5Cr9Si3钢的高温变形行为及流变应力异常变化机理

工程科学学报，第37卷，第4期：454-460,2015年4月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.4:454-460,April 2015 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2015.04.009:http://journals.ustb.edu.cn 5C9S3钢的高温变形行为及流变应力异常变化机理 吴云胜，彭以超，张麦仓四，郑磊，董建新 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:mczhang(@usth.cdu.cn 摘要通过不同热加工参数下的热压缩试验，研究了新型阀门钢5C9Si3的高温变形行为.5C9Si3钢在850~900℃和 1000~1100℃温度区间内峰值应力分别随温度的升高而减小，而在900~1000℃温度区间内出现峰值应力随温度升高而增大 的异常现象.进一步的微观组织及相结构演化分析表明：5C9S3钢在900~1000℃温度区间内发生了由铁素体向奥氏体的 转变，产生奥氏体相变强化：同时，随着变形温度的提高，碳化物的回溶造成碳元素和铬元素对5C9S3基体固溶强化效果增 强.相变强化和固溶强化是导致5C9Si3在900-1000℃温度区间内流变应力异常变化的主要原因. 关键词耐热钢：高温变形：流变应力：相变：压缩试验 分类号TG142.73 Hot deformation behavior and flow-stress anomaly of 5Cr9Si3 valve steel at elevated temperatures WU Yun-sheng,PENG Yi-chao,ZHANG Mai-cang,ZHENG Lei,DONG Jian-xin School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:mezhang@ustb.edu.cn ABSTRACT The hot deformation behavior of 5Cr9Si3 valve steel was investigated by hot working simulation test at different hot working parameters.When the deformation temperature increases from 850 to 900C or from 1000 to 1100C,the peak stress decrea- ses:but when the deformation temperature increases in the range of 900 to 1000 C,the peak stress rises.Further microstructural and phase transformation analyses show that a transformation from a-ferrite to austenite occurring within the deformation temperature range from 900C to 1000 causes austenite phase transformation strengthening,inducing the increasing of hot deformation resistance.Al- so,with the increasing of deformation temperature,the dissolution of carbides leads to solution strengthening for the matrix.Thus, phase transformation strengthening and solution strengthening at elevated temperatures are the main reason for the abnormal variation of flow stress for 5Cr9Si3 valve steel. KEY WORDS heat-resistant steel:hot deformation;flow stress;phase transitions:compression testing 阀门钢属于耐热钢的重要分支，多用于制造汽油 4C9Si2等传统阀门钢相比，5C9Si3中碳含量升高，具 发动机和内燃机等设备的进气阀和排气阀，是制造发有良好的淬硬性，同时钢中硅元素与铬元素配合使其 动机的关键材料-习.与其他承力结构件相比，阀门抗氧化性和抗腐蚀性能得到提高回.5C9S3钢的性 在服役过程中处于高温高压的工作环境，承受着严重 价比较高，在欧美已经成功应用于发动机进气阀的制 的高温腐蚀以及热循环和热冲击，而且不断与阀门底 造，但国内现阶段对其研究及应用较少6刀 座发生摩擦，因此要求阀门钢必须具有高温稳定性、耐 由于阀门钢大多经锻造及轧制成型，研究其高温 磨性、抗高温氧化性以及抗燃气腐蚀性.本文研 下的变形行为对锻造及轧制工艺设计具有重要意义. 究的5C9Si3是一种新型中碳马氏体阀门钢.与 迄今，对材料高温变形行为的研究报道很多，李淼泉 收稿日期：20140703

工程科学学报，第 37 卷，第 4 期: 454--460，2015 年 4 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 4: 454--460，April 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 04． 009; http: / /journals． ustb． edu． cn 5Cr9Si3 钢的高温变形行为及流变应力异常变化机理 吴云胜，彭以超，张麦仓，郑 磊，董建新 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083  通信作者，E-mail: mczhang@ ustb． edu． cn 摘 要 通过不同热加工参数下的热压缩试验，研究了新型阀门钢 5Cr9Si3 的高温变形行为． 5Cr9Si3 钢在 850 ～ 900 ℃ 和 1000 ～ 1100 ℃温度区间内峰值应力分别随温度的升高而减小，而在900 ～ 1000 ℃温度区间内出现峰值应力随温度升高而增大 的异常现象． 进一步的微观组织及相结构演化分析表明: 5Cr9Si3 钢在 900 ～ 1000 ℃ 温度区间内发生了由铁素体向奥氏体的 转变，产生奥氏体相变强化; 同时，随着变形温度的提高，碳化物的回溶造成碳元素和铬元素对 5Cr9Si3 基体固溶强化效果增 强． 相变强化和固溶强化是导致 5Cr9Si3 在 900 ～ 1000 ℃温度区间内流变应力异常变化的主要原因． 关键词 耐热钢; 高温变形; 流变应力; 相变; 压缩试验 分类号 TG142. 73 Hot deformation behavior and flow-stress anomaly of 5Cr9Si3 valve steel at elevated temperatures WU Yun-sheng，PENG Yi-chao，ZHANG Mai-cang ，ZHENG Lei，DONG Jian-xin School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: mczhang@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The hot deformation behavior of 5Cr9Si3 valve steel was investigated by hot working simulation test at different hot working parameters． When the deformation temperature increases from 850 to 900 ℃ or from 1000 to 1100 ℃，the peak stress decrea￾ses; but when the deformation temperature increases in the range of 900 to 1000 ℃，the peak stress rises． Further microstructural and phase transformation analyses show that a transformation from α-ferrite to austenite occurring within the deformation temperature range from 900 ℃ to 1000 ℃ causes austenite phase transformation strengthening，inducing the increasing of hot deformation resistance． Al￾so，with the increasing of deformation temperature，the dissolution of carbides leads to solution strengthening for the matrix． Thus， phase transformation strengthening and solution strengthening at elevated temperatures are the main reason for the abnormal variation of flow stress for 5Cr9Si3 valve steel． KEY WOＲDS heat-resistant steel; hot deformation; flow stress; phase transitions; compression testing 收稿日期: 2014--07--03 阀门钢属于耐热钢的重要分支，多用于制造汽油 发动机和内燃机等设备的进气阀和排气阀，是制造发 动机的关键材料［1 － 2］． 与其他承力结构件相比，阀门 在服役过程中处于高温高压的工作环境，承受着严重 的高温腐蚀以及热循环和热冲击，而且不断与阀门底 座发生摩擦，因此要求阀门钢必须具有高温稳定性、耐 磨性、抗高温氧化性以及抗燃气腐蚀性［3 － 4］． 本文研 究的 5Cr9Si3 是 一 种 新 型 中 碳 马 氏 体 阀 门 钢． 与 4Cr9Si2 等传统阀门钢相比，5Cr9Si3 中碳含量升高，具 有良好的淬硬性，同时钢中硅元素与铬元素配合使其 抗氧化性和抗腐蚀性能得到提高［5］． 5Cr9Si3 钢的性 价比较高，在欧美已经成功应用于发动机进气阀的制 造，但国内现阶段对其研究及应用较少［6 － 7］． 由于阀门钢大多经锻造及轧制成型，研究其高温 下的变形行为对锻造及轧制工艺设计具有重要意义． 迄今，对材料高温变形行为的研究报道很多，李淼泉

吴云胜等：5C9S3钢的高温变形行为及流变应力异常变化机理 ·455 等阁系统研究了镍基高温合金GH4169的高温变形行 温度的变化图.由图1可知，阀门钢5C9S3表现出异 为，运用模糊神经网络建立了该合金高温变形时的流 常的高温变形特征：相同应变速率下，在850~900℃ 动应力模型：陈雷等四在950~1250℃下以不同的应 范围内随着变形温度的升高，峰值应力逐渐减小，在 变速率对2205双相不锈钢进行Gleeble热压缩变形试 900℃时峰值应力达到极小值：随着变形温度的继续 验，得出2205双相不锈钢的热变形方程：张宝惠等▣ 升高，在900~1000℃范围内峰值应力逐渐增加，在 研究了P91耐热钢的在900~1250℃内的高温变形行 1000℃时峰值应力出现了极大值：当变形温度超过 为，并建立了动态回复和动态再结晶两个阶段的本构 1000℃后，峰值应力随着变形温度的升高又呈现出减 方程.相关文献涉及的合金种类各不相同，但几乎全 小的趋势 部得出了“变形温度升高使合金高温变形时峰值应力 350 显著降低”的结论.本文以5C9S3钢轧制棒材为研究 对象，对其不同热变形参数下的力学行为进行了系统 300 10s -20 研究，发现在特定温度区间出现“高温变形时峰值应 力随变形温度升高而异常升高”的现象.因此，本文结 250 合微观组织分析及相结构分析手段，系统探讨了 200 5C9S3钢高温流变应力异常变化的材料学机理，旨在 为该钢种进一步的轧制工艺优化及组织性能控制提供 150 依据. 850 900 9501000 1050 1100 1实验材料及方法 温度℃ 图1 5C9S3钢在不同热加工参数下峰值应力随温度的变化 实验用材料为经轧制生产的dl8mm×700mm的 趋势 5C9S3棒材，其化学成分如表1所示.采用热膨胀法 Fig.1 Relationships between peak stress and deformation tempera- 测定其临界相变温度：Ac,温度为933℃，Ac3温度为 ture of 5Cr9Si3 valve steel at different hot deformation parameters 1021℃. 图2给出应变速率为5s时不同温度下5C9S3 表15C9Si3钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of 5Cr9Si3 valve steel 钢的真应力一应变曲线.由图可知，不同温度区间出现 C Cr Si Mn Ni Fe 不同类型的真应力一应变曲线：在低温区(850~900 0.419.252.240.280.08 余量 ℃)和高温区(1050~1100℃)真应力-应变曲线呈现 动态回复型特征，应力首先随着应变量的增加而迅速 将5C9Si3原始样品加工成b8mm×12mm的圆 增加，达到峰值后应力开始持续下降，但在低温区流变 柱形试样，在Gleeble--l500热模拟试验机上对其进行 应力的下降速率明显高于高温区；而在中温区(950~ 压缩变形，即在不同变形温度(850、900、950、1000、 1000℃)真应力-应变曲线为加工硬化型，流变应力随 1050和1100℃)下保温5min,分别以1、5、10和20s1 着应变量的增加而持续增加四 的应变速率将试样压缩变形50%，并立即进行淬火处 250 理以保留变形后的高温组织.利用Gleeble-1500热模 -1000℃ 拟试验机记录下变形过程中的各项参数，绘制成真应 950℃ 200 一1050℃ 850℃ 力一应变曲线. 1100℃ 进而，将压缩试样沿压缩轴方向从中间剖开，研磨 150 -900℃ 抛光后，用硫酸铜-盐酸-水溶液(2.5gCuS0,5H,0+ 100 15 mL HCl+35mL去离子水)进行化学浸蚀，在JSM- 6510型扫描电子显微镜下观察其显微组织特征，应用 XA8230电子探针分析仪对其进行定点成分分析，结 合日本理学Ultima IV X射线衍射仪分析不同变形条 0.2 0.4 0.6 0.8 真应变 件下的物相结构 图25C9S3钢的高温流变曲线特征 2结果分析与讨论 Fig.2 Characteristics of the flow curves of 5Cr9Si3 valve steel at el- evated temperatures 2.15Cr9Si3钢的高温流变特性 图1为5C9Si3钢在不同应变速率下峰值应力随 ·般情况下，金属材料的变形抗力随变形温度的

吴云胜等: 5Cr9Si3 钢的高温变形行为及流变应力异常变化机理 等［8］系统研究了镍基高温合金 GH4169 的高温变形行 为，运用模糊神经网络建立了该合金高温变形时的流 动应力模型; 陈雷等［9］在 950 ～ 1250 ℃ 下以不同的应 变速率对 2205 双相不锈钢进行 Gleeble 热压缩变形试 验，得出 2205 双相不锈钢的热变形方程; 张宝惠等［10］ 研究了 P91 耐热钢的在 900 ～ 1250 ℃ 内的高温变形行 为，并建立了动态回复和动态再结晶两个阶段的本构 方程． 相关文献涉及的合金种类各不相同，但几乎全 部得出了“变形温度升高使合金高温变形时峰值应力 显著降低”的结论． 本文以 5Cr9Si3 钢轧制棒材为研究 对象，对其不同热变形参数下的力学行为进行了系统 研究，发现在特定温度区间出现“高温变形时峰值应 力随变形温度升高而异常升高”的现象． 因此，本文结 合微观 组 织 分 析 及 相 结 构 分 析 手 段，系 统 探 讨 了 5Cr9Si3 钢高温流变应力异常变化的材料学机理，旨在 为该钢种进一步的轧制工艺优化及组织性能控制提供 依据． 1 实验材料及方法 实验用材料为经轧制生产的 18 mm × 700 mm 的 5Cr9Si3 棒材，其化学成分如表 1 所示． 采用热膨胀法 测定其临界相变温度: Ac1 温度为 933 ℃，Ac3 温度为 1021 ℃ ． 表 1 5Cr9Si3 钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of 5Cr9Si3 valve steel % C Cr Si Mn Ni Fe 0. 41 9. 25 2. 24 0. 28 0. 08 余量 将 5Cr9Si3 原始样品加工成 8 mm × 12 mm 的圆 柱形试样，在 Gleeble--1500 热模拟试验机上对其进行 压缩 变 形，即 在 不 同 变 形 温 度( 850、900、950、1000、 1050 和 1100 ℃ ) 下保温 5 min，分别以 1、5、10 和 20 s － 1 的应变速率将试样压缩变形 50% ，并立即进行淬火处 理以保留变形后的高温组织． 利用 Gleeble--1500 热模 拟试验机记录下变形过程中的各项参数，绘制成真应 力--应变曲线． 进而，将压缩试样沿压缩轴方向从中间剖开，研磨 抛光后，用硫酸铜--盐酸--水溶液( 2. 5 g CuSO4 ·5H2O + 15 mL HCl + 35 mL 去离子水) 进行化学浸蚀，在 JSM-- 6510 型扫描电子显微镜下观察其显微组织特征，应用 JXA--8230 电子探针分析仪对其进行定点成分分析，结 合日本理学 Ultima IV X 射线衍射仪分析不同变形条 件下的物相结构． 2 结果分析与讨论 2. 1 5Cr9Si3 钢的高温流变特性 图 1 为 5Cr9Si3 钢在不同应变速率下峰值应力随 温度的变化图． 由图 1 可知，阀门钢 5Cr9Si3 表现出异 常的高温变形特征: 相同应变速率下，在 850 ～ 900 ℃ 范围内随着变形温度的升高，峰值应力逐渐减小，在 900 ℃时峰值应力达到极小值; 随着变形温度的继续 升高，在 900 ～ 1000 ℃ 范围内峰值应力逐渐增加，在 1000 ℃时峰值应力出现了极大值; 当变形温度超过 1000 ℃ 后，峰值应力随着变形温度的升高又呈现出减 小的趋势． 图 1 5Cr9Si3 钢在不同热加工参数下峰值应力随温度的变化 趋势 Fig． 1 Ｒelationships between peak stress and deformation tempera￾ture of 5Cr9Si3 valve steel at different hot deformation parameters 图 2 给出应变速率为 5 s － 1时不同温度下 5Cr9Si3 钢的真应力--应变曲线． 由图可知，不同温度区间出现 不同类型的真应力--应变曲线: 在低温区( 850 ～ 900 ℃ ) 和高温区( 1050 ～ 1100 ℃ ) 真应力--应变曲线呈现 动态回复型特征，应力首先随着应变量的增加而迅速 增加，达到峰值后应力开始持续下降，但在低温区流变 应力的下降速率明显高于高温区; 而在中温区( 950 ～ 1000 ℃ ) 真应力--应变曲线为加工硬化型，流变应力随 着应变量的增加而持续增加［11］． 图 2 5Cr9Si3 钢的高温流变曲线特征 Fig． 2 Characteristics of the flow curves of 5Cr9Si3 valve steel at el￾evated temperatures 一般情况下，金属材料的变形抗力随变形温度的 · 554 ·

·456 工程科学学报，第37卷，第4期 升高而降低.这是因为随着变形温度升高，原子的能 减少（图3(c)和(d)),高温区内碳化物已经基本溶解 量逐渐增大，原子进行热振动的振幅也相应增大，位错 消失（图3(e)和(0）. 运动变得更加容易，位错攀移及交滑移易于进行，流变 此外，5C9S3钢的基体组织随变形温度的升高也 应力降低.此外，温度升高更容易发生回复和再结晶 发生显著变化，并呈现以下演变规律：(1)低温区呈现 等软化行为，抵消加工硬化的能力增强，导致流变应力 因压缩而形成的长条状晶粒，如图3(a)和(b)所示 减小.本文中5C9Si3钢在900~1000℃间的流变应 (2)中温区呈现双相组织的特征.由临界转变温度可 力变化出现异常，流变应力随温度呈现复杂的关系，需 知，5C9S3钢从933℃开始发生由铁素体向奥氏体的 要从材料相结构变化的角度进一步分析 转变，因此在950℃下压缩的试样组织中含有C1和 2.25Cr9Si3钢高温变形后的组织特征 C2两相，如图3（℃）所示.C1相衬度较浅，其晶粒呈长 图3为应变速率为5sl时，不同温度下的Gleeble 条状，内部包含许多细小的条带状组织，推测其为由奥 压缩试样的显微组织.可以看出，随变形温度升高， 氏体转变而来的马氏体相：C2相衬度较深，其形貌与 5C9S3钢的组织形貌发生显著变化.低温区组织由 低温区样品组织形貌相近，推测其为还未发生相变的 暗色基体和均匀分布的亮白色颗粒状析出物组成，大 铁素体组织.在1000℃变形水冷后，基体已经几乎全 部分析出物在晶界附近析出，呈断续分布状态（图3 部转变为马氏体相，只有极少数未发生相变的铁素体 (a)和(b)).利用10%HCI+90%CH,0H溶液，对应 镶嵌于马氏体相之中，如图3(d)所示.(3)高温区内 变速率为5s,变形温度为850℃和900℃的试样分 由铁素体向奥氏体的转变已经完成，淬火后基体全部 别进行析出物的电解萃取，并对萃取所得物质进行X 为马氏体相，如图3(e)和()所示. 射线衍射分析.结果表明，两种变形状态下析出物均 2.35C9Si3钢高温流变特性异常变化的材料学机理 为(Cr,Fe),C3(如图4所示，以850℃变形试样的测试 材料的性能与显微组织密切相关，根据上述实验 结果为例).中温区内样品组织中碳化物的数量显著 结果可知，5C9S3钢在温度升高过程中显微组织主要 图35C9Si3钢在不同变形条件下的显微组织.(a)850℃：(b)900℃：(c)950℃：(d)1000℃：()1050℃，(01100℃ Fig.3 Microstructures of5Cr9Si3 valve steel at different deformation temperatures:(a)850℃：(b)900℃：(c)950℃；(d)1000℃：(e)l050 ℃：(01100℃

工程科学学报，第 37 卷，第 4 期 升高而降低． 这是因为随着变形温度升高，原子的能 量逐渐增大，原子进行热振动的振幅也相应增大，位错 运动变得更加容易，位错攀移及交滑移易于进行，流变 应力降低． 此外，温度升高更容易发生回复和再结晶 等软化行为，抵消加工硬化的能力增强，导致流变应力 减小． 本文中 5Cr9Si3 钢在 900 ～ 1000 ℃ 间的流变应 力变化出现异常，流变应力随温度呈现复杂的关系，需 要从材料相结构变化的角度进一步分析． 图 3 5Cr9Si3 钢在不同变形条件下的显微组织． ( a) 850 ℃ ; ( b) 900 ℃ ; ( c) 950 ℃ ; ( d) 1000 ℃ ; ( e) 1050 ℃，( f) 1100 ℃ Fig． 3 Microstructures of 5Cr9Si3 valve steel at different deformation temperatures: ( a) 850 ℃ ; ( b) 900 ℃ ; ( c) 950 ℃ ; ( d) 1000 ℃ ; ( e) 1050 ℃ ; ( f) 1100 ℃ 2. 2 5Cr9Si3 钢高温变形后的组织特征 图 3 为应变速率为 5 s － 1时，不同温度下的 Gleeble 压缩试样的显微组织． 可以看出，随变形温度升高， 5Cr9Si3 钢的组织形貌发生显著变化． 低温区组织由 暗色基体和均匀分布的亮白色颗粒状析出物组成，大 部分析出物在晶界附近析出，呈断续分布状态( 图 3 ( a) 和( b) ) ． 利用 10% HCl + 90% CH3OH 溶液，对应 变速率为 5 s － 1，变形温度为 850 ℃ 和 900 ℃ 的试样分 别进行析出物的电解萃取，并对萃取所得物质进行 X 射线衍射分析． 结果表明，两种变形状态下析出物均 为( Cr，Fe) 7C3 ( 如图4 所示，以850 ℃变形试样的测试 结果为例) ． 中温区内样品组织中碳化物的数量显著 减少( 图 3( c) 和( d) ) ，高温区内碳化物已经基本溶解 消失( 图 3( e) 和( f) ) ． 此外，5Cr9Si3 钢的基体组织随变形温度的升高也 发生显著变化，并呈现以下演变规律: ( 1) 低温区呈现 因压缩而形成的长条状晶粒，如图 3( a) 和( b) 所示． ( 2) 中温区呈现双相组织的特征． 由临界转变温度可 知，5Cr9Si3 钢从 933 ℃开始发生由铁素体向奥氏体的 转变，因此在 950 ℃ 下压缩的试样组织中含有 C1 和 C2 两相，如图 3( c) 所示． C1 相衬度较浅，其晶粒呈长 条状，内部包含许多细小的条带状组织，推测其为由奥 氏体转变而来的马氏体相; C2 相衬度较深，其形貌与 低温区样品组织形貌相近，推测其为还未发生相变的 铁素体组织． 在 1000 ℃变形水冷后，基体已经几乎全 部转变为马氏体相，只有极少数未发生相变的铁素体 镶嵌于马氏体相之中，如图 3( d) 所示． ( 3) 高温区内 由铁素体向奥氏体的转变已经完成，淬火后基体全部 为马氏体相，如图 3( e) 和( f) 所示． 2. 3 5Cr9Si3 钢高温流变特性异常变化的材料学机理 材料的性能与显微组织密切相关，根据上述实验 结果可知，5Cr9Si3 钢在温度升高过程中显微组织主要 · 654 ·

吴云胜等：5C9S3钢的高温变形行为及流变应力异常变化机理 ·457· 100 (421) (Cr.Fe),C 1100℃AM(101) F:CruFe M:CnoFe 80 M110M002)3M200 M112)M(21) 60 (440) 1050℃AM101) 40 (202 (420) M(110M002) M(200 M(112)M211) (402) (403) (603)750, 1000℃ AF(110) M(10I) M(11O 40 50 60 70 80 90 M(002,F200 M(112)M(211 291) tM200 211) 950℃F1I0) 图4变形温度为850℃、应变速率为5s时变形试样析出相的 M(101) X射线衍射谱 M(110)M002F(20 Fig.4 X-ay diffraction pattern of precipitates in 5Cr9Si3 steel after M20M112M21 211 compression deformation at a deformation temperature of 850 C and a 900℃ F(200 strain rate of 5s 发生了基体相变和碳化物溶解.因此，本文将从 211) 5C9S3基体的相变和碳化物的溶解两方面进行论述. 850℃ F200 2.3.1基体相变对5C9Si3钢高温流变特性的影响 由临界相变温度和组织形貌推测5C9Si3阀门钢 F(110A LF211)8 在中温区发生由铁素体向奥氏体的转变.为了分析 434445467636465667 818283 20/ 5C9S3钢基体在不同温度下的基体相变规律，对应变 图55C9S3钢在不同温度下压缩变形后的X射线衍射谱 速率为5s、经不同温度变形的样品进行X射线衍射 Fig.5 X-ray diffraction patterns of as-forged 5Cr9Si3 valve steel at 分析.图5为不同变形条件下的X射线衍射谱 different deformation temperatures 由图5可知，经不同温度变形试样的X射线衍射 图全部存在A、B和C三个衍射峰，但随温度升高各衍 型形变机构的进行.因此，在应变速率相同的情况下 射峰均发生明显的变化.首先，低温区内B峰相对强 变形时，奥氏体的高温变形抗力要比铁素体高2 度最高，A峰次之，C峰强度最小，但进入中高温区后， 由图1可知，1050℃的峰值应力大于相同应变速率下 A峰成为最强峰，而B峰强度急剧降低，1100℃时B 900℃时的峰值应力.这为上述理论提供了直接证据 峰已经成为强度最小的衍射峰.其次，随着温度升高 在850~900℃温度区间内，5C9Si3钢基体为铁 各个衍射峰的半高宽都明显增加，高温区内B和C衍 素体，此时流变应力主要受变形温度影响，随着变形温 射峰实际上已经分解为两个强度较弱的连续宽峰.以 度升高，原子热运动加剧，位错运动阻力减小，动态回 上分析证明，随着温度升高5C9Si3钢发生相变，使得 复等软化行为更容易进行，从而使流变应力随温度升 低温区和高温区的X射线衍射图呈现明显不同的特 高而逐渐降低，也使该温度区间内真应力一应变曲线 点.物相标定结果显示，850~900℃内5C9Si3钢基体 呈现动态回复型特征.在950~1000℃范围内， 物相为体心立方结构的含Cr铁素体Cr1mFeg,950℃ 5C9Si3钢处于铁素体和奥氏体两相区，此时影响流变 开始出现体心四方结构的马氏体Ca.ssFe1.4s,950~ 应力的主要因素为铁素体和奥氏体不同的材料学性质 1000℃内基体含有铁素体和马氏体两种物相，1050~ 和变形特征，奥氏体较难发生动态软化行为并具有更 1100℃温度区间内基体全部为马氏体相. 高的高温强度，随着温度升高奥氏体含量迅速增加，导 根据材料学的基本理论，基体相变对5C9Si3的 致材料整体软化程度降低，高温变形时变形抗力更大， 高温流变特性产生的影响较大·奥氏体和铁素体具有 这造成流变应力在此温度区间内随温度升高而增大， 不同的材料学性质和变形特征：奥氏体是面心立方结 同时也使真应力一应变曲线具有加工硬化型的特征 构而铁素体是体心立方结构：奥氏体的层错能比铁素 1050~1100℃温度范围内，5C9Si3钢处于奥氏体单相 体低，因此奥氏体的扩展位错宽度大于铁素体，热变形 区，对变形抗力起主要作用的是变形温度，随着变形温 时奥氏体难以进行位错的攀移和交滑移，也不容易发 度升高流变应力逐渐降低.与低温区一样，高温区内 生动态回复等软化行为：由于奥氏体晶格中原子密排 真应力一应变曲线也呈现动态回复型特征，但由于奥 度较高，合金元素在奥氏体中的扩散速度要明显低于 氏体较难发生动态回复等软化行为，使得高温区内流 在铁素体中的扩散速度，这有效阻碍高温状态下扩散 变应力随温度上升的下降速率低于低温区

吴云胜等: 5Cr9Si3 钢的高温变形行为及流变应力异常变化机理 图 4 变形温度为 850 ℃、应变速率为 5 s － 1时变形试样析出相的 X 射线衍射谱 Fig． 4 X-ray diffraction pattern of precipitates in 5Cr9Si3 steel after compression deformation at a deformation temperature of 850 ℃ and a strain rate of 5 s － 1 发生了基体相变和碳化物溶解． 因 此，本 文 将 从 5Cr9Si3 基体的相变和碳化物的溶解两方面进行论述． 2. 3. 1 基体相变对 5Cr9Si3 钢高温流变特性的影响 由临界相变温度和组织形貌推测 5Cr9Si3 阀门钢 在中温区发生由铁素体向奥氏体的转变． 为了分析 5Cr9Si3 钢基体在不同温度下的基体相变规律，对应变 速率为 5 s － 1、经不同温度变形的样品进行 X 射线衍射 分析． 图 5 为不同变形条件下的 X 射线衍射谱． 由图 5 可知，经不同温度变形试样的 X 射线衍射 图全部存在 A、B 和 C 三个衍射峰，但随温度升高各衍 射峰均发生明显的变化． 首先，低温区内 B 峰相对强 度最高，A 峰次之，C 峰强度最小，但进入中高温区后， A 峰成为最强峰，而 B 峰强度急剧降低，1100 ℃ 时 B 峰已经成为强度最小的衍射峰． 其次，随着温度升高 各个衍射峰的半高宽都明显增加，高温区内 B 和 C 衍 射峰实际上已经分解为两个强度较弱的连续宽峰． 以 上分析证明，随着温度升高 5Cr9Si3 钢发生相变，使得 低温区和高温区的 X 射线衍射图呈现明显不同的特 点． 物相标定结果显示，850 ～ 900 ℃内 5Cr9Si3 钢基体 物相为体心立方结构的含 Cr 铁素体 Cr1. 07 Fe18. 93，950 ℃ 开始出现体心四方结构的马氏体 C0. 055 Fe1. 945，950 ～ 1000 ℃内基体含有铁素体和马氏体两种物相，1050 ～ 1100 ℃温度区间内基体全部为马氏体相． 根据材料学的基本理论，基体相变对 5Cr9Si3 的 高温流变特性产生的影响较大． 奥氏体和铁素体具有 不同的材料学性质和变形特征: 奥氏体是面心立方结 构而铁素体是体心立方结构; 奥氏体的层错能比铁素 体低，因此奥氏体的扩展位错宽度大于铁素体，热变形 时奥氏体难以进行位错的攀移和交滑移，也不容易发 生动态回复等软化行为; 由于奥氏体晶格中原子密排 度较高，合金元素在奥氏体中的扩散速度要明显低于 在铁素体中的扩散速度，这有效阻碍高温状态下扩散 图 5 5Cr9Si3 钢在不同温度下压缩变形后的 X 射线衍射谱 Fig． 5 X-ray diffraction patterns of as-forged 5Cr9Si3 valve steel at different deformation temperatures 型形变机构的进行． 因此，在应变速率相同的情况下 变形时，奥氏体的高温变形抗力要比铁素体高［12 － 15］． 由图 1 可知，1050 ℃ 的峰值应力大于相同应变速率下 900 ℃时的峰值应力． 这为上述理论提供了直接证据． 在 850 ～ 900 ℃ 温度区间内，5Cr9Si3 钢基体为铁 素体，此时流变应力主要受变形温度影响，随着变形温 度升高，原子热运动加剧，位错运动阻力减小，动态回 复等软化行为更容易进行，从而使流变应力随温度升 高而逐渐降低，也使该温度区间内真应力--应变曲线 呈现 动 态 回 复 型 特 征． 在 950 ～ 1000 ℃ 范 围 内， 5Cr9Si3 钢处于铁素体和奥氏体两相区，此时影响流变 应力的主要因素为铁素体和奥氏体不同的材料学性质 和变形特征，奥氏体较难发生动态软化行为并具有更 高的高温强度，随着温度升高奥氏体含量迅速增加，导 致材料整体软化程度降低，高温变形时变形抗力更大， 这造成流变应力在此温度区间内随温度升高而增大， 同时也使真应力--应变曲线具有加工硬化型的特征． 1050 ～ 1100 ℃温度范围内，5Cr9Si3 钢处于奥氏体单相 区，对变形抗力起主要作用的是变形温度，随着变形温 度升高流变应力逐渐降低． 与低温区一样，高温区内 真应力--应变曲线也呈现动态回复型特征，但由于奥 氏体较难发生动态回复等软化行为，使得高温区内流 变应力随温度上升的下降速率低于低温区． · 754 ·

·458· 工程科学学报，第37卷，第4期 2.3.2碳化物溶解对5C9S3钢高温流变特性的 状态下的奥氏体相和铁素体相.图6为合金基体内 影响 主要溶质元素C和C的质量分数随温度的变化图， 经统计分析，低温区样品组织中碳化物的体积分 图中各数据点的序号对应于图3中相应标号.这里 数保持在15%左右，其平均尺寸大约为0.7um.由 需要说明一点，电子探针对碳元素的分析并不精确， Orowan绕过机制可知，析出碳化物会对位错运动产生 但是其测量结果可以为C元素质量分数的变化趋势 阻碍，从而对材料起到较强的析出强化作用：中温区内 提供可靠的实验依据，因此此次实验主要对碳元素 碳化物快速溶解，1000℃时碳化物体积分数已经降低 进行定性分析. 至5%以下，导致析出强化作用大幅度降低：高温区碳 由图6可知，基体中C和C的质量分数随着温度 化物体积分数已经降低至1%以下，析出强化作用基 升高整体上呈现增高的趋势.以C为例，其增长过程 本消失.可以说，碳化物在基体内的析出强化作用并 可以分为三个阶段：850~950℃内基体中C含量增长 不是导致5C9Si3钢高温流变特性异常的原因. 速度缓慢，变形温度升高了100℃，C的质量分数增加 随着碳化物的溶解，碳化物中C、C等元素都溶解 了0.06%：950~1000℃温度区间内碳化物大量溶解， 于基体中，溶质元素的重新分布也可能会对5C9Si3 使得大量的C固溶于基体内，奥氏体基体中C含量迅 钢的高温流变特性产生影响.因此对应变速率为 速增加，温度升高了50℃，C的质量分数增加了 5s、在不同温度下压缩后的试样进行电子探针定点 0.16%;1050~1100℃温度区间内基体中的C含量趋 分析，探究碳化物溶解过程中元素分布的演变规律. 于不变.同时注意到C2和D2两点对应的铁素体相中 定点分析是在各个试样的易变形区内选取5~6点进 C和Cr含量明显低于同温度下奥氏体中C和Cr含 行成分分析，取点区域示意图如图3所示，其中C1、 量，说明较高温度下奥氏体基体中固溶了更多的C原 D1和C2、D2分别对应950℃和1000℃试样中高温 子和C原子，形成较强的固溶强化作用. 0.90a) 8.2F6) 8.0 0.85 DI 0.80 1 7.8 0.75 7.6 CI 0.70 7.4 店 0.65 2 70 B 0.60 0.55 6.8 a 0.50 6.6 0.45 2 6.4 850 900 9501000 1050 1100 850 900 9501000 10501100 温度℃ 温度℃ 图6基体元素的电子探针定点分析结果.(a)碳：(b)铬 Fig.6 EPMA analysis results of chemical elements in the matrix at different deformation temperatures:(a)carbon;(b)chromium 2.3.35C9Si3钢高温流变应力异常变化的材料学机 宽度.溶质原子的不均匀分布，对位错的交滑移等运 理分析 动产生了显著的阻碍作用，这种阻碍作用在高温下尤 综上所述，我们可得出5C9S3钢高温流变应力 为显著5.此外，为了提高共格程度，在奥氏体和 异常变化的材料学机理，如图7所示 铁素体的相界面上形成与界面垂直的单原子厚的台 900~1000℃内5C9Si3钢处于铁素体和奥氏体 阶，在每个台阶的顶面上都可以通过原子位置的局部 双相区，如图7(a)所示.以下三方面因素使该温度区 调整而生成许多共格区，如图7（©）所示围，这类结构 间内的5C9Si3钢得到显著强化：首先，随温度升高， 的界面难以移动，也对5C9Si3钢产生一定的强化作 具有更高高温强度的奥氏体含量逐渐增多，奥氏体层 用.以上三方面因素使得5C9Si3钢在900~1000℃ 错能低，扩展位错宽度较大，而且奥氏体内各元素的扩 内的流变应力随温度的升高而异常增大. 散系数相对较小，导致高温变形时难以发生位错的攀 在850~900℃和1050~1100℃范围内，5C9Si3 移和交滑移等扩散型形变.其次，碳化物的溶解使更 钢的基体分别处于铁素体和奥氏体单相区，此时影响 多的C和Cr等溶质元素固溶于基体内，C在一定程 流变应力的主要因素为变形温度，随着变形温度的升 度上会提高奥氏体的层错能密度，因此C原子在奥氏 高，位错运动的阻力减小，位错的攀移及交滑移易于进 体扩展位错的层错区内分布较少，形成具有化学交互 行，且更容易发生动态回复等软化行为，使得材料的流 作用的铃木气团，如图7(b)所示，其中d为扩展位错 变应力随温度的升高逐渐降低

工程科学学报，第 37 卷，第 4 期 2. 3. 2 碳 化 物 溶 解 对 5Cr9Si3 钢 高 温 流 变 特 性 的 影响 经统计分析，低温区样品组织中碳化物的体积分 数保持在 15% 左右，其平均尺寸大约为 0. 7 μm． 由 Orowan 绕过机制可知，析出碳化物会对位错运动产生 阻碍，从而对材料起到较强的析出强化作用; 中温区内 碳化物快速溶解，1000 ℃ 时碳化物体积分数已经降低 至 5% 以下，导致析出强化作用大幅度降低; 高温区碳 化物体积分数已经降低至 1% 以下，析出强化作用基 本消失． 可以说，碳化物在基体内的析出强化作用并 不是导致 5Cr9Si3 钢高温流变特性异常的原因． 随着碳化物的溶解，碳化物中 C、Cr 等元素都溶解 于基体中，溶质元素的重新分布也可能会对 5Cr9Si3 钢的高 温 流 变 特 性 产 生 影 响． 因此对应变速率为 5 s － 1、在不同温度下压缩后的试样进行电子探针定点 分析，探究碳化物溶解过程中元素分布的演变规律． 定点分析是在各个试样的易变形区内选取 5 ～ 6 点进 行成分分析，取点区域示意图如图 3 所示，其中 C1、 D1 和 C2、D2 分别对应 950 ℃ 和 1000 ℃ 试样中高温 状态下的奥氏体相和铁素体相． 图 6 为合金基体内 主要溶质元素 C 和 Cr 的质量分数随温度的变化图， 图中各数据点的序号对应于图 3 中相应标号． 这里 需要说明一点，电子探针对碳元素的分析并不精确， 但是其测量结果可以为 C 元素质量分数的变化趋势 提供可靠的实验依据，因此此次实验主要对碳元素 进行定性分析． 由图 6 可知，基体中 C 和 Cr 的质量分数随着温度 升高整体上呈现增高的趋势． 以 C 为例，其增长过程 可以分为三个阶段: 850 ～ 950 ℃ 内基体中 C 含量增长 速度缓慢，变形温度升高了 100 ℃，C 的质量分数增加 了 0. 06% ; 950 ～ 1000 ℃温度区间内碳化物大量溶解， 使得大量的 C 固溶于基体内，奥氏体基体中 C 含量迅 速增 加，温 度 升 高 了 50 ℃，C 的质量分数增加了 0. 16% ; 1050 ～ 1100 ℃温度区间内基体中的 C 含量趋 于不变． 同时注意到 C2 和 D2 两点对应的铁素体相中 C 和 Cr 含量明显低于同温度下奥氏体中 C 和 Cr 含 量，说明较高温度下奥氏体基体中固溶了更多的 C 原 子和 Cr 原子，形成较强的固溶强化作用． 图 6 基体元素的电子探针定点分析结果． ( a) 碳; ( b) 铬 Fig． 6 EPMA analysis results of chemical elements in the matrix at different deformation temperatures: ( a) carbon; ( b) chromium 2. 3. 3 5Cr9Si3 钢高温流变应力异常变化的材料学机 理分析 综上所述，我们可得出 5Cr9Si3 钢高温流变应力 异常变化的材料学机理，如图 7 所示． 900 ～ 1000 ℃ 内 5Cr9Si3 钢处于铁素体和奥氏体 双相区，如图 7( a) 所示． 以下三方面因素使该温度区 间内的 5Cr9Si3 钢得到显著强化: 首先，随温度升高， 具有更高高温强度的奥氏体含量逐渐增多，奥氏体层 错能低，扩展位错宽度较大，而且奥氏体内各元素的扩 散系数相对较小，导致高温变形时难以发生位错的攀 移和交滑移等扩散型形变． 其次，碳化物的溶解使更 多的 C 和 Cr 等溶质元素固溶于基体内，Cr 在一定程 度上会提高奥氏体的层错能密度，因此 Cr 原子在奥氏 体扩展位错的层错区内分布较少，形成具有化学交互 作用的铃木气团，如图 7( b) 所示，其中 d0为扩展位错 宽度． 溶质原子的不均匀分布，对位错的交滑移等运 动产生了显著的阻碍作用，这种阻碍作用在高温下尤 为显著［13，15 － 16］． 此外，为了提高共格程度，在奥氏体和 铁素体的相界面上形成与界面垂直的单原子厚的台 阶，在每个台阶的顶面上都可以通过原子位置的局部 调整而生成许多共格区，如图 7( c) 所示［13］，这类结构 的界面难以移动，也对 5Cr9Si3 钢产生一定的强化作 用． 以上三方面因素使得 5Cr9Si3 钢在 900 ～ 1000 ℃ 内的流变应力随温度的升高而异常增大． 在 850 ～ 900 ℃ 和 1050 ～ 1100 ℃ 范围内，5Cr9Si3 钢的基体分别处于铁素体和奥氏体单相区，此时影响 流变应力的主要因素为变形温度，随着变形温度的升 高，位错运动的阻力减小，位错的攀移及交滑移易于进 行，且更容易发生动态回复等软化行为，使得材料的流 变应力随温度的升高逐渐降低． · 854 ·

吴云胜等：5C9S3钢的高温变形行为及流变应力异常变化机理 ·459· (a) ●●●●●●●●● ●●0。●●●●● ●●●●●●。●● ●溶质原子 ●●。·●●●● ●e●”。。1●●● 肖克莱部分位错 d 共格区 奥氏体 铁素体 (Cr.Fe)C. 图75C9Si3钢高温流变应力异常变化的材料学机理示意图.(a)950℃下5C9S3钢的显微组织示意图：(b)固溶原子偏析产生的铃木气 团：（©）奥氏体和铁素体具有台阶结构的相界面 Fig.7 Schematic material mechanisms for the abnormal variation of the flow stress of 5Cr9Si3 valve steel:(a)schematic morphology of 5Cr9Si3 steel at 950C:(b)Suzuki atmosphere generated by segregation of solute atoms which can hinder crossslip movement;(c)phase interface with a step structure of austenite and ferrite X53Cr22Mn9Ni4N valve steels.Tribol Trans,2011,54 (3):341 3结论 B]Grzesik Z,Smola G,Adamaszek K,et al.High temperature cor- (1)在相同应变速率下，5C9Si3阀门钢热压缩变 rosion of valve steels in combustion gases of petrol containing etha- nol addition.Corros Sci,2013,77(12):369 形的真应力一应变曲线的峰值应力随温度变化呈现以 4] Atapour M,Ashrafizadeh F.Cyclic oxidation behavior of plasma 下规律：850~900℃内随着变形温度升高，峰值应力 nitrided valve steel.Phys Procedia,2012,32(6):853 逐渐减小，在900℃时峰值应力出现极小值：900~ [5] Qin T Y.Development status of property and application for en- 1000℃内峰值应力随温度升高而逐渐增大，在1000℃ gine valve steel.Shanghai Met,2011,33 (2):50 时峰值应力达到极大值：1000~1100℃内随着变形温 (秦添艳.内燃机气阀用钢的发展现状.上海金属，2011,33 (2):50) 度升高，峰值应力逐渐减小. Voorwald H J C,Coisse R C,Cioffi M O H.Fatigue strength of (2)5C9Si3阀门钢的显微组织随温度升高出现 X45CrSi93 stainless steel applied as internal combustion engine 基体相变和碳化物溶解两方面变化.在900℃以下基 valves.Procedia Eng,2011,10(6):1256 体为含铬铁素体单相组织：随着温度升高，开始发生铁 7]Hu Y,Xii M J,Gan C F,et al.Failure analysis of the fracture on 素体向奥氏体的转变，950~1000℃下基体处于铁素体 valve steel X45CrSi93.CISC Technol,2008,51(4)14 和奥氏体双相区：1050℃以上铁素体完全转化为奥氏 (胡瑜，徐茂钧，甘朝福，等.X45CS93气阀钢断裂失效分 析.重钢技术，2008,51(4)：14) 体，水冷后呈现单一的马氏体组织.碳化物随温度升 [8]Li M Q,Yao X Y,Luo J,et al.Study of flow stress model of the 高而逐渐溶解，且在950~1000℃温度范围内碳化物 nickel-based superalloy CH4169 at high temperature deformation 溶解速率较快. Acta Metall Sin,2007,43(9):937 (3)奥氏体相变强化和碳化物溶解导致的固溶强 (李淼泉，姚晓燕，罗皎，等.镍基高温合金GH4169高温变 化是900~1000℃温度区间内流变应力随着温度升高 形流动应力模型研究.金属学报，2007,43(9)：937) 9]Chen L,Wang L M,Du X J,et al.Hot deformation behavior of 而异常增大的主要原因 2205 duplex stainless steel.Acta Metall Sin,2010,46(1):52 (陈雷，王龙妹，杜晓建，等.2205双相不锈钢的高温变形行 参考文献 为.金属学报，2010,46(1)：52) [10]Zhang B H.Cao JR,Xiao G Y,et al.Hot deformation behavior Li M,Sun Y S.Review of forming technique development for en- of P91 heat-resistant steel and related flow stress constitutive gine valves.China Met Form Equip Manuf Technol,2007,42 equations.Steel Pipe,2012,41(1)23 (6):18 (张宝惠，曹金荣，肖功业，等.⑨1耐热钢热变形行为及其 (李明，孙友松.发动机气门成形加工发展综述.锻压装备与 流变应力本构方程.钢管，2012,41(1)：23) 制造技术，2007,42(6)：18) [11]Wang K Q,Liu R D,Han Q H,et al.Study on high-tempera- Jaswin M A,Lal D M,Rajadurai A.Effect of cryogenic treatment ture mechanical properties and thermodynamics of C-Mn-Cr on the microstructure and wear resistance of X45C9Si3 and cold-rolled hot-galvanize dual phase steel.Hot Working Technol

吴云胜等: 5Cr9Si3 钢的高温变形行为及流变应力异常变化机理 图 7 5Cr9Si3 钢高温流变应力异常变化的材料学机理示意图． ( a) 950 ℃下 5Cr9Si3 钢的显微组织示意图; ( b) 固溶原子偏析产生的铃木气 团; ( c) 奥氏体和铁素体具有台阶结构的相界面 Fig． 7 Schematic material mechanisms for the abnormal variation of the flow stress of 5Cr9Si3 valve steel: ( a) schematic morphology of 5Cr9Si3 steel at 950 ℃ ; ( b) Suzuki atmosphere generated by segregation of solute atoms which can hinder cross-slip movement; ( c) phase interface with a step structure of austenite and ferrite 3 结论 ( 1) 在相同应变速率下，5Cr9Si3 阀门钢热压缩变 形的真应力--应变曲线的峰值应力随温度变化呈现以 下规律: 850 ～ 900 ℃ 内随着变形温度升高，峰值应力 逐渐减 小，在 900 ℃ 时 峰 值 应 力 出 现 极 小 值; 900 ～ 1000 ℃内峰值应力随温度升高而逐渐增大，在 1000 ℃ 时峰值应力达到极大值; 1000 ～ 1100 ℃ 内随着变形温 度升高，峰值应力逐渐减小． ( 2) 5Cr9Si3 阀门钢的显微组织随温度升高出现 基体相变和碳化物溶解两方面变化． 在 900 ℃ 以下基 体为含铬铁素体单相组织; 随着温度升高，开始发生铁 素体向奥氏体的转变，950 ～ 1000 ℃下基体处于铁素体 和奥氏体双相区; 1050 ℃ 以上铁素体完全转化为奥氏 体，水冷后呈现单一的马氏体组织． 碳化物随温度升 高而逐渐溶解，且在 950 ～ 1000 ℃ 温度范围内碳化物 溶解速率较快． ( 3) 奥氏体相变强化和碳化物溶解导致的固溶强 化是 900 ～ 1000 ℃ 温度区间内流变应力随着温度升高 而异常增大的主要原因． 参 考 文 献 ［1］ Li M，Sun Y S． Ｒeview of forming technique development for en￾gine valves． China Met Form Equip Manuf Technol，2007，42 ( 6) : 18 ( 李明，孙友松． 发动机气门成形加工发展综述． 锻压装备与 制造技术，2007，42( 6) : 18) ［2］ Jaswin M A，Lal D M，Ｒajadurai A． Effect of cryogenic treatment on the microstructure and wear resistance of X45Cr9Si3 and X53Cr22Mn9Ni4N valve steels． Tribol Trans，2011，54( 3) : 341 ［3］ Grzesik Z，Smola G，Adamaszek K，et al． High temperature cor￾rosion of valve steels in combustion gases of petrol containing etha￾nol addition． Corros Sci，2013，77( 12) : 369 ［4］ Atapour M，Ashrafizadeh F． Cyclic oxidation behavior of plasma nitrided valve steel． Phys Procedia，2012，32( 6) : 853 ［5］ Qin T Y． Development status of property and application for en￾gine valve steel． Shanghai Met，2011，33( 2) : 50 ( 秦添艳． 内燃机气阀用钢的发展现状． 上海金属，2011，33 ( 2) : 50) ［6］ Voorwald H J C，Coisse Ｒ C，Cioffi M O H． Fatigue strength of X45CrSi93 stainless steel applied as internal combustion engine valves． Procedia Eng，2011，10( 6) : 1256 ［7］ Hu Y，Xü M J，Gan C F，et al． Failure analysis of the fracture on valve steel X45CrSi93． CISC Technol，2008，51( 4) : 14 ( 胡瑜，徐茂钧，甘朝福，等． X45CrSi93 气阀钢断裂失效分 析． 重钢技术，2008，51( 4) : 14) ［8］ Li M Q，Yao X Y，Luo J，et al． Study of flow stress model of the nickel-based superalloy GH4169 at high temperature deformation． Acta Metall Sin，2007，43( 9) : 937 ( 李淼泉，姚晓燕，罗皎，等． 镍基高温合金 GH4169 高温变 形流动应力模型研究． 金属学报，2007，43( 9) : 937) ［9］ Chen L，Wang L M，Du X J，et al． Hot deformation behavior of 2205 duplex stainless steel． Acta Metall Sin，2010，46( 1) : 52 ( 陈雷，王龙妹，杜晓建，等． 2205 双相不锈钢的高温变形行 为． 金属学报，2010，46( 1) : 52) ［10］ Zhang B H，Cao J Ｒ，Xiao G Y，et al． Hot deformation behavior of P91 heat-resistant steel and related flow stress constitutive equations． Steel Pipe，2012，41( 1) : 23 ( 张宝惠，曹金荣，肖功业，等． P91 耐热钢热变形行为及其 流变应力本构方程． 钢管，2012，41( 1) : 23) ［11］ Wang K Q，Liu Ｒ D，Han Q H，et al． Study on high-tempera￾ture mechanical properties and thermodynamics of C--Mn--Cr cold-rolled hot-galvanize dual phase steel． Hot Working Technol， · 954 ·

·460· 工程科学学报，第37卷，第4期 2011,40(16):43 (余永宁.材料科学基础.北京：高等教有出版社，2006) (王科强，刘仁东，韩启航，等.C-Mn-Cr系冷轧热镀锌双 [14]Wu J.Duplex Stainless Steel.Beijing:Metallurgical Industry 相钢高温力学性能及热力学研究.热加工工艺，2011,40 Pres5,2000 (16):43) (吴玖.双相不锈钢.北京：治金工业出版社，2000) 2]Shan M.Study on Dual Phase Deformation and Rolling Simula- [15]Chen G L,Xie X S.Ye R C.Superalloys.Beijing:Metallurgi- tion of Cu-P-Cr-Ni-Mo Weathering Steel [Dissertation].Qin- cal Industry Press,1988 huangdao:Yanshan University,2012 (陈国良，谢锡善，叶锐曾.高温合金学.北京：治金工业出 (单梅.Cu-P-Cr-Ni-Mo耐候钢两相区变形及扎制模拟研究 版社，1988) [学位论文].秦皇岛：燕山大学，2012) [16]Chiba A,Kim M S.Suzuki segregation and dislocation locking in [13]Yu Y N.Fundamentals of Materials Science.Beijing:Higher supersaturated Co-Ni-based alloy.Mater Trans,2001,42(10): Education Press,2006 2112

工程科学学报，第 37 卷，第 4 期 2011，40( 16) : 43 ( 王科强，刘仁东，韩启航，等． C--Mn--Cr 系冷轧热镀锌双 相钢高温力学性能及热力学研究． 热加工工艺，2011，40 ( 16) : 43) ［12］ Shan M． Study on Dual Phase Deformation and Ｒolling Simula￾tion of Cu--P--Cr--Ni--Mo Weathering Steel ［Dissertation］． Qin￾huangdao: Yanshan University，2012 ( 单梅． Cu--P--Cr--Ni--Mo 耐候钢两相区变形及扎制模拟研究 ［学位论文］． 秦皇岛: 燕山大学，2012) ［13］ Yu Y N． Fundamentals of Materials Science． Beijing: Higher Education Press，2006 ( 余永宁． 材料科学基础． 北京: 高等教育出版社，2006) ［14］ Wu J． Duplex Stainless Steel． Beijing: Metallurgical Industry Press，2000 ( 吴玖． 双相不锈钢． 北京: 冶金工业出版社，2000) ［15］ Chen G L，Xie X S，Ye Ｒ C． Superalloys． Beijing: Metallurgi￾cal Industry Press，1988 ( 陈国良，谢锡善，叶锐曾． 高温合金学． 北京: 冶金工业出 版社，1988) ［16］ Chiba A，Kim M S． Suzuki segregation and dislocation locking in supersaturated Co--Ni-based alloy． Mater Trans，2001，42( 10) : 2112 · 064 ·