研究了固溶热处理温度和奥氏体形成过程、马氏体转变后的残余奥氏体和500时效形成的逆转变奥氏体对Fe-Cr-Ni-Co-Mo马氏体时效不锈钢管的影响。机械性能，特别是低温韧性。结果发现，低温固溶加热形成的马氏体表现出较高的时效强化效果，时效形成的残余奥氏体和逆相变奥氏体大大提高了低温韧性，使Fe-Cr-Ni . -Co-Mo Ma 经过低温固溶热处理，时效不锈钢管同时具有高强度和高低温冲击韧性。
奥氏体不锈钢管最初用于在液氧、液氮等低温环境下运行的零件，其较高的低温韧性保证了零件低温运行的可靠性。然而，由于奥氏体不锈钢管的强度，特别是屈服强度低，往往不能满足设计要求，许多学者正在研究开发新钢种和提高低温钢管强度和韧性的过程。卡根研制的000Cr12Ni10MoTi马氏超低碳高镍钢具有足够的低温韧性[1] Morris等学者通过周期性热处理使5Ni、9Ni钢超细晶粒，稳定提高成形强度和低温韧性韧性.残余奥氏体[2-3]。尤其是在Tarasenko等人最近开发的控制马氏体/残余奥氏体复合组织的过程中，铁基耐蚀合金的室温屈服强度可以达到1200MPa以上，并且已经证明：残余奥氏体具有强化作用。低温韧性就足够了[4]。本文设计了一种Fe-Cr-Ni-Co-Mo马氏体时效不锈钢管，研究了马氏体/残余奥氏体复合组织与固溶热处理温度的关系，探索了复合组织的力学性能。低温韧性的影响为下一代低温用高强度不锈钢管的研究提供了重要依据。
1 实验材料与方法
实验所用Fe-Cr-Ni-Co-Mo系列马氏体时效不锈钢管在25kg真空感应炉中冶炼，化学成分（质量分数，%）控制在以下范围内。 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。将熔融钢坯在1200 6 h 均质化，锻造成35 mm 35 mm 方形钢坯，然后从锻造钢坯上切下拉伸和冲击试样和10 mm 10 mm 15 mm 的金属结构试样成组样品。温度（750、800、850、900、950、1000） 保温1h水冷固溶处理，拉伸和冲击试样毛坯进行5002h时效处理。将退火样品加工成准5mm x 25mm 拉伸样品和10mm x 10mm x 55mm U 型缺口冲击样品。 WE300B拉伸试验机用于测量室温拉伸性能，JBN-300B冲击试验机用于测试室温和液氮温度（-196）下的冲击韧性。
用扫描电镜观察低温冲击试样断口形貌，制备未时效的10 mm10 mm15 mm金属组织试样作为金属组织试样，用KMnO4显示原始奥氏体晶界+H2SO4 水溶液。分析奥氏体的形成过程，并检查固体溶液和固体溶液中使用X射线衍射+老化样品，即所述的组合物，45至115的每个样品，并且所述数据收集衍射峰的确定位置，并计算衍射峰的相应面间距和积分强度，并根据面间距和相对强度确定相组成。用衍射峰、对比法计算奥氏体的体积百分比。
2 结果与讨论
2.1 力学性能
随固溶温度的变化图1 显示了样品机械性能随固溶处理温度的变化。可以看出，在较低温度下固溶处理后室温强度（抗拉强度和屈服强度）较高，800固溶处理后出现室温峰值。在800以上，固溶处理强度C为固溶处理强度超过850，而固溶处理强度仅略有下降，室温冲击韧性和强度有相反的变化规律，即室温强度越高，室温冲击韧性越低，反之亦然。但是，低温（-196）冲击韧性的变化是特定的，即高室温强度对应较高的低温冲击韧性，因此存在控制低温冲击韧性的重要因素。
2.2 低温冲击断裂模式观察
用扫描电镜观察低温（-196）冲击试样断口裂纹扩展区域的形状，结果如图2所示。结果表明，750 处理的试样裂纹扩展区具有凹坑形貌，表明试样发生微塑性变形并形成微孔，微孔聚合导致裂纹扩展。微孔在800C 处理后，聚合凹坑的形态减少，出现准切割断裂形态。固溶热处理温度越高，试样裂纹扩展区准裂纹的比例越高，1000固溶热处理材料具有连续的准裂纹断裂，因此断口形貌和温度较低（ -196 C) 冲击韧性降低，完美匹配。
2.3 固溶处理对相组成的影响
根据原始奥氏体晶粒的形状，可以确定固溶热处理过程中奥氏体的形成过程。由于终锻温度较低（约850），动态再结晶不完全，局部存在未动态再结晶的粗大变形晶粒。较低温度（750和800）的固溶热处理完全继承了图3（a）所示的原始锻造组织，表明奥氏体是通过非扩散相变形成的。当温度升高到850 时，在下形成较小的再结晶晶粒，曲折的晶界表明同时发生晶界迁移再结晶，如图3（b）所示。在900 时，固溶热当固溶处理温度升高时，形成的再结晶晶粒表明再结晶完成，等轴晶粒迅速长大。
X 射线衍射技术用于确定在不同温度下用固溶体处理的样品的相组成，典型结果如图4(a) 所示。虽然固溶处理后的相组成为马氏体/残余奥氏体复合结构，但可以看出最终残余奥氏体量对固溶热处理温度非常敏感。如图4(a)所示，可以看出750处理样品的残余奥氏体衍射峰的相对强度明显高于950处理样品的衍射峰的相对强度. 750处理试样的非扩散'相变形成奥氏体，是马氏体相变的逆相变，同时剪切产生奥氏体，导致奥氏体中缺陷密度较高，后续冷却工艺具有更高的缺陷密度。马氏体相变抗力高，所以残留奥氏体较多[4]，950固溶热处理后奥氏体再结晶，大大降低了内部缺陷密度和相应的马氏体相变抗力，最终残留奥氏体需要减少量。事实上，当奥氏体在固溶热处理（850）过程中开始再结晶时，残余奥氏体最终显着减少，提高固溶热处理温度以完成再结晶，然后晶粒长大，导致残余奥氏体全部为4%~稳定在5%。在800固溶热处理中，奥氏体是通过非扩散'相变形成的，但最终奥氏体明显低于750固溶热处理，这是由于非扩散所致。 '-相变形成并恢复奥氏体，内部缺陷密度的降低降低了马氏体相变阻力并减少了残余奥氏体量。
低温固溶热处理不仅显着增加残余奥氏体，而且增加了500时效后的逆转变奥氏体。 500时效后，750固溶热处理材料的10%以上形成逆相变奥氏体，这可以归因于通过非扩散'相变形成具有高缺陷密度的奥氏体。马氏体中的高密度缺陷马氏体降低了逆相变奥氏体的形成温度。如果提高固溶热处理温度，奥氏体发生再结晶，晶粒长大，缺陷密度降低，最终形成的马氏体缺陷密度也降低，从而使逆相变奥氏体形成温度升高，逆相变形成减少。奥氏体仅为850~1000固溶处理形成的逆相变奥氏体的3%左右。由于低温固溶处理最终形成高密度缺陷马氏体，在500时效时促进合金元素的扩散和分散，同时析出更多的硬化相。有时效析出相分布，强化效果更高。较多的残余奥氏体和逆相变奥氏体对强度有一定影响，750固溶处理的材料强度明显低于固溶处理。在800C 下处理。但是，由于马氏体具有较高的缺陷密度并促进时效硬化相的析出和分散，因此较高的强化效果可以补偿残余/逆奥氏体对强度的影响。此外，低温固溶热处理形成的奥氏体缺陷密度高，马氏体相变后残留的奥氏体冷硬化，奥氏体发生逆相变形成剪切。能显着阻止裂纹扩展，特别有利于提高低温韧性。
3 结论
(1)低温固溶处理利用非扩散'相变形成奥氏体，这种高密度奥氏体具有较高的抗马氏体相变能力，最大残留奥氏体大于17%，有助于形成奥氏体。可能的。在500C 时效导致形成逆转变奥氏体，最终形成稳定的时效马氏体/奥氏体复合体。
(2)奥氏体非扩散相变形成的马氏体具有更高的时效强化效果，残余/逆相变奥氏体大大提高了低温韧性，因此低温固溶热处理试样具有更高的强度和它既具有较高的低温冲击韧性。