐｏｒｔｉｎｇｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｍｏｄｅｌｉｎｇ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，—２００８．４７７：３３４３４３．ＸＩＡＯＸ，ＬＩＵＧＱ，ＨｕＢＦ，ｅｔａ１．Ａｃｏｍｐａｒａｔｉｖｅｓｔｕｄｙｏｎ—Ａｒｒｈｅｎｉｕｓｔｙｐｅｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅｅｑｕａｔｉｏｎｓａｎｄａｒｔｉｆｉｃｉａｌｎｅｕｒａｌｎｅｔｗｏｒｋｍｏｄｅｌｔｏｄｅｓｃｒｉｂｅｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ１２Ｃｒ３ＷＶｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＣｏｍｐｕｔａｔｉｏｎａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ—Ｓｃｉｅｎｃｅ，２０１２，６２：２２７２３４．王丽霞，张喜燕，薛祥义，等．锆合金挤压管坯的组织及织构研究［Ｊ］．稀有金属材料与工程，２０１３，—４２（１）：１５３１５７．ＷＡＮＧＬｉ－ｘｉａ，ＺＨＡＮＧ—Ｘｉｙａｎ，ＸＵＥＸｉａｎｇ－ｙｉ，ｅｔａ１．Ｓｔｕｄｙｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｔｅｘｔｕｒｅｏｆｚｉｒｃｏｎｉｕｍａｌｌｏｙｔｕｂｅ［Ｊ］．ＲａｒｅＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，—２０１３，４２（１）：１５３１５７．１Ｊ］Ｊ１ｊ１Ｊ１Ｊ］Ｊ１２３４５６ｎ心口Ｈ瞪∞∞如∞∞∞如３２２１ｌ万方数据・６４・材料科学与工艺第２ｌ卷［７］宋红梅，江来珠，余敏，等．双相不锈钢２２０５的热加工性能研究［Ｊ］．钢铁研究学报，２０１１，２２（２）：—４１４５．ＳＯＮＧＨａｎｇ・ｍｅｉ，ＪＩＡＮＧＬａｉ－ｚｈｕ，ＹＵＭｉｎ，ｅｔａ１．Ｈｏｔｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙｏｆ２２０５ｄｕｐｌｅｘｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌ—Ｒｅｓｅａｒｃｈ，２０１１，２２（２）：４１４５．［８］ＦＡＲＮＯＵＳＨＡＨ，ＭＯＭＥＮＩＡＡ，ＤＥＨＧＨＡＮＩＫ，ｅｔａ１．Ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆ２２０５ｄｕｐｌｅｘｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｂａｓｅｄｏｎｔｈｅｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｐｈａｓｅｓ『Ｊ］．—Ｍａｔｅｒｉａｌｓ＆Ｄｅｓｉｇｎ，２０１０，３１（１）：２２０２２６．［９］孙述利，张敏刚，何文武．９Ｃｒ一２Ｗ耐热合金的热变形行为及织构［Ｊ］．稀有金属材料与工程，２０１０，—３９（１１）：１９９３１９９６．ＳＵＮＳｕ－ｌｉ，ＺＨＡＮＧ—Ｍｉｎｇａｎｇ，ＨＥ—Ｗｅｎｗｕ．Ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒａｎｄｔｅｘｔｕｒｅｏｆ——９Ｃｒ２Ｗｈｅａｔ．．ｒｅｓｉｓｔａｎｔａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＲａｒｅＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄ—Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０１０，３９（１１）：１９９３１９９６．［１０］ＳＡＭＡＮＴＡＲＡＹＤ，ＭＡＮＤＡＬＳ，ＢＨＡＤＵＲＩＡＫ．Ｏｐｔｉｍｉｚａｔｉｏｎｏｆｈｏｔｗｏｒｋｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｓｆｏｒ—ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆｍｏｄｉｆｉｅｄ９Ｃｒ一１Ｍｏ（Ｐ９１ｓｔｅｅｌｅｍｐｌｏｙｉｎｇｄｙｎａｍｉｃｍａｔｅｒｉａｌｓｍｏｄｅｌ［Ｊ］ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２０１１，５２８—５２０４５２１１．［１１］ＳＡＭＡＮＴＡＲＡＹＤ，ＰＨＡＮＩＲＡＪＣ，ＭＡＮＤＡＬＳ，ｅｔａ１．Ｓｔｒａｉｎｄｅｐｅｎｄｅｎｔｒａｔｅｅｑｕａｔｉｏｎｔｏｐｒｅｄｉｃｔｅｌｅｖａｔｅｄｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｆｌｏｗｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｍｏｄｉｆｉｅｄ９Ｃｒ一１Ｍｏ（Ｐ９１）ｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２０１１，—５２８：１０７１１０７７．［１２］ＳＡＭＡＮＴＡＲＡＹＤ，ＭＡＮＤＡＬＳ，ＢＨＡＤＵＲＩＡＫ．Ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅａｎａｌｙｓｉｓｔｏｐｒｅｄｉｃｔ—ｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｉｎｍｏｄｉｆｉｅｄ９Ｃｒ一１Ｍｏ（Ｐ９１）ｓｔｅｅｌ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ—Ｄｅｓｉｇｎ，２０１０，３１（２）：９８１９８４．［１３］杨平，傅云义，崔凤蛾，等．Ｑ２３５碳素钢应变强化相变的基本特点及影响因素［Ｊ］．金属学报，２００１，—３７（６）：５９２６００．ＹＡＮＧＰｉｎｇ，ＦＵ—Ｙｕｎｙｉ，ＣＵＩ—Ｆｅｎｇｅ，ｅｔａ１．ＣｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆｓｔｒａｉｎｅｎｈａｎｃｅｄｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｉｔｓｉｎｆｌｕｅｎｃｉｎｇｆａｃｔｏｒｓｉｎＱ２３５ｐｌａｉｎｉｎｃａｒｂｏｎｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ—ｓｉｎｉｃａ，２００１，３７（６）：５９２６００．［１４］ＢＡＬＡＮＣＩＮ，ＨＯＦＦＭＡＮＮＷＡ，ＪＯＮＡＳＪＪ．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｍｉｃｒｏｓｔｒｎｅｔｕｒｅｏｎｔｈｅｆｌｏｗｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｄｕｐｌｅｘｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌａｔｈｉ【ｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ—Ａ，２０００，３１：１３５３１３６４．［１５］童骏，傅万堂，林刚，等．ＯＯＣｒ２５Ｎｉ７Ｍ０４Ｎ超级双相不锈钢的高温变形行为［Ｊ］．钢铁研究学报，２００７，—１９（１０）：４０４３．ＴＯＮＧＪｕｎ，ＦＵＷＴａｎｇ，ＬＩＮＧａｎｇ，ｅｔａ１．Ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ００Ｃｒ２５Ｎｉ７Ｍ０４Ｎｓｕｐｅｒｄｕｐｌｅｘｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＲｅｓｅａｒｃｈ，—２００７，１９（１０）：４０４３．［１６］ＰＯＬＩＡＫＥＩ，ＪＯＮＡＳＪＪ．Ａ—ｏｎｅｐａｒｍｅｎｔｅｒａｐｐｒｏａｃｈｔｏｄｅｔｅｒｍｉｎｉｎｇｔｈｅｃｒｉｔｉｃａｌｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓｆｏｒｔｈｅｉｎｉｔｉａｔｉｏｎｏｆｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９６，４４—（１）：１２７１３６．［１７］ＪＯＮＡＳＪＪ，ＳＥＬＬＡＲＳＣＭ，ＴＥＧＡＲＴＷＪＭ．Ｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｓｔｒｕｃｔｕｒｅｕｎｄｅｒｈｏｔ．ｗｏｒｋｉｎｇｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ［Ｊ］．ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｖｉｅｗｓ，１９６９，１４（１）：ｌ一２４．［１８］樊丁，周碌，季根顺，等．４０９Ｌ铁素体不锈钢的热变形行为［Ｊ］．兰州理工大学学报，２０１０，３６（１）：１２一１５．ＦＡＮＤｉｎｇ，ＺＨＯＵＬｕ，ＪＩＧｅｎ－ｓｈｕｎ，ｅｔａ１．Ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｆｅｒｒｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ４０９Ｌ『Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＬｆｌｎｚｈｏｕＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１０，３６—（１）：１２１５．［１９］陈雷，王龙妹，杜晓建，等．２２０５双相不锈钢的高温—变形行为［Ｊ］．金属学报，２０１０，４６（１）：５２５６．ＣＨＥＮＬｅｉ，ＷＡＮＧ—Ｌｏｎｇｍｅｉ，ＤＵＸｉａｏ－ｊｉａｎ，ｅｔａ１．Ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ２２０５ｄｕｐｌｅｘｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ—Ｓｉｎｉｃａ，２０１０，４６（１）：５２５６．［２０］ＣＡＢＲＥＲＡＪＭ，ＭＡＲＣＯＡ，ＬＬＡＮＥＳＬ，ｅｔａ１．Ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｄｕｐｌｅｘｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇ—Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００３，１４３１４４：—３２１３２５．（编辑吕雪梅）万方数据