2011年--外文翻譯--15 cr-15ni高氮耐熱奧氏體不銹鋼熱處理工藝對顯微組織和蠕變特性的影響（譯文）

1、<p>　　中文7170字，5160單詞，28600英文字符</p><p>　　出處：Ha V T, Jung W S. Effects of heat treatment processes on microstructure and creep properties of a high nitrogen 15Cr–15Ni austenitic heat resistant stainless s

2、teel[J]. Materials Science and Engineering: A, 2011, 528(24): 7115-7123.</p><p>　　15 Cr-15Ni高氮耐熱奧氏體不銹鋼熱處理工藝對顯微組織和蠕變特性的影響</p><p>　　Vu The Ha ，Woo Sang Jungb</p><p><b>　　文章

3、信息：</b></p><p><b>　　文章歷史：</b></p><p>　　2010年11月12日收到 在2011年3月18日以修訂形式收到 2011年6月22日接收 </p><p>　　2011年6月28日在線可用</p><p><b>　　關鍵詞:</b><

4、;/p><p>　　鈮碳氮化物 銅沉淀 熱治療 高氮 15 cr-15ni 蠕變強度</p><p><b>　　文摘：</b></p><p>　　傳統(tǒng)熱機械治療(CTMT)和改性熱機械治療(MTMT)過程被應用于制造高氮15 cr-15ni鈮穩(wěn)定奧氏體合金。CTMT過程的解決方案是在1270℃的環(huán)境下處理5個小時，其次是在8

5、20℃的環(huán)境下進行50小時的淬火。MTMT過程不同于CTMT過程，在高溫塑性變形后，在1270℃下立即進行更長時間的解決方案治療。通過微結構和蠕變性能的鋼可以得到兩個工藝路線，對這兩個工藝路線進行調查。通過MTMT過程，蠕變斷裂測試在750℃下，顯示雙增加帶來的破裂時間。透射電鏡觀察微結構顯示，改進的蠕變特性在MTMT過程中，主要是由于改進了在奧氏體基體中分布均勻的細納米碳氮化物沉淀，MTMT過程沒有影響出現(xiàn)在鋼中的銅沉淀物的密度和數(shù)量

6、分布。然而，與CTMT過程比較，蠕變延性在MTMT過程中大幅減少,。MTMT低蠕變延性的過程的主要原因是在邊界處，由于細顆粒再結晶形成的微觀結構和高體積分數(shù)的粗M23C6沉淀物形成的更高密度的顆粒邊界。</p><p><b>　　介紹</b></p><p>　　在最近幾年，氮合金化耐熱奧氏體不銹鋼新型材料面臨巨大的研究和發(fā)展。在超超臨界電廠(汽輪機、鍋爐管等)，由

7、于其優(yōu)良的蠕變強度和與鎳基超級合金的成本比較【1,2】起來的低成本，這些鋼就成了潛在的建筑材料的組件。在運行的工廠中[3]，由于環(huán)境和經(jīng)濟的原因，可以最大限度的增加強度鋼的蠕變，這是一個可以讓人引起巨大興趣的事情。</p><p>　　材料的蠕變性能取決于一系列的因素，其中最重要的是細分散的納米粒子的熱穩(wěn)定奧氏體基體，谷物大小和晶界特性，在蠕變階段有害的降水量等。想要得到最大蠕變斷裂可通過選擇合適的化學成分和最佳

8、條件的熱處理過程。近年來，很多調查[4 - 7]已經(jīng)研究了蠕變行為和蠕變鋼的特點。然而，參與現(xiàn)場處理工作的材料很少能夠找到。因此，對于工業(yè)應用的熱處理工藝，了解采用材料的能力是一個十分迫切的需要。通過了解響應行為的材料的熱處理的重要微觀結構成分的影響，蠕變特性的材料在長期高溫和高壓條件下，可以進行優(yōu)化來達到最佳性能的組件。</p><p>　　本研究的重點是探討高氮鈮穩(wěn)定奧氏體不銹耐熱15 cr-15ni鋼在兩種

9、不同的熱處理工藝下，對蠕變性能的影響，蠕變性能和微觀結構的鋼鐵熱處理的研究和比較。不同蠕變特性之間的鋼在應用熱治療過程中，相關的微觀結構變化所帶來的不同的應用熱力學條件的兩個熱處理路線。</p><p><b>　　2：合金設計概念</b></p><p>　　基本化學成分Fe–15Cr–15Ni–4Mn–0.46Si–1.25Mo–3Cu–Nb–C–N (wt%)

10、的奧氏體鋼制定咨詢舍夫勒圖[8]。如圖,鉻當量(Creq)和鎳當量(Nieq)使用以下公式計算[3]：</p><p>　　給出了合金元素重量。合金元素發(fā)現(xiàn)方程式，(1)和(2)稱為鐵素體奧氏體穩(wěn)定劑和穩(wěn)定劑,。</p><p>　　設計內容的鎳含量大約15 wt %，足以平衡在鋼中發(fā)現(xiàn)的鐵素體穩(wěn)定元素，即使忽略了其他的奧氏體穩(wěn)定化元素的影響。這是由于，他們加在所有沉淀階段中，不會充當奧氏

11、體穩(wěn)定劑。高溫耐腐蝕的材料是確保15 wt %的Cr，添加的Nb用于沉淀細注(C,N)增強鋼顆粒。錳含量保持在一個較高的水平(4 wt %)，不僅為增加氮的溶解度，也為提高Nb(C,N)的析出形態(tài)和穩(wěn)定性[4]。銅的添加進一步提高了蠕變強度[9]，鋁含量(0.05 wt %)的目的在于最后的還原熔煉過程，硼的添加(0.004 wt %)預計將提高蠕變斷裂壽命，穩(wěn)定M23C6的析出，通過在其表面上的[ 10 ]硼偏析，采用自愈的蠕變孔洞效

12、應。</p><p><b>　　3：實驗程序</b></p><p>　　研究15Cr-15ni奧氏體不銹鋼，用6.2千克錠鋼在氮氣壓力約為0.95 atm的真空感應爐中生產(chǎn)，鋼鐵的化學成分是表1中給出。鑄造錠是被加熱到1100℃的溫度下，在24小時內通過偏析在消除模具中凝固產(chǎn)生。熱鍛造是在1100℃進行，獲得的平坯料厚度約25毫米。厚度的偽造可以進一步減少到14

13、mm的熱軋過程。</p><p>　　熱軋板經(jīng)過常規(guī)物性治療(CTMT)和改性熱治療(MTMT)過程如圖1（a）和（b）。CTMT過程中鋼板在1270℃，將近5小時的固溶處理中，主要的溶解沉淀物是Nb(C,N)。固溶處理后，通過樣本淬火進行快速冷卻。樣本鋼在820℃約50小時的MTMT過程不同于立即進行再1270℃約5小時的MTMT熱軋過程，它的溶液處理和老化的時間較長，在820℃溫度下實現(xiàn)完全再結晶組織的奧氏體

14、基體。熱軋的主要目的是在MTMT過程中提供最大數(shù)目的成核，以便在隨后的時效中析出。蠕變斷裂試驗在750℃的溫度與壓力條件分別為180 MPa,150 MPa,135 MPa,120 MPa,105 MPa進行比較試驗，得到抗蠕變強度型不銹鋼。</p><p>　　通過光學顯微鏡(OM)進行微觀組織分析來描述晶粒大小、掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)在微米和納米尺度內來鑒別微觀組織的特征和表征。金

15、相樣品的制備是通過傳統(tǒng)的拋光技術和50毫升HCl + 50毫升水+ 5毫升硝酸的蝕刻溶液，然后用OM和SEM掃描電鏡進行觀察。TEM薄箔的樣本拋光到厚度約為40 - 50 _m之前，通過電解拋光TenuPol-5進行噴射拋光，用電解質的125毫升高氯酸+ 800毫升甲醇+ 200毫升乙醇在溫度20??C和操作電壓12 V來達到目的。碳萃取復型透射電鏡標本也在微觀組織中產(chǎn)生碳氮化物。在20KV操作下觀察日立S2400 SEM，TEM標本使

16、用TECNAI G2 TEM在200千伏下操作。</p><p>　　圖1 傳統(tǒng)熱機械治療的（a）和改性熱機械治療（b）的過程在實驗中的應用。</p><p><b>　　4：結果和討論</b></p><p>　　4.1蠕變屬性和蠕變特征</p><p>　　如圖2所示，MTMT過程顯著改進所研究鋼的蠕變斷裂性能。在

17、MTMT過程破裂得到樣品的時間數(shù)據(jù)顯示，雙增加對蠕變斷裂時間得到樣品，而CTMT過程適用于所有進行蠕變試驗條件。然而,MTMT過程大大降低調查鋼的蠕變延性，蠕變斷裂伸長率數(shù)據(jù)非常高。CTMT流程見圖3。</p><p>　　表1：:15Cr-15Ni鋼的化學組成</p><p>　　圖2。通過CTMT和MTMT過程研究鋼的蠕變破裂強度與標準類型347不銹鋼鋼【11】的破裂強度進行比較。&l

18、t;/p><p>　　圖3。通過MTMT過程，顯示了較低的蠕變延性的樣品鋼的蠕變應變關系時間曲線。</p><p><b>　　4.2微觀組織</b></p><p>　　圖4 a和b顯示了晶粒結構在CTMT和MTMT分別獲得的過程。他們的主要特點分別是，在CTMT-樣品中的晶粒結構是一個多峰粒度分布與平均晶粒尺寸約220μm粒度分布。晶粒直徑平均

19、值的偏差表明，在溶液中易發(fā)生異常的晶粒生長。再結晶MTMT試樣均勻晶粒尺寸結構約為40μm。</p><p>　　淬火處理試樣的微觀組織的兩種熱處理方式，同時包含少量的粗糙Nb(C,N)沉淀和均勻分布的數(shù)量較大的(約130粒子/ m2)尺寸為15 - 40 nm(圖5)的細晶顆粒。選定區(qū)域的衍射模式(圖5 b)和能譜分析(圖5 c)指出，這些納米級的沉淀物是純鈮碳氮化物。碳氮化物形成微結構之后的老化和蠕變，前者將

20、被稱為初級沉淀，后者將被成為為二次沉淀。</p><p>　　Nb的沉淀物和微觀組織結構通過二次沉淀發(fā)生很大程度上改變二次納米碳氮化物。新形成的晶粒通常長度為10-60nm的長桿或者寬度為10-30nm的長方形。選定區(qū)域的衍射模式(SADP)，薄箔樣品在CTMT -和MTMT-specimens平行取向的關系點陣平面中，納米級碳氮化物與次要點陣平面的奧氏體基體(圖。6 d)中顯示。EDS分析(圖。6 c)表明，二

21、次碳氮化物富含Nb和Cr，有相同的化學成分的:nb58.5 - 59.5(%)，Cr38-40。鐵3，都在這兩個CTMT和MTMT-樣品中。在CTMT樣品中，大部分二次碳氮化物與最先存在的，形成細長的集群組織的高數(shù)量嚴格分布式粒子的主碳氮化物(圖6)優(yōu)先聚合。集群非均勻的分布在整個奧氏體基體中。他們的密度可以達到數(shù)十集群/ 平方米，而在某些地區(qū)，只有少數(shù)集群/平方米被發(fā)現(xiàn)。在MTMT樣品中，主要和二次的碳氮化物是均勻分布在矩陣(圖6 b

22、)中。據(jù)觀察，二級碳氮化物在MTMT樣品中優(yōu)先形成的位錯相交形式見圖7。在很多情況下，晶粒同時存在主要的納米碳化物（圖8）。一定數(shù)量的粗大純Nb(C,N)的沉淀物(圖6 b)在MTMT過程老化。納米碳化物在</p><p>　　圖4 光學顯微鏡觀察所得的晶粒結構CTMT（a）和MTMT(b)</p><p>　　圖5。薄膜透射電鏡照片顯示，處理后的初級納米鈮碳氮化物在溶液微觀組織的數(shù)密

23、度高（一），衍射圖案（SADP）的粒子（B）和能量色散譜（EDS）從這些納米級Nb（C，N）中析出物（C）；峰值的光譜有源于銅網(wǎng)格</p><p>　　圖6 薄膜透射電鏡顯示出的納米級碳化物隨著銅沉淀物（箭頭的白色顆粒）在MTMT（a）和CTMT（b）過程中蠕變斷裂得到試樣鋼，能量色散譜（EDS）的二次納米級（Nb，Cr）（C，N）沉淀物（C）和選區(qū)電子衍射圖案（SADP）的碳氮化物，呈現(xiàn)平行取向的有限顆粒的晶

24、面之間的關系和奧氏體矩陣（D）。（b）的插圖顯示二次粗糙的Nb（C，N）粒子在MTMT組織中被發(fā)現(xiàn) </p><p>　　圖7 薄膜透射電鏡顯微組織圖片顯示二次納米晶粒位錯相交的點</p><p>　　為充分理解發(fā)生在熱處理，和在蠕變斷裂、包括碳氮化物的納米晶粒和銅沉淀的微觀結構的變化條件(圖10)。二次碳氮化物的沉淀和蠕變過程中，微觀組織的碳氮化物顯著增多，從而在CTMT過程中的納米級碳

25、氮化物也在數(shù)密度上顯著增加。在MTMT過程,老化的碳氮化物沒有顯著的變化。</p><p>　　圖11顯示了典型的M23C6沉淀物的微觀結構。通常，在一定程度的蠕變斷裂下，碳化物以大小為幾個μm的晶粒形式通過老化在晶界中形成。M23C6的沉淀物的數(shù)量和分布對晶粒結構也有一定程度上的影響。在CTMT樣品中存在的尺寸不均勻的晶粒結構不均勻分布在M23C6的沉淀物中。在MTMT樣品中細小和均勻的晶粒結構導致了約三倍體積

26、分數(shù)的粗M23C6析出更多分布均勻的碳化物。 </p><p><b>　　4.3 討論</b></p><p>　　顯然,熱軋后溶液處理和老化時間長，這導致MTMT沉淀物晶粒尺寸結構的變化顯著。例如，研究鋼的蠕變行為，產(chǎn)生的微觀結構變化直接或間接影響蠕變特性。</p><p>　　在MTMT過程中高氮含量在固溶體[12],遲鈍的再結晶過程，

27、是更細的均勻晶粒結構因形成共面位錯結構的變形狀態(tài)所引起的再結晶率低的奧氏體基體。由于溶質阻力的影響，在矩陣Nb[13]存在均勻分布的納米碳氮化物和老化的二次納米碳氮化物。再結晶奧氏體的發(fā)生是不受微小的Nb(C,N)粒子[13]所影響。然而,納米碳氮化物粒子通過有效的晶界遷移，在較高的溫度下可能更有利于細小的晶粒結構。 </p><p>　　圖8 薄膜電子透射顯微鏡顯示一個復雜的碳氮化物，組成成分是一個在中間的初

28、級Nb(C,N)粒子和二次碳氮化物(a)；插圖是HRTEM圖像和FFT模式確認晶體結構的沉淀，在莖EDS濃度剖面上檢查復雜的碳氮化物(b)。頻譜中的Nb峰值對應于在初級Nb(C,N)的晶粒含量 </p><p>　　圖9 薄膜STEM-HAADF顯微照片顯示銅沉淀在CTMT過程的微觀組織(a），濃度剖面的銅、鐵、鉻、鎳穿過銅粒子由莖EDS線掃描(b)標記，已部分溶解在樣品中的圓形形狀的黑色的顆粒(a)被點解拋光，

29、結果確定為銅沉淀。</p><p>　　電子能量損失譜(EELS)的分析表明，CTMT過程的二次碳氮化物和MTMT過程的晶粒具有相同的氮(90年在%)和碳(10在%)含量(C + N = 100在%)。分析還表明,奧氏體基體的含量是C、N和Nb(圖12)。晶界中的M23C6是唯一與碳氮化物相競爭的溶質。結果表明，二次納米級碳氮化物的體積分數(shù)可以有溶質的碳含量變化。二次碳氮化物的碳含量在老化過程中，影響所形成的晶界

30、M23C6沉淀物的本質。由于它的快速老化時，低能量形成對比，碳化物的得以形成和增長，同時碳氮化物可以消耗大部分的在矩陣中的碳。在CTMT樣品中，觀察到的高數(shù)密度的二次納米碳氮化物，可以鏈接到較小體積分數(shù)的M23C6沉淀物，從而形成的微觀結構。較小的體積分數(shù)的碳化物相，是更少的溶質碳消耗而形成的，有更多的碳用于二次碳氮化物的沉淀。因此，碳氮化物的析出量是增加的。以類似的方式，在MTMT過程中觀察到的低密度的納米級碳氮化物，是因于在MTMT

31、樣品中較大的體積分數(shù)的晶界M23C6相有更細的晶粒結構。結果明顯指出，在MTMT過程中的低數(shù)量的二次納米碳氮化物是過度分數(shù)鈮、氮，,在衰變的過程中形成粗糙細長的Nb（c.n）。這也就證</p><p>　　在熱處理階段，分布不均勻的納米級二次碳氮化物，在鋼老化之前不僅引起了從形態(tài)學的位錯，還從形態(tài)學的晶界上析出M23C6晶粒。在MTMT過程中的淬火組織已經(jīng)由熱軋（圖13）生成的結構通過共面位錯顯著的增加了位錯密度

32、。恢復衰變過程中的網(wǎng)絡分布是兩個或兩個以上的位錯相交點。這些高能的相交點成為了二次析出的主要成核位點（圖7）。在CTMT過程中，位錯密度在淬火處理中處于低水平的原因是熱軋缺乏。衰變的過程在進一步減少在恢復中的位錯。與此同時，一定平衡體積分數(shù)的二次納米碳氮化物在老化過程中析出，是由于更高的溶質碳含量在老化過程中的體積分數(shù)比較高。環(huán)境迫使二級碳氮化物在數(shù)量有限的位錯位置周圍存在著連續(xù)的沉淀。這個過程導致了在CTMT微觀結構中，碳氮化物的析出

33、形態(tài)組織沉淀（如圖6a）。</p><p>　　在CTMT過程中，不均勻分布的碳氮化物可以鏈接到分布不均勻的晶界M23C6的析出物。在碳和鉻的周圍，硬質合金相在老化區(qū)域形成。高密度的碳化物晶粒的最小直徑或周圍的晶界角的地區(qū)的損傷更為嚴重。因此，碳氮化物矩陣的形成在這些地區(qū)的密度是明顯降低的，這是由于必要的溶質碳。鉻可能沒有促使過程的進行，因為它可以在豐富的碳氮化合物中形成高鉻含量鋼，這個過程區(qū)別于MTMT過程。在

34、MTMT樣品中的碳，假設分配速度很快，由于晶界M23C6相，在嚴重變形的基體內存在大量均勻分布的位錯，所以它的濃度在整個矩陣中是統(tǒng)一的。因此第二納米碳氮化物在MTMT組織中分布均勻性的原因是，在奧氏體基體熱軋形成的成核位點和碳濃度的分布是均勻的。 </p><p>　　圖10。碳氮化物和銅沉淀物中發(fā)現(xiàn)的納米晶粒在溶液中的兩個熱處理過程。</p><p>　　圖11。晶界M23C6的沉淀組織

35、分別在CTMT（a）和（b）MTMT過程中。粗顆粒內的晶粒主要為Nb（從溶液處理中所得的C，N溶解沉淀）的微觀組織結構。 </p><p>　　從相同數(shù)密度和均勻分布的銅沉淀物中觀察到兩個熱處理路線，它們的形成并不受熱軋和其他沉淀物(M23C6或碳氮化物相)的影響。類似的觀察報告[14]，銅晶粒獨立形成于沉淀中。從理論上講，無論熱軋和二級碳氮化物的形成都會影響銅的相形成。熱軋生成大量的位錯導致了銅加速的向整個矩陣

36、擴散。因此，銅沉淀的活化能降低，成核率增加。二級碳氮化物的析出消耗合金元素Nb的溶質，它已經(jīng)被證明被刺激的不銹鋼基體有銅晶粒的分布【15】。在奧氏體基體中高氮含量增加銅活性，從奧氏體和增加沉淀量的銅刺激銅原子聚合[16]。在MTMT過程中，加速熱軋會增加二次碳氮化物沉淀率。因此，從奧氏體基體中消耗的Nb和N的發(fā)生速度，對比CTMT過程可以大大影響銅相的形成以及其形態(tài)。獲得銅和碳氮化物相析出過程是這項工作范圍之外的事情。解釋觀察到的差異現(xiàn)

37、象和理論思考，以下觀點似乎是合理的：銅和碳氮化物相之間有一個相當大的動力學差異。二次碳氮化物在早期階段的迅速老化是由于過飽和氮存在于奧氏體基體中。隨著碳氮化物的形成，有效的成核點數(shù)量以及在固溶體中的N含量都在減少。相反，銅相的析出是相當緩慢的，由于銅在奧氏體基體中高溶解度的極限(約5重量</p><p>　　圖12。電子能量損失譜（EELS）的顯微組織為奧氏體基體，矩陣中C，N，Nb（C K-端點（284 eV）

38、，N K-端點（401 eV），Nb M3-端點（363 eV） </p><p>　　圖13。在MTTM過程中，共面位錯結構在淬火熱軋溶液處理后形成的微觀組織 </p><p>　　在MTMT過程中得到的鋼的樣品的表現(xiàn)出有微觀結構變化的明顯蠕變特性不利于材料的抗蠕變性(較小的晶粒尺寸結構,少數(shù)的納米級碳氮化物,粗晶界M23C6晶粒和粗化銅相晶粒)。作為可以大大影響鋼蠕變強度的溶質的含量，

39、鉬在CTMT和MTMT過程中和得到的鋼樣品室平等的，MTMT過程中存在的改進蠕變強度現(xiàn)象是分布均勻的納米級碳氮化物引起的。通過CTMT過程所得的樣品碳氮化物形貌，是排列成細長的集群和在奧氏體基體中非均勻的分布在整個矩陣的鋼，它們影響著鋼的蠕變特性。碳氮化物的細長集群和高縱橫比可以像在蠕變過程中的較大尺寸的粒子。因此,有效的平均顆粒間距可以降低材料的蠕變強度[19]。不均勻分布的集群矩陣影響碳氮化物的非均勻分布。這些矩陣的蠕變應變率高于材

40、料的剩余部分。因此，位錯網(wǎng)絡可以很容易地分解早期斷裂的材料。晶粒團聚對蠕變強度的影響也被記錄在ODS合金鎳基[20]。因此,這種現(xiàn)象具有金屬材料的一般特性。</p><p>　　蠕變斷裂的性質，與所使用的熱處理工藝無關，而是與在粗晶界間析出的M23C6的形成和蠕變孔洞的生長有關。由于應力集中形成的裂紋對晶?；w界面提供有力條件。此外，在蠕變過程中位錯擴散，大量位錯周圍產(chǎn)生的基質晶粒能加速裂紋增長。裂縫形成快結束時

41、，裂紋附近的初始生長的二次蠕變一段形成，此時的它們由于蠕變導致很不穩(wěn)定[21]。在MTMT過程中引起的低蠕變延性主要是由于低應變斷裂，在第三階段的蠕變區(qū)域直接關系到大量晶界M23C6沉淀物中的微觀結構。大數(shù)量的碳化物意味著有越來越多的不穩(wěn)定裂紋形成，它們降低了晶界腔面積分數(shù)達到臨界水平所需要的時間。因此MTMT過程的第三階段蠕變，明顯縮短材料的低蠕變延性。在MTMT過程中，老化時間越長，M23C6晶?？梢赃M一步加速裂紋的成核和生長。因此

42、，老化的時間可能在一定程度上影響蠕變特性。</p><p><b>　　5 結論</b></p><p>　　我們對于CTMT和MTMT過程對高氮奧氏體不銹鋼15 cr-15ni蠕變特性的微觀過程做了研究，了解材料在工業(yè)上的采用和熱處理應用過程。該研究獲得以下結果：</p><p>　　1.在MTMT的熱軋過程中，分布均勻的二次納米碳氮化物的再

43、結晶微觀結構。碳氮化物的形態(tài)改變是由于氮奧氏體基體熱塑形變后的均勻平面位錯結構引起的。出現(xiàn)少量沉淀的原因是CTMT過程中，高體積分數(shù)的晶界M23C6沉淀的尺寸細小，也與再結晶的組織有直接關系</p><p>　　2.CTMT過程中產(chǎn)生由大量納米級碳氮化物緊密分布而成的細長集群。集群的形成是由于位錯的缺失和缺乏熱塑性變形。CTMT過程中的碳氮化物的數(shù)量高于MTMT過程，是因為在CTMT過程中低體積分數(shù)的晶界M23C

44、6沉淀物晶粒尺寸較大，沉淀物的結構也與碳氮化合物有直接的關系。</p><p>　　3.銅沉淀的數(shù)量和分布并不是受熱軋影響的?？赡艿脑颍倾~相比碳氮化合物相沉淀更加緩慢。粗銅晶粒在MTMT過程的老化時間更長，證明了碳氮化合物引起的銅晶粒是不穩(wěn)定的粒子。</p><p>　　4.在MTMT過程中的蠕變斷裂時間是再結晶組織的納米碳氮化物分布的均勻性而引起的雙增長。在數(shù)量較多的碳氮化物情況下，

45、CTMT過程體現(xiàn)了低蠕變特性。在CTMT過程的矩陣中，碳氮化物排列成細長的集群和非均勻分布的簇，這對于材料的蠕變強度是有害的。</p><p>　　5.MTMT過程中蠕變延性較低的主要的原因是，再結晶組織的粗晶界M23C6的沉淀物數(shù)量較大</p><p><b>　　鳴謝</b></p><p>　　本研究研發(fā)支持者，韓國科學與技術研究院(基斯