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8001 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。     

Mn18Cr18N钢热变形机制的研究

依据Ｍｎ１８Ｃｒ１８Ｎ护环钢的热力学模拟试验进行的热变形微观组织研究,列举了几种典型锻造规范和变形机制。试样在不同温度下热压变形,产生的微观破坏的极限变形值为８５０℃－３９％,９５０℃－４６％,１０５０℃－５３％,１１００℃－４０％,１２３０℃－４７％。     

电渣重熔Mn18Cr18N钢铸态显微组织

通过电子探针和透射电镜的观察，发现电渣重熔Ｍｎ１８Ｃｒ１８Ｎ钢的铸态组织主要由奥氏体和大块碳化物组成，晶界上有少量的条状相。采用１２５０℃１２ｈ的扩散退火可以消除铸态组织的显微偏析而使成分均匀。     

氮含量对1Cr17Mn6Ni5N奥氏体不锈钢高温变形行为的影响

试验用1Cr17Mn6Ni5N钢(/%:0.09~0.11C,0.19~0.29Si,7.33~7.42Mn,0.011~0.015P,0.004~0.007S,16.87~17.24Cr,,5.06~5.19Ni,0.21~0.40N)由10kg真空感应炉熔炼,通过氮气气氛加氮化铬进行N合金化。通过Gleeble-1500D热模拟试验机将实验钢在真空下1150~1 000℃,以应变速率10^-2s^-1和1 s^-1进行压缩60%试验。结果表明,在高温下,以低应变速率压缩时钢的动态再结晶是主要的软化机制;以高应变速率压缩时钢的动态回复是主要的软化机制;与0.21%N和0.29%N试验钢相比,含0.40%N的试验钢具有较高的峰值应力,根据Zener-Hollomon参数的计算得出0.40%N的试验钢再结晶激活能最高,在高温下不易发生动态再结晶。     

0Cr21Ni6Mn9N奥氏体不锈钢的应变强化行为

研究了不同氮含量的0Cr21Ni6Mn9N奥氏体不锈钢的塑性流变行为。结果表明,其形变强化特性可用Ludwigson模型来表示。钢在不同的应变下表现出不同的塑性流变行为,存在一个瞬变应变。当应变量低于它时,流变行为与Ludwik方程存在一个正偏差;而应变量高于它时,则符合Ludwik模型。造成这一差异的主要原因是位错滑移模式发生了改变,低于瞬变应变时为单系滑移,高于瞬变应变时为多系滑移。氮对位错滑移模式的影响主要表现为对瞬变应变的影响。随氮含量的增加,瞬变应变被推向更高的水平,这意味着氮原子使位错在更大的应变下才产生多系滑移和交滑移。     

40Cr钢热变形行为研究

利用Gleeble-3500热模拟试验机在变形温度900～1 200℃和应变速率0.01～10 s^-1范围内,对40Cr钢试样进行压缩实验。研究了40Cr钢真应力-应变曲线特征,建立了峰值应力、应变速率和变形温度间的本构方程,并确定了40Cr钢热变形激活能为310.625 kJ/mol。研究结果显示：40Cr钢热变形时的流变软化机制为动态回复和动态再结晶;随着变形温度增加和应变速率减小,流变应力减小;试样的变形温度越高,应变速率越低,显微组织中的动态再结晶越完全,并且动态再结晶晶粒越容易长大。     

热变形对高氮奥氏体不锈钢Mn18Cr18N组织和显微硬度的影响

试验用Mn18Cr18N钢(/%:0.03C、19.25Cr、17.96Mn、0.59N)经100 kg加压真空感应炉冶炼,锻造开坯并轧成12 mm板。用Gleeble 3800热模拟机研究了温度(750～1150℃)和变形(15%～60%)对Mn18Cr18N高氮钢显微硬度和组织的影响,并得高氮钢的再结晶图。试验结果显示,处于未再结晶区时高氮钢Mn18Cr18N的显微硬度随着变形温度升高缓慢下降,部分再结晶区时快速下降,完全再结晶区时又缓慢下降;在完全再结晶区时,细晶强化是试验钢主要强化方式,显微硬度与晶粒尺寸符合Hall-Petch经验公式;在未再结晶区时,应变强化是主要强化方式;未再结晶区变形强化效果要明显高于再结晶区。     

1Cr22Mn16N高氮奥氏体不锈钢的热变形行为

高氮奥氏体不锈钢高温热塑性差,需要掌握其可控成型参数。以1Cr22Mn16N高氮奥氏体不锈钢为实验材料,采用Gleeble 3800热模拟实验机进行热压缩实验,探究了其在不同变形温度(850～1 100℃)和应变速率(0.001～10 s^-1)下的热变形行为。基于动态材料模型构建了1Cr22Mn16N的本构方程和热加工图,确定了最佳热加工参数,并结合EBSD分析了材料变形过程中的组织演化行为。研究结果表明,1Cr22Mn16N的热压缩流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低,沿晶界发生的不连续动态再结晶是其主要软化机制。通过计算得到高氮奥氏体不锈钢高温变形表观活化能(Q)为350.9 kJ/mol,并建立了Arrhenius本构关系。热加工图表明,1 050～1 100℃,0.001～0.1 s^-1为其最佳热加工窗口。通过微观组织观察发现,随着变形温度的升高和应变速率的降低,晶粒尺寸逐渐均匀。研究结果可为1Cr22Mn16N不锈钢锻造、轧制等高温热变形工艺的制定提供理论参考。     

阀门钢5Cr21Mn9Ni4N热变形抗力模型

以１Ｃｒ１８Ｎｉ９Ｔｉ不锈钢为参考，在Ｇｌｅｅｂｌｅ１５００热模拟试验机上对５Ｃｒ２１Ｍｎ９Ｎｉ４Ｎ（２１－４Ｎ）阀门钢的热轧变形抗力进行了研究，得到了它们的变形抗力曲线。分析了各典型变形抗力模型的预报精度。用合理的模型结构形成回归了两钢种的热轧变形抗力西式。     

半钢热变形奥氏体等温保持过程中力学行为的变化

本文以二次间歇加载热压缩方式研究了在变开后等温保持过程中半钢力学行为的变化，并结合组织分析，讨论了热变形力学行为的变化与组织变化的关系。结果表明，在热变形及冷变形后等温保持过程中，碳化物发生了变形，破碎，转向，溶解和析出等复杂过程，并与奥氏体的回复，再结晶过程发生交互作用，使半钢二次加载的力学行为呈现一些特殊的规律。     

太钢成功开发Mn18Cr18N不锈钢实现国内零的突破

2008年1月2日,太钢成功开发出发电机护环用不锈钢Mn18Cr18N锻件,经系统测试,各项性能指标均达到进口产品水平,实现了国内大于6000ppm超高氮不锈钢开发零的突破。     

工艺参数对5Cr21Mn9Ni4N钢塑性的影响

本文讨论了热变形和冷变形工艺参数对５Ｃｒ２１Ｍｎ９Ｎｉ４Ｎ钢塑性的影响，提出大断面钢坯锻轧温度为１１００℃，小断面钢坯开轧温度为１１８０℃，并用冷轧代替冷拔成材的工艺流程。     

太钢成功开发Mn18Cr18N不锈钢实现国内零的突破

2008年1月2日，太钢成功开发出发电机护环用不锈钢Mn18Cr18N锻件，经系统测试，各项性能指标均达到进口产品水平，实现了国内大于6000ppm超高氮不锈钢开发零的突破。     

低碳低合金贝氏体高强度钢热变形奥氏体的连续冷却转变

研究了一种Ｃｒ－Ｍｎ－Ｍｏ－Ｂ低碳低合金贝氏体钢热变形后奥氏体的连续冷却转变，获得了试验用钢热变形后奥氏体的连续冷却转变曲线，试验结果表明，本试验用钢不发生先共析铁素体析出的临界冷却速度为０．１５℃／ｓ冷却速度在０．１５～１．００℃／ｓ范围时可得到全部粒状贝氏体组织；随着冷却速度的降低；粒状贝氏体中的小岛尺寸增大，数目减少。     

32Mn—7Cr—1Mo—0.3N奥氏体钢的动态再结晶

用热压缩试验方法研究了３２Ｍｎ－７Ｃｒ－１Ｍｏ－０．３Ｎ奥氏体钢的动态再结晶，结果表明，在１１５０℃变形时，奥氏体已完全动态再结晶，在１１００℃以下变形时，奥氏体发生部分动态再结晶。     

AOD精炼高氮奥氏体不锈钢1Cr22Mn15N的工艺实践

用 20 t AOD精炼成分(%)为1.84C ,2.18Mn ,24.88Cr的粗炼钢水 ,经吹O2 、N2 ,加电解锰、硅铁、铝块以及NCr合金成分微调 ,冶炼出(%) 0.12C ,0.42Si,14.96Mn ,0.026P ,0.001S ,22.57Cr,0.56N的高氮奥氏体不锈钢 1Cr22Mn15N。精炼钢水浇铸成590kg锭 ,初轧轧成 135mm × 157mm坯 ,再经连轧成Φ8～12mm的棒材。成品材固溶处理后的屈服强度为565～585MPa ,抗拉强度920～955 MPa ,延伸率为54.5 %～56.5% ,具有优良的耐腐蚀性能     

锯片用65Mn钢热变形特性研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机,通过热压缩方法研究了锯片用65Mn钢的热变形特性。结果表明:65Mn钢在给定的试验条件下,随着应变速率的增加和变形温度的降低其变形抗力显著增加,同时峰值应变也增大。最后建立了65Mn钢的变形抗力数学模型,通过回归分析表明此模型具有较高的拟合精度。     

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

2.5 mm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-180 mm ×1240 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(1200~1260℃),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。     

N对奥氏体不锈钢OCr18Ni9N热塑性的影响

采用Gleeble 1500热模拟试验机研究了0.008 7%～0.150 0%N对热轧0Cr18Ni9N钢(%:0.044～0.049C、0.41～0.51Si、1.46～1.52Mn、17.92～18.15Cr、9.09～9.24Ni、0.01～0.03Ti)以应变速率5×10~(-3)s~(-1)和1s~(-1)在800～1300℃的拉伸和压缩性能的影响,并分析了N含量对该钢动态再结晶性能的影响。结果表明,随着N含量的增加,该钢断面收缩率显著下降,同时其最佳热塑性的温度区间提高;当N含量低于0.0500%时,最佳热塑性区间为950～1100℃;而当N含量为0.0800%～0.1500%时,则为1150～1250℃。