已知含有少量殘余奧氏體的析出硬化不銹鋼（PHSS）是通過相變誘發塑性來提高延展性。然而，目前尚未充分了解其機理。在本研究中，制備兩種PHSS，通過不同冷卻速率以改變殘余奧氏體量。通過XRD分析，調查殘余奧氏體量；通過TEM和EBSD，觀察微觀組織。為了了解殘余奧氏體量與力學性能的關系，進行了硬度和拉伸試驗。結果表明，殘余奧氏體沿馬氏體板條邊界呈塊狀或薄膜狀細微分布，過量的殘余奧氏體在晶界附近形成幾十微米的大塊，因此形成不均勻的組織和硬度。隨著殘余奧氏體量的增加，Rp0.2降低且斷裂延伸率增加。另一方面，時效處理后的含有大量殘余奧氏體的3Co鋼拉伸性能仍保持不變。因此，通過控制殘余奧氏體量和殘余奧氏體的黏結性進行微觀結構控制，有望提高PHSS力學性能。

　　在通過析出強化的實際應用鋼材Fe-11Ni-12Cr-1Mo-1.6Ti系合金的基礎上，改變Ti及Al添加量，試制了金屬間化合物復合析出的’系析出硬化型不銹鋼，評價了析出物種類、數量以及殘余量對力學性能的影響。明確了試制鋼的抗拉強度及延展性均因成分和熱處理條件不同而有著很大差異，但具體各因素對力學性能的影響仍有許多不夠明確的地方。另一方面，作為提高’系析出硬化型不銹鋼延展性的因素之一，可以舉出對殘余相變誘發塑性的利用。當從Ms點到Md點之間存在大量的殘余時，如果在該殘余上施加應力，則殘余在體積變化的同時相變為加工誘發’。通過殘余相變為加工誘發’，材料在產生縮頸時，由于體積變化使應力得到緩和，從而顯示出高的延展性。殘余量隨著固溶處理后冷卻速度下降而增多，相對易于調節殘余量。Nakagawa等研究了以-Cu為強化相的’系析出硬化型不銹鋼中的殘余量在10%-30%范圍內變化時的殘余量和力學性能的關系，以及時效處理溫度對力學性能的改變等。但有關殘余量對、NiAl等金屬間化合物復合析出的’系析出硬化型不銹鋼組織和力學性能影響的研究卻很少。在本研究中，以明確殘余量對力學性能的影響為目的，用以往研究中采用的試驗鋼中殘余量相對較多的兩種試驗鋼，僅改變固溶處理后的冷卻方法，制成成分一致而僅改變了殘余量的’系析出硬化型不銹鋼。對于制成的試驗鋼進行組織觀察及殘余量的測定，并進行了各項力學試驗。

　　本研究中的試驗鋼成分如表1所示。各試驗鋼利用熱力學計算系統Thermo-Calc11，以及Fe合金數據庫（Fe-DATAVer.6）的熱力學平衡計算進行設計，使鋼在時效溫度下只析出相；3Co鋼在時效溫度下析出和NiAl2相。試驗鋼通過真空感應熔煉爐熔煉出50kg鋼坯，鋼坯的缺陷部分用打磨機去除后，以1373K溫度進行熱鍛。表2所示為各試驗鋼的熱處理條件。試驗鋼以改變殘余量為目的，固溶處理后分別水冷、空冷及爐冷（下文中分別稱為水冷材、空冷材和爐冷材）。切斷固溶處理后的試驗鋼進行研磨后，供各項力學試驗、組織觀察以及殘余量測定使用。

　　為了確認有無時效處理引起的金屬間化合物的析出，用穿透型電子顯微鏡（TEM），對鋼水冷材和3Co鋼水冷材的823K時效材料進行組織觀察。對于電解研磨成薄膜的試驗鋼，進行明場像、暗場像及電子衍射圖像拍攝，進行細微組織觀察和相的認定。為了調查組織中殘余的分布狀態，對時效前3Co鋼水冷材和3Co鋼爐冷材，用電子背散射衍射（EBSD）進行結晶結構分析。為了盡量減少試樣調整時的殘余量加工誘發相變’量，將0.49N負載研磨的試驗鋼用于EBSD測定。

　　進行維氏硬度試驗。試驗以JISZ2244為依據，以試驗力0.98N、保持時間10s，中心間距10m，在試樣的上、中、下部各取30個點共計90個點進行測量。為了評價力學性能，對各試驗鋼各進行2次拉伸試驗。試驗片帶有平行部位直徑6mm、平行部位長30mm的凸緣，依據JISZ2241在室溫條件下進行拉伸試驗。

　　圖1所示為用X線衍射試驗得出的各試驗鋼殘余的量化結果。殘余的測定值，鋼水冷材為9%、鋼空冷材為13%、鋼爐冷材為23%、3Co鋼水冷材為31%、3Co鋼空冷材為48%、3Co鋼爐冷材為48%。從圖1看出，隨著固溶處理后的冷卻速度降低，各試驗鋼殘余量均呈增加的趨勢。另外，鋼的2處量測定結果的差異不大，而3Co鋼的差異較大，可以推測，其組織中殘余的分布狀態的不均勻性較高。

　　圖2和圖3所示為EBSD分析獲得的時效前3Co鋼水冷材（量31%）SEM組織及反極圖（IPF）。如圖3所示，殘余細微分散在結晶晶粒內的同時，還有部分以幾十微米的大塊狀態主要存在于結晶晶界附近。可以認為，如圖1所示的3Co鋼量測定結果的數值差異大的原因是由于這些塊狀的殘余的分布狀態不均勻的緣故。另一方面，由圖3所示的高倍率觀察結果可見，結晶晶粒內的殘余沿’板條晶界以寬度不足1m的微小塊狀或膜狀存在，這與TEM觀察結果一致。EBSD分析得到的時效前3Co鋼爐冷材（量48%）的SEM組織及IPF分別如圖4、圖5所示。低倍率觀察結果可見，3Co鋼爐冷材（量48%）殘余的存在狀態與圖2所示的3Co鋼水冷材（量31%）基本一致，但從圖4（d）可以明顯看出，幾十微米的大塊狀殘余的存在量比3Co鋼水冷材多得多。圖5高倍率觀察結果表明，結晶晶粒內部的殘余的存在狀態與3Co鋼相同，沿’板條晶界以寬度不足1m的微小塊狀或膜狀細微分散，殘余的大小和分散狀態與3Co鋼水冷材相比也沒有大的差異。

　　圖8所示鋼水冷材（量9%）、鋼空冷材（量13%）和鋼爐冷材（量23%）的拉伸試驗結果。無論哪種試樣，在873K以下的時效處理下，Rp0.2均比處理前有所提高，但越是殘余量多的試樣效果越不明顯。殘余量最少的鋼水冷材，隨著Rp0.2的提高，斷裂拉伸也顯著減少；而較多殘余的鋼空冷材和鋼爐冷材，斷裂拉伸基本上不隨Rp0.2提高而減少。認為這是由于殘余因相變誘發塑性而顯示出高的延展性的緣故。而當時效溫度達到923K以上時，鋼水冷材則不再能觀察到時效作用下的Rp0.2的提高和斷裂拉伸減少，顯示出的數值與時效前基本相同。認為這是由于鋼在923K以上時，產生了’逆相變，不產生時效時的析出硬化的緣故。

　　圖9所示為3Co鋼水冷材（量31%）、3Co鋼空冷材（量48%）和3Co鋼爐冷材（量48%）的拉伸試驗結果。3Co鋼的幾種試樣的Rp0.2值均低于鋼，也未觀察到時效后Rp0.2提高的情況。斷裂拉伸方面，幾種試樣均顯示出高于鋼的值，但與Rp0.2同樣，未發現時效后斷裂拉伸情況的變化。與鋼相比，3Co鋼的Rp0.2低、斷裂拉伸高的原因是強度低于’母相且相變誘發塑性而顯示出高延展性的殘余大量存在于3Co鋼中的緣故。另一方面由于823K條件下時效處理的3Co鋼水冷材中，與NiAl細微分散析出到’母相中，’母相發生析出硬化。3Co鋼時效后幾乎未見Rp0.2提高的原因推測是時效后的試驗鋼，通過強度較差的殘余或加工誘發’，裂紋繼續發展直至破壞。也就是說，大量存在殘余的情況下，即使’母相在析出物的作用下得到強化，由于低強度的殘余或加工誘發’是破壞的源頭，因此無法得到析出硬化的效果。因此，對于含有大量殘余的材料，在材料設計中，不僅要考慮殘余量，還要考慮其連續性、關聯性等。

　　為明確’系析出硬化型不銹鋼的殘余對力學性能的影響，制作了成分相同而改變殘余量的鋼試樣，進行了組織觀察及殘余量的測定，并進行了各項力學試驗，得出如下結論。

　　2）殘余量增加時，Rp0.2下降，而在殘余的相變誘導塑性的作用下顯示出高的斷裂延展性。

　　4）殘余量及其黏結性的材料設計和細微組織控制，或能加速強度和延展性達到良好平衡的’系析出硬化型不銹鋼的開發。（孟群）