渭师院金属材料学课件05不锈耐蚀钢

Chap.5不锈耐蚀钢5.1钢的腐蚀现象

工业生产和日常生活中经常遇到各种腐蚀介质，有各种强酸、有机酸、盐溶液及含有腐蚀气体和水蒸汽的气氛等。这些物质的制造、运输、贮存、使用都离不开容器、管道、反应塔、泵等。在这些过程中，腐蚀介质会对容器等产生腐蚀作用－－电化学腐蚀。腐蚀产生的根本原因：其微观成分、组织、应力的不均匀，导致钢内微区域间电极电位的差异，形成了阳极区和阴级区，在由腐蚀介质形成的电解质溶液作用下形成通路，构成腐蚀微电池。（1）阳极过程Fe变成离子进入溶液，同时在阳极留下价电子（2）阴极过程电子由阳极流到阴极后，被溶液中的去极化剂（D）吸收在非氧化性酸中，是以H+为去极化剂，H+吸收电子形成H，再结合形成H2，即在中性盐等介质中，由于溶液中溶解有氧，O2和H2O还原成OH-离子，成为主要的阴极去极化子，即微电池的电位差越大，微阳极和微阴极间电流强度也越大，微阳极的腐蚀也越严重。腐蚀微电池作用在开始阶段和腐蚀过程中产生阳极极化和阴极极化作用，使阳极电位由负向正方向升高，阴极电位由正向负降低。阳极极化：由于表面形成保护膜，阻碍阳极金属与溶液接触，阻止金属形成离子进入溶液，因而降低阳极表面电荷密度；阴极极化：由于消耗电子的阴极过程的速度比阳极流来的e电子的速度慢，阴极过程受到阻碍，造成电子堆积，阴极表面电荷密度升高。分析材料的抗蚀性的一种方法就是测定该材料的阳极极化曲线。具有活化－钝化转变的金属的阳极极化曲线有特殊的形式，如图所示。图中有三个不同的电化学行为区：活化区（A），钝化区（P）和过钝化区（T）。由于极化作用，阳极电位升高。当阳极达到最大电流Ip、阳极电位为ep时，产生了阳极钝化，阳极过程受到极大阻滞，电流Ip突然下降到最小值I最小。ep称为初始钝化电位，Ip称为临界电流。在很宽的阳极电位范围内保持I最小的腐蚀电流，阳极处于钝化区（P）。阳极电位超过eB后，腐蚀电流又迅速增加，这种现象称为过钝化，eB称为击穿电位。阳极极化曲线提供了该材料的钝化电位范围、钝化态下的腐蚀速度（I最小）、获得钝化状态的条件及钝化状态下的相对稳定性。影响阳极极化曲线相对位置的主要因素有两方面：材料本身的成分、组织等；介质的种类。A：活化状态，有大的腐蚀电流，腐蚀速度大；B：相对稳定的活化状态，腐蚀电流较大，腐蚀速度较快；C：不稳定状态；D：相对稳定的钝化状态，腐蚀速度小；E：稳定的钝化状态，可自钝化，腐蚀速度很小；F：过钝化状态，有较高的腐蚀速度不锈耐蚀钢的电化学腐蚀形式有：一般腐蚀、晶间腐蚀、点腐蚀（在氯离子介质中易发生）和应力腐蚀（在拉应力作用下发生）。晶间腐蚀、点腐蚀和应力腐蚀是不允许的。如有一种发生，即认为该材料在该介质中不耐蚀。根据不同情况对钢的耐蚀性提出不同的要求。（1）不锈钢：在大气及弱腐蚀介质中耐蚀的钢。腐蚀速度小于0.01mm/年，称为完全耐蚀；小于0.1mm/年，称为耐蚀；大于0.1mm/年，称为不耐蚀。（2）耐蚀钢：在各种强腐蚀介质中耐蚀的钢。腐蚀速度小于0.1mm/年，称为完全耐蚀；小于1mm/年，称为耐蚀；大于1mm/年，称为不耐蚀。不锈钢和耐蚀钢简称不锈钢。对不锈钢性能的要求为：良好的耐蚀性、足够的强度、韧性和良好的工艺性能――塑性和焊接性。5.2提高钢耐蚀性的途径耐蚀与否取决于材料本身和腐蚀介质。材料本身的成分和组织是引起电化学腐蚀的内因，介质和温度等是引起电化学腐蚀的外因。对于材料设计者而言，是通过设计材料的成分和组织来满足各种腐蚀介质要求的。根据钢发生电化学腐蚀的原理，提高钢耐蚀性的途径有：提高基体的电极电位，降低原电池的电动势；在表面生成稳定牢固的保护膜；使钢为单相组织，减少微电池的数量。5.2.1成分对钢耐蚀性的影响一般来说，纯铁在腐蚀介质中处于活化状态，不耐蚀。但在如硝酸等强氧化性介质中，铁可以处于钝化状态。因为铁表面生成一层致密的具有尖晶石结构（MgO·Al2O3）的g-Fe2O3薄膜，与铁牢固结合在一起，腐蚀微电池作用受阻滞，腐蚀停止。g-Fe2O3的稳定性差，容易被许多酸和离子破坏，腐蚀继续发生，所以铁一般不耐蚀。要提高钢的耐蚀性，必须提高这种钝化膜的稳定性，即形成比g-Fe2O3更稳定的合金元素的复合氧化膜，或者在铁表面形成其它稳定的保护膜。铁中加入10%～12%以上的Cr，Fe的钝化能力显著提高。因为钝化膜中富集了Cr的氧化物。Cr含量在12.5%、25%和37.5%（mol％）时，腐蚀速度突然降低。氧化物中Cr/Fe最高可达9。富Cr的氧化膜也具有尖晶石结构，其厚度在1~2nm之间，在许多介质中具有高的稳定性。随Cr量增加，阳极钝化的临界电流Ip和钝化状态下的腐蚀电流I最小降低，初始钝化电位ep降低，钝化电位范围扩大。Ni也能提高Fe的耐蚀性，在非氧化性的硫酸中更为显著。当Ni的摩尔分数为12.5%和25%时，耐蚀性明显提高。Ni加入Cr不锈钢中，能提高其在硫酸、醋酸、草酸及中性盐（特别是硫酸盐）中的耐蚀性。Mn加入铬不锈钢中，当Cr≥17%时显著提高钢在有机酸中的耐蚀性，这方面作用比Ni明显。Mo能提高不锈钢的钝化能力，扩大钢的钝化介质范围，如在热硫酸、稀盐酸、磷酸及有机酸中，含Mo钢中能形成含Mo的钝化膜，这种含Mo钝化膜在许多强腐蚀介质中具有很高的稳定性，能防止Cl-对膜的破坏。不锈钢中加入2~4%Si时，可以提高钢在盐酸、硫酸和高浓硝酸中的耐蚀性。钢中加入少量的贵金属元素Cu、Pt、Pd，可以提高钢在硫酸和有机酸中的耐蚀性。因为Cu、Pt、Pd在钢表面沉积下来，作为附加阴极使钢在很小的阳极电流下达到钝化状态。5.2.2工作介质对不锈钢耐蚀性的影响钢的钝化与介质的特点有关，特别是与介质的氧化能力有关。在氧化介质（如硝酸――NO3-是氧化性的）中，表面容易形成氧化膜，钝化时间短。在非氧化介质（如硫酸、盐酸、有机酸）中，含氧量低，钝化所需时间长，含氧量低到一定程度后就不能钝化。所以，必须根据工作介质的特点来正确选择使用不锈钢，或者说必须研究开发适用于不同介质的不锈钢。在弱腐蚀介质，如大气、水蒸气和水等中，只要固溶体中Cr＞10~12%就能保证钢不锈。在氧化性酸中，如硝酸，固溶体中Cr>16%才能有较高的钝化能力。在稀硫酸等非氧化性酸中，高Ni、含Mo、Cu的钢才能满足对耐蚀性的要求。在盐酸中，一般来讲不锈钢是不耐蚀的，需要使用Ni-Mo合金。在强有机酸中，由于介质中氧含量低，只有Cr-Mn系含Mo、Cu不锈钢才可能满足耐蚀性的要求。5.3不锈钢的组织与分类

不锈钢含碳量的表示方法：①当平均含碳量≥1.0%时，用两位数字表示，如11Cr17(平均含碳量为1.10%)；②当1.0%>平均含碳量≥0.1%时，用一位数字表示,如2Cr13（平均含碳量为0.20%）③当0.1%>含碳量上限>0.03%时，以“0”表示，如0Cr18Ni9（含碳量上限为0.08%）④当0.03%≥含碳量上限>0.01%时（超低碳），以“03”表示，如03Cr19Ni10(含碳量上限为0.03%）⑤当含碳量上限≤0.01%时(极低碳)，以“01”表示，如01Cr19Ni11（含碳量上限为0.01%）注：旧标准含碳量表示方法为：当含碳量≤0.08%时，以“0”表示，如0Cr18当含碳量≤0.03%时，以“00”表示，如00Cr18Ni105.3不锈钢的组织与分类各种不锈钢中可能含有Cr、Ni、Mn、Mo、Cu、Si、C、N、Ti、Nb等合金元素，但均含有Cr。Cr、Mo、Ti、Nb、Si为铁素体形成元素，Ni、Mn、Cu、C、N为奥氏体形成元素。不锈钢的显微组织可以从Fe-Cr-Ni和Fe-Cr-Mn三元相图中查出。从Fe-Cr-Ni三元相图1100℃等温截面上可以看到，随Ni含量增加，单相g相区可以溶解Cr量也随之增大。而从Fe-Cr-Mn三元相图1000℃等温截面上可以看出，Mn扩大g相区的能力有限，单相区仅能溶解14%Cr。C、N是扩大g相区的元素，为在Cr-Mn-C-N钢中获得单相奥氏体所需最少C、N含量与钢中Cr含量之间的关系是：

w(C)+w(N)＝0.078[w(Cr)-0.125]0.125为Fe-Cr二元相图中g相区能溶解的最大Cr量。根据这个关系可知，18%Cr钢中加入0.429%C、N才能形成单相g。例如，对Cr17Mn13不锈钢，为获得单相g，C+N=0.35%。由于钢中的C≤0.1%，故需添加的N量必须≥0.25%。N在钢中溶解度取决于氧化物形成元素Cr和Mn的量。实验证明，N的固溶度w(N)≈（Cr+Mn）/100。对于上述Cr17Mn13不锈钢，N的固溶度w(N)≈0.3%，即为获得单相g，钢中加入的N量应在0.25~0.3%之间。钢的实际成分和组织之间的关系一般可以根据Cr当量－Ni当量图得知，即将a形成元素折合成Cr的作用，g形成元素折合成Ni的作用：Cr当量＝Cr+1.5(Mo+Ti)+1.75Nb+2.0Si＋5.5Al+5V+0.75WNi当量＝Ni+Co+0.5Mn+30C+25N+0.3Cu绘成Fe-Cr当量－Ni当量等温截面，类似于Fe-Ni-Cr三元相图。要获得单相奥氏体组织，必须使这两类元素达到某种平衡，否则钢中就会出现一定量的铁素体，称为复相组织。Fe-18Cr-12Mn-0.48NFe-22Cr-17Mn-0.13C-0.68N根据不锈钢的基体组织，将其分为五大类：（1）马氏体不锈钢：含碳量0.05~0.45%的Cr13型不锈钢（0Cr13，1Cr13，2Cr13，3Cr13，4Cr13）、Cr17Ni2型不锈钢（0Cr17Ni2、1Cr17Ni2）和不锈轴承钢9Cr18等，高温加热淬火后的基体为马氏体，其中碳含量小于0.1%的0Cr13和0Cr17Ni2钢在高温下为g＋d复相组织，淬火后为马氏体＋少量d铁素体的复相组织。（2）铁素体不锈钢：铬含量11%~30%，具有体心立方晶体结构、在使用状态下以铁素组织为主，如0Cr17Ti、1Cr25Ti、1Cr26Mo1等。主要特点是耐应力腐蚀、点蚀、缝隙腐蚀等局部腐蚀性能优良。铁素体不锈钢的强度高，而冷加工硬化倾向较低，导热系数为奥氏体不锈钢的30%~50%，线膨胀系数仅为Cr-Ni奥氏体不锈钢的60%~70%，但Cr含量大于16%的铁素体不锈钢存在一些缺点和不足，突出表现在室温、低温韧性差，缺口敏感性高，对晶间腐蚀比较敏感。（3）奥氏体不锈钢：在室温下具有单相奥氏体组织，其中：铬镍奥氏体不锈钢有1Cr18Ni9、1Cr18Ni9Ti、00Cr18Ni10、0Cr18Ni18Mo2Cu2Ti等；Cr-Mn-Ni奥氏体不锈钢有1Cr18Mn8Ni5N；Cr-Mn-N奥氏体不锈钢有1Cr17Mn13N等。（4）奥氏体-铁素体复相不锈钢：在室温下具有奥氏体＋铁素体复相组织，如Cr21Ni5Ti，00Cr22Ni5Mo3N，00Cr18Ni5Mo3Si2等。铁素体体积分数为50~70%。（5）沉淀硬化不锈钢：淬火后得到马氏体，时效处理时在马氏体基体上析出强化相（金属间化合物），产生沉淀强化效应。这类钢属于高强度或超高强度不锈钢。5.4不锈耐蚀钢的腐蚀特性5.4.1奥氏体不锈钢的晶间腐蚀奥氏体不锈钢焊接后焊缝及热影响区（550~800℃）在诸如浓度为50~60%的热硝酸溶液、含铜盐和氧化铁的硫酸溶液、热有机酸等许多介质中会发生晶间腐蚀，是腐蚀破坏中危害最大的一种。晶间腐蚀产生机制：

奥氏体不锈钢的晶间腐蚀主要是由钢中的C引起的。例如，对1Cr18Ni9钢，当C≤0.03%时不发生晶间腐蚀，当C>0.03%时，随C浓度增加，晶间腐蚀倾向加重。含C高的奥氏体不锈钢发生晶间腐蚀的直接原因：－－贫化理论。不锈钢中碳在奥氏体里的固溶度随着温度的升高而增加，奥氏体不锈钢经固溶处理快速冷却后，奥氏体中的碳处于过饱和状态。在550~800℃范围，特别是在600~750℃范围停留，奥氏体中过饱和的碳会迅速地向晶界扩散，在晶界上析出连续网状的富铬碳化物Cr23C6。由于铬的扩散速度太慢而得不到及时的补充，引起晶界周围基体产生宽度约10-5cm的贫铬区，铬浓度低于钝化所需要的含铬量12%，在许多介质中没有钝化能力。贫铬区和晶粒本身的电化学性能的差异，使贫铬区（阳极）和处于钝化态的基体（阴极）之间建立起一个具有很大电位差的活化-钝化电池，贫铬区成为微阳极而发生腐蚀。贫铬理论适用于在弱氧化性介质中发生的晶间腐蚀。

若在此温度区间长时间加热，通过Cr的扩散使贫铬区中Cr浓度增高到12%以上，晶间腐蚀倾向就会消失。不同的钢在500~800℃范围C的溶解度不同，所以有着不同的晶间腐蚀倾向。铁素体不锈钢也会发生晶间腐蚀，但敏化处理和避免这种类型腐蚀的热处理制度则与奥氏体不锈钢相反。铁素体不锈钢从925℃以上快冷后对晶间腐蚀敏感,但经650～815℃短时间回火后，便可消除这种敏感性。原因：（1）认为铁素体不锈钢在500~800℃范围内即使在晶界析出Cr23C6，但由于Cr在a相中的扩散速度远比g相中高约103倍，Cr23C6析出造成的贫铬区会迅速消失。此解释占主导地位。（2）认为消除了内应力（见应力论机理）在铁素体不锈钢的焊接件与奥氏体不锈钢焊接件上产生的晶间腐蚀的部位也有所不同。前者产生于紧靠焊缝部位,后者则产生于距焊缝较远的部位。这主要是由于在铁素体不锈钢的晶界上，碳化铬的析出速度很快，一般的冷却速度无法抑制这种析出。由于铬在铁素体不锈钢的扩散速度较快，所以通过缓冷或回火可以消除贫铬现象。

解决C致奥氏体不锈钢的晶间腐蚀倾向的方法：

降低钢中的C量，生产超低碳不锈钢，使钢中C浓度小于在500~800℃范围的溶解度(0.03%)。在钢中加入适量的强碳化物形成元素Ti或Nb，形成TiC或

NbC，固定钢中的C。在1100℃，与TiC相平衡的奥氏体中C的溶解度仅在0.01%以下，这就排除了Cr23C6析出的可能性。如果加热温度过高，TiC或NbC开始大量溶解，或Ti、Nb量添加不足，有过剩的C溶于奥氏体中，则发生

Cr23C6析出。为此，钢中添加Ti或Nb的量应满足下列条件：

0.8%≥w(Ti)≥5(w(C)-0.02)1.0%≥w(Nb)≥10(w(C)-0.02)

使钢中含有一定量的d铁素体（10~50%）。在500~800℃

范围Cr23C6在d/g相界d相一侧析出，排除了在奥氏体晶界析出Cr23C6的可能性。

改变介质的腐蚀性，或采用适当的工艺措施以尽量避免金属或合金在不适宜的温度受热，或在可能条件下重新进行固溶处理或其他合适的热处理工艺。

第二相析出理论－－s相在奥氏体晶界析出。超低碳奥氏体不锈钢特别是含Mo钢，如0Cr18Ni9Ti、00Cr17Ni13Mo2，固溶的Mo和Ti促进s相在晶界析出，在晶界产生贫Cr区，在

65%（体积分数）的热沸腾硝酸中产生晶间腐蚀。

Cr的氮化物(Cr2N)在奥氏体晶界的析出。当N含量高于

0.16%时，由于沿晶界析出Cr2N而增加晶间腐蚀倾向。但是，当N<0.16%时，N会抑制Cr23C6在晶界的析出，有利于改善奥氏体钢的晶间腐蚀。

晶界吸附理论－－杂质元素P和Si在晶界的偏析也会造成奥氏体不锈钢在某些介质中（氧化性介质）的晶间腐蚀。属非敏化态晶间腐蚀。如热的浓硝酸＋重铬酸盐溶液（即含六价铬离子的硝酸溶液）中，经1050℃固溶处理后，奥氏体晶间腐蚀最严重，腐蚀电位处于过钝化电位区

。

应力论（铁素体不锈钢）－－认为铁素体不锈钢经高温固溶和空冷后显示晶间腐蚀趋势，源于第二相沉淀时导致其周围邻近的晶体点阵发生畸变而产生巨大的内应力，畸变区在腐蚀介质中显示出优先溶解的阳极行为。快冷能抑制第二相析出，650~815℃退火能消除内应力，均可消除晶间腐蚀现象。检验奥氏体不锈钢晶间腐蚀倾向的方法：将钢样固溶处理后在650℃保温时间2小时（称为晶间腐蚀敏化处理），然后放入加速腐蚀介质，试验完毕后，将试样用弯曲法、电阻法和失重法等检测是否发生晶间腐蚀及其腐蚀程度。①65％硝酸试验法：煮沸240h，每48h更换一次试剂。间隔一段时间后取出试样称量失重，以腐蚀率来评定晶间腐蚀倾向。可测定s相析出引起的晶间腐蚀；②硫酸-硫酸铜试验法：55mlH2SO4＋110gCuSO4·5H2O＋1000ml蒸馏水，煮沸60h后，观察试样弯曲部分的表面是否有晶间腐蚀裂纹，以评定晶间腐蚀倾向。不能测定s相析出引起的晶间腐蚀。③10％草酸浸蚀法：通过观察不锈钢的显微组织，将晶界的状态进行分类评定；④硝酸-氢氟酸试验法：浸在70℃的10%硝酸-3%氢氟酸溶液中试验，以腐蚀率来评定晶间腐蚀倾向，适用于含钼的奥氏体不锈钢的晶间腐蚀倾向；⑤硫酸-硫酸铁试验法：将奥氏体不锈钢在硫酸-硫酸铁溶液中煮沸试验后，以腐蚀率来评定晶间腐蚀倾向；5.4.2不锈钢的应力腐蚀奥氏体不锈钢在张应力作用下在某些介质中经过一段时间就会发生断裂，且随张应力的增大，断裂的时间缩短。这种在应力和介质共同作用下的断裂称为应力腐蚀断裂。它与单纯由应力造成的破坏不同，这种腐蚀在极低的应力条件下也能发生；与单纯由腐蚀引起的破坏也不同，腐蚀性极弱的介质也能引起腐蚀开裂。按照裂纹发展过程的电化学反应，分为：

阳极反应敏感型应力腐蚀，是指这类应力腐蚀裂纹的形成和发展过程是以裂纹处金属的阳极溶解为基础的，裂纹的成长速度也由金属阳极溶解速度决定。

阴极反应敏感型应力腐蚀，是指这类应反应过程中由于阴极吸氢而造成的脆性破坏，它也称为氢脆型应力腐蚀，也称氢脆。

通常说的应力腐蚀，指的是阳极反应敏感型应力腐蚀。破坏过程

a.孕育阶段，即裂纹的诱发期，为裂纹的成核作准备。保护膜生成并引起极化，电位升高。继而电位下降，说明保护膜被破坏，钢继续溶解。电位持续降低说明微裂纹开始形成。裂缝的起源点往往在点腐蚀小孔或腐蚀小坑的底部。

b.裂纹稳定扩展阶段，即裂纹的传播期。在应力和腐蚀介质的联合作用下，裂纹缓慢扩展，试样开始伸长。裂缝扩展有沿晶间、穿晶粒和混合型三种，主裂缝通常垂直于应力方向，多半有分枝。

c.裂纹失稳扩展阶段。这是最后的机械性破坏。裂缝端部尖锐，裂缝内壁及金属外表面的腐蚀程度通常很轻微，裂缝端部的扩张速度很快，断口具有脆性断裂的特征。

腐蚀介质

产生应力腐蚀的材料和介质并不是任意的，只有二者是某种组合时才会发生应力腐蚀。引起奥氏体不锈钢应力腐蚀的介质有：酸性和中性的氯化物溶液；海水；熔融氯化物；热的氟化物溶液；热的氢氧化物溶液。5.4.2.1奥氏体不锈钢应力腐蚀的机制一般认为，应力腐蚀是应力和化学腐蚀共同作用的结果，主要分为阳极溶解型和氢致开裂型。阳极溶解型包括：活性通路－电化学理论认为：由于合金成分、微结构的差异，及多相合金和晶界的析出物存在等原因，在合金中存在一条易于腐蚀的大致连续的活性通路。电化学环境下，此活性通路为阳极，电化学反应沿着此通路进行。已被证实。2.

表面膜破裂－－金属溶解理论认为：裂纹尖端由于连续塑性变形，表面膜发生破裂，裸露金属形成极小的范围有限的阳极区，在腐蚀介质中发生溶解。金属的其它部位特别是裂纹的两侧作为阴极。在腐蚀介质和拉应力的共同作用下，合金局部区域表面膜反复破裂和形成，最终导致应力腐蚀裂纹的产生。这一过程中裂纹尖端的再钝化速度起决定作用，只有膜修复速度达到一定值时才能产生应力腐蚀开裂。但不能解释非钝化膜体系的SCC。

滑移－溶解机制在初始裂纹诱发阶段的张应力作用下，表面膜发生破裂，位错随滑移面运动移出表面，形成表面滑移台阶，破坏了表面钝化膜。裸露的滑移台阶若来不及修补成完整的钝化膜，就会发生阳极溶解，遇到障碍后溶解停止，形成蚀坑，溶解区重新进入钝化状态。此时位错停止移动，造成位错重新塞积，当遇到应力或活性离子的作用时，位错再次开动，蚀坑继续向纵深发展，在张应力作用下互相连接，形成腐蚀裂纹，裂纹扩展，最终导致穿晶断裂。腐蚀裂纹发生在露头的｛111｝滑移面，但传播面尚有争议。许多人认为是沿｛111｝面，也有人认为是｛100｝面或不确定。SCC速率受表面膜生长速率控制。

蠕变破裂模型和滑移模型大体相似，但认为膜破裂不是滑移台阶造成，而是宏观蠕变的综合效应。只能解释SCC的宏观现象。

隧道腐蚀模型（非主流）强调膜破裂后的孔蚀过程。认为在平面排列的位错露头处或新形成的滑移台阶处，处于高应变的金属原子择优腐蚀，沿位错线向纵深发展形成隧洞，在应力作用下金属发生撕裂－撕裂停止－重新隧道腐蚀－撕裂－裂纹扩展－过载断裂。3.闭塞电池腐蚀理论认为：在设备的某些部位上存在特殊的几何形状，使被闭塞在空腔内的腐蚀液的化学成分与整体溶液产生很大差别，导致空腔内的电位降低成为阳极而溶解，从而产生蚀坑，在应力和腐蚀的联合作用下蚀坑扩展为裂纹。4.阳极溶解新理论

⑴应力集中提高表面原子活性。认为晶体受拉力时，空位浓度增加，空位运动到裂纹尖端并代替裂尖的一个原子时，裂纹就前进一个原子距离而扩展。无法解释SCC断口的韧脆转变及SCC样特定晶面的形核和扩展。

⑵膜或疏松层导致解理应力腐蚀。认为膜的存在使位错阻力增大，位错发射困难，膜厚使得发射位错的临界应力强度因子大于材料的断裂韧性时，裂纹解理扩展，材料韧断变脆断。

⑶溶解促进局部塑性变形导致SCC。Jones理论（饱和双空位）、Kanfman理论（应力集中）、Magnin理论（裂尖原子溶解）。检验应力腐蚀敏感性的方法：将试样浸在42%MgCl2沸腾溶液中，施加一恒定应力，测定应力作用下断裂的时间。层错能的高低影响位错滑移方式，从而影响应力腐蚀敏感性。层错能高的钢形变时采取交滑移方式，位错缠结呈网状分布，引起表面的台阶小，钝化膜不易被破坏，或破坏小易于修补。层错能低，不易发生交滑移，表面台阶宽大，裂纹易形成。铁素体不锈钢为BCC结构，层错能高，易发生交滑移，导致表面钝化膜破坏少，所以对应力腐蚀的敏感度低；奥氏体不锈钢为FCC结构，层错能低，不易发生交滑移，易导致表面钝化膜发生较大破坏，所以对应力腐蚀敏感。Ni和C都增高层错能，故高Ni奥氏体钢有较高的应力腐蚀抗力。N促进呈平面分布，促进应力腐蚀。5.4.2.2影响应力腐蚀的因素影响应力腐蚀的因素有介质特点、附加应力、温度、钢的组织和化学成分。介质：在含有甚至低于25×10-6质量浓度的Cl-的介质中，奥氏体不锈钢都会发生应力腐蚀。随Cl-浓度升高，应力腐蚀破坏时间缩短。在微酸性FeCl2、MgCl2溶液中，氧促进应力腐蚀。在PH值小于4的酸性介质中，H+浓度越高，应力腐蚀破坏时间越短。当PH值大于4~5时，加入NO3-、I-及醋酸盐，则可以抑制应力腐蚀。应力：只有张应力才会引起应力腐蚀。在温度恒定时，应力越大，破坏时间越短。应力腐蚀速度取决于施加应力与钢屈服强度之比s/ss。ss越高，应力腐蚀敏感度越高，特别是ss≥1时更明显。因此，钢的屈服强度越高，抗腐蚀断裂的能力越高。钢的组织：含15~26%Cr的铁素体不锈钢对Cl-引起的应力腐蚀不敏感。

Cr18Ni9型奥氏体不锈钢对应力腐蚀很敏感，而含铁素体的复相不锈钢有低的应力腐蚀敏感性。在不稳定的奥氏体不锈钢中，形变引起的马氏体相变增加应力腐蚀敏感性。超低碳的Cr18Ni9型钢在腐蚀过程中由于H的渗入，在形变下H促进g-a’的马氏体转变，并在a’马氏体中形成裂纹。而在稳定的奥氏体不锈钢中，H的渗入不会引起氢脆。温度：温度可影响化学反应速度和物质输送速度等。在含Cl-的水溶液中，80℃以上才产生应力腐蚀。温度越高，应力腐蚀断裂时间越短。化学成分：低Ni奥氏体不锈钢对应力腐蚀敏感，而高Ni钢（Ni>45%）就不会发生应力腐蚀，因为Ni增加钢的层错能。N促进而C降低奥氏体不锈钢的应力腐蚀敏感性，因为N降低而C增加钢的层错能，当它们固溶在奥氏体基体中时。Cr在高于12%Cr的奥氏体不锈钢中，其含量越高，应力腐蚀敏感性越高。Si在单相奥氏体不锈钢和复相不锈钢中都提高应力腐蚀抗力，这可能与Si形成稳定的保护膜有关，一般地Si加入量为2~4%质量浓度。Cu能改善奥氏体不锈钢的应力腐蚀，一般加入2%左右。Mo使奥氏体不锈钢应力腐蚀破裂的诱发期缩短。P、锑、铋、Al降低奥氏体不锈钢的应力腐蚀抗力。残余S形成MnS，优先被溶解并形成裂纹源。Ti和Nb的影响不明显。5.4.2.3防止奥氏体不锈钢应力腐蚀开裂的措施改变钢的成分，添加2~4%Si或2%Cu或增加Ni含量（超过

35~40%Ni）。提高钢的纯洁度，降低N含量，使其低于0.04%，减少P、

S、As等杂质元素含量。采用高纯铁素体不锈钢或铁素体含量控制在50~70%的奥氏体－铁素体复相钢。减少或消除残余应力。5.4.3不锈钢的点腐蚀不锈钢在含Cl-介质中表面会出现点状凹坑腐蚀，称为点腐蚀。点腐蚀又称孔蚀，是一种腐蚀集中于金属表面的很小范围内、并深入到金属内部的腐蚀形态。点腐蚀的特征（条件）：多发生于表面生成钝化膜的金属材料（如不锈钢、Al合金、

Mg合金、Ti合金）或表面有阴极性镀层的金属材料（如碳钢表面镀Sn、Cu、Ni）；发生在有特殊离子的介质中，即有氧化剂（如空气中的氧）和同时有活性阴离子存在的钝化液中。对含有卤素离子的腐蚀介质特别敏感。当在腐蚀介质中钢表面形成的腐蚀微电池的电位高于钢的阳极极化曲线上的击穿电位eB（点蚀电位）时，则钢发生点腐蚀。点蚀电位反映了表面钝化膜被击穿的难易程度。点蚀机制：

点蚀成核（发生）阶段

成核理论：

⑴钝化膜破坏理论：点蚀坑是由于腐蚀性阴离子在钝化膜表面吸附，并穿过钝化膜而形成可溶性化合物（如氯化物）所致；

⑵吸附理论：点蚀的发生是由于活性氯离子和氧的竞争吸附结果造成的。当金属表面上氧的吸附点被氯离子取代后，氯离子和钝化膜中的阳离子结合形成可溶性氯化物，结果在新露出的基体金属的特定点上产生小蚀坑（点蚀核）

点蚀敏感位置：理论上，点蚀可在金属的光滑表面上的任何位置产生。但实际上，因为金属表面存在划痕、晶界、位错露头，以及含有MnS等夹杂物，晶界上有碳化物沉积等，蚀坑在这些位置优先萌生。

孕育期：孕育期长短取决于介质中氯离子的浓度、PH值及金属的纯度，一般时间较长。Cl-浓度在一定临界值以下不会发生点蚀。

蚀坑生长（发展）阶段蚀坑的发展是化学和电化学共同作用的结果。比较公认的是自催化理论，即闭塞电池作用：蚀坑一旦形成，坑内金属处于活性状态，电位较负，成为阳极，金属发生溶解形成离子；坑外金属表面仍处于钝化，电位较正，成为阴极，发生吸氧反应。蚀坑内外构成一个活化－钝化微电偶腐蚀电池。随着腐蚀的进行，坑口沉积的锈蚀层Fe(OH)3和垢层CaCO3使坑内逐渐形成一个闭塞电池。闭塞电池形成后，溶解氧不易扩散进入，造成氧浓度差。蚀坑内溶解的Fe2+离子不易向外扩散，造成Fe2+浓度不断增加。为保持电中性，坑外氯离子向坑内迁移，形成可溶性FeCl3盐，氯离子浓度达到整体溶液的3~10倍。坑内氯化物浓缩，水解使坑内坑外PH值下降，吸氧反应又发生。如此，点蚀以自催化过程不断向深处发展。

介质中含有去极化作用的阳离子Fe3+、Cu2+等时，加速点腐蚀。OH-、NO3-等阴离子对点腐蚀有缓蚀作用，使产生点腐蚀的Cl-浓度升高。不锈钢中的夹杂物、晶界析出相和晶界等是点腐蚀易发生的位置。特别是MnS，易在无机酸中溶解，形成点腐蚀源。晶界Cr23C6和s相析出造成贫Cr区也是点腐蚀源。这些位置表面钝化膜的均匀性受到破坏，使Cl-容易穿透这些位置的脆弱的钝化膜，并与钢基体发生作用，从而破坏了钝化膜。点腐蚀是由于表面钝化膜的稳定性受到破坏所致。所以，为了提高点腐蚀抗力，最有效的办法就是提高钝化膜的稳定性。这方面Cr和Mo的作用最佳，Ni次之。因此，常将Cr+3.3%Mo作为表示钢耐点腐蚀的指标来发展新钢种。钢中含N，钢的eB值增加，点腐蚀抗力增加，含0.3%N的钢不发生点腐蚀。N的作用是因为钢溶解出来的N以NH4+存在，可防止局部凹坑中腐蚀初期PH的降低，使表面易钝化，阻碍蚀坑的变大。抑制点腐蚀的措施：降低介质中Cl-浓度、Fe3+、O2浓度，加入缓蚀剂OH-、NO3-；降低钢中非金属夹杂物含量，特别是MnS；选用高铬含钼的奥氏体不锈钢（Cr22Ni26Mo5Ti）、含N0.1%

以上的钢（00Cr22Ni12Mo2.5N）、以及高纯铁素体不锈钢（Cr26M01,Cr26Mo4），发展超低硫的钢种（Cr18Ni8MoN）检验点腐蚀的方法：电化学方法：即在3.5%NaCl水溶液中测定钢的击穿电位eB，

eB越正，抗点腐蚀能力越强；化学浸泡法：即在10%FeCl·6H2O水溶液中浸泡6小时，称量失重，计算点腐蚀坑的数目、深度和宽度。5.5不锈钢的强化与脆化5.5.1铁素体不锈钢严格定义上的铁素体不锈钢是在室温下为单相a的固溶体，含铬量在11%~30%，具有体心立方晶体结构。优点：屈服强度ss在280~460MPa之间，与奥氏体不锈钢相比，其强度较高（奥氏体不锈钢的ss约为230MPa）。具有导热系数大，膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀优良等特点，多用于制造耐大气、水蒸气、水及氧化性酸腐蚀的零部件。不足：冲击韧性低，韧脆转化温度较高。要改善铁素体不锈钢的力学性能，必须抑制钢的晶粒尺寸、化学成分、马氏体量、间隙原子含量及第二相。铁素体不锈钢的强化：主要依靠增加固溶元素的含量和种类产生的固溶强化，例如Cr17Ti提高Cr含量，形成Cr25Ti，加入Mo

形成Cr26Mo1。另外，细化晶粒也有一定的强化效果。晶粒尺寸：铁素体由于原子扩散快，晶粒开始粗化温度低，粗化速度快。在600℃以上，铁素体不锈钢的晶粒就开始长大，而奥氏体不锈钢相应的温度为900℃。化学成分：若铁素体不锈钢中添加微量的Ti，形成Ti(C,N)，或高温下含有一定量奥氏体，就可以阻碍晶粒长大，提高晶粒粗化温度。细化铁素体不锈钢晶粒，可以提高钢的强度，同时对韧性也有利。马氏体量：在高温下含有一定量奥氏体后，在冷却时将发生马氏体转变，得到铁素体＋部分马氏体组织。少量马氏体（体积分数小于15~20%）将增高均匀伸长率，对塑性有利。同时，由于细化了铁素体晶粒，就消除了含有少量马氏体对冲击韧性的不利影响，降低钢的韧脆转变温度。铁素体不锈钢，特别是高Cr铁素体不锈钢存在多种脆性：当钢中含量高于15.5%时，钢在400~500℃范围缓冷或停留，a固溶体将发生调幅分解，形成细小的Cr含量约为80%的球状a’相。这时钢的强度升高，塑性和韧性明显降低。这种现象在475℃时表现最明显，因而称之为475℃脆性。

a’相的析出使孪晶非常容易形成，而孪晶变形使得裂纹极易形成，因而造成脆化。不可能完全消除这种脆性。间隙原子C、N以及合金元素对475℃脆化都有影响，但具体的影响规律还不很清楚，因此如何通过合金化的方式来延迟这种脆化是一个正在研究的课题。随Cr含量增高，其脆化倾向增加。

当含Cr较高的钢在500~800℃之间加热时，自固溶体中会析出s相，s相一般在晶界和表面形成，产生很大内应力，造成沿晶界开裂。完全抑制s相的析出是不可能的，但钢的纯净度、合金元素的种类和添加量以及变形等都对s相的析出有明显影响。提高纯净度可以延迟s相的析出，而塑性变形促进s相形成。合金元素对s相析出的影响虽然进行了很多研究工作，但是还没有得到比较可靠的结论，目前仍在以高纯Fe-Cr合金为基础进行大量的研究。高Cr铁素体不锈钢，当含有较多C、N原子时，在高温加热后的冷却过程中，C、N原子会沿晶界成连续网状析出，由于C、N化物本身的脆性以及它们与基体交界面的结合强度低，因而在室温或以下温度产生脆化。这种脆化可以通过精炼降低C、N含量，即提高钢的纯净度来解决，也可以通过使C、N化物分散析出于基体中，即阻止它们在晶界成网状析出来控制。5.5.2奥氏体不锈钢在常温下具有奥氏体组织的不锈钢。钢中含Cr约18%、Ni8%~10%、C约0.1%时，具有稳定的奥氏体组织。奥氏体不锈钢无磁性,具有高韧性和塑性，但强度较低，不能通过相变使之强化，仅能通过冷加工进行强化。此类钢除耐氧化性酸介质腐蚀外，如果含有Mo、Cu等元素还能耐硫酸、磷酸以及甲酸、醋酸、尿素等的腐蚀。此类钢中的含碳量若低于0.03%或含Ti、Ni，就可显著提高其耐晶间腐蚀性能。高硅的奥氏体不锈钢浓硝酸肯有良好的耐蚀性。由于奥氏体不锈钢具有全面的和良好的综合性能，在各行各业中获得了广泛的应用。奥氏体不锈钢可分为组织稳定型和亚稳定型两大类。亚稳定型奥氏体不锈钢在某一温度以下变形会使部分奥氏体转变为马氏体。5.5.2奥氏体不锈钢奥氏体不锈钢可分为组织稳定型和亚稳定型两大类。亚稳定型奥氏体不锈钢在某一温度以下变形会使部分奥氏体转变为马氏体。奥氏体不锈钢一般屈服强度低，塑性韧性好，韧脆转变温度低。奥氏体不锈钢的脆化是由于s相析出造成，这在含Mo和Ti的钢中表现得更为明显，因为Mo和Ti促进s相的析出。影响奥氏体不锈钢强度的因素之一是固溶于奥氏体中的溶质原子的种类和含量，即固溶强化。间隙原子C、N的固溶强化效应远大于置换式原子，而且N的强化效应最大。在置换式溶质原子中，铁素体形成元素的强化效应大于奥氏体形成元素。组织因素对奥氏体不锈钢强度的影响表现在：随晶粒尺寸和孪晶间平均距离变小强度增加；

d相和马氏体含量增加，钢的强度增加。以Cr18Ni9亚稳定型奥氏体不锈钢为例，影响其力学性能的统计经验公式分别为：ss(MPa)＝67.8+493w(N)+354w(C)+20w(Si)+3.7w(Cr)+14.5w(Mo)+18.5w(V)+4.5w(W)+40w(Nb)+26.2w(Ti)+12.6w(Al)+2.46d＋7.1d-1/2sb(MPa)=447+847w(N)+539w(C)+37w(Si)+1.7w(Ni)+18.5w(Mo)+77w(Nb)+46.2w(Ti)+18.5w(Al)+2.2d+12.6t-1/2

y=77+0.81w(Si)+0.94w(Mn)+1.3w(Cu)+1.6w(Al)-0.20w(Ni)-6.6w(Nb)+0.99t-1/2-1.0d-1/2式中，w(x)为各元素的质量分数，d为铁素体的体积百分数，t为孪晶间平均距离(mm)，d为晶粒平均截距(mm)。由于超低碳奥氏体不锈钢的强度过低，达不到工程设计要求，必须加以强化。通常是加入少量（0.12~0.22%）N，以提高其强度。例如加入0.21%N使Cr18Ni9钢的ss从200MPa提高到370MPa以上。在强度方面，Cr-Mn-N和Cr-Mn-Ni-N奥氏体不锈钢较高。亚稳定奥氏体不锈钢在冷变形时发生部分马氏体转变，使得钢在冷作硬化基础上又加上马氏体强化。在Md点以下到Ms点之间的塑性变形引起马氏体转变，称为形变诱导马氏体转变。随变形量增加，马氏体量增加。越接近Md点，产生马氏体转变所需的形变量越大，超过Md点，形变就不再诱发马氏体转变，即Md点是形变诱发马氏体相变的最高温度。越接近Ms点形变，越能增加马氏体量。影响Ms点和Md点的经验公式为：

Ms(a’)=1305-61.1w(Ni)-41.7w(Cr)-33.3w(Mn)-27.8w(Si)-1667w（C+N）

Md(a’)=413-9.5w(Ni)-13.7w(Cr)-8.1w(Mn)-9.2w(Si)-18.5w(Mo)-462(C+N)亚稳定奥氏体不锈钢用来制造不锈弹簧，其最佳成分为：0.08~0.1%C，17~18%Cr，6~9%Ni。例如，0.09%C-17.4%Cr-6.2%Ni钢的Ms点在0~-76℃，采用零下温度轧制，可以产生较好的强化效果。为消除内应力，提高弹性极限和塑性，一般在400℃回火，在消除内应力的同时，使弹性极限和塑性有所提高。5.5.3高强度不锈钢在生产实际中有这样的需求，即牺牲一些抗蚀性来获得高强度。在这种情况下常采用沉淀强化法，即加入Mo、Ti、Al等合金元素，使其在钢中形成金属间化合物沉淀相，如Fe2Mo、Ni3Mo、Ni3Ti、Ni3Al等。这类不锈钢称为沉淀强化不锈钢。根据钢的基体和热处理工艺，沉淀强化不锈钢分为马氏体型沉淀强化不锈钢和半奥氏体型沉淀强化不锈钢。（1）马氏体型沉淀强化不锈钢17-4H是马氏体沉淀硬化不锈钢，即美国ASTM630，相当于

0Cr17Ni4Cu4Nb，化学成分：%Cr:15.5-17.5；%Ni:3.0-5.0；%Cu:3.0-5.0；%Nb:0.15-0.45；%C:≤0.07，热处理工艺：1050℃固溶，空冷或者油冷；480℃×1-4h时效，硬度HB420。在常用的亚稳定奥氏体不锈钢基础上，对钢的成分进行适当调整，即降低Cr含量并增加Ni含量以消除d铁素体，同时加入Mo、Al、Ti、Nb等合金元素，使钢在高温下为单相奥氏体、冷却时发生马氏体转变，然后再在425~600℃时效，从过饱和的马氏体基体中析出弥散分布的金属间化合物而产生沉淀强化。例如，向13%Cr-18%Ni钢中加入2.2%Mo、1.1%Al的钢（称为PH13-8Mo钢），经奥氏体化并淬火然后在510℃时效4小时后，得到ss＝1450MPa，sb＝1550MPa，d＝12%，HRC47的力学性能。又如，向12%Cr-8%Ni-2.5%Cu钢中加入1.2%Ti和0.3%Nb的钢（称为Custom455钢），经高温固溶处理和480℃时效4小时后，ss＝1620MPa，sb＝1690MPa，d＝12%，HRC49。这类钢存在475℃脆性和高温回火脆性。这类钢用于锻件或棒材，由于时效温度低，因热应力产生的变形量小，可在固溶处理后精加工，然后再时效强化。（2）半奥氏体型沉淀强化不锈钢这类钢也是对亚稳定奥氏体不锈钢(如Cr17Ni7)的成分做适当调整，通过加入Mo、Al、Ti、Nb等合金元素而发展起来的。但是，钢在固溶处理后的组织（室温下）为：奥氏体＋8~10%d铁素体。经过调整热处理、冷处理或冷变形等使奥氏体转变为马氏体，最终在425~550℃时效，使起沉淀强化作用的金属间化合物从马氏体中析出。调整热处理（两次时效）：1065℃固溶＋760℃×1.5h＋空冷＋510℃×0.5h冷处理：1065℃固溶＋950℃调整热处理后冷至室温＋-73℃×8h＋510℃×1h冷加工：1065℃固溶＋室温冷加工（60%变形量）＋480℃×1h列入我国国家标准钢板牌号的有0Cr17Ni7A、0Cr17Ni4Cu4Nb和0Cr15Ni7M02Al三种。例如，向15%Cr-7%Ni钢中加入2.2%Mo、1.2%Al的钢（称为PH15-7Mo钢），固溶处理＋-76℃冷处理＋510℃1h时效后，ss可达到1550MPa，sb可达到1655MPa，d为6%，HRC48。值得注意的是，这类钢除像马氏体型沉淀强化不锈钢一样具有475℃脆性和高温回火脆性外，若在315℃以上使用，使用过程中会继续析出金属间化合物而使钢变脆。因此，要限制其使用温度。5.5.4双相不锈钢所谓双相不锈钢是在其固溶组织中铁素体相与奥氏体相约各占一半，一般量少相的含量也需要达到30%。在含C较低的情况下，Cr含量在18%~28%，Ni含量在3%~10%。有些钢还含有Mo、Cu、Nb、Ti、N等合金元素。该类钢兼有奥氏体和铁素体不锈钢的特点，与铁素体相比，塑性、韧性更高，无室温脆性，耐晶间腐蚀性能和焊接性能均显著提高，同时还保持有铁素体不锈钢的475℃脆性以及导热系数高，具有超塑性等特点。与奥氏体不锈钢相比，强度高，特别是屈服强度显著提高，且耐晶间腐蚀、耐氯化物应力腐蚀、耐腐蚀疲劳等性能有明显的改善。双相不锈钢是一种节镍不锈钢，分为Cr-Ni型和Cr-Mn-N型。目前实际工程最常用的a+g双相不锈钢是Cr-Ni型，使用量最大的是SAF2205(22%Cr-5%Ni-3%Mo-0.15%N)。双相不锈钢品种发展方向是，减少镍，提高锰、氮元素含量。

双相不锈钢的性能特点

由于两相组织的特点，通过正确控制化学成分和热处理工艺，使双相不锈钢兼有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的优点，它将奥氏体不锈钢所具有的优良韧性和焊接性与铁素体不锈钢所具有的较高强度和耐氯化物应力腐蚀性能结合在一起，正是这些优越的性能使双相不锈钢作为可焊接的结构材料发展迅速，80年代以来已成为和马氏体型、奥氏体型和铁素体型不锈钢并列的一个钢类。被广泛应用于石油化工设备、海水与废水处理设备、输油输气管线、造纸机械等工业领域，近年来也被研究用于桥梁承重结构领域，具有很好的发展前景。

（1）含钼双相不锈钢在低应力下有良好的耐氯化物应力腐蚀性能。一般18-8型奥氏体不锈钢在600℃以上中性氯化物溶液中容易发生应力腐蚀断裂，在微量氯化物及硫化氢工业介质中用这类不锈钢制造的热交换器、蒸发器等设备都存在着产生应力腐蚀断裂的倾向，而双相不锈钢却有良好的抵抗能力。

（2）含钼双相不锈钢有良好的耐孔蚀性能。在具有相同的孔蚀抗力当量值（PRE=Cr%+3.3Mo%+16N%）时，双相不锈钢与奥氏体不锈钢的临界孔蚀电位相仿。双相不锈钢与奥氏体不锈钢的耐孔蚀性能与AISI316L相当。含25%Cr尤其是含氮的高铬双相不锈钢的耐孔蚀和缝隙腐蚀性能超过了AISI316L。

（3）具有良好的耐腐蚀疲劳和磨损腐蚀性能。在某些腐蚀介质的条件下，适用于制作泵、阀等动力设备。

（4）综合力学性能好，有较高的强度、疲劳强度和塑韧性。屈服强度是18-8型奥氏体不锈钢的2倍。固溶态的延伸率达到25%，韧性值AK（V型槽口）在100J以上。

（5）可焊性良好，热裂倾向小，一般焊前不需预热，焊后不需热处理，可与18-8型奥氏体不锈钢或碳钢等异种焊。既不像铁素体不锈钢的焊接热影响区，由于晶粒严重粗化而使塑韧性大幅降低，也不像奥氏体不锈钢对焊接热裂纹比较敏感。

（6）含低铬（18%Cr）的双相不锈钢热加工温度范围比18-8型奥氏体不锈钢宽，抗力小，可不经过锻造，直接轧制开坯生产钢板。含高铬（25%Cr）的双相不锈钢热加工比奥氏体不锈钢略显困难，可以生产板、管和丝等产品。

（7）冷加工时比18-8型奥氏体不锈钢加工硬化效应大，在管、板承受变形初期，需施加较大应力才能变形。

（8）与奥氏体不锈钢相比，导热系数大，线膨胀系数小，适合用作设备的衬里和生产复合板。也适合制作热交换器的管芯，换热效率比奥氏体不锈钢高。

（9）仍有高铬铁素体不锈钢的各种脆性倾向。双相不锈钢中含铬量愈低，s等脆性相的危害性也愈小。

5.6不锈耐蚀钢的生产工艺特点5.6.1热加工不锈钢热塑性的影响因素：

表面柱状晶。不锈钢由于钢锭具有穿透的柱状晶、粗大的初生晶粒以及偏析等，在高温锻造时往往会沿初生晶界开裂，特别是钢锭扒皮后，粗大柱状晶暴露于表面时。因此，为提高不锈钢的热塑性，首先要将钢锭加热均匀，开始锻造时要轻，以破坏表面柱状晶，得到一层再结晶后的等轴细晶粒。

高温下组织中d相和g相的相对量。d相和g相的相对量在0~18%范围内时都有满意的热塑性。随d相和g相相对量的增加，热塑性降低。在18~23%范围内为低塑性区，在32~68%范围内为坏塑性区。但是，即使在低塑性区和坏塑性区，一般锻材和轧板也不存在很大问题，只是穿管时在低塑性区成品率低，在坏塑性区不能穿管。复相钢的低塑性是由于在高温下d相的强度低于g相，发生较大变形时，二者变形抗力不同，引起d/g相界面撕裂。5.6.2冷加工不锈钢的冷加工性能和钢的组织密切相关。单相奥氏体不锈钢比铁素体不锈钢具有更好的冷弯性能，而稳定的奥氏体不锈钢比亚稳定奥氏体不锈钢冷加工性要好，单相不锈钢比复相不锈钢冷加工性好。具有低的屈服强度和应变硬化速率的钢，冷变形抗力小，能够承受更大变形量的变形。单相奥氏体不锈钢的ss比铁素体不锈钢低，稳定奥氏体不锈钢的应变硬化速率比亚稳定型奥氏体不锈钢小，因此冷加工性能发生相应变化。5.6.3热处理铁素体不锈钢的热处理：退火主要是为使锻轧后或冷加工后的钢恢复到加工前的塑性状态。由于铁素体不锈钢在900℃以上加热时晶粒就开始显著粗化，故退火温度一般为800～875℃。退火后的组织为高铬铁素体＋少量碳化物。退火温度低于800℃时有可能发生s相析出，钢的韧性降低。奥氏体不锈钢的热处理包括再结晶退火和固溶处理

再结晶退火处理－－再结晶温度随变形量而改变。再结晶退火温度的选择范围比较宽，只要保证晶粒不快速长大；

固溶处理－－不加Ti、Nb的含碳较高的奥氏体不锈钢的固溶处理是为了消除晶间腐蚀倾向并获得比较均匀的成分和组织。例如对最常用的1Cr18Ni9钢选择1050~1100℃固溶处理。过高的固溶处理温度会造成晶粒粗化。含Ti、Nb的钢或超低碳的钢和复相钢的固溶处理是为了获得比较均匀的成分和组织，保证有良好的耐蚀性和塑性。正常的固溶处理温度1050~1100℃。过高的固溶处理温度会造成晶粒粗化，对含Ti、Nb钢会增加晶间腐蚀倾向。5.7不锈钢中合金元素的作用对不锈钢而言，最常用的元素有十几种，除了组成钢的基本元素铁以外，对不锈钢的性能与组织影响最大的元素是：碳、铬、镍、锰、氮、钼、钛、铌、铜、硅、钴等。这些元素中除碳、硅、氮以外，都是化学元素周期表中位于过渡族的元素。实际上工业上应用的不锈钢都是同时存在几种以至十几种元素的，当几种元素共存于不锈钢中时，它们的影响要比单独存在时复杂得多，在这种情况下不仅要考虑各元素自身的作用，而且要注意它们互相之间的影响，因此不锈钢的组织决定于各种元素影响的总和。Cr在不锈钢中的决定作用：决定不锈钢属性的唯一元素，每种不锈钢都含有一定数量的铬。铬之所以成为决定不锈钢性能的主要元素，根本的原因是向钢中添加铬作为合金元素以后，促使其内部的矛盾运动向有利于抵抗腐蚀破坏的方面发展。这种变化可以从以下方面得到说明：

①铬使铁基固溶体的电极电位提高

②铬吸收铁的电子使铁钝化C在不锈钢中的两重性：碳