AOD法冶炼护环用奥氏体不锈钢1Mn18Cr18N

通过对1Mn18Cr18N护环钢中氮的溶解度进行热力学计算分析,发现增加钢水中Cr、Mn的含量,能够显著提高氮的溶解度。同时,随着钢水温度的降低,氮的溶解度也会提高。阐述了采用非真空感应炉和电弧炉、AOD与LF精炼等冶炼工艺生产1Mn18Cr18N护环钢的过程,并利用底吹氮气进行合金化处理,缩短了生产时间,同时成分控制也相当稳定。在使用AOD精炼底吹氮气进行合金化时,钢水中氮含量可达到0.547%,氮的溶解度趋于饱和。LF精炼过程在使用氮气底吹和含氮合金的情况下,钢中氮含量可达0.68%。

Mn18Cr18N加压冶炼的氮含量精准控制工艺分析与实验

高氮不锈钢中氮含量的精准控制是生产关键控制要素。以Mn18Cr18N高氮钢为研究对象,利用冶金学原理、Factsage热力学软件及热态实验与检测分析等方法,对加压感应熔炼过程钢种成分、温度及氮气压力与氮含量控制的关系进行研究。结果表明,基于理论数据的“成分-温度-压力”关系方程可信度高,3炉实验的氮气压力理论值、预测值与实际控制值吻合度良好。热态实验验证发现,Mn和Cr含量不变时,依靠提高氮分压可以提高钢锭中N含量,但是w[N]达到约1%时,通过提高氮分压增加氮含量的效果降低。Mn或Cr含量低时,可以通过提高氮分压达到提高氮含量的目的。降低钢中C和Si含量有利于钢中高氮含量的合金化及稳定控制。当需要控制Mn18Cr19N钢中的w[N]≥0.8%时,宜控制加压炉熔炼温度在1500~1550℃,氮气压力在0.225~0.325 MPa。

Cr18Mn18高氮奥氏体不锈钢高温氧化特性

采用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)分析氧化层的成分和相组成,研究了Cr18Mn18高氮奥氏体不锈钢高温氧化行为和氧化动力学。研究表明,Cr18Mn18高氮奥氏体不锈钢氧化速率常数Kp在950、1 050、1 150℃时,分别为3.10×10^(-5) kg^2·m^(-4)·h^(-1),1.85×10^(-4)kg^2·m^(-4)·h^(-1)和3.71×10^(-4)kg^2·m^(-4)·h^(-1),其氧化激活能Q值为113 881J/mol。

20 t级1Mn18Cr18N高氮钢的冶炼技术研究

1Mn18Cr18N是一种高强度、高抗腐蚀性的不锈钢,通常用于发电机护环上。它的主要成分为18%的锰、18%的铬和0.47%以上的氮。通过1Mn18Cr18N钢中氮的溶解度计算,确定了其成分控制目标。通过氮的合金化方案控制,得到了成分合适的电极;通过在常压100%N_(2)气氛下进行电渣重熔,成功冶炼了一支重量20 t级的1Mn18Cr18N高氮钢电渣锭,该钢锭成分均匀、纯净度良好,N能达到0.65%及以上的良好水平。

氮对Mn18Cr18N护环钢高温力学性能的影响

护环是汽轮发电机的重要部件.用Gleeble-1500热模拟试验机研究了成分(%)为:(1) 0.53C-16.98Mn-3.17Cr,(2) 0.12C-19.57Mn-19.27Cr-0.60N和(3) 0.06C-18.58Mn-19.15Cr-0.69N 3种护环钢在800～1 200 ℃的高温变形应力-应变曲线以及含N护环钢的高温塑性-断面收缩率.结果表明,随钢中氮含量的增加,动态再结晶需要的临界变形量越大,相应的变形抗力逐渐增大;含N钢在1 050 ℃塑性最大,高温塑性随钢中氮含量的增加而减小,因此改善变形方式以提高工艺塑性是防止热裂,提高护环质量的有效途径.

1Cr18Mn14N不锈钢在HCl溶液中的空蚀行为

利用磁致伸缩空蚀实验机研究了 1Cr18Mn14N不锈钢在HCl溶液中的空蚀行为 ,利用扫描电镜 (SEM )跟踪观察了试样表面的空蚀形貌 ,测量了静态和空蚀条件下的极化曲线和电化学阻抗谱 (EIS) ,分析了腐蚀和氢对空蚀损伤的影响 .结果表明 :在 0 .1mol/LHCl溶液中 ,加工硬化能力高的 1Cr18Mn14N不锈钢的抗空蚀性能优于水轮机常规用材 0Cr13Ni5Mo ;当盐酸浓度增大为 0 .5mol/L时 ,阳极溶解和氢的共同作用促进 1Cr18Mn14N不锈钢表面裂纹的形核和失稳扩展 ,裂纹扩展、连接引起材料大量脱落 ,使 1Cr18Mn14N不锈钢的抗空蚀性能大大劣化 ,反而不如 0Cr13Ni5Mo不锈钢 .

Cr18Mn18N奥氏体不锈钢磨削过程温度场及热应力耦合的有限元模拟

针对Cr18Mn18N奥氏体不锈钢的材料属性和难磨削的加工特点,采用矩形热源模型和三角形热源模型对其平面磨削过程进行了三维有限元模拟,获得了工件的磨削温度和热应力分布情况;分析了热源模型、磨削深度对磨削温度场及热应力场的影响,并与45钢磨削的试验结果进行了对比。结果表明:Cr18Mn18N奥氏体不锈钢最高磨削温度可达651℃,最大磨削热应力可达285MPa;模拟值和45钢试验结果基本一致,说明Cr18Mn18N钢磨削加工模型是比较可靠的。

1Cr18Mn18N不锈钢车用热锻件开裂原因分析

通过金相、扫描电镜观察和能谱分析,对1Cr18Mn18N不锈钢热锻过程中的开裂原因进行了分析和探究。金相观察发现,在奥氏体晶界上出现过烧痕迹,以及部分偏析和沿晶界扩展的贯穿裂纹;通过扫描电镜并结合能谱分析发现,在晶界处有硫化物形成和熔化的痕迹,在晶粒内有Al2O3、Ca CO3夹杂,并在开裂位置有大量Mn元素的偏聚。结果表明,钢件在热锻过程中开裂的主要原因是锻件存在冶金缺陷,它导致工件在高温下发生开裂。

稀土铈对1Cr18Mn8Ni5N不锈钢腐蚀规律的影响

通过测试交流阻抗和极化曲线,在扫描电镜下观察表面形貌,研究了稀土铈对1Cr18Mn8Ni5N不锈钢耐点蚀性能的影响.研究结果表明,稀土Ce加入量在适当的范围内可显著提高不锈钢的耐点蚀性能.当稀土Ce的质量分数为0.016%时,1Cr18Mn8Ni5N不锈钢可获得最好的耐点蚀性能.

热输入对1Cr18Mn8Ni5N奥氏体不锈钢接头热影响区裂纹的影响

进行了1Cr18Mn8Ni5N不锈钢平板对接刚性拘束焊试验,研究焊接热输入对热影响区（HAZ）裂纹的影响,采用SEM、EDS、XRD等分析了接头热影响区显微组织及裂纹特点。结果表明：该钢HAZ组织为单一的奥氏体。热输入为250～290 J/mm时,接头上下表面出现微裂纹;热输入增加至396.7 J/mm则无裂纹。裂纹自紧邻熔合区一侧的HAZ启裂,沿奥氏体晶界扩展,甚至在紧邻HAZ的母材区也分布着裂纹。这是由于接头HAZ显微组织沿厚度方向上存在差异所致。热输入为250～290 J/mm时,接头上部和下部HAZ的晶粒尺寸大于中部的尺寸,且尺寸均匀性差;当热输入为396.7 J/mm时,整个接头HAZ晶粒充分长大,沿厚度方向的晶粒尺寸趋于一致。

冷轧变形量对高氮奥氏体不锈钢Mn17Cr19N0.6组织和性能的影响

对感应炉-电渣重熔冶炼的节镍型高氮奥氏体不锈钢Mn17Cr19N0.6的3mm热轧板进行变形量10%~60%的冷轧及拉伸实验。结合金相组织观察及XRD物相分析,研究高氮奥氏体不锈钢冷变形过程中微观组织变化规律,得出结论:在冷轧过程中,随着变形量的增加,实验钢中晶粒的形状由块状到压扁拉长状,滑移从单滑移为主到交滑移,孪晶最终被分割破碎。实验钢在不同冷轧变形量后的组织均为单一的奥氏体相,并没有出现其他相,实验钢在冷变形过程中没有发生马氏体转变,因此,实验钢在冷轧过程中没有通过相变强化,以形变强化为主,抗拉强度从冷轧变形量为10%时的1045 MPa升高至变形量为60%时的1880 MPa,因此通过冷变形可以制备出不同强度级别且组织为单一奥氏体的特种材料。

06Cr18Ni5Mn7Cu3N奥氏体不锈钢带脱皮缺陷的成因分析及预防工艺措施

2.5mm热轧06Cr18Ni5Mn7Cu3N奥氏体不锈钢带的生产流程为70 t EAF-70 t底吹GOR转炉-LF-180mm×1 240 mm板坯CC-热轧工艺.酸洗后2.5 mm热轧带距边部约30 mm处出现宽度≤20 mm,深≤0.06 mm的脱皮缺陷.分析表明,由于在热轧加热过程中加热温度过高（1 200～1 260℃）,以及加热时间过长（超过210 min）使得富铜相在晶界处大量析出致使在热轧过程形成脱皮缺陷.通过将加热温度调整为1200～1240℃,加热时间为150～210 min后,产生脱皮缺陷的带材由7％降至0.5％以下,产品质量得到了显著的提升.

1Cr18Mn8Ni5N不锈钢筒形结构件环形接头微裂纹工艺研究

文中采用光学显微镜、扫描电镜、XRD等方法对1Cr18Mn8Ni5N不锈钢某筒形结构件环形接头微裂纹进行了研究,并利用显微硬度压痕法评估了接头粗晶区的焊接应力。结果表明:当热输入为250~300 J/mm时,该结构件接头出现微小裂纹,裂纹主要分布于接头粗晶区。裂纹呈密集型分布,自熔合区靠近粗晶区的一侧启裂,随后沿晶界扩展,甚至在紧邻粗晶区的母材中也分布着裂纹。进一步提高热输入至397 J/mm后,接头则无裂纹。粗晶区晶粒粗大和尺寸均匀性差以及焊接应力是裂纹形成的主要原因。

底吹氮气冶炼高氮不锈钢的应用研究

根据对高氮不锈钢冶炼设备和工艺、氮气在高温高压下溶入钢液中的方式和特点,以及底吹增氮的优势的分析,在实验室通过300 g钢水底吹异型坩埚在0.5～1.5 MPa,氮气底吹流量0.14～0.24 m^3/h,1820～1910 K下对高氮不锈钢Cr18Mn18N(/%:0.17C、18.00Cr、18.09Mn、0.25Si、0.010S、0.020P、1.07N)进行增氮试验。结果表明,在1.5 MPa、1890 K,0.15 m^3/h底吹氮气流量下,当底吹时间20～30 min氮含量趋于饱和,可快速冶炼出氮含量≥1.0%高氮不锈钢,具有良好的工艺效果。

1Mn18Cr18N钢无磁性护环锻件的试制

1Mn18Cr18N钢系无磁性高锰奥氏体不锈钢，该钢种合金含量高，可锻温度区间窄，在锻造过程中易出现表面裂纹。采用电炉冶炼、电渣重熔工艺获得优质钢锭。锻造加热温度为1190—1210％，终锻温度在900℃以上。多火次，小压下量锻造，把表面裂纹减轻到最低程度。固溶处理后生产出了满足用户需求的护环锻件。

稀土Ce对1Cr18Mn8Ni5N不锈钢耐均匀腐蚀性能影响

利用电化学的极化曲线及交流阻抗技术研究了不同稀土含量的1Cr18Mn8Ni5N不锈钢在硫酸介质中的腐蚀行为。应用扫描电镜对试样的腐蚀形貌及夹杂物形态进行了观察,利用EDS对夹杂物成分进行了分析。结果表明:钢中加入稀土Ce可改变夹杂物形态,并使其交流阻抗的极化电阻增大,极化曲线的腐蚀电位正移,降低了腐蚀电流密度,抵制了均匀腐蚀,改善了1Cr18Mn8Ni5N不锈钢的耐蚀性。当钢中稀土Ce质量分数为0.022%时,1Cr18Mn8Ni5N不锈钢可获得最好的耐均匀腐蚀性能。

稀土铈对1Cr18Mn8Ni5N不锈钢力学性能的影响

通过金相、扫描电镜观察、能谱分析和力学性能检测,研究了稀土Ce对1Cr18Mn8Ni5N不锈钢力学性能的影响。在相同的热处理工艺条件下,分别加入不同含量的稀土Ce,与不添加稀土Ce的1Cr18Mn8Ni5N不锈钢的力学性能进行比较。研究结果表明:稀土Ce加入量在适当的范围内可显著提高不锈钢的强度、塑性、冲击韧性。当稀土Ce的质量分数为0.016%时,1Cr18Mn8Ni5N不锈钢可获得最佳的综合力学性能。

铈的添加对1Cr18Mn8Ni5N不锈钢腐蚀电化学行为的影响研究

通过测量电化学阻抗谱和极化曲线以及表面腐蚀形貌观察,研究稀土对1Cr18Mn8Ni5N不锈钢耐点蚀性能的影响.结果表明:钢中加入适量稀土Ce可显著提高不锈钢的耐点蚀性能.当稀土Ce含量为0.016%时,1Cr18Mn8Ni5N不锈钢可获得最好的耐点蚀性能.

含N量对Mn18Cr18N奥氏体不锈钢的析出行为及力学性能的影响

采用JmatPro软件、OM、SEM和TEM等方法研究了不同含N量的Mn18Cr18N奥氏体不锈钢的析出行为及其对力学性能的影响。结果表明:析出物主要为六方结构的Cr_2N和少量M_(23)C_6,其中氮化物Cr_2N优先沿着晶界析出,随后以不连续胞状方式向奥氏体晶粒内部生长。随着N含量的增加,Cr_2N氮化物的析出变得更加敏感,当N含量为0.7%时,Cr_2N氮化物的最敏感析出温度为750℃,孕育期仅为10 min;而碳化物M_(23)C_6主要以颗粒状形式形成在奥氏体晶界上,与相邻的奥氏体晶粒保持相同的位向关系。力学性能测试结果表明,Cr_2N氮化物的析出对Mn18Cr18N奥氏体不锈钢的强度有较小的影响,但对于塑性却有强烈的恶化作用。时效后Cr_2N的析出导致伸长率和断面收缩率明显降低,伸长率从52.9%降低到27.7%,断裂模式也随着Cr_2N氮化物数量的增加从韧性断裂转变为脆性的沿晶断裂和穿晶断裂。TEM分析表明,固溶态试样在拉伸变形过程中通过滑移和孪生方式协调变形,呈现了良好的塑性变形能力。而时效后,位错通过滑移和繁殖最终堆积在Cr_2N片层之间和颗粒状M_(23)C_6周围,降低了Mn18Cr18N奥氏体不锈钢的塑性变形能力。

Mn18Cr18N奥氏体不锈钢平衡凝固过程中的相变与析出行为

借助Thermo-calc软件对Mn18Cr18N奥氏体不锈钢所属的Fe-(16~19)Cr-(16~19)Mn-(0.4~0.7)N-(0.04~0.1)C-(0.1~0.4)Si-(0.1~0.4)Ni多元体系在凝固过程中的相变及析出行为进行了研究。采用Thermo-calc中TCFE9数据库对该体系的垂直截面图进行计算,分析了不同组元对凝固和冷却过程中相变的影响,并得到了Mn18Cr18N奥氏体不锈钢的平衡凝固相变路径图。结果表明:C、N、Si和Ni含量的提高可扩大γ奥氏体区,Cr和Mn具有稳定铁素体作用。平衡凝固相变路径与M23C6相析出温度主要取决于C含量;Cr2N相析出温度主要取决于N含量;σ相析出温度主要受Cr含量影响。