CN109396348B - 超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺 - Google Patents

超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺，属于熔模铸造工艺技术领域。通过原材料的准备、预热、熔炼、型壳焙烧、浇注和热处理制备得到CE3MN超级双相不锈钢阀体。本发明能够通过普通的200kg中频感应电炉制备CE3MN超级双相不锈钢阀体，制备所得的铸件力学性能优异，晶界腐蚀和焊缝RT探伤测试结果均合格，克服了高性能泵壳体精铸件的裂纹缺陷。

Description

超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺
技术领域
本发明涉及一种超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺，具体涉及一种非真空中频感应电炉熔炼CE3MN双相不锈钢铸造合金铸造工艺，属于熔模铸造工艺技术领域。
背景技术
阀门作为压力管道元件，在流体输送系统中具有截止、调节、导流、稳压、泄压、过滤等功能，其种类繁多，应用领域十分广泛。
人们发现奥氏体不锈钢在有应力腐蚀破裂的环境中常常失效，研究发现铁素体可以降低不锈钢对应力腐蚀破裂的敏感性。为了解决奥氏体不锈钢的晶间腐蚀问题，双相不锈钢便得到了重视与发展。
双相不锈钢是指不锈钢中既有奥氏体(A相)又有铁素体(F相)组织结构的钢种，而且二相组织要独立存在，目前最常用的是两相各约占50％的双相不锈钢。由于不锈钢中具有A+F双相组织结构且比例相当，它兼有奥氏体和铁素体不锈钢的特点，它的屈服强度是普通不锈钢的2倍，在抗腐蚀方面，特别是介质环境比较恶劣(如海水，氯离子含量较高)的条件下，用双相不锈钢材质做的阀门其抗点蚀、耐氯化物应力腐蚀及腐蚀疲劳性能明显优于普通的奥氏体不锈钢，可以与高镍的奥氏体不锈钢相媲美，因此说它也是一种节镍型不锈钢。
铸件材质CE3MN在美国ASTM A890/A890M标准中牌号是5A，属于第三代超级双相不锈钢。CE3MN合金属25Cr7NiMoN类型，化学成分中高铬、低镍、含钼和氮元素。在精密铸造生产碟阀壳体铸件的过程中，同样规格型号的蝶阀壳体精密铸件，材质为300系列奥氏体不锈钢时，生产工艺成熟且产品质量稳定，而仅仅是把材质改成超级双相不锈钢再采用奥氏体不锈钢的铸造工艺生产，结果出现了意想不到的裂纹等铸造缺陷。
经过研究发现，超级双相不锈钢中，因为铁素体的含量与奥氏体相当使该钢种在铸造过程中的脆性加大、钢水的流动性变差、铸件冷却过程中晶粒容易粗大、造成裂纹的倾向明显加大，又由于氮含量的提高使铸件凝固过程中，容易产生气孔、氧化夹渣等缺陷，这些缺陷又会作为裂纹源而使铸件发生裂纹的几率增加等。因此，该钢种在精密铸造生产过程中，除了铸造工艺要优化设计以外，熔炼工艺方案设计与控制是成败的关键。
根据CE3MN超级双相不锈钢的铸造特性，生产上如能用真空感应炉熔炼效果较好，但由于真空感应炉熔炼操作复杂,成本高，而且企业往往就只有非真空中频感应电炉，按常规熔炼不锈钢工艺方法，力学性能，金相组织很难稳定。常规生产时，还会出现裂纹现象且氩焊技术要求高，控制不好还会引起补焊区周围产生新的裂纹。
因此，对于像CE3MN(5A)超级双相不锈钢来说，如何实现利用现有的非真空中频感应电炉现场条件，也能生产出满足材质技术标准和顾客要求的高性能蝶阀壳体精密铸件的目标，本发明组通过生产实践，找到了一种该超级双相不锈钢熔炼的关键工艺方法，突破了现有非真空中频感应电炉不能正常生产超级双相不锈钢精密铸件的技术难题。
发明内容
本发明的目的是克服现有不足之处，提供一种超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺，其能够突破现有非真空中频感应电炉不能正常生产超级双相不锈钢精密铸件的缺陷，制备超级双相不锈钢精密铸件。
本发明的技术方案，超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺，步骤如下：
(1)原材料的准备：准备所需原材料，将原材料入炉前应首先用光谱分析仪进行成分检测，并控制含碳量不超过要求；
(2)预热：将步骤(1)所述熔炼过程中所有助剂，金属炉料和熔炼过程中使用的集渣剂、除渣剂、脱氧剂等都置于箱式电炉中，在200-300℃，保温2-3 小时烘干处理；
(3)熔炼：
a、依次加入定量且预热过的下脚料、纯铁、微铬、电解锰、结晶硅、钼铁并熔清；在渣层上扒开小孔洞，先加锰后加硅，用沉淀脱氧法进行预脱氧，加入氮化铬铁熔清后取样化验分析；
b、按快速分析结果调整成分至合格，加集渣剂分二次除渣，在钢液面撒造渣剂，渣面上撒脱氧剂进行扩散脱氧；
c、继续升温熔炼至1620-1650℃时扒开渣层，用硅钙锰合金沉淀脱氧法进行终脱氧；当钢液温度升温至1680-1700℃时关闭电源，钢水静止2分钟，使夹渣物上升到渣层；
d、加集渣剂进行第三、四次除渣，直至除净浮渣；对钢液测温，达到出钢温度时出钢浇注，出钢过程中用30-40kw保温；
e、化验：取成品样，及时报告分析结果，留样备查；
(4)型壳焙烧：制备蜡膜和浇铸系统，对两者进行组树，随后采用蜡膜制壳，脱蜡；对所得型壳进行清洗后焙烧，所述焙烧温度为1150℃，保温时间 45-60min；
(5)浇注：
a、采取挡渣浇包，在包底加变质中间合金；
b、浇注温度1560-1590℃，浇注时按照先快后慢的原则，当浇注到冒口根部时应减流一半且边浇边减，直至浇完。
c、为防止在浇注过程中仍有少量浮渣进入型壳或浇包，在钢液表面上加盖耐热保温棉进行挡渣处理；
d、将浇铸完成后所得产品脱壳后切割，得到半成品铸件；
(6)热处理：将步骤(5)所得半成品铸件装炉升温至340-360℃，保温0.5 小时；快速升温至650℃，保温0.5小时保温；快速升温至1120-1150℃，保温 0.5-2小时；出炉后在30s以内快速入水冷却，用红外测温仪随时跟踪检测，铸件入水温度不能低于950℃，入水后保持循环水温不高于35℃，得到铸件产品。
进一步的，步骤(5)a中变质中间合金具体为纳米SiC金属变质中间合金；中间合金的添加方式选用冲包法，在出炉的时候，按钢水质量的0.12-0.15％的添加量，把事先准备好的、定量纳米粉体变质中间合金随流加入至浇包中。
进一步的，步骤(3)中熔炼快速升温至1120-1150℃时，按铸件壁厚每增加20mm增加保温时间0.5小时。
进一步的，步骤(5)浇铸完毕后切割浇冒口，切割浇冒口时采用水冷或风冷，保持作业区周围温度≦250℃。
进一步的，步骤(4)所述型壳制壳时采用低温蜡和全硅溶胶制备，随后采用低压蒸汽脱蜡釜进行脱蜡，脱蜡完成后，向模壳中注入热水冲洗一到二次，利用热水把残留的蜡液一起带出型壳。
双相不锈钢是在18-8奥氏体型不锈钢基础上通过提高铬含量、降低镍含量、或适当加入其它铁素体元素，使不锈钢组织中奥氏体与铁素体两相的比例相当。双相铸造不锈钢可以通过选择适当的配比和合适的热处理工艺，来提高其机械性能以及耐腐蚀性能。本发明针对的产品，是船用蝶阀精密铸造件，产品要长期处于海上，容易遭到浸蚀。因此，根据技术要求，首先正确设计和控制化学成分尤为重要。
(1)标准成分：ASTM A890/A890M标准要求CE3MN(5A)超级双相不锈钢主要化学成分如下：碳C≦0.03％、镍Ni 6.0-8.0％、锰Mn≦1.50％、氮N 0.1-0.3％；铬Cr 24.0-26.0％、钼Mo 4.0-5.0％、硅Si≦1.00％；磷P≦0.04％、硫 S≦0.04％；同时要求双相不锈钢的孔蚀抗力当量值PRE：％Cr+3.3％Mo+16％N≥40％。
(2)主要合金元素对双相不锈钢力学、物理性能和腐蚀特性的影响：
铬：铬是强烈形成和稳定铁素体并缩小奥氏体相区的元素，也是不锈钢获得耐腐蚀的基本元素。在氧化性介质中，铬能使钢材表面生成Cr2O3稳定而致密的保护膜，产生阻止基体的进一步腐蚀的钝化膜，并能提高破坏后钝化膜的修复能力，使钢的再钝化能力增强。铬能有效地提高钢的点蚀电位值，降低钢对点蚀的敏感性。同时，高含量的铬，可以使氮在该合金材料中有非常好的溶解度。但铬含量的增加，金属间化合物析出加速，使双相不锈钢的脆性倾向增大，脆性转变温度明显升高。因此，在双相不锈钢中含铬量一般控制在27％以下，在镍、钼、硅等元素配合时，含铬量一般控制在20-25％左右。
不锈钢的耐腐蚀性能随铬含量的增加而增加。当铬含量较高时，需要加入适量的镍才能形成双相不锈钢(铁素体－奥氏体)组织。铬还能增加不锈钢高温时的抗氧化能力，铬的这一作用直接影响到热处理工艺。
钼：钼是铁素体形成元素，在强氧化性酸和一些还原介质中，双相不锈钢仅靠提高铬产生的钝化不足以满足其耐腐蚀性的需求，有必要添加抑制阳极溶解的元素，钼是显著提高双相不锈钢耐孔腐蚀性的重要元素，钼在氯离子环境中耐点蚀和缝隙腐蚀的能力是铬的三倍，它通过富集在靠近基体的钝化膜来提高钝化膜的稳定性。
但钼同时也增大了不锈钢形成金属间相的倾向，同时钼还能加大双相不锈钢的脆化倾向和缺口敏感性。因此，对于超级双相不锈钢钼含量高，尤其要注意脆性相析出所导致的韧性降低的问题(≤4％),如果利用好超级双相不锈钢含有较高的氮、较好的相平衡条件，可延缓脆性相的析出。
镍：镍是稳定奥氏体的元素，铁素体不锈钢含极少的镍或不含镍，双相不锈钢添加镍延缓了有害金属间相的形成，但是镍延缓作用远不如氮有效。双相不锈钢中有近一半是奥氏体组织，因此双相钢的韧性比铁素体不锈钢显著提高。
有研究表明，超级双相不锈钢中加入Ni可以使奥氏体相逐渐增加，当Ni 为8％时A+F两相约接近1:1。Ni元素增加可以提高5A超级双相不锈钢的韧性和塑性，可以有效的提高材料的耐腐蚀性能和耐应力腐蚀性能，但对强度和硬度影响不大。当Ni含量为7％时，合金的耐应力腐蚀最佳，当Ni含量为8％时， 5A超级双相不锈钢的力学性能、耐点腐蚀性能和电化学腐蚀性能最佳。
氮：氮是强奥氏体形成元素，能代替部分镍提高双相不锈钢的耐点蚀和缝隙腐蚀的能力，它还通过固溶强化显著地提高奥氏体的强度，事实上它也是最有效的固溶强化元素和低成本的合金元素。含氮双相不锈钢韧性的改善得益于其较高的奥氏体含量和较少的金属间相。氮不能阻止金属间相的析出，但可推迟金属间相的形成，使得有足够的时间进行双相不锈钢的后续加工和制造。氮被添加到铬和钼含量高的高耐蚀性双相不锈钢中，也可以抵消它们形成σ相的倾向。
5A超级双相不锈钢通过添加氮并调整镍含量以达到适当的相平衡。要保持 F形成元素铬和钼与A形成元素镍和氮的相互平衡才能获得超级双相不锈钢的合适的双相组织。
5A超级双相不锈钢随着N含量的增加，奥氏体相逐渐增加，N为0.27％时两相比例约接近1:1。加入N可以提高5A超级双相不锈钢的强度、改善韧性、提高耐腐蚀性能。当N含量为0.21％-0.27％时，合金的力学性能最好，含量为 0.27％时，合金的耐腐蚀性能最佳。
锰：锰是形成奥氏体的元素，在双相钢中，随着Mn含量的增加，奥氏体相先增多后减少。有研究显示，Mn含量1.0％时A含量为45％。加入适当的Mn 可提高5A双相不锈钢的强度、韧性和塑性，但Mn的加入对5A超级双相钢的耐腐蚀性能有恶化的效果。当Mn含量为0.8％时，合金力学性能最好，含量为 0.6％时，合金的耐腐蚀性能最佳。
硅：硅是非碳化物形成元素，在双相钢中，Si能促进σ相的形成，同时对材料的抗局部腐蚀性能有消极影响，所以生产上一般应在标准规定的范围内尽量减少含量，推荐实际最佳控制范围在0.5-0.7％为宜。
(3)合金元素对双相不锈钢相比例的影响：
a、铬当量-镍当量Schaeffler相图如图1所示。
Cr-Ni双相不锈钢的性能与钢的组织特别是铁素体与奥氏体之间相的比例有密切关系，主要由双相不锈钢只的化学成分来决定，如上图所示的铬当量-镍当量Schaeffler相图。Schaeffler相图中把钢的主要合金元素分为二类，另一类为促进形成铁素体相的元素，一类是促进形成奥氏体相的元素。
b、铬当量Creq：主要有Cr、Mo、Al、Si、Ti、W、Nb等。
c、镍当量Nieq：主要有Ni、N、C、Mn、Co等。
d、计算公式：Creq＝Cr％+Mo％+Al％+1.5x Si％+0.5xNb％
Nieq＝Ni％+30x(C+N)％+0.5xMn％
根据上述公式，计算Creq-Nieq值，标出在Schaeffler相图坐标中的大致位置，便可预判出双相不锈钢中铁素体-奥氏体两相的数量。
(3)超级双相不锈钢钢液的熔炼与变质处理：
虽然双相不锈钢的耐氯化物应力腐蚀性能优势十分突出，但由于它本身固有的成分和组织特性，也给超级双相不锈钢的铸造生产带来了许多困难，尤其是生产过程中铸件极容易产生严重裂纹缺陷而报废。
裂纹的形式：按照裂纹产生的温度范围主要有热、冷裂纹两种。
a、热裂纹：热裂纹是在高温凝固阶段，即从线收缩开始到凝固结束这一段温度区间内产生的裂纹。不锈钢收缩量本身就大，一般可达到2.8％左右，而超级双相不锈钢更高达4.5％左右；结晶温度范围也宽，普通奥氏体不锈钢在 25-40℃上下，而超级双相不锈钢在125-140℃左右。结晶温度范围宽，说明这种超级钢在铸件的凝固过程中，固液两相区停留的时间较长，铸件上形成的液相层较多，产生热裂纹的倾向和可能性也就较大。铸件在收缩时如果受阻时，在较大拉应力作用下，铸件也更容易产生晶间开裂而形成热裂纹。
b、冷裂纹：这是低温冷却阶段产生的裂纹，由铸件凝固后冷却到弹性状态时，因局部铸造应力大于极限强度而引起的开裂。
超级双相不锈钢中铁素体含量与奥氏体相是相当的，在其凝固过程中，实际上首先析出的是铁素体相，随着铁素体晶粒逐渐长大，甚至有可能到凝固结束时形成了单一的铁素体相。粗大的铁素体晶粒会降低不锈钢的韧性，这就是通常说的晶粒粗化脆化现象。随着温度的降低，铁素体逐渐向奥氏体转变，形成了铁素体和奥氏体双相组织。
当铸件缓慢冷却到600-900℃范围时，如果在该温度范围内停留超过3分钟就会迅速析出σ相等金属间硬质脆性相，由于σ相等金属间相分布在晶界和相界上，极大地削弱了晶间或相间的结合力，又由于铁素体和奥氏体热膨胀系数不同，会导致残余热应力增加，晶间或相间的结合力的削弱和热应力的增加这两方面因素的交互叠加，使超级双相不锈钢的晶间或相间最为薄弱，极易成为裂纹源，宏观上表现为双相不锈钢的强度和韧性严重降低，也就是铁素体不锈钢所具有的σ相脆性现象。
当温度进一步降低到400-500℃范围时，铁素体相上会形成共格的富铬析出物，塑性严重降低，这被称为铁素体相的475℃脆性。
晶粒粗化脆性、σ相脆性和475℃脆性的存在，也使超级双相不锈钢极容易出现冷裂纹缺陷。
另外，高铬、镍含量使得钢液粘稠、流动性差、充填性能不好，浇注过程中，渣不易上浮，容易出现夹渣缺陷。夹渣缺陷会削弱金属间的结合力，使超级双相不锈钢的强度降低，从而也会引起冷裂纹的产生。
再有，超级双相不锈钢的高氮含量，在铸件最后凝固的部位容易形成析出性氮气孔，气孔缺陷会形成应力集中，同样也会引起冷裂纹的产生。
因此，如何尽量减少超级双相不锈钢的裂纹缺陷的引发源、或增强合金凝固过程中的极限强度，使极限强度大于相应阶段的铸造应力，便是超级双相不锈钢生产的关键之一。
(2)熔炼与变质处理：超级双相不锈钢目前的发展趋势是高纯净化，高纯净化在改善它的耐腐蚀性和韧性方面作用明显，但也有晶粒粗化和强度降低的负面影响。由于双相不锈钢在整个固相温度范围内均不存在同素异晶型转变，无法利用相变进行强化，而且固溶强化效果不大且成本很高。为此，寻求一种能够对凝固过程中的晶粒进行细化、防止晶粒粗化的细晶强化工艺技术，实现超级双相不锈钢的低成本开发十分必要。
a、钢水的熔炼：由于本发明讨论的非真空条件下中频感应电炉熔炼超级双相不锈钢的生产技术问题，熔炼设备本身的弱点是显而易见的，为保证钢水的质量达到一定的冶金要求，本发明为此专门研究制定了一套严格的熔炼作业制度，从原材料选用、烘干使用、熔炼多次造渣、加强脱氧除气等方面都有明确规范。
b、变质处理：细化晶粒最常用的方法就是对合金液体进行孕育处理，即在液体金属中添加少量物质而细化晶粒，本发明经过比较，找到了一种纳米SiC 金属变质剂提高超级双相不锈钢性能的既简便又经济的方法。
纳米(nm)是长度单位，原称毫微米，一纳米为10亿分之一米或100万分之一毫米，相当于4倍原子大小，比单个细菌的长度还要小。
作用机理：由于纳米SiC金属变质剂颗粒熔点很高(﹥1800℃)，在熔融的金属液中仍然能以固体颗粒的形态存在于基体中。
其中的一部分作为外来的异质核心存在于晶粒中起细化晶粒的作用，在细化晶粒的同时，也增加了单个晶粒的强度。晶粒细，滑移距离就短，相应的应力集中就小，而且由于相邻晶粒取向不同，裂纹越过晶界有转折，需要消耗的能量会增加，特别是双相不锈钢所特有的铁素体和奥氏体两相组织，不同晶粒之间的排列是无序的，当晶粒得到细化后，不仅增加了晶界和晶界的数量，而且也加强了晶界对裂纹扩展的阻碍作用，裂纹能否越过晶界，是能否产生失稳扩散的关键。晶粒越细，则晶界越多，阻碍作用越大；
另一部分则以第二相粒子的形式存在于晶界和晶界处，阻碍了位错在相邻晶粒间的运动，成为基体受力过程中的主要强化相。由此可知，晶粒细化及在晶界和晶界中存在的第二相粒子是使金属性能得到提高的主要原因。
c、变质处理方法：选用包底冲入法
5、热处理工艺：
从前面对超级双相不锈钢裂纹产生根源的讨论中，了解到在凝固过程中，有铁素体相晶粒粗化脆性现象、有σ相脆性相和金属间相以及475℃脆性的存在，这些都需要通过合适的固溶热处理进行调整，超级双相不锈钢的热处理也是十分重要的关键技术之一。
为了减少铸件在温度敏感区的停留时间，减少σ相的析出，铸件在热处理工艺的设计时，加热时必须考虑快速通过600-900℃和400-500℃两个温度敏感区的工艺措施。
6、其它技术特点：
(1)制壳：根据铸件尺寸及精度要求、采取目前先进的低温蜡+全硅溶胶制壳生产熔模精密铸件工艺路线，严格执行硅溶胶制壳作业规程。
(2)脱蜡：热水冲洗工艺措施
因蝶阀铸件尺寸较大，蜡模是石蜡+硬脂酸的低温模料，用低压蒸汽脱蜡釜脱蜡，针对本发明所涉及的高性能超级双相不锈钢精铸件蝶阀壳体产品质量要求高的特点，在蒸汽脱蜡完成后，为减少铸件表面铸造缺陷，向模壳中注入热水冲洗一到二次，利用热水把残留的蜡液一起带出型壳。
(3)模壳浇注前焙烧与浇注：这个阶段与通常硅溶胶模壳焙烧、浇注工艺基本相同，其中的技术关键是在针对特殊双相不锈钢专门制定的浇注前钢水的变质处理及浇注后铸件的快速冷却工艺上。
(4)后处理：本发明所涉及的精密铸件把浇注后的清理、切割、精整等后续工序统称为后处理，除了切割浇冒口时应加快操作并留出余台，切割后应立即对冒口切除区域进行鼓风强制冷却，减少铸件本体上的热影响区以外，其它与通常的硅溶胶精密铸件生产流程相同，在此，无需多加叙述。
本发明的有益效果：本发明能够通过普通的200kg中频感应电炉制备CE3MN 超级双相不锈钢阀体，制备所得的铸件力学性能优异，晶界腐蚀和焊缝RT探伤测试结果均合格，克服了高性能泵壳体精铸件的裂纹缺陷。
附图说明
图1是Schaeffler相图。
图2是铁素体相含量的测试结果。
图3是超级双相不锈钢晶界腐蚀测试结果。
具体实施方式
实施例1
本发明制备过程为制作蜡模、设计浇注系统、组树、制壳、脱蜡、型壳、型壳清洗、型壳焙烧、钢水熔化、浇注、脱壳、切割和后处理。
1、化学成分控制
(1)原材料准备：C≤0.01％的工业纯铁、Ni-0号或Ni-1号电解镍板、电解金属锰C≤0.02％、硅铁C≤0.03％、纯钼、氮化铬铁C≤0.03％、超低碳316L或 304L干净边角料等，为保证超级双相不锈钢含碳量最终化学成分处于标准规格的中下线，所有原材料入炉前应首先用光谱分析仪进行化学成分检测，并控制含碳量不超过内定技术要求。
(2)原材料入炉前预热：所有主要入炉金属合金必须干净干燥，金属炉料、包括熔炼过程中使用的集渣剂、除渣剂、脱氧剂等都置于箱式电炉中，在 200-300℃，保温2-3小时烘干处理。
(3)超级双相不锈钢奥氏体+铁素体金相组织预估：
a、根据ASTM A890/A890M标准，CE3MN(5A)化学成分如下：
C：≦0.03％、Si：≦1.00％、Mn：≦1.50％、P：≦0.04％、S：≦0.04％、 Cr：24.0-26.0％、Ni：6.0-8.0％、Mo：4.0-5.0％、N：0.18-0.25％；
b、根据CE3MN(5A)化学成分上下线标准的范围，由Creq＝Cr％+ Mo％+1.5x Si％+0.5xNb％公式，可计算出铬当量Creq值应大约在28.5-32.5之间；镍当量Nieq＝Ni％+30x(C+N)％+0.5xMn％公式，可计算出铬当量Nieq值应大约在12.5-17.0之间；
c、成分设计：参考Schaeffler相图，结合前面对超级双相不锈钢各主要合金元素作用的分析，需要对双相不锈钢的成分进行预先设计；
根据Nieq和Creq参考值在Schaeffler相图中的坐标规律，要比较可靠的获得铁索体相的体积分数控制在42～45范围内，宜取Creq值为中线偏上，Nieq 值为中线偏下范围，即Creq值≈31-31.5，Nieq值，13.5-14.2为宜。为此，主要化学成分设计为：Creq组元素C：0.02％、Cr：25.0％、Mo：4.6％、Si：0.7％； Nieq组元素Ni：6.5％、N：0.23％、Mn：0.60％；其余P≦0.03％、S≦0.02％。
代入Creq＝Cr％+Mo％+1.5x Si％+0.5xNb％
≈25.0+4.6+1.5x0.7+0.5x0
≈30.65
代入Nieq＝Ni％+30x(C+N)％+0.5xMn％
≈6.5+30x(0.02+0.23)+0.5x0.60
≈14.3
由预设的化学成分预计铁素体相大约在45％左右。
(4)熔炼工艺及要点：
a、设备使用常规的200Kg中频感应电炉。
b、熔炼步骤要点:
①依次加入定量且预热过的下脚料、纯铁、微铬、电解锰、结晶硅、钼铁等金属炉料并熔清。在渣层上扒开小孔洞，依次加锰、后加硅(不宜同时加入) 用沉淀脱氧法进行预脱氧。加入氮化铬铁熔清后取样化验分析。
②按快速分析结果调整成分至合格。加集渣剂分二次除渣。在钢液面撒“造渣剂”，渣面上撒脱氧剂进行扩散脱氧。
③继续升温熔炼至1620-1650℃时扒开渣层，用硅钙锰合金沉淀脱氧法进行终脱氧。当钢液温度升温至1680-1700℃时关闭电源，钢水静止2分钟后(使夹渣物上升到渣层)。
④加“集渣剂”进行第三、四次除渣，直至除净浮渣。对钢液测温，达到出钢温度时出钢浇注(出钢过程中用30-40KW保温)。
⑤化验：取成品样，及时报告分析结果，留样备查。
(5)型壳焙烧：型壳焙烧或浇包烘烤应充分，全硅溶胶型壳焙烧温工艺： 1150℃焙烧，保温时间45-60分钟，模壳焙烧应充分。
(6)浇注工艺及要点：
a、采取挡渣浇包，在包底加变质中间合金。
b、浇注温度1560～1620℃(根据铸件厚薄确定参数),浇注时按照先快后慢的原则，当浇注到冒口根部时应减流一半且边浇边减，直至浇完。
c、为防止在浇注过程中仍有少量浮渣进入型壳或浇包，在钢液表面上加盖耐热保温棉进行挡渣处理。
2、变质剂的选择与处理工艺：细化晶粒采取纳米SiC金属变质中间合金，中间合金的添加方式选用冲包法，在出炉的时候，按钢水质量的0.12-0.15％的添加量，把事先准备好的、定量纳米粉体中间合金粉随流加入至浇包中，操作简便，纳米粉体随钢水的流动搅拌快捷均匀。
3、切割浇冒口与补焊：切割浇冒口时应使用水或风冷的方式，保持作业区周围温度≦250℃。
4、热处理工艺：热处理工艺如下：装炉升温至350℃±10℃，保温0.5小时；快速升温至650℃，保温0.5小时保温；快速升温至1120-1150℃，保温0.5-2小时后，按铸件壁厚每增加20mm增加保温时间0.5小时计算；出炉后在30s以内快速入水冷却，用红外测温仪随时跟踪检测，铸件入水温度不能低于950℃，入水后保持循环水温不高于35℃；
5、性能检验：
(1)铸件化学成分结果：
表1
元素 C Si Mn P S Cr Ni Mo N
标准 ≦0.03 ≦1.0 ≦1.5 ≦0.04 ≦0.04 24～26 6～8 4～5 0.1～0.3
测试 0.017 0.64 0.63 0.033 0.001 25.27 6.53 4.54 0.21
点蚀当量PREN：％Cr+3.3％Mo+16％N％＝43.612≥40
(2)铸件随炉试样机械性能测试结果：
(3)铁素体相含量的测试结果如图2所示。
(4)超级双相不锈钢晶界腐蚀测试结果如图3所示。

Claims (4)

1.超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺，其特征是：所述超级双相不锈钢阀体具体为CE3MN超级双相不锈钢阀体；步骤如下：
（1）原材料的准备：准备所需原材料；所述原材料入炉前应首先用光谱分析仪进行成分检测，并控制含碳量不超过要求；
（2）预热：将熔炼过程中所有助剂，金属炉料和熔炼过程中使用的集渣剂、造渣剂和脱氧剂都置于箱式电炉中，在200-300℃保温2-3小时，进行烘干处理；
（3）熔炼：设备使用中频感应电炉，具体步骤如下：
a、依次加入定量且预热过的金属炉料，如下脚料、纯铁、微铬、电解锰、结晶硅和钼铁并熔清；在渣层上扒开小孔洞，先加锰后加硅，用沉淀脱氧法进行预脱氧，加入氮化铬铁熔清后取样化验分析；
b、按快速分析结果调整成分至合格，加集渣剂分二次除渣，在钢液面撒造渣剂，渣面上撒脱氧剂进行扩散脱氧；
c、继续升温熔炼至1620-1650℃时扒开渣层，用硅钙锰合金沉淀脱氧法进行终脱氧；当钢液温度升温至1680-1700℃时关闭电源，钢水静止2分钟，使夹渣物上升到渣层；
d、加集渣剂进行第三、四次除渣，直至除净浮渣；对钢液测温，达到出钢温度时出钢浇注，出钢过程中30-40kw保温；
e、化验：取成品样，及时报告分析结果，留样备查；
（4）型壳焙烧：制备蜡模和浇铸系统，对两者进行组树，随后采用蜡模制壳，脱蜡；对所得型壳进行清洗后焙烧，所述焙烧温度为1150℃，保温时间45-60min；
（5）浇注：
a、采取挡渣浇包，在包底加变质中间合金；
b、浇注温度1560-1590℃，浇注时按照先快后慢的原则，当浇注到冒口根部时应减流一半且边浇边减，直至浇完；
c、为防止在浇注过程中仍有少量浮渣进入型壳或浇包，在钢液表面上加盖耐热保温棉进行挡渣处理；
d、将浇铸完成后所得产品脱壳后切割，得到半成品铸件；
（6）热处理：将步骤（5）所得半成品铸件装炉升温至340-360℃，保温0.5小时；快速升温至650℃，保温0.5小时保温；快速升温至1120-1150℃，保温0.5-2小时；出炉后在30s以内快速入水冷却，用红外测温仪随时跟踪检测，铸件入水温度不能低于950℃，入水后保持循环水温不高于35℃，得到铸件产品；
快速升温至1120-1150℃时，按铸件壁厚每增加20mm增加保温时间0.5小时。
2.如权利要求1所述超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺，其特征是：步骤（5）a中变质中间合金具体为纳米SiC金属变质中间合金；中间合金的添加方式选用冲包法，在出炉的时候，按钢水质量的0.12-0.15%的添加量，随流加入至浇包中。
3.如权利要求1所述超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺，其特征是：步骤（5）浇铸完毕后切割浇冒口，切割浇冒口时采用水冷或风冷，保持作业区周围温度≦250℃。
4.如权利要求1所述超级双相不锈钢阀体的熔模铸造工艺，其特征是：步骤（4）所述型壳制壳时采用全硅溶胶制备，随后采用低压蒸汽脱蜡釜进行脱蜡，脱蜡完成后，向模壳中注入热水冲洗一到二次，利用热水把残留的蜡液一起带出型壳。
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