节镍奥氏体不锈钢Cr18Mn6Ni4N的组织及性能

房菲，李静媛，王一德，秦丽雁

（1.北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083；2.太原钢铁（集团）有限公司，山西太原030002）

节镍奥氏体不锈钢Cr18Mn6Ni4N的组织及性能

房菲1，李静媛1，王一德1，秦丽雁2

（1.北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083；2.太原钢铁（集团）有限公司，山西太原030002）

为节约镍资源，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节镍型奥氏体不锈钢固溶后的力学性能和耐蚀性能，以期获得可替代304不锈钢的新钢种。结果表明：Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42不锈钢的力学性能和耐蚀性能与304不锈钢相当。分析了该成分不锈钢时效处理后的组织演变规律、冷变形过程中奥氏体稳定性及形变诱发马氏体相变过程。结果表明：800℃是Cr2N相析出的鼻尖温度，随着时效时间的增加，析出相首先以颗粒状形貌沿晶界析出，而后以胞状析出方式向晶内生长。冷轧压下率18.5%时尚未发现形变诱发马氏体组织，随着变形量增大，片层状ε'马氏体含量先增加后减少至消失，而板条状α'马氏体含量逐渐增多，相对磁导率增加，但其奥氏体稳定性远高于304不锈钢。可见，Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42不锈钢可替代304不锈钢。

节镍；奥氏体不锈钢；力学性能；耐蚀性能；组织

以304不锈钢为代表的奥氏体不锈钢具有良好的成形性、耐腐蚀性，并且无磁性，因此应用范围非常广泛。为保持奥氏体组织，奥氏体不锈钢通常需要Ni含量高达8%以上，而Ni价昂贵、资源匮乏［1］，因此，节镍奥氏体不锈钢的开发具有重要意义。目前，以Mn、N代替Ni开发出的200系列不锈钢，虽然其Ni含量降到较低的水平，节约了成本、降低了不锈钢的价格。但由于200系不锈钢存在成分设计上的缺陷，如节Ni的同时降低了Cr含量，使得耐腐蚀性能尤其是耐均匀腐蚀性能大幅度下降［2］，另外过高的Mn含量极易造成焊接过程中重金属析出及污染。目前，200系节镍不锈钢的各项性能尚无法达到与304不锈钢相当，开发高性能节镍型奥氏体不锈钢依然是不锈钢研究领域的热点课题［3⁃5］。本研究拟通过优化Cr、Ni、Mn、N元素含量，以期获得与304不锈钢性能相当的，高耐蚀、高强、高奥氏体稳定性的无磁奥氏体不锈钢。

1 实验材料及方法

通过真空感应熔炼炉熔炼3炉实验锭坯，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钢为某公司生产的锭坯。锭坯于1 200℃下保温2 h后热锻成厚度为50 mm的钢坯。锭坯经1 250℃保温2.5 h后在350二辊实验轧机上进行热轧，经7道次总压下90%后热轧成厚5.8 mm的板材，终轧温度为950℃～1 000℃。热轧板在1 080℃保温15 min固溶处理，之后进行显微组织观察、力学性能和耐蚀性能测试，所有数据均测量3组。

No.3实验钢热轧固溶板在750℃、800℃、850℃中温时效处理6～15 h后，观察析出物形貌和数量，确定析出鼻尖温度，研究析出规律。No.3热轧板经酸洗后在300四辊冷轧机上进行7道次、总压下80%的冷轧，冷轧后进行1 080℃固溶处理。对冷轧板及冷轧固溶板，采用ppms⁃9VSM振动样品磁强计测量相对磁导率，采用Leica DM2500M型光学显微镜进行显微组织及析出相形貌观察，利用JEOL JXA⁃8100型电子探针显微分析仪（EPMA）观察析出相元素分布，采用Tecnai F20型透射电镜（TEM）确定析出相的晶体结构。

表1 实验钢化学成分Table1 Chemical composition of tested steels %

2 实验结果与讨论

2.1 力学性能

表1中实验钢经1 080℃固溶处理15 min后，晶界及晶内的析出相均已固溶于奥氏体基体中，实验钢均由单相奥氏体组成，且晶粒尺寸相近。固溶处理后钢板的力学性能如表2所示。从表中可以看出，由于N元素的加入，3个实验钢的σb≥740 MPa，σs≥ 410 MPa，σs／σb≥0.55，强度指标均高于304不锈钢板，其中σs已超过304不锈钢的1.68倍。同时可以看出，随着N含量从304不锈钢的0.052%增加至No.3钢的0.42%，实验材料的强度不断提高。从塑性指标延伸率来看，3个实验钢比304略低，但均不小于53.4%。由此可见，随着N含量的增加，实验钢的强度大幅度提高，但塑性却未明显降低，因此不会影响材料的结构安全性和稳定性。

C、N作为钢中的间隙固溶原子，均可以扩大钢的奥氏体相区、提高钢的强度。然而C、N在钢中八面体间隙位置的分布方式不同，N原子有较强的排斥分布倾向，N⁃N原子对呈180°分布，且N原子降低了奥氏体中密排不完全位错，限制了含间隙杂质原子团的Splin⁃tered位错运动，因此其强化效应比C强［6］。同时，N原子半径为0.07 nm，略小于C原子半径，更易于占据球半径仅为0.052 nm的八面体间隙位置，氮固溶度更高，而引起的晶格点阵畸变量小。因此N元素在提高强度的同时，对塑韧性的影响较小。

表2 实验钢力学性能Table2 Mechanical properties of the tested steels

2.2 耐腐蚀性能

按照国家标准GB／T 17899⁃1999等的测试方法，对实验钢的耐腐蚀性能进行了研究，各项耐蚀数据均测量3组并取平均值，结果如表3所示。由表可知，3个实验钢的耐点蚀能力均优于304不锈钢，这与实验钢N含量高有关。点蚀发生后，N在点蚀孔内很快与H+结合形成了NH4+，而从消耗了由于点蚀产生的H+，抑制了pH值的降低，改善了点蚀孔的环境，阻止了点蚀的进行［7］。因此高N含量的实验钢的耐点蚀能力高于304不锈钢，尤其是表征点蚀失重速率的指标（耐6%FeCl3溶液点蚀）仅为1.29～1.59 g·m-2·h-1，优于304不锈钢近10倍。实验钢经5%NaCl盐雾腐蚀100 h以上时，试样表面仍保持金属光泽，未出现锈点。在盐雾腐蚀20 d后，试样表面局部出现少量锈点。可以看出，实验钢的耐盐雾腐蚀性能与304不锈钢相当。

在耐5%H2SO4溶液均匀腐蚀方面，3个实验钢出现了较大的差异。No.1和No.2钢的指标远低于304不锈钢，均匀腐蚀失重速率分别为724.7 g·m-2·h-1和633.3 g·m-2·h-1，约比304不锈钢快1倍。No.3钢的耐均匀腐蚀速率为319.47 g·m-2·h-1，与304不锈钢接近。图1为经5%H2SO4溶液腐蚀6 h后的No.2、No.3和304钢宏观形貌，可以看出，试样表面均失去金属光泽，No.3试样表面与304试样表面腐蚀程度相近，均为均匀分布的腐蚀点，但No.2试样表面明显差于304试样表面。由此可见，综合力学性能及耐腐蚀性能，No.3钢可替代304不锈钢。

表3 实验钢耐腐蚀性能Table3 Corrosion resistance properties of the tested steels

图1 试样均匀腐蚀后宏观形貌Fig.1 Macro morphologies of samples after uniform corrosion

2.3 中温析出行为

节镍奥氏体不锈钢由于间隙固溶元素N的加入，导致析出机制与一般的奥氏体不锈钢不同，析出行为比较复杂，且析出相严重影响钢的力学性能和耐腐蚀性能［8］。

将固溶处理后No.3钢在析出敏感区间750℃、800℃和850℃等温时效处理6～15 h，结果如图2所示。

图2 No.3钢在750℃～850℃时效处理6～15 hFig.2 No.3 steel aging isothermally at 750℃～850℃for 6 to 15 h

图2 （a）～（c）为No.3钢时效6 h后的金相组织，可见，颗粒状析出相沿晶界断续弥散分布，而晶内无析出相。这是由于晶界原子排列不规则，自由能高，间隙原子易于偏聚，且晶界是原子高速扩散通道，置换原子与间隙原子在晶界扩散速率较快，因此第二相优先在晶界形核。时效温度为800℃时，实验钢的孪晶界也发现有少量析出相，并且此温度时晶界处的析出相数量最多、尺寸最大。由此可推断，No.3钢析出的鼻尖温度为800℃。图2（d）～（f）为No.3钢在800℃时效9、12、 15 h后的金相组织。由图可知，随着时效时间的延长，析出相逐渐步布满整个晶界（图2（d）），然后变粗并以锯齿状形貌向晶内生长（图2（e）），当时效时间为15 h时（图2（f）），析出相为片层形貌，其向晶粒内部以胞状方式生长。

图3为No.3钢800℃时效15 h后片层状析出相的EPMA面扫描结果。可以看出，析出相富含Cr和N元素，而C元素在基体和析出相中无明显差别，由此可推断出该析出相为Cr的氮化物。

图4为No.3钢在800℃时效15 h时明场像及选区衍射花斑分析。由图可知，胞状析出相由片层状及颗粒状析出相组成，当时效时间为15 h时，其片层宽度为50～75 nm，片层间隙为300～600 nm。析出相为密排六方结构，晶格常数a＝0.480 5 nm和c＝0.447 9 nm的Cr2N相。

图3 No.3钢800℃时效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

图4 No.3实验钢800℃时效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 冷变形过程中的奥氏体稳定性及磁性能

图5为No.3钢经不同压下率冷轧之后的金相组织。从图5（a）中可以看出，当冷轧压下率较小时（18.5%），实验钢依然为单相奥氏体组织，晶粒内部有极少量的孪晶存在，晶粒未发生明显的压扁拉长现象；当压下率增大到25.8%时（图5（b）），冷轧板中出现少量片层状和板条状的马氏体组织，并且随着压下率增加片层状分布的马氏体相互交叉分布数量增多（图5（d）中放大图）。当压下率增加至57.0%时（图5（e）），奥氏体晶粒局部发生严重扭曲，孪晶界的共格关系遭到严重破坏，图中已无法观察到完整的孪晶及奥氏体晶粒。随压下率增加钢中片层状马氏体数量减少，而板条状马氏体数量增加。板条状马氏体在钢中沿轧向分布，且随着压下率的增加分布愈加均匀。这是因为随着压下率增大，板材厚度减小，变形渗透到板材各个部位，因此形变诱导产生的马氏体相分布愈加均匀。而随着冷变形的进行，晶体取向发生转动，因此引起新生马氏体相沿轧向分布。当压下率为80.8%时（图5（h）），片层状马氏体相消失，钢中仅存在板条状马氏体，板条宽度可达1.77～5.20 μm。程晓农等［9］研究指出奥氏体层错能和应变能的综合作用决定了马氏体的形貌。因此当压下率较小时，奥氏体层错能／应变能比值较大，马氏体主要为片层状；而压下率较大时，该比值较小，马氏体主要为板条状。赵西成等［10］指出ε'马氏体的形态为细片状，而α'马氏体的形态为板条状，存在γ→ε'，γ→α'，γ→ε'→α'3种形式的马氏体转变。根据图5中马氏体形貌及数量变化过程可知，No.3钢在冷轧过程中首先存在γ→ε'（α'），ε'和α'马氏体相伴产生，而随着压下率的增加，存在ε'→α'形式的马氏体转变，直至ε'马氏体相消失，与文献结论相符。

对于奥氏体不锈钢而言，影响马氏体相形成的因素主要有组织状态，应力状态和奥氏体钢的成分等［11⁃12］。通常采用Md30／50评价变形过程中奥氏体的稳定性，Md30／50数值越低，变形过程中奥氏体越稳定。Md30／50计算公式如下：

根据式（1）可知，合金元素影响奥氏体的稳定性，特别是C、N元素含量。No.3钢的Md30／50为-132℃，远低于304不锈钢的Md30／50值（25℃），因此，可以判断出No.3钢奥氏体组织稳定性高于304不锈钢。

图6为No.3钢冷轧板中铁磁性组织含量和相对磁导率随压下率的变化情况。由图可知，当实验钢的冷轧压下率为18.5%时，实验钢中磁性体含量为0，相对磁导率为1.000，此时未有形变诱发马氏体产生，与图5（a）中结果相符。

图5 不同冷轧压下率下No.3实验钢的金相组织Fig.5 Metallographs of the No.3 tested steel at differ⁃ent cold-rolling reduction percentages

图6 No.3钢中铁磁性体含量及相对磁导率与冷轧压下率的关系曲线Fig.6 Curve of the magnetic body content and relative magnetic conductivity to cold⁃rolling reduction of No.3 tested steel

图7 固溶时间对No.3钢相对磁导率的影响Fig.7 Effect of heat treatment time on relative magnet⁃ic conductivity of No.3 tested steel

随着压下率增加至40.4%时，实验钢中铁磁性体含量为3.45%，而相对磁导率为1.066 7。随着压下率增加，实验钢中铁磁性体含量及相对磁导率不断增加，当压下率为80.8%时，实验钢中铁磁性体含量为23.42%，而相对磁导率为1.534 1，这一数值远小于太钢304不锈钢钢板冷变形50%后的相对磁导率2.291。并且文献［13］中指出304不锈钢冷轧变形量为62%时，其铁磁性体含量达到68%，此数值远高于No.3钢的15.1%（冷轧变形量为67.2%）。由此可知，No.3钢奥氏体稳定性高于304不锈钢。对压下率为80.8%的冷轧钢板在1 080℃下进行固溶处理，相对磁导率随着固溶时间的变化情况如图7所示，当固溶时间为30 min时，相对磁导率为1.021 2，满足304不锈钢钢板的出厂要求，并且随着时效时间增加，相对磁导率降低。当时效时间增加至40 min时，实验钢的相对磁导率可降低至1.001，饱和相对磁导率可降低至1.000 43。

3 结论

1）开发新型节镍奥氏体不锈钢Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42，其力学性能，耐腐蚀性能均与304不锈钢相当。

2）Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42奥氏体不锈钢中温析出鼻尖温度为800℃，析出相为具有密排六方结构的Cr2N相。且随着时效增加，析出相首先以颗粒状析出于晶界，随后为片层状形貌以胞状方式向晶内生长。

3）Cr18.4Mn5.98Ni4.62N0.42不锈钢奥氏体稳定性高于304不锈钢，且随着固溶时间的增加，冷轧钢板相对磁导率降低，其饱和相对磁导率可达1.000 43。

［1］朱凌霄.镍资源及利用［J］.新疆有色金属，2011（5）：27⁃29.ZHU Lingxiao.Nickel resource and its utilization［J］.Xinjiang Nonferrous Metals，2011（5）：27⁃29.

［2］李志，高谦，何冰，等.节镍型奥氏体不锈钢1Cr17Mn9Ni4N的组织和力学性能［J］.钢铁研究学报，2005，17（2）：68⁃71.

LI Zhi，GAO Qian，HE Bing，et al.Microstructure and me⁃chanical properties of 1Cr17Mn9Ni4N steel［J］.Journal of I⁃ron and Steel Research，2005，17（2）：68⁃71.

［3］MUKHERJEE M，KUMAR P T.Role of microstructural con⁃stituents on surface crack formation during hot rolling of stand⁃ard and low nickel austenitic stainless steels［J］.Acta Metal⁃lurgica Sinica（English Letters），2013，26（2）：206⁃216.

［4］SRIKANTH S，SARAVANAN P，SISODIA S，et al.Metallurgi⁃cal investigation into the incidence of delayed catastrophic cracking in low nickel austenitic stainless steel coils［J］.Journal of Failure Analysis and Prevention，2014，14：220⁃235.

［5］MONTICELLI C，CRIADO M，FAJARDO S，et al.Corro⁃sion behaviour of a low Ni austenitic stainless steel in car⁃bonated chloride⁃polluted alkali⁃activated fly ash mortar［J］.Cement and Concrete Research，2014，55：49⁃58.

［6］李长胜，戴起勋，陈康敏.新型奥氏体不锈钢室温拉伸性能研究［J］.热加工工艺，2006，35（20）：16⁃18.

LI Changsheng，DAI Qixun，CHEN Kangmin.Study on tensile properties of new type austenitic stainless steel at room tempera⁃ture［J］.Hot Working Technology，2006，35（20）：16⁃18.

［7］MOAYED M H，NEWMAN R C.Evolution of current transi⁃ents and morphology of metastable and stable pitting on stain⁃less steel near the critical pitting temperature［J］.Corrosion Science，2006，48（4）：1004⁃1018.

［8］EHJATI P，KERMANPUR A，NAJAFIZADEH A.Influence of nitrogen alloying on properties of Fe⁃18Cr⁃12Mn⁃XN auste⁃nitic stainless steels［J］.Materials Science and Engineering：A，2013，588：43⁃48.

［9］程晓农，戴起勋，王安东.奥氏体钢层错能与ε马氏体相变［J］.钢铁研究学报，2003，15（2）：55⁃58.

CHENG Xiaonong，DAI Qixun，WANG Andong.Stacking⁃fault energy and ε⁃martensite transformation of austenitic steels［J］.Journal of Iron and Steel Research，2003，15（2）：55⁃58.

［10］赵西成，朱达明.10Cr14Ni6Mn4不锈钢的马氏体转变［J］.金属热处理，1997（12）：15⁃17.

［11］RYOO D Y，KANG N，KANG C Y.Effect of Ni content on the tensile properties and strain⁃induced martensite transfor⁃mation for 304 stainless steel［J］.Material Science Engi⁃neering A，2011，528（6）：2277⁃2281.

［12］杨钒，黄建龙.304奥氏体不锈钢应变诱发马氏体的研究［J］.材料热处理学报，2012，33（3）：104⁃109.

YANG Fan，HUANG Jianglong.Study on strain induced martensite in 304 austenitic stainless steel［J］.Transactions of Materials and Heat Treatment，2012，33（3）：104⁃109.

［13］MESZAROS I，PROHASZKA J.Magnetic investigation of the effect of α'⁃martensite on the properties of austenitic stainless steel［J］.Journal of Materials Processing Technol⁃ogy，2005，161：162⁃168.

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.网络出版时间：2014⁃11⁃27.

国家自然科学基金资助项目（50974014，51174026）；十二五国家科技支撑计划资助项目（2012BAE04B02）.

房菲（1986⁃），女，博士研究生.李静媛（1970⁃），女，教授，博士.

李静媛，E⁃mail：lijy＠ustb.edu.cn.