研究了Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｍｏ马氏体时效不锈钢管固溶处理温度与奥氏体形成过程，马氏体相变后的残余奥氏体，以及５００℃时效形成逆转变奥氏体之间的关系，并探索了其对力学性能，尤其是低温韧性的影响。结果表明：低温固溶处理形成的马氏体具有较高的时效强化效应，残余奥氏体和时效形成的逆转变奥氏体显著改善低温韧性，这使得Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｍｏ马氏体时效不锈钢管低温固溶处理后既有较高的强度，又有较高的低温冲击韧度。

液氧、液氮等低温环境下工作的构件早期使用奥氏体不锈钢管，其较高的低温韧性保证构件低温工作的可靠性。然而，奥氏体不锈钢管强度，尤其是屈服强度较低，许多情况下不能满足设计要求，为此许多学者开发新的钢种并研究提高低温用钢的强韧性工艺，Ｋａｇａｎ开发的００Ｃｒ１２Ｎｉ１０ＭｏＴｉ马氏体不锈钢管，其超低碳和高镍使钢具有足够的低温韧性［１］，Ｍｏｒｒｉｓ等学者通过循环热处理使５Ｎｉ和９Ｎｉ钢晶粒超细化，并形成稳定的残余奥氏体，同时提高强度和低温韧性［２－３］。尤其是最近Ｔａｒａｓｅｎｋｏ等开发的马氏体／残余奥氏体复相组织的控制工艺，在铁基耐蚀合金方面证明其室温屈服强度达到１２００ＭＰａ以上，而残余奥氏体韧化作用使其具有足够的低温韧性［４］。本文设计了Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｍｏ马氏体时效不锈钢管，研究了马氏体／残余奥氏体复相组织与固溶处理温度的相关性，探索了复相组织对力学性能，尤其是低温韧性的影响，为下一代低温用高强度不锈钢管研究提供重要的基础。

1实验材料与方法

实验用Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｍｏ系马氏体时效不锈钢管用２５ｋｇ真空感应炉熔炼，其化学成分（质量分数，％）控制在下列范围：≤０．０２１Ｃ，１０．５～１２．０Ｃｒ，６．０～８．５Ｎｉ，５．０～７．０Ｃｏ和２．０～３．０Ｍｏ，其它元素包括：≤０．００５Ｓ，≤０．００８Ｐ，≤０．５０Ｍｎ和≤０．５０Ｓｉ。冶炼坯经１２００℃×６ｈ均质化处理后锻造成３５ｍｍ×３５ｍｍ的方坯，从锻造方坯上切取拉伸、冲击试样坯和１０ｍｍ×１０ｍｍ×１５ｍｍ金相试样，试样分组后分别进行不同温度（７５０、８００、８５０、９００、９５０、和１０００℃）保温１ｈ水冷的固溶处理，拉伸和冲击试样坯经５００℃×２ｈ时效处理。将热处理的试样分别加工成准５ｍｍ×２５ｍｍ的拉伸试样和１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ的Ｕ型缺口冲击试样。用ＷＥ３００Ｂ拉伸试验机测定室温拉伸性能，用ＪＢＮ－３００Ｂ冲击试验机分别测试室温和液氮温度（-１９６℃）的冲击韧度。

用扫描电镜观察低温冲击试样断口形貌，将未时效的１０ｍｍ×１０ｍｍ×１５ｍｍ金相试样制成金相样品，经ＫＭｎＯ４+Ｈ２ＳＯ４水溶液显示原奥氏体晶界，通过晶粒形态和尺寸的变化分析奥氏体形成过程；用Ｘ射线衍射方法分别测试固溶态和固溶+时效态试样相组成，即对每一试样在４５°～１１５°进行步进扫描，用采集数据确定衍射峰位置，并计算对应面间距和衍射峰积分强度等，根据面间距和衍射峰的相对强度确定相组成；并用对比法计算奥氏体的体积百分数。

2结果及讨论

2.1力学性能

随固溶温度的变化图１为试样力学性能随固溶处理温度的变化。可看出：相对较低温度固溶处理后室温强度（抗拉和屈服强度）较高，８００℃固溶处理出现室温强度峰值，高于８００℃固溶处理强度显著下降，而超过８５０℃固溶处理强度仅略有下降，室温冲击韧性度与强度呈现相反的变化规律，即较高的室温强度对应较低的室温冲击韧度，反之亦然。然而，低温（-１９６℃）冲击韧度变化表现出奇异性，即高的室温强度对应较高的低温冲击韧度，因此存在控制低温冲击韧度的重要因素。

2.2低温冲击断口形貌观察

用扫描电镜观察低温（-１９６℃）冲击试样断口裂纹扩展区形貌，结果见图２。结果表明，７５０℃固溶处理的试样裂纹扩展区为韧窝形貌，表明试样发生微观塑性变形并形成微孔洞，微孔洞聚合导致裂纹扩展；８００℃固溶处理的材料微孔聚合的韧窝形貌减少，而且出现准解理断裂形貌。进一步升高固溶处理温度，试样裂纹扩展区准解理比例增加，１０００℃固溶处理的材料甚至出现连续准解理断裂，因此断口形貌与低温（-１９６℃）冲击韧度是完全对应的。

2.3固溶处理对相组成的影响

根据原奥氏体晶粒形态可以判定固溶处理过程中奥氏体的形成过程。由于终锻温度相对较低（约８５０℃），因此动态再结晶不完整，存在局部未动态再结晶的粗大变形晶粒。较低温度（７５０℃和８００℃）固溶处理完全继承原始锻态组织，见图３（ａ），说明以非扩散α＇→γ相变形成奥氏体；固溶处理温度升高到８５０℃已形成尺寸较小的再结晶晶粒，曲折的晶界表明同时发生晶界迁移式再结晶，见图３（ｂ）；９００℃固溶处理形成等轴的再结晶晶粒，表明已完成再结晶；再提高固溶处理温度等轴晶粒迅速长大。

用Ｘ射线衍射技术测定了不同温度固溶处理试样的相组成，典型的结果见图４（ａ）。可以看出，固溶处理后的相组成均为马氏体／残余奥氏体复相组织，但最终的残余奥氏体量对固溶处理温度极为敏感。从图４（ａ）可以看出，７５０℃固溶处理的试样残余奥氏体的衍射峰相对强度明显高于９５０℃固溶处理的，这可归结为７５０℃固溶处理以非扩散的α＇→γ相变形成奥氏体，即马氏体相变的逆转变，奥氏体同样以切变方式产生，这使得奥氏体内具有较高的缺陷密度，随后冷却过程中具有较高的马氏体相变抗力，因此残留更多的奥氏体［４］；９５０℃固溶处理奥氏体已完成再结晶，其内部缺陷密度显著下降，相应的马氏体相变抗力下降，必然要降低最终的残余奥氏体量。事实上，固溶处理时若奥氏体开始再结晶（８５０℃），最终残留奥氏体显著下降，再升高固溶处理温度完成再结晶，以及随后晶粒长大，残余奥氏体量均稳定在４％￣５％。至于８００℃固溶处理同样以非扩散α＇→γ相变形成奥氏体，但最终残留的奥氏体比７５０℃固溶处理显著下降，这归结为８００℃固溶处理非扩散α＇→γ相变形成奥氏体发生了回复，其内缺陷密度的降低使得马氏体相变抗力下降，因此降低残余奥氏体量。

低温固溶处理除显著增加残余奥氏体外，也增加５００℃时效后的逆转变奥氏体。７５０℃固溶处理的材料５００℃时效后形成１０％以上的逆转变奥氏体，这可以归结为以非扩散α＇→γ相变形成缺陷密度较高的奥氏体，这些缺陷遗传到最终的马氏体内，高密度缺陷的马氏体降低逆转变奥氏体的形成温度。升高固溶处理温度，奥氏体发生再结晶及其晶粒长大，其缺陷密度降低使最终形成的马氏体缺陷密度也较低，因此相应的逆转变奥氏体的形成温度上升、减少形成的逆转变奥氏体，经８５０～１０００℃固溶处理的材料仅形成约３％的逆转变奥氏体。由于低温固溶处理最终形成高密度缺陷的马氏体，这促进５００℃时效过程中合金元素扩散，析出更多的强化相，同时也促进时效析出相的弥散分布，因此具有更高的强化效应，较多的残余奥氏体和逆转变奥氏体对强度有一定的影响，７５０℃固溶处理的材料强度明显低于８００℃固溶处理的。然而，由于马氏体具有更高的缺陷密度，促进时效强化相析出和弥散分布，其更高的强化效应可弥补残余／逆转奥氏体对强度的影响。此外低温固溶处理形成的奥氏体缺陷密度高，经过马氏体相变后残留的奥氏体又经过了冷作硬化，逆转变奥氏体以切变形成且富合金元素，因此残余／逆转奥氏体对强度的牺牲有限，但具有显著阻止裂纹扩展的能力，尤其有利于改善低温韧性。

3结论

（１）低温固溶处理以非扩散α＇→γ相变形成奥氏体，这种高密度的奥氏体具有较高的马氏体相变抗力，最高残留１７％以上的奥氏体，而且有利于５００℃时效形成逆转变奥氏体，最终形成稳定的时效马氏体／奥氏体复相组织。

（２）非扩散α＇→γ相变的奥氏体最终形成的马氏体具有更高的时效强化效应，而残余／逆转变奥氏体显著改善低温韧性，因此低温固溶处理的试样既有较高的强度，又有更高的低温冲击韧度。