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不锈钢的发展和现状 我国用电弧炉大量生产不锈钢系在1949年以后,早期先生产Cr13型马氏体不锈钢,掌握生产技术后,大量生产18-8型Cr-Ni奥氏体钢,例如1Cr18Ni9Ti,则始于1952年。随后,为适应国内化学工业发展的需要,又开始生产含Mo2%-3%的1Cr18Ni12Mo2Ti和1Cr18Ni12Mo3Ti等。为了节约贵重元素镍,自1959年起开始仿制以Mn,N代Ni的1Cr17Mn6Ni5N和1Cr18Mn8Ni5N,1958年向AISI 204钢中加入Mo2%-3%,研制了1Cr18Mn10Ni5Mo3N(204+Mo),用于全循环法尿素生产装置以代替1Cr18Ni12Mo2Ti。50年代末到60年代初,开始工业试制1Cr17Ti,1Cr17Mo2Ti和1Cr25Mo3Ti等无镍铁素体不锈钢,并开始研究耐发烟硝酸腐蚀的高硅不锈钢1Cr17Ni14Si4ALTi(相当于苏联牌号ЭИ654),此钢种实际上是一种α+γ双相不锈钢。60年代开始,由于国内化工、航天、航空、原子能等工业发展的需要以及采用电炉氧气炼钢技术,一大批新钢种,如17-4PH,17-7PH,PH15-7Mo等沉淀硬化不锈钢,含C≤0.03%的超低碳不锈钢00Cr18Ni10、00Cr18Ni14Mo2、00Cr18Ni14Mo3以及无Ni的Cr-Mn-N不锈钢1Cr18Mn14Mo2N(A4)相继研制成功并投入了生产。70年代起,为解决化工、原子能工业中所出现的18-8型Cr-Ni钢的氯化物应力腐蚀问题,一些α+γCr-Ni双相不锈钢相继研制完成并正式生产和应用,主要钢号有1Cr21Ni5Ti,00Cr26Ni6Ti,00Cr26Ni7Mo2Ti,00Cr18Ni5Mo3Si2(3RE60)和00Cr18Ni6Mo3Si2Nb等。00Cr18Ni6Mo3Si2Nb是为了解决瑞典牌号3RE60焊后易出现单相铁素体组织,导致耐蚀性和韧性下降而发展的含N、Nb的α+γ双相不锈钢。到80年代,为解决氯化物的点蚀、缝隙腐蚀等局部腐蚀破坏又研制和仿制了含N的第二代α+γ双相不锈钢,如00Cr22Ni5Mo2N,00Cr25Ni6Mo3N和00Cr25Ni7Mo3WCuN等,不仅使我国的双相不锈钢形成了系列,而且还深入研究了它们的组织和性能以及N在双相不锈钢中的作用机制。
退火工艺对不锈钢板会产生怎样的影响? 不锈钢板是一种具有较高强度、可塑性、韧性等优质特点的一种优质钢材,并且在很多领域都得到比较好的应用,不锈钢板管材通常采用多次冷拔加工成型,为加工硬化,冷拔之前需进行退火,而退火处理对材料的组织和性能有着决定性影响。 (1)不锈钢板组织中大部分晶粒沿拉拔方向有轻微拉长现象,晶粒大小不均;在200、400和550℃退火时主要以回复为主;在600~750℃退火时发生了再结晶,并有大晶粒的现象。 (2)不锈钢板组织中存在形变孪晶;在200~550℃退火时孪晶密度变化不大;在550~750℃退火时随退火温度升高,孪晶密度先增加后减少。 (3)不锈钢板在200~600℃退火时,组织中无第二相析出;在650~750℃退火时有Cr23C6型碳化物析出,且随退火温度升高析出物逐渐增多。 所以,对不锈钢板组织进行退火后,其组织会发生比较大的变化,由此不锈钢板可以得到更多的性能,在应用过程中发挥出更大的作用。
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γˊ相不是奥氏体不锈钢中的常见相。但是当其在钢中细小而弥散地在晶内沉淀时,会显著提高钢的强度及硬度。很多奥氏体、半奥氏体及马氏体沉淀硬化不锈钢,就是利用γˊ相的这种沉淀强化效应来进一步获得高强度。钢中生成的γˊ相取决于采用的沉淀强化元素(铝、钛和铌等)的不同,常常为Ni3Al,Ni3Ti,Ni3Nb及Ni3(Al,Ti)等。γˊ相具有面心立方结构,其点阵常数与奥氏体基体很相近,因而该相开始生成时总是与奥氏体基体保持固定位向的共格关系。奥氏体不锈钢中的γˊ相沉淀主要发生在500-900℃的温度区间内,超过1000℃的加热导致γˊ相溶解到奥氏体基体中。 4.2.3、奥氏体不锈钢的适用环境与基本用途 1Cr17Ni7是一种亚稳定奥氏体不锈钢,在固溶状态下具有完全的奥氏体组织。但是,经过冷变形加工,取决于变形量的大小,会有一部分乃至大部分奥氏体变成马氏体,从而钢的强度和硬度显著提高,同时该钢种在大气条件下也有较好的耐锈性。因而此钢主要以冷加工状态应用于承受较高负荷、又希望减轻设备重量和不生锈的设备或构件,比如铁道车辆的装饰板、传送带和紧固件、不锈钢板等。
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