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本文在5Cr21Mn9Ni4N(21-4N)钢基础上采取RE及Nb、V的微合金化技术试制成功21-4NRE和6Cr21Mn10MoVNbN奥氏体内燃机气阀钢,其中21-4NRE钢各项性能比21-4N钢有不同程度的提高,而且成品率提高5%左右;6Cr21Mn10MoVNbN钢性能达到国外同类标准水平,成品率达到60%以上,填补了国内空白,实现生产和销售上千吨,大幅度地替代了进口,实现销售收入数亿元,产生了良好的经济效益和社会效益。系统研究了稀土对21-4N钢显微组织、夹杂物、晶粒长大规律的影响,获得了最佳的稀土加入量,并初步分析了稀土的作用机理。通过热模拟压缩试验和热轧固溶试验系统分析了6Cr21Mn10MoVNbN钢的热变形行为和显微组织演变规律,获得了最佳的工艺参数。系统研究了两种气阀钢的常规力学性能、抗氧化性能和耐磨性能,并分析了气阀钢的强化机理、抗氧化机理和磨损机制。稀土微合金21-4N钢中显微组织研究发现:稀土在21-4N钢中的固溶量约在10-6～10-5数量级之间。适量稀土(0.20%wt)加入21-4N钢能使铸态树枝晶组织明显得到细化,偏析现象减轻;能使成品态析出相分布更均匀,晶内析出相增多;能有效变质夹杂物,改善夹杂物的形貌。铸态M7C3间隙相析出机制可能为胞状脱溶,适量稀土减少了胞状组织的出现。成品态时,微合金化21-4N钢的析出相均为M23C6。稀土微合金21-4N钢具有在1150℃以上时奥氏体晶粒急剧粗化的特征;适量稀土的加入有助于抑制晶粒长大,提高晶粒长大激活能。21-4N钢最佳的稀土加入量为0.2%wt。6Cr21Mn10MoVNbN钢的热模拟压缩试验表明:6Cr21Mn10MoVNbN钢在本试验变形条件范围内均可发生动态再结晶,其变形抗力和再结晶晶粒尺寸受形变条件影响较大;Miura H的晶界弓出形核改进模型可以适用于高合金奥氏体气阀钢的动态再结晶形核过程;M(C、N)相析出属于一般脱溶,主要在热变形过程中析出,开始析出时间要早于动态再结晶的发生或者和动态再结晶竞争发生,优先在晶界析出;而M7C3相析出机制可能为胞状脱溶,是在热变形结束后的冷却过程中进行的,是热变形裂纹产生的原因之一,该析出相主要在晶界和位错上形核,析出受形变条件和冷却方式影响较大;通过显微组织的分析获得了单道次热变形过程中显微组织演变机制。6Cr21Mn10MoVNbN钢的热轧固溶试验发现:该钢的晶粒粗化温度为1150℃;析出相的粗化机制是扩散控制的Ostwald熟化;1050℃～1100℃下的晶粒长大激活能为189.9KJ/mol,晶粒长大动力学方程为:D=D0+2.08×106 t0.368exp(-189856/RT)。最终获得了6Cr21Mn10MoVNbN钢的合理热变形温度范围为1150℃～950℃,冷却速度以空冷为宜,开轧时变形温度高变形量不宜过大;合理固溶处理温度范围为1100～1150℃,固溶时间30~60 min左右为宜。6Cr21Mn10MoVNbN钢成品态中含三种析出相:M23C6、M(C、N)和M7C3相。微合金化奥氏体气阀钢力学性能测试表明:适量稀土(0.20%wt)对21-4N钢抗拉强度影响不大,但能明显提高高温延伸率,幅度约10%～17%。6Cr21Mn10MoVNbN钢500～900℃的高温抗拉强度均高于21-4N钢,增幅在11%～16%之间;高温延伸率在700～900℃时与21-4N钢相当。奥氏体气阀钢的强化机制是沉淀强化、固溶强化、细晶强化和位错强化等机制的组合,其中沉淀强化起主要作用。奥氏体气阀钢中裂纹易在以下位置萌生和扩展:析出相/基体界面、断裂的析出相、夹杂物/基体界面以及局部弱化的晶界处。奥氏体气阀钢的断裂机理主要为微孔聚集断裂。奥氏体气阀钢抗氧化性能发现:适量的稀土(0.2%wt)对21-4N钢700～900℃抗氧化性能均有一定幅度的提高,使氧化指数n增大,氧化速率常数kp减小,氧化激活能提高约10%。6Cr21Mn10MoVNbN钢抗氧化性能在800℃以下属于完全抗氧化级,900℃时属于抗氧化级。进入氧化稳定期后,随着氧化温度的升高,稀土微合金化21-4N钢和6Cr21Mn10MoVNbN钢的氧化动力学曲线均从抛物线规律逐渐向线性规律偏离,温度越高偏离越严重。随着氧化温度的升高,稀土微合金化21-4N钢和6Cr21Mn10MoVNbN钢氧化皮组成从锰的氧化物为主向铁的氧化物占较大比重转变。氧化皮中铁的氧化物大量出现和氧化皮疏松是温度升高抗氧化性能降低的主要原因。适量稀土的加入没有改变耐热钢氧化膜的相组成,而改善了氧化膜的结构,从而提高了耐热钢的高温抗氧化性能。Nb、V的加入改变6Cr21Mn10MoVNbN钢700℃氧化皮中各种氧化物所占的比例,改变800℃以上氧化皮的相组成,从而使其抗氧化性能相应提高或者降低。