迄今, 不鏽鋼的發展可歸納為以下5 種類型: ( 1) 以提高在苛刻腐蝕環境中的耐蝕性為（wéi）主。按（àn）此（cǐ）目標, 其發展方向是奧（ào）氏體不鏽鋼→高合（hé）金奧氏體不（bú）鏽鋼→超級奧氏體不鏽鋼。這（zhè）類鋼的屈服強（qiáng）度一般在300MPa 以下; ( 2) 以提高強韌性為主, 兼（jiān）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。這類不鏽鋼的局（jú）限性是僅具有一般的耐蝕性。( 3) 以改善切削（xuē）加工性（xìng）為主（zhǔ）而研製（zhì）的易（yì）切削不鏽鋼。此（cǐ）類鋼的力學性能和耐蝕性多屬常規等級。( 4) 具有特殊功（gōng）能的功能型不鏽鋼。此類鋼包括超塑性不（bú）鏽鋼、減振不鏽鋼、形狀記（jì）憶（yì）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耐蝕性（xìng）為主要目標。其發展方向是鐵素體不鏽鋼→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不鏽鋼。本文所研究的即（jí）屬此類不鏽鋼。

      為（wéi）了研製出一種既具有高的強韌性, 又有優良（liáng）的耐海水腐蝕性能和良好的（de）可焊性的新型不鏽鋼, 通過（guò）實驗室篩選試驗, 選擇（zé）高鉻鐵（tiě）素體不鏽鋼和兼有少量奧氏體的複相不鏽鋼為研究（jiū）方向（xiàng）。然而, 高鉻鐵（tiě）素體不鏽鋼存（cún）在著475℃脆性、 相脆性、高溫脆性、晶粒粗大、延（yán）-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, 處理並解決好高強度與良好的（de）韌塑性、高強度與優良的耐蝕性及焊縫延性與耐蝕性等3 對（duì）矛盾, 除精心設計化學成分外, 還在工藝措施上有所突破,從而研製成功符合要求的00Cr27Ni8Mo 3Ti鐵素體時效不鏽鋼。本文擬對該新型不鏽鋼的研製要點作一簡要介紹, 以利於（yú）該鋼的推廣應用及同行之間的（de）交流, 促進不鏽鋼的發展。

      1　研製思路

      按照現代金屬學理論（lùn）, 把合金的化學組元( 化（huà）學成（chéng）分（fèn）) 、幾何學組元( 空位、位錯、晶界、相（xiàng）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（jié）構。這樣, 就有（yǒu）如下關係:

      顯然, 通過一（yī）係列的工藝技（jì）術措施, 創造有益的結構和避免有害的結構（gòu）乃是獲（huò）得有用性能的關鍵。這可表示為:

      上述兩種關係便構成我們解決問題（tí）的思路。

      研製要點

      2. 1　化學成（chéng）分設計

      化學成分設（shè）計中所考慮的關鍵（jiàn）問題是（shì）在保證高強度和優（yōu）良耐蝕（shí）性的前提下（xià）提高材料的塑性和韌性, 尤其（qí）是把延性- 脆性轉變溫度( DBTT ) 降至室溫以下。

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

      圖1 示出了鐵素體不鏽鋼（gāng）的室溫韌性、間隙元素( C、N ) 含量和（hé）鉻（gè）含（hán）量之間的關係[ 1] 。圖中條帶左邊的合金的DBTT 低於室溫, 右（yòu）邊合金的DBTT 高於室溫。鉻含量愈高( 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（liàng）應達（dá）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（hěn）困難的。因此, 本文沒有采取單獨降低（dī）C 和N 的途徑, 而是采取了超低碳氮( C+ N≤0. 03%) 和加鈦穩定化相結合的方法。由於鈦是一種（zhǒng）強碳化物形成元素, 鈦的加入使過量的C 和N首先與T i 結合（hé）, 既起到了固定有害雜（zá）質元素C、N、O 的作用, 又起到了細化（huà）晶粒的作用( 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。

      在加鈦（tài）的同時, 還適當提（tí）高了鎳含（hán）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氏體 ( fcc) , 由圖2 可見塊狀相沿晶（jīng）界分布。其中, 相界麵可以有效地阻止晶粒長大, 而相（xiàng）則可以起到韌性間層的作用, 阻止（zhǐ）裂紋擴展,提高合金的（de）斷裂韌性。

      上述措施既使（shǐ）合金（jīn）的（de）DBTT 降至室溫（wēn）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　雙真空（kōng）熔（róng）煉

      30 年代, 人們把鐵（tiě）素體不鏽鋼的冷脆性 ( DBTT 為（wéi）100～156℃) 歸咎為（wéi）高鉻（gè）鋼的本質[ 2, 3] , 即高鉻是導致冷脆性的原因。近代（dài）理論認（rèn）為, 高（gāo）鉻鐵素體不鏽鋼的冷脆性（xìng）應歸因於雜質元（yuán）素C、N、O 的影響。文獻[ 4] 研究了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, 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（xiǎng）已作了（le）說明。因（yīn）此, 保（bǎo）證鋼中低的C、N、O 等雜質元素含量是使鋼韌化（huà）的重（chóng）要措施。

      表3 示出（chū）了（le）曾先後采用過的3 種不同（tóng）熔煉方（fāng）法所煉的鋼中的（de）雜質含量和夾（jiá）雜物評級結果。

      由（yóu）表3 可（kě）見, 改進熔（róng）煉方法對降低O、N含量及夾雜物級別的顯著效果。雙真空鋼中的O2 含量比非真空鋼中的約降低（dī）90%。由此, 不（bú）能不認為氧是非真空鋼電（diàn）極棒脆性嚴重的一個原因。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　低溫消除（chú）應力（lì）退火

      鐵（tiě）素體不鏽鋼通常所適用的熱處（chù）理是退火( 從高溫處急冷) 。開（kāi）始, 對50kg , 200kg 鋼錠曾分別采（cǎi）用過砂冷和空冷, 效果均好。但後來對（duì）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 左右發生了脆斷 ( 橫向斷開) 。為解決（jué）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, 結果良（liáng）好。但此錠在鍛（duàn）造時700℃裝爐升溫約40 分鍾, 在加熱爐內發（fā）生爆裂。經失效（xiào）分析, 發現在（zài）開裂鋼錠中除O、N 含量較高外, 組織中存在（zài）大量V相( 樹枝狀) , 見圖3[ 5] , 這是鋼錠爆裂的重要原因。上述不恰當的退火處（chù）理（lǐ）導致大量 V相形（xíng）成是鋼（gāng）錠開裂的內因, 加熱速度快造成大（dà）的（de）熱應力是鋼錠開裂（liè）的外因。為避免出現上述問題所采取的措施一是（shì）進一步改進熔煉方法( 由真空感應加電渣重熔改為雙真空熔煉) ; 二是改進退火工藝, 對355mm 雙真空圓錠施加適宜的退火工（gōng）藝, 得到了出乎意料的良（liáng）好效果。

      2. 2. 3　熱加工

      為（wéi）了突破真空感應加電渣重熔鋼錠 ( ⊙300×320mm) 鍛（duàn）造加熱時發（fā）生爆裂這一技術難點, 除了改進熔煉方法和退火（huǒ）工藝外,還精（jīng）心設計了鍛造工藝( 圖（tú）4) , 包括加熱工藝和變形工藝。具體有以下5 方麵的改進: ( 1) 降低入爐溫度; ( 2) 降低升溫速度, 盡可能降低熱應力; ( 3) 縮短保溫時間, 防止粗晶化; ( 4) 調（diào）整變形工藝, 開鍛溫度（dù）≥1050℃, 停鍛溫度≥920℃; ( 5) 提高終加工變形度( 約10%) 以細化晶粒。

      上述工藝（yì）措施（shī）的實施, 成功（gōng）地完成了圓錠的如下變（biàn）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）施熱處理時, 主要解決了兩方麵的問題, 一（yī）是克服高鉻鐵素體不鏽鋼的一係列冶金學局限（xiàn）性問題, 如（rú）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（le）0. 12% C-25% Cr -6%Ni-1. 6%Mo 鋼對應於衝擊值27J 的 o相、á相轉變動力學曲線 。由此可以看出, 為了避免這兩種脆性傾向, 需要較高的臨界冷卻速度。試驗結果表明, 在（zài）o 相析出最敏感區（qū）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超過4h, 在á相和o相的過（guò）渡區 ( 525～560℃) 時效4h( 水（shuǐ）冷) , 合金在保持良好塑性和韌性（xìng）的同時強度明顯提高。為了進行熱模擬, 從（cóng）經濟、方便和有效的原則出發,

      專門設計了模擬體( 圖6) 。對模（mó）擬體按所製定的工藝進行了熱處理, 其力學性能測試結果和按同樣工藝處理的⊙150×1200mm 分段的測試結（jié）果完全一致, 得到了強韌性的良好配合: o0. 2 835MPa, ob1085MPa, o518% ,∈48% , A ku66J。通過模擬體試驗和工藝設計,解決了強韌性良（liáng）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（gāo）純度超低碳氮鐵素體時效不鏽鋼的施（shī）焊, 麵臨著如（rú）下問題:

      ( 1) o相脆性,

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

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

      對此, 采取了如下對策:

      ( 1) 采用TIG 低熱輸（shū）入焊接方（fāng）法來防止（zhǐ）過熱, 降（jiàng）低相析出傾向和元素燒損。

      ( 2) 采用與母材成分相同的焊（hàn）接材料以有利於（yú）保（bǎo）證焊縫金屬的（de）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（hé）不均勻性。

      ( 4) 焊前預熱。

      ( 5) 采用高純氣體（tǐ）雙麵保護以防止焊（hàn）縫汙染。

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

      ( 7) 優化了（le）工藝參數。00Cr 27Ni8Mo3T i 雙真空（kōng）鋼經良好（hǎo）的焊接工藝技術施（shī）焊後, 其接頭具有合格的力學性能（néng）, 如表4 所示, 並兼具和母材相當（dāng）的耐海水腐蝕性能( 表（biǎo）5) 。

      3　結論

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

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

      ( 3) 該鋼在熱（rè）處理狀態（tài）下具有優良（liáng）的耐海水腐蝕性能, 在常溫（wēn）海水（shuǐ）環境條件下長期使用不會（huì）發生局（jú）部腐蝕（shí）。

      ( 4) 通過化學（xué）成分設計和一係列工藝措施的實施, 在克（kè）服高鉻鐵素體（tǐ）不鏽鋼（gāng）的（de）冶金學（xué）局（jú）限性問題、降（jiàng）低大規格材料韌性-脆性轉變溫度( DBT T) 和解決大錠熱加工開裂問題等方（fāng）麵取得了富（fù）有成效的進展。