房菲，李靜媛，王一德，秦麗雁

（1.北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京100083；2.太原鋼鐵（集團）有限公司，山西太原030002）

節(jié)鎳奧氏體不銹鋼Cr18Mn6Ni4N的組織及性能

房菲1，李靜媛1，王一德1，秦麗雁2

（1.北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京100083；2.太原鋼鐵（集團）有限公司，山西太原030002）

為節(jié)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(jié)鎳型奧氏體不銹鋼固溶后的力學(xué)性能和耐蝕性能，以期獲得可替代304不銹鋼的新鋼種。結(jié)果表明：Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42不銹鋼的力學(xué)性能和耐蝕性能與304不銹鋼相當(dāng)。分析了該成分不銹鋼時效處理后的組織演變規(guī)律、冷變形過程中奧氏體穩(wěn)定性及形變誘發(fā)馬氏體相變過程。結(jié)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(nèi)生長。冷軋壓下率18.5%時尚未發(fā)現(xiàn)形變誘發(fā)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(dǎo)率增加，但其奧氏體穩(wěn)定性遠(yuǎn)高于304不銹鋼?？梢?，Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42不銹鋼可替代304不銹鋼。

節(jié)鎳；奧氏體不銹鋼；力學(xué)性能；耐蝕性能；組織

以304不銹鋼為代表的奧氏體不銹鋼具有良好的成形性、耐腐蝕性，并且無磁性，因此應(yīng)用范圍非常廣泛。為保持奧氏體組織，奧氏體不銹鋼通常需要Ni含量高達(dá)8%以上，而Ni價昂貴、資源匱乏［1］，因此，節(jié)鎳奧氏體不銹鋼的開發(fā)具有重要意義。目前，以Mn、N代替Ni開發(fā)出的200系列不銹鋼，雖然其Ni含量降到較低的水平，節(jié)約了成本、降低了不銹鋼的價格。但由于200系不銹鋼存在成分設(shè)計上的缺陷，如節(jié)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［2］，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(jié)鎳不銹鋼的各項性能尚無法達(dá)到與304不銹鋼相當(dāng)，開發(fā)高性能節(jié)鎳型奧氏體不銹鋼依然是不銹鋼研究領(lǐng)域的熱點課題［3?5］。本研究擬通過優(yōu)化Cr、Ni、Mn、N元素含量，以期獲得與304不銹鋼性能相當(dāng)?shù)?，高耐蝕、高強、高奧氏體穩(wěn)定性的無磁奧氏體不銹鋼。

1 實驗材料及方法

通過真空感應(yīng)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(chǎn)的錠坯。錠坯于1 200℃下保溫2 h后熱鍛成厚度為50 mm的鋼坯。錠坯經(jīng)1 250℃保溫2.5 h后在350二輥實驗軋機上進(jìn)行熱軋，經(jīng)7道次總壓下90%后熱軋成厚5.8 mm的板材，終軋溫度為950℃～1 000℃。熱軋板在1 080℃保溫15 min固溶處理，之后進(jìn)行顯微組織觀察、力學(xué)性能和耐蝕性能測試，所有數(shù)據(jù)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6～15 h后，觀察析出物形貌和數(shù)量，確定析出鼻尖溫度，研究析出規(guī)律。No.3熱軋板經(jīng)酸洗后在300四輥冷軋機上進(jìn)行7道次、總壓下80%的冷軋，冷軋后進(jìn)行1 080℃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(dǎo)率，采用Leica DM2500M型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織及析出相形貌觀察，利用JEOL JXA?8100型電子探針顯微分析儀（EPMA）觀察析出相元素分布，采用Tecnai F20型透射電鏡（TEM）確定析出相的晶體結(jié)構(gòu)。

表1 實驗鋼化學(xué)成分Table1 Chemical composition of tested steels %

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能

表1中實驗鋼經(jīng)1 080℃固溶處理15 min后，晶界及晶內(nèi)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(xué)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≥740 MPa，σs≥ 410 MPa，σs／σb≥0.55，強度指標(biāo)均高于304不銹鋼板，其中σs已超過304不銹鋼的1.68倍。同時可以看出，隨著N含量從304不銹鋼的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(biāo)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(jié)構(gòu)安全性和穩(wěn)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(qū)、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(zhì)原子團的Splin?tered位錯運動，因此其強化效應(yīng)比C強［6］。同時，N原子半徑為0.07 nm，略小于C原子半徑，更易于占據(jù)球半徑僅為0.052 nm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。

表2 實驗鋼力學(xué)性能Table2 Mechanical properties of the tested steels

2.2 耐腐蝕性能

按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB／T 17899?1999等的測試方法，對實驗鋼的耐腐蝕性能進(jìn)行了研究，各項耐蝕數(shù)據(jù)均測量3組并取平均值，結(jié)果如表3所示。由表可知，3個實驗鋼的耐點蝕能力均優(yōu)于304不銹鋼，這與實驗鋼N含量高有關(guān)。點蝕發(fā)生后，N在點蝕孔內(nèi)很快與H+結(jié)合形成了NH4+，而從消耗了由于點蝕產(chǎn)生的H+，抑制了pH值的降低，改善了點蝕孔的環(huán)境，阻止了點蝕的進(jìn)行［7］。因此高N含量的實驗鋼的耐點蝕能力高于304不銹鋼，尤其是表征點蝕失重速率的指標(biāo)（耐6%FeCl3溶液點蝕）僅為1.29～1.59 g·m-2·h-1，優(yōu)于304不銹鋼近10倍。實驗鋼經(jīng)5%NaCl鹽霧腐蝕100 h以上時，試樣表面仍保持金屬光澤，未出現(xiàn)銹點。在鹽霧腐蝕20 d后，試樣表面局部出現(xiàn)少量銹點?？梢钥闯觯瑢嶒炰摰哪望}霧腐蝕性能與304不銹鋼相當(dāng)。

在耐5%H2SO4溶液均勻腐蝕方面，3個實驗鋼出現(xiàn)了較大的差異。No.1和No.2鋼的指標(biāo)遠(yuǎn)低于304不銹鋼，均勻腐蝕失重速率分別為724.7 g·m-2·h-1和633.3 g·m-2·h-1，約比304不銹鋼快1倍。No.3鋼的耐均勻腐蝕速率為319.47 g·m-2·h-1，與304不銹鋼接近。圖1為經(jīng)5%H2SO4溶液腐蝕6 h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(xué)性能及耐腐蝕性能，No.3鋼可替代304不銹鋼。

表3 實驗鋼耐腐蝕性能Table3 Corrosion resistance properties of the tested steels

圖1 試樣均勻腐蝕后宏觀形貌Fig.1 Macro morphologies of samples after uniform corrosion

2.3 中溫析出行為

節(jié)鎳奧氏體不銹鋼由于間隙固溶元素N的加入，導(dǎo)致析出機制與一般的奧氏體不銹鋼不同，析出行為比較復(fù)雜，且析出相嚴(yán)重影響鋼的力學(xué)性能和耐腐蝕性能［8］。

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

圖2 No.3鋼在750℃～850℃時效處理6～15 hFig.2 No.3 steel aging isothermally at 750℃～850℃for 6 to 15 h

圖2 （a）～（c）為No.3鋼時效6 h后的金相組織，可見，顆粒狀析出相沿晶界斷續(xù)彌散分布，而晶內(nèi)無析出相。這是由于晶界原子排列不規(guī)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(yōu)先在晶界形核。時效溫度為800℃時，實驗鋼的孿晶界也發(fā)現(xiàn)有少量析出相，并且此溫度時晶界處的析出相數(shù)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、 15 h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(nèi)生長（圖2（e）），當(dāng)時效時間為15 h時（圖2（f）），析出相為片層形貌，其向晶粒內(nèi)部以胞狀方式生長。

圖3為No.3鋼800℃時效15 h后片層狀析出相的EPMA面掃描結(jié)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15 h時明場像及選區(qū)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(dāng)時效時間為15 h時，其片層寬度為50～75 nm，片層間隙為300～600 nm。析出相為密排六方結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a＝0.480 5 nm和c＝0.447 9 nm的Cr2N相。

圖3 No.3鋼800℃時效15 h后析出相元素分布Fig.3 Element distribution of precipitate in the No.3 steel at 800℃for 15 h

圖4 No.3實驗鋼800℃時效15h中析出相TEM分析Fig.4 TEM identification of precipitate in No.3 steel aged at 800℃for 15 h

2.4 冷變形過程中的奧氏體穩(wěn)定性及磁性能

圖5為No.3鋼經(jīng)不同壓下率冷軋之后的金相組織。從圖5（a）中可以看出，當(dāng)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(nèi)部有極少量的孿晶存在，晶粒未發(fā)生明顯的壓扁拉長現(xiàn)象；當(dāng)壓下率增大到25.8%時（圖5（b）），冷軋板中出現(xiàn)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(shù)量增多（圖5（d）中放大圖）。當(dāng)壓下率增加至57.0%時（圖5（e）），奧氏體晶粒局部發(fā)生嚴(yán)重扭曲，孿晶界的共格關(guān)系遭到嚴(yán)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(shù)量減少，而板條狀馬氏體數(shù)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(dǎo)產(chǎn)生的馬氏體相分布愈加均勻。而隨著冷變形的進(jìn)行，晶體取向發(fā)生轉(zhuǎn)動，因此引起新生馬氏體相沿軋向分布。當(dāng)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(dá)1.77～5.20 μm。程曉農(nóng)等［9］研究指出奧氏體層錯能和應(yīng)變能的綜合作用決定了馬氏體的形貌。因此當(dāng)壓下率較小時，奧氏體層錯能／應(yīng)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［10］指出ε'馬氏體的形態(tài)為細(xì)片狀，而α'馬氏體的形態(tài)為板條狀，存在γ→ε'，γ→α'，γ→ε'→α'3種形式的馬氏體轉(zhuǎn)變。根據(jù)圖5中馬氏體形貌及數(shù)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(chǎn)生，而隨著壓下率的增加，存在ε'→α'形式的馬氏體轉(zhuǎn)變，直至ε'馬氏體相消失，與文獻(xiàn)結(jié)論相符。

對于奧氏體不銹鋼而言，影響馬氏體相形成的因素主要有組織狀態(tài)，應(yīng)力狀態(tài)和奧氏體鋼的成分等［11?12］。通常采用Md30／50評價變形過程中奧氏體的穩(wěn)定性，Md30／50數(shù)值越低，變形過程中奧氏體越穩(wěn)定。Md30／50計算公式如下：

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

圖6為No.3鋼冷軋板中鐵磁性組織含量和相對磁導(dǎo)率隨壓下率的變化情況。由圖可知，當(dāng)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(dǎo)率為1.000，此時未有形變誘發(fā)馬氏體產(chǎn)生，與圖5（a）中結(jié)果相符。

圖5 不同冷軋壓下率下No.3實驗鋼的金相組織Fig.5 Metallographs of the No.3 tested steel at differ?ent cold-rolling reduction percentages

圖6 No.3鋼中鐵磁性體含量及相對磁導(dǎo)率與冷軋壓下率的關(guān)系曲線Fig.6 Curve of the magnetic body content and relative magnetic conductivity to cold?rolling reduction of No.3 tested steel

圖7 固溶時間對No.3鋼相對磁導(dǎo)率的影響Fig.7 Effect of heat treatment time on relative magnet?ic conductivity of No.3 tested steel

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(dǎo)率為1.066 7。隨著壓下率增加，實驗鋼中鐵磁性體含量及相對磁導(dǎo)率不斷增加，當(dāng)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(dǎo)率為1.534 1，這一數(shù)值遠(yuǎn)小于太鋼304不銹鋼鋼板冷變形50%后的相對磁導(dǎo)率2.291。并且文獻(xiàn)［13］中指出304不銹鋼冷軋變形量為62%時，其鐵磁性體含量達(dá)到68%，此數(shù)值遠(yuǎn)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(wěn)定性高于304不銹鋼。對壓下率為80.8%的冷軋鋼板在1 080℃下進(jìn)行固溶處理，相對磁導(dǎo)率隨著固溶時間的變化情況如圖7所示，當(dāng)固溶時間為30 min時，相對磁導(dǎo)率為1.021 2，滿足304不銹鋼鋼板的出廠要求，并且隨著時效時間增加，相對磁導(dǎo)率降低。當(dāng)時效時間增加至40 min時，實驗鋼的相對磁導(dǎo)率可降低至1.001，飽和相對磁導(dǎo)率可降低至1.000 43。

3 結(jié)論

1）開發(fā)新型節(jié)鎳奧氏體不銹鋼Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42，其力學(xué)性能，耐腐蝕性能均與304不銹鋼相當(dāng)。

2）Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42奧氏體不銹鋼中溫析出鼻尖溫度為800℃，析出相為具有密排六方結(jié)構(gòu)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(nèi)生長。

3）Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42不銹鋼奧氏體穩(wěn)定性高于304不銹鋼，且隨著固溶時間的增加，冷軋鋼板相對磁導(dǎo)率降低，其飽和相對磁導(dǎo)率可達(dá)1.000 43。

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Microstructure and property of Cr18Mn6Ni4N nickel?saving austenite stainless steel

FANG Fei1，LI Jingyuan1，WANG Yide1，QIN Liyan2
（1.College of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China；2.Taiyuan I?ron and Steel（Group）Co.，Ltd，Taiyuan 030002，China）

In order to save nickel resource and obtain a new type of stainless steel that can take place of the 304 stainless steel，the mechanical properties and corrosion resistance of nickel-saving austenitic stainless steels with different alloy compositions（17.8～19.1%Cr，3.93～6.05%Mn，3.58～4.62%Ni，0.32～0.42%N）were studied af?ter solution heat treatment.The results indicated that the mechanical properties and corrosion resistance of the Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42 austenitic stainless steel are similar to that of＂304＂stainless steel.The microstructural evo?lution after aging treatment，stability of austenite during cold working and the phase change process of martensite induced by deformation were analyzed.The results indicate that the nose temperature of Cr2N phase precipitation is 800℃，and with the increase in the annealing time，granular Cr2N phases precipitate along grain boundaries first?ly，and then lamellar precipitates begin to grow into grains.Deformation?induced martensite did not appear at a re?duction rate of 18.5%in cold rolling.However，with increasing deformation，the amount of lamellar ε'martensite first increased，then decreased，and at last it disappeared.The amount of lath martensite gradually increased.Al?though the relative magnetic conductivity rose with increasing deformation，the austenite stability of Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42 austenitic stainless steel is better than that of＂304＂stainless steel.Therefore，Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42 austenitic stainless steel can replace that of＂304＂stainless steel.

nickel?saving；austenitic stainless steel；mechanical properties；corrosion resistance；microstructure

10.3969／j.issn.1006?7043.201405040

http：／／www.cnki.net／kcms／doi／10.3969／j.issn.1006?7043.201405040.html

TG113

A

1006?7043（2015）02?0276?06

2014?05?15.網(wǎng)絡(luò)出版時間：2014?11?27.

國家自然科學(xué)基金資助項目（50974014，51174026）；十二五國家科技支撐計劃資助項目（2012BAE04B02）.

房菲（1986?），女，博士研究生.李靜媛（1970?），女，教授，博士.

李靜媛，E?mail：lijy＠ustb.edu.cn.