迄今, 不鏽（xiù）鋼的發展可歸納（nà）為以下5 種類型: ( 1) 以提（tí）高在苛刻腐蝕環境中的耐蝕性為（wéi）主。按此目標（biāo）, 其發展（zhǎn）方向（xiàng）是（shì）奧氏體不鏽鋼→高合金奧氏（shì）體（tǐ）不（bú）鏽鋼→超（chāo）級奧氏體不（bú）鏽鋼。這類鋼（gāng）的屈服強度一般（bān）在300MPa 以下; ( 2) 以提高強韌性為主, 兼有一定耐蝕性。其發展方向是（shì）馬（mǎ）氏體不鏽鋼→沉澱硬化不（bú）鏽鋼。這類不鏽鋼的局（jú）限性是僅具有一般的耐蝕性。( 3) 以改善切削加工性為主而研製的易（yì）切削不鏽（xiù）鋼。此類鋼的力學性能和耐蝕性多（duō）屬常規等級。( 4) 具（jù）有特殊功（gōng）能的功能型不鏽鋼。此（cǐ）類鋼包括超塑性不鏽（xiù）鋼、減振不（bú）鏽鋼、形狀（zhuàng）記憶不鏽（xiù）鋼、無磁不鏽鋼和（hé）耐磨不鏽鋼等。( 5) 以兼具高的強（qiáng）韌（rèn）性和優良的耐蝕性為主要目標。其發展方向（xiàng）是鐵素體不鏽鋼→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（xiàng）不鏽鋼。本文所研究的即屬此類不鏽鋼。

      為了研製出一種既具有高的強韌性, 又有優良的耐海水（shuǐ）腐蝕性能和良好的可焊性的新型不鏽鋼, 通（tōng）過實驗室（shì）篩（shāi）選試驗, 選擇高鉻鐵素體不鏽鋼和兼有少量（liàng）奧氏（shì）體的複相不鏽鋼為研究方向（xiàng）。然而, 高鉻鐵素體不鏽鋼存在著475℃脆性、 相脆性、高（gāo）溫脆性、晶粒粗大、延-脆轉變（biàn）及焊態的（de）低韌性等一（yī）係列冶金學局限性。為克服這些難點, 處理並解決好高強度與良好的（de）韌塑性、高強度（dù）與優（yōu）良的耐蝕（shí）性及焊縫延性與耐（nài）蝕性等3 對矛盾（dùn）, 除精心設計化學成分外, 還在工藝措施上有所突破,從而研製（zhì）成功符合要求的00Cr27Ni8Mo 3Ti鐵素體時效不鏽鋼。本（běn）文擬對該新型不鏽（xiù）鋼的研製要點作一簡要介紹, 以利於該鋼的推廣應用及同行（háng）之間的交流, 促進不鏽鋼的發展。

      1　研製思路（lù）

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

      顯然, 通過一係列的（de）工藝技術措施, 創（chuàng）造有益的結構和避免有害的結構乃是獲得有用性能的關鍵。這（zhè）可表示為:

      上述兩種關係便構成我們解決問題的思路。

      研製要點

      2. 1　化學成分設計

      化學成分設計中所考慮的關鍵問題是在保證（zhèng）高強度和優（yōu）良耐蝕（shí）性的前提下提高材料的塑性和韌性, 尤（yóu）其是把延性- 脆性轉變溫（wēn）度( DBTT ) 降至室溫以下（xià）。

      表1 示（shì）出了新鋼種的化學成分設計範圍, 高的鉻鉬含（hán）量賦予（yǔ）新鋼種優良的耐腐蝕性能。

      圖1 示出了鐵（tiě）素體不鏽鋼的室溫韌性、間隙元素( C、N ) 含量和鉻含量之間的關係[ 1] 。圖中條帶左邊的合（hé）金的DBTT 低於（yú）室溫, 右邊合金的DBTT 高於室溫。鉻含量愈高( 耐蝕性愈好（hǎo）) , 合金DBT T 在室溫以下的C+ N 允許含量愈（yù）低（dī）。當Cr ≥26%時, 允許的C+ N 含量應（yīng）達到高純( C + N ≤0. 02% ) 甚至超純（chún）( 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（nán）的。因此, 本（běn）文沒有采取單獨降低（dī）C 和N 的途徑, 而是（shì）采取（qǔ）了（le）超低碳氮( C+ N≤0. 03%) 和（hé）加鈦穩定化相結合（hé）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（hài）雜質元素C、N、O 的作用, 又起到了細化晶粒的（de）作用（yòng）( 鈦的化合物小粒子有阻止晶粒長大的作

用) , 從而改善了韌性（xìng）。

      在加（jiā）鈦的同時, 還適當提高了（le）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（yǐn）入（rù）少量奧氏體 ( fcc) , 由圖2 可見塊狀相沿晶界分（fèn）布。其中, 相界麵可以有效地阻止晶（jīng）粒長大, 而相則可以起到韌性（xìng）間層的作用, 阻止裂紋擴展,提高合金的（de）斷裂韌性。

      上述措施既使合金的DBTT 降（jiàng）至室溫以下( 見表2) , 又解決了生產可行性問題。

      2. 2　有效的工藝措施

      2. 2. 1　雙真（zhēn）空熔煉

      30 年代（dài）, 人們把鐵素體不鏽鋼的冷脆性 ( DBTT 為（wéi）100～156℃) 歸咎為（wéi）高鉻鋼的本質[ 2, 3] , 即高鉻是導致冷脆性（xìng）的（de）原因。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（sù）C、N、O 的影響。文（wén）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（guǒ）表明, 鋼（gāng）中每（měi）增加（jiā）0. 01% 的氧（yǎng）, 使DBTT 升（shēng）高30℃。圖1 對C、N 的影響已作了說明。因此, 保證鋼中低的C、N、O 等雜質元素含量是使鋼韌化的重要措施（shī）。

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

      由表3 可見, 改進（jìn）熔煉方法對降低O、N含量及（jí）夾雜物級（jí）別的顯著（zhe）效果。雙真空鋼中的O2 含量比非真空鋼中的約降低90%。由此, 不（bú）能不認為氧是非真（zhēn）空鋼電（diàn）極棒脆性嚴重的一個原因。也不（bú）能（néng）不認為（wéi）其含量降低是雙真空鋼的韌（rèn）性（xìng）得以改善的原因。

      2. 2. 2　低溫消除應力退火（huǒ）

      鐵素體不鏽鋼通常所適用的熱處理是（shì）退火( 從高溫處急冷) 。開始, 對50kg , 200kg 鋼錠曾分（fèn）別采用過砂（shā）冷和空冷, 效果均好（hǎo）。但後來對1 噸真空感應圓錠( ⊙360mm) 采用空冷時（shí）發現鋼錠脫模後空冷2h 左右發生了脆斷 ( 橫向斷開) 。為解決此問題, 將（jiāng）熔煉方法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（jié）晶錠經840℃×5h 爐冷至400℃出爐空冷（lěng）, 結果良好（hǎo）。但（dàn）此錠（dìng）在鍛造時700℃裝爐升溫約40 分鍾, 在（zài）加熱爐內發生爆裂。經失效分析, 發現在開裂鋼錠中除（chú）O、N 含量較高外, 組織中存在大量V相（xiàng）( 樹枝狀) , 見圖3[ 5] , 這是鋼錠爆裂的重（chóng）要原因。上述不恰當的退火處理導致（zhì）大（dà）量 V相形成（chéng）是鋼錠開裂的內因, 加熱速度快造成（chéng）大的熱應力是鋼錠開裂的外因。為避（bì）免出現上述（shù）問題所采取的措施一是進一步改進熔煉方法( 由真空感應加（jiā）電渣重熔改（gǎi）為雙（shuāng）真空熔煉) ; 二是改進退火工藝, 對355mm 雙（shuāng）真空圓錠施（shī）加適宜的退火工藝, 得（dé）到了出（chū）乎意料的良（liáng）好效果。

      2. 2. 3　熱加工

      為了突（tū）破真空感應加電渣重熔鋼錠（dìng） ( ⊙300×320mm) 鍛造加熱時（shí）發生爆裂這一技術難點, 除了改進熔煉方法和退火工藝外,還精心設計了鍛（duàn）造工藝( 圖4) , 包（bāo）括加熱（rè）工藝和（hé）變形（xíng）工藝。具體有以下5 方（fāng）麵的改進: ( 1) 降低入爐溫度; ( 2) 降（jiàng）低升溫速度, 盡可能降低（dī）熱應力; ( 3) 縮短保溫時間, 防止粗晶化; ( 4) 調整變（biàn）形工藝, 開鍛（duàn）溫度≥1050℃, 停鍛溫（wēn）度≥920℃; ( 5) 提高終加工變形度( 約10%) 以細化（huà）晶粒。

      上（shàng）述工藝（yì）措施（shī）的實施, 成功地完成了圓錠的如下變形過程: ⊙360mm→3002→2502→1802→⊙150×1200mm, 達到了正常鋼錠的成品率水平。

      2. 2. 4　熱處理工藝

      在實（shí）施熱（rè）處理時（shí）, 主（zhǔ）要解決（jué）了兩（liǎng）方（fāng）麵的問題, 一是克服高鉻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（èr）是設計（jì）模擬體（tǐ）, 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、á相轉（zhuǎn）變動力學曲線 。由此可以（yǐ）看（kàn）出, 為了避免這兩種脆性傾向, 需要較高的臨界冷卻（què）速度。試驗結果表明, 在o 相析出最敏感區停留（liú）時間不能超過0. 5h, 在á相析出的最敏感區停留時間不能超過（guò）4h, 在á相和o相的過渡區（qū） ( 525～560℃) 時效4h( 水（shuǐ）冷) , 合金（jīn）在保持良好塑性和韌性的同時強度明顯提高。為了進（jìn）行熱模擬, 從經濟、方便和有效的（de）原則出發,

      專門設計了（le）模擬體( 圖6) 。對模擬體按所製（zhì）定的工藝進行了熱處理, 其力學性能測試結果和（hé）按同樣工藝處理的⊙150×1200mm 分段（duàn）的測試（shì）結果完全一（yī）致, 得到了強韌性的良好配合: o0. 2 835MPa, ob1085MPa, o518% ,∈48% , A ku66J。通（tōng）過模擬體試驗（yàn）和（hé）工藝設計,解決了強韌（rèn）性良好配合的這一主要矛盾。

      2. 2. 5　焊接工藝

      雙真空熔煉的高（gāo）鉻高純度超低碳（tàn）氮鐵素體時效不鏽（xiù）鋼的施焊, 麵臨（lín）著如下問題:

      ( 1) o相脆（cuì）性,

      ( 2) 導熱率低( 相當於碳（tàn）鋼（gāng）的50% ) , 熱膨脹係數大( 與碳鋼相同) , 導致焊接收縮應力大（dà）, 晶粒粗大（dà）, 引（yǐn）起開裂和變形。

      ( 3) 焊縫汙染問題（tí）。C、N、H、O 等有害（hài）雜質進（jìn）入焊縫, 使接頭塑性、韌性和耐蝕（shí）性降低, 開裂（liè）傾向增大。

      對此, 采取了（le）如下對策（cè）:

      ( 1) 采用TIG 低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) 采用與（yǔ）母（mǔ）材成分相同的焊接材料以有利於保證焊縫金（jīn）屬的化學成分和組織與母材的相近。

      ( 3) 對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勻性。

      ( 4) 焊前（qián）預熱。

      ( 5) 采用高純氣體（tǐ）雙麵保（bǎo）護（hù）以防止焊縫汙染。

      ( 6) 焊後（hòu）熱處理。這樣有利於接頭的機械性能（néng）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（rú）表4 所示, 並兼具和母材相（xiàng）當（dāng）的耐海水腐蝕（shí）性能( 表5) 。

      3　結論

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

      ( 2) 該（gāi）鋼經過雙真空熔煉, 並（bìng）施（shī）以固溶和時效處理, ⊙150mm 鍛棒達到如下力學性能: o0. 2 835MPa, ob1085MPa, o518%, o48%, Ak u66J。

      ( 3) 該鋼在熱處理狀態下具有優良（liáng）的耐海水腐蝕性能, 在常溫海水環境條件下長期（qī）使用不會（huì）發生局部（bù）腐蝕。

      ( 4) 通過（guò）化（huà）學成分設計和一（yī）係列工藝措（cuò）施的實施, 在（zài）克服高鉻鐵素體不（bú）鏽鋼的冶金學（xué）局限性問題、降低大規格材料韌性-脆性轉（zhuǎn）變溫度( DBT T) 和解決大（dà）錠熱加工開裂問題等方麵取得了富有成效的進展。