迄今, 不鏽鋼的發展（zhǎn）可歸納為以下5 種類型: ( 1) 以提（tí）高在苛刻腐蝕環（huán）境中的耐蝕性為主。按此目標, 其發展方向是奧氏體不鏽鋼→高合金（jīn）奧氏體不鏽鋼→超級奧氏體不鏽鋼。這類鋼的屈服強度一般（bān）在300MPa 以下（xià）; ( 2) 以提高強韌性（xìng）為主, 兼有一定耐蝕性。其發展方向是馬氏體不鏽鋼→沉澱硬化不鏽鋼。這類不（bú）鏽鋼的局限性是僅具有（yǒu）一般的耐蝕性。( 3) 以改善（shàn）切（qiē）削加工性為主而研製的易切削不鏽鋼。此類鋼的力學性能和耐蝕性多屬常規等級。( 4) 具有特殊功能的功能型不鏽鋼。此類鋼包括（kuò）超塑性（xìng）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) 以兼具高的強韌性和優良的耐蝕性（xìng）為主（zhǔ）要目標。其發展方向是鐵素（sù）體不鏽鋼→鐵素體時效不鏽鋼→超級鐵素體不鏽鋼→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（xiù）鋼。

      為（wéi）了研製出一種（zhǒng）既具有高的強韌性, 又有（yǒu）優良的耐海水腐蝕性能和良好的可焊性的新型不鏽鋼, 通過實（shí）驗室篩選（xuǎn）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, 高鉻（gè）鐵素體不鏽鋼存在著475℃脆性、 相（xiàng）脆性、高（gāo）溫脆性、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。為克服這些難點（diǎn）, 處理並（bìng）解決好高強度與（yǔ）良好的韌塑性、高強度與優良的（de）耐蝕性及焊縫延性與耐蝕性等3 對矛盾, 除精心（xīn）設計化學成分外, 還在工藝措施（shī）上有所突破,從而研製（zhì）成功符合要求（qiú）的00Cr27Ni8Mo 3Ti鐵素體時效不鏽鋼。本文擬對該新型不（bú）鏽鋼的研製要點作一簡要介（jiè）紹, 以利於該鋼的推廣應用及同（tóng）行之間的交流, 促（cù）進（jìn）不（bú）鏽鋼的發（fā）展（zhǎn）。

      1　研製思路

      按照現代金屬學理論, 把合金的化學組（zǔ）元( 化學成分（fèn）) 、幾何學組元( 空位、位錯、晶界、相界) 、組織( 宏觀組織、顯微組織) 和結構 ( 晶體結構、分子結（jié）構和原子結構) 統稱為廣義的結構。這樣, 就有如下關係:

      顯然, 通過一係（xì）列的工（gōng）藝技術措施, 創造有益的結構和避免有害的結構乃是（shì）獲得有（yǒu）用性（xìng）能的關鍵。這可表示為:

      上述兩（liǎng）種關係便構成我們解（jiě）決問題的思路。

      研製要點

      2. 1　化學成分設（shè）計

      化學成分設計（jì）中所考慮的關鍵問題是在保證（zhèng）高強度和優良耐蝕性的前提下提高材料的塑性（xìng）和韌性, 尤其（qí）是（shì）把延性- 脆性轉變溫度( DBTT ) 降至室溫以下。

      表1 示出了新鋼種的化學成（chéng）分設計範圍, 高的鉻鉬含量賦予新鋼種優良的耐腐蝕性能。

      圖1 示出了（le）鐵素體不鏽鋼的室溫韌性、間隙元素( C、N ) 含量和鉻含（hán）量之間（jiān）的關係[ 1] 。圖中條帶左邊的合金的DBTT 低於室溫, 右邊合金的DBTT 高（gāo）於室溫。鉻含量愈高( 耐蝕性愈（yù）好) , 合金（jīn）DBT T 在室溫以下的C+ N 允許含量（liàng）愈低。當Cr ≥26%時, 允許的C+ N 含（hán）量應達到高純( C + N ≤0. 02% ) 甚至超純( C+ N≤0. 01%) 的水平。由於冶煉技術水平的原因, 要滿足這一要求是很困難的。因此（cǐ）, 本文沒有采取單獨降低C 和（hé）N 的途徑, 而（ér）是（shì）采取了超低碳氮( C+ N≤0. 03%) 和（hé）加鈦穩定化相結合的方法。由於鈦是一種強碳化物形成元素, 鈦的加入使（shǐ）過量的C 和N首先與T i 結合, 既起到了固定有害雜質（zhì）元素C、N、O 的作用, 又起到（dào）了細化晶（jīng）粒的（de）作用( 鈦的化（huà）合物小粒子有（yǒu）阻止晶粒長大的（de）作

用) , 從而改（gǎi）善（shàn）了韌性。

      在（zài）加鈦的同（tóng）時, 還適當提高了鎳含量, 由普通鐵素體不鏽鋼含鎳2%～ 4% 提高到6. 5%～9. 0% 。在組織中引入少量奧（ào）氏體 ( fcc) , 由圖2 可見塊狀相沿晶界分布。其中, 相界麵可以有效地阻止晶粒長大, 而相則可以（yǐ）起到韌性間層的作用, 阻止裂紋擴展,提高合金的（de）斷裂韌性（xìng）。

      上述（shù）措施既（jì）使合金的DBTT 降至室溫以下（xià）( 見表2) , 又（yòu）解決了生產可行性問（wèn）題。

      2. 2　有效的工藝措（cuò）施

      2. 2. 1　雙真空熔煉

      30 年代, 人（rén）們把鐵素體不鏽鋼的冷脆性 ( DBTT 為100～156℃) 歸咎為高鉻（gè）鋼的本質[ 2, 3] , 即高鉻是導致冷（lěng）脆性（xìng）的原因（yīn）。近（jìn）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（xiàn）[ 4] 研（yán）究了O、Al、Mn、S、P 含量對25% Cr-3%Mo ( 含0. 003% ～ 0. 005%C, 0. 003% ～0. 006%N ) 合金的DBT T 的影響（xiǎng）, 結果表明, 鋼中每增加0. 01% 的氧, 使DBTT 升高30℃。圖1 對C、N 的影響已作了說明（míng）。因此, 保證鋼中低的C、N、O 等雜質元素含量是使鋼韌化（huà）的重要措（cuò）施。

      表3 示出了曾先後采用過（guò）的3 種不同熔煉（liàn）方法所煉的鋼中的雜質含（hán）量和夾雜物評級結果。

      由表（biǎo）3 可見, 改進熔煉方法對降低O、N含量（liàng）及夾雜物級別的顯著效果。雙真空（kōng）鋼中的O2 含量比非真（zhēn）空（kōng）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（chóng）的一個原因。也不能不認為其含量降低是雙真（zhēn）空鋼的韌性得以（yǐ）改善的原因。

      2. 2. 2　低溫（wēn）消（xiāo）除應力退火

      鐵素體（tǐ）不鏽鋼通常所（suǒ）適用的熱處理是退火( 從（cóng）高溫處急冷) 。開始, 對50kg , 200kg 鋼錠曾分別采用過砂冷和空冷, 效果均好。但（dàn）後（hòu）來對1 噸真空感應圓錠( ⊙360mm) 采用空（kōng）冷（lěng）時發現鋼錠脫模（mó）後空冷2h 左右（yòu）發生（shēng）了脆斷 ( 橫向斷開) 。為解決此問題, 將熔煉方法（fǎ）改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（dìng）經840℃×5h 爐冷至400℃出爐（lú）空冷, 結果良好。但（dàn）此錠在鍛造時700℃裝爐升溫約40 分鍾, 在加（jiā）熱（rè）爐內發生爆裂。經失效分析, 發（fā）現在開裂鋼錠中除O、N 含量較高外, 組織中（zhōng）存在大量V相（xiàng）( 樹枝（zhī）狀) , 見圖3[ 5] , 這是鋼錠爆（bào）裂的重要原因。上述不恰當的退火處理導致大（dà）量 V相形成是鋼錠開裂的內因, 加熱速度快造成大的（de）熱應力是鋼錠（dìng）開裂的外因。為避免出現上述問題所采取的措施一是進（jìn）一步改進熔煉方法( 由（yóu）真空感應加電渣重熔改為雙真空熔（róng）煉) ; 二是改（gǎi）進退火工藝（yì）, 對355mm 雙真空圓錠施加適宜的退火工藝, 得到了出乎意料（liào）的（de）良好效果。

      2. 2. 3　熱加工

      為了突破真空感應加電渣（zhā）重（chóng）熔（róng）鋼錠 ( ⊙300×320mm) 鍛造加熱時發生爆裂這一技術難點, 除了改進熔煉方法和退火工藝外（wài）,還精心設計了鍛造工藝( 圖4) , 包括加熱工藝和變形工藝。具體有以下5 方麵的改進: ( 1) 降低（dī）入爐溫度; ( 2) 降低升溫（wēn）速度, 盡可能（néng）降低（dī）熱應力; ( 3) 縮短保溫時間, 防止粗晶化; ( 4) 調整變形（xíng）工藝, 開鍛溫度≥1050℃, 停鍛（duàn）溫度≥920℃; ( 5) 提高終加工變形（xíng）度( 約10%) 以細化晶粒。

      上述工藝措施的實施, 成功地完（wán）成（chéng）了圓錠的（de）如（rú）下變形過程: ⊙360mm→3002→2502→1802→⊙150×1200mm, 達到了正常鋼錠（dìng）的成品率水（shuǐ）平（píng）。

      2. 2. 4　熱處（chù）理工藝

      在實施熱處（chù）理時, 主要解決（jué）了兩方麵的問題, 一是克服高鉻鐵（tiě）素體不鏽鋼的一係列冶金學局限性（xìng）問題, 如475℃脆（cuì）性, ⊙相脆性;二是設計模擬體, 使據（jù）此製定的熱處理工藝同樣能夠適用於模擬分段(⊙150×1200mm) 和（hé）產品(⊙ 150×4500mm) 。

      圖（tú）5 示出了0. 12% C-25% Cr -6%Ni-1. 6%Mo 鋼對應於衝擊值27J 的（de） o相、á相轉變動力學曲（qǔ）線 。由此可以看出, 為了（le）避免這兩（liǎng）種脆性傾向, 需要較高（gāo）的臨界冷卻速度。試驗結果表明, 在o 相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留時間不能（néng）超過4h, 在á相和o相的過渡區 ( 525～560℃) 時效4h( 水冷) , 合金在保持良好塑（sù）性和（hé）韌性（xìng）的同時強度明顯提高。為了進行（háng）熱模（mó）擬, 從經濟、方便和有效的原則（zé）出發,

      專門設計了模擬體( 圖6) 。對模擬體（tǐ）按所製定的工藝進行了熱處理, 其力學性（xìng）能測試結果和按（àn）同樣工藝處理的⊙150×1200mm 分段的測試結果完全一致, 得到了強（qiáng）韌性的良好配合: o0. 2 835MPa, ob1085MPa, o518% ,∈48% , A ku66J。通過模擬（nǐ）體試（shì）驗和工藝設計（jì）,解決了強韌性良（liáng）好配合的這一主要矛盾。

      2. 2. 5　焊接工（gōng）藝

      雙真空（kōng）熔（róng）煉的高鉻高純度超低碳氮（dàn）鐵素體時效不鏽鋼的施焊, 麵臨著（zhe）如下問題:

      ( 1) o相脆性,

      ( 2) 導（dǎo）熱率低( 相當於碳鋼的50% ) , 熱（rè）膨脹（zhàng）係數大( 與碳鋼相同) , 導致焊接收縮應力大（dà）, 晶粒粗大, 引起開裂和變（biàn）形。

      ( 3) 焊縫汙染問題（tí）。C、N、H、O 等有（yǒu）害（hài）雜質進入焊縫, 使接頭塑性、韌（rèn）性和耐蝕性（xìng）降低, 開裂傾向增（zēng）大。

      對此, 采取了如下對策:

      ( 1) 采用TIG 低（dī）熱輸入焊接方法來防止過熱, 降低相析出傾向和元素燒損。

      ( 2) 采（cǎi）用與母材（cái）成分相同的焊接材料以有利於保證（zhèng）焊縫金屬的化學成分（fèn）和組（zǔ）織與母材的相近。

      ( 3) 對焊板進行預先固溶退火處理, 消除（chú）原始組織中的脆（cuì）性相（xiàng）和不均勻性。

      ( 4) 焊前預熱。

      ( 5) 采用高純氣體雙麵保護以防止焊（hàn）縫（féng）汙染（rǎn）。

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

      ( 7) 優化了工藝參數。00Cr 27Ni8Mo3T i 雙真空（kōng）鋼經良（liáng）好的焊接工（gōng）藝技術施焊（hàn）後, 其接頭具有（yǒu）合格的（de）力學性能, 如表（biǎo）4 所示, 並兼具和母材（cái）相當的耐（nài）海水（shuǐ）腐蝕性能( 表5) 。

      3　結（jié）論

      ( 1) 通過化學成分設計（jì）, 研製出一種新型的00Cr 27Ni8Mo3T i 鐵素體時效不鏽鋼。

      ( 2) 該鋼經過雙（shuāng）真空熔（róng）煉（liàn）, 並施以固溶和時效處理（lǐ）, ⊙150mm 鍛棒達到如下力學性能（néng）: o0. 2 835MPa, ob1085MPa, o518%, o48%, Ak u66J。

      ( 3) 該鋼在熱處（chù）理（lǐ）狀態下具有優良的耐（nài）海水腐蝕性能（néng）, 在常（cháng）溫海水環（huán）境條件下長期使用不會發生局部腐蝕。

      ( 4) 通過化學成分（fèn）設計（jì）和一係列工藝措施的實施, 在克服高鉻鐵素體不鏽鋼的（de）冶金（jīn）學局限性問題、降低大規格材料韌性-脆性轉變溫度( DBT T) 和解決大（dà）錠熱加工（gōng）開（kāi）裂問題等方麵取得了富有成效（xiào）的進展。