本發(fā)明屬于不銹鋼材料
技術(shù)領(lǐng)域：
，特別是涉及一種無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
：無(wú)磁鉆鋌是當(dāng)今國(guó)內(nèi)外高精度、高深度陸地和海洋油氣鉆采的重要部件。一般而言，鉆鋌是鉆采部件中鉆柱的主要組成部分之一，具有向鉆頭提供鉆進(jìn)的壓力以及提高鉆柱剛性的作用。目前無(wú)磁鉆鋌則是由相對(duì)磁導(dǎo)率很低(<0.01)的不銹鋼材料制造的中空厚壁管材，為隨鉆測(cè)量(Measurewhiledrilling，MWD)儀器設(shè)備的正常工作提供磁屏蔽的環(huán)境，保證對(duì)鉆探方向進(jìn)行實(shí)時(shí)修正。同時(shí)與旋轉(zhuǎn)導(dǎo)向系統(tǒng)(Rotarysteeringsystem，RSS)聯(lián)動(dòng)，實(shí)現(xiàn)全井段定向鉆進(jìn)，并可以實(shí)時(shí)、精確調(diào)整井眼軌跡。除極低的磁導(dǎo)率要求外，無(wú)磁鉆鋌材料的主要性能指標(biāo)是強(qiáng)度和耐蝕性能，以及兼顧經(jīng)濟(jì)性。從上世紀(jì)30年代至今，無(wú)磁鉆鋌用材料經(jīng)歷了300系不銹鋼、蒙乃爾合金、含氮奧氏體不銹鋼等幾代的發(fā)展，其取舍的原則一直圍繞著產(chǎn)品力學(xué)性能、耐蝕性能和原材料以及生產(chǎn)成本的控制。最早使用的無(wú)磁鉆鋌材料中，300系不銹鋼的原材料成本較低，但其力學(xué)性能如室溫和高溫強(qiáng)度、硬度、耐磨性等較差，產(chǎn)品壽命較短。后來(lái)為了保證足夠的耐蝕性能并延長(zhǎng)單支鉆鋌的服役壽命，在工況條件較為苛刻的環(huán)境下采用了成本極高的蒙乃爾合金(Ni-Cu合金)材料。由于該材料原材料成本和制造成本都非常高，因此并未獲得大規(guī)模發(fā)展。從上世紀(jì)60年代以來(lái)，隨著奧氏體不銹鋼中N合金化科學(xué)和技術(shù)的不斷發(fā)展，以及含N不銹鋼的冶煉和制備技術(shù)水平的提高，Cr-Mn-N系奧氏體無(wú)磁不銹鋼因其相對(duì)極低的原材料成本和優(yōu)良的力學(xué)性能、耐蝕性能很快替代了傳統(tǒng)的300系不銹鋼和蒙乃爾合金材料，成為世界上用于制造高性能無(wú)磁鉆鋌產(chǎn)品的主流材料。多年來(lái)，隨著陸地和海洋油氣資源鉆采對(duì)材料性能要求的不斷提高，該類型不銹鋼的成分體系設(shè)計(jì)理念不斷進(jìn)步，其耐腐蝕性能、力學(xué)性能顯著提高。其主要的合金元素為Cr、Mn、N，另外某些體系還含有少量的Mo和Ni，主要經(jīng)歷了一下幾代合金體系的發(fā)展：1)Mn、N部分代Ni的Cr-Mn-Ni-N不銹鋼第一代無(wú)磁鉆鋌用高氮奧氏體不銹鋼中以Mn和N元素部分取代了Ni元素作為奧氏體穩(wěn)定元素，用來(lái)降低原材料成本。同時(shí)N元素作為固溶強(qiáng)化元素可以有效提高不銹鋼的強(qiáng)度，同時(shí)不顯著損害其塑性和韌性，每加入0.1％的N元素可提高奧氏體不銹鋼約60-100MPa的室溫強(qiáng)度。N元素的加入也可以提高不銹鋼的抗高溫蠕變、疲勞和耐磨損性能。由于受到當(dāng)時(shí)材料設(shè)計(jì)手段、N合金化手段和工業(yè)化冶煉制備技術(shù)的限制，為了保證足夠的奧氏體熱加工窗口和成品材料的奧氏體穩(wěn)定性，保留了一定含量的Ni元素。這一代的無(wú)磁鉆鋌用高氮奧氏體不銹鋼材料具備了良好的力學(xué)性能和耐蝕性能，同時(shí)也具有極低的相對(duì)磁導(dǎo)率，滿足了當(dāng)時(shí)油氣鉆采領(lǐng)域的需求。2)無(wú)Ni的Cr-Mn-N不銹鋼隨著N合金化技術(shù)的發(fā)展以及對(duì)原材料成本的嚴(yán)格控制，無(wú)磁鉆鋌用高氮奧氏體不銹鋼體系中的Ni元素全部被Mn元素和N元素取代，形成了無(wú)Ni的Cr-Mn-N系奧氏體不銹鋼材料，其具有更高的室溫和高溫力學(xué)性能以及極低的相對(duì)磁導(dǎo)率。由于成本更低，該材料生產(chǎn)的無(wú)磁鉆鋌產(chǎn)品具有更強(qiáng)的市場(chǎng)競(jìng)爭(zhēng)力。然而Mn元素的升高導(dǎo)致材料耐局部腐蝕性能降低，同時(shí)導(dǎo)致材料冶煉純凈度的下降。N含量的過(guò)度增加會(huì)導(dǎo)致奧氏體不銹鋼低溫韌性的惡化，在低溫下即可出現(xiàn)韌性-脆性的轉(zhuǎn)變，對(duì)較低溫度下材料的服役性能不利。同時(shí)由于Mn、N元素全部代Ni元素后奧氏體穩(wěn)定性的下降，體系中的Cr元素含量被限制在較低的水平，這進(jìn)一步導(dǎo)致了材料耐局部腐蝕性能的下降。3)含Mo、Ni的Cr-Mn-Ni-Mo-N不銹鋼隨著含硫化氫、二氧化碳等酸性介質(zhì)的油氣鉆采服役環(huán)境日趨苛刻，為了解決材料耐局部腐蝕性能的下降的問(wèn)題，在上一代無(wú)Ni高N奧氏體不銹鋼的成分基礎(chǔ)上，形成了含Mo元素、Ni元素的新型高氮奧氏體不銹鋼材料。Mo元素提高不銹鋼耐局部腐蝕性能的能力是Cr元素的三倍以上。Mo元素的加入顯著提高該型不銹鋼在還原性介質(zhì)如硫酸、磷酸以及一些有機(jī)酸或尿素環(huán)境中的耐點(diǎn)蝕、縫隙腐蝕性能，對(duì)強(qiáng)度的影響作用不顯著。相反，Mo元素的加入會(huì)導(dǎo)致某些脆性析出物如sigma相或chi相的形成，嚴(yán)重惡化不銹鋼的塑性和韌性，因此Mo元素的含量被控制在合理水平。同時(shí)為了平衡Mo元素帶來(lái)的強(qiáng)烈的鐵素體穩(wěn)定化傾向，在該合金體系中還加入了適量的Ni元素。這些合金元素的成分調(diào)整使材料具備了良好的力學(xué)性能和耐蝕性能。技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：本發(fā)明的目的在于提供一種無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼及其制造方法，與目前一代無(wú)磁鉆鋌用高氮奧氏體不銹鋼材料相比，對(duì)C、N元素的含量范圍進(jìn)行了充分優(yōu)化；使其具有更為優(yōu)異室溫屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。同時(shí)為了匹配C元素的調(diào)整，合理地提高了Cr元素的含量范圍，使其在鍛后具備優(yōu)良的耐晶間腐蝕性能，同時(shí)兼具極低的相對(duì)磁導(dǎo)率。本發(fā)明的高性能無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼的各元素重量百分比為：22.15≤Cr≤23.50，0.56≤Mo≤0.68，0.047≤C≤0.060，0.70≤N≤0.81，0.95≤Ni≤2.14，16.20≤Mn≤16.94，0.17≤Si≤0.24，0.008≤P≤0.010，0.008≤S≤0.012，余量為Fe。在上述技術(shù)方案的基礎(chǔ)上，本發(fā)明還可以做如下改進(jìn)：進(jìn)一步，所述高性能無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼的C元素和N元素含量百分比總和處于0.747至0.836之間，即：0.747％≥C(wt.％)+N(wt.％)≥0.836％進(jìn)一步，所述高性能無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼的Cr元素、Mo元素和N元素含量百分比使其點(diǎn)蝕指數(shù)(PittingResistanceEquivalent,PRE)值大于35.0，即：點(diǎn)蝕當(dāng)量公式PRE＝Cr(wt.％)+3.3×Mo(wt.％)+16.0×N(wt.％)≥35.0的要求。本發(fā)明的高性能無(wú)磁鉆鋌用高氮奧氏體不銹鋼的制造方法，包含以下工藝步驟：(1)依據(jù)下列元素重量百分比熔煉鋼水：22.15≤Cr≤23.50，0.56≤Mo≤0.68，0.047≤C≤0.060，0.70≤N≤0.81，0.95≤Ni≤2.14，16.20≤Mn≤16.94，0.17≤Si≤0.24，0.008≤P≤0.010，0.008≤S≤0.012，余量為Fe，并保證：a)0.747％≥C(wt.％)+N(wt.％)≥0.836％；b)Cr(wt.％)+3.3×Mo(wt.％)+16.0×N(wt.％)≥33.0；(2)采用非真空感應(yīng)熔煉+氬氧脫碳爐外精煉的方法制得鋼坯；(3)鋼坯通過(guò)高溫?zé)崽幚頎t加熱并保溫；(4)鋼坯出爐后立即經(jīng)過(guò)快鍛機(jī)鍛造為開(kāi)坯鋼坯；(5)開(kāi)坯鋼坯為圓柱體，端面直徑根據(jù)成品徑鍛鋼坯的尺寸和終鍛變形量實(shí)際計(jì)算；(6)開(kāi)坯鋼坯通過(guò)高溫?zé)崽幚頎t回爐保溫；(7)開(kāi)坯鋼坯經(jīng)過(guò)回爐處理后出爐，立即經(jīng)過(guò)徑鍛機(jī)鍛造為成品徑鍛鋼坯；(8)徑鍛完成后將成品徑鍛鋼坯進(jìn)行水冷處理。在上述技術(shù)方案的基礎(chǔ)上，本發(fā)明還可以做如下改進(jìn)：進(jìn)一步，所述步驟(3)中所述高溫?zé)崽幚頎t的加熱溫度為1230℃～1240℃，加熱時(shí)間為3h～6h。進(jìn)一步，步驟(4)中所述快鍛機(jī)鍛造的終鍛溫度為1050℃～1080℃。進(jìn)一步，步驟(5)中所述成品徑鍛鋼坯為圓柱體，端面直徑為200mm～300mm。進(jìn)一步，步驟(6)中所述回爐保溫的加熱溫度為1230℃～1240℃，加熱時(shí)間為1.5h～2h。進(jìn)一步，步驟(7)中所述徑鍛機(jī)鍛造的開(kāi)鍛溫度為1000℃～1020℃，總變形量為15％～22％，徑鍛時(shí)間小于10min。本發(fā)明的有益效果是：通過(guò)提高C、N元素含量保證足夠的固溶強(qiáng)化效果。通過(guò)控制變形溫度、變形量和變形速率以及鍛后水冷等手段最大化變形強(qiáng)化效果，同時(shí)躲避開(kāi)了大量脆性析出物容易產(chǎn)生的敏感溫度區(qū)間。通過(guò)提升Cr元素含量范圍，使材料在鍛后水冷狀態(tài)下具有優(yōu)異的耐晶間腐蝕的性能。附圖說(shuō)明圖1為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼的室溫抗拉強(qiáng)度隨C元素和N元素含量總和的變化趨勢(shì)圖。圖2為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼的室溫屈服強(qiáng)度隨C元素和N元素含量總和的變化趨勢(shì)圖。圖3為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼的室溫抗拉強(qiáng)度隨C元素含量的變化趨勢(shì)圖。圖4為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼的室溫屈服強(qiáng)度隨C元素含量的變化趨勢(shì)圖。圖5為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)920℃時(shí)效處理60min后的顯微組織金相照片圖。圖6為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)940℃時(shí)效處理60min后的顯微組織金相照片圖。圖7為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)960℃時(shí)效處理60min后的顯微組織金相照片圖。圖8為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)980℃時(shí)效處理60min后的顯微組織金相照片。圖9為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)920℃-980℃時(shí)效處理10min-60min后碳化物析出的定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果圖。圖10為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)960℃時(shí)效處理5min后的顯微組織金相照片圖。圖11為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)960℃、15％變形量的溫變形并時(shí)效處理5min后的顯微組織金相照片圖。圖12為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)960℃時(shí)效處理10min后的顯微組織金相照片圖。圖13為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)960℃、15％變形量的溫變形并時(shí)效處理10min后的顯微組織金相照片圖。圖14為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)960℃時(shí)效處理15min后的顯微組織金相照片圖。圖15為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)960℃、15％變形量的溫變形并時(shí)效處理15min后的顯微組織金相照片圖。圖16為本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼經(jīng)過(guò)960℃、15％變形量的溫變形并時(shí)效處理15min后的透射電鏡照片圖。具體實(shí)施方式以下結(jié)合附圖對(duì)本發(fā)明的原理和特征進(jìn)行描述，所舉實(shí)例只用于解釋本發(fā)明，并非用于限定本發(fā)明的范圍。共制備了7種不同成分(表1)的高性能無(wú)磁鉆鋌用高氮奧氏體不銹鋼樣品，其中包括比對(duì)試驗(yàn)所需的對(duì)比材料。表1超低C、N含量的中Cr鐵素體不銹鋼樣品化學(xué)成分爐號(hào)DC-1DC-2DC-3DC-4DC-5DC-6DC-7C0.0500.0470.0500.0600.0260.0240.018Mn16.9016.9416.2016.6716.5716.2916.31Cr21.9022.1523.5023.4021.1821.0820.80Ni0.961.010.952.142.072.142.12Mo0.570.590.550.680.560.590.61N0.700.700.670.740.810.640.75Si0.170.200.170.220.240.220.22P0.0100.0080.0100.0090.0100.0100.009S0.0100.0090.0100.0120.0120.0080.010C+N0.7500.7470.7200.8000.8360.6640.768實(shí)施例1：C、N元素對(duì)無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼室溫拉伸性能的影響對(duì)不同C、N元素含量的無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼樣品按照美國(guó)材料與試驗(yàn)協(xié)會(huì)標(biāo)準(zhǔn)ASTM-E8進(jìn)行了室溫拉伸性能測(cè)試。結(jié)果表明：當(dāng)終鍛溫度為1000℃時(shí)，材料的室溫抗拉強(qiáng)度(圖1)和屈服強(qiáng)度(圖2)均隨著C元素和N元素含量總和的增加而上升。特別地，當(dāng)C、N元素含量總和為0.72％時(shí)，雖然抗拉強(qiáng)度可以滿足材料標(biāo)準(zhǔn)要求(1035MPa)，但其室溫屈服強(qiáng)度無(wú)法滿足標(biāo)準(zhǔn)要求(965MPa)。當(dāng)C、N元素含量總和上升至0.75％以后，其室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度不僅達(dá)到材料標(biāo)準(zhǔn)要求，而且達(dá)到或超過(guò)國(guó)外同類產(chǎn)品水平(抗拉強(qiáng)度1134MPa、屈服強(qiáng)度1035MPa)。因此本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼中的C、N元素含量總和不得低于0.747％，而且在終鍛溫度為1000℃時(shí)，終鍛變形量不得低于15％，鍛后立即水冷。另外，對(duì)不同C含量的無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼樣品按照美國(guó)材料與試驗(yàn)協(xié)會(huì)標(biāo)準(zhǔn)ASTM-E8進(jìn)行了室溫拉伸性能測(cè)試。結(jié)果表明：當(dāng)C、N元素總和變化不大時(shí)(0.747％-0.836％)，C元素含量更高的樣品的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度顯著提高，當(dāng)變形量超過(guò)15％時(shí)，高C元素含量的樣品的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度大幅超過(guò)材料標(biāo)準(zhǔn)(抗拉強(qiáng)度1035MPa、屈服強(qiáng)度965MPa)和國(guó)外同類產(chǎn)品水平(抗拉強(qiáng)度1134MPa、屈服強(qiáng)度1035MPa)。這說(shuō)明C元素對(duì)鍛態(tài)材料的間隙元素強(qiáng)化效果與N元素同樣重要，該材料的固溶強(qiáng)化效果的最大化不能僅靠N元素來(lái)實(shí)現(xiàn)。因此本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼中的C、N元素含量總和不得低于0.747％，且C元素含量不得低于0.047％，同時(shí)N元素含量范圍為0.70％-0.81％。實(shí)施例2：C、Cr元素對(duì)無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼晶間腐蝕性能的影響對(duì)不同C、Cr含量的無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼樣品按照美國(guó)材料與試驗(yàn)協(xié)會(huì)標(biāo)準(zhǔn)ASTM-A262的E法對(duì)其晶間腐蝕性能進(jìn)行了測(cè)試。測(cè)試中對(duì)所有樣品均分別進(jìn)行了鍛態(tài)(無(wú)固溶)和敏化兩種狀態(tài)的測(cè)試。結(jié)果表明：鍛態(tài)(無(wú)固溶)不經(jīng)過(guò)敏化處理的樣品全部通過(guò)了測(cè)試，而經(jīng)過(guò)敏化測(cè)試后僅有部分樣品通過(guò)了測(cè)試(表2)。從所有樣品的Cr元素含量可以看出，提高Cr含量有助于改善材料的耐晶間腐蝕性能。這主要是由于Cr元素在敏化過(guò)程中的局部擴(kuò)散引起的。因?yàn)椴牧显诿艋螽a(chǎn)生的含Cr析出物(如碳化物)周圍會(huì)出現(xiàn)大量的貧Cr區(qū)，在Cr含量較低的情況下，貧Cr區(qū)的大量出現(xiàn)導(dǎo)致晶間腐蝕的發(fā)生。然而當(dāng)Cr含量提高后，敏化過(guò)程中基體中的Cr元素可以及時(shí)補(bǔ)充由于Cr的碳化物析出而出現(xiàn)的貧Cr區(qū)，從而有效避免了晶間腐蝕的發(fā)生。表2不同C、Cr元素含量的無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼晶間腐蝕測(cè)試結(jié)果爐號(hào)DC-1DC-2DC-3DC-4DC-5DC-6DC-7C0.0500.0470.0500.0600.0260.0240.018Cr21.9022.1523.5023.4021.1821.0820.80鍛態(tài)通過(guò)通過(guò)通過(guò)通過(guò)通過(guò)通過(guò)通過(guò)敏化不通過(guò)通過(guò)通過(guò)通過(guò)不通過(guò)不通過(guò)不通過(guò)當(dāng)C元素含量較高時(shí)，如果Cr元素含量不足(DC-1號(hào))，則敏化處理后的樣品無(wú)法通過(guò)ASTM-A262的E法測(cè)試。另一方面，即使將C元素含量控制在較低水平，如果Cr元素含量不足(DC-5、DC-6、DC-7)，敏化處理后的樣品仍然無(wú)法通過(guò)ASTM-A262的E法測(cè)試。只有當(dāng)Cr元素含量足夠高時(shí)(DC-2、DC-3、DC-4)，材料才能在經(jīng)過(guò)敏化處理后通過(guò)測(cè)試。因此本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼中的Cr元素含量不得低于22.15％。實(shí)施例3：加熱溫度對(duì)有害析出物產(chǎn)生的影響Cr的碳化物是高氮奧氏體不銹鋼中對(duì)熱加工影響最大的有害析出物之一。對(duì)無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼樣品進(jìn)行了不同溫度和時(shí)間的時(shí)效處理，來(lái)觀察其中Cr的碳化物析出規(guī)律。時(shí)效處理的溫度主要圍繞熱變形過(guò)程開(kāi)展的關(guān)鍵溫度范圍(920℃-980℃)。經(jīng)過(guò)10min-60min不同時(shí)間的時(shí)效處理后，940℃以下產(chǎn)生的碳化物析出量較大(圖5-8)，而當(dāng)時(shí)效溫度上升至960℃以上后，碳化物的析出速度和總量均大幅度減少。析出物的統(tǒng)計(jì)分布結(jié)果更加清晰地表明了這種變化趨勢(shì)(圖9)。因此本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼的鍛造加熱溫度不宜低于960℃，同時(shí)考慮到熱塑性在高溫條件下容易降低，其鍛造加熱溫度不宜高于1240℃。實(shí)施例4：熱變形過(guò)程對(duì)有害析出物產(chǎn)生的影響對(duì)無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼樣品進(jìn)行了不同溫度和變形量的溫變形加工并觀察了其有害析出物的動(dòng)力學(xué)特征。最典型的溫度為960℃，在此溫度下經(jīng)過(guò)15％變形量的鍛造后的微觀組織與僅保溫的樣品進(jìn)行了對(duì)比。結(jié)果表明：溫變形并分別保溫5min-15min后的樣品中有害碳化物析出的總量比僅保溫、不經(jīng)過(guò)溫變形的樣品顯著增多(圖10-15)。析出物的位置主要位于晶界上(圖13、圖15)，晶粒內(nèi)部也有部分析出物產(chǎn)生。通過(guò)透射電鏡觀察表明碳化物析出的形核和生長(zhǎng)都受到溫變形產(chǎn)生的高密度位錯(cuò)的顯著影響，碳化物形核很大程度上發(fā)生于位錯(cuò)密度較高的位置(圖16)，而位錯(cuò)密度低的位置自發(fā)析出形核速度相對(duì)較慢。因此本發(fā)明無(wú)磁鉆鋌用新型高氮奧氏體不銹鋼的最終徑鍛溫度以960℃-1000℃為宜，整個(gè)徑鍛過(guò)程的總時(shí)間不應(yīng)超過(guò)10min。以上所述僅為本發(fā)明的較佳實(shí)施例，并不用以限制本發(fā)明，凡在本發(fā)明的精神和原則之內(nèi)，所作的任何修改、等同替換、改進(jìn)等，均應(yīng)包含在本發(fā)明的保護(hù)范圍之內(nèi)。當(dāng)前第1頁(yè)1 2 3