加工工艺对中Si 12%Cr低活化铁素体/马氏体钢包壳管材微观组织与力学性能的影响

Effects of process technologies on microstructures and mechanical properties of medium Si 12%Cr reduced activation ferrite/martensite steel cladding tubes

摘要

采用两种不同变形量的成型工艺（（工艺1和工艺2））对低活化铁素体/马氏体（RAFM）钢（Fe-0.21C-11.76Cr-1.41W-0.20V-0.17Ta-0.63Si-0.51Mn-0.015N， 质量分数/%）管材微观组织及力学性能的影响进行研究。结果表明：轧制变形量由44%逐渐增加至66%（工艺1）时，管材的马氏体基体转变为细小的铁素体基体，屈服强度σ_y由302 MPa提高至407 MPa，伸长率El由28.6%减小到25.8%，抗拉强度σ_U基本不变。而工艺2 （变形量53%~57%）中管材的基体组织同样发生马氏体向铁素体的转变，但是由于变形量相对较小，完全再结晶发生延后，σ_y由初始的487 MPa减小到364 MPa，El由23.9%增加到36.3%。两种工艺的管材分别进行44%和66%变形量终轧后进行相同的正、回火处理，成品管材组织均表现为碳化物粒子均匀分布在板条马氏体基体上，室温力学性能相当（σ_y=590~597 MPa，σ_U=810~817 MPa，El=20.7%~22.8%），但工艺2成品管材的高温力学性能（σ_y=357 MPa，σ_U=380 MPa，El=16.3%）略低于工艺1（σ_y=383 MPa，σ_U=446 MPa，El=21.6%）。

Abstract

The effects of two different deformation processes（process 1 and process 2） on the micro-structure and mechanical properties of reduced activation ferrite/martensite （RAFM） steel （Fe-0.21C-11.76Cr-1.41W-0.20V-0.17Ta-0.63Si-0.51Mn-0.015N， mass fraction/%） tubes are studied. The results show that when the rolling deformation of process 1 gradually increases from 44% to 66%， the tubes’ martensitic matrix transforms into fine ferritic matrix， the yield strength（σ_y） increases from 302 MPa to 407 MPa， the elongation（El） decreases from 28.6% to 25.8%， and the tensile strength（σ_U） remains basically unchanged. The matrix microstructure of process 2 （deformation amount 53%-57%） tubes also undergoes the transformation from martensite to ferrite， but due to the relatively small deformation amount， complete recrystallization is delayed， and σ_y decreases from 487 MPa to 364 MPa， and El increases from 23.9% to 36.3%. The tubes of two processes are subjected to the same forward and tempering treatments after final rolling with 44% and 66% deformation respectively. The microstructure of the finished tubes shows that carbide particles are evenly distributed on the matrix of lath martensite， and their mechanical properties at room temperature are equivalent（σ_y=590-597 MPa，σ_U=810-817 MPa，El=20.7%-22.8%）. However， the high-temperature mechanical properties of the finished tubes of process 2 （σ_y=357 MPa，σ_U=380 MPa，El=16.3%） are slightly lower than that of process 1 （σ_y=383 MPa，σ_U=446 MPa，El=21.6%）.

Graphical abstract

关键词

低活化铁素体马氏体钢 / 挤压-冷轧-退火 / 变形量 / 力学性能 / 强化机制

Key words

reduced activation ferritic/martensite steel / extrusion-cold rolling-annealing / deformation / mechanical property / strengthening mechanism

全球对无碳能源需求的增长加速了核电行业的发展。其中，铅冷快中子反应堆（lead-cooled fast reactor，LFR）因其良好的导热性和中子经济性成为第四代核反应堆的主力堆型^［1-4］。由于反应堆结构材料服役环境恶劣，包括高辐照剂量（50~150 dpa）、液态铅/铅铋共晶合金（lead-bismuth eutectic， LBE）腐蚀以及高服役温度（300~ 800 ℃）等，使得Cr含量为9%~12%（质量分数，下同）的铁素体马氏体（ferrite/martensite，F/M）钢候选结构材料的开发成为研究的一个热点^［5-9］。为了兼顾核反应后堆内材料的处理问题，以低活化元素W/V/Ta代替活化元素Mo/Nb/Ti/Cu等降低其感生放射性^［10］，学者们研发出一系列低活化铁素体/马氏体（reduced activation ferrite/martensite，RAFM）钢，如F82H （Fe-0.09C-8Cr-1.96W-0.15V-0.023Ta-0.1Si）^［11-12］、Eurofer97（Fe-0.11C-8.7Cr-1W-0.19V-0.1Ta-0.44Mn-0.004Si）^［13-14］、9Cr2WVTa（Fe-0.1C-8.71Cr-2.17W-0.23V-0.19Si-0.06Ta-0.39Mn）^［15］。由于LBE会对包壳材料产生严重腐蚀，因此，需要提升RAFM钢耐腐蚀性元素含量，尤其是Cr和Si元素。对于Cr元素来说，高Cr含量必然导致材料结构失稳（即高温铁素体形成），需要匹配高C稳定马氏体组织，例如HT9 （Fe-0.2C-12Cr-1Mo-0.5W-0.25V-0.5Ni）钢^［16-18］。但是，Cr和C含量的提升，会促进Cr₂₃C₆粒子的析出以及快速粗化^［19］，导致力学性能恶化。对于Si元素来说，虽然Si会在基体表面形成一层致密的SiO₂氧化膜，并且弥散的SiO₂颗粒可作为Cr₂O₃的形核位点，加快致密的Cr₂O₃氧化膜形成^［20］，提升耐腐蚀性，例如随着T91（Fe-0.1C-9.05Cr-0.88Mo-0.19V-0.08Nb-0.35Ni-0.49Mn-xSi-0.059N）钢中Si元素含量增加，合金在静态LBE环境中腐蚀1000 h后的氧化膜厚度由0.48%Si合金的41 μm减小至1.3%Si的22 μm，并进一步减小至1.95%Si合金的15 μm^［21］，但是，Si含量的增加会促进高温铁素体的形成，降低合金性能。由于RAFM钢的标准热处理工艺为正火以及回火，其目标组织为全马氏体^［22-24］，因此，必须合理选择低活化元素含量及Cr、Si及C元素之间的匹配，才能保证合金形成单一的马氏体基体，并达到基本力学性能以及高耐腐蚀性能的平衡。

除成分设计外，加工工艺对F/M钢的性能也至关重要。研究表明^［25］，热机械处理（thermo-mechanical treatment， TMT）可以显著提高F/M钢的强度。例如，600~1000 ℃下对钢材进行轧制和退火，通过引入高密度位错为纳米级MX碳氮化物析出提供形核位点，使得Fe-0.12C-10.5Cr-1.89W-0.35Mo-0.20V-0.05Nb-0.8Cu-0.06N钢的σ_y由600 MPa显著提升至950 MPa^［25-26］。同样地，将1000 ℃等径角挤压（equal channel angular extrusion， ECAE）样品，进行500 ℃/10 h回火后再进行300 ℃ ECAE处理，形成具有高位错密度的变形马氏体组织，使得T91钢的σ_y显著提高至约1600 MPa，但是均匀伸长率仅为1.5%^［27］。而在生产加工过程中，提高合金强度的同时保证其塑性也同样重要。T91钢经过1000 ℃/15 min正火、空冷至500 ℃后进行3 min回火，使得其σ_y提升至约 1400 MPa，同时均匀伸长率保持在约5.5%^［28］。此外，通过轧制变形量来控制钢材退火后的微观组织可以得到优异的强塑性匹配^［29］。例如，对于轧制态的Fe-0.3C-17.7Mn-1.5Al钢，随着变形量由20%增加至95%，经过600 ℃/1 h退火后，其再结晶分数由40%增加至100%，同时σ_y首先由610 MPa降低至450 MPa，随后又提高至620 MPa，而伸长率则由40%逐渐提高至60%^［30］。因此，对于生产综合性能优异的RAFM钢包壳管材，必须探究其在实际加工过程中不同工艺对管材微观组织与力学性能的影响，以解决加工过程中可能存在的一些问题。

在前期工作中，为使合金获得良好的耐铅铋腐蚀性能的同时而不恶化其力学性能，通过成分设计，研发了一种中Si 12%Cr RAFM钢（Fe-0.21C-11.76Cr-1.41W-0.20V-0.17Ta-0.63Si-0.51Mn-0.015N），在12Cr钢的基础上增加Si含量，同时匹配高C含量获得了单一马氏体基体。研究发现，合金经过1100 ℃/1 h正火以及700 ℃/1 h回火处理后，基体仅析出Cr₂₃C₆和TaC碳化物，并在550 ℃长期时效过程中保持组织稳定^［31］。本工作以设计合金锻棒为研究对象，通过设计不同的挤压比、冷轧变形量以及退火温度、时间等加工工艺参数，对合金包壳管材加工行为进行研究，阐明其在加工过程中组织与性能的演变规律，分析最终成品管材组织区别与强度差异，以期为包壳管材加工工艺的优化提供理论支撑，进一步加快该种合金在包壳管材方面的应用。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

实验合金（Fe-0.21C-11.76Cr-1.41W-0.20V-0.17Ta-0.63Si-0.51Mn-0.015N）初始铸锭直径为490 mm，在1150 ℃热锻成Φ179 mm圆棒。随后，对锻棒样品进行热挤压、冷轧以及退火，并在第5道冷轧后进行正、回火处理，最终制成Φ9 mm×0.6 mm的成品管材。每次热处理后均进行水淬处理。设计两种工艺进行对比研究，其中，工艺1（P1）的均匀化处理条件为1150 ℃/6 h，而工艺2（P2）为1150 ℃/20 h，之后样品均在1150 ℃进行锻造处理。锻造后，工艺1未进行中间退火，而工艺2采用800 ℃/2 h退火并配合砂冷处理。在热挤压阶段，工艺1的挤压比为17.9，工艺2的为15。随后两者均进行退火处理，工艺1退火处理条件为850 ℃/1.5 h，工艺2为850 ℃/2 h。RAFM钢管材工艺参数如表1所示，表中ε为变形量，A为退火参数。

1.2 实验方法

使用Pandat软件进行热力学平衡相图计算。通过双真空熔炼（真空感应+真空电弧）法制备铸锭。在35MN卧式挤压机上进行挤压工艺实验，在LG60、LG40、LG15、LD10等两辊和多辊轧制机上进行轧制工艺实验，使用立式高真空退火炉进行热处理工艺实验。采用IT800-SHL型高分辨扫描电子显微镜（SEM）观察其微观结构并进行电子背散射衍射（EBSD）分析，腐蚀液为1 g C₆H₃N₃O₇+5%HCl+95% C₂H₅OH （体积分数）。在Helios G4 UX型电解双喷仪中制备透射样品，选取的电解液为10%HClO₄+90% C₂H₅OH （体积分数）。采用JEM-2100F FEG透射电子显微镜（TEM）进一步表征微观组织和析出相，同时使用其X射线能谱（EDS）分析功能确定析出相的成分。在配有马弗炉的UTM5504型电子万能试验机上进行室温和高温（550 ℃）拉伸实验。使用Image-J软件统计晶粒尺寸、粒子尺寸和体积分数。

2 结果与分析

2.1 加工工艺对RAFM钢退火管材的影响

图1为Pandat软件计算得到的中Si RAFM钢的热力学平衡相图。可以看出，合金在880~1220 ℃之间可以得到单一的奥氏体组织，水淬后转变为全马氏体组织。M₂₃C₆型碳化物的摩尔分数在810 ℃以下相对较高（4.3%~4.6%），之后随温度的升高迅速回溶，在1000 ℃左右基本完全回溶。而MC型碳化物表现出较强的稳定性，在300~1400 ℃范围内，其摩尔分数维持在0.10%~0.30%之间（见图1中插图）。同时，400 ℃时Laves相的摩尔分数约为1%，随温度的升高逐渐发生回溶，600 ℃后基本为零。此外，没有其他粗化速率更高的碳化物析出，如M₇C₆和M₆C等。

2.1.1 微观组织的影响

图2为两种工艺不同阶段退火态管材的微观组织，其再结晶体积分数、晶粒尺寸、析出相的尺寸和体积分数如表2所示。可以看出，经过挤压、退火后，不同挤压比管坯的基体均表现为板条马氏体结构，同时观察到大量的灰色短棒状粒子和白亮球形粒子均匀分布于马氏体基体上。为了确定析出相的种类，对工艺1的挤压态管坯进行EDS面分布分析，如图3所示。结果表明，合金基体中的两种析出相分别为富Cr、W的短棒状碳化物和富Ta的球形碳化物。经统计，加工过程中两种工艺的短棒状碳化物的尺寸与体积分数分别维持在155~183 nm、4.8%~6.5%（P1）和206~238 nm、6.6%~8.9%（P2），球形碳化物尺寸与体积分数分别维持在94~113 nm、0.2%~0.4%（P1）和114~154 nm、1.0%~1.5%（P2）。对比两种工艺发现，工艺2的析出相体积分数明显高于工艺1。这是因为，工艺2中锻棒砂冷后进行800 ℃/2 h退火，管坯挤压后又进行850 ℃/2 h退火，促使碳化物快速析出，导致工艺2中挤压态管坯的两种析出相体积分数（短棒状为7.8%，球形为1.1%）均高于工艺1（短棒状为6.5%，球形为0.4%），这与热力学平衡相图（图1）结果基本吻合，而同一工艺下各道次轧制变形量对析出相的影响并不显著。

研究发现，挤压、退火后工艺1合金基体中存在少量残余铁素体。这是因为，较大尺寸铸锭的边缘细晶区不利于奥氏体和马氏体的形成，而是以铁素体的形式存在，并且，铸锭均匀化时间较短（1150 ℃/6 h）会导致铁素体残留，挤压后形成长条形铁素体。不同挤压比制备管坯原奥氏体晶粒尺寸相当，为（35±12） μm，马氏体块尺寸分别约为7.8 μm和9.1 μm，850 ℃退火后组织没有明显差异。经过第1道轧制、退火后，两者基体均发生部分再结晶，表现为铁素体和马氏体组成的双相组织。但是，工艺1管材的再结晶体积分数（11%）低于工艺2 （34%），这是因为后者较大的变形量（53%）提供了更高的再结晶驱动力^［32］。第2道轧制、退火后，相同工艺（49%变形量，800 ℃/1 h退火）制备的管材再结晶体积分数基本相同（P1： 73%，P2： 72%），此时板条马氏体组织消失，基体均表现为铁素体组织，晶粒尺寸分别为8.4 μm和12.9 μm。而经过第3道轧制、退火后，大变形量（64%）轧制的工艺1管材，在相对较低温度（760 ℃）下退火后，其再结晶体积分数（90%）仍高于工艺2 （73%），同时，其铁素体晶粒尺寸（9.9 μm）也明显小于工艺2 （16.3 μm），由此进一步说明大变形量轧制可以获得畸变程度更大的变形组织，提供更大的变形储存能^［32］，即便结合较低的退火温度仍可以获得更高的再结晶体积分数和更小的再结晶晶粒尺寸。第4道轧制、退火后，工艺1和工艺2管材的再结晶体积分数分别为95% 和92%，均发生完全再结晶，铁素体晶粒尺寸分别增加至11.9 μm和19.1 μm。

2.1.2 力学性能的影响

图4为两种工艺不同阶段的退火态管材的应力-应变曲线和力学性能对比，具体力学性能数据见表3。工艺1挤压态管坯的室温σ_y为437 MPa，σ_U为688 MPa，El为27.1%。第1道轧制后，马氏体组织被破坏，基体转变为再结晶铁素体和破碎的马氏体，大尺寸铁素体相（26.2 μm）的析出以及板条马氏体被破坏，导致管材σ_y降低至302 MPa，El保持在28.6%。第3道轧制后，σ_y提高至407 MPa，El为25.8%。这是由于大变形量（64%）轧制结合较低温度（760 ℃）退火，使基体中仍存在的很多再结晶晶粒未完全长大，其晶界处存在更高的位错密度（图2），提供较高的基体强度。第4道轧制后，管材σ_y维持在379 MPa，而El保持在28.3%。工艺2挤压态管坯的室温σ_y为534 MPa，σ_U为727 MPa，El为20.4%，第2道轧制后σ_y降低至372 MPa，El保持在25.1%。在之后的轧制过程中σ_y保持在365 MPa左右，El则由挤压态的20.4%逐渐增加至第4道轧制的36.3%。对比两种工艺发现，经第4道轧制后的管材室温强度基本相当，而工艺2的管材塑性更好。工艺2挤压态管坯的室温σ_y 为534 MPa，明显高于工艺1（437 MPa），这是由于工艺2中锻棒和挤压态管坯进行了更长时间的高温退火，促进碳化物析出，其析出相体积分数（8.9%）高于工艺1（6.9%），而工艺1管材基体中存在残余铁素体（图2）。经过第1道轧制后，基体组织均为再结晶铁素体和破碎的马氏体，但工艺2的管材室温σ_y（487 MPa）仍明显高于工艺1（302 MPa）。一方面，工艺2管材在锻造和热挤压阶段进行了更长时间的高温退火，促进了析出相在马氏体基体上的析出，提供了更高的析出强化效果，并且较大的轧制变形量（53%）也使得马氏体组织细化（4.7 μm），小于工艺1 （5.8 μm），具有更高的晶界强化效果；另一方面，工艺2管材的大变形量轧制使得再结晶铁素体晶粒尺寸细化（8.9 μm），避免基体中存在大尺寸铁素体相。

2.2 加工工艺对RAFM钢成品管材的影响

2.2.1 微观组织的影响

图5为两种工艺制备的成品管材微观组织。图5（a），（b）为两种工艺制备的管材经过1100 ℃/0.5 h正火、760 ℃/1 h回火后的微观组织。可以看出，两者基体均为板条马氏体组织，细小碳化物粒子弥散分布在马氏体基体中。为了进一步确定析出相的种类，对两种工艺的成品管材进行TEM表征，如图5（c）所示。TEM-EDS点成分和选区电子衍射结果表明，除在原奥氏体晶界上和马氏体板条界面上分布有面心立方（FCC）结构的短棒状M₂₃C₆型碳化物外，在板条内部析出了同样具有FCC结构的球状MC型碳化物，这与图1中热力学平衡相图的计算结果一致。其中，M₂₃C₆型碳化物为富集Cr、W和C的（Cr，W）₂₃C₆，MC型碳化物为富集Ta、C的TaC。经统计，两种工艺制备的成品管材马氏体板条宽度分别为（410±145） nm（P1）和（336±113） nm （P2），短棒状Cr₂₃C₆粒子尺寸分别为（168±56） nm （P1）和（228±43） nm （P2），球形TaC粒子尺寸分别为（92±11） nm （P1）和（162±58） nm （P2）。此外，虽然工艺1管材经过第4道轧制、退火后的晶粒尺寸（约11.9 μm）明显小于工艺2（约19.1 μm）（图2），但是工艺2管材进行了大变形量（66%）终轧，相比于工艺1（44%）其能够进一步细化晶粒。经过正、回火处理后，两者的原奥氏体晶粒尺寸分别为（32±7） μm （P1）和（24±9） μm （P2）。

2.2.2 力学性能的影响

对两种工艺制备的成品管材进行室温和高温（550 ℃）拉伸实验，如图6所示。两种工艺制备的成品管材室温力学性能相当（σ_y=590~597 MPa，σ_U=810~817 MPa，El=20.7%~22.8%），而工艺1的高温力学性能略优于工艺2 （P1： σ_y=383 MPa，σ_U=446 MPa，El=21.6%；P2： σ_y=357 MPa，σ_U=380 MPa，El=16.3%）。通常，合金的强度差异主要源于其微观组织的不同。在室温下，F/M钢的强度由晶界强化和位错强化主导。而在高温下，晶界弱化和位错回复，工艺1的成品管材由于具有较小的析出相尺寸表现出更高的高温屈服强度。

2.3 成品管材的强化机制

F/M钢的屈服强度可由以下几个微观组织因素决定，如溶质、位错、晶粒/界面边界和第二相颗粒等。因此，合金计算后屈服强度{\sigma }_{\mathrm{s}}可以看作不同组织对强度贡献的总和，如式（1）所示。

{\sigma }_{\mathrm{s}}={\sigma }_{\mathrm{0}}+{\sigma }_{\mathrm{s}\mathrm{s}}+{\sigma }_{\mathrm{m}}+{\sigma }_{\mathrm{p}}（1）

式中：σ₀为晶格摩擦力；σ_ss为固溶强化强度；σ_m为马氏体基体强度；σ_p为析出强化强度。在F/M钢中，α-Fe的晶格摩擦力σ₀通常取50 MPa^［33］。

马氏体基体强度σ_m主要由马氏体的有效晶粒尺寸和位错密度共同决定^［34-35］，马氏体块的尺寸可被视为有效晶粒尺寸，通过Hall-Petch关系^［36］计算晶界强化强度增量，而位错密度可通过Taylor方程^［37］计算位错强化增量。RAFM钢的σ_m如式（2）所示^{［34，36-37］}。

{\sigma }_{\mathrm{m}}={\sigma }_{\mathrm{g}}+{\sigma }_{\mathrm{d}\mathrm{i}\mathrm{s}}=\frac{\mathrm{300}}{\sqrt[]{d_{\mathrm{b}\mathrm{l}}}}+\mathrm{0.25}MG\mathit{b}\sqrt[]{\rho }（2）

d_{\mathrm{b}\mathrm{l}}=\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{6}}{d}_{\mathrm{p}\mathrm{a}\mathrm{c}\mathrm{k}\mathrm{e}\mathrm{t}}=\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{6}}\sqrt[]{\frac{\mathrm{3}\sqrt[]{\mathrm{3}}}{\mathrm{32}}}{D}_{\mathrm{g}}=\mathrm{0.067}{D}_{\mathrm{g}}（3）

\rho =\frac{\mathrm{2}\mathrm{\pi }\mathrm{K}\mathrm{A}{\mathrm{M}}_{\mathrm{a}\mathrm{v}\mathrm{e}}/\mathrm{180}}{\mu \mathit{b}}（4）

式中：{\sigma }_{\mathrm{g}}为晶界强度；{\sigma }_{\mathrm{d}\mathrm{i}\mathrm{s}}为位错强度；d_bl为马氏体块尺寸，与马氏体束尺寸（d_packet）和原奥氏体晶粒尺寸D_g （D_g1=32 μm、D_g2=24 μm）成正比^［34-35］；M=2.73，为泰勒因子^［38］；G为基体的剪切模量，根据实测的弹性模量（E=194 GPa）和泊松比（ν=0.3），计算得G=E/2（1+ν）=75 GPa^［38］； b =\sqrt[]{\mathrm{3}}/2×a_BCC=0.248 nm，为柏氏矢量，a为BCC基体的晶格常数；ρ为板条马氏体中的位错密度；KAM_ave为EBSD区域的平均局部取向差，分别为1.6°（P1）和1.66°（P2）；μ=500 nm，为EBSD数据步长。计算得到工艺1和工艺2的位错密度\rho分别为4.5×10^-4 nm^-2和4.7×10^-4 nm^-2，强度增量分别为σ_m1=σ_g1+σ_dis1=205+216=421 MPa、σ_m2=σ_g2+σ_dis2=237+220=457 MPa。

对于析出强化，由于两种析出相（TaC与Cr₂₃C₆）均为硬质相，与位错的交互作用主要以绕过机制为主，因此其强度增量可以用Ashby-Orowan方程（式（5））表示^［39］：

{\sigma }_{\mathrm{p}}=\left(\mathrm{0.26}G\mathit{b}\frac{f^{\mathrm{1}/\mathrm{2}}}{r_{\mathrm{p}}}\right)\mathrm{l}\mathrm{n}\left(\frac{r_{\mathrm{p}}}{\mathit{b}}\right)（5）

式中：r_p和f分别为析出相粒子的平均半径和体积分数。工艺1制备的成品管材中，r_{\mathrm{C}{\mathrm{r}}_{\mathrm{23}}{\mathrm{C}}_{\mathrm{6}}}=84 nm、f_{\mathrm{C}{\mathrm{r}}_{\mathrm{23}}{\mathrm{C}}_{\mathrm{6}}}=8.9%，r_TaC=46 nm、f_TaC=0.3%，σ_p1=130 MPa；工艺2制备的成品管材中，r_{\mathrm{C}{\mathrm{r}}_{\mathrm{23}}{\mathrm{C}}_{\mathrm{6}}}=114 nm、f_{\mathrm{C}{\mathrm{r}}_{\mathrm{23}}{\mathrm{C}}_{\mathrm{6}}}=5.9%，r_TaC=81 nm、f_TaC=1.3%，σ_p2=102 MPa。

在该合金中，虽然C元素含量为0.21%，但是基体上有大量的Cr₂₃C₆和TaC粒子的析出，而其他合金化元素的固溶强化效果较小，因此其强度增量几乎可以忽略不计。图7为两种工艺制备的成品管材不同强化机制的强度增量，计算获得的屈服强度σ_s1=σ₀+σ_m1+σ_p1=50+421+130=601 MPa、σ_s2=σ₀+σ_m2+σ_p2=50+457+102=609 MPa，与实验值基本吻合。需要注意的是，虽然两者的室温屈服强度相当，但是工艺2的晶界强化强度增量σ_g高于工艺1，析出强化强度增量σ_p低于工艺1，表明大变形量终轧更有易于得到细小的基体组织。而在加工初期进行更长时间的高温退火，会促进碳化物粗化，导致最终成品管材析出强化效果降低。

3 结论

（1）轧制变形量由44%逐渐增加至66%（工艺1）时，管材的基体组织由马氏体转变为细小的铁素体，屈服强度σ_y由302 MPa提高至407 MPa，伸长率由28.6%减小到25.8%，抗拉强度基本不变。这是由于大变形量轧制提供了更大的再结晶驱动力，使管材提前发生完全再结晶，形成细小的铁素体晶粒。而工艺2 （变形量53%~57%）中管材的基体组织同样发生马氏体向铁素体的转变，但是由于变形量相对较小，完全再结晶发生延后，屈服强度由初始的487 MPa减小到364 MPa，伸长率由23.9%增加到36.3%。

（2）两种工艺的管材分别进行44%和66%变形量终轧后进行相同的正、回火处理，成品管材组织均表现为碳化物粒子均匀分布在板条马氏体基体上，室温力学性能相当（σ_y=590~597 MPa，σ_U=810~817 MPa，El=20.7~22.8%），但工艺2成品管材的高温力学性能（σ_y=357 MPa，σ_U=380 MPa，El=16.3%）略低于工艺1（σ_y=383 MPa，σ_U=446 MPa，El=21.6%）。

（3） 经过相同正、回火处理后，工艺2成品管材晶界强化效果高于工艺1，表明大变形量终轧可以细化原奥氏体晶粒和马氏体组织。而工艺1制备的成品管材具有更高的析出强化效果，表明加工初期进行更长时间的高温退火会使成品管材中析出相的尺寸增加。

参考文献

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基金资助

国家自然科学基金面上项目(52171152)