超纯奥氏体不锈钢005Cr25Ni20冶炼工艺研究
不锈钢的锻造工艺处理
不锈钢的锻造工艺（马氏体、奥氏体）一、奥氏体不锈钢的锻造1.概述奥氏体不锈钢的碳质量分数小于0.25%,铭的质量分数17~19%,镍的质量分数为8%~18%,如1251829等。
为节镍用锰或氮代替部分镍而获得的-Ni-Mn或Cr-Ni-Mn-N不锈钢。
奥氏体不锈钢不发生组织转变，不能用热处理强化，只能通过热锻成形和再结晶获得高的度。
奥氏体不锈钢鲜在固溶状态下使用具有黯的招生韧性良好的工型性及良好的耐蚀性和抗氧化性因此一般用于要求耐腐蚀抗氧化或在较高温度下工作对强度要求不高以及在较低温度下使用的零部件。
奥氏体不锈钢在高温下晶粒易长大，但长大倾向不如铁素体不锈钢强烈。
2.锻造温度选择及加热要求（1）变形温度选择：奥氏体不锈钢的锻造加热温度受高温铁素体3相）形成温度的限制，加热温度过高，&相铁素体的量会显著增多，使钢塑性降低，使塑性变形不均匀，在两相界面产生裂纹。
因此奥氏体不锈钢的始锻温度一般控制在1150~120℃。
为防止组织中因洗出碳化物使变形抗力增加，产生锻造裂纹。
所以终锻温度不应太低，一般不低于50℃。
对于普通18-8型不锈钢始锻温度取200℃，当含钼或含高硅则取低于1150c，对于25-12型和25-20型，始锻温度不高于150℃，终端温度不低于925℃。
(2)加热要求：不锈钢导热性差，加热时要严格按照温度和速度进行：800℃下缓慢加热(0.3~0.5mm/min)至I」920℃后可快速加热。
为确保耐蚀性,力□热时应严格避免渗碳，因此奥氏体不锈钢不宜在还原性气氛或过分氧化气氛中加热,也不火焰直接喷射在毛坯上,否则使钢增碳或使晶界区贫铬,提高钢的晶间腐蚀敏感性锻件在高温区停留时间不宜过长，醐得造成严重过氧化元素贫化和晶粒粗化具体可按锻压手册P217表2-3-15^f¥，一^般不少于10~20min。
3.奥氏体不锈钢锻造要点(1)钢锭锻造时，开始轻压，当变形量达到0%后才能重压。
奥氏体不锈钢工业中的应用介绍
奥⽒体不锈钢⼯业中的应⽤介绍September 7, 2010 | tags 不锈钢应⽤奥⽒体不锈钢| views 67Comments 0摘要：本⽂通过不同介质对⽣产装置腐蚀防护的要求进⾏分析，重点介绍不锈钢中使⽤量最⼤的奥⽒体不锈钢在⽯油、化学、轻⼯、⾷品、医药等⾏业中的应⽤。
奥⽒体不锈钢是不锈钢类中钢种最多、使⽤量最⼤的⼀种（约占整个不锈钢产量的65~70%）。
最常⽤的奥⽒体不锈钢是Fe-Cr-Ni 系合⾦（即美国的AISI300 系，与我国钢号对照见表1）；Fe-Cr-Ni-Mn 系（即美国AISI200 系，与我国钢号对照见表2）；特殊奥⽒体不锈钢（见表3）等三种。
奥⽒体不锈钢从1913 年在德国问世后，在随后的80 多年内，其成分在18-8（Crl8Ni8）的基础上有以下⼏⽅⾯的重要发展：1.加Mo 改善了钢的点蚀和耐缝隙腐蚀性；2.降低碳含量或加Ti 或Nb、Ta 稳定化元素，减⼩焊接材料的晶间腐蚀倾向；3.加Ni 和Cr 改善⾼温抗氧化性和强度；4.加Ni 改善了抗应⼒腐蚀性能；5.加S、Se 改善了切削性和构件表⾯精度。
由于奥⽒体不锈钢具有全⾯、良好的综合性能，在⼯业上获得了⼴泛的应⽤。
1 在化学⼯业中的应⽤1.1 硫酸（H2SO4）硫酸、硫铵及合成纤维等化学⼯业均以硫酸作为基本原料。
因此，其装置⼴泛地使⽤不锈钢。
低的和中等浓度的硫酸为还原性酸，热浓硫酸为强氧化性酸。
因此，硫酸浓度、温度不同，应⽤的材料也不同。
⼀般说，含Mo 2~3% 的不锈钢是⽤在硫酸中的最低牌号，不含Mo 的18-8 型钢仅能⽤于室温下的某些条件，含Mo 2~3% 的不锈钢在5% 的H2SO4中可⽤到50℃；含Mo3~4% 的不锈钢在5% H2SO4中则可⽤到≤60℃；含Mo 并含Cu 的不锈钢，较仅含Mo 的钢使⽤范围要宽得多。
当硫酸中含⾼价⾦属离⼦时，可产⽣极⼤的缓蚀作⽤，扩⼤⼀些钢的使⽤范围；当硫酸中含有F-，C1-等活化离⼦时，则显著地加速不锈钢腐蚀，从⽽使⼀些不锈钢的使⽤范围变窄。
奥氏体不锈钢热处理工艺及其应注意的若干问题
奥氏体不锈钢热处理工艺及其应注意的若干问题作者：孙佳佳来源：《科技资讯》 2011年第35期孙佳佳（山西机电职业技术学院山西长治 046011）摘要:奥氏体不锈钢是不锈钢中应用最广泛、牌号种类最多的钢种,也是较重要的一类不锈钢。
本文首先简要介绍了奥氏体不锈钢的成分特点,然后详细对奥氏体不锈钢热处理工艺及其应注意的若干问题进行研究。
关键词:奥氏体不锈钢热处理工艺中图分类号:TG441.8 文献标识码:A 文章编号:1672-3791(2011)12(b)-0091-01奥氏体不锈钢在不锈钢中一直扮演着最重要的角色,其生产量和使用量约占不锈钢总产量及用量的70%。
由于奥氏体不锈钢具有优良的性能和特点,使其越来越受到重视和应用,特别是在核电设备的制造生产中,更是被应用于制造重要、关键的零部件。
1 奥氏体不锈钢的特点奥氏体不锈钢最基本的合金元素是铬和镍,代表性的牌号是含铬为18%左右、含镍为8%左右的铬-镍奥氏体不锈钢。
铬和镍的元素配比基本上保证了钢的组织是稳定的奥氏体。
奥氏体不锈钢的发展很快,为了适应不同条件的需要,在18-8钢的基础上,改变被的含量或添加其他合金元素,赋予了这类不锈钢更优良的性能。
奥氏体不锈钢的组织结构决定了其力学性能的特点是强度较低而塑性和韧性较高。
在我国不锈钢标准中,给定的奥氏体不锈钢抗拉强度—般为480～520N/mm2;个别的还有400N/mm2。
按标准,奥氏体不锈钢锻材、轧材没给出冲击试验值,实际上,奥氏体不锈钢固溶化热处理后的冲击功可达120J或更高。
奥氏体不锈钢的力学性能不能通过热处理进行调整。
18-8型奥氏体不锈钢对氧化性介质,如大气、稀硝酸或中等浓度的硝酸、浓硫酸是耐腐蚀的,在氢氧化钠和氢氧化钾的溶液中,在相当宽的浓度和温度范围内有较好的耐腐蚀性。
而在还原性介质,如盐酸、亚硫酸中不耐腐蚀,在浓硝酸中也不耐腐蚀。
此外,奥氏体不锈钢加热后在850℃～400℃区间缓慢冷却时,铬的碳化物会从晶界析出,使晶界处产生局部贫铬区,从而产生晶间腐蚀。
新型奥氏体耐热钢HR3C焊接工艺及接头性能研究进展
新型奥氏体耐热钢HR3C焊接工艺及接头性能研究进展【摘要】新型奥氏体耐热钢 HR3C 研发的焊材有配套焊材 YT-HR3C 和替代 Ni 基焊材，在焊接过程中为避免产生热裂纹，就要对焊接工艺进行严格控制，重点是将层间温度控制到100℃以下。
在不同温度下，如果焊接接头的焊缝组织未随着时间进行而发生变化，为单一奥氏体组织（γ相），而析出相Cr23C6、CrFe7C0.45、（Cr，Fe）7C3、CrNbN和富Cu相的数量、形态和分布则会发生变化，特别是Cr23C6的大量析出，将会使得接头冲击功急剧下降，并同时表现出时效脆化现象。
本文针对HR3C的焊材、焊接工艺和焊接接头性能的研究进展进行综述，希冀能为实践提供一定参考。
【关键词】焊接工艺；新型奥氏体耐热钢；接头性能新型奥氏体耐热钢是基体为奥氏体组织的耐热钢，其成分中含有较多的镍、锰、氮等奥氏体形成元素，在600℃以上有较好的高温强度和组织稳定性，而且具有良好的焊接性能，是在600～1200℃应用最广的一类耐热钢。
近年来，随着火电机组对于高效率、清洁环保的要求，火电超超临界机组的参数要求也不断提高。
锅炉高温过热器和再热器所处的温度最高，环境非常复杂，需要所用的材料具有良好的高温蠕变性能、抗烟气腐蚀性、抗蒸汽氧化性等。
建设国产1 000 MW机组时，在锅炉的高温过热器和再热器受热面管中，新型奥氏体耐热钢HR3C应用比较广泛。
HR3C是由日本住友公司在TP310的基础上，通过复合添加Nb、N元素，严格控制C含量，利用析出细小、弥散分布的MX、CrNbN以及M23C6三种相进行复合强化，最终得到一种新型奥氏体耐热钢，其具有优良的抗蒸汽氧化性能、高温力学性能、抗高温腐蚀性能。
该种新型奥氏体耐热钢主要应用于620℃超超临界机组锅炉高温过热器和高温再热器。
现在，学界关于HR3C材料的研究，大多集中在其析出相变化引起的时效脆化问题，而对于该材料的焊接工艺和焊接性能研究相对较少。
奥氏体不锈钢超高温氧化失效机理研究
2009年 3月郑州大学学报(工学版)Mar 1 2009第30卷 第1期Journal of Zhengzhou University (Engineering Science )Vol 130 No 11 收稿日期:2008-09-15;修订日期:2008-10-30 基金项目:教育部全国优秀博士学位论文作者专项资金资助项目(200233);武汉钢铁公司科研计划资助项目. 作者简介:黄亚敏(1983-),女,湖北武汉人,硕博连读研究生,主要从事材料显微组织与性能关系研究.通讯联系人:潘春旭,E -mail:cxpan@whu .edu .cn 文章编号:1671-6833(2009)01-0053-04奥氏体不锈钢超高温氧化失效机理研究黄亚敏1,吴佑明2,潘春旭1(1.武汉大学物理科学与技术学院,湖北武汉430072;2.武汉钢铁公司金属结构公司,湖北武汉430081)摘 要:利用电子显微镜和能谱等现代分析仪器,系统研究了Y US701型高Cr -N i 奥氏体不锈钢在1200℃超高温腐蚀介质环境下长期服役过程中的氧化腐蚀特征及失效机理.研究结果表明:不锈钢表面氧化膜具有多膜层结构,氧化环境及基体-氧化层界面处的元素分布和扩散对氧化膜的结构与性能有重要影响;氧化膜的失效行为主要表现为氧化层中裂纹的产生和不致密氧化层的剥落.关键词:奥氏体不锈钢;超高温;氧化膜;失效机理中图分类号:TG 172.82 文献标识码:A0 引言合金Fe -Cr -N i 奥氏体不锈钢长期服役于冶金、化工、电力和航天等运行条件苛刻的环境中,长期以来对奥氏体不锈钢在不同高温氧化介质中氧化膜的生长行为[1-5]以及氧化膜失效分析[6-8]方面的研究受到国内外很大的重视.一般认为,不锈钢表面形成的氧化膜主要成分为Cr 2O 3,这种氧化反应具有选择性特征,消耗不锈钢基体表面Cr 元素,并使基体内部Cr 元素不断向表面扩散.随着氧化反应持续进行,氧化膜的生长符合抛物线规律[9],并主要受温度的影响;同时为了保证氧化膜的稳定形成,氧化膜—基体界面处的Cr 元素含量的质量分数不能低于13±1%[10].研究发现,当氧化温度逐渐升高,Cr 2O 3氧化膜变得不稳定开始分解,使得基体内部Fe 、N i 等其它金属离子向氧化膜层扩散,并引起氧化膜出现裂纹并产生剥落现象.发生氧化膜剥落的基体表面重新暴露于腐蚀介质环境中,将再次生成Cr 2O 3氧化保护膜,Cr 元素对氧化膜再修复及防止不锈钢氧化失效起到了重要作用[11-12].H.E .Evance 等人[13]提出,氧化膜的失效属于化学失效,即发生失稳氧化现象.在超高温下(>1100℃),因氧化膜—基体界面处Cr 含量低于氧化平衡时所需含量而导致内部化学失效.在一般高温下(600～950℃),主要是由于基体表面局部氧化膜脱落产生的损伤进而引起的机械化学失效.到目前为止,有关氧化膜失效的研究大多集中在950℃以下,很少有报道实际超高温下氧化膜的失效研究.奥氏体不锈钢ROF 内罩是一种热处理保护设备,需要长期在650～1200℃的高温和H 2+N 2气氛中运行,要求具有相当高的高温持久强度和耐腐蚀、抗氧化能力.因此选用的材料必须具有很高的抗高温氧化性能.作者通过对ROF 内罩外壁表面氧化皮的显微结构和化学成分观测,深入分析了高温氧化膜的形成及其脱落机理.1 实验材料与方法实验样品直接从已服役141个周期(约8年)失效报废的ROF 内罩上取样,材料为Y US701(25Cr -13N i -2Si -0.8Mo -0.25N )型奥氏体不锈钢,化学成分及力学性能见表1.ROF 内罩的服役条件:650℃保温17h,1200℃保温27h,运行周期为150h,内罩外部处于以煤气为燃烧介质的炉膛,内罩内保护气为H 2∶N 2=3∶1;罩内气体压力250kPa,罩外压力25kPa,内罩裙部插入炉台的白硅砂内密封.扫描电镜(SE M )样品制备及观察:在ROF 内罩外壁截取原始块状试样,观察沿氧化皮至合金基体方向的纵截面.观察在日立S2570型扫描电镜(SE M )上进行,加速电压为20k V.微区化学成54 郑州大学学报(工学版)2009年表1 材料化学成分及力学性能Tab .1 Chem i ca l co m positi on s of the ma ter i a ls牌号化学成分的质量分数/%C Si Mn P S N iCr Mo N σb /MPa Y US7010.1162.4632.1650.0320.02613.6024.200.8560.250≥690分测量在Phili p s 公司E DAXP V 9100/70能谱仪(EDS )上进行.2 实验结果与讨论在实际应用中,奥氏体不锈钢ROF 内罩的失效报废的原因主要是由于材料的脆化和强度的降低所导致变形等.从外观上看,表面的氧化程度并不十分严重,但是材料的厚度会有明显的减薄现象.图1(a )为奥氏体不锈钢ROF 内罩外壁与煤气燃烧介质接触表面的氧化腐蚀层的SE M 形貌特征.宏观上看,表面有一个已经失效即将脱落的氧化层,接下来为一个约1mm 以上的分布有大量氧化腐蚀坑的过渡层,腐蚀坑随距表面越远数量减少.在高倍下观察(图1(b )),氧化膜具有明显的多膜层结构,即:最外面为疏松的,即将剥落的氧化失效层;与基体表面相连的是一个颗粒过渡层;特别要注意的是,在疏松氧化皮与颗粒层之间有一个相对致密的,宽度只有几微米的“夹层”.氧化膜下面是一个有大量腐蚀坑的基体,其中在奥氏体晶界上的腐蚀坑要大一些,并且有析出物析出和沿晶开裂的特征.图1 氧化膜层结构SE M 形貌图F i g .1 SE M m orphology of the f il m l ayersi n the ox i da ti on sca le EDS 化学成分测量显示(图2,表2),外层疏松的氧化皮除含Cr 元素外,还含有大量的Fe 和N i 元素.而紧接着的“夹层”中几乎没有Fe 和N i 元素(其中的Si 可能来自于颗粒成分),说明它是一个纯的Cr 2O 3氧化物层;过渡层中的小颗粒主要含Si 和O 元素,表明其为Si O 2颗粒.另外,基体中晶界上的析出物含有将近各占50%的Cr 和Fe 元素,N i 含量很低,它可能是σ(CrFe )相.图2 氧化皮各膜层元素分布图F i g .2 The ele m en t d istr i buti on character isti csi n the ox i da ti on sca le表2 氧化皮各膜层化学成分质量分数Tab .2 The che m i ca l co m positi on i n the sca leaccord i n g to the F i g .2%膜层O Si Cr Fe N i 基体D —1.3720.5764.0114.06颗粒过渡层B 42.6753.03—1.752.49致密“夹层”A 40.406.9750.572.06—外表疏松层C33.490.5525.9622.4917.51 一般认为,高温下生成保护膜的氧化反应与合金元素与氧元素的亲和力有关.图3是金属氧势图,表示了不同温度下金属元素发生氧化所需的氧压[14].可以看出Si 较Cr 更易与O 结合形成氧化物.作者所用的Y US701型奥氏体不锈钢材料,其在材料设计时加入了较多的Si (>2%),也是为了提高其抗高温氧化性能的目的.其基本的原理是:首先在材料表面形成一层Si O 2氧化层,然后再生成Cr 2O 3氧化层,这种紧密的双层膜能有效地起到将金属与气体基体表面生介质隔离的阻挡层作用,从而起到抗高温氧化的作用.在高温长期服役过程中,氧化膜的进一步长 第1期黄亚敏等 奥氏体不锈钢超高温氧化失效机理研究55 大需要反应物质经由氧化膜扩散传质来实现,主要是基体表面的Cr 离子通过膜层向外扩散,在膜的表面被氧化,膜的生长区域在膜的表面,而外界氧离子由于在膜层中扩散系数较小很难向金属内部扩散,氧化膜的电子-离子机理示意图(图4).氧化膜—基体界面处的元素分布及扩散对氧化膜的结构与性能有直接影响,晶界作为缺陷区域,为离子向外扩散提供了有利途径.在图2中测到氧化皮中含有一定量的Fe 和N i 元素,这是由于在长期超高温作用下,金属内部的铁、镍离子也将向外扩散,在致密的Cr 2O 3外层再形成一层以Cr 2O 3为主并含有Fe 、N i 的氧化物或其混合氧化物的厚膜层,即多膜层结构. 与一般的950℃高温服役相比,本实验中的1200℃超高温服役条件,对奥氏体不锈钢的氧化腐蚀程度和晶粒长大有更明显的作用.由于ROF 内罩在实际运行过程中,每个周期中的不同时间的温度是不断变化的.由于氧化膜内部是双膜层结构,在冷热变化时,具有较低线性热膨胀系数的Si O 2层(a ～0.5×10-6K -1)与Cr 2O 3层(a～8.5×10-6K -1)和基体表面(a ～17.8×10-6K -1)[10]之间更易集中大量热能和压缩应力.在压应力作用下,膜与基体局部发生非接触区域,氧化膜产生塑性变形,起皱形成空泡进而开裂导致氧化膜剥落.同时可以发现,氧化剥离还将穿透Si O 2层在Si O 2层—Cr 2O 3层界面处形成.但由于Si O 2层相对于Cr 2O 3层与基体的热膨胀系数差更大,所以剥离裂纹主要发生在基体—Si O 2层界面处.温度越高,界面处差异越大,氧化膜受损剥落也越严重,基体表面将形成较大的氧化腐蚀坑.这种循环的温度变化,导致氧化皮的不断脱落,最后造成材料厚度的不断减少.失去氧化膜保护的基体表面再次暴露于氧化环境中,抗氧化性下降,使得基体中的Fe 、N i 离子快速向外扩散,在基体表面和新修复的Cr 2O 3氧化层中形成Fe 、N i 的氧化物.如表2所示,氧化膜层尤其是外表疏松层中,Fe 、N i 元素含量迅速升高,其含量与Cr 元素含量几乎相当,说明氧化膜外层中含有大量的脆性氧化物.随着Cr 2O 3外层不断增厚产生一定应力,不同氧化物具有pB 值不同,在应力作用下膜层内将产生剥离裂纹导致外层氧化膜疏松剥落.这种剥离腐蚀易在Cr 2O 3层中Cr 含量少的地方优先发生,如图1(b )中箭头所指沿晶裂纹处,此处Cr 2O 3氧化层不致密,Fe 、N i 离子更容易聚集形成氧化物.氧化膜在超高温下虽呈剥离腐蚀特征,但其内部双层膜仍较致密,具有较好的热稳定性.氧化膜的这种优异热保护作用,使基体材料具有良好的高温持久抗氧化性能.同时由于Y US701型奥氏体不锈钢基体,其原始晶粒细小,组织均匀,因而经氧化后长大的晶粒组织并没有发生异常粗化的现象,如图1(a )所示.均匀分布的基体组织使得其内部金属元素向外扩散,在基体表面形成氧化膜时也较均匀,从而增强氧化膜的致密性.基体失效形式主要为沿晶腐蚀,这是由于不锈钢基体原始组织为奥氏体基体上分布有残余δ铁素体,在高温作用下δ铁素体将完全转化为s (FeCr )相[15],析出的s (FeCr )脆性相分布在晶界上并导致大量沿晶裂纹的形成.沿晶裂纹等缺陷为金属离子向外扩散提供更多途径,加剧了氧化膜的腐蚀失效速度,当金属离子逐渐向外扩散时,将在基体表面附近留下大量腐蚀气坑,降低其脆性和强度.不断加深的氧化反应消耗掉了基体内部大量Cr 元素,当Cr 含量值低于一定氧化平衡值时,氧化膜无法再形成和修复,材料将失去高温抗氧化性和高温耐腐蚀性.3 结论(1)奥氏体不锈钢基体表面形成的氧化膜具56 郑州大学学报(工学版)2009年有多膜层结构,氧化环境及氧化膜—基体界面处的元素分布和扩散对氧化膜的结构与性能有直接影响.(2)与950℃以下的常规高温服役相比,高合金Fe-Cr-N i奥氏体不锈钢在1200℃超高温运行中的氧化腐蚀程度加剧,呈严重剥离状腐蚀;氧化膜的失效行为主要表现为氧化层中裂纹的产生和不致密氧化层的脱落.参考文献:[1] PRAG NE LL W M,E VANS H E.Chr om iu m dep leti onat2-di m ensi onal features during the selective oxida2ti on of a20Cr-25N i austenitic steel[J].Oxidati on ofM etal,2006,66:209-230.[2] NORL I N G R,NY LUND A.The influence of te mpera2ture on oxide-scale f or mati on during er osi on-corr o2si o[J].Oxidati on of Metal,2005,63:87-111. [3] DUNN I N G J S,ALMAN D E,RAW ERS J C.I nflu2ence of silicon and alu m inu m additi ons on the oxidati onresistance of a lean-chr om iu m Stainless Steel[J].Oxidati on ofM etal,2002,57:409-425.[4] CHE VAL I ER S,LARP I N J P.For mati on of per ovskitetype phases during the high te mperature oxidati on ofstainless steels coated with reactive ele ment oxides[J].Acta Materialia,2002,50:3105-3114.[5] HUNTZ A M,RECK MANN A,HAUT C,et al.Oxi2dati on of A I SI304and A I SI439stainless steels[J].M aterials Science and Engineering,2007,447:266-276.[6] T ORK AR M,G ODEC M,LAMUTM.O rigin of flakeson stainless steel heater[J].Engineering Failure A2nalysis,2007,14:1218-1223.[7] OSGERBY S,FRY A T.Steam oxidati on resisitanceof selected austenitic steels[J].Materials Science Fo2ru m,2004,(461-464):1023-1030.[8] PEREZ F J,PE DRAZ A F,S ANZ C et al.Effect ofther mal cycling on the high te mperature oxidati on re2sistance of austenitic A I SI309S stainless steel[J].Materials and Corr osi on,2002,53:231-238.[9] L I T F.H igh-te mperature Oxidati on and Heat Corr o2si on of Metal[M].Beijing:Che m ical I ndustry Press,2003.139-147.[10]BAUER R,BACCALARO M,JE URGE NS L P H.Oxidati on behavi or of Fe-25Cr-20N i-2.8Si duringis other mal oxidati on at1,286K;life-ti m e p redicti on[J].Oxidati on ofM etal,2008,69:265-285.[11]LOBB R C,E VANS H E.An evaluati on of the effectof surface chr om iu m concentrati on on the oxidati on ofa stainless steel[J].Corr osi on Science,1983,23:55-73.[12]LOBB R C,E VANS H E.A deter m inati on of the chr o2m iu m concentrati on f or‘healing’layer f or mati on dur2ing the oxidati on of chr om iu m-dep leted20Cr-25N i-Nb stainless steel[J].Corr osi on Science,1984,24:385-388.[13]E VANS H E,DONALDS ON A T,GI L MOUR T C.M echanis m s of breaka way oxidati on and app licati on t oa chr om ia-for m ing steel[J].Oxidati on of M etal,1999,52:379-402.[14]THOLE NCE F,NORE LL M.H igh te mperature corr o2si on of cast all oys in exhaust envir on ments.II-Caststainless steels[J].Oxidati on of Metal,2008,69:37-62.[15]FE NG R H,P AN C X,Y ANG S B,et al.Failurecharacteristic and mechanis m of the austenitic stain2less steel ROF internal cover[J].Journal of W uhanTrans portati on University,2000,24:622-626.O x i da ti on M echan is m of Austen iti c St a i n less Steel Dur i n g Super H i gh Te mpera ture Serv i ceHUANG Ya-m in1,WU You-m ing2,P AN Chun-xu1(1.Depart m ent of Physics,W uhan University,W uhan430072,China;2.Metal Structure L i m ited Company,W uhan Ir on& Steel Gr oup Company,W uhan430081,China)Abstract:The oxidati on corr osi on characteristic and failure mechanis m of a high Cr-N i austenitic stainless steel serving at1200℃with corr osi on envir on ment were analyzed using scanning electr on m icr oscope(SE M) and energy-dis persive X-ray s pectr oscopy(EDS).The results indicate that the scale on the stainless steel substrate surface consisted of poly-fil m layers,depending on the oxidati on envir onment,and the ele ments distributi on and diffusi on at the scale/substrate interface.The for mati on of cracks in the scale and the fall off of the non-compact scale are the main p r oble m at the failure behavi or of stainless steel oxidati on scale.Key words:austenitic stainless steel;super high te mperature;oxidati on scale;failure behavi or。
第二代超级奥氏体不锈钢的化学成分及相关技术参数
第二代超级奥氏体不锈钢是一种新型的不锈钢材料，具有优异的耐腐蚀性能和高强度，被广泛应用于船舶建造、化工设备、海洋工程等领域。
其化学成分及相关技术参数对其性能具有重要影响，以下将对其进行详细介绍：一、化学成分1.主要元素：第二代超级奥氏体不锈钢主要由铬（Cr）、镍（Ni）、钼（Mo）、铜（Cu）、氮（N）等元素组成。
其中，铬是提高不锈钢耐蚀性的主要元素，而镍和钼能够提高其强度和耐腐蚀性能。
添加适量的铜和氮可以进一步提高其耐腐蚀性能。
2.微量元素：除了主要元素外，第二代超级奥氏体不锈钢中还包含少量的钛（Ti）、钒（V）、铌（Nb）等微量元素，这些元素能够进一步提高不锈钢的强度和耐腐蚀性。
二、相关技术参数1.抗拉强度：第二代超级奥氏体不锈钢的抗拉强度一般在800MPa以上，有些甚至可以达到1000MPa以上。
这种高强度使其在海洋工程等领域具有重要的应用前景。
2.屈服强度：与传统奥氏体不锈钢相比，第二代超级奥氏体不锈钢的屈服强度更高，一般在600MPa以上。
这种特性使其在承受高应力和外载荷时具有更好的性能。
3.延展性：尽管第二代超级奥氏体不锈钢的强度很高，但其延展性仍然保持在15以上，这意味着即使在承受大应力时，其仍然具有较好的塑性变形能力。
4.耐腐蚀性：由于其特殊的化学成分，第二代超级奥氏体不锈钢具有出色的耐腐蚀性能，在盐雾环境、酸碱介质和高温高压条件下仍能保持良好的表面状态。
5.焊接性能：第二代超级奥氏体不锈钢具有良好的焊接性能，可以采用多种焊接方法进行连接，焊后的接头强度和耐腐蚀性能可与母材相媲美。
6.热处理效果：第二代超级奥氏体不锈钢可以进行固溶处理和时效处理，通过合理的热处理工艺，可以进一步提高其强度和耐腐蚀性。
总结：第二代超级奥氏体不锈钢的化学成分和相关技术参数决定了其优异的性能，使其成为新一代不锈钢材料中的佼佼者。
随着科技的不断进步和工艺的不断完善，相信第二代超级奥氏体不锈钢在更多领域将得到广泛应用，并为相关行业带来更大的经济效益和社会效益。
奥氏体不锈钢加热后软化性能研究
10.3969/j.issn.l673—3355.2021.02.012奥氏体不锈钢加热后软化性能研究吕双1,金成％摘要-针对加热调修措施会使国产奥氏体不锈钢冷轧板材损失部分强度，产生软化效应开展分析。
研究结果表明在控制加热过程中产生的焊接变形时，加热温度应控制在600-800关键词：奥氏体不锈钢；冷轧；加热温度；软化效应中图分类号：TG407文献标识码：B文章编号：1673-3355(2021)02-0012-03Study on Strength Reduction of Austenitic Stainless Steels after Being HeatedLv Shuang,Jin ChengAbstract：The study on the strength reduction of domestic cold-rolled austenitic stainless steel sheets caused by heating for repair reveals that heating temperature shall be in the range of600to800!for restraining the deformation of the sheets during welding operation.Key words：austenitic stainless steel;cold rolling;heating temperature;softening effect奥氏体不锈钢耐腐蚀、抗氧化，在温度有性能的焊接性能,在业及其它工程领域得广应M1-3N。
SUS301L奥氏体钢不锈钢体的材，广M4N,国产奥氏体不锈钢冷轧板材在焊接过程中，会加热不焊接变形，,不锈钢焊后热调修控制焊接变形，冷轧国产不锈钢板，加热调修可能会损失部强度，产生软化效应。
1试验材料及试验方法(1)试验材料材料选自SUS301L奥氏体不锈钢板材，分三种规格：SUS301L-DLT，厚度0.8mm；SUS301L-ST，厚度1.5mm；SUS301L-MT，厚度3.0mm(见表1，表2)。
超级奥氏体不锈钢的成分与机械性能
超级奥氏体不锈钢的成分与机械性能1 化学成分与金相组织一些主要高合金奥氏体不锈钢的主要化学成分在表1中给出。
其中AL－6X和254 SMO 为典型的6钼超级奥氏体不锈钢，而654 SMO为典型的7钼超级奥氏体不锈钢。
超级奥氏体不锈钢的基本金相组织为典型的，百分之百的奥氏体。
但由于铬和钼的含量均较高，很有可能会出现些金属中间相，如σ相。
这些金属中间相常常会出现在板材的中心部位。
但是如果热处理正确，就会避免这些金属中间相的生成，从而得到近百分之百的奥氏体。
254 SMO 的金相组织没有任何其它金属中间相。
该组织是经在1150～12000C温度下热处理之后得到的。
在使用过程中，如果出现了少量的金属中间相，它们也不会对机械性能和表面的耐腐蚀性能有很大的影响。
但是要尽量避免温度范围600～10000C，尤其是在焊接和热加工时。
2 机械性能奥氏体结构一般具有中等的强度和较高的可锻性。
在加入一定量的氮之后，除提高了防腐能力外，在保持奥氏体不锈钢可锻性和韧性的同时，高氮超级奥氏体不锈钢还具有很高的机械强度。
其屈服强度比普通奥氏体不锈钢要高出50～100％。
在室温和较高温度下氮对机械性能的影响分别在表1和表2有所显示。
表1 ＋20℃温度下高合金奥氏体不锈钢的机械性能合金钢种牌号氮含量屈服强度抗拉强度延伸率ASTM EN GB % R p0.2MPa R m MPa A s%316L 316L 1.4404 0.06 220 520 45 904L NO8904 1.4539 00Cr20Ni25Mo4.5Cu 0.06 220 520 35317LMN 317LMN 1.4439 0.15 270 580 40254SMO S31254 1.4547 00Cr20Ni18Mo6CuN 0.20 300 650 40654SMO S32654 1.4652 0.50 430 750 40表2 高温下高合金奥氏体不锈钢的屈服强度(Rp0.2MPa)合金ASTM EN*GB 氮含量% 100℃200℃400℃316L 316L 1.4404 0.06 166 137 108 904L N08904 1.4539 00Cr20Ni25Mo4.5Cu 0.06 225 175 125 317LMN 317LMN 1.4439 0.15 225 185 150 254SMO S31254 1.4547 00Cr20Ni18Mo6CuN 0.20 230 190 160 654SMO S32654 1.4652 0.50 350 315 295如表1和表2所示，在所有温度下机械强度均随氮含量的增加而提高。
奥氏体不锈钢车削工艺的研究
铬 、 元 素 为 主 ， 火 后 呈 奥 氏 体 组 织 ， 削加 工 性 镍 淬 切
能较差 ， 要体现在 ： 主 １ 塑 性 大 ， 工 硬 化 严 重 ， 产 生 积 屑 瘤 ， 其 ） 加 易 使
收 稿 日期 ；２ ０ 一 １１ ０ ３ ｌ． １
几何 角 度 等 措 施 进 行 车 削试 验 ，见 表 １ 。结 果 表 明 ，
１ 切 削性 能 试 验分 析
由于 多 数 零 件 毛 坯 状 况 及 技 术 要 求 的 原 因 ， 一
般 粗 车 加 工 呈 断 续 切 削 为 多 ， 样 就 产 生 相 当 大 的 这 机 械 摩 擦 和 冲击 力 。因 此 ， 具 的 后 刀 面 磨 损 加 剧 、 刀 并有 崩 刃 和 打 刀 等 现 象 出现 。对 此 ， 用 不 同 结构 、 采 不 同材 料 的 刀具 ，同 时 采取 负 前 角及 负倒 棱 的 刀 具
ｃ ｎ ｂ ｅ ｒ ｍ ｈ ｎ ｌ ｚｎ ｎ ｏ ｐ ｒｎ ｈ ｘ ｅ ｉ ｅ ｔｒ ｓ ｌ ． ａ ｅ ｇ ｔ ｆ ｏ ｔ ｅ ａ ａ ｙ ｉ ｇ ａ ｄ ｃ ｍ ａ ｉ ｇ ｔ ｅ ｅ ｐ ｒｍ ｎ ｅ ｕ ｔ Ｋｅ ｒ ｓ ａ ｓ ｅ ｉ ｔ ｉ ｌ ｓ ｔ ｅ ；ｍ ａ ｈ ｎ ｎ ｆｍｅ ａ ｓ ｒ ｆ ｘ ｅ ｉ ｅ ｔ ｒ ｆ ｐ ｒ ｍ ｅ ｅ ；ｃ ｓ ｙ ｗｏ ｄ ： ｕ ｔ ｎ ｔ ｓ ａ ｎ ｅ ｓ ｓ ｅ ｌ ｅ ｃ ｉ ｉ ｇ ｏ ｔ ｌ ；ｃ ａ ｔｅ ｐ ｒｍ ｎ ；ｃ ａ ｔ ａ ａ ｔ ｒ ｏ ｔ ｏ ａ ｈｎｎ ｆｍ ｃ ｉ ｉ ｇ
刀 具几何 参数
刀 片 材 质 刀 具 结 构
切削 用量
ａ ｐ
耐 用 度 ／ ｎ ｍｌ
前 角 后 角
铬-镍奥氏体不锈钢排气歧管开裂原因和预防措施
铬-镍奥氏体不锈钢排气歧管开裂原因和预防措施ZG40Cr25Ni20Si2是排气歧管的常用材料，耐热温度可达到1 000℃以上，基体组织为奥氏体+微量铁素体。
ZG40Cr25Ni20Si2钢的化学成分见表1，ZG40Cr25Ni20Si2钢的力学性能见表2。
铸造生产中在厚薄交叉部位出现过热裂、冷裂纹，重则报废，微观裂纹不易发现，但微观裂纹在高温台架试验时形成热裂源，而导致中断试验。
排气歧管铸件图如图1所示。
表1 钢的化学成分（质量分数，%）Tab.1 Chemical composition of ZG40Cr25Ni20Si2steel(mass fraction,%)C Si Mn Cr0.3～0.5 1.0～2.5≤2.024.0～27.0Ni Mo P S19.0～22.0≤0.5≤0.04≤0.03表2 ZG40Cr25Ni20Si2钢的力学性能Tab.2 Mechanical properties of ZG40Cr25Ni20Si2 steel抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa伸长率（%）布氏硬度（HB）4502206-1 耐热钢排气歧管铸件裂纹产生的原因耐热钢排气歧管结构复杂，壁厚差大，管壁厚4～6mm，法兰处壁厚20～30mm，铸件经常在壁厚交叉的地方出现裂纹。
法兰盘与管壁交叉处产生裂纹如图2所示，这种裂纹产生的原因可能有两种：热裂和冷裂。
图1 排气歧管铸件图Fig.1 Exhaust manifold casting drawing图2 法兰盘与管壁交叉处产生裂纹Fig.2 Cracks at the intersection of flange plate and pipe wall(1)热裂热裂是高温凝固阶段产生的裂纹，即从线收缩开始温度到凝固结束温度阶段，如果收缩受阻，拉应力增大，产生裂纹的倾向会更大。
(2)冷裂冷裂是指铸件凝固后冷却到弹性状态时，因局部铸造应力大于极限强度而引起的裂纹。
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表 １ ０ ５ ｒ５ ２ ０ Ｃ ２ Ｎｉ ０奥氏体 不锈钢 的化学成分／ ％
Ｃｈ ｍｉ ａ ｏ ｐ ｓｔ ｎ ｏ ｕ ｔ ｎ ｔ ｔ ｉ ｌｓ ｔ ｅ ０ Ｃｒ ５ ２ ｅ ｃ ｌ ｍ ｏ ｉ ｏ ｆａ ｓ ｅ ｉ ｓａ ｎ ｅ ｓｓｅ ｌ ５ ２ Ｎｉ０ ｃ ｉ ｅ ０
（ ｏｌ ｅｏ Ｐｏ ｓｉ ａ Ｔ ｃｎｌｇ ， ｉ ｎｎ ｎｖｒｉ ｆ ｅ ｏ ｕ ｎ ｈｍｉ ｌ ｅｈ ｏ ｇ ， ｕｈｎ１３ ０ １Ｃ ｌ ｇ ｆ ｒｆ ｓ ｎｌ ｅｈｏｏｙ Ｌａ ｉｇＵ ｉｅ ｔ ｏ Ｐ ｔ ｌ ｍ ａｄＣ ｅ ｃ ｃｎｌｙ Ｆ ｓｕ １０ １ ｅ ｅ ｏ ｏ ｓｙ ｒ ｅ ａＴ ｏ ２ Ｔ ｃ ｎ ｌ ｙ Ｃ ｎｅ ， ｕｈ ｎ Ｓ ｅ ｉ ｔｅ Ｃ ， ｕ ｈ ｎ １ ０ ） ｅ ｈ ｏ ｇ ｅ ｔ Ｆ ｓ ｕ ｐ ｃａ Ｓｅ ｌ ｏ Ｆ ｓ ｕ ０ １ ｏ ｒ ｌ １ ３
ｖ ｃ ｕ ｉ ｄ ｃ ｉｎ ｓ ｌ ｎ ａ ｄｗｈ ｌ ｒ ｃ ｓ ｏ ｕ ｅ ｏ ｔ ｌ ａ ｕ ｍ ｏ ｓ ｍｐ ｉｎ ｒ ｍｅ ｉｇ ｓ ｅ ｄ ｈ ｈ ｍｉａ ｏ ｏ ａ ｕ ｍ ｎ ｕ ｔ ｍｅｔ ｇ， ｎ ｏ ｅｐ ｏ ｅ ｓｃ ｍｐ ｔｒｃ ｎ ｒ ｃ ｕ ｃ ｎ ｕ ｔ ｅ ｈ ｎ ｐ ｅ ，ｔ ｅｃ ｅ ｃ ｌ ｍｐ — ｏ ｉ ｏｖ ｏ ｃ
化 学 成 分 为 （ ） ００ ５— ．０ Ｃ ０ ３ ％ ：． ０ ０ ０ ７ 、．３～０３ Ｍ 、．３～ ． Ｓ、．０ ０ ０ ２ 、．０ ～００ ５ 、４ ３ ．４ ｎ ０ ０ ０ ０ ｉ０ ０ １～ ．０ Ｓ０ ０ ４ ４ ． ０ Ｐ ２ ．４～２ ．２ ｒ ４６Ｃ 、
２ ．Ｏ～２． ５ ｉ达到技术要求 ， 中氧含量为 （２～ ２ ０ 低于 电渣重熔钢的氧含量一 ３ １２ １２ Ｎ ， 钢 １ ２ ）ｘ ～， １ （ ０～８ ）ｘ１ Ｏ ０一。 关键词 超纯奥 氏体不锈钢 ０ ５ ｒ５ ｉ 真空感应炉 真空 白耗重熔炉 冶炼工艺 ０ Ｃ２ Ｎ２ ０
０５ ｒ５ ｉ ０ Ｃ２ Ｎ２ ０不 锈 钢 冶 炼 后 成 分 要 求 达到 控制标 准 ， 同时要 求 钢 中杂 质元 素及 气 体含 量尽 量低 ， 钢锭 内部 及 表 面 质 量优 良，
化学成分指标 如表 １ 所示 （ 它如气体含 其 量无 具 体要求 ） 。
第 ４期
郭淑娟等： 超纯奥氏体 不锈钢０５ｒ Ｎ ０ ０Ｃ ５ｉ 冶炼工艺研究 ２ ２
Ｍ ａ ｅ ｉ ｌＩ ｄ ｘ Ｕｌ ａ ｐ ｒ ｓｅ ｉ ｔｉ ｌｓ ｔｅ ０ ｒ ５ ｉ ０．Ｖａ ｕ ｍ ｎ ｕ ｔ ｎ Ｆ ｒ ａ ｅ ｔ ｒａ ｎ ｅ ｔ ． ｕ ｅ Ａｕ ｔｎ ｔ Ｓａ ｎ ｅ ｓＳ ｅ ｌ ５ ２ ２ ｒ ｅ ０ Ｃ Ｎ ｃ ｕ Ｉ ｄ ｃｉ ｕ ｎ ｃ ．Ｖａ ｕ ｍ ｏ ｓ ｍｐ ｏ ｃ ｕ Ｃ ｎｕ ． ｔ ｎ Ｒ ｍｅ ｉ ｇ Ｆ ｒ ａ ｅ，Ｓ ｌ ｎ ｒｃ ｓ ｉ ｅ ｈ ｎ ｕｎ ｃ ｏ ｍｅ ｔ ｇ Ｐ ｏ ｅ ｓ ｉ
力学性能不合及耐腐蚀能力下 降等 问题。此次研 究， 采用 双真 空冶 炼 工 艺 路线 ， 从 原 材 料 准备 、 并 各 冶 炼环 节上 均采 取 了一 定 的工艺 措施 ， 而 从 保证了高合金比、 超纯不锈钢的冶炼成功。
１ 试 验钢 技术 要求
２ １ 冶炼 用原材 料 的准备 ．
Ａ ｔ ｄ ｎ Ｓ ｅ ｔｎ ｏ ｅ ｓ ｏ ｔ ａ ｐ ｅ Ａｕ ｔ ｎ ｔ Ｓ ｕ ｙ ｏ ｍ ｌｉ ｇ Ｐｒ ｃ ｓ ｆ Ｕｌｒ － ｕｒ ｓｅ ｉｅ Ｓ ａ ｎ ｅ ｓ Ｓ ｅ ｌ０ ５ ２ ０ ｔ ｉ ｌｓ ｔ ｅ ０ ５ Ｃｒ Ｎ
Ｇ ｏＳ ｕｕ ｎ ｎ ａ ａ ｕ ｈ ｊａ ａ ｄＨ ｎＴ ｏ
≤０ Ｏ Ｏ 、 ． ５ ｉ因此 采用 ３ ｔ ． Ｉ Ｐ ≤Ｏ １ Ｓ， 真空 感 应 炉 ＋真 空 白耗 重熔 炉 冶 炼 工 艺。通 过 采 用优 质 纯 铁 （ ：．０ Ｃ ％ ０ ０９ 、 ０ ０ ５ ｉ００ １ Ｓ０ ０４５ ） 高纯铬铁 （ ：． １ ００ １ ０ １ ０ １ Ｓ、．０ ０ ０ ５ Ｓ ０ ０ １ ００ ５０ ） ． ３ Ｓ、．０ 、．０ Ｐ 、 ２ ％ ０ ００～ ． ２ Ｃ、． １～ ． ３ ｉ ０ ２５～ ．０ 、．０ ０ ０ ５～ ．０ Ｐ 和 Ｎ 板 （ ｉ ９ ％） 真空感应炉熔炼时加 Ａ 、 ｉ ＮＩ ９ ， ＞ ｌ金属 ｃ 、 ｉ 脱氧 ， ａＮ — Ｍｇ 全程计算机控 制真 空 自耗重熔 速度 ， 该钢成 品
简化了加料室的抽空操作程 序 ， 也不会影 响钢液 中
气体 的去除 。炉 料 全熔 后 进 行 测 温 、 全 熔 样 分 析 取 化 学成 分 ， 为精炼 期合 金 化调 整化 学成 分作 依据 。
２ ２ ２ 精 炼期 ．．
在 高 真空 和 适 当温度 下 进 行 精炼 ， 达 到合 金 并 化 。全熔 后 ， 开动 全部 高真 空泵 进行 抽气 ， 控制好 并
ｓｔ ｎｏ ｎｓ ｅ ｒｄ ｃｓｏ ｔｅ ％ ： ． ０ ｉ ｏ ｆｆ ｉｈ ｄｐ ｏ ｕ ｔ ｆｓｅｌｉ ｉ ｉ ｓ（ ）０ ０ ５～０ ０ ７ ０ ３ ． ０ Ｃ， ． ３～Ｏ ３ Ｍｎ， ． ３～０ ０ Ｓ ， ． ０ ．４ ００ ． ４ ｉ ０ ０ １—０ ０ ２ ０ ０ ４～ ． ０ Ｓ． ． ０
Ａ ｂｓｒ ｃ Ａｓｔ ｅ ｒ ｑ ｒ ｍｅ ｔｆ ｒｉ ｌ ｄｅ ｌｍｅ ．Ｐ．Ｓ ａ ｉｃ ｎｔｎ ｎ ｕｔａ ｐ ｒ ｕ ｔｎｔ ｔ ｅ ５Ｃｒ ５Ｎｉ０ ｔａ ｔ ｈ ｅ ｕｉｅ ｎ ｏ ｎｃｕ ｄ ｅｅ ｎｔＣ ｎｄ Ｓ ｏ ｅ ｔｉ ｌｒ — ｕ ｅ ａ ｓｅ ｉｅ ｓｅ ｌ ００ ２ ２
００５ ． ０ Ｐ，２ ． ４～２ ． ２ ｒ ２ ． Ｏ～２ ． ５ ｏｍｅ ｔｔｅｔｃ ｎｃ ｌｒｑ ｉｅ ｎ ．ａ ｄ ｔｅｏ ｙｅ ｏ ｔｎ ｎ ｓｅ ｌ １ ～ ４３ ４ ６ Ｃ ， １２ １ ２ Ｎｉｔ ｅ ｈ ｅ ｈ ｉａ ｅ ｕｒｍｅ ｔ ｎ ｈ ｘ ｇｎ ｃ ｎｅ ｔｉ ｔｅ一（ ２ ２ ２）×１ ｉ ｌｗ ｒｔａ ｎ ｓ ｅ ｙＥＳ ｒｃ ｓ．（ ０～８ ０ ｓ ｏ ｅ ｈ ｔｉ ｔ ｌｂ Ｒ ｐｏ ｅｓ ３ ｅ ０）ｘ１ 。 ０＿ ． 。
・ ５・ ４
０５ ｒ５ ｉ０钢 冶炼 时 由于 ．０ ％
分批加料的办法 。采用 ３ｋ ａ Ｐ 低压充氩 ， 使在测温、
取 全熔 样 时 ， 料室 和熔 炼室 的真 空度 相近 似 ， 而 加 从
Ｓ≤ ．０ ｉ ０ １％要求严格 ， 故应先 制备超纯精钢材 ， 以保 证原材料 ｃ Ｓ Ｐ Ｓ 满足配料要 求 ； 、 、 、ｉ 一般 精钢材 除 ｃ Ｓ Ｐ配料满足不 了要求外 ， 、、 最主要是 ｓ≤０ １％ ｉ ．０ 很难达到。如果精钢材 中含 ００ ％Ｓ， ． ５ ｉ带人钢 中的 Ｓ 含 量为０ ０ ７ ％ ， ｉ ． ２ ５ 同时 钢 中 因含 ２ ％ 的 Ｃ ， 金 ５ ｒ而
属铬 中的 Ｓ 也很 难控 制太 低 ， 以要 想 获 得较 低 的 ｉ 所 ｓ 含量 ， 钢材 的 ｓ 控制 至关 重 要 。所 以要 求精 钢 ｉ 精 ｉ
材 的 成 分 应 控 制 在 以 下 水 平 （ ） ≤ ０ ０ Ｃ、 ％ ： ． １ ≤
００ ５ 、 ． ０ Ｓ ４０ ０ ５ ≤ ０ ０ Ｓ 、 ０ ０ Ｍｎ ． ０ Ｐ、 ． ５ ｉ ≤ ． ５ 。
钢液 的 温度 （ ５ １ ０～１ ８ ， 调整 化学 成 分后 ， ５ ０ｏ 在 ５ Ｃ）
以 ５ ｚ ０Ｈ 进行 １ ２ ｉ 拌 ， ０～ ０ｒｎ搅 ａ 使钢 液成 分均 匀 ， 也
精钢 材 的 冶 炼 ， 用 Ｅ ＋Ｖ 采 Ｆ ＨＤ ＋ Ｖ Ｄ ＋ Ｏ （ Ｈ 工艺 冶炼 ： Ｖ Ｄ） （） １ 电弧 炉容 量为 ３ ， 用 氧 化 法 ， ０ｔ采 目的降 低 Ｐ、ｉ Ｓ 含量 ， 得 电 弧 炉 Ｐ控 制 在 ００ １ 以下 ， ． 使 ．０ ％ Ｍｇ
２ 双真 空冶 炼工 艺研 究
由于该 材料试 制 成 功 经验 较 少 ， 工艺 均 需 要 各 摸索 ， 为确保 各种 成分 及质量 达 到理想 要求 ， 特选 取 双真 空冶炼 工艺 进行 实验 研 究 ， 艺 路线 为真 空 感 工
应炉 冶炼 电极棒 ｑ ５ ｂ ０ｍｍ， ２ 真空 自耗重熔 中 ０ ｍ ３５ｍ 钢锭 。
（ ：４～２ Ｃ ，１ ％ ２ ６ ｒ ９～２ Ｎｉ ｒ ｅｙｌｗ ｉｅ ％ ）：≤０ ０ ０ ２ ）ａｅｖｒ ｏ ． ．（ ． １ Ｃ，≤０ ０ ０ ． １ Ｓ，≤０ ＯＩ Ｐ ａ ｄ ≤０ １ Ｓ ，ｔｅｓｅｌｉ ｓ １ ． Ｏ ｎ ． ５ ｉ ｈ ｔｅ ｓ ｍｅ．
ｔｄ ｂ ａ ｕ ｅ ｙ ３ ｔｖ ｃ ｕｍ ｎｄ ｃｉ ｎ ｆ ｎ ｃ ｉ ｕ ｔｏ ｕｒ ａ ｅ＋ ｖ ｃ ｕｍ ｏ ｕ ｐ ｉｎ ｒ ｍｅ ｎ ｕ ａ ｅ ｓｅ ｈ ｋｎｇｐｒ ｃ ｓ ．Ｗ ｉｈ ｕｓｎｇａｕ Ｌｔ ｕ ｅ ａｕ ｃ ｎｓ ｍ ｔｏ ｅ ｈｉｇ ｆ ｍ ｃ ｔｅ ｎａ ｉ ｏ ｅ ｓ ｔ ｉ ａｉｖ ｐ ｒ
ｉ ｎ（ ：０ ０ ９ ｒ ｏ ％ ． ０ Ｃ，０ ０ ５ ｉ ． ０ Ｓ，０ ０ ４５ ，ｈｇ ｕ ｅｃ ｒｍｉｍ ｉ ｎ （ ：０ ０ ０—０ ０ １ ． ３ Ｓ ，０ ０ １２ ． ０ Ｐ） ｉｈ ｐ ｒ ｈ ｏ ｕ ｒ ｏ ％ ．１ ． ２ Ｃ，０ １ ． １～０ １ ， ．３ ０． ０ ０ ２５—０ ０ ５０ ０． ０ ． ０ Ｓ， ０ １５—０ ０ ５０ ． ０ Ｐ）ａ ｄ Ｎ ．ｌｔ Ｎｉ ９ ），ａ ｄｎ ｌ ｎ ｉｐａｅ（ ≥９ ％ ｄ ｉｇＡ ，ｍｅａ ａ．Ｎ — ｏ ｅ ｘｄ ｔ ｎｄ ｒ ｇ ｔｌＣ ｉＭｇｆｒｄ ｏ ｉａｉ ｕ ｉ ｏ ｎ
０５ ｒ５ ｉ ０Ｃ２ Ｎ２ ０系超 纯 奥 氏体 不 锈钢 ， 中２％ ～ 钢 ４ ２％ Ｃ 、 ％ ～ １ Ｎ ， ６ ｒ１ ９ ２％ ｉ杂质 元 素要 求 极低 ， Ｓ Ｐ≤ Ｃ、 、 ００５ 、ｉ ．０ ， 该 钢 具 有 良 好 的 耐 腐 蚀 ．０ ％ Ｓ ≤０ １％ 故 性 Ｊ主要 用于 核燃 料后 处理 设 备 耐 蚀部 件 。该 材 ， 料在 钢 厂首次 生产 时 出现 过化 学 成 分尤 其 是 Ｃ、ｉ Ｓ、 Ｐ等达 不到技 术 指 标 的 问题 ， 使 用 户 使 用 时 出 现 致