迄今, 不鏽鋼的發（fā）展（zhǎn）可歸納為以下5 種類型（xíng）: ( 1) 以提（tí）高在苛刻腐蝕（shí）環境中的耐蝕性為主。按此目標, 其（qí）發展（zhǎn）方向是奧氏體不鏽鋼→高合金奧氏體不鏽鋼→超級奧氏體不鏽（xiù）鋼。這類鋼的屈服強度一般在300MPa 以（yǐ）下; ( 2) 以提高（gāo）強韌性為主（zhǔ）, 兼（jiān）有一定耐蝕性。其發（fā）展方向是馬氏體不（bú）鏽鋼→沉澱硬化不鏽鋼。這類不鏽鋼的局限性（xìng）是僅具有一般的耐蝕性。( 3) 以改（gǎi）善切削加工性為主而研製的易切削不鏽（xiù）鋼。此類鋼的力學性能和耐蝕性多（duō）屬常規等（děng）級。( 4) 具有特（tè）殊功（gōng）能的功（gōng）能型不（bú）鏽鋼。此類鋼包括超塑性不鏽鋼、減振不鏽鋼、形狀記憶不鏽鋼、無磁不鏽鋼和耐磨不鏽鋼等。( 5) 以兼具（jù）高的強韌性和優良的（de）耐蝕性為主要目標。其發展方向是鐵素體不（bú）鏽鋼→鐵素體時效不鏽（xiù）鋼→超（chāo）級鐵（tiě）素體不鏽鋼（gāng）→複相不鏽鋼和超級複相不鏽鋼。本文（wén）所研究的即屬此類不鏽鋼。

      為（wéi）了研（yán）製出一種既具有高的強韌性, 又（yòu）有優良的耐海（hǎi）水腐蝕性能和良好的可焊（hàn）性的新型不鏽鋼, 通過實（shí）驗（yàn）室篩選試驗, 選擇高鉻鐵素體不鏽鋼和兼有少量奧氏體的複相不鏽鋼為研究方向。然而（ér）, 高鉻鐵素體不鏽鋼存在著475℃脆性（xìng）、 相脆性、高（gāo）溫（wēn）脆性、晶粒粗大、延-脆轉變及焊態的低韌性等一係列冶金學局限性。為（wéi）克服這（zhè）些難點, 處理並解決好高強度與良（liáng）好（hǎo）的韌塑（sù）性、高強度與優良的耐蝕性及（jí）焊縫延性與耐蝕性等3 對矛盾, 除精心設計化學成分（fèn）外, 還在工藝措施上有所（suǒ）突破,從而研製成功符合要（yào）求（qiú）的00Cr27Ni8Mo 3Ti鐵素體時效不鏽鋼。本文擬對該新型不鏽鋼（gāng）的研製要點作一簡要介（jiè）紹, 以利於（yú）該鋼的推廣應（yīng）用及同行之間的（de）交流, 促進不鏽鋼的發（fā）展。

      1　研製思路

      按照現代金屬學理論, 把合金的化學（xué）組元( 化學（xué）成分) 、幾何學組（zǔ）元( 空位、位（wèi）錯、晶界、相界) 、組織（zhī）( 宏觀組織、顯微組織) 和結構 ( 晶（jīng）體結構、分子結構和原子結構) 統稱為廣義的結構。這樣, 就有如下關（guān）係:

      顯然, 通過一係列的工（gōng）藝技術措施, 創造有益的結構和（hé）避免有害的結構乃是獲得有用（yòng）性能的關鍵。這可表示為:

      上述兩種關係便構成我們（men）解決問題的思路。

      研製要點（diǎn）

      2. 1　化學成分設計

      化學成分設計中所（suǒ）考慮的關鍵問題是在保證高（gāo）強度（dù）和優良耐蝕性的前提下提（tí）高材料的塑性（xìng）和韌性, 尤其是把延性- 脆性轉變溫度( DBTT ) 降至室溫以下。

      表1 示出了新鋼種的（de）化學成分設計範圍, 高的鉻鉬含量賦（fù）予新鋼種優良的耐腐（fǔ）蝕（shí）性能。

      圖（tú）1 示出了鐵素體不鏽鋼的室溫韌性、間隙（xì）元素（sù）( C、N ) 含量和鉻（gè）含量之間的關係[ 1] 。圖中條帶左邊的合金的DBTT 低（dī）於室溫, 右邊合金（jīn）的DBTT 高於（yú）室溫。鉻含量愈（yù）高（gāo）( 耐蝕性愈好) , 合金DBT T 在室溫以下的C+ N 允許含量愈低（dī）。當Cr ≥26%時, 允（yǔn）許的C+ N 含量應達（dá）到高（gāo）純( C + N ≤0. 02% ) 甚至超純( C+ N≤0. 01%) 的水平。由於冶（yě）煉技術（shù）水平的原因, 要滿足這一要（yào）求是很困難的。因此, 本文沒有采取單獨降低C 和N 的途徑, 而是采取了超低碳（tàn）氮( C+ N≤0. 03%) 和加鈦穩定化相（xiàng）結（jié）合的方法。由於鈦是一種強碳化物形成元（yuán）素, 鈦的加入使過量的C 和N首先與T i 結合, 既起到了固定有害雜質元素C、N、O 的作用, 又起到了細化晶粒的作用( 鈦的化合物（wù）小粒子有阻止晶粒長大的作

用) , 從（cóng）而改善了韌（rèn）性（xìng）。

      在加鈦的同時, 還適當提高了鎳含量, 由普通鐵素體（tǐ）不鏽鋼含鎳2%～ 4% 提高（gāo）到6. 5%～9. 0% 。在組織中（zhōng）引入少量奧氏體 ( fcc) , 由圖2 可見塊狀（zhuàng）相（xiàng）沿晶界分布。其中, 相界（jiè）麵可以（yǐ）有效地阻（zǔ）止晶粒長（zhǎng）大, 而相則可以（yǐ）起到韌性間層的作用, 阻止裂紋擴展,提高（gāo）合金的斷裂韌性。

      上述措施既使（shǐ）合金的（de）DBTT 降至室溫以下( 見表2) , 又解決了生產可（kě）行性問題（tí）。

      2. 2　有效的工藝措施

      2. 2. 1　雙真空熔煉（liàn）

      30 年代, 人們把（bǎ）鐵素體不鏽鋼（gāng）的（de）冷脆性 ( DBTT 為100～156℃) 歸咎為高鉻鋼的本質[ 2, 3] , 即高鉻是導致冷脆性的原（yuán）因。近代理論認為, 高鉻鐵素體不鏽鋼的冷脆性應歸因於雜質元素C、N、O 的影響。文獻[ 4] 研究了O、Al、Mn、S、P 含量（liàng）對（duì）25% Cr-3%Mo ( 含0. 003% ～ 0. 005%C, 0. 003% ～0. 006%N ) 合金的DBT T 的影響, 結果表明, 鋼中每增加0. 01% 的氧, 使DBTT 升高（gāo）30℃。圖1 對C、N 的影響已作（zuò）了說明。因此, 保證鋼中低的C、N、O 等雜（zá）質元素含量是使（shǐ）鋼韌化的重要措施。

      表3 示出了曾先後采用過的3 種不同熔煉方法所煉（liàn）的鋼中的雜（zá）質含量和夾雜物評級結果。

      由表3 可見, 改（gǎi）進熔煉方法對降低O、N含（hán）量及夾雜物級別的顯（xiǎn）著效果。雙真空（kōng）鋼中的O2 含量比非真空鋼中的約降低90%。由此, 不能不認為氧是非真空鋼電極棒脆性嚴重的一個原因（yīn）。也不能不認為其含量降低是雙真空鋼的韌性得以改善的原因。

      2. 2. 2　低溫（wēn）消除應力退火

      鐵素體不鏽鋼（gāng）通常（cháng）所適用的熱（rè）處（chù）理（lǐ）是退火（huǒ）( 從高溫處急冷) 。開始, 對（duì）50kg , 200kg 鋼（gāng）錠曾（céng）分別采用過砂冷和空冷, 效果均好。但後（hòu）來對1 噸真空感應圓錠( ⊙360mm) 采用空冷時發現鋼（gāng）錠脫模後空冷2h 左右（yòu）發（fā）生了脆（cuì）斷 ( 橫向斷開) 。為解決此問（wèn）題, 將熔煉方（fāng）法改（gǎi）為真空感應加電渣重熔, 但仍未徹底解決問題。另又發現⊙300×320mm 的結晶錠經840℃×5h 爐冷（lěng）至400℃出爐空冷, 結果良好。但此錠在鍛造時700℃裝爐升溫約40 分鍾, 在加熱（rè）爐內發生爆（bào）裂。經失效分析, 發現在（zài）開裂鋼錠中除O、N 含量較高外（wài）, 組織中（zhōng）存在大（dà）量V相( 樹枝（zhī）狀（zhuàng）) , 見圖3[ 5] , 這（zhè）是鋼錠爆裂的重要原因。上述（shù）不恰當的退火處理（lǐ）導致大量 V相形成是鋼錠開裂的內因, 加熱（rè）速度快造成大的熱應力是鋼錠開裂的外因。為避免出現上述問題所采取的措施一是進一步改（gǎi）進熔（róng）煉方法( 由真空感應加電渣重熔改為雙真空熔煉) ; 二是（shì）改進退火工藝, 對355mm 雙真空圓錠施加適宜的退火工藝, 得到了出乎意料的良好效果。

      2. 2. 3　熱加工

      為了突破真空感應加電渣（zhā）重熔鋼錠 ( ⊙300×320mm) 鍛造（zào）加熱（rè）時發生爆裂這一（yī）技術難點, 除了改進熔煉方法和退（tuì）火工藝外,還精心設計了鍛造工（gōng）藝( 圖4) , 包（bāo）括加（jiā）熱（rè）工藝和變（biàn）形（xíng）工藝。具體有以下5 方麵的改進: ( 1) 降低入爐溫度; ( 2) 降低升溫速度, 盡（jìn）可能降低熱應力; ( 3) 縮短保溫時間, 防止粗（cū）晶（jīng）化; ( 4) 調整變形工藝, 開鍛溫度≥1050℃, 停鍛溫度≥920℃; ( 5) 提高終加工（gōng）變形度( 約10%) 以細化晶粒。

      上述（shù）工藝措施的實施, 成功地完成了圓錠（dìng）的如下變形過（guò）程: ⊙360mm→3002→2502→1802→⊙150×1200mm, 達到了正常鋼錠的成品率水平（píng）。

      2. 2. 4　熱處理工藝（yì）

      在實施熱處理時, 主要解決（jué）了兩方麵的問題, 一（yī）是克服（fú）高（gāo）鉻（gè）鐵素體不鏽鋼的一係（xì）列冶金學局限性問題, 如475℃脆性, ⊙相脆性;二是設計模擬體, 使據此製定的熱處理工藝同樣能夠適用於模擬分段(⊙150×1200mm) 和產品(⊙ 150×4500mm) 。

      圖5 示出了0. 12% C-25% Cr -6%Ni-1. 6%Mo 鋼對應於衝擊值27J 的 o相（xiàng）、á相轉（zhuǎn）變動力學曲（qǔ）線（xiàn） 。由（yóu）此可以看出, 為了避免這兩種脆（cuì）性傾向, 需要較高的臨界冷卻速度。試（shì）驗結果表明, 在o 相（xiàng）析出最敏感區停留時間不能超過0. 5h, 在á相析出的最敏感區停（tíng）留（liú）時間不能超過4h, 在á相和o相的過（guò）渡區 ( 525～560℃) 時效4h( 水冷) , 合金在保（bǎo）持良好（hǎo）塑性和韌性的同時強度明顯提（tí）高。為了進行熱（rè）模擬, 從經濟、方便和有效的原則出發,

      專門（mén）設計了模擬（nǐ）體( 圖6) 。對模擬體按所製定的工藝進行了熱處理, 其力學性能測試（shì）結果和（hé）按同樣（yàng）工（gōng）藝處理的⊙150×1200mm 分段的測試結果完全一致, 得到了強韌（rèn）性的良（liáng）好（hǎo）配合: o0. 2 835MPa, ob1085MPa, o518% ,∈48% , A ku66J。通過模（mó）擬體試驗和工藝設計,解決了強韌性（xìng）良好（hǎo）配合的（de）這一主（zhǔ）要矛盾。

      2. 2. 5　焊接工藝

      雙真（zhēn）空熔煉的高鉻（gè）高純（chún）度（dù）超低碳氮（dàn）鐵素體時效不鏽鋼的施焊（hàn）, 麵臨著如下問題:

      ( 1) o相脆性,

      ( 2) 導熱率低( 相當於碳鋼（gāng）的50% ) , 熱膨脹係數大( 與（yǔ）碳鋼（gāng）相同) , 導致焊接收縮應力（lì）大, 晶粒粗大, 引起開裂和變形。

      ( 3) 焊縫（féng）汙染問題。C、N、H、O 等有害雜質進入焊縫, 使接頭塑性、韌性和（hé）耐蝕性降（jiàng）低, 開裂（liè）傾向增大。

      對此, 采取了如（rú）下對（duì）策:

      ( 1) 采用TIG 低熱輸入焊接方法來防止過熱, 降低相（xiàng）析出（chū）傾向和元素燒損。

      ( 2) 采用與母材成分相同的焊接材料以有利於保證焊（hàn）縫金屬的化學成分和組織與母材的相近。

      ( 3) 對（duì）焊板進行預先固溶退火處理, 消除原始組織中的脆性相和不均（jun1）勻性。

      ( 4) 焊前預（yù）熱。

      ( 5) 采用高純氣體雙麵保護以防止焊縫汙染。

      ( 6) 焊後熱處理。這樣有利於接頭的機械（xiè）性（xìng）能與（yǔ）母材相當, 並消除晶間腐蝕傾向。

      ( 7) 優（yōu）化了工藝參數。00Cr 27Ni8Mo3T i 雙真空鋼經良好的焊接工藝技術施焊後, 其接頭具有合格的力學性能, 如表4 所示, 並兼具和母材相當的耐海水腐蝕性能( 表5) 。

      3　結論

      ( 1) 通（tōng）過化學成分設（shè）計, 研製出一種（zhǒng）新（xīn）型的00Cr 27Ni8Mo3T i 鐵素體（tǐ）時效不鏽鋼。

      ( 2) 該鋼經過雙真空熔煉, 並施以固溶和時效處理, ⊙150mm 鍛棒（bàng）達到如下力學性（xìng）能: o0. 2 835MPa, ob1085MPa, o518%, o48%, Ak u66J。

      ( 3) 該鋼在熱處理狀態（tài）下具有優良的耐海水腐蝕性能, 在常溫海水環境條件下長期使用（yòng）不會發生局部腐蝕。

      ( 4) 通過化學成分（fèn）設計和一係列工藝措施的實施, 在克服高（gāo）鉻鐵素體不鏽鋼（gāng）的冶金（jīn）學局（jú）限性問題、降低大規格材料韌（rèn）性-脆性轉（zhuǎn）變溫度( DBT T) 和解決大錠熱加工開（kāi）裂問題等方麵（miàn）取得了富有（yǒu）成效的進展。