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管固溶后的力学性能和耐蚀性能，以期获得可替代３０４不锈钢管的新钢种。结果表明：Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２不锈钢管的力学性能和耐蚀性能与３０４不锈钢管相当。分析了该成分不锈钢管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不锈钢管。可见，Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２不锈钢管可替代３０４不锈钢管。

以３０４不锈钢管为代表的奥氏体不锈钢管具有良好的成形性、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，奥氏体不锈钢管通常需要Ｎｉ含量高达８％以上，而Ｎｉ价昂贵、资源匮乏，因此，节镍奥氏体不锈钢管的开发具有重要意义。目前，以Ｍｎ、Ｎ代替Ｎｉ开发出的２００系列不锈钢管，虽然其Ｎｉ含量降到较低的水平，节约了成本、降低了不锈钢管的价格。但由于２００系不锈钢管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，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系节镍不锈钢管的各项性能尚无法达到与３０４不锈钢管相当，开发高性能节镍型奥氏体不锈钢管依然是不锈钢管研究领域的热点课题。本研究拟通过优化Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｎ元素含量，以期获得与３０４不锈钢管性能相当的，高耐蚀、高强、高奥氏体稳定性的无磁奥氏体不锈钢管。

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１２００℃下保温２ｈ后热锻成厚度为５０ｍｍ的钢坯。锭坯经１２５０℃保温２.５ｈ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５.８ｍｍ的板材，终轧温度为９５０℃～１０００℃。热轧板在１０８０℃保温１５ｍｉｎ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６～１５ｈ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１０８０℃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ＬｅｉｃａＤＭ２５００Ｍ型光学显微镜进行显微组织及析出相形貌观察，利用ＪＥＯＬＪＸＡ－８１００型电子探针显微分析仪（ＥＰＭＡ）观察析出相元素分布，采用ＴｅｃｎａｉＦ２０型透射电镜（ＴＥＭ）确定析出相的晶体结构。

２实验结果与讨论

２.１力学性能

表１中实验钢经１０８０℃固溶处理１５ｍｉｎ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≥７４０ＭＰａ，σｓ≥４１０ＭＰａ，σｓ／σｂ≥０.５５，强度指标均高于３０４不锈钢管板，其中σｓ已超过３０４不锈钢管的１.６８倍。同时可以看出，随着Ｎ含量从３０４不锈钢管的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。同时，Ｎ原子半径为０.０７ｎｍ，略小于Ｃ原子半径，更易于占据球半径仅为０.０５２ｎｍ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。

２.２耐腐蚀性能

按照国家标准ＧＢ／Ｔ１７８９９－１９９９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不锈钢管，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。因此高Ｎ含量的实验钢的耐点蚀能力高于３０４不锈钢管，尤其是表征点蚀失重速率的指标（耐６％ＦｅＣｌ３溶液点蚀）仅为１.２９～１.５９ｇ・ｍ－２・ｈ－１，优于３０４不锈钢管近１０倍。实验钢经５％ＮａＣｌ盐雾腐蚀１００ｈ以上时，试样表面仍保持金属光泽，未出现锈点。在盐雾腐蚀２０ｄ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不锈钢管相当。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不锈钢管，均匀腐蚀失重速率分别为７２４.７ｇ・ｍ－２・ｈ－１和６３３.３ｇ・ｍ－２・ｈ－１，约比３０４不锈钢管快１倍。Ｎｏ.３钢的耐均匀腐蚀速率为３１９.４７ｇ・ｍ－２・ｈ－１，与３０４不锈钢管接近。图１为经５％Ｈ２ＳＯ４溶液腐蚀６ｈ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不锈钢管。

２.３中温析出行为

节镍奥氏体不锈钢管由于间隙固溶元素Ｎ的加入，导致析出机制与一般的奥氏体不锈钢管不同，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。

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６～１５ｈ，结果如图２所示。

图２（ａ）～（ｃ）为Ｎｏ.３钢时效６ｈ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、１５ｈ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１５ｈ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１５ｈ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１５ｈ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１５ｈ时，其片层宽度为５０～７５ｎｍ，片层间隙为３００～６００ｎｍ。析出相为密排六方结构，晶格常数ａ＝０.４８０５ｎｍ和ｃ＝０.４４７９ｎｍ的Ｃｒ２Ｎ相。

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１.７７～５.２０μｍ。程晓农等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。对于奥氏体不锈钢管而言，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。

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：Ｍｄ３０／５０（℃）＝４１３－９.５ｗＮｉ－１３.７ｗＣｒ－８.１ｗＭｎ－９.２ｗＳｉ－１８.５ｗＭｏ－４６２×（ｗＣ＋ｗＮ）（１）

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不锈钢管的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不锈钢管。

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。

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１.０６６７。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１.５３４１，这一数值远小于太钢３０４不锈钢管钢板冷变形５０％后的相对磁导率２.２９１。并且文献［１３］中指出３０４不锈钢管冷轧变形量为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不锈钢管。对压下率为８０.８％的冷轧钢板在１０８０℃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３０ｍｉｎ时，相对磁导率为１.０２１２，满足３０４不锈钢管钢板的出厂要求，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４０ｍｉｎ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１.０００４３。

３结论

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

２）Ｃｒ１８.４Ｍｎ５.９８Ｎｉ４.６２Ｎ０.４２奥氏体不锈钢管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不锈钢管奥氏体稳定性高于３０４不锈钢管，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１.０００４３。