研究了固溶熱處理溫度和奧氏體形成過程、馬氏體轉(zhuǎn)變后的殘余奧氏體和500時效形成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體對Fe-Cr-Ni-Co-Mo馬氏體時效不銹鋼管的影響。機(jī)械性能，特別是低溫韌性。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，低溫固溶加熱形成的馬氏體表現(xiàn)出較高的時效強(qiáng)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(jīng)過低溫固溶熱處理，時效不銹鋼管同時具有高強(qiáng)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(yùn)行的零件，其較高的低溫韌性保證了零件低溫運(yùn)行的可靠性。然而，由于奧氏體不銹鋼管的強(qiáng)度，特別是屈服強(qiáng)度低，往往不能滿足設(shè)計要求，許多學(xué)者正在研究開發(fā)新鋼種和提高低溫鋼管強(qiáng)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(xué)者通過周期性熱處理使5Ni、9Ni鋼超細(xì)晶粒，穩(wěn)定提高成形強(qiáng)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(fù)合組織的過程中，鐵基耐蝕合金的室溫屈服強(qiáng)度可以達(dá)到1200MPa以上，并且已經(jīng)證明：殘余奧氏體具有強(qiáng)化作用。低溫韌性就足夠了[4]。本文設(shè)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(fù)合組織與固溶熱處理溫度的關(guān)系，探索了復(fù)合組織的力學(xué)性能。低溫韌性的影響為下一代低溫用高強(qiáng)度不銹鋼管的研究提供了重要依據(jù)。
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(yīng)爐中冶煉，化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）控制在以下范圍內(nèi)。 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(zhì)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(jié)構(gòu)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(jìn)行5002h時效處理。將退火樣品加工成準(zhǔn)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(jī)用于測量室溫拉伸性能，JBN-300B沖擊試驗機(jī)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(shù)據(jù)收集衍射峰的確定位置，并計算衍射峰的相應(yīng)面間距和積分強(qiáng)度，并根據(jù)面間距和相對強(qiáng)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(jié)果與討論
2.1 力學(xué)性能
隨固溶溫度的變化圖1 顯示了樣品機(jī)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(qiáng)度（抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度）較高，800固溶處理后出現(xiàn)室溫峰值。在800以上，固溶處理強(qiáng)度C為固溶處理強(qiáng)度超過850，而固溶處理強(qiáng)度僅略有下降，室溫沖擊韌性和強(qiáng)度有相反的變化規(guī)律，即室溫強(qiáng)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(qiáng)度對應(yīng)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(kuò)展區(qū)域的形狀，結(jié)果如圖2所示。結(jié)果表明，750 處理的試樣裂紋擴(kuò)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(dǎo)致裂紋擴(kuò)展。微孔在800C 處理后，聚合凹坑的形態(tài)減少，出現(xiàn)準(zhǔn)切割斷裂形態(tài)。固溶熱處理溫度越高，試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)準(zhǔn)裂紋的比例越高，1000固溶熱處理材料具有連續(xù)的準(zhǔn)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(jù)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(jié)晶不完全，局部存在未動態(tài)再結(jié)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(kuò)散相變形成的。當(dāng)溫度升高到850 時，在下形成較小的再結(jié)晶晶粒，曲折的晶界表明同時發(fā)生晶界遷移再結(jié)晶，如圖3（b）所示。在900 時，固溶熱當(dāng)固溶處理溫度升高時，形成的再結(jié)晶晶粒表明再結(jié)晶完成，等軸晶粒迅速長大。
X 射線衍射技術(shù)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(jié)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(fù)合結(jié)構(gòu)，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(qiáng)度明顯高于950處理樣品的衍射峰的相對強(qiáng)度. 750處理試樣的非擴(kuò)散'相變形成奧氏體，是馬氏體相變的逆相變，同時剪切產(chǎn)生奧氏體，導(dǎo)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(jié)晶，大大降低了內(nèi)部缺陷密度和相應(yīng)的馬氏體相變抗力，最終殘留奧氏體需要減少量。事實上，當(dāng)奧氏體在固溶熱處理（850）過程中開始再結(jié)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(jié)晶，然后晶粒長大，導(dǎo)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(kuò)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(kuò)散所致。 '-相變形成并恢復(fù)奧氏體，內(nèi)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(zhuǎn)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(kuò)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(jié)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(jìn)合金元素的擴(kuò)散和分散，同時析出更多的硬化相。有時效析出相分布，強(qiáng)化效果更高。較多的殘余奧氏體和逆相變奧氏體對強(qiáng)度有一定影響，750固溶處理的材料強(qiáng)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(jìn)時效硬化相的析出和分散，因此較高的強(qiáng)化效果可以補(bǔ)償殘余/逆奧氏體對強(qiáng)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(kuò)展，特別有利于提高低溫韌性。
3 結(jié)論
(1)低溫固溶處理利用非擴(kuò)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?？赡艿?。在500C 時效導(dǎo)致形成逆轉(zhuǎn)變奧氏體，最終形成穩(wěn)定的時效馬氏體/奧氏體復(fù)合體。
(2)奧氏體非擴(kuò)散相變形成的馬氏體具有更高的時效強(qiáng)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(qiáng)度和它既具有較高的低溫沖擊韌性。