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主。按此目標（biāo）, 其發展方向是奧氏體不（bú）鏽（xiù）鋼→高合金奧氏（shì）體不鏽鋼（gāng）→超級奧氏體（tǐ）不鏽鋼。這（zhè）類鋼的（de）屈服強度一般在300MPa 以下; ( 2) 以提高強（qiáng）韌性為主, 兼有（yǒu）一定耐蝕性。其發展方向是馬氏體不鏽鋼→沉澱硬化不（bú）鏽鋼。這類不（bú）鏽鋼的局限性是（shì）僅（jǐn）具有一般的耐蝕性。( 3) 以改善（shàn）切（qiē）削加工性為主而（ér）研製的易（yì）切削不（bú）鏽鋼。此類鋼的（de）力學性能和耐蝕性多屬常（cháng）規等級。( 4) 具有特殊功能的功能型不鏽鋼。此類（lèi）鋼包括（kuò）超塑性不鏽鋼、減振不鏽鋼、形狀（zhuàng）記憶不（bú）鏽鋼、無磁不鏽鋼和耐磨不鏽鋼等。( 5) 以兼具高的強韌（rèn）性（xìng）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（jí）複相不鏽鋼。本（běn）文所研究的即屬此（cǐ）類不鏽（xiù）鋼。

      為了研（yán）製出一種既（jì）具有高的強韌性, 又有優良的耐海水腐蝕性能和良好的可（kě）焊（hàn）性的新型（xíng）不鏽鋼, 通過實驗室（shì）篩選試（shì）驗, 選擇高鉻鐵（tiě）素體不鏽鋼和兼有少量奧氏體（tǐ）的複相不鏽鋼為研究方（fāng）向。然而, 高鉻鐵素體不鏽鋼存在著475℃脆性、 相脆性、高溫脆性、晶粒粗（cū）大、延（yán）-脆轉變（biàn）及焊態的低韌性（xìng）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韌塑性、高強度與（yǔ）優良的耐蝕性及焊縫延（yán）性與（yǔ）耐蝕（shí）性等（děng）3 對矛盾, 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（yào）點（diǎn）作一簡要介紹, 以利於該鋼的推廣應用及同行之間的（de）交流, 促進不鏽鋼（gāng）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( 化學成（chéng）分) 、幾何學組元（yuán）( 空位、位錯（cuò）、晶界、相界) 、組織( 宏觀組織、顯微組（zǔ）織) 和（hé）結構 ( 晶體結構、分子結構和原子結構) 統稱（chēng）為廣義的結構。這樣, 就有如下關係:

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

      上述兩種關係便構成我們解決（jué）問題的思（sī）路。

      研製要點（diǎn）

      2. 1　化學成分設計

      化學成分設計中所考慮的關鍵問（wèn）題是在保證高強度和優良耐蝕性的（de）前提下提高材料的塑性和韌性, 尤其是（shì）把延性（xìng）- 脆性轉變溫（wēn）度( DBTT ) 降至室溫以下。

      表1 示出了新鋼種（zhǒng）的化學成分設計（jì）範圍, 高的鉻鉬含量賦（fù）予新鋼種優良的（de）耐腐蝕性能。

      圖1 示出了鐵素體不鏽鋼的室溫韌（rèn）性、間隙元素( C、N ) 含量和鉻（gè）含量（liàng）之間的關係[ 1] 。圖中條帶左邊的合金的DBTT 低於室溫, 右邊合金的DBTT 高於（yú）室溫。鉻含量愈（yù）高( 耐蝕（shí）性愈好) , 合金DBT T 在室（shì）溫以下的（de）C+ N 允許含量愈低。當Cr ≥26%時, 允許的C+ N 含量應達到高純( C + N ≤0. 02% ) 甚至超純( C+ N≤0. 01%) 的水平。由於冶煉技術水（shuǐ）平的原因, 要滿足（zú）這一（yī）要求是很困難（nán）的。因此, 本文沒有采（cǎi）取單獨降低C 和N 的（de）途徑, 而是采取了超低碳氮( C+ N≤0. 03%) 和加鈦穩（wěn）定化相結合的方法。由於鈦是一種（zhǒng）強碳化物（wù）形成元素, 鈦的加入使過（guò）量的C 和N首先與T i 結合, 既起到（dào）了固定有害雜質元素（sù）C、N、O 的（de）作用, 又起到了細化晶粒的作用( 鈦（tài）的化合物小粒子有阻止晶粒長大的作

用（yòng）) , 從而改善了韌（rèn）性。

      在（zài）加鈦的同時, 還適當提高（gāo）了鎳含量, 由（yóu）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（tǐ） ( fcc) , 由圖2 可見塊狀（zhuàng）相沿晶界分（fèn）布。其中, 相界麵可以有效（xiào）地阻止晶粒長大, 而相則可以起到韌性間層的作用, 阻止裂紋（wén）擴展,提高合金的斷裂韌性。

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

      2. 2　有效的工藝措施

      2. 2. 1　雙真空熔煉

      30 年代, 人們把（bǎ）鐵素體不鏽鋼（gāng）的冷（lěng）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（cuì）性的原因。近代理論認為（wéi）, 高鉻鐵素（sù）體不鏽鋼的冷脆性應歸因於雜質（zhì）元素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 的影響已作了說明。因此（cǐ）, 保證鋼中低的C、N、O 等雜（zá）質元素含量是使鋼韌化的重要措施。

      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（duì）降低O、N含（hán）量及夾雜物級別的顯著效果。雙真空（kōng）鋼中的O2 含量比非真空鋼中的約降（jiàng）低90%。由此, 不能不認為氧是非真空鋼（gāng）電極棒脆（cuì）性嚴重的一（yī）個原因。也不能不認為其含量降低是雙（shuāng）真空鋼的韌性得以改善的原因。

      2. 2. 2　低溫消除應力退火

      鐵素體不鏽鋼（gāng）通常所適（shì）用的熱處理是退火( 從高溫處急冷) 。開始, 對（duì）50kg , 200kg 鋼錠曾分別采用過（guò）砂冷（lěng）和（hé）空冷, 效果均（jun1）好。但後來對1 噸真空（kōng）感應圓錠( ⊙360mm) 采用空冷時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, 將熔煉方法改為真（zhēn）空感應加電渣重熔, 但仍未徹底解決問題。另又發現⊙300×320mm 的（de）結晶錠經840℃×5h 爐冷至400℃出爐空冷, 結果良好。但此錠（dìng）在鍛造時700℃裝爐升溫約（yuē）40 分鍾, 在加熱爐（lú）內發生爆裂。經失效分析, 發現在開裂鋼錠（dìng）中除O、N 含量較高（gāo）外, 組（zǔ）織中存在大量V相( 樹枝狀) , 見圖3[ 5] , 這是鋼錠爆裂的重要原因。上述不恰（qià）當的退（tuì）火處理導致大量 V相形成是（shì）鋼錠開裂的（de）內因, 加熱速度快造成（chéng）大的（de）熱應（yīng）力是鋼錠開（kāi）裂的外因。為避免出現上述問題所采取的措施一（yī）是進一步改進熔煉方（fāng）法( 由真空感（gǎn）應加電渣重熔改為（wéi）雙真空熔煉) ; 二是改進退火（huǒ）工（gōng）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（hǎo）效果。

      2. 2. 3　熱加工

      為了突破真空感應加電渣重熔鋼錠 ( ⊙300×320mm) 鍛造加熱時發生爆裂這一技術難（nán）點, 除了改進熔煉（liàn）方法和退火工藝外,還精心設計了鍛造工（gōng）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) 降低入爐溫度; ( 2) 降低（dī）升溫速度（dù）, 盡可能降低熱應力; ( 3) 縮短（duǎn）保溫時間, 防止（zhǐ）粗晶化; ( 4) 調整變形工藝, 開鍛（duàn）溫度≥1050℃, 停鍛溫度≥920℃; ( 5) 提高終加工變形度( 約（yuē）10%) 以細化晶粒。

      上（shàng）述工藝措施的實（shí）施, 成功地完成了圓錠的如下變（biàn）形過程: ⊙360mm→3002→2502→1802→⊙150×1200mm, 達（dá）到了正常鋼錠的成品率水平。

      2. 2. 4　熱處理工藝

      在（zài）實施熱處理（lǐ）時, 主要解決了兩（liǎng）方麵的問題, 一是克服高鉻鐵素體不鏽鋼的一係列冶金學（xué）局限性問題, 如475℃脆性, ⊙相脆性;二是設計模擬體, 使據（jù）此製定的熱（rè）處（chù）理工藝同樣能夠適用於模擬分段(⊙150×1200mm) 和產品(⊙ 150×4500mm) 。

      圖5 示（shì）出了0. 12% C-25% Cr -6%Ni-1. 6%Mo 鋼對應（yīng）於衝擊值27J 的 o相、á相轉（zhuǎn）變動力學曲線 。由此可以看出, 為（wéi）了避免這兩種脆性傾向, 需要較（jiào）高的臨界冷卻速度。試驗結果表明, 在o 相析出最（zuì）敏感區停留時間不能超過0. 5h, 在á相析（xī）出的最敏（mǐn）感區停留時間不能超過4h, 在á相和（hé）o相的過渡區 ( 525～560℃) 時效4h( 水冷) , 合金在保持良好塑性（xìng）和韌性的同時強度明顯提高。為了進行熱模擬, 從經濟、方便和有效的原則出發,

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

      2. 2. 5　焊（hàn）接（jiē）工藝

      雙真空熔煉的高鉻高純度超低碳氮鐵素體時效不鏽鋼的施焊, 麵臨著如下問題:

      ( 1) o相脆性,

      ( 2) 導熱率低（dī）( 相當於（yú）碳鋼的50% ) , 熱膨脹係數大( 與碳鋼相同) , 導致（zhì）焊接收縮應力大, 晶粒粗大, 引起開裂和（hé）變形。

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

      對此, 采取了（le）如下對策:

      ( 1) 采用TIG 低熱輸入焊（hàn）接方法來防止過（guò）熱, 降低相析出傾向和元素燒損。

      ( 2) 采用（yòng）與母材成分相同的焊接（jiē）材料以有利於保證（zhèng）焊縫金屬的化學成分和組（zǔ）織與母材（cái）的相（xiàng）近。

      ( 3) 對焊板進行預先固（gù）溶退火處理, 消除（chú）原（yuán）始組織中的脆性相和不均勻性。

      ( 4) 焊前（qián）預熱。

      ( 5) 采用高純氣體雙麵保護以防止焊縫（féng）汙染。

      ( 6) 焊後熱處理。這樣有利於接頭的機械性能與母材相（xiàng）當, 並消除（chú）晶間腐蝕傾（qīng）向。

      ( 7) 優化了工藝（yì）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（gé）的力學性能（néng）, 如表4 所示, 並兼具（jù）和母材相當的耐海水（shuǐ）腐蝕性能( 表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) 該鋼經過雙真空熔煉, 並施以固溶和時效處理, ⊙150mm 鍛（duàn）棒達到如下力學性能: o0. 2 835MPa, ob1085MPa, o518%, o48%, Ak u66J。

      ( 3) 該鋼在熱（rè）處理狀態下具有優良（liáng）的耐海水（shuǐ）腐蝕性能（néng）, 在（zài）常溫海水環境條件下長期使用不會發生局部腐蝕。

      ( 4) 通過化（huà）學成分（fèn）設計和一係列工藝措施的實（shí）施, 在（zài）克服高鉻鐵素體不鏽鋼的冶金（jīn）學（xué）局（jú）限性問題、降低大規格材料韌性-脆性轉變溫度( DBT T) 和解決大錠熱加工開裂問題等方麵取（qǔ）得了富有成效的進展。