奥氏体不锈钢具有优良的耐腐蚀性,良好的塑性及冷加工能力,因而在各行业得到了广泛的运用。但其较低的屈服强度限制了其作为结构件的应用。因此,为了适应当代社会低碳发展的要求,开发高强度高塑性奥氏体不锈钢成为了必然选择。目前,奥氏体不锈钢强化方法有很多,但大多数方法在提高强度的同时会伴随着塑性急剧恶化,这显然不符合开发高强度高塑性奥氏体不锈钢要求。为了开发高强度高塑性奥氏体不锈钢,对其强塑化机理研究显得非常必要。针对上述问题,本文以低屈服强度商用Fe-18Cr-8Ni奥氏体不锈钢为研究对象,采用冷变形结合退火工艺来细化晶粒,制备高屈服强度高塑性的奥氏体不锈钢,并对冷变形和退火过程中的组织和力学性能演变及强塑性机理进行了分析,具体的研究内容及研究结果如下:（1）对奥氏体不锈钢分别进行不同温度（25°C、200°C、400°C、600°C和800°C）和不同应变速率下拉伸(10^-3 s^-1、10^-2 s^-1、0.1 s^-1、1 s^-1、10 s^-1和100 s^-1),通过EBSD、TEM、XRD、OM等手段表征不同温度和应变速率拉伸后形变组织,研究拉伸温度和速率对奥氏体不锈钢形变机制和力学性能的影响。研究结果表明,随着拉伸应变速率由10^-3 s^-1提高到100 s^-1,奥氏体不锈钢形变机制会由TRIP机制向TRIP+TWIP机制转变,奥氏体不锈钢的屈服强度会随之提高,但抗拉强度和断后延伸率随应变速率增加先减小后增加,这归因于随着应变速率增加,马氏体转变被抑制和形变孪晶的生成。拉伸温度在25°C,200°C和600°C时,奥氏体不锈钢形变机制分别为TRIP机制,TWIP机制+位错滑移机制和位错滑移机制,对应的抗拉、屈服强度和延伸率下降。当温度升高到800°C,此时不锈钢主要形变机制为再结晶和晶界滑移诱导塑性,抗拉、屈服强度进一步下降,但延伸率急剧上升。（2）对奥氏体不锈钢进行不同形变量冷轧处理,研究冷轧形变量对奥氏体不锈钢力学性能的影响。研究结果表明,通过20-30%形变量冷轧,奥氏体不锈钢的屈服强度从281 MPa提高到780-968 MPa,同时保持了30.8-27.4%的合理延伸率。随着冷轧形变量增加,冷轧样中形变诱导马氏体含量增多,未转变奥氏体组织尺寸减小,这导致奥氏体不锈钢随冷轧形变量增加,屈服强度和抗拉强度增加,断后延伸率降低。小变形量的高屈服强度奥氏体不锈钢冷轧样具有合理延伸率与其冷轧后仍保持良好的应变硬化能力有关。（3）对30%、60%和90%三种不同形变量冷轧样在900°C下进行退火处理,研究冷轧形变量对逆转变奥氏体不锈钢组织和力学性能的影响。研究结果表明,在900°C分别退火10分钟、5分钟和3分钟后,30%、60%和90%冷轧样中马氏体组织消失。相比奥氏体不锈钢原样,退火试样的屈服强度和断后延伸率均有提高。与30%和60%冷轧退火样相比,90%冷轧退火样的晶粒尺寸更加均匀细小,试样也具有更佳的屈服强度和延伸率匹配。（4）选取90%冷轧奥氏体不锈钢,对其在600-1000°C不同温度下进行退火处理,研究温度和时间对退火过程中组织演变和力学性能的影响。研究结果表明,90%冷轧样在退火过程中,形变诱导马氏体和变形的未转变奥氏体分别通过相逆转变和再结晶形成细小奥氏体晶粒,通过相逆转变的晶粒细化效果明显强于再结晶。退火温度分别为800°C、900°C和1000°C时,经过5、3和1.5分钟退火后获得完全奥氏体组织;随着退火温度和退火时间的增加,晶界密度逐渐减小,平均晶粒尺寸逐渐增大,屈服强度逐渐降低而延伸率增加。通过合理的退火处理,可获得具有较高屈服强度和较高延伸率组合的奥氏体不锈钢。（5）利用90%冷轧结合退火工艺,分别制备出超细晶（UFG）奥氏体不锈钢、细晶（FG）奥氏体不锈钢和粗晶（CG）奥氏体不锈钢,通过分析应变硬化行为和断裂行为来研究奥氏体不锈钢的塑化机理。研究结果表明,随着晶粒尺寸由CG细化到UFG,奥氏体不锈钢的形变机制由TRIP机制向TWIP+TRIP机制共同作用转变,其中UFG试样在应变前期形成大量机械孪晶,应变后期形成大量形变马氏体;UFG、FG和CG试样均保持高塑性是由于在拉伸过程中均呈现三段式应变硬化率行为和其韧性断裂行为,同时,随着晶粒尺寸的减小,每段应变区间会发生微小变化,同时,断口的韧窝尺寸随之减小。不同晶粒尺寸试样的应变硬化行为和断口形貌的差异分别归因于晶粒细化导致形变机制的转变和断裂时形成马氏体/形变孪晶含量增多为韧窝提供更多形核点。（6）选取细晶试样在不同拉伸温度和应变速率下进行拉伸,并与粗晶原样进行对比,研究晶粒细化后在不同应变速率和不同温度下的强化效应及塑化机理。研究结果表明,应变速率对细晶奥氏体不锈钢的影响与对原样影响类似,随着应变速率由10^-4 s^-1提高到0.1 s^-1,屈服强度提高,延伸率减小,抗拉强度先减小后缓慢增加,这同样归因于随着应变速率提高,马氏体转变被抑制和形变孪晶形成,细晶强化作用在不同应变速率下均存在。随着拉伸温度由25°C升高到200°C、600°C和800°C,细晶试样的形变机制变化趋势为TRIP+TWIP机制→TWIP机制→位错滑移机制→晶界滑移机制,相比原样,这几种形变机制在细晶试样发生的温度区间更大。随着拉伸温度升高,细晶试样的屈服强度和抗拉强度下降,延伸率先下降并在600°C时开始上升。细晶强化作用在不高于600°C时仍表现明显,并在600°C时细晶试样的延伸率高于原样,这归因于细晶试样在600°C时发生了晶界迁移。在800°C下拉伸时,由于此时两种试样形变机制均为晶界滑移诱导塑性,细晶试样和原样的抗拉和屈服强度接近,细晶强化作用表现不明显,两种试样均具有极佳的延伸率。随着应变速率增加或拉伸温度提高,细晶试样和原样的应变硬化率曲线均发生改变。