【与不锈同行】奥氏体和双相不锈钢多为含氮钢（下）

　　原标题：【与不锈同行】奥氏体和双相不锈钢多为含氮钢（下）

　　4.1氮对力学性能的影响

　　将铬含量和氮含量相同的奥氏体不锈钢和双相不锈钢相比较，双相钢中奥氏体相的固溶氮含量要比奥氏体不锈钢中的固溶氮含量高，这会使双相钢的强度高于奥氏体不锈钢。

　　4.2氮对不锈钢耐蚀性能的影响

　　4.3氮对不锈钢耐晶间腐蚀性能的影响

　　氮对奥氏体不锈钢的耐晶间腐蚀性能有正反两个方面的影响。氮在固溶状态时溶入基体中，当又经650～950℃的温度区域时，由于溶解度下降，过饱和的氮可能以Cr2N的形式在晶界析出。

　　1）在同一温度下，氮在奥氏体不锈钢中的溶解度高于碳的溶解度。往往先析出碳化铬后才析出氮化铬。Cr2N中的铬含量低于Cr23C6，形成贫铬区的贫铬程度较低。Cr2N的析出温度为650～950℃，比Cr23C6的析出温度400～950℃范围窄。因此不锈钢中氮对降低耐晶间腐蚀性能的作用要比碳的作用低得多。

　　3）中氮型的18-8和18-12奥氏体不锈钢如304N、304LN、316N、316LN中含氮0.10%～0.16%，317LN含氮0.10%～0.22%。含氮量也不高，含氮后也提高了耐晶间腐蚀性能。由图5可见，随着304L中氮含量的提高，在沸腾硝酸法晶间腐蚀试验中，腐蚀率降低，耐晶间腐蚀性能提高。

　　5）高耐蚀性的超级不锈钢中超级奥氏体不锈钢和超级双相不锈钢均含氮，已不采用以钛或铌稳定化的方法来提高耐晶间腐蚀性能。但在超级铁素体不锈钢中仍采用加入钛和铌的双稳定化措施，保证具有较高的耐晶间腐蚀性能。

　　5、氮对不锈钢组织的影响

　　铬和钼是保证不锈钢具有耐蚀性的最基本的合金元素，但铬和钼均为铁素体形成元素。铁中加入铬、钼只能成为铁素体不锈钢。作为焊接件应用时，焊后状态易产生相脆性、475℃脆性及大晶粒脆性等，耐蚀性常不高。10～20℃以下即易产生低温脆性。要使不锈钢成为综合性能良好的奥氏体钢或双相钢，合金中必须加入足量的奥氏体形成元素。镍是最基本的奥氏体形成元素，但镍的资源不足，价格昂贵，不宜多加。碳的镍当量为30，但碳是产生晶间腐蚀的主要有害元素。不锈钢大多将碳含量控制在低碳级（C≤0.08%）或超低碳级（C≤0.03%），使碳对奥氏体的形成能力很有限。尤其是碳在钢中的溶解度很低，易以碳化物的形式析出，对形成奥氏体不再起作用。氮的镍当量亦为30，氮在奥氏体中的溶解度比碳高得多。如18-8不锈钢在固溶温度时碳的溶解度约为0.08%，而氮的溶解度则约为0.9%，差不多为10倍。因此不锈钢中的氮形成奥氏体的能力要比碳强得多。

　　常用的18-8和18-12奥氏体钢为亚稳定奥氏体钢，有时组织上会出现少量铁素体相（尤其是焊缝组织）。其奥氏体相受到冷变形和低温作用容易部分转变为马氏体。这些牌号加入≤0.1%的氮或加入0.10%～0.16%或0.10%～0.22%的氮后，会减少或消除基体中铁素体相的存在，奥氏体转变为马氏体也较不容易。因此氮既是奥氏体形成元素，也是奥氏体稳定元素。

　　不锈钢中的氮含量超过溶解度时，过饱和的氮在一定温度范围内会以氮化铬的形式析出，主要为Cr2N，而CrN的形式很少，可在晶界和晶内析出。有时也以（CrFe）2N的形式析出。铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢氮化铬的析出温度均约为650～950℃，双相不锈钢中约为700～1000℃。双相不锈钢中主要在/双相相界析出氮化铬。

　　5.3氮对防止双相不锈钢焊接接头产生单相铁素体起关键作用

　　双相不锈钢在固溶状态可保持两相各一半的相比，或控制在40%～60%的比例，可得到最佳的性能。当加热到1350℃～熔点温度之间时，会呈现全铁素体组织。超过熔点会成为液相。从液相冷却到低于熔点又呈现全铁素体组织。当温度降至低于铁素体溶解度曲线（见图7，AB线）时，铁素体应有转变为奥氏体的趋向。在较高温度保持较长时间，相变可达平衡状态，仍会有约一半的铁素体转变为奥氏体，回到双相不锈钢正常的相比。但是焊后冷却时，除空气中的热辐射降温外，由于只有焊接区保持高温，焊件绝大部分母材仅为室温，产生了热传导降温，使降温速度很快，能在可扩散相变的温度区域停留的时间很短，不能达到平衡状态。铁素体向奥氏体的转变很不充分。冷却后常常呈现奥氏体相低于10%的单相铁素体组织。使该区域丧失双相钢的性能，而呈现出铁素体不锈钢很差的性能。1971年以前第一代双相不锈钢主要由于焊接接头存在单相铁素体相的问题，双相钢很难在焊接构件上推广应用，致使双相不锈钢处于近半个世纪的停顿。只有在焊接件能进行固溶处理时才易应用。

　　焊件如在焊后状态应用，要防止焊缝中单相铁素体组织的产生，抑制焊缝铁素体的过量增加。主要的措施是采用镍当量较高的焊接材料。通常可用镍当量比母材提高2%～4%的焊接材料，也可加入适量的氮，即提高焊接材料的镍当量，使焊接材料在平衡状态下奥氏体的相比例超过通常的50%，达到60%～70%。这样焊缝在焊后状态时奥氏体相可以达到30%左右，保持了焊缝双相不锈钢的组织。

　　焊接接头的高温热影响区在焊后状态也易产生单相铁素体相。母材的非热影响区和热影响区属同一个材料，具有同样的化学成分，仅为状态不同。非热影响区属固溶状态，热影响区属焊接热影响状态。这两部分都被应用，要求具有双相不锈钢应有的组织与性能。非热影响区要求相比各一半，由化学成分确定的镍当量与铬当量已是确定量，不宜改变。不能采用焊接材料中提高镍当量的方法。不能因要改进高温热影响区的组织和性能而牺牲母材的组织和性能。1971年以后研发了含氮双相不锈钢，镍当量原来主要由镍来承担改变为由镍与氮共同承担，即在维持镍当量的前提下，改由氮来取代部分镍，可使高温热影响区从高温铁素体相区降温时，有更多的铁素体相转变为奥氏体相。原因为氮相对于镍存在以下特性。

　　双相不锈钢的镍当量和铬当量都是按钢的合金的平均含量计算的。非含氮钢和含氮钢的镍当量、铬当量相同时，双相钢中的奥氏体相由于奥氏体形成元素含量高，其镍当量要比钢的镍当量高。由于氮的分配系数比镍低得多。含氮钢中奥氏体相中的氮含量为铁素体相中的10倍，而奥氏体相中的镍含量仅为铁素体相的1.67倍。因而含氮钢中奥氏体相的镍当量要比非含氮钢中奥氏体相的镍当量高得多。在升温进入高温铁素体相区时，此奥氏体相会转变为铁素体相。但由于时间短，新生成的铁素体相中仍会保持较多的奥氏体形成元素，尤其是氮。在降温时，温度降到低于铁素体溶解度曲线以下时，即存在铁素体转变为奥氏体相的趋向。新生成的铁素体相中的氮和镍等奥氏体形成元素的含量越高，越容易转变为奥氏体。相变为成核和长大过程，局部的高氮和镍区域容易成为奥氏体相的核心，随着氮、镍元素向核心区域的扩散，奥氏体相不断长大。即氮含量越高，铁素体相变成为奥氏体的趋向和速度越高。

　　铁素体向奥氏体相变的过程，是奥氏体形成元素氮和镍向相变区扩散提高浓度的过程。氮原子扩散速度比镍原子快，含氮钢由铁素体相变为奥氏体的速度要比非含氮钢快。同一冷却速度时，铁素体相变为奥氏体的量要多。

　　在铁素体向奥氏体转变时，奥氏体形成元素的镍当量越高，铁素体越容易转变为奥氏体。周围的铁素体向奥氏体形核区扩散一个单位的氮，可相当于扩散30个单位的镍所提高的奥氏体形成能力。因此含氮钢对铁素体相变为奥氏体的促进作用，要比无氮钢强得多。

　　此外，由图7可见，当铬当量与镍当量的比值约为2时，高温铁素体相区的温度区域较宽，冷却时在较高温度即达到铁素体溶解度曲线，即在较高温度时就可开始产生由铁素体到奥氏体的相变。在同样的冷却速度下，产生奥氏体相可稍多。如铬当量与镍当量之比较高时，要冷却到较低温度才可能产生铁素体到奥氏体的相变，产生的奥氏体相会较少。

　　按照EN13445：2009的规定，双相不锈钢的焊接工艺评定中要求对双相不锈钢的焊缝应检验显微组织。热影响区的铁素体含量应为30%～70%。距离熔合线约为两倍晶粒尺寸的高温热影响区铁素体含量应≤85%。如焊接材料采用了与奥氏体铁素体相匹配的类型时，焊缝铁素体含量应在30%～70%之间。如果焊接材料为非匹配型（如奥氏体型），则焊缝金属中的铁素体含量不要求检验。这些试验应作为ENISO15614-1：2004焊接工艺评定和ENISO13613：2004产品试验中的附加要求。

　　[1]陆世英，不锈钢概论，化学工业出版社，2013

　　[3]吴玖等，双相不锈钢，冶金工业出版社，1999

　　[6]黄嘉琥，不锈钢晶间腐蚀GB/T214332008《不锈钢压力容器晶间腐蚀敏感性检验标准释义，新华出版社，2008

　　[8]黄嘉琥，超级不锈钢的耐晶间腐蚀性能及其检验，不锈，2013，60（3），6～23

　　[10]黄嘉琥，超低温压力容器用奥氏体不锈钢，不锈，第（1）部分，2012,55（2），3～10；第（2）分，2012,56（3），9～17