原標題：【與不銹同行】奧氏體和雙相不銹鋼多為含氮鋼（下）

　　4.1氮對力學性能的影響

　　將鉻含量和氮含量相同的奧氏體不銹鋼和雙相不銹鋼相比較，雙相鋼中奧氏體相的固溶氮含量要比奧氏體不銹鋼中的固溶氮含量高，這會使雙相鋼的強度高于奧氏體不銹鋼。

　　4.2氮對不銹鋼耐蝕性能的影響

　　4.3氮對不銹鋼耐晶間腐蝕性能的影響

　　氮對奧氏體不銹鋼的耐晶間腐蝕性能有正反兩個方面的影響。氮在固溶狀態時溶入基體中，當又經650～950℃的溫度區域時，由于溶解度下降，過飽和的氮可能以Cr2N的形式在晶界析出。

　　1）在同一溫度下，氮在奧氏體不銹鋼中的溶解度高于碳的溶解度。往往先析出碳化鉻后才析出氮化鉻。Cr2N中的鉻含量低于Cr23C6，形成貧鉻區的貧鉻程度較低。Cr2N的析出溫度為650～950℃，比Cr23C6的析出溫度400～950℃范圍窄。因此不銹鋼中氮對降低耐晶間腐蝕性能的作用要比碳的作用低得多。

　　3）中氮型的18-8和18-12奧氏體不銹鋼如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間腐蝕性能。由圖5可見，隨著304L中氮含量的提高，在沸騰硝酸法晶間腐蝕試驗中，腐蝕率降低，耐晶間腐蝕性能提高。

　　5）高耐蝕性的超級不銹鋼中超級奧氏體不銹鋼和超級雙相不銹鋼均含氮，已不采用以鈦或鈮穩定化的方法來提高耐晶間腐蝕性能。但在超級鐵素體不銹鋼中仍采用加入鈦和鈮的雙穩定化措施，保證具有較高的耐晶間腐蝕性能。

　　5、氮對不銹鋼組織的影響

　　鉻和鉬是保證不銹鋼具有耐蝕性的最基本的合金元素，但鉻和鉬均為鐵素體形成元素。鐵中加入鉻、鉬只能成為鐵素體不銹鋼。作為焊接件應用時，焊后狀態易產生相脆性、475℃脆性及大晶粒脆性等，耐蝕性常不高。10～20℃以下即易產生低溫脆性。要使不銹鋼成為綜合性能良好的奧氏體鋼或雙相鋼，合金中必須加入足量的奧氏體形成元素。鎳是最基本的奧氏體形成元素，但鎳的資源不足，價格昂貴，不宜多加。碳的鎳當量為30，但碳是產生晶間腐蝕的主要有害元素。不銹鋼大多將碳含量控制在低碳級（C≤0.08%）或超低碳級（C≤0.03%），使碳對奧氏體的形成能力很有限。尤其是碳在鋼中的溶解度很低，易以碳化物的形式析出，對形成奧氏體不再起作用。氮的鎳當量亦為30，氮在奧氏體中的溶解度比碳高得多。如18-8不銹鋼在固溶溫度時碳的溶解度約為0.08%，而氮的溶解度則約為0.9%，差不多為10倍。因此不銹鋼中的氮形成奧氏體的能力要比碳強得多。

　　常用的18-8和18-12奧氏體鋼為亞穩定奧氏體鋼，有時組織上會出現少量鐵素體相（尤其是焊縫組織）。其奧氏體相受到冷變形和低溫作用容易部分轉變為馬氏體。這些牌號加入≤0.1%的氮或加入0.10%～0.16%或0.10%～0.22%的氮后，會減少或消除基體中鐵素體相的存在，奧氏體轉變為馬氏體也較不容易。因此氮既是奧氏體形成元素，也是奧氏體穩定元素。

　　不銹鋼中的氮含量超過溶解度時，過飽和的氮在一定溫度范圍內會以氮化鉻的形式析出，主要為Cr2N，而CrN的形式很少，可在晶界和晶內析出。有時也以（CrFe）2N的形式析出。鐵素體不銹鋼和奧氏體不銹鋼氮化鉻的析出溫度均約為650～950℃，雙相不銹鋼中約為700～1000℃。雙相不銹鋼中主要在/雙相相界析出氮化鉻。

　　5.3氮對防止雙相不銹鋼焊接接頭產生單相鐵素體起關鍵作用

　　雙相不銹鋼在固溶狀態可保持兩相各一半的相比，或控制在40%～60%的比例，可得到最佳的性能。當加熱到1350℃～熔點溫度之間時，會呈現全鐵素體組織。超過熔點會成為液相。從液相冷卻到低于熔點又呈現全鐵素體組織。當溫度降至低于鐵素體溶解度曲線（見圖7，AB線）時，鐵素體應有轉變為奧氏體的趨向。在較高溫度保持較長時間，相變可達平衡狀態，仍會有約一半的鐵素體轉變為奧氏體，回到雙相不銹鋼正常的相比。但是焊后冷卻時，除空氣中的熱輻射降溫外，由于只有焊接區保持高溫，焊件絕大部分母材僅為室溫，產生了熱傳導降溫，使降溫速度很快，能在可擴散相變的溫度區域停留的時間很短，不能達到平衡狀態。鐵素體向奧氏體的轉變很不充分。冷卻后常常呈現奧氏體相低于10%的單相鐵素體組織。使該區域喪失雙相鋼的性能，而呈現出鐵素體不銹鋼很差的性能。1971年以前第一代雙相不銹鋼主要由于焊接接頭存在單相鐵素體相的問題，雙相鋼很難在焊接構件上推廣應用，致使雙相不銹鋼處于近半個世紀的停頓。只有在焊接件能進行固溶處理時才易應用。

　　焊件如在焊后狀態應用，要防止焊縫中單相鐵素體組織的產生，抑制焊縫鐵素體的過量增加。主要的措施是采用鎳當量較高的焊接材料。通?？捎面嚠斄勘饶覆奶岣?%～4%的焊接材料，也可加入適量的氮，即提高焊接材料的鎳當量，使焊接材料在平衡狀態下奧氏體的相比例超過通常的50%，達到60%～70%。這樣焊縫在焊后狀態時奧氏體相可以達到30%左右，保持了焊縫雙相不銹鋼的組織。

　　焊接接頭的高溫熱影響區在焊后狀態也易產生單相鐵素體相。母材的非熱影響區和熱影響區屬同一個材料，具有同樣的化學成分，僅為狀態不同。非熱影響區屬固溶狀態，熱影響區屬焊接熱影響狀態。這兩部分都被應用，要求具有雙相不銹鋼應有的組織與性能。非熱影響區要求相比各一半，由化學成分確定的鎳當量與鉻當量已是確定量，不宜改變。不能采用焊接材料中提高鎳當量的方法。不能因要改進高溫熱影響區的組織和性能而犧牲母材的組織和性能。1971年以后研發了含氮雙相不銹鋼，鎳當量原來主要由鎳來承擔改變為由鎳與氮共同承擔，即在維持鎳當量的前提下，改由氮來取代部分鎳，可使高溫熱影響區從高溫鐵素體相區降溫時，有更多的鐵素體相轉變為奧氏體相。原因為氮相對于鎳存在以下特性。

　　雙相不銹鋼的鎳當量和鉻當量都是按鋼的合金的平均含量計算的。非含氮鋼和含氮鋼的鎳當量、鉻當量相同時，雙相鋼中的奧氏體相由于奧氏體形成元素含量高，其鎳當量要比鋼的鎳當量高。由于氮的分配系數比鎳低得多。含氮鋼中奧氏體相中的氮含量為鐵素體相中的10倍，而奧氏體相中的鎳含量僅為鐵素體相的1.67倍。因而含氮鋼中奧氏體相的鎳當量要比非含氮鋼中奧氏體相的鎳當量高得多。在升溫進入高溫鐵素體相區時，此奧氏體相會轉變為鐵素體相。但由于時間短，新生成的鐵素體相中仍會保持較多的奧氏體形成元素，尤其是氮。在降溫時，溫度降到低于鐵素體溶解度曲線以下時，即存在鐵素體轉變為奧氏體相的趨向。新生成的鐵素體相中的氮和鎳等奧氏體形成元素的含量越高，越容易轉變為奧氏體。相變為成核和長大過程，局部的高氮和鎳區域容易成為奧氏體相的核心，隨著氮、鎳元素向核心區域的擴散，奧氏體相不斷長大。即氮含量越高，鐵素體相變成為奧氏體的趨向和速度越高。

　　鐵素體向奧氏體相變的過程，是奧氏體形成元素氮和鎳向相變區擴散提高濃度的過程。氮原子擴散速度比鎳原子快，含氮鋼由鐵素體相變為奧氏體的速度要比非含氮鋼快。同一冷卻速度時，鐵素體相變為奧氏體的量要多。

　　在鐵素體向奧氏體轉變時，奧氏體形成元素的鎳當量越高，鐵素體越容易轉變為奧氏體。周圍的鐵素體向奧氏體形核區擴散一個單位的氮，可相當于擴散30個單位的鎳所提高的奧氏體形成能力。因此含氮鋼對鐵素體相變為奧氏體的促進作用，要比無氮鋼強得多。

　　此外，由圖7可見，當鉻當量與鎳當量的比值約為2時，高溫鐵素體相區的溫度區域較寬，冷卻時在較高溫度即達到鐵素體溶解度曲線，即在較高溫度時就可開始產生由鐵素體到奧氏體的相變。在同樣的冷卻速度下，產生奧氏體相可稍多。如鉻當量與鎳當量之比較高時，要冷卻到較低溫度才可能產生鐵素體到奧氏體的相變，產生的奧氏體相會較少。

　　按照EN13445：2009的規定，雙相不銹鋼的焊接工藝評定中要求對雙相不銹鋼的焊縫應檢驗顯微組織。熱影響區的鐵素體含量應為30%～70%。距離熔合線約為兩倍晶粒尺寸的高溫熱影響區鐵素體含量應≤85%。如焊接材料采用了與奧氏體鐵素體相匹配的類型時，焊縫鐵素體含量應在30%～70%之間。如果焊接材料為非匹配型（如奧氏體型），則焊縫金屬中的鐵素體含量不要求檢驗。這些試驗應作為ENISO15614-1：2004焊接工藝評定和ENISO13613：2004產品試驗中的附加要求。

　　[1]陸世英，不銹鋼概論，化學工業出版社，2013

　　[3]吳玖等，雙相不銹鋼，冶金工業出版社，1999

　　[6]黃嘉琥，不銹鋼晶間腐蝕GB/T214332008《不銹鋼壓力容器晶間腐蝕敏感性檢驗標準釋義，新華出版社，2008

　　[8]黃嘉琥，超級不銹鋼的耐晶間腐蝕性能及其檢驗，不銹，2013，60（3），6～23

　　[10]黃嘉琥，超低溫壓力容器用奧氏體不銹鋼，不銹，第（1）部分，2012,55（2），3～10；第（2）分，2012,56（3），9～17