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先波伏
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1 1Cr11Co6MoVNbBN 抗蠕变马氏体不锈钢 (S/SAV) 的性能和显微组织结构的研究付俊岩, 宋成懿等, 钢铁研究院,1979 年一前言 12%Cr 型马氏体不锈钢和奥氏体不锈钢相比, 具有较高的屈服强度低膨胀高导热高减振性以及价格便宜制造容易等一系列优点, 长期以来, 在中高温 (500~600 ) 系统中获得了广泛应用, 特别是在蒸汽或燃气轮机中被用于制造涡轮盘和叶片等重要部件但由于普通低碳 12%Cr 马氏体不锈钢除 Cr 之外, 不含其它合金元素, 在高温回火时, 其析出转变过程为 :Fe 3 C Cr 7 C 3 Cr 23 C 6, 导致钢的迅速软化, 要找到高强度和韧性满意配合的回火条件是不可能的, 而且其高温蠕变强度还难以抵得上调质处理的低合金钢 [1][2] 因而, 使用受到了限制喷气式飞机发动机的出现, 对航空发动机用钢的高温蠕变强度提出了更高的要求为改善航空发动机高压压气机和透平机盘及叶片材料的蠕变极限和屈服强度, 于五十年代之后, 在普通 12Cr 马氏体不锈钢的基础上, 国外陆续研制了一批改型的 12%Cr 马氏体抗蠕变不锈钢 [3][4] ( 如英国的 FV448 和 FV535 等 ) 一般来说, 为提高 12%Cr 型马氏体不锈钢的热强性, 通过往在回火过程中在晶内析出的 MX M2X 型析出物中导入原子半径尺寸大的强碳氮化物形成元素 ( 如 Mo V Nb 等 ), 以使析出物的晶格常数比基体晶格常数相对增大, 来提高析出物和基体的共格应变, 达到沉淀硬化和提高回火软化抗力的目的 [5][6][7] 国外许多学者曾就 12%Cr 型马氏体不锈钢和耐热钢的性能和显微组织进行过研究 [3]~[8], 但大多数工作是针对耐热钢, 以研究长时持久破断强度为主进行的而对用于航空发动机, 只要求短时 (100 小时, 产生 0.15% 蠕变残余延伸 ) 蠕变极限的 12%Cr 型抗蠕变马氏体不锈钢的研究, 却很少有过报导而且, 关于 12%Cr 型马氏体钢中的主要析出强化相的类型特征析出行为等看法并不完全一致 1Cr11Co6MoVNbBN 钢是我国仿英国斯贝发动机钢 S/SAV(FV535) 而试制的 12%Cr 型抗蠕变马氏体不锈钢, 用于制造马氏体不锈钢相比, 在 500~600,100 小时工作条件下有最高的蠕变强度本文根据 1Cr11Co6MoVNbBN 钢技术条件的要求, 以 550,33 2kg/mm2,100 小时蠕变性能为主, 就热处理对性能影响及基显微组织结构进行了研究二试料和试验方法 1

2 试验用钢系抚顺钢厂采用真空感应 + 电渣 + 真空自耗重熔的三联工艺冶炼, 铸成 Φ 360mm 圆锭, 经 1170 加热锻造开坯后, 热轧成 Φ20mm 棒材钢的化学成份如表 1 所示表 1 试料化学成份分析结果(Wt%) 炉号 C Si Mn S P Ni Cr Co Mo V Nb B N 8H 为研究热处理制度对性能的影响, 试料经不同热处理后, 进行室温拉伸冲击硬度和 kg/mm2,100 小时蠕变试验为研究回火过程碳化物析出转变规律, 对经 , 淬火处理之后, 又 400~ ,100 小时回火处理的试样, 用电解法萃取粉末, 做 X 射线衍射分析 ; 并将热处理状态和蠕变试验后试样制成金属薄膜, 用 EM400 和 JSEM200 透射电镱进行显微组织观察和电子衍射分析供透射电镜观察的金属薄膜, 用线切割机在经过处理后的试样上, 切取 0.1 毫米厚薄片, 手工研磨减薄后再应用双喷射电解抛光仪减薄至 0.1μ 左右电解液为 :10% 高氯酸酒精溶液, 温度 :<0, 电压 :80~90 伏三试验结果与讨论 3.1 热处理制度对性能的影响淬火温度的影响不同淬火温度 (1100~1220 ) 对室温力学和 550 蠕变性能的影响示于图 1 和图 2 由图 1~2 可见, 随淬火温度升高, 钢的室温强度 (σb σa 2) 和抗蠕变性能随之增高, 而延性和韧性 (αk) 降低这是由于合金元素在钢中的溶解随淬火温度升高而增加, 因而固溶强化和沉淀硬化作用相应增强的缘故一般来说,12%Cr 型马氏体热强钢的回复过程和抑制位错滑移和攀移运动的细小析出相的种类析出速度析出量聚集程度有着相互依存的关系因此, 淬火温度的不同所产生的合金元素固溶度的差别, 对钢的屈服度和蠕变强度有很大影响 [6] 金相观察表明, 原始奥氏体晶粒度, 随淬火温度升高而增大, 故也造成延性和韧性随淬火温度升高而降低要保证获得良好的综合机械性能, 淬火温度的选择是很重要的温度要足够高, 以使合金碳化物充分溶解, 又要防止晶粒过于粗大和出现 δ 铁素体鉴于本钢中含有较多的强碳化物形成元素, 特别是 Nb 的碳化物在高温下是难以溶解的因此, 本钢的淬火温度的选择 2

3 高于其它 12%Cr 型马氏体不锈钢和耐热钢根据上述试验结果, 认为选择淬火温度 1170 是适宜的 σ b σ 0.2 kg/mm 2 φ/ % δ α k kg-m/cm σ b σ 0.2 φ δ α k 淬火温度 / 图 1 淬火温度对室温力学性能的影响蠕变残余延伸量% 淬火温度 / 图 2 淬火温度对蠕变性能的影响 ( 回火处理 : h AC 蠕变试验条件 :550,33.2kg/mm 2,100 小时 ) 回火处理制度对性能的影响不同回火温度和回火次数对性能的影响示于图 3 和图 4 由图 3~4 可看出, 当采用相同温度做 2 次回火处理时, 随回火温度 (570~680 ) 的 3

4 升高, 室温强度 (σ b σ 0.2 ) 逐渐降低而蠕变残余延伸量在 600~620 回火时最小, 即蠕变强度提高了根据后面电解萃取粉末 X 射线衍射和薄膜透射电镜观察及电子衍射分析, 可认为 600~620 回火时抗蠕变性能的提高和继晶内析出 M2X 相之后, 在原奥氏体晶界和马氏体板条边界相继析出 M23C6 有关 130 σ b 120 σ b σ b σ 0.2 kg/mm σ 0.2 σ 0.2 φ/ % φ φ δ/ % δ 淬火温度 / 第二次回火温度 / 两次回火温度 / ( 第一次回火 :620 2h,AC) α k 图 3 回火温度对室温力学性能的影响 δ α k kg-m/cm 2 蠕变残余延伸量 / % 蠕变残余延伸量 / % 两次回火温度 / 第二次回火温度 / ( 第一次回火温度 :620 2h,AC) 图 4 回火处理对蠕变性能的影响由图 3~4 还可看出,620 二次回火和一次回火处理相比蠕变强度得到明显改善这是由于第一次回火时, 合金碳化物的析出而提高了未转变完全的残余奥氏体的 Ms 点, 当冷却到室温时, 可将这部分残余奥氏体转变成马氏体当在第 2 次回火时, 新的马氏体得到回火, 同时, 板条马氏体边界又为合金元素的顺利扩散和形成均匀弥散的碳化物提供了可利条 4

5 件 [9] 因此, 可认为 2 次回火处理, 可保证获得转变完全的马氏体, 碳化物析出更充分和均匀弥散, 从而可提高钢的组织稳定性和蠕变强度综合上述试验结果, 可认为对 1Cr11Co6MoVNbBN 钢来说, 采用 600~650 二次回火处理, 其机械性能均可满足技术条件 (MSRR6519 和 MSRR6521) 的要求, 而以 h 二次回火处理, 综合机械性能最好 3.2 回火抗力钢径 OQ 淬火处理, 在 200~800 2h AC 回火后的硬度变化如图 5 所示由图 5 可见, 在 400 以后回火时, 由于合金元素的扩散, 开始析出第 2 相碳化物产生沉淀硬化, 而到 500 达到最大沉淀硬化效果, 硬度值最高随回火温度升高, 逐渐发生过时效, 回火硬度降低, 到 760 (AC1 点 ) 降到最低值 450 H B 回火温度 / 图 5 回火抗力曲线 H B 3.3 等温时效硬度钢径最终热处理之后 ( OQ, hAC) 后, 在进行 1~100 小时等温时效处理, 其硬度变化如图 6 所示 400 H B 小时图 6 等温时效硬度曲线小时

6 由图 6 可见, 本钢在 550~600,100 小时内有良好的组织稳定性特别是在 550, 100 小时的组织稳定性最好, 等温时效硬度恒定不变 3-4 电解萃取粉末 X 射线衍射分析对不同热处理状态的试样, 电解萃取粉末进行 X 射线衍射分析, 钢中第 2 相鉴定结果列于表 2 表 2 第二相鉴定结果热处理状态鉴定的析出物热处理状态鉴定的析出物 ,OQ Nb(CN) h AC Nb(CN) M 2 X * ,OQ h AC Nb(CN) M 2 X * M23C h AC Nb(CN) M 2 X * h,AC Nb(CN) h AC Nb(CN) M 2 X * h,AC Nb(CN) h AC Nb(CN) M 2 X * h,AC Nb(CN) M 2 X * h AC Nb(CN) M 2 X * M23C h,AC Nb(CN) M 2 X * h AC Nb(CN) M 2 X * M23C h,AC Nb(CN) M 2 X * h AC Nb(CN) M 2 X * M23C h,AC Nb(CN) M 2 X * h AC Nb(CN) M 2 X * M23C h,AC Nb(CN) M 2 X * h AC Nb(CN) M 2 X * M23C h,AC Nb(CN) M 2 X * h AC Nb(CN) M 2 X * M23C6 * [ 注 ]M 2 X 相系根据薄膜透射电镜电子衍射分析鉴定在电解萃取粉末过程中发现, h 之后回火的试样中, 有不同于 Nb(CN) 和 M23C6 相的细小弥散相, 其成份中有 Cr Mo V Nb 等微量合金元素, 并随回火温度升高和时间延长, 数量增多但由于粒度太小 (<50Å), 电解萃取过程易发生胶溶, 难以萃取足够数量的粉未, 用 X 射线衍射不能做出结果经后面透射电镜电子衍射分析, 鉴定为 M2X 碳氮化物试验结果表明, 碳氮化铌 Nb(CN)( 晶格常数 α=4.44å) 是钢中一次碳氮化物, 存在于各热处理状态之中, 未发现有 Nb 的二次析出物在 600 2h 回火开始析出 M23C6( 晶格常数 α=10.64å), 并随回火温度升高和时间延长, 数量增多在回火过程中未发现 M7C3 和钒单独碳化物 V4C3 在二次回火状态下的第二相主要是 M2X M23C6 相和一次 Nb(C N) 3-5 最终热处理状态 ( OQ, hAC) 下的显微组织 : 应用薄膜透射电镜对钢在最终热处理状态下板条马氏体一般形态精细亚结构和第二相析出行为进行了观察和结构分析 6

7 3.5-1 马氏体的形态和亚结构图 7-a 的基体板条马氏体电子衍衬象表明, 本钢基体组织为位错型板条马氏体在光学显微镜中可看到在每个原奥氏体晶粒中, 存在着取向不同的若干束, 每一束中的马氏体板条是近乎平行排列的, 板条边界清晰可辨经测定, 板条宽度为 0.1~0.4μ 左右应用选区电子衍射技术, 测定了相邻平行板条马氏体之间的取向关系, 结果表明大部分相邻的马氏体板条是以小角晶界分开的如图 11-c d 电子衍射谱及其指标化图所示, 它由二个晶带轴 (001) 轴相互旋转 10 角左右除这种小角晶界之外, 还观察到有互为孪晶相关的板条马氏体这表明钢中的 Cr 和 Co 降低钢基体堆垛层错能, 故马氏体 {112} 在孪晶界面能是较低的马氏体束是由长度近似的板条马氏体并行排列组成因此, 人们常把板条看做束的精细结构或亚结构图 7-b c 是本钢基体位错组态典型的透射电镜电子衍衬象体心立方金属在 <111> 型方向取向的纯细位错自由能最低因此, 其中位错线常以这种孤立的 <111> 型方向取向的直而长的螺位错的形式存在 [10] 由图 7-b c, 可看到板条内位错密度很高 ( 约 1011~1012 厘米 -2), 大部分区域形成三维空间的位错缠结的网络 ( 图 7-b), 而部分区域可看到有存在结合段落 ( 结点 ) 的位错网格结构 ( 图 7-c) 从选区电子衍射谱极其指标化图 ( 图 7-b e) 可看到, 在 (011)α 膜面上两组 <111> 方向取向的位错线形成的位错网络结构的组态这二种位错线之所以形成网络, 是由于它们可按下列能量有利的位错反应形成结点 a/2(111)+-(111) a(100) 这种存在结合段落 ( 结点 ) 的位错网络组态可使位错线稳定 (10), 因而有利于保证获得高密度的位错众所周知, 位错的密度及其结构的形式决定着钢的强度和韧性, 而位错结构的稳定性又决定着钢的抗再结晶的能力 (20) 因此, 可认为板条马氏体高密度的位错缠结的组态是构成马氏体基体强韧性的原因之一, 同时又为第二相形核析出提供了有利的条件电镜观察还发现在板条内存在少量的相变孪晶图 8 是这种相变孪晶的电子衍衬象的明场暗场, 衍射谱及其指标化图这种相变孪晶对钢的强度也有一定的贡献, 因为孪晶可减少体心立方晶体的滑移数目, 阻止滑移变形, 提高钢抵抗塑性变形的能力还发现在孪晶内 {112} 孪生面上有 M23C6 的析出因此, 沿 {112} 孪晶面将易于发生解理断裂, 有损钢的韧性 7

8 图 7 1Cr11Co6MoVNbBN 钢板条马氏体基体形态及位错组态的电子衍衬象和衍射谱 ( 试样, 经 OQ, hAC 热处理 ) 8

Nb 等 ) 之后, 可改变上述析出转变模式有人认为 [4] [5] [7] [8], 虽然在较低的回火温度下, 仍可形成 M3C 渗碳体, 但在高于 400~450 以上回火时, 由于 Mo V Nb 等元素形成较稳定的中间相 M2X, 使 M2X 相优先于 M7C3 在晶内析出, 并使 M2X 相在一个很宽温度范围获得组织稳定性, 推迟了 M2X M23C6 的转变过程但由于 M2X

9 图 8 板条马氏体内孪晶的电子衍衬象及选区电子衍射谱第二相及其析出行为 12%Cr 型马氏体钢大都是以淬火一回火处理, 产生二次硬化状态下使用的因此, 关于 12%Cr 型马氏体钢在回火过程中析出的第二相曾进行过许多研究 [2]~[8] [15] [16] 已知普通低碳 12%Cr 马氏体不锈钢在高温回火时, 其碳化物析出转变过程为 :ε -Fe3C (Cr Fe)7C3 (Cr Fe)23C6 但钢中加入强碳氮化物形成元素(Mo V Nb 等 ) 之后, 可改变上述析出转变模式有人认为 [4] [5] [7] [8], 虽然在较低的回火温度下, 仍可形成 M3C 渗碳体, 但在高于 400~450 以上回火时, 由于 Mo V Nb 等元素形成较稳定的中间相 M2X, 使 M2X 相优先于 M7C3 在晶内析出, 并使 M2X 相在一个很宽温度范围获得组织稳定性, 推迟了 M2X M23C6 的转变过程但由于 M2X 相尺寸很小, 在其未长大到 0.1μ 之前是很难鉴别的用电解法萃取粉末过程中易发生胶溶, 难以萃取足够数量的粉末, 用 X 射线衍射方法不能得到满意结果因此, 关于在 12%Cr 型马氏体钢中有否 M2X 相的说法, 不是一致的本文应用薄膜透射电镜对最终热处理状态下钢中的第二相进行鉴定, 并观察了其在钢中的析出行为结果表明, 除一次碳氮化铌 Nb(CN) 之外, 第二相主要是 M2X 和 M23C6, 以及微量的渗碳体 M3C 图 9 和图 10 是二组晶内细小析出相的电子衍衬象图 9-c d 和图 10-c d 的电子衍射分析结果表明, 这种细小的析出相是具有 Cr2N 型六角密排结构的 M2X 相, 可用 (Cr Mo V Nb Fe)2(CN) 形式表示之 [6] [11]~[13] M2X 粒度细小, 约 20~250Å 除在晶界析出之外, 主要是在晶内析出并有二种析出形态, 一种是在高密度位错网络区域, 沿们错线呈网状析出 ; 一种是沿一定的结晶学取向呈串珠状析出由于 M2X 相六角密排结 9

10 构的特点, 其内部可溶解大量的合金元素 [5] [8] [11] [14] 当钢中加入 Mo V Nb 等元素之后, 将溶入到 M2X 相之中由于原子体积的差别 ( 原子体积 Fe=7.1cm3/mol, Mo=9.4cm3/mol,V=8.35cm3/mol,Nb=10.8cm3/mol), 不仅可增大 M2X 晶格常数, 也增大了与之相共格的 α-fe 基体的晶格常数 ( 经 X 射线衍射分析测定, 本钢的基本晶格常数为 Å, 比普通 2-Fe 晶格常数增大 Å), 从而提高了与基体的共格应变, 产生附加的二次硬化效应此外, 这些强碳氮化物形成元素 Mo V Nb 又使 M2X 相在一个很宽温度范围获得组织稳定性, 减缓了 M2X M23C6 的转变过程, 可提高钢的高温回火抗力和蠕变强度从电镜观察可看到, 细小的 M2X 相主要是在晶内沿位错线形核析出的 ( 见图 9a b) 根据蔡其巩等人提出的在体心立方马氏体中位错层错区, 由于存在六角密排点阵结构, 有利于六角密排相形核沉淀, 在能量上是有利有从位错理论来考虑, 细小的第二相沉淀硬化要比固溶强化对提高钢的蠕变强度更有效因为溶质原子在位错周围形成气团 ( 科垂尔效应 ) 只能阻止位错滑移, 不能阻止位错攀移, 而细小第二相质点沉淀于位错, 却能锁固高温蠕变过程的攀移运动, 保持高密度的位错亚结构, 从而可阻止钢在高温下的塑性变形可有效地提高钢的蠕变强度板条马氏体中高密度的位错亚结构, 为第二相形核析出提供了有利的位置有人认为 [17] [18], 钢中的钴虽不形成碳化物, 但由于钴可降低基体的堆垛层错能, 而提高了基体的位错密度而且, 钴在高温回火过程中还可阻止位错亚结构的回复, 使钢在较高温度下仍保持着高密度的位错亚结构综上所述, 可认为板条马氏体内高密度位错及其良好的位错结构和细小的 M2X 相沿位错线形核沉淀, 使钢获得了较高的强化效果电镜观察不看到,M23C6 主要是沿原奥氏体晶界和马氏体板条边界处析出, 其粒度约 6000~1000Å 图 11 是一组在马氏体板条边界析出的 M23C6 的透射电镜电了衍衬象衍射谱及其指标化图由图 11-d 指标化图可知, 其衍射谱是由基体的 2 个 (001)α 晶带和 M23C6 的 (011)M23C6 晶迭加而成应用极图做立体解析, 可确定 M23C6 和基体的取向关系符合 N-W 关系,(001)α//(011)M23C6,(001)α (011)M23C6 M23C6 碳化物是 12%Cr 型马氏体钢中稳定的碳化物相但在本实验条件下, 由于其主要是晶界析出, 对宝温度没什么贡献, 但在高温蠕变过程中, 可阻止晶界变形, 有利于提高钢的抗蠕变性能 10

11 图 9 沿位错线析出细小的 M 2 X 相电子衍衬相及其选区电子衍射谱, 指标化图图 10 沿一定结晶学取向析出的细小 M 2 X 相的电子衍衬象及衍射谱 11

图 11 在马氏体板条边界析出 M 23 C 6 的电子衍衬象和电子衍射谱 3 蠕变试验后的显微组织钢经 1170 30 OQ,620 +640 2h AC 热处理后, 在 550 33 2kg/mm2 100

1297% 金属在高温应力下的蠕变过程整个表现为一个硬化过程和软化过程互相对立和彼此消长的过程, 即由于形变造成加工硬化 ( 位错运动的增殖和受阻 ) 及高温下回复而软化 ( 位错交滑移攀移以及异号位错的对消 ) 的过程

蠕变强度随之相应降低图 12,a b c d 是本钢蠕变试样薄膜射电镜的电子衍衬象电镜观察表明, 本钢经蠕变试验之后, 其显微组织处于蠕变回复刚要开始的初期阶段, 未发现晶粒的存在

12 图 11 在马氏体板条边界析出 M 23 C 6 的电子衍衬象和电子衍射谱 3 蠕变试验后的显微组织钢经 OQ, h AC 热处理后, 在 kg/mm2 100 小时蠕变试验时, 其蠕变残余延伸量为 % 金属在高温应力下的蠕变过程整个表现为一个硬化过程和软化过程互相对立和彼此消长的过程, 即由于形变造成加工硬化 ( 位错运动的增殖和受阻 ) 及高温下回复而软化 ( 位错交滑移攀移以及异号位错的对消 ) 的过程根据 [2] [4] [6] 的工作表明, 应力可促进蠕变回复过程蠕变回复的全过程为 : 形成位错胞结构形成亚晶粒 ( 多边形化 ) 亚晶界的迁移亚晶粒的长大随着蠕变回复过程的发展, 钢将迅速发生软化, 蠕变强度随之相应降低图 12,a b c d 是本钢蠕变试样薄膜射电镜的电子衍衬象电镜观察表明, 本钢经蠕变试验之后, 其显微组织处于蠕变回复刚要开始的初期阶段, 未发现晶粒的存在大部分板条马氏体仍保持热处理状态下的特征 ( 图 12-a), 部分板条边界模糊不清或失去原状, 并发现位错胞 ( 图 12-b) 这种位错胞结构的胞内位错密度较低, 而胞壁处位错密度很高未发现第二相碳化物明显的聚集长大板条马氏体仍保持高密度的位错结构, 但在高温应力作用下, 位错发生运动, 在大部分区域形成了具有结点的位错网络结构 ( 图 12-c d) 梅克林 [19] 认为, 滑移可在几个方向上进行, 图 13 所示实线代表滑动到纸面上的们错, 虚 12

13 线代表运动出纸面的位错, 在第二相粒子之间可以相交而形成结点, 结果使弥散第二相粒子被这些位错乱网由于乱网中位错密度很高, 造成强烈的应变硬化, 同时第二相粒子又钉扎位错, 阻碍位错的滑移和攀移, 因此得以保持这种硬化状态不发生回复而这是提高钢蠕变强度的重要原因因为一般加工硬化是容易得到的, 但要保持到高温不发生回复则是不易的图 kg/mm 2,100 小时蠕变试验后的显微组织的电子衍衬象图 13 被弥散相质点钉扎的位错网 ( 示意图 ) 蠕变变形的另一个重要特点, 是有晶界变形, 即晶粒和晶粒沿晶界的滑动和晶界的迁移当第二相碳化物在晶界不连续析出时, 则可阻止晶界的变形过程因此, 可认为 M23C6 13

14 在原奥氏体晶界和马氏体板条界上不连续析出, 是进一步提高本钢蠕变强度的另一个重要原因四结论实验研究了热处理对性能的影响, 显微组织特征及其和蠕变性能的关系结果表明 : 1 采用 OQ 淬火 h AC 二次回火处理可获得良好的综合机械性能二次回火处理和一次回火处理相比, 二次回火处理可提高钢的组织稳定性, 有较高的蠕变强度 2 钢中第二相除一次 Nb(CN) 之处, 主要是 M 2 X 和 M 23 C 6 并有少量的渗碳体 M 3 C 3 根据薄膜透射电镜观察表明, 钢的基体为以小角晶界为主的位错型板条马氏体板条马氏体中位错密度很高, 形成三维空间的位错缠结和存在结合段落的网络结构的位错组态晶内细小的第二相 M 2 X 沿位错线形核析出, 可钉扎位错, 维持基体高密度的位错和良好的位错组态, 有最佳的强化效果 M 23 C 6 在 600 以后回火过程中, 沿原奥氏体晶界和马氏体板条界处, 于 M 2 X 相析出之后相继析出, 可阻止钢在高温下的晶界变形这种组织牲使体钢具有良好的组织稳定性和较高的蠕变强度 4 应用透射电镜对蠕变试验后试样的显微组织观察, 表明本钢在高温工作状态下有良好的组织稳定性参考文献 1 K.J.IRVINE, SPECIAL CARBON, ALLOY AND STAINLESS STEELS 1979 年 2 A HEDE 等 J.I.S.I,1969 年, 207 P H.W.KIRKBY 等, 12 % Cr Steels: CREEP-RESISTING AND HIGH-STRENGHT VARIANTS,Iron and Steel Inst Spec Rep,No.97,1967 年 P362 4 T.MARRION, CREEP-STRENGH IN STEEL AND HIGH-TEMPERATURE 1972 年 P243 5 K.J.IRVINE, J.I.S.I 1960 年 195 P386 6 朴翊铁の钢 1980 年 66 No.1 P82 7 J.Z BRIGGS 等, THE SUPER 12%Cr STEELS 1965 年 8 F.B.PICKERING, PHYSICAL METALLURGY AND THE DESIGN OF STEELS 1978 年 9 G.N AGGEN, ADVANCES IN THE TECHNOLUGY OF STAINLESS STEELS AND 14

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二试验准备

二试验准备控轧低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢的性能和显微组织付俊岩东涛等摘要 : 本文专门讨论了低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢的组织形态及其结构的特征, 并阐明了主要控轧工艺因素对钢的组织和性能的影响关键词 : 针状铁素体, 组织, 性能 1 前言微合金化和控制轧制技术的发展为生产高强度高韧性良好可焊性和成形性的结构钢提供了极其广阔的发展领域七十年代初, 为适应高寒地带大口径石油天然气输送管线工程对材料高强度