足够量的氮引入奥氏体不锈钢可使其获得非常优异的性能,能满足高强、高韧、高耐蚀以及无磁等性能的工程应用要求,弥补传统奥氏体不锈钢在这些方面的不足。同时,与传统奥氏体不锈钢相比,由于以Mn和N取代了价格昂贵的Ni元素,使得这种奥氏体不锈钢(以下称为高氮奥氏体不锈钢)的原材料成本比较低廉。因此,高氮奥氏体不锈钢的研究与开发受到各国的普遍重视。然而,由于氮在不锈钢中的作用机理十分复杂,国际上在这方面的研究尚存在诸多不清楚的问题。另外,关于高氮奥氏体不锈钢在不同变形条件下的力学行为、组织演变和形变诱导马氏体相变等的相关报道较少,而关于低温退火热处理对冷变形高氮奥氏体不锈钢力学性能和显微组织影响方面的研究更是尚未见到报道。因此,对高氮奥氏体不锈钢进行基础性研究,为其实际应用提供理论参考,促进其向高性能、低成本、易加工方向发展,具有非常重要的意义。在上述背景下,本文以两种高氮奥氏体不锈钢Fe-18Cr-12Mn-0.55N和Fe-18Cr-18Mn-0.63N为研究对象,通过冲击实验、拉伸实验、显微硬度、光学显微镜、扫描电镜、透射电镜和X射线衍射等测试手段及技术,系统地研究了这种资源节约型高氮奥氏体不锈钢在室温压缩变形过程中的组织演变,并对实验钢的形变诱导马氏体相变现象进行了分析；结合实验钢室温冷变形行为研究结果,进一步考察了其在低温下的力学行为和组织稳定性,讨论了其低温脆性断裂机理；研究了应变速率对实验钢塑性流变行为的影响,探讨了Ludwigson方程在不同应变速率水平描述实验钢塑性流变行为的适用性；考察了退火温度和退火时间对冷轧态实验钢中低温退火后力学性能和显微组织的影响,讨论了实验钢的强化机制。获得的主要实验结论如下：1. Fe-Cr-Mn系高氮奥氏体不锈钢的冷压缩变形组织在低应变水平以平面位错和层错为主,在高应变水平以高密度孪晶和位错为主。Fe-18Cr-12Mn-0.55N钢在冷压缩变形过程中有很少量形变诱导马氏体形成。马氏体转变过程为γ→ε→α’,ε→α’转变的临界应变在20%～30%之间。Fe-18Cr-18Mn-0.63N钢中Mn和N含量更高,强烈提高了奥氏体的稳定性,在冷压缩变形过程中没有马氏体形成。2.由于Fe-18Cr-12Mn-0.55N钢的奥氏体晶格中固溶了大量的N原子,因而形变诱导产生的α’马氏体的晶格发生膨胀,晶格常数增大为a=0.314nm,较铁基α’马氏体的晶格常数增大约9.6%。在本文实验钢的氮含量范围内,固溶氮含量的增加增大Fe-Cr-Mn系高氮奥氏体不锈钢的层错能。3.在低温下,实验钢呈现明显的韧脆转变现象,加工硬化能力和层错能随温度的降低而降低是Fe-Cr-Mn高氮奥氏体不锈钢在低温下发生脆断的主要原因。在实验材料的Mn含量水平内,提高Mn含量能够改善高氮奥氏体不锈钢的低温塑性和韧性,降低其韧脆转变温度。4.低温冲击实验结果表明,实验钢Fe-18Cr-12Mn-0.55N和Fe-18Cr-18Mn-0.63N的低温稳定性良好。Fe-18Cr-12Mn-0.55N钢低温拉伸变形时会发生形变诱导马氏体相变,但马氏体转变量很少,降低温度对马氏体转变量没有明显影响。形变诱导马氏体提高Fe-Cr-Mn高氮奥氏体不锈钢的加工硬化能力,但降低其低温塑性和韧性。5.应变速率对实验钢屈服强度和延伸率的影响较大,对抗拉强度和断面收缩率影响不明显。随着应变速率的升高,实验钢的屈服强度明显升高,延伸率显著降低,抗拉强度和断面收缩率则只略有降低,实验钢的加工硬化能力降低。6.应变速率显著影响实验钢的塑性流变行为,随着应变速率的升高,Ludwigson塑性流变方程中各参数值均减小。n2减小表明由位错亚结构等产生的长程作用力在高应变水平下起作用,而瞬变应变εL的减小表明应变速率的增大能够促进位错多系滑移和交滑移。二者分别很好地表征了实验钢在高应变水平和低应变水平下的塑性流变行为。7.实验钢在100℃～200℃温度范围内退火时,强度随退火温度的升高而增大。进一步提高退火温度,强度和硬度基本趋于稳定,变化不明显。在550℃～650℃温度范围内退火后明显软化。退火孪晶的形成是实验钢在200℃～550℃温度范围内退火后获得高强度和高硬度的主要原因。实验钢在550℃进行不同时间退火时,退火初期较之冷轧态得到明显强化,随着退火的进行其强度和硬度逐渐稳定在一定水平,塑性有所降低。8.实验钢在低温退火时,点缺陷被激活并向位错和晶界等高能量区域运动,气团和析出物开始形成；在200℃～550℃温度范围内退火时,位错通过直接湮灭和孪生的方式消失,并有极少量小尺寸水平析出物形成；高于550℃退火时,析出物尺寸增大,且开始发生再结晶。析出物的尺寸和再结晶区域均随退火温度的升高而增大。