·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 ·