1、低镍奥氏体不锈钢组织与凝固模式Cr-N 系奥氏体不锈钢因为具有低镍低成本特点而受到广泛关注，但是由于成分与传统的 Cr-Ni 系奥氏体不锈钢不同，因此该系列不锈钢在轧制过程中容易出现边裂等问题。这种边裂的产生与凝固模式有关。奥氏体不锈钢的凝固模式主要由化学成分决定，同时受冷却速度的影响。本论文选用新型低镍 CrMn-N 系奥氏体不锈钢 Crl5Mn9Cu2NilN 为实验材料，利用 THE 砌ORESTOR-W 型焊接热模拟机对试样进行可控制冷却速度和调整Cr、Mn 含量的凝固实验，采用光学显微镜和电子探针等手段，研究了冷却速度和 Cr、Mn含量对 Crl5Mn9Cu2_NilN 钢组织和凝固
2、模式的影响。首先开发了在焊接热模拟试验机上进行熔炼试验的实验方法。在熔炼实验中发现：保温时较大电流会产生较大电磁搅拌力，进而使熔炼后试样中出现孔洞。这个问题通过严格控制热电偶的位置，尽量减小加热线圈电流和适当延长保温时间等关键操作得以解决。然后利用开发成功的熔炼实验方法进行了控制冷却速度和改变 Cr、Mn 含量的凝固实验。控制冷却速度凝固实验结果表明：当冷却速度较小时，试样的组织为奥氏体基体上分布着蠕虫状铁素体，凝固模式为 FA 模式；当冷却速度增大时，凝固模式变为大部分液相先析出铁素体，剩余液相直接析出奥氏体模式；随冷却速度增大，铁素体形态经历了从蠕虫状向网状、树枝状和侧板条状转变。调整 C
3、r 和 Mn 含量实验结果表明：Cr 含量大于 178时，凝固模式由大部分液相先析出铁素体而剩余液相直接析出奥氏体模式转变为 FA 模式。Cr 含量为 188时，N含量较低的试样组织变为铁素体和奥氏体各占约 50的双相钢，N 含量较高的试样组织仍为奥氏体基体上分布有网状铁素。含量大于 11时，Mn 由奥氏体化元素转变为铁素体化元素，使得凝固模式由液相先析出铁素体而剩余液相直接析出奥氏体模式转变为 FA 模式，较高的 Mn 含量增加了固液界面前沿的成分过冷度，使得结晶形态由胞状转变为树枝状。第 1 章绪论11 低镍奥氏体不锈钢及其发展趋势111 奥氏体不锈钢分类自从上世纪初，德国 EsseID
4、发明奥氏体不锈钢以来，其应用和发展迅速，在国民经济和社会发展中越来越占据举足轻重的地位。奥氏体不锈钢按成分可分为 Cr-Ni 系和 Cr-Mn-N 系两个系列。300 系列(CrNi 系)不锈钢是最早开发出来的奥氏体不锈钢，其代表钢种为 304 和316，该系列钢含有足够的 Cr、Ni 元素，通过较高 Ni 元素获得稳定的奥氏体组织。这类钢的特点是在室温和低温下都具有良好的塑性和韧性、高的弹性模数、低的热导率、磁导率和电导率及良好的可焊接性能和耐腐蚀能力。虽然机械性能比较低，且和铁素体不锈钢一样不能通过热处理强化，但可以通过冷加工变形的方法，利用加工硬化作用提高它的强度。缺点是该系列不锈钢对晶
5、问腐蚀及应力腐蚀比较敏感，需通过适当地合金添加剂及工艺措施消除。为获得特殊性能，可添加其它元素，如 Si 元素含量一般在 13 埘，可提高钢的抗氧化能力，甚至高达 5 嘶可应用在特定环境中耐硝酸腐蚀。为提高层错能，节约 Ni资源而添加 Cu 元素：为提高钢的切削性能而添加 S 元素乜 q1；为防止晶界贫 Cr，产生晶间腐蚀而添加 Ti、Nb 等元素以稳定组织；为提高抗点腐蚀能力，可添加 24 吼的 Mo 元素，这对促进固溶强化作用也是十分有利的。200 系列(CrMnN 系)奥氏体不锈钢具有高 Mn、N 低 Ni 的特点，是为节约 Ni 资源而开发出来的，它的奥氏体化元素除 Mn 之外还有 N
6、，其 Ni 含量低于 300 系列不锈钢，钢中 Mn 起稳定奥氏体的作用。由于 N 强烈地形成并稳定奥氏体且起很好的固溶强化作用，提高了奥氏体不锈钢的强度，因此这个系列的不锈钢，适宜在承受较重负荷而耐蚀性要求不太高的设备和部件上使用 H。61。目前，美国、日本、德国、法国、中国、韩国、印度等主要不锈钢生产国家都有 200系列的不锈钢标准和牌号。其中，以美国、中国和俄罗斯在标准中纳入的 200 系列牌号最多。美国标准最完整，至少有 28 个 200 系列不锈钢标准牌号和企业牌号。印度国家标准中200 系列钢种只有 1 个，但印度 Jin(1aJ 公司 200 系列不锈钢有 J1、J3 和 J4
7、共 3 个牌号。印度 J1、J4 牌号比较特殊，全球诸多国家和厂商均没有与之相对应的牌号， 。11 国内外 200 系列不锈钢相应牌号及化学成分(质量分数)% 。表12 低镍奥氏体不锈钢发展局势。低镍是不锈钢中主要的合金元素，它是奥氏体形成元素。但是，镍资源属于紧缺资源，由于全球硫化镍矿资源已出现危机，新增产量十分有限，新红土镍矿开发利用受诸多因素影响，短时期内难以形成产能。因此，今后几年镍市场将出现供应严重短缺的局面。2003 年，我国生产镍精矿含量 62 万吨，同比增长 136，电解镍 67 万吨，增长252，进口精镍 672 万吨，增长 1133，镍合金、镍材 265 万吨，增长345。
8、我国镍表观消费量已达 14 万吨，增长 556，其中钢铁业镍消费量约 95 万吨，增长 508。尽管我国原镍产量、进口精镍连年高速增长，但依然不能满足国内不锈钢等相关用镍产业的发展与消费需求。受资源的制约，我国镍产量增加极为有限，预计未来几年我国自产原料的镍产量很难超过 8 万吨，供应严重短缺口】 。鉴于我国镍资源严重紧缺的国情，大力发展低镍型甚至无镍不锈钢具有十分重要的意义。低镍奥氏体不锈钢以低成本的氮代替昂贵的镍可以降低生产成本，具有良好的强度及耐腐蚀性能，且可以降低晶晁的腐蚀敏感性。在石油、化工、汽车、生物医学领域有着广阔的应用前景，特别是在医学外科方面用作人体植入体可以解决镍过敏问题，
9、己受到研究人员的广泛关注，正在引导世界不锈钢生产的新潮流。12 低镍奥氏体不锈钢生产中出现的问题CrMn-N 系奥氏体不锈钢属于节镍型不锈钢，在国际国内镍资源紧缺的大环境下，该系奥氏体不锈钢以其高强度和低成本优势，越来越受到人们的重视。但是，该系列奥氏体不锈钢由于成分与传统 Cr-Ni 系奥氏体不锈钢差别较大，所以热塑性也不同于常规的高镍奥氏体不锈钢，最突出的问题就是在轧制过程中容易出现过裂等问题。图 l.l 不锈铜热轧过程中的边裂照片热轧过程中边裂的产生有两方面的原因：一是材料的热塑性，=是轧制工艺吣 1。其中，材料的热塑性起到主要作用。有研究表明，奥氏体不锈钢的热塑性与残留 铁素体有关。奥
10、氏体和铁索体的高温力学性能不同，奥氏体的变形抗力大，宽展小，铁素体的变形抗力小，宽展大，变形对奥氏体晶粒受拉应力，铁索体晶粒受压应力。上述差异导致两种组织塑性流动的差异，当产生的内应力达到或超过钢的强度极限时，两相界面处便产生了微裂纹“” 。有研究指出热裂纹的产生与其中杂质元素 s 和 P 的含量有密切关系。对奥氏体不锈钢来说，在一定成分范围内，P+s 的质量分数既使低到 002也足以形成裂纹 “”。由于铁素体和奥氏体的对杂质元素的溶解能力不同，所以凝固过程中容易形成杂质元素在晶间的偏聚，进而会使奥氏体不锈钢的热塑性下降。 铁素体的产生、转变与保留决定于连铸生产过程中的凝固模式，因而控制凝固裂
11、纹改善奥氏体不锈钢热塑性的最好方法就是控制凝固模式。13 奥氏体不锈钢的组织与凝固模式131 合金元素对奥氏体不锈钢组织的影响1311 铬的影响铬是不锈铜获得耐腐蚀性能的主要合金元素，对耐蚀性起着决定作用，且对于氧化性环境特别有效。添加铬后在钢的表面形成一种化学配比为(Fe ，cr)203 的致密氧化物膜，起到强烈的钝化作用；铬又能提高钢在电介质中的电极电位，有效地提高钢的点蚀电位值，降低钢对点蚀的敏感性叶踟。当 cr 与 Mo 配合使用时，抗点蚀效果更好嘲。因此，铬的质量分数高于 105的钢就被认为在大气环境中是不锈的，在腐蚀性介质中能形成稳定的氧化物则需要更高的铬含量。铬是一种铁素体形成元
12、素，当铬含量超过 127时，FeCr 合金变成单一的铁素体组织，而在 FeC 卜 C 系或 FeCrNiC 系合金中增加铬含量将在奥氏体不锈钢中促使铁素体的形成和残留。铬也是一种很强的碳化物形成元素，最主要的碳化物是 M23C6，其中 M 主要是铬。不锈钢中也能形成 Cr7C3 型碳化物，还有一些复合碳化物和碳氮化物【M13(CN)6】也能形成。铬还可以和氮形成氮化物，最常见的是 Cr2N。铬也是形成金属间化合物的一种重要成分，而金属间化合物有使不锈钢催化的倾向，最常见的是 相，在 FeCr 系中这是一种在 815以下形成的(Fe，cr)化合物。 相可以在任何一种不锈钢中形成，但是在高铬奥氏体
13、、铁素体和双相不锈钢中最为普遍。此外，铬也存在于 相和 Laves 相金属间化合物中。铬由于在晶格中作为置换原子，因而可以起到固溶强化的作用。然而当钢中碳和氮共存时，高的含铬量会使钢的韧性和塑性急剧变差，因而，高铬含量的铁素体钢中必须把碳和氮含量降得很低。1312 镍的影响镍是扩大奥氏体区的元素，在不锈钢中与铬配合，以获得单相奥氏体组织，使钢具有更好的耐蚀性和良好的成形性能及焊接性能。镍能使合金表面钝化，扩大钢在酸中的钝化范围，但不能改善其对稀硝酸的耐蚀性。它能提高不锈钢抗硫酸、盐酸等腐蚀介质的性能，是耐蚀钢的主要合金元素。如果单独使用镍作为不锈钢合金元素，其质量分数要高达24才能得到全奥氏体
14、组织，而在低碳高铬不锈钢基础上加入质量分数为 9的镍，即可获得耐蚀性、综合力学性能好的室温下稳定的奥氏体组织，既能满足钢的耐蚀性要求，又能提高钢的高温强度和抗氧化性能，成为优良综合性能的钢种乜酊。由于镍扩大铁铬合金的 Y 相区和 a+Y 相区，所以使低碳的铁铬合金具有好的淬火能力。1313 碳的影响碳是奥氏体形成元素，碳对提高奥氏体钢耐热性有益，但碳对不锈钢的耐蚀性不利，这是因为碳是一种强烈的碳化物形成元素，在不同温度下与铬能形成多种化合物如Cr23C6、Cr7C3、(FeCr)23C6 等。碳在不锈钢中大多数形成 (FeCr)23C6 混合化合物及M23C6。在高碳的铸造耐热钢中，共晶碳化物
15、多出现在晶间或枝间，二次碳化物则在晶内和晶间都有。在铁素体不锈钢或铬镍奥氏体不锈钢中，若碳在过饱和情况下受到适当温度加热，则会发生碳化物 M23C6 析出。这些固溶体层的铬碳化合物最易在晶界处生成。若条件适当，当加Cr12时，晶粒边界会出现贫铬，即减少了晶界的铬有效含量，导致钢的耐腐蚀性能降低，产生晶问腐蚀。因而碳是降低耐腐蚀性的一种有害元素，在不锈钢中应尽量控制碳的含量。1314 锰的影响锰是钢中普遍存在的一种元素，在奥氏体不锈钢中锰的质量分数一般在 12范围内，而在铁素体和马氏体不锈钢中其质量分数通常低于 1。历史上加入锰是为了防止铸造时的热脆性，这种热脆性是由于形成了 FeS 低熔点共晶
16、组分而导致产生了凝固裂纹。因为锰比铁更容易和硫结合，添加足够的锰会形成稳定的硫化锰(MnS)，从而有效地消除热脆性问题。锰与镍一样是奥氏体形成元素，Mn 可以扩大 相区，使 - 转变线向低温方向移动。所以，在低温时，锰可以有效地稳定奥氏体，阻止其转变为马氏体；在高温时，锰促使钢形成奥氏体的能力取决于钢的总体成分。在奥氏体不锈钢如 304 型钢中，相对于铁素体，锰在促使奥氏体形成方面没有特殊作用。有时在一些专门的合金中加入锰是为了增加氮在奥氏体中的溶解度，例如在Fe20Cr 合金钢中加入质量分数为 15的锰可以使氮的溶解度从 O25增加到 04左右。1315 铜的影响根据 Kubaschewsk
17、i 研究的铁铜相图，在 1100的丫铁中可溶解 75的铜，在835时可溶解 3的铜。在 850 铁中可溶解 2O的铜，到 650时降到可溶解04的铜。合金钢中添加铜起到沉淀硬化效应就是基于这个原因。铜镍可以完全互溶，而铜几乎不溶于铬。另有报道，铜在 FeCrNi 三元合金系中表现出比镍弱的奥氏体化作用。铜对氧的亲和力小，在生成铁磷的过程中，铜会在形成的铁磷层下富集，这是由于铜通过渗透进入晶界。这种铜的富集会导致低熔点铁铜共晶形成，并导致表面裂纹的产生。但是当铬含量较高时，例如在奥氏体铬镍钢中，薄而且附着良好的铁磷层抑制了铜的这一不利影响。1316 硅的影响在过去 20 年，硅作为一种不锈钢的合
18、金元素，由于其含量在 4-5时大大提高了奥氏体 C 卜 Ni 钢耐强氮酸的抗腐蚀性而显示出其重要性。在铬和铬耐热钢中，加入l3的 Si 可以提高抗氧化性。在奥氏体不锈钢中 1以下的硅含量对相平衡没有什么重要影响，然而更高的硅含量会促使形成铁素体。当硅含量大于 5时，出现了许多脆硬的铁硅化合物(Fe3Si，Fe2Si ， Fe5Si，FeSi)，这对不锈钢是有害的乜 7。281。硅对 相区的扩展有重要影响，硅使。区扩大并向低铬含量方向变化。当温度为550且含 25的硅时， 相区扩展到与约含 10的铬的相区相当。硅的存在不仅使。相区向低铬含量变化，而且在析出温度上也使 相区扩大阻制。硅对低熔点相的
19、形成，特别是对焊缝金属中的热裂纹的产生也有重要影响。低镍奥氏体不锈钢组织与凝固模式在 SiFe、SiNi 和 SiCr 二元系中，所形成共晶的熔点要远远低于单个金属的熔点，这尤其在 NiSi 系中最为明显。为此，通常把硅的含量保持在1以下。因为硅能改善熔融钢液的流动性，因而在焊接用填充材料中硅的含量可以稍高于常规值，某些不锈钢特别是奥氏体不锈钢在熔融状态下很粘滞，因而加入硅可以大大提高其流动性。1317 氮的影响氮作为合金元素最早报道于 1938 年。在钢中加入氮，可以非常强烈的形成并稳定奥氏体组织且扩大奥氏体相区；显著提高奥氏体不锈钢的强度而其断裂韧性并不降低；提高奥氏体不锈钢的耐腐蚀性能，
20、特别是耐局部腐蚀，比如晶间腐蚀、点腐蚀和缝隙腐蚀。由于炼钢条件的限制，在大气压下能加入的氮浓度非常低，因此作用不明显，不足以引起冶金学家和材料学家的重视。随着加压冶金技术的发展，氮作为强烈间隙原子元素，以廉价、易得等特点再次引起人们的重视。氮作为合金元素加入不锈钢中，可提高奥氏体稳定性，平衡双相钢中双相的比例，在不影响钢的塑性和韧性的情况下提高钢的强度，并可部分代替不锈钢中的镍。生物工程材料无镍不锈钢的发展，可以解决人体对镍的过敏性的难题，所以含氮不锈钢的研究和应用是非常重要的领域。含氮量及温度对晶粒有影响，随含氮量的增加，晶粒尺寸强化作用显得更加有效，而高温下氮的这种作用变小甚至消失。加氮后
21、钢的抗拉强度和屈服强度升高，伸长率略有降低，这是由于氮的间隙强化、固溶强化造成的口钉。由于氮的这种有益作用，国内外的学者对氮对奥氏体不锈钢、双相不锈钢及马氏体不锈钢力学性能的影响进行了大量的研究。氮作为固溶强化元素可以提高奥氏体不锈钢的强度，而且并不显著损害钢的塑性和韧性啪训。氮的强化效应比碳强，加入 0.1的氮可使 crNi 奥氏体不锈钢的室温强度 (，o.2)提高约 60100MPa。近十年的研究表明，氮的大量加入可使奥氏体不锈钢达到非常高的强度，使其应用范围更加广泛。132 不锈钢的相组分图和 Cr、N i 当量关系式在奥氏体不锈钢中，除主要合金元素铬和镍外，还含有多种元素，这些元素对钢
22、中铁素体的形成与否及形成数量有重要影响。从这些元素对钢中奥氏体(或铁素体) 形成的作用看可分为两大类。一类是奥氏体形成元素，如 Ni、Mn、C 和 N 等，这些元素会促进奥氏体的形成，减少铁素体的形成；另一类是铁素体形成元素，如 Cr、Mo、Si 、Ti 、Nb 等，其作用正好与奥氏体形成元素相反。为了说明这些元素对奥氏体不锈钢中铁素体形成的作用，并确定铁素体形成量与这些元素含量间的定量关系，许多研究者进行了大量研究工作，提出了铬当量 Creq 和镍当量 Ni。 。的概念和经验计算公式。其中比较有名的是用于描述金属焊缝组织硕士学位论文与铬镍当量关系的 Schaemer 图和 Delong 图。
23、1321SchaeffIer 相图及其 Cr、Ni 当量关系 Schaemer 图中铬当量和镍当量的计算公式为：Creq=Cr+Mo+15Si+O5Nb (11)。Ni q=Ni+30C+05Mn(12)Schaemer 图是一种实用的工具，借助铬当量和镍当量的概念，把金属中的其他合金元素与基本元素铬和镍联系起来。根据焊缝金属的化学成分，从 Schaefner 图中可以粗略估计 铁素体的含量，确定在给定条件下焊缝金属的组织( 如马氏体、奥氏体、铁素体或这三种组织的混合)。就镍当量来说，并没有考虑氮的影响，这大概与当时条件下氮很难检测有关。根据 Schaefne 原文 H，该图只适用于氮含量在
24、O05010之间，碳含量的最低值为 O03，硅的最低含量为 O3的情况。当锰的含量大于 25时，上面所说的锰对于镍当量的影响就不再适用了。1322DeIong 相组分图及其 Cr、Ni 当量关系Delong 继 Schaemer 之后提出了新的相图，由于尺寸被放大了，相界限的位置更精确了，因而可以更仔细地预测在奥氏体不锈钢焊缝中的铁素体含量。他们还研究了氮对焊缝金属的影响，发现氮对铁素体含量有很大的影响，所以提出了新的镍当量计算公式，对Schaefner 相图中用到的镍当量计算公式进行了修正。Delong 图中铬当量和镍当量的计算公式为： Creq=Cr+Mo+15Si+O 5Nb (13)N
25、i eq=Ni+30C+30N+O5Mn (14)除了可以利用 schaefner 图通过焊缝金属的化学成分来粗略估计 铁素体的含量外，还有很多方法可以直接测量奥氏体或奥氏体铁素体组织中铁素体的含量。但是问题是用测量方法确定 铁素体含量时，不同的实验室，不同的方法所得到的 铁素体含量存在很大偏差。因此，Delong 提出一个新方法。既然在现有的工艺条件下，没有一种方法能够以很小的误差测量出奥氏体不锈钢金属中铁素体的绝对含量，那么可以与标准铁素体试样对比，得出一个含量的比较值，尽管这个比较值不总是与铁素体的实际含量一致。用这种方法测得的铁素体含量不用铁素体的百分含量表示，而用铁素体数来表示，即
26、FN。1973年 Long 和 Delon 矿 31 进一步对相成分图进行修正，从而增加了对铁素体含量的预测能力。文献【4445】提供了一种新的铁素体含量预测方法，即 ORFN 模型。该模型同时考虑了合金成分和冷却速度的影响来预测铁素体的含量，并根据冷却条件的不同，给出了二维和三维的冷却模型，该模型广泛适用于奥氏体钢的焊接过程。133 奥氏体不锈钢凝固模式奥氏体不锈钢的室温组织决定于凝固行为和其随后的固态相变。奥氏体钢凝固时，要么以铁素体为初始析出相，要么以奥氏体作为初始析出相，这种析出顺序和随后的固态相变称作奥氏体不锈钢的凝固模式。已做的大量研究表明，奥氏体不锈钢的凝固模式有以下四种：Mod
27、e A：L-L+ -+ (F 模式)Mode B：L-L+-L+- +- (FA 模式)Mode C：L-L+-L+-+ - (AF 模式)Mode D：L-L+ - (A 模式)奥氏体不锈钢的凝固模式主要取决于金属的化学成分，在化学成分确定时，凝固条件对凝固模式有重要影响。1331 化学成分对奥氏体不锈钢凝固模式的影响在平衡状态下，合金的凝固方式及随后的固态相变可以用平衡相图很好的来描述。借助于铬当量和镍当量，把金属中的其它合金元素折算成这两种主要元素以后，奥氏体不锈钢的平衡凝固过程也可以用 FeCr-Ni 三元合金相图来描述。上图是 FeCrNi 三元素中(Fe)=70的伪二元相图，从图中
28、可以看出，Cr：Ni-18：12 是凝固初始析出相的分界线，高于这个值，凝固初析出相是 铁素体，低于这个值则奥氏体相先析出。Suutala 研究了锰和氮对结晶类型的影响，并且把这种影响同许多计算铬和镍当量的公式联系起来。为了决定一次铁素体和一次奥氏体的分界线，Suutala 推介了 Hammar 和SveIlllson 提出的公式：Creq=Cr+137Mo+15Si+2Nb+3Ti (15)Nieq2Ni+O31Mn+22C+14 2N+Cu (16)1332 冷却速度对奥氏体不锈钢凝固模式的影响冷却速度对奥氏体不锈钢的凝固模式有重要影响。合金在凝固过程中，由于液相和固相之间存在较大的温度梯
29、度，从而引起溶质原子的扩散现象，发生溶质的再分配。溶质再分配是凝固过程中的重要伴随现象，对凝固组织有着决定性的影响。当冷却速度较小时，相变驱动力较小，晶核形成与长大的过程缓慢，固液界面前沿的溶质扩散时间充足，扩散充分，偏析程度较小。在这种情况下，奥氏体的凝固模式由铬、镍当量比值决定。当冷却速度较大时，Schaefner 图和 Delong 图就不能精确的预测凝固模式和铁素体含量。很多学者对此进行了研究，得到的共识如图 17 所示，是随冷却速度增加，凝固模式由初析铁素体向初析奥氏体转变。以上这种转变是由于枝晶尖端过冷度发生了变化。如图 18 所示，图中的枝晶尖端温度代表 和 Y 的固相线温度。当
30、冷却速度较慢接近平衡时，铁素体的固相线温度高于奥氏体固相线温度，所以图中无论低 Creq/ieq，中等 creqNieq 还是高 CreqNieq 的枝晶温度均高于奥氏体枝晶温度，也即这些枝晶的过冷度都大于奥氏体枝晶的过冷度，所以优先析出。当生长速度很快达到某一临界值l 时，低 CreqNieq 钢的枝晶温度低于奥氏体枝晶温度，也即奥氏体的过冷度大于铁素体的过冷度，所以奥氏体优先析出。同理，要是更高的 Creq Nieq 钢以先奥氏体模式析出，需要达到更大的临界生长速度。134 凝固模式与裂纹敏感性的关系金属以 A 模式凝固时，对裂纹最敏感，而以 FA 模式凝固时，则抗裂纹能力很强们。铁素体作
31、为初始析出相对合金的抗裂性有有利作用，原因主要有两方面。一是由于铁素体对硫、磷等杂质元素有较高的溶解度，这样以铁素体为初始相的凝固过程限制这些元素在晶界偏聚，从而抑制一些低熔点共晶的形成。另一方面，在凝固终了阶段沿凝固晶粒边界出现了奥氏体+ 铁素体两相混合组分，从而阻止了液态薄膜的浸润。既使裂纹已经形成，这些弯弯曲曲的奥氏体+铁素体边界对裂纹扩展仍有很大的阻碍作用。后一方面是以FA 模式凝固的奥氏体不锈钢具有优良的抗裂性能的主要原因。14 本课题的提出C15Mn9cu2NilN 是一种新型低镍 Cr-MnN 系奥氏体不锈钢，与传统 Cr-Ni 系奥氏体不锈钢相比，该钢种利用较高含量的 N 和
32、Mn 获得稳定的奥氏体组织使得 Ni 的含量下降，从而成本大幅度节约，具有极强的竞争力。由于成分与传统 Cr-Ni 系奥氏体不锈钢不同， Crl5Mn9Cu2NilN 奥氏体不锈钢的热加工性能、组织控制、力学性能等方面不同于常规的高镍奥氏体不锈钢。最突出的问题就是在轧制过程中，该钢种容易出现边裂等问题。奥氏体不锈钢的热塑性主要决定于凝固模式。奥氏体不锈钢的凝固模式受两方面因素影响，一是化学成分，二是冷却速度。其中，化学成分对凝固模式的改变起主要作用，成分确定后，冷却速度对凝固模式有重要影响。本研究以 crl5Mn9Cu2NilN 奥氏体不锈钢为试验材料，利用 THERMOREsToRw 型焊接
33、热模拟机进行可控制冷却速度凝固试验，对连铸坯上不同部位冷却过程进行模拟，分析不同冷却速度得到的组织及其凝固模式，进而从这些方面分析该钢种热轧过程中出现边裂的原因。在此基础上，对主要合金元素 cr 和 Mn 的含量进行调整，研究 Cr 和 Mn 含量对该钢种组织和凝固模式的影响，进而为该新型钢种的开发提供指导。硕士学位论文结论 1在热模拟试验机上进行熔炼实验有其特殊性，其中存在的最大问题就是熔化以后保持恒温所需的较大电流进而产生较大的电磁搅拌力，使得熔化后试样心部出现孔洞。解决这个问题可以从两方面着手：一是坩埚外面加耐高温发热材料作为热源，形成类似于电阻炉的加热模式；二是合理的设计熔炼坩埚的尺寸
34、，利用试样自身的合理体积与表面积之比，实现热平衡。2按照实验思路，对实验过程提出五种实验方案，这几种实验方案各有优缺点，其中方案三和方案五较为理想。试验中存在一些关键操作，这些操作关系到实验的成功率和可重复性。关键操作有以下几点：试样在线圈中的纵向位置；热电偶的位置；试样与陶瓷管或坩埚之间留合理的间隙；尽量减小加热线圈电流；适当延长熔化后保温时间。3Crl5Mn9cu2NilN 奥氏体不锈钢以 O2s 冷却时，凝固模式为全部液相析出铁素体，凝固完成时组织为单一铁素体，随后铁素体大部分转变为奥氏体，未转变的铁素体以残留铁素体形式保留下来。当冷却速度在 O5。40s 范围内时，凝固模式变为大部分液
35、体析出铁素体而剩余液体直接析出奥氏体模式，在冷却过程中大部分铁素体转变为奥氏体，而直接从液相中析出的奥氏体不再发生相变，使得组织中两种奥氏体共存。4冷却速度从 O 2s 40s 变化过程中，铁素体结晶形态由胞状晶先变为树枝状晶，后变化为等轴晶，残留铁素体形态经历了由不连续的蠕虫状向连续网状、树枝状和侧板条状的变化。5在冷却速度变化过程中，由于 N 原子尺寸较小，扩散速度较快，所以 N 对含量相差 321ppm 的两种试样的组织与凝固模式产生的影响很小。6在大部分液相析出铁素体而剩余液相直接析出奥氏体模式中，由于液相中溶质不断富集，所以从液相中直接析出的奥氏体中杂质元素含量较高，而且这种奥氏体不
36、能发生固态相变进行溶质再分配，所以偏析很难消除。含有较高杂质的奥氏体裂纹敏感性大大增加，这使得具有该组织的不锈钢热塑性变差，在加工过程中容易产生缺陷。7在 3s 冷却速度下，cr含量大于 17857时 Crl5Mn9Cu2NilN 奥氏体不锈钢的凝固模式发生改变，由大部分液相析出铁素体而剩余液相直接析出奥氏体模式转变为全部液相析出铁素体模式。1 群试样室温组织中有大量的铁素体残留，钢种由奥氏体不锈钢变为双相不锈钢。2 撑试样由于 N的奥氏体化作用使得大部分铁素体转变为奥氏体，钢种未发生改变。低镍奥氏体不锈钢组织与凝同模式 8Mn 在奥氏体不锈钢中的作用具有双重性，在低于 lO976时是弱奥氏体
37、化元素，高于此值时变为铁素体化元素，使得凝固模式发生转变。91 挣试样随 Mn 含量的增加，先析出的铁素体结晶形态由胞状晶转变为树枝晶，这是因为高的 Mn 含量造成较大的成分过冷度，较大的过冷度使得结晶形态由胞状转变为树枝状。2 群试样由于 N 与Mn 结合成化合物使得 Mn 的浓度降低，进而降低了 Mn 引起的成分过冷度，先析出的铁素体仍然为胞状晶。n9Ni1N 奥氏体不锈钢的焊接及接头性能 2009 Cr15Mn9Ni1N 奥氏体不锈钢属于 200 系列不锈钢。与常规的 NiCr 系奥氏体不锈钢相比，这类钢有较高的强度，良好的耐磨损性能及耐点蚀性能。这些不锈钢具有较高的含 Mn 量，并加入
38、氮进行强化，通过以氮代镍稳定奥氏体组织，又能大大降低原材料成本。然而，由于化学成分体系的差异，这类钢在焊接过程中的凝固及冶金特性与 NiCr 系不锈钢有所不同。其凝固热裂纹倾向与常规的 300 系列奥氏体不锈钢不同。本文通过对 Cr15Mn9Ni1N 奥氏体钢的焊接特性进行研究，分析和探讨了低镍奥氏体不锈钢的焊接接头的凝固模式、组织特性及热裂纹的倾向。 采用钨极氩弧焊及手工电弧焊两种焊接方法，并调整焊接工艺参数，分析这种钢不同线能量下的焊缝组织特性。由于此新钢种特殊的化学成分，目前没有相应匹配的焊接材料，本文中初步选定 E309L-16 作为手工电弧焊的焊接材料。同时制定合理的焊接工艺，以解决
39、在焊接过程中可能出现的热裂纹等问题。并通过焊接接头的拉伸、弯曲、硬度等力学性能试验以及金相观察、电子探针等试验手段，检测其焊接性能，为今后此钢种的工业应用提供直接的加工依据。 分析残留 铁素体形态和所处的位置，可以判断焊逢金属的凝固模式。通过观察焊接接头金相组织看出，从熔合线到焊缝中心，奥氏体基体分布的残留 铁素体形态，依次为侧板条、蠕虫状和骨架形。由此可以确定，这种钢焊缝金属的凝固模式为 FA 模式。大量工程实践和实验研究已经证实，如果焊逢金属以先析出 铁素体的 FA 模式凝固，可以有效地防止焊接热裂纹。 通过简便的施加应变的横向可调拘束度试验装置，采用钨极氩弧焊的焊接方法，研究了 Cr15Mn9Ni1N 奥氏体不锈钢的热裂纹倾向。分析实验结果并与其他不锈钢材料相比较后可以看出，此种氮强化的奥氏体不锈钢热裂纹敏感性较低。
