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為節約鎳資源，研究了不同成分１７.８～１９.１％Ｃｒ，３.９３～６.０５％Ｍｎ，３.５８～４.６２％Ｎｉ，０.３２～０.４２％Ｎ節鎳型奧氏體不銹鋼管固溶后的力學性能和耐蝕性能，以期獲得可替代３０４不銹鋼管的新鋼種。結果表明：Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２不銹鋼管的力學性能和耐蝕性能與３０４不銹鋼管相當。分析了該成分不銹鋼管時效處理后的組織演變規律、冷變形過程中奧氏體穩定性及形變誘發馬氏體相變過程。結果表明：８００℃是Ｃｒ２Ｎ相析出的鼻尖溫度，隨著時效時間的增加，析出相首先以顆粒狀形貌沿晶界析出，而后以胞狀析出方式向晶內生長。冷軋壓下率１８.５％時尚未發現形變誘發馬氏體組織，隨著變形量增大，片層狀ε′馬氏體含量先增加后減少至消失，而板條狀α′馬氏體含量逐漸增多，相對磁導率增加，但其奧氏體穩定性遠高于３０４不銹鋼管。可見，Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２不銹鋼管可替代３０４不銹鋼管。

以３０４不銹鋼管為代表的奧氏體不銹鋼管具有良好的成形性、耐腐蝕性，并且無磁性，因此應用范圍非常廣泛。為保持奧氏體組織，奧氏體不銹鋼管通常需要Ｎｉ含量高達８％以上，而Ｎｉ價昂貴、資源匱乏，因此，節鎳奧氏體不銹鋼管的開發具有重要意義。目前，以Ｍｎ、Ｎ代替Ｎｉ開發出的２００系列不銹鋼管，雖然其Ｎｉ含量降到較低的水平，節約了成本、降低了不銹鋼管的價格。但由于２００系不銹鋼管存在成分設計上的缺陷，如節Ｎｉ的同時降低了Ｃｒ含量，使得耐腐蝕性能尤其是耐均勻腐蝕性能大幅度下降，另外過高的Ｍｎ含量極易造成焊接過程中重金屬析出及污染。目前，２００系節鎳不銹鋼管的各項性能尚無法達到與３０４不銹鋼管相當，開發高性能節鎳型奧氏體不銹鋼管依然是不銹鋼管研究領域的熱點課題。本研究擬通過優化Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｎ元素含量，以期獲得與３０４不銹鋼管性能相當的，高耐蝕、高強、高奧氏體穩定性的無磁奧氏體不銹鋼管。

１實驗材料及方法

通過真空感應熔煉爐熔煉３爐實驗錠坯，其合金元素含量如表１所示，其中ｗＰ≤０.０３５％，ｗＳ≤０.０２５％。表中所列３０４鋼為某公司生產的錠坯。錠坯于１２００℃下保溫２ｈ后熱鍛成厚度為５０ｍｍ的鋼坯。錠坯經１２５０℃保溫２.５ｈ后在３５０二輥實驗軋機上進行熱軋，經７道次總壓下９０％后熱軋成厚５.８ｍｍ的板材，終軋溫度為９５０℃～１０００℃。熱軋板在１０８０℃保溫１５ｍｉｎ固溶處理，之后進行顯微組織觀察、力學性能和耐蝕性能測試，所有數據均測量３組。

Ｎｏ.３實驗鋼熱軋固溶板在７５０℃、８００℃、８５０℃中溫時效處理６～１５ｈ后，觀察析出物形貌和數量，確定析出鼻尖溫度，研究析出規律。Ｎｏ.３熱軋板經酸洗后在３００四輥冷軋機上進行７道次、總壓下８０％的冷軋，冷軋后進行１０８０℃固溶處理。對冷軋板及冷軋固溶板，采用ｐｐｍｓ－９ＶＳＭ振動樣品磁強計測量相對磁導率，采用ＬｅｉｃａＤＭ２５００Ｍ型光學顯微鏡進行顯微組織及析出相形貌觀察，利用ＪＥＯＬＪＸＡ－８１００型電子探針顯微分析儀（ＥＰＭＡ）觀察析出相元素分布，采用ＴｅｃｎａｉＦ２０型透射電鏡（ＴＥＭ）確定析出相的晶體結構。

２實驗結果與討論

２.１力學性能

表１中實驗鋼經１０８０℃固溶處理１５ｍｉｎ后，晶界及晶內的析出相均已固溶于奧氏體基體中，實驗鋼均由單相奧氏體組成，且晶粒尺寸相近。固溶處理后鋼板的力學性能如表２所示。從表中可以看出，由于Ｎ元素的加入，３個實驗鋼的σｂ≥７４０ＭＰａ，σｓ≥４１０ＭＰａ，σｓ／σｂ≥０.５５，強度指標均高于３０４不銹鋼管板，其中σｓ已超過３０４不銹鋼管的１.６８倍。同時可以看出，隨著Ｎ含量從３０４不銹鋼管的０.０５２％增加至Ｎｏ.３鋼的０.４２％，實驗材料的強度不斷提高。從塑性指標延伸率來看，３個實驗鋼比３０４略低，但均不小于５３.４％。由此可見，隨著Ｎ含量的增加，實驗鋼的強度大幅度提高，但塑性卻未明顯降低，因此不會影響材料的結構安全性和穩定性。

Ｃ、Ｎ作為鋼中的間隙固溶原子，均可以擴大鋼的奧氏體相區、提高鋼的強度。然而Ｃ、Ｎ在鋼中八面體間隙位置的分布方式不同，Ｎ原子有較強的排斥分布傾向，Ｎ－Ｎ原子對呈１８０°分布，且Ｎ原子降低了奧氏體中密排不完全位錯，限制了含間隙雜質原子團的Ｓｐｌｉｎ－ｔｅｒｅｄ位錯運動，因此其強化效應比Ｃ強。同時，Ｎ原子半徑為０.０７ｎｍ，略小于Ｃ原子半徑，更易于占據球半徑僅為０.０５２ｎｍ的八面體間隙位置，氮固溶度更高，而引起的晶格點陣畸變量小。因此Ｎ元素在提高強度的同時，對塑韌性的影響較小。

２.２耐腐蝕性能

按照國家標準ＧＢ／Ｔ１７８９９－１９９９等的測試方法，對實驗鋼的耐腐蝕性能進行了研究，各項耐蝕數據均測量３組并取平均值，結果如表３所示。由表可知，３個實驗鋼的耐點蝕能力均優于３０４不銹鋼管，這與實驗鋼Ｎ含量高有關。點蝕發生后，Ｎ在點蝕孔內很快與Ｈ＋結合形成了ＮＨ４＋，而從消耗了由于點蝕產生的Ｈ＋，抑制了ｐＨ值的降低，改善了點蝕孔的環境，阻止了點蝕的進行。因此高Ｎ含量的實驗鋼的耐點蝕能力高于３０４不銹鋼管，尤其是表征點蝕失重速率的指標（耐６％ＦｅＣｌ３溶液點蝕）僅為１.２９～１.５９ｇ・ｍ－２・ｈ－１，優于３０４不銹鋼管近１０倍。實驗鋼經５％ＮａＣｌ鹽霧腐蝕１００ｈ以上時，試樣表面仍保持金屬光澤，未出現銹點。在鹽霧腐蝕２０ｄ后，試樣表面局部出現少量銹點。可以看出，實驗鋼的耐鹽霧腐蝕性能與３０４不銹鋼管相當。在耐５％Ｈ２ＳＯ４溶液均勻腐蝕方面，３個實驗鋼出現了較大的差異。Ｎｏ.１和Ｎｏ.２鋼的指標遠低于３０４不銹鋼管，均勻腐蝕失重速率分別為７２４.７ｇ・ｍ－２・ｈ－１和６３３.３ｇ・ｍ－２・ｈ－１，約比３０４不銹鋼管快１倍。Ｎｏ.３鋼的耐均勻腐蝕速率為３１９.４７ｇ・ｍ－２・ｈ－１，與３０４不銹鋼管接近。圖１為經５％Ｈ２ＳＯ４溶液腐蝕６ｈ后的Ｎｏ.２、Ｎｏ.３和３０４鋼宏觀形貌，可以看出，試樣表面均失去金屬光澤，Ｎｏ.３試樣表面與３０４試樣表面腐蝕程度相近，均為均勻分布的腐蝕點，但Ｎｏ.２試樣表面明顯差于３０４試樣表面。由此可見，綜合力學性能及耐腐蝕性能，Ｎｏ.３鋼可替代３０４不銹鋼管。

２.３中溫析出行為

節鎳奧氏體不銹鋼管由于間隙固溶元素Ｎ的加入，導致析出機制與一般的奧氏體不銹鋼管不同，析出行為比較復雜，且析出相嚴重影響鋼的力學性能和耐腐蝕性能。

將固溶處理后Ｎｏ.３鋼在析出敏感區間７５０℃、８００℃和８５０℃等溫時效處理６～１５ｈ，結果如圖２所示。

圖２（ａ）～（ｃ）為Ｎｏ.３鋼時效６ｈ后的金相組織，可見，顆粒狀析出相沿晶界斷續彌散分布，而晶內無析出相。這是由于晶界原子排列不規則，自由能高，間隙原子易于偏聚，且晶界是原子高速擴散通道，置換原子與間隙原子在晶界擴散速率較快，因此第二相優先在晶界形核。時效溫度為８００℃時，實驗鋼的孿晶界也發現有少量析出相，并且此溫度時晶界處的析出相數量最多、尺寸最大。由此可推斷，Ｎｏ.３鋼析出的鼻尖溫度為８００℃。圖２（ｄ）～（ｆ）為Ｎｏ.３鋼在８００℃時效９、１２、１５ｈ后的金相組織。由圖可知，隨著時效時間的延長，析出相逐漸步布滿整個晶界（圖２（ｄ）），然后變粗并以鋸齒狀形貌向晶內生長（圖２（ｅ）），當時效時間為１５ｈ時（圖２（ｆ）），析出相為片層形貌，其向晶粒內部以胞狀方式生長。圖３為Ｎｏ.３鋼８００℃時效１５ｈ后片層狀析出相的ＥＰＭＡ面掃描結果。可以看出，析出相富含Ｃｒ和Ｎ元素，而Ｃ元素在基體和析出相中無明顯差別，由此可推斷出該析出相為Ｃｒ的氮化物。

圖４為Ｎｏ.３鋼在８００℃時效１５ｈ時明場像及選區衍射花斑分析。由圖可知，胞狀析出相由片層狀及顆粒狀析出相組成，當時效時間為１５ｈ時，其片層寬度為５０～７５ｎｍ，片層間隙為３００～６００ｎｍ。析出相為密排六方結構，晶格常數ａ＝０.４８０５ｎｍ和ｃ＝０.４４７９ｎｍ的Ｃｒ２Ｎ相。

２.４冷變形過程中的奧氏體穩定性及磁性能

圖５為Ｎｏ.３鋼經不同壓下率冷軋之后的金相組織。從圖５（ａ）中可以看出，當冷軋壓下率較小時（１８.５％），實驗鋼依然為單相奧氏體組織，晶粒內部有極少量的孿晶存在，晶粒未發生明顯的壓扁拉長現象；當壓下率增大到２５.８％時（圖５（ｂ）），冷軋板中出現少量片層狀和板條狀的馬氏體組織，并且隨著壓下率增加片層狀分布的馬氏體相互交叉分布數量增多（圖５（ｄ）中放大圖）。當壓下率增加至５７.０％時（圖５（ｅ）），奧氏體晶粒局部發生嚴重扭曲，孿晶界的共格關系遭到嚴重破壞，圖中已無法觀察到完整的孿晶及奧氏體晶粒。隨壓下率增加鋼中片層狀馬氏體數量減少，而板條狀馬氏體數量增加。板條狀馬氏體在鋼中沿軋向分布，且隨著壓下率的增加分布愈加均勻。這是因為隨著壓下率增大，板材厚度減小，變形滲透到板材各個部位，因此形變誘導產生的馬氏體相分布愈加均勻。而隨著冷變形的進行，晶體取向發生轉動，因此引起新生馬氏體相沿軋向分布。當壓下率為８０.８％時（圖５（ｈ）），片層狀馬氏體相消失，鋼中僅存在板條狀馬氏體，板條寬度可達１.７７～５.２０μｍ。程曉農等研究指出奧氏體層錯能和應變能的綜合作用決定了馬氏體的形貌。因此當壓下率較小時，奧氏體層錯能／應變能比值較大，馬氏體主要為片層狀；而壓下率較大時，該比值較小，馬氏體主要為板條狀。趙西成等指出ε′馬氏體的形態為細片狀，而α′馬氏體的形態為板條狀，存在γ→ε′，γ→α′，γ→ε′→α′３種形式的馬氏體轉變。根據圖５中馬氏體形貌及數量變化過程可知，Ｎｏ.３鋼在冷軋過程中首先存在γ→ε′（α′），ε′和α′馬氏體相伴產生，而隨著壓下率的增加，存在ε′→α′形式的馬氏體轉變，直至ε′馬氏體相消失，與文獻結論相符。對于奧氏體不銹鋼管而言，影響馬氏體相形成的因素主要有組織狀態，應力狀態和奧氏體鋼的成分等。

通常采用Ｍｄ３０／５０評價變形過程中奧氏體的穩定性，Ｍｄ３０／５０數值越低，變形過程中奧氏體越穩定。Ｍｄ３０／５０計算公式如下：Ｍｄ３０／５０（℃）＝４１３－９.５ｗＮｉ－１３.７ｗＣｒ－８.１ｗＭｎ－９.２ｗＳｉ－１８.５ｗＭｏ－４６２×（ｗＣ＋ｗＮ）（１）

根據式（１）可知，合金元素影響奧氏體的穩定性，特別是Ｃ、Ｎ元素含量。Ｎｏ.３鋼的Ｍｄ３０／５０為－１３２℃，遠低于３０４不銹鋼管的Ｍｄ３０／５０值（２５℃），因此，可以判斷出Ｎｏ.３鋼奧氏體組織穩定性高于３０４不銹鋼管。

圖６為Ｎｏ.３鋼冷軋板中鐵磁性組織含量和相對磁導率隨壓下率的變化情況。由圖可知，當實驗鋼的冷軋壓下率為１８.５％時，實驗鋼中磁性體含量為０，相對磁導率為１.０００，此時未有形變誘發馬氏體產生，與圖５（ａ）中結果相符。

隨著壓下率增加至４０.４％時，實驗鋼中鐵磁性體含量為３.４５％，而相對磁導率為１.０６６７。隨著壓下率增加，實驗鋼中鐵磁性體含量及相對磁導率不斷增加，當壓下率為８０.８％時，實驗鋼中鐵磁性體含量為２３.４２％，而相對磁導率為１.５３４１，這一數值遠小于太鋼３０４不銹鋼管鋼板冷變形５０％后的相對磁導率２.２９１。并且文獻［１３］中指出３０４不銹鋼管冷軋變形量為６２％時，其鐵磁性體含量達到６８％，此數值遠高于Ｎｏ.３鋼的１５.１％（冷軋變形量為６７.２％）。由此可知，Ｎｏ.３鋼奧氏體穩定性高于３０４不銹鋼管。對壓下率為８０.８％的冷軋鋼板在１０８０℃下進行固溶處理，相對磁導率隨著固溶時間的變化情況如圖７所示，當固溶時間為３０ｍｉｎ時，相對磁導率為１.０２１２，滿足３０４不銹鋼管鋼板的出廠要求，并且隨著時效時間增加，相對磁導率降低。當時效時間增加至４０ｍｉｎ時，實驗鋼的相對磁導率可降低至１.００１，飽和相對磁導率可降低至１.０００４３。

３結論

１）開發新型節鎳奧氏體不銹鋼管Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２，其力學性能，耐腐蝕性能均與３０４不銹鋼管相當。

２）Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２奧氏體不銹鋼管中溫析出鼻尖溫度為８００℃，析出相為具有密排六方結構的Ｃｒ２Ｎ相。且隨著時效增加，析出相首先以顆粒狀析出于晶界，隨后為片層狀形貌以胞狀方式向晶內生長。

３）Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２不銹鋼管奧氏體穩定性高于３０４不銹鋼管，且隨著固溶時間的增加，冷軋鋼板相對磁導率降低，其飽和相對磁導率可達１.０００４３。