研究了固溶熱處理溫度和奧氏體形成過程、馬氏體轉變后的殘余奧氏體和500時效形成的逆轉變奧氏體對Fe-Cr-Ni-Co-Mo馬氏體時效不銹鋼管的影響。機械性能，特別是低溫韌性。結果發(fā)現，低溫固溶加熱形成的馬氏體表現出較高的時效強化效果，時效形成的殘余奧氏體和逆相變奧氏體大大提高了低溫韌性，使Fe-Cr-Ni . -Co-Mo Ma 經過低溫固溶熱處理，時效不銹鋼管同時具有高強度和高低溫沖擊韌性。
奧氏體不銹鋼管最初用于在液氧、液氮等低溫環(huán)境下運行的零件，其較高的低溫韌性保證了零件低溫運行的可靠性。然而，由于奧氏體不銹鋼管的強度，特別是屈服強度低，往往不能滿足設計要求，許多學者正在研究開發(fā)新鋼種和提高低溫鋼管強度和韌性的過程?？ǜ兄频?00Cr12Ni10MoTi馬氏超低碳高鎳鋼具有足夠的低溫韌性[1] Morris等學者通過周期性熱處理使5Ni、9Ni鋼超細晶粒，穩(wěn)定提高成形強度和低溫韌性韌性.殘余奧氏體[2-3]。尤其是在Tarasenko等人最近開發(fā)的控制馬氏體/殘余奧氏體復合組織的過程中，鐵基耐蝕合金的室溫屈服強度可以達到1200MPa以上，并且已經證明：殘余奧氏體具有強化作用。低溫韌性就足夠了[4]。本文設計了一種Fe-Cr-Ni-Co-Mo馬氏體時效不銹鋼管，研究了馬氏體/殘余奧氏體復合組織與固溶熱處理溫度的關系，探索了復合組織的力學性能。低溫韌性的影響為下一代低溫用高強度不銹鋼管的研究提供了重要依據。
1 實驗材料與方法
實驗所用Fe-Cr-Ni-Co-Mo系列馬氏體時效不銹鋼管在25kg真空感應爐中冶煉，化學成分（質量分數，%）控制在以下范圍內。 0.021C、10.5~12.0Cr、6.0~8.5Ni、5.0~7.0Co和2.0~3.0Mo，其他元素包括0.005S、0.008P、0.50 Mn和0.50 Si。將熔融鋼坯在1200 6 h 均質化，鍛造成35 mm 35 mm 方形鋼坯，然后從鍛造鋼坯上切下拉伸和沖擊試樣和10 mm 10 mm 15 mm 的金屬結構試樣成組樣品。溫度（750、800、850、900、950、1000） 保溫1h水冷固溶處理，拉伸和沖擊試樣毛坯進行5002h時效處理。將退火樣品加工成準5mm x 25mm 拉伸樣品和10mm x 10mm x 55mm U 型缺口沖擊樣品。 WE300B拉伸試驗機用于測量室溫拉伸性能，JBN-300B沖擊試驗機用于測試室溫和液氮溫度（-196）下的沖擊韌性。
用掃描電鏡觀察低溫沖擊試樣斷口形貌，制備未時效的10 mm10 mm15 mm金屬組織試樣作為金屬組織試樣，用KMnO4顯示原始奧氏體晶界+H2SO4 水溶液。分析奧氏體的形成過程，并檢查固體溶液和固體溶液中使用X射線衍射+老化樣品，即所述的組合物，45至115的每個樣品，并且所述數據收集衍射峰的確定位置，并計算衍射峰的相應面間距和積分強度，并根據面間距和相對強度確定相組成。用衍射峰、對比法計算奧氏體的體積百分比。
2 結果與討論
2.1 力學性能
隨固溶溫度的變化圖1 顯示了樣品機械性能隨固溶處理溫度的變化?？梢钥闯觯谳^低溫度下固溶處理后室溫強度（抗拉強度和屈服強度）較高，800固溶處理后出現室溫峰值。在800以上，固溶處理強度C為固溶處理強度超過850，而固溶處理強度僅略有下降，室溫沖擊韌性和強度有相反的變化規(guī)律，即室溫強度越高，室溫沖擊韌性越低，反之亦然。但是，低溫（-196）沖擊韌性的變化是特定的，即高室溫強度對應較高的低溫沖擊韌性，因此存在控制低溫沖擊韌性的重要因素。
2.2 低溫沖擊斷裂模式觀察
用掃描電鏡觀察低溫（-196）沖擊試樣斷口裂紋擴展區(qū)域的形狀，結果如圖2所示。結果表明，750 處理的試樣裂紋擴展區(qū)具有凹坑形貌，表明試樣發(fā)生微塑性變形并形成微孔，微孔聚合導致裂紋擴展。微孔在800C 處理后，聚合凹坑的形態(tài)減少，出現準切割斷裂形態(tài)。固溶熱處理溫度越高，試樣裂紋擴展區(qū)準裂紋的比例越高，1000固溶熱處理材料具有連續(xù)的準裂紋斷裂，因此斷口形貌和溫度較低（ -196 C) 沖擊韌性降低，完美匹配。
2.3 固溶處理對相組成的影響
根據原始奧氏體晶粒的形狀，可以確定固溶熱處理過程中奧氏體的形成過程。由于終鍛溫度較低（約850），動態(tài)再結晶不完全，局部存在未動態(tài)再結晶的粗大變形晶粒。較低溫度（750和800）的固溶熱處理完全繼承了圖3（a）所示的原始鍛造組織，表明奧氏體是通過非擴散相變形成的。當溫度升高到850 時，在下形成較小的再結晶晶粒，曲折的晶界表明同時發(fā)生晶界遷移再結晶，如圖3（b）所示。在900 時，固溶熱當固溶處理溫度升高時，形成的再結晶晶粒表明再結晶完成，等軸晶粒迅速長大。
X 射線衍射技術用于確定在不同溫度下用固溶體處理的樣品的相組成，典型結果如圖4(a) 所示。雖然固溶處理后的相組成為馬氏體/殘余奧氏體復合結構，但可以看出最終殘余奧氏體量對固溶熱處理溫度非常敏感。如圖4(a)所示，可以看出750處理樣品的殘余奧氏體衍射峰的相對強度明顯高于950處理樣品的衍射峰的相對強度. 750處理試樣的非擴散'相變形成奧氏體，是馬氏體相變的逆相變，同時剪切產生奧氏體，導致奧氏體中缺陷密度較高，后續(xù)冷卻工藝具有更高的缺陷密度。馬氏體相變抗力高，所以殘留奧氏體較多[4]，950固溶熱處理后奧氏體再結晶，大大降低了內部缺陷密度和相應的馬氏體相變抗力，最終殘留奧氏體需要減少量。事實上，當奧氏體在固溶熱處理（850）過程中開始再結晶時，殘余奧氏體最終顯著減少，提高固溶熱處理溫度以完成再結晶，然后晶粒長大，導致殘余奧氏體全部為4%~穩(wěn)定在5%。在800固溶熱處理中，奧氏體是通過非擴散'相變形成的，但最終奧氏體明顯低于750固溶熱處理，這是由于非擴散所致。 '-相變形成并恢復奧氏體，內部缺陷密度的降低降低了馬氏體相變阻力并減少了殘余奧氏體量。
低溫固溶熱處理不僅顯著增加殘余奧氏體，而且增加了500時效后的逆轉變奧氏體。 500時效后，750固溶熱處理材料的10%以上形成逆相變奧氏體，這可以歸因于通過非擴散'相變形成具有高缺陷密度的奧氏體。馬氏體中的高密度缺陷馬氏體降低了逆相變奧氏體的形成溫度。如果提高固溶熱處理溫度，奧氏體發(fā)生再結晶，晶粒長大，缺陷密度降低，最終形成的馬氏體缺陷密度也降低，從而使逆相變奧氏體形成溫度升高，逆相變形成減少。奧氏體僅為850~1000固溶處理形成的逆相變奧氏體的3%左右。由于低溫固溶處理最終形成高密度缺陷馬氏體，在500時效時促進合金元素的擴散和分散，同時析出更多的硬化相。有時效析出相分布，強化效果更高。較多的殘余奧氏體和逆相變奧氏體對強度有一定影響，750固溶處理的材料強度明顯低于固溶處理。在800C 下處理。但是，由于馬氏體具有較高的缺陷密度并促進時效硬化相的析出和分散，因此較高的強化效果可以補償殘余/逆奧氏體對強度的影響。此外，低溫固溶熱處理形成的奧氏體缺陷密度高，馬氏體相變后殘留的奧氏體冷硬化，奧氏體發(fā)生逆相變形成剪切。能顯著阻止裂紋擴展，特別有利于提高低溫韌性。
3 結論
(1)低溫固溶處理利用非擴散'相變形成奧氏體，這種高密度奧氏體具有較高的抗馬氏體相變能力，最大殘留奧氏體大于17%，有助于形成奧氏體。可能的。在500C 時效導致形成逆轉變奧氏體，最終形成穩(wěn)定的時效馬氏體/奧氏體復合體。
(2)奧氏體非擴散相變形成的馬氏體具有更高的時效強化效果，殘余/逆相變奧氏體大大提高了低溫韌性，因此低溫固溶熱處理試樣具有更高的強度和它既具有較高的低溫沖擊韌性。