一種低碳微合金管線鋼的熱變形行為

林武，李紅英，曾翠婷，賓杰，魏冬冬

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083)

熱變形工藝對(duì)保證鋼鐵材料組織的性能至關(guān)重要，熱變形過程中流變應(yīng)力是決定變形所需載荷及消耗能量的關(guān)鍵因素，是材料在高溫下的基本性能指標(biāo)之一。國(guó)內(nèi)外科技工作者對(duì)鋁合金、低合金結(jié)構(gòu)鋼、不銹鋼等的高溫變形特性進(jìn)行了大量的研究，建立了相應(yīng)的熱變形流變應(yīng)力模型[1-3]。在現(xiàn)代塑性加工力學(xué)中，精確的流變應(yīng)力表達(dá)式是提高理論計(jì)算精度的關(guān)鍵[4-6]。低碳微合金中厚鋼板廣泛應(yīng)用于輸送石油、天然氣的管道建設(shè)中，對(duì)于X70及以上強(qiáng)度級(jí)別的管線鋼，要求其顯微組織以針狀鐵素體為主[7]，要獲得良好的綜合力學(xué)性能，必須在生產(chǎn)中采用控冷控軋(TMCP)工藝[8]，因此，研究低碳微合金管線鋼的熱變形特性和建立流變應(yīng)力模型具有重要的工程價(jià)值。在鋼材的熱軋過程中，加工硬化、動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等會(huì)同時(shí)發(fā)生[9]，為了在生產(chǎn)中實(shí)現(xiàn)鋼材的奧氏體區(qū)軋制，必須對(duì)熱變形及其組織演變行為進(jìn)行研究，確定其發(fā)生再結(jié)晶的條件，建立流變應(yīng)力模型，預(yù)測(cè)不同工藝條件下變形抗力的變化情況。目前，人們對(duì)X70管線鋼熱變形奧氏體的靜態(tài)再結(jié)晶行為進(jìn)行了研究[10]，但是，關(guān)于低碳微合金管線鋼在變形過程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為的研究還未見報(bào)道。流變應(yīng)力在一定程度上反映了材料微觀組織的變化，人們能夠根據(jù)鋼的組織性能較好地預(yù)測(cè)鋼的高溫變形行為[11]。本文作者在MMS-200熱力模擬機(jī)上采用圓柱體高溫壓縮實(shí)驗(yàn)方法，研究一種X80鋼級(jí)的低碳微合金管線鋼熱壓縮的力學(xué)行為，建立流變應(yīng)力模型，研究實(shí)驗(yàn)鋼熱變形條件和變形組織的關(guān)系。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用鋼材取自用于軋制X80管線鋼的粗軋板坯，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))見表1。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分Table 1 Composition of tested steel %

在MMS-200熱力模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行單道次壓縮熱模擬實(shí)驗(yàn)，將直徑×高為8 mm×15 mm的試樣以10 ℃/s加熱至1 200 ℃，保溫5 min后，以10 ℃/s分別冷至變形溫度為1 150，1 000，900和800 ℃，保溫20 s，工程應(yīng)變60%，變形速率ε˙分別為0.1，1.0，5.0 s-1，以20 ℃/s的速度冷卻至室溫，采集數(shù)據(jù)，用origin8.0軟件繪制出相應(yīng)的真應(yīng)力(σ)與真應(yīng)變(ε)的關(guān)系曲線。

用 POLYVER-MET金相顯微鏡觀察試樣的金相組織，采用TecnaiG220透射電子顯微鏡進(jìn)行微觀組織觀察，加速電壓為200 kV。

2 結(jié)果與分析

2.1 熱變形行為

2.1.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

圖1所示為同一變形速率下不同變形溫度的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，變形速率分別為0.1，1.0和5.0 s-1，由圖1可知：在同一應(yīng)變速率下，真應(yīng)力隨著變形溫度的升高而降低。由圖 1(a)可以看出：在低應(yīng)變速率(0.1 s-1)下，800，900和1 000 ℃的流變應(yīng)力曲線表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)回復(fù)特征，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線明顯分為3個(gè)階段(第1階段為微變形階段，隨著變形量的增加，真應(yīng)力迅速提高；產(chǎn)生屈服后，變形進(jìn)入第2階段，加工硬化率逐漸降低；第3階段為穩(wěn)態(tài)變形階段，流變應(yīng)力增加到1個(gè)峰值后趨于穩(wěn)定，加工硬化與動(dòng)態(tài)軟化達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡)。由圖1(b)和(c)可見：變形溫度為1 100℃及其以下溫度的流變應(yīng)力曲線也屬于動(dòng)態(tài)回復(fù)型曲線，真應(yīng)力隨著應(yīng)變量的增加持續(xù)升高；當(dāng)應(yīng)變速率較低時(shí)，1 150 ℃的流變應(yīng)力曲線表現(xiàn)出明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征，真應(yīng)力達(dá)到峰值后隨著應(yīng)變量的增加而逐漸下降；當(dāng)應(yīng)變速率較高時(shí)，1 150 ℃時(shí)的流變應(yīng)力曲線出現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變階段。

圖1 同一變形速率下不同變形溫度的真應(yīng)力(σ)-真應(yīng)變(ε)曲線Fig.1 σ-ε curves with same strain rate but different deformation temperatures

流變應(yīng)力曲線不僅能反映材料變形的力學(xué)行為，還能反映變形過程中的組織變化，流變應(yīng)力與亞晶、亞晶粒取向差和位錯(cuò)密度直接相關(guān)。高溫塑性變形時(shí)存在著硬化和軟化2個(gè)過程，位錯(cuò)增殖引起加工硬化，位錯(cuò)相消和重排引起動(dòng)態(tài)軟化。在變形初期，位錯(cuò)交滑移引起的軟化不足以補(bǔ)償位錯(cuò)密度增加引起的硬化，因此，真應(yīng)力逐漸增大；隨著應(yīng)變量的增大，材料內(nèi)部空位濃度逐漸提高，達(dá)到一定變形程度后，刃位錯(cuò)開始攀移，材料的軟化程度提高，硬化和軟化的平衡向低硬化指數(shù)方向發(fā)展，真應(yīng)力隨著真應(yīng)變?cè)黾拥内厔?shì)減緩，最終，真應(yīng)力達(dá)到峰值。當(dāng)位錯(cuò)交滑移、攀移和位錯(cuò)脫釘?shù)纫鸬能浕c應(yīng)變硬化達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡時(shí)，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線接近于水平線，變形進(jìn)入穩(wěn)態(tài)流變階段，應(yīng)力達(dá)到峰值后，如果軟化程度超過硬化，真應(yīng)力持續(xù)降低。

圖2所示為相同變形溫度下不同變形速率的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，其中：σ為真應(yīng)力，MPa；ε為真應(yīng)變。由圖2可以看出：同一變形溫度下，真應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增大而增大，表明實(shí)驗(yàn)鋼是正應(yīng)變速率敏感材料；熱加工時(shí)，隨著應(yīng)變速率降低，單位應(yīng)變的變形時(shí)間增加，軟化能更充分地進(jìn)行，使得峰值應(yīng)力隨應(yīng)變速度的降低而降低。應(yīng)變速度ε˙與流變應(yīng)力σ之間是一種復(fù)雜的非線性關(guān)系，當(dāng)應(yīng)變速率較大時(shí)，在實(shí)驗(yàn)變形量范圍內(nèi)，峰值應(yīng)力消失。

圖2(a)～(c)所示分別對(duì)應(yīng)800，900和1 000 ℃時(shí)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，呈現(xiàn)動(dòng)態(tài)回復(fù)型流變應(yīng)力特征，只在對(duì)應(yīng)速率為0.1 s-1時(shí)才出現(xiàn)了穩(wěn)態(tài)變形階段，對(duì)應(yīng)其他變形速率，隨著應(yīng)變量的增加，真應(yīng)力持續(xù)上升。圖2(d)顯示：當(dāng)變形溫度升高到1 150 ℃時(shí)，對(duì)應(yīng)較高的變形速率(5.0 s-1)的流變應(yīng)力曲線呈現(xiàn)動(dòng)態(tài)回復(fù)型特征，出現(xiàn)了近似穩(wěn)態(tài)的變形階段，對(duì)應(yīng)0.1 s-1和1.0 s-1的變形速率，流變應(yīng)力出現(xiàn)峰值后持續(xù)下降，表明發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

圖2 同一變形溫度下不同變形速率的真應(yīng)力(σ)-真應(yīng)變(ε)曲線Fig.2 σ-ε curves with same deformation temperature but different strain rates

表2所示為在不同變形溫度和應(yīng)變速度條件下的峰值應(yīng)力。由表2可以看出：隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的降低，峰值應(yīng)力降低，以1 150 ℃和0.1 s-1變形條件的流變應(yīng)力最低，僅為54 MPa；當(dāng)應(yīng)變速度不變時(shí)，真應(yīng)力隨著溫度升高而降低，當(dāng)應(yīng)變速度為0.1 s-1時(shí)，800 ℃時(shí)的峰值應(yīng)力為248 MPa，在900 ℃時(shí)峰值應(yīng)力降至184 MPa；當(dāng)變形溫度不變時(shí)，峰值應(yīng)力隨著應(yīng)變速度的增大而增大，在1 000 ℃變形時(shí)，當(dāng)應(yīng)變速度由0.1 s-1提高到5.0 s-1時(shí)，峰值應(yīng)力由144 MPa提高到207 MPa。這是因?yàn)殡S著變形溫度的升高和應(yīng)變速度的降低，基體中的自擴(kuò)散、刃型位錯(cuò)的攀移、螺型位錯(cuò)的交滑移得以充分進(jìn)行，大量位錯(cuò)互相抵消，位錯(cuò)密度大大減少，軟化程度增大。

表2 不同變形溫度和應(yīng)變速度對(duì)應(yīng)的峰值應(yīng)力(εp)Table 2 Peak stress at different deformation temperatures and strain rates MPa

2.1.2 熱變形組織

圖3所示為實(shí)驗(yàn)鋼以不同變形溫度和不同變形速率實(shí)現(xiàn)60%工程應(yīng)變的金相組織。當(dāng)變形溫度為800℃和900 ℃時(shí)，其變形組織為多邊形鐵素體和粒狀貝氏體，多邊形鐵素體體積分?jǐn)?shù)較大；當(dāng)變形溫度為1 000 ℃時(shí)，顯微組織為針狀鐵素體、粒狀貝氏體和少量多邊形鐵素體，變形速率增大，針狀鐵素體質(zhì)量分?jǐn)?shù)增大；當(dāng)變形溫度為1 150 ℃時(shí)，其顯微組織為針狀鐵素體、多邊形鐵素體、粒狀貝氏體。由圖3可以看出：隨著變形速率的增大，針狀鐵素體含量增加，特征更明顯，組織細(xì)小、均勻。較低變形速率的粒狀貝氏體較大，而對(duì)應(yīng)較高應(yīng)變速率的組織，由于晶界兩邊板條鐵素體位向差別較大，使得晶界處易被腐蝕，呈黑色。

2.2 流變應(yīng)力方程

2.2.1 流變應(yīng)力表達(dá)式

在不同應(yīng)力下，流變應(yīng)力σ、應(yīng)變速度ε˙和變形溫度T之間的關(guān)系可用不同公式表示：當(dāng)應(yīng)力較低時(shí)，關(guān)系式用式(1)表示；當(dāng)應(yīng)力較高時(shí)，關(guān)系式用式(2)表示；在整個(gè)應(yīng)力范圍內(nèi)，可用式(3)表示[12]。大量研究表明：式(3)較好地描述了常規(guī)的熱加工變形，可用來描述熱激活穩(wěn)態(tài)變形行為，還可用于估算熱變形激活能Q。

圖3 不同變形溫度和變形速率條件下的顯微組織Fig.3 Microstructures at different deformation temperatures and strain rates

式中：σ為峰值應(yīng)力或穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力，或某指定應(yīng)變對(duì)應(yīng)的流變應(yīng)力；R為摩爾氣體常數(shù)；Q為變形激活能；T為熱力學(xué)溫度；A，α和n為與溫度無關(guān)的常數(shù)，其中n為應(yīng)力指數(shù)，α為應(yīng)力水平參數(shù)。一般地，A在高應(yīng)力水平時(shí)為與速度控制機(jī)制中熱激活位置成正比的結(jié)構(gòu)因子，與變形材料內(nèi)部激活位置密度、空位濃度、位錯(cuò)割階的平均間距、位錯(cuò)柏氏矢量、原子配位數(shù)、躍遷頻率以及激活熵等有關(guān)。當(dāng)應(yīng)力降低時(shí)，A，α和n的物理意義也發(fā)生變化。

高溫塑性變形存在熱激活過程，Zener和Hollomon引入Z參數(shù)的概念[13]，用式(4)表達(dá)，其物理意義是溫度補(bǔ)償?shù)淖冃嗡俾室蜃?，依賴于T而與σ無關(guān)。若已知與試驗(yàn)結(jié)果相符的經(jīng)驗(yàn)公式Z=f(σ)，則可以測(cè)定與σ無關(guān)的熱變形激活能。

在熱變形過程中，鋼的高溫流變應(yīng)力σ主要取決于變形溫度和應(yīng)變速率，可用式(5)表達(dá)，σ可表達(dá)成Z參數(shù)的函數(shù)：

只要已知A，α，n和Q等材料常數(shù)，便可由式(5)求得材料在任意變形條件下的流變應(yīng)力，即可利用該式計(jì)算材料熱加工過程中流變應(yīng)力與應(yīng)變速度、溫度等的關(guān)系，為制定熱加工工藝參數(shù)提供依據(jù)。若Z不變，則材料穩(wěn)態(tài)流變階段的組織特征不會(huì)發(fā)生明顯變化，由此就可以建立材料組織和性能與熱變形工藝之間關(guān)系的預(yù)測(cè)模型。

2.2.2 材料常數(shù)的求解

對(duì)式(1)～(3)兩邊取對(duì)數(shù)，分別得到式(6)～(8)。

對(duì)式(8)求偏導(dǎo)數(shù)，得：

大量研究結(jié)果表明：峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力滿足一定的線性關(guān)系，且峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力都能較好地用Z參數(shù)函數(shù)形式來描述[14-15]，對(duì)工業(yè)應(yīng)用而言，獲得峰值應(yīng)力與溫度及應(yīng)變速率的關(guān)系更為重要。取流變應(yīng)力為峰值應(yīng)力，將表2中數(shù)據(jù)代入式(6)和式(7)，描點(diǎn)后進(jìn)行線性回歸，得到 ln- l nσ和ln-σ回歸直線，如圖4所示。n1和β可取4條直線斜率的平均值，得n1=14.73，β=0.078，求出α=β/n1=0.005。

將不同變形溫度的峰值應(yīng)力和應(yīng)變速度代入式(8)，應(yīng)用最小二乘法進(jìn)行線性回歸，所得結(jié)果如圖5和圖6所示。表3所示為4個(gè)變形溫度對(duì)應(yīng)直線的斜率ni，平均斜率n=10.796；表4所示為3種變形速率對(duì)應(yīng)直線的斜率bi，平均斜率b=6.376。

將得到的n和b代入式(9)，求得平均變形激活能Q為 572.30 kJ/mol，將Q代入式(4)，得到Z=對(duì)式(4)兩邊求對(duì)數(shù)，得：

圖4 實(shí)驗(yàn)鋼峰值應(yīng)力與應(yīng)變速度之間的關(guān)系Fig.4 Relationships between peak stress and strain rate of X80 steel

圖5 峰值應(yīng)力σ與應(yīng)變速度的關(guān)系Fig.5 Relationships between peak stress and strain rate

圖6 峰值應(yīng)力σ與溫度的關(guān)系Fig.6 Relationships between peak stress and temperature

表3 l n[sinh (α σ)] 與 ln ˙的直線關(guān)系的斜率niTable 3 Slope ni of linear between l n[sinh (α σ)] and l n

表3 l n[sinh (α σ)] 與 ln ˙的直線關(guān)系的斜率niTable 3 Slope ni of linear between l n[sinh (α σ)] and l n

t/℃ ni 800 19.062 900 10.228 1 000 8.322 1 150 5.573

表4 103 K/T和 ( )]ln[sinhασ 的直線關(guān)系的斜率biTable 4 Slope bi of linear between 103 K/T and ( )]ln[sinhασ

為使結(jié)果更為精確，進(jìn)行迭代計(jì)算，將n代入α=β/n求得新的α，再利用該n和α進(jìn)行迭代求其他材料常數(shù)。經(jīng)過幾次迭代后，求得材料常數(shù)為：n=5.73，α=0.012 MPa-1，A=2.6×1018s-1，Q=518.73 kJ/mol。把各常數(shù)代入式(5)，得到式(11)所示的流變應(yīng)力方程，峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率、溫度的關(guān)系可用參數(shù)Z表示。其中：

圖7 流變應(yīng)力與Z的關(guān)系Fig.7 Line relationship between flow stress and parameter Z

3 動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶

圖8所示為利用透射電鏡觀察到的不同變形條件的微觀組織。由圖8(a)可見：在900 ℃和1.0 s-1變形條件下，位錯(cuò)密度很高，產(chǎn)生了位錯(cuò)纏結(jié)；在1 150 ℃和 5.0 s-1變形條件下，為典型的回復(fù)組織(圖8(b))；在1 150 ℃和0.1 s-1變形條件下，出現(xiàn)了三叉晶界，表明已經(jīng)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(圖8(c))。由圖8(d)可見：再結(jié)晶后顯微組織以針狀鐵素體為主，板條鐵素體間，有少量奧氏體(A)殘留下來，以島的形式分布于板條間和大角度晶界處，島內(nèi)的成分主要是碳，合金元素與基體相近，成為富碳奧氏體島，在冷卻過程中，大部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體(M)，形成M/A島。

圖8 不同溫度和變形速度條件下的TEM像Fig.8 TEM images at different temperatures and deformation rates

已有研究表明：針狀鐵素體組織由帶有高位錯(cuò)密度的板條鐵素體晶體組成，若干鐵素體板條平行排列構(gòu)成板條束，板條界為小角度晶界，其形態(tài)細(xì)長(zhǎng)；板條束界面則為大角度晶界，針狀鐵素體具有非常細(xì)的亞結(jié)構(gòu)、高的位錯(cuò)密度、良好的組織均勻性和較小的等效晶粒尺寸。在針狀鐵素體中，裂紋在擴(kuò)展中不斷受到彼此咬合以及相互交錯(cuò)分布的針片狀條束的阻礙，對(duì)解理斷裂具有高抗力，因此，具有優(yōu)良的力學(xué)性能。細(xì)小而不連續(xù)分布的M/A島也不易激發(fā)裂紋，不易提供連續(xù)的裂紋擴(kuò)展通道。

圖9 變形速率為0.1 s-1的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力曲線Fig.9 Diagrams of dynamic recrystallization with stain rate of 0.1 s-1

圖9 所示為實(shí)驗(yàn)鋼在0.1 s-1變形速率下的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力曲線。由圖1和圖9可以看出：在一定的應(yīng)變速率下，隨著變形溫度的降低，峰值應(yīng)力向應(yīng)變?cè)黾拥姆较蛞苿?dòng)，即峰值應(yīng)力對(duì)應(yīng)的應(yīng)變?cè)龃?，開始發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變也增大，需要較大的變形量才能發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。由圖9可以看出：Ⅰ區(qū)為完全再結(jié)晶區(qū)；Ⅲ區(qū)為未再結(jié)晶區(qū)；Ⅱ區(qū)為部分再結(jié)晶區(qū)。為了消除混晶現(xiàn)象，要避免在Ⅱ區(qū)變形。合金元素的加入顯著推遲基體金屬的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程，實(shí)驗(yàn)鋼含有較高的Mn，Mo和Cu等合金元素含量，使得實(shí)驗(yàn)鋼的熱變形激活能比X65鋼的熱變形激活能大很多，合金元素還可通過影響晶界遷移來影響動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程。因此，低碳微合金鋼在相同變形量下發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量較大。

4 結(jié)論

(1)在800～1 150 ℃和0.1～5.0 s-1的應(yīng)變速率范圍內(nèi)，實(shí)驗(yàn)鋼的流變應(yīng)力隨著變形溫度的升高而降低，隨著應(yīng)變速率的提高而增大。

(2)可采用Zener-Hollomon參數(shù)的雙曲正弦函數(shù)來描述實(shí)驗(yàn)鋼高溫變形的峰值流變應(yīng)力，計(jì)算得到材料常數(shù)α=0.012 MPa-1，n=5.73，A=2.6×1018s-1，變形激活能Q=518.73 kJ/mol。峰值流變應(yīng)力與應(yīng)變速率、溫度的關(guān)系可用由Z參數(shù)表示的流變應(yīng)力方程表達(dá)：

(3)在本研究的變形條件下，當(dāng)變形溫度為1 150℃及變形速率為0.1 s-1時(shí)，發(fā)生了明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；當(dāng)變形溫度小于1 150 ℃和變形速率大于1.0 s-1時(shí)，金屬以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主要的軟化機(jī)制。

[1] 王立民, 張紅, 呂成林, 等. 0Cr11Ni2MoVNb鋼高溫壓縮變形的流變應(yīng)力[J]. 金屬熱處理, 2008, 33(10): 74-76.WANG Li-min, ZHANG Hong, Lü Cheng-lin, et al. Compress deformation flow stress of 0Cr11Ni2MoVNb steel at high temperature[J]. Heat Treatment of Metals, 2008, 33(10): 74-76.

[2] 劉戰(zhàn)英, 陳連生, 周滿春, 等. 變形條件對(duì) 30MnSiV 鋼動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為的影響[J]. 鋼鐵研究學(xué)報(bào), 2004, 16(1): 49-52.LIU Zhan-ying, CHEN Lian-sheng, ZHOU Man-chun, et al.Effect of deformation conditions on dynamic recrystallization of 30MnSiV[J]. Journal of Iron and Steel Research, 2004, 16(1):49-52.

[3] 韓冬峰, 鄭子樵, 蔣吶, 等. 高強(qiáng)可焊 2195鋁鋰合金熱壓縮變形的流變應(yīng)力[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2004, 14(12):2090-2095.HAN Dong-feng, ZHENG Zi-qiao, JIANG Na, et al. Flow stress of high-strength weldable 2195 aluminium-lithium alloy during hot compression deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(12): 2090-2095.

[4] Bardi F, Cabibbo M. An analysis of hot deformation of an Al-Cu-Mg alloy produced by powder metallurgy[J]. Material Science and Engineering A, 2003, 339(1/2): 43-52.

[5] Akira Y, Jun Y. A novel approach to determine the kinetics for dynamic recrystallization by using the flow curve[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2004, 151(1/3): 33-38.

[6] Cavaliere P. Hot and warm forming of 2618 aluminium alloy[J].Journal of Light Metals, 2002, 4(2): 247-252.

[7] 王春明, 吳杏芳, 劉玠, 等. X70針狀鐵素體管線鋼析出相[J].北京科技大學(xué)學(xué)報(bào), 2006, 28(3): 253-258.WANG Chun-ming, WU Xing-fang, LIU Jie, et al. Precipitates in X70 pipeline steel[J]. Journal of University of Science and Technology Beijing, 2006, 28(3): 253-258.

[8] 江海濤, 康永林, 于浩, 等. 用爐卷軋機(jī)生產(chǎn)高強(qiáng)韌管線鋼的生產(chǎn)技術(shù)[J]. 鋼鐵研究學(xué)報(bào), 2006, 18(3): 1-5.JIANG Hai-tao, KANG Yong-lin, YU Hao, et al. Production technology of high strength and toughness pipeline steel produced by Steckel mill[J]. Journal of Iron and Steel Research,2006, 18(3): 1-5.

[9] 熊家強(qiáng), 謝剛, 唐廣波. 304不銹鋼熱變形過程奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及流變應(yīng)力研究[J]. 云南冶金, 2008, 37(5): 37-42.XIONG Jia-qiang, XIE Gang, TANG Guang-bo. Research on dynamic recrystallization of austenite and flow stress during hot deformation process of 304 stainless steel[J]. Yunnan Metallurgy,2008, 37(5): 37-42.

[10] 陳慶軍, 康永林, 孫浩, 等. X70管線鋼熱變形奧氏體的靜態(tài)再結(jié)晶行為[J]. 北京科技大學(xué)學(xué)報(bào), 2007, 29(12): 1212-1215.CHEN Qing-jun, KANG Yong-lin, SUN Hao, et al.Static-recrystallization behavior of hot deformation austenite in X70 pipeline steel[J]. Journal of University of Science and Technology Beijing, 2007, 29(12): 1212-1215.

[11] Pietrzyk M. Through-process modelling of microstructure evolution in hot forming of steels[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2002, 125/126: 53-62.

[12] Cho S H, Kang K B, Jonas J J. Mathematical modeling of the recrystallization kinetics of Nb microalloyed steels[J]. The Iron and Steel Institute of Japan International, 2001, 41(7): 766-773.

[13] 王有銘, 李曼云, 韋光. 鋼材的控制軋制和控制冷卻[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 1995: 20-22.WANG You-ming, LI Man-yun, WEI Guang. The control rolling and cooling for steel[M]. Beijing: Metallurgical Industry Process,1995: 20-22.

[14] Sakai T. Dynamic recrystallization microstructures under hot working conditions[J]. Journal of Materials Processing Technology, 1995, 53: 349-361.

[15] 虞毅, 高惠臨, 霍春勇, 等. X70管線鋼管件制造熱過程中的形變規(guī)律[J]. 機(jī)械工程材料, 2006, 30(5): 17-19.YU Yi, GAO Hui-lin, HOU Chun-yong, et al. Deformation law in fitting-manufacture thermal process of X70 pipeline steel[J].Materials for Mechanical Engineering, 2006, 30(5): 17-19.