王 琦，鄭繼云，唐 睿，周張健

(1.北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 北京 100000；2.中國(guó)核動(dòng)力研究設(shè)計(jì)院 反應(yīng)堆燃料及材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都 610041)

能源危機(jī)和環(huán)境保護(hù)已經(jīng)成為人類(lèi)發(fā)展道路上的重大難題，這促使人們?cè)絹?lái)越追求高效清潔的能源。對(duì)于火電站和核電站來(lái)說(shuō)，其發(fā)電效率與熱交換介質(zhì)的溫度成正比[1-2]。將發(fā)電機(jī)組的工作溫度進(jìn)一步提高到700 ℃以上(此時(shí)熱交換介質(zhì)超臨界水的工作壓力將達(dá)到35 MPa)，是當(dāng)前國(guó)際努力的目標(biāo)。提高熱交換介質(zhì)的溫度和壓力，必定會(huì)對(duì)機(jī)組關(guān)鍵部件的材料提出更加苛刻的要求。奧氏體不銹鋼由于優(yōu)異的高溫抗蠕變性能和抗氧化性能成為當(dāng)前發(fā)電機(jī)組關(guān)鍵部件的重要材料[3]。例如，基于25Ni-20Cr的S35140奧氏體鋼被廣泛應(yīng)用于發(fā)電機(jī)組及其它高溫環(huán)境，其高強(qiáng)度源于較高的C含量設(shè)計(jì)(S35140鋼的C含量達(dá)到0.1%)。雖然對(duì)于奧氏體不銹鋼來(lái)說(shuō)，提高C元素含量， 有利于碳化物強(qiáng)化相的大量析出， 但是以M23C6為主的碳化物很容易在高溫粗化， 失去強(qiáng)化作用， 并且會(huì)造成Cr元素在晶界處偏析， 導(dǎo)致晶界敏感， 耐晶間腐蝕性能變差[4]。隨著超超臨界機(jī)組和超臨界水堆等先進(jìn)能源系統(tǒng)的發(fā)展， 亟需發(fā)展能夠在高溫、 強(qiáng)腐蝕的苛刻環(huán)境中長(zhǎng)期服役的具有超低碳設(shè)計(jì)的高強(qiáng)耐熱鋼。

此外，傳統(tǒng)的奧氏體不銹鋼是通過(guò)形成Cr2O3保護(hù)膜而對(duì)基體實(shí)施有效地抗腐蝕防護(hù)。Cr元素在Fe和Ni中具有良好的冶金學(xué)相容性和高的溶解度，而且Cr2O3具有較低的生長(zhǎng)速率和較高的熱力學(xué)穩(wěn)定性。但是在高溫水蒸氣環(huán)境中，Cr2O3容易與水蒸氣形成易揮發(fā)的Cr的氫氧化物，這進(jìn)一步限制了傳統(tǒng)奧氏體不銹鋼的工作溫度和服役環(huán)境[5-6]。所以當(dāng)需要長(zhǎng)期穩(wěn)定運(yùn)行于具有水蒸氣或超臨界水腐蝕介質(zhì)的高溫工作環(huán)境中時(shí)，需要對(duì)商用S35140奧氏體不銹鋼進(jìn)行改進(jìn)提高。

近年來(lái)，美國(guó)橡樹(shù)嶺國(guó)家實(shí)驗(yàn)室開(kāi)發(fā)了一種新型含Al奧氏體不銹鋼，即所謂的AFA(Alumina Forming Austenitic)鋼。通過(guò)加入一定量的鋁，可在表面形成保護(hù)性的Al2O3膜。與Cr2O3膜相比，Al2O3膜生長(zhǎng)速率更低，熱穩(wěn)定性更好，而且不易在水蒸氣環(huán)境下形成易揮發(fā)的氫氧化物[5-6]。所以，形成Al2O3膜的奧氏體鋼比常規(guī)奧氏體鋼具有更好的高溫抗氧化性能[7-11]，并且在復(fù)雜的腐蝕環(huán)境表現(xiàn)出了更加優(yōu)異的保護(hù)性能，被認(rèn)為是第四代核反應(yīng)堆——鉛冷快堆的重要候選材料之一[12]。值得注意的是，Al元素是強(qiáng)鐵素體形成元素，加入一定量Al容易導(dǎo)致形成鐵素體相，對(duì)鋼的力學(xué)及物理性能產(chǎn)生影響。

基于奧氏體耐熱鋼的發(fā)展現(xiàn)狀和趨勢(shì)，本文以S35140為基礎(chǔ)，進(jìn)行超低碳設(shè)計(jì)改進(jìn)。通過(guò)對(duì)Nb，N，Ti等微合金元素的調(diào)控，形成新的強(qiáng)化相，來(lái)彌補(bǔ)碳含量大幅降低后的高溫強(qiáng)度損失，這種思路已經(jīng)在低活化鐵素體/馬氏體耐熱鋼中得到應(yīng)用[13]。此外，引入一定量的Al元素，探討其對(duì)S35140鋼基體物相及性能的影響。

1 實(shí) 驗(yàn)

以商業(yè)UNS-S35140號(hào)奧氏體鋼為基礎(chǔ)進(jìn)行成分設(shè)計(jì)，大幅度降低C含量，調(diào)控N、 Nb含量和添加Ti及Al元素。采用X射線(xiàn)熒光光譜和化學(xué)滴定法對(duì)樣品進(jìn)行成分檢測(cè)。實(shí)際化學(xué)成分如表1所示，分別命名為N-S35140，Ti-S35140，AFA-S35140，Nb-S35140。所有樣品均由真空感應(yīng)爐熔煉而成，熔煉溫度為1 600 ℃。所得鋼錠在1 200 ℃保溫2 h后進(jìn)行鍛造，終鍛溫度為1 100 ℃，鍛造比為3∶1。隨后在1 200 ℃保溫2 h后進(jìn)行軋制，變形量為65%，終軋溫度在1 050 ℃左右，軋后水淬。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的實(shí)際化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

用JMatPro軟件對(duì)樣品成分進(jìn)行熱力學(xué)計(jì)算。用 D/MAX-2500 型 X 射線(xiàn)衍射儀(XRD)對(duì)樣品的物相進(jìn)行分析。用掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)對(duì)顯微組織進(jìn)行表征。在SEM分析中，樣品尺寸為10 mm×10 mm×12 mm，金相腐蝕液為30vol.%HCL+10vol.%HNO3+30vol.%H2O。采用雙噴減薄制備TEM薄膜樣品，電解液為10vol.%HCLO4+90vol.%CH3OH溶液，溫度為-30 ℃左右，電流為 50～60 mA。

沿?zé)彳埛较蛑苽銶6標(biāo)準(zhǔn)試樣，在室溫和700 ℃下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，應(yīng)變速率為10-4s-1。在室溫下進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)樣品尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，V型缺口。

2 結(jié)果與分析

2.1 熱力學(xué)計(jì)算

圖1是4種改進(jìn)奧氏體不銹鋼的熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果。N-S35140實(shí)驗(yàn)鋼在600～1 200 ℃溫度區(qū)間內(nèi)的基體為奧氏體單相，主要析出相為L(zhǎng)aves相、σ-FeCr，以及M23C6和MC等碳化物，由于N元素的添加，還存在MN氮化物；Ti-S35140實(shí)驗(yàn)鋼的主要析出相為L(zhǎng)aves相、σ-FeCr以及MC碳化物，基體也是奧氏體單相；AFA-S35140實(shí)驗(yàn)鋼的主要析出相為L(zhǎng)aves相、B2-NiAl相、σ-FeCr和M23C6等碳化物，基體則由于添加了超過(guò)4wt.%的Al元素，出現(xiàn)了奧氏體和鐵素體雙相[14]；Nb-S35140實(shí)驗(yàn)鋼是在N-S35140實(shí)驗(yàn)鋼的基礎(chǔ)上，將Nb元素的含量提高到3wt.%，所以，Laves相的含量急劇增多。

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼的熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果

2.2 微合金元素對(duì)顯微組織及力學(xué)性能的影響

2.2.1 熱軋態(tài)實(shí)驗(yàn)鋼的顯微組織

圖2為各實(shí)驗(yàn)鋼的XRD衍射分析結(jié)果。從圖中可見(jiàn)，N-S35410、Ti-S35410以及Nb-S35410實(shí)驗(yàn)鋼都為奧氏體單相基體；AFA-S35410鋼中則出現(xiàn)了鐵素體的衍射峰。Nb-S35140鋼中明顯可見(jiàn)富Nb相與Laves相的衍射峰；N-S35410鋼中存在NbN相；AFA-S35140鋼中可見(jiàn)NiAl相。此外，NbC等相的衍射峰亦隱約可見(jiàn)，但是由于其含量較少，而XRD的分辨率有限，需要進(jìn)一步的電鏡分析進(jìn)行析出相的表征驗(yàn)證。

圖2 各實(shí)驗(yàn)鋼的XRD分析結(jié)果

圖3給出了4種實(shí)驗(yàn)鋼的顯微組織照片。N-S35140，Ti-S35140以及Nb-S35140實(shí)驗(yàn)鋼均為奧氏體單相組織。以等軸狀晶粒為主，晶界平直。而在AFA-S35140實(shí)驗(yàn)鋼中還存在一些白色區(qū)域(黑色箭頭所指)，根據(jù)進(jìn)一步的SEM成分分析，結(jié)合XRD圖譜，可判斷其為鐵素體，組織分析結(jié)果與熱力學(xué)計(jì)算一致。Nb-S35140實(shí)驗(yàn)鋼中可見(jiàn)大量白色粗大析出相，為一次富Nb相(黃色箭頭所指)。4種實(shí)驗(yàn)鋼晶粒尺寸相近，N-S35140與Nb-S35140晶粒較為細(xì)小，約15 μm；AFA-S35140與Ti-S35140晶粒則略大，約20 μm。

圖3 各實(shí)驗(yàn)鋼的顯微組織照片

圖4為更高倍數(shù)下各實(shí)驗(yàn)鋼的SEM電鏡照片，其中圖4(f)為圖4(e)中區(qū)域⑨的TEM照片。表2為與圖4中析出物所對(duì)應(yīng)的EDS結(jié)果。結(jié)合表2可知，圖4(a)中析出相①富含N、Nb元素(黃色箭頭所指)，結(jié)合XRD圖譜及相關(guān)文獻(xiàn)[15]，可判斷其為未熔的Nb顆粒或初生的一次粗大NbN相。由于Nb的熔點(diǎn)高達(dá)2 468 ℃，所以在含Nb鋼中常見(jiàn)這種較大尺寸的富Nb相，其尺寸多為亞微米至微米級(jí)。圖4(b)中的②和③富含Nb和Fe元素，為L(zhǎng)aves相(Fe2Nb)，存在短棒狀和不規(guī)則顆粒狀兩種形態(tài)，尺寸多為150～500 nm。在Yamamoto等人[16]的研究中就發(fā)現(xiàn)了類(lèi)似的球狀以及棒狀兩種不同形態(tài)的Laves相。此外沿晶界可見(jiàn)分布著少量超細(xì)尺寸的析出相，如圖4(a)中的④(黑色箭頭所示)，EDS分析表明其富含Nb，C元素，結(jié)合XRD及前期工作[17-18]，可判斷其為NbC。由于NbC和奧氏體基體的錯(cuò)配度較高(25%)，其在奧氏體中較難形核析出，一般會(huì)析出于晶界和位錯(cuò)等晶體缺陷處[19]，以降低形核造成的畸變能。

表2 與圖4對(duì)應(yīng)的EDS結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

圖4(c)中⑤為未熔的粗大Ti顆粒。圖4(d)中塊狀相⑥為細(xì)小的TiC相，晶粒尺寸約為200 nm左右，已有研究表明其對(duì)力學(xué)性能有利，如Brady等人[20]認(rèn)為可以通過(guò)控制Laves相與TiC的共同析出來(lái)提高合金的抗蠕變性能。圖4(d)中棒狀相⑦富含Mo元素，為L(zhǎng)aves相(Fe2Mo)。王曼等人[17]也報(bào)道了類(lèi)似的結(jié)果，并指出Mo元素對(duì)Laves相的形成有很大貢獻(xiàn)。Yamamoto等人[21]還認(rèn)為Si元素可以促進(jìn)Laves相形核。

圖4(e)中可以明顯看出AFA鋼有兩種基體，結(jié)合EDS與XRD結(jié)果，區(qū)域⑨為鐵素體，區(qū)域⑩為奧氏體。而且在兩基體內(nèi)都發(fā)現(xiàn)了第二相的析出。由于在侵蝕過(guò)程中，鐵素體基體中的析出相大量脫落，所以對(duì)鐵素體基體進(jìn)行了透射電鏡分析，如圖4(f)所示。這些析出相呈球形(標(biāo)為， 黃色箭頭所示)，尺寸在50～100 nm之間。

圖4 各實(shí)驗(yàn)鋼鋼熱軋態(tài)的電鏡照片

圖5 AFA-S35140實(shí)驗(yàn)鋼的TEM結(jié)果

而在AFA鋼的奧氏體基體中，內(nèi)部可見(jiàn)細(xì)小的碳化物⑩(圖4(e)中黑色箭頭所示)以及白色球狀Laves相(Fe2Mo)(黃色箭頭所示)，但是未見(jiàn)B2-NiAl相的析出。這是由于Al元素是強(qiáng)烈的鐵素體穩(wěn)定元素，其在鐵素體中具有更高的擴(kuò)散速率和固溶度，而且B2相與鐵素體之間的錯(cuò)配度比奧氏體要小得多。表3為B2相與基體的晶格常數(shù)，從表中可以看出，B2相的晶格常數(shù)為2.888，鐵素體和奧氏體的晶格常數(shù)分別為2.866 4和3.659 9。經(jīng)過(guò)計(jì)算得出，B2相和鐵素體之間的錯(cuò)配度為0.7%，而B(niǎo)2相和奧氏體之間的錯(cuò)配度為21%。所以B2相與鐵素體之間的界面能小于與奧氏體的界面能，表明B2相在鐵素體中更容易分散和析出[16-17]，并且B2相在鐵素體基體中以球形析出，其原因也在于B2相與鐵素體之間的錯(cuò)配度較小。

表3 B2相與基體的晶格常數(shù)

2.2.2 熱軋態(tài)實(shí)驗(yàn)鋼的拉伸性能

圖6為4種實(shí)驗(yàn)鋼在室溫拉伸時(shí)的應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)，表4為各實(shí)驗(yàn)鋼在不同溫度下的拉伸性能參數(shù)。根據(jù)美國(guó)材料與實(shí)驗(yàn)協(xié)會(huì)標(biāo)準(zhǔn)(ASTM A240/A240M-19)[23]，S35140鋼在室溫時(shí)的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別為620 MPa，275 MPa和30%?？梢?jiàn)，除了Ti-S35140，其余幾種改進(jìn)鋼的室溫拉伸強(qiáng)度均優(yōu)于S35140鋼的標(biāo)準(zhǔn)強(qiáng)度。且4種實(shí)驗(yàn)鋼在室溫下都表現(xiàn)出比S35140更加優(yōu)異的拉伸塑性，斷后伸長(zhǎng)率都在40%以上。當(dāng)然，此處僅僅只是與ASTM所給的S35140鋼的標(biāo)準(zhǔn)數(shù)據(jù)進(jìn)行的對(duì)比，具體對(duì)比還應(yīng)基于商用S35140鋼的實(shí)際檢測(cè)數(shù)據(jù)，但上述結(jié)果至少表明本工作控氮降碳的成分設(shè)計(jì)是可行的。

圖6 各實(shí)驗(yàn)鋼熱軋態(tài)室溫拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)

表4 各熱軋態(tài)實(shí)驗(yàn)鋼在不同溫度下的拉伸參數(shù)

從應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)可以看出，AFA-S35140實(shí)驗(yàn)鋼的室溫拉伸強(qiáng)度相對(duì)較高，抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度分別為687 MPa和327 MPa。其次是N-S35140鋼和Nb-S35140鋼，分別為671、337 MPa和676、331 MPa。而Ti-S35140鋼的強(qiáng)度相對(duì)N-S35140鋼更低，為592 MPa和265 MPa。這是因?yàn)門(mén)i-S35140鋼的晶粒尺寸粗大，且N-S35140鋼的N含量較高，有更多的氮化物強(qiáng)化相析出。需要指出的是，與N-S35140鋼相比，大量添加Nb元素的Nb-S35140鋼的拉伸性能并沒(méi)有表現(xiàn)出明顯提高，可能是由于過(guò)高的Nb含量導(dǎo)致基體中存在大量較粗的富鈮相及一次NbC相，這一點(diǎn)在Yamamoto 等人[19]的研究中就反復(fù)提到過(guò)。這些粗大的富鈮相不利于合金的塑韌性和高溫強(qiáng)度，因此，后續(xù)沒(méi)有對(duì)此樣品進(jìn)行進(jìn)一步的高溫拉伸性能測(cè)試。

對(duì)于AFA-S35140而言，其碳含量?jī)H為0.01%，其較高的強(qiáng)度主要來(lái)源于NiAl相的強(qiáng)化作用。這一點(diǎn)在700 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度對(duì)比結(jié)果中得到了進(jìn)一步的驗(yàn)證。根據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道[24-25]，高溫有利于NiAl相的大量析出，使得AFA-S35140的高溫拉伸強(qiáng)度達(dá)到581 MPa，遠(yuǎn)高于其它實(shí)驗(yàn)鋼。除了強(qiáng)化作用外，NiAl相同時(shí)也可充當(dāng)形成Al2O3保護(hù)膜時(shí)的提供Al元素的蓄水池，在抗腐蝕性能中有重要作用[10]。

值得注意的是，與室溫相比，幾種實(shí)驗(yàn)鋼高溫時(shí)的拉伸塑性均出現(xiàn)了明顯的下降。AFA-S35140鋼的高溫強(qiáng)度雖然最高，但其高溫塑性最低，斷后伸長(zhǎng)率僅為17%。而N-S35140和Ti-S35140鋼的高溫?cái)嗪笊扉L(zhǎng)率依然保持在30%以上。在其他奧氏體鋼以及鎳基合金中也發(fā)現(xiàn)了隨著拉伸實(shí)驗(yàn)溫度的升高，合金塑形急速下降的現(xiàn)象[22,26]，主要是因?yàn)樵诟邷刈冃螘r(shí)，晶粒之間的相對(duì)滑移造成了應(yīng)力集中，造成沿晶開(kāi)裂。這種現(xiàn)象在鎳基高溫合金中更為普遍，稱(chēng)為失延開(kāi)裂(Ductility Dip Cracking，DDC)[27-29]。隨著拉伸溫度的升高，晶界強(qiáng)度比晶內(nèi)強(qiáng)度下降快，晶界滑移更容易發(fā)生。在外力的作用下，晶界發(fā)生滑移，晶界兩邊的晶粒產(chǎn)生相對(duì)位移，如果在此過(guò)程中，變形無(wú)法得到協(xié)調(diào)，那么就會(huì)在局部區(qū)域產(chǎn)生缺陷，從而演變?yōu)榱鸭y源； 其次在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中， 晶界滑移也會(huì)促使裂紋向下一個(gè)敏感源擴(kuò)展[30]。而AFA-S35140鋼的析出相主要分布在晶內(nèi)，晶界上很少，因此晶界滑移所造成的應(yīng)力集中，無(wú)法及時(shí)得到緩解，裂紋很容易在結(jié)合力較弱的晶界處，晶界拐點(diǎn)處以及三叉晶界處形核，進(jìn)而擴(kuò)展。此外，奧氏體相和鐵素體相的熱膨脹系數(shù)有一定差異，高溫下這種熱膨脹系數(shù)失配會(huì)導(dǎo)致一定的熱應(yīng)力，在兩相界面產(chǎn)生微裂紋，因此AFA-S35140鋼高溫塑性最低。而N-S35140鋼中則存在大量晶界析出相NbC，這些析出相可以緩解高溫拉伸過(guò)程中晶界滑移所造成的應(yīng)力集中，使其有更好的高溫拉伸塑性。

圖7為N-35140、Ti-S35140和AFA-S35140 3種實(shí)驗(yàn)鋼的室溫拉伸斷口的SEM照片。從圖7(a)、 (c)和(e)的宏觀斷口可以看出， 這3種實(shí)驗(yàn)鋼都呈典型的韌窩斷裂， 存在明顯頸縮現(xiàn)象。N-S35140鋼和Ti-S35140鋼的韌窩大而深， 并且存在許多空洞， 如圖7(b)和(d)中紅色箭頭所示。AFA-S35140鋼的韌窩小而淺， 不存在空洞。

圖7 熱軋態(tài)實(shí)驗(yàn)鋼室溫拉伸斷口照片

一般情況下，韌窩的大小由粒子的大小或粒子間距決定，而這些大尺寸的空洞形成的原因有兩種：小部分空洞是由一些小尺寸的韌窩連接而成；大部分空洞則是由于基體中的粗大析出相脫落所形成的。N-S35140鋼中存在粗大的一次NbN相，Ti-S35140鋼中存在許多未熔的Ti粒，兩者在外力的作用下，很容易形成空洞。這些空洞會(huì)成為裂紋源的形核處，并促進(jìn)裂紋的擴(kuò)展，導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)鋼強(qiáng)度的下降。

2.2.3 熱軋態(tài)實(shí)驗(yàn)鋼的沖擊性能

表5為4種實(shí)驗(yàn)鋼的室溫沖擊功，可見(jiàn)AFA-S35140鋼的室溫沖擊功高達(dá)約400 J，遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于其它3種實(shí)驗(yàn)鋼。這主要源于其雙相組織，及鐵素體基體中彌散分布的大量細(xì)小NiAl相，使其擁有優(yōu)異的室溫韌性，這與上文所提到的AFA鋼具有良好的室溫強(qiáng)度以及塑性相吻合。N-S35140和Ti-S35140鋼的沖擊功接近，分別為190 J和166 J。但是Nb-S35140鋼的沖擊功只有60 J，如上文所述，這主要是由于Nb加入較多，導(dǎo)致形成大量不利于合金塑性的粗大一次富Nb相，從而影響到鋼的室溫沖擊性能。

表5 各實(shí)驗(yàn)鋼熱軋態(tài)室溫下的沖擊功

3 結(jié) 論

本文以S35140為基礎(chǔ)，進(jìn)行降碳控氮等成分設(shè)計(jì)改進(jìn)，對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼的顯微組織和拉伸性能進(jìn)行測(cè)試，結(jié)論如下：

1) 降碳控氮后，實(shí)驗(yàn)鋼(N-S35140)的主要析出相包括NbN、Laves相以及NbC；隨著Ti元素的加入(Ti-S35140鋼)，出現(xiàn)TiC析出相，且可見(jiàn)大量粗大的富鈦相。當(dāng)加入較多Nb元素時(shí)(Nb-S35140鋼)，鋼中析出了大量的Laves相，且存在大量一次粗大富鈮相。而加入較多鋁時(shí)(AFA-S35140鋼)，實(shí)驗(yàn)鋼具有鐵素體和奧氏體雙相基體，鐵素體區(qū)域析出了灰色橢球狀B2-NiAl相，奧氏體區(qū)域則存在Laves相以及細(xì)小碳化物。

2)N-S35140鋼室溫和高溫拉伸強(qiáng)度均高于Ti-S35140鋼，室溫和高溫塑性則與Ti-S35140鋼相近。AFA-S35140鋼的室溫和高溫拉伸強(qiáng)度都高于N-S35140和Ti-S35140鋼，但是其高溫塑性明顯降低。對(duì)于含有過(guò)量Nb元素的Nb-S35140鋼來(lái)說(shuō)，由于存在大量粗化的一次富Nb相，嚴(yán)重影響了鋼的塑性。

3) N-S35140和Ti-S35140鋼的室溫沖擊韌性均在160 J以上。AFA-S35140鋼具有很高的室溫沖擊韌性，沖擊功達(dá)到400 J，遠(yuǎn)高于其它3種實(shí)驗(yàn)鋼。Nb-S35140鋼的室溫沖擊功最低，僅為60 J左右。

本文在降碳后，通過(guò)調(diào)整N、Ti、Nb以及Al等元素含量，獲得了拉伸性能較優(yōu)異的改進(jìn)型S35140奧氏體不銹鋼，奧氏體不銹鋼最大優(yōu)勢(shì)在于其優(yōu)秀的高溫抗氧化、耐腐蝕性能以及長(zhǎng)期服役能力，下一步將開(kāi)展以下工作：對(duì)商用S35140鋼和成分改進(jìn)的實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行高溫氧化實(shí)驗(yàn)，研究其抗高溫氧化及耐蒸汽腐蝕性能。對(duì)不同成分實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行高溫時(shí)效處理，研究其顯微組織以及力學(xué)性能在高溫長(zhǎng)期服役下的時(shí)效穩(wěn)定性。