1Cr21Ni5Ti一種低碳含鎳的雙相不鏽鋼，具有較高的屈服強度，而且保留了奧氏體不鏽鋼優良的成型效能和焊接效能。中國1975年納入國家標準。早期是為了節約鎳，代替1Cr18Ni9Ti而設計的。但是比後者具有更好的力學效能特別是強度。多用來製造既耐氧化性酸（如HNO3）腐蝕又要求有較高強度的裝置或部件，特別適用於製造航空發動機殼體和火箭發動機燃燒室外壁。長鋼生產1Cr21Ni5Ti是國家某重點工程急需用鋼管。鋼管在檢驗過程中，經固溶+敏化處理後其晶間腐蝕一直不合格，經金相檢驗發現材料晶界並未受腐蝕，甚至出現試樣未經腐蝕直接彎曲就發生斷裂的現象。因此有必要系統地研究該鋼種的熱處理工藝、組織和效能三者之間關係，找出鋼管冷彎脆性的原因。

試驗材料

試驗材料為1Cr21Ni5Ti鋼管，規格：108mm ×6。5mm，爐號：308A3H1-246，化學成分見表1。

表2和圖1（a）顯示：隨著加熱溫度的升高，材料的抗拉強度逐漸升高，到800℃時到達最大值870MPa，溫度繼續升高，抗拉強度逐漸降低。

表2和圖3表明：材料在650℃到900℃溫度範圍內加熱後試樣經彎曲後都出現了裂紋，900℃時為微裂，其他溫度則為直接斷裂，說明材料在600℃ ~ 900℃溫度區間出現了脆性。溫度大於1000℃彎曲試樣完好。

不同溫度加熱後材料的斷後延伸率和衝擊吸收功的變化見表2和圖1（b）、（c）。材料的斷後延伸率在700℃以前隨著溫度的升高而降低，700℃時為最低點，溫度超過700℃以後隨溫度的升高而升高。衝擊吸收功在650 ~800℃加熱時都只有23左右，而後隨著溫度的升高而逐漸升高。

表2、圖1（d）和圖2顯示了加熱溫度對組織的影響。材料的α相含量在800℃以前隨著溫度的升高而降低，800℃時為最低點，含量為40%左右，溫度超過800℃以後隨溫度的升高而升高，到1200℃時α相含量達到了56%。透過金相組織觀察發現在650℃~900℃有α相出現。

保溫時間對α相析出的影響

根據前面的試驗結果，材料在700℃加熱α相的析出量最大。因此選擇700℃作為加熱溫度研究時間對α相析出的影響。

試驗結果

表4和圖4顯示：材料在700℃保溫10min就開始有o相析出，析出量為1% ， 20min以後就達到析出的最大量5%，隨著時間的增加α相的含量不再增加 ，維持在5%左右，組織幾乎沒有變化。材料衝擊韌性由於有α相的析出所以在試驗的時間範圍內都很低。

試驗結果分析

700℃保溫10分鐘時α相含量的含量僅為1%左右，但是衝擊吸收功卻只有32J，並且彎曲試樣同樣斷裂，說明α相對材料的脆性影響非常大，只要很少的量α相都會使鋼材產生脆性。

在F-Cr二元系合金中，例如在高鉻鐵素體不鏽鋼中，α相的形成溫度一般低於820℃，且形成速度很慢，約需要數小時，因此從高溫冷卻，就r相轉變而言，並不是一個要考慮的問題，但對於雙相不鏽鋼就不同了，由於鐵素體中鉬和鎳的存在，尤其是鉬，擴大了α相的形成溫度範圍和縮短了形成時間，α相甚至在高於950℃時存在，而且在數分鐘內即可析出［ 4］。該組試驗說明在生產過程中要嚴格控制在650℃ ~900℃的停留時間以減少α相的析出，因為只要很少的量α相都會使鋼材產生脆性。

本組試驗說明：材料經固溶處理後在700℃保溫10分鐘時就有α相析出，導致塑性和韌性降低。

本組試驗研究α相的消除溫度

從表4和圖5可以看出：800℃和850℃保溫1小時α相含量沒有發生變化。溫度大於等於950℃保溫α相可以完全消除。與之相對應：衝擊吸收功從950℃顯著提高，是800℃和850℃的兩倍多。彎曲試樣在溫度大於等於950℃不發生斷裂。

試驗結果分析

根據4。1的試驗結果：透過1250℃固溶在700℃等溫時效60rmin形成大致5%左右的r相。由於800℃ ~ 900℃溫度區間正好處於α相析出溫度區間，因此在該溫度區間進行固溶α相沒有消除，衝擊韌性仍然非常低。在大於等於950℃進行加熱，發生a+ y （ y 2）→α轉變形成鐵素體組織，並且-一部分y也將轉變為α相，因此α相消失。

該組試驗說明：a相在900℃~950℃之間開始溶解，已經產生α相的材料可以透過重新加熱到950℃以上然後快速冷卻進行固溶處理來消除因o相的析出而產生的脆性。

4結論

（1）該爐鋼產生脆性的主要原因是α相的析出，材料固溶後在650℃~900℃敏化處理時析出α相，導致塑性和韌性降低，並且在700℃敏化α相的析出量最大。

（2）該爐鋼經固溶處理後在700℃保溫10min就有α相析出，20min達到最大析出量，導致塑性和韌性降低。

（3）該爐鋼析出的α相在900℃~950℃之間開始溶解。已經產生α相的材料可以透過重新加熱到950℃以上然後快速冷卻來消除。