奥氏体不锈钢具有良好的加工性、耐腐蚀性等特点，广泛应用于建筑装饰、化工设备、航空航天等领域。为获得奥氏体组织，需要加入足够的奥氏体形成元素，如Ni、Mn、C、N等，通常Ni含量大于8% (质量分数，下同)。我国Ni资源贫乏，以Mn、N代Ni的节Ni奥氏体不锈钢发展迅速。由于200系不锈钢存在成分设计缺陷，在节约Ni资源的同时降低了Cr含量，市场流通的节Ni奥氏体不锈钢的Cr含量均低于18%，使其耐腐蚀性能大幅下降^[1]。200系不锈钢的冷加工硬化指数高，制品易发生应力开裂。目前，节Ni奥氏体不锈钢的耐腐蚀和成型性能均无法达到06Cr19Ni10 (S30408)的水平，因此，开发高性能节Ni型奥氏体不锈钢仍是不锈钢研究领域的热点课题^[2,3,4]。

Mn是一种较弱的奥氏体形成元素，增加Mn含量可提高N的固溶度^[5]，但会降低钢的耐腐蚀性^[6]。N为强烈的奥氏体形成元素，具有间隙固溶强化的作用，可提高钢的强度^[7]。在常温常压下，N在钢液中的溶解度最高，其次为奥氏体相，高温铁素体相最低^[8]。在凝固过程中，N易以气体形式溢出，使得连铸钢坯中出现气孔缺陷。因此，关于可替代S30408的高性能节Ni奥氏体不锈钢的工业化生产鲜有报道。本工作通过调整Ni、Cu、Mn、N等元素含量，以获得可替代S30408的高强度含N节Ni奥氏体不锈钢。

通过Thermo-Calc热力学相图计算软件进行实验数据分析和合金配比优化，设计了新型节Ni含N奥氏体不锈钢 08Cr19Mn6Ni3Cu2N (QN1803)。成分特点为：高Cr (质量分数大于18%，下同)、节Ni (小于3.5%)、高Cu (大于1.5%)、含N (大于0.2%)。

铸坯经冶炼、连铸、热轧、冷轧和固溶等工序处理，得到不同状态下的实验材料，化学成分见表1。图1为通过Thermo-Calc计算的QN1803和 S30408钢随温度变化的相图。可以看出，在1000~1287 ℃温度区间，QN1803为单相的奥氏体组织，具有较宽的热加工温度区间；δ铁素体的析出温度为1287 ℃，避免了在加热过程中产生δ铁素体，消除了因两相的热塑性不一致而引起热轧边裂和表面缺陷的风险。

QN1803和 S30408钢在Schaeffler-Delong图^[6]中的分布如图2所示。可见，与S30408钢相比，在成分体系存在很大差异的条件下，QN1803钢具有相近的Cr当量，更高的Ni当量，确保了稳态组织属于单相奥氏体。Cr当量(chromium equivalent，Cr_eq)是指各合金元素形成铁素体组织的能力总和，Ni当量(nickel equivalent，Ni_eq)是指各合金元素形成奥氏体组织的能力总和，如下式所示：

Cr当量

Ni当量

式中，[M]表示元素M的质量分数，各元素含量前面的数字代表该元素形成铁素体或奥氏体的能力。

N对晶粒组织的影响分析采用冷轧压下率为75%、厚度为0.7 mm的未退火固溶的硬态试样；力学、腐蚀和成型性能检测试样均为经1120 ℃保温1 min的1.0 mm厚度的冷轧退火固溶样品；冷变形对奥氏体不锈钢腐蚀性能的影响分析，采用60%冷压延变形、厚度为1.0 mm的未退火固溶试样。时效试样为经1120 ℃保温2 h的3.0 mm厚度退火固溶样品，等温时效处理的温度范围为600~900 ℃，时间为5~300 min不等，出炉后立即进行水冷。采用Imager A2M光学显微镜(OM)、利用10% (质量分数)草酸溶液电解腐蚀金相组织，借助Micro-image软件测量晶粒尺寸，平均晶粒尺寸是在100倍视野下的所有晶粒直径的算术平均值。采用JXA-8530F电子探针(EPMA)进行微观组织观察，并通过其配置的能谱仪(EDS)确定析出物的元素组成。采用Zwick/Roell Z250万能试验机进行拉伸实验，用JBW-750CY自动冲击试验机进行冲击实验，试样尺寸10 mm×10 mm×55 mm。利用BSC-30D通用板材成型机制备直径、高度分别为50和 40 mm的拉深制品，并将其浸泡于0.16%HCl+6%FeCl₃ (质量分数)溶液中24 h，以检测钢的耐应力腐蚀开裂的能力。利用Feritscope FMP30铁素体仪检测磁性相含量，Magnetoscop 1.070磁导率仪检测相对磁导率。晶间腐蚀敏感性采用VersaSTAT 3F电化学工作站进行双环电化学动电位再活化(DL-FPR)测量，测试溶液为0.5 mol/L H₂SO₄+0.01 mol/L KSCN，实验温度为30 ℃，电压范围-0.6~0.3 V，扫描速率0.1 V/min。X 射线光电子能谱(XPS)分析采用ESCALAB 250Xi T型XPS分析仪，X射线发射源为AlK_α射线，分析室真空度为7×10^-8 Pa，溅射离子枪电压3000 eV，束流10 mA，溅射面积4.5 mm²，溅射速率0.27 nm/s，溅射时间间隔17 s；采谱时先记录总谱，随后在Fe2p、Cr2p、Ni2p、O1s和N1s的能量区间采集高分辨能谱，当Fe的百分含量趋于稳定时停止刻蚀。按照GB/T 17897-2016《金属和合金的腐蚀 不锈钢三氯化铁点腐蚀试验方法》-B法进行点腐蚀速率测定。按照GB/T 4334.6-2015《不锈钢5%硫酸腐蚀试验方法》进行耐稀H₂SO₄腐蚀速率测定，采用5% (质量分数)的HCl溶液室温浸泡24 h的方法，测量钢的耐稀HCl的腐蚀能力。

对QN1803和S30408钢的硬态试样，进行不同温度保温2 min的热处理实验，得到试样的平均晶粒尺寸见图3a。可以看出，当固溶温度为1040 ℃时，QN1803和S30408钢组织因长大动力不足而晶粒细小，平均晶粒尺寸分别为23.29和25.09 μm，两者相近。随着固溶温度的升高，晶粒快速长大，但S30408钢的晶粒长大速率显著高于QN1803钢；在1120 ℃固溶工艺下，S30408钢晶粒尺寸达到62.78 μm，为QN1803钢的1.35倍。在相同固溶温度下，QN1803钢的晶粒尺寸均小于S30408钢，并且两者晶粒尺寸之差随着固溶温度的升高而不断扩大，由1.8 μm提高至16.27 μm，如图3b所示。间隙N原子与位错及晶界间存在交互作用，使其倾向于在位错及晶界处偏聚，对位错的滑移与攀移和晶界的迁移起阻碍作用，不利于再结晶的形核和长大，从而提高了再结晶温度，呈现出晶粒细化现象^[9,10]。由于QN1803钢中添加了2000×10^-6以上的N元素，降低了组织晶粒长大的动力，从而实现细化晶粒的目的。

在同等固溶工艺下，QN1803钢组织晶粒更细小，晶粒度较S30408钢高出0.5级以上，同时大量固溶的间隙N原子引起基体晶格畸变，因此具备了细晶强化和固溶强化2种强化机制。表2为QN1803和S30408钢的室温力学性能。可见，QN1803钢的室温屈服强度超过400 MPa，为S30408钢的1.3倍以上，达到碳钢Q355级别，并且延伸率不低于45%。对市售含N奥氏体不锈钢的研究发现，其N含量与屈服强度呈正相关，与延伸率呈负相关，如图4所示。N原子起着细晶强化和固溶强化的作用，显著提高了含N奥氏体不锈钢的屈服强度，但阻碍了位错滑移，易形成应力集中，导致裂纹萌生，从而降低了延伸率。

图5为QN1803和S30408钢不同温度下的力学性能。可知，随着温度的升高，强度逐渐下降，由于高温加剧了原子活动的能力，削弱了彼此间的结合力，从而导致软化和强度下降；但在同一温度条件下，QN1803钢强度均高于S30408钢。温度对QN1803和S30408钢冲击功的影响见图6。可见，在室温环境下，QN1803钢的冲击功为237 J，略高于S30408钢；但随着温度的降低，冲击功快速下降，在-60 ℃时，QN1803钢的冲击功已显著低于S30408钢；在-196 ℃条件下，QN1803钢冲击功仅为19 J，远低于S30408钢的85 J。在低温变形条件下，高氮奥氏体不锈钢产生的形变孪晶与位错和层错相互作用，在裂纹尖端产生应力集中，使裂纹易于扩展，降低不锈钢的塑性；随着钢中N含量的升高，层错能逐渐减小，使位错滑移阻力增大，在外力作用下容易引起应力集中而产生裂纹，从而使材料的韧性降低^[11]。

M_d30是变形量30%诱发50%马氏体相变的温度^[12]，通常用来表征在冷变形过程中的奥氏体稳定性，其值越小表明奥氏体组织越稳定，如下式所示：

可见，C、N 元素对奥氏体稳定性的影响系数最大，QN1803和S30408钢的M_d30分别为-32.45和12.66 ℃，前者的奥氏体组织稳定性显著优于后者。

图7为冷变形对QN1803和S30408钢磁性相含量和相对磁导率的影响。可见，随着拉伸应变的增加，S30408钢的磁性相含量和相对磁导率逐渐提高；当形变量超过30%时，磁性相含量大幅增加，相对磁导率超出仪器的量程，这是因为亚稳态的奥氏体不锈钢经过大量冷变形后，产生位错塞积和形变孪晶，诱导产生了具有磁性的形变马氏体。而QN1803钢的磁性相含量和相对磁导率随冷加工变化并不明显，相对磁导率的饱和值为1.0618，表明QN1803为稳态的奥氏体不锈钢。

不锈钢在450~850 ℃温度区间会发生敏化现象，沿晶界析出富Cr的M₂₃C₆化合物，从而降低耐晶间腐蚀性能^[13]。对QN1803固溶试样进行不同工艺的时效处理，显微组织见图8。在600~900℃区间，QN1803钢发生敏化现象。当温度大于900 ℃时，C、N原子固溶于基体，析出反应驱动力不足。当时效温度为900 ℃时，随着时效时间的延长，析出相数量逐渐增多；当时效时间超过300 min时，出现典型的沟状组织。在700~850 ℃温度区间，此时析出反应时间最短，晶粒被腐蚀沟包围。在800 ℃时效处理后，析出现象最为严重，这表明QN1803钢析出相的鼻尖温度为800 ℃。当温度小于700 ℃时，C原子析出能力变弱，碳化物需要更长的孕育时间。根据实验结果，绘制QN1803钢的析出曲线，见图9。

当N元素含量过高时，在热处理时易导致不锈钢中氮化物析出，影响材料的力学性能和耐腐蚀性能^[14,15]。在N含量超过0.3%以上时，节Ni奥氏体不锈钢Cr18Mn6Ni4N会沿晶界析出Cr₂N相，并随着时效时间的延长，析出相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^[16]。QN1803钢经900 ℃保温5 h时效试样的EPMA像及EDS分析见图10。可以看出，经900 ℃时效处理，QN1803钢沿晶界分布的析出相均为富Cr的M₂₃C₆化合物，并未出现Cr₂N物相。

不锈钢在晶界处易析出M₂₃C₆，该析出相富含Cr元素，使得其附近区域形成贫Cr区，贫Cr区由于Cr含量比较低，钝化膜耐蚀性差、再钝化能力严重下降^[17,18]。在再活化过程中，贫Cr区形成的钝化膜遭到破坏，导致再活化峰值电流增大，故再活化峰值电流与贫Cr区溶解量呈正相关。一般用电流比Ra (Ra=I_r/I_a，I_r为再活化扫描峰值电流密度，I_a为活化扫描峰值电流密度)来表征QN1803钢种的晶间腐蚀敏感性，Ra越高，晶间腐蚀敏感性越强^[19]。由于不同钢种的Ra值与测试溶液有很大的依赖关系，代表材料晶间腐蚀敏感性的临界Ra值的确定需要根据数值、形貌具体分析^[20,21]，对比草酸腐刻形貌(图8)和DL-EPR测试结果，将Ra大于2%的晶间腐蚀程度定义为敏化。表3列出了QN1803钢不同敏化条件下的Ra。可见，在700和750 ℃条件下保温30~300 min，以及在650 ℃下保温60 min时，QN1803钢均会出现明显的晶间腐蚀。QN1803和S30408钢的热处理温度、时间与其晶间腐蚀敏感性之间关系(temperature-time-sensitization，TTS)曲线如图11所示。可见，QN1803钢的晶间腐蚀敏感温度较S30408钢有所提高，在700 ℃时效处理时，QN1803钢发生晶间腐蚀需要的敏化时间大于S30408钢，表明QN1803钢发生晶间腐蚀需要更长的敏化时间，这是因为N原子能抑制碳化物的形核与长大，减少碳化物对腐蚀性能的不利影响^[22]。

不锈钢耐点蚀能力可用点蚀当量(pitting resistance equivalent numbers，PREN)来表征，其计算公式如下^[6,23]：

点蚀当量越高，表示不锈钢耐点蚀和耐缝隙腐蚀性能越强。计算结果表明，QN1803和S30408钢的点蚀当量分别为19.60和18.86。与S30408钢相比，QN1803钢的Ni元素含量降低了5%，但并未降低其点蚀当量。根据式(4)计算不同N含量的奥氏体不锈钢的点蚀当量，将其与对应的点蚀电位作图，如图12所示。可见，随着点蚀当量的增加，点蚀电位呈现逐渐增加的趋势，验证了式(4)的准确性。表4为QN1803和 S30408钢的自腐蚀电位、点蚀电位和在稀H₂SO₄、稀HCl溶液中的腐蚀速率对比。

2.5.1 N对奥氏体不锈钢钝化膜元素分布的影响

图13为QN1803和S30408钢合金元素含量随表层深度的变化。可见，随着表层深度的增加，O原子含量逐渐降低，Ni和Fe原子含量逐渐增加，而Cr原子呈现出先增加后减小的趋势；当表层深度在18.4 nm附近时，O原子含量最低，其余合金元素含量接近峰值并趋于稳定。图14为Cr、N元素在QN1803和S30408钢表层的分布。可见，在同等表面深度下，QN1803钢钝化膜中的N、Cr元素的原子分数均明显高于S30408钢。N元素可促进钝化膜中Cr、Mo元素富集，加速不锈钢钝化膜形成，强化钝化膜耐腐蚀能力^[24]。在不锈钢表面处形成NH₃和NH4+，提高微区溶池pH值，对点蚀形成后重新形成钝化膜有积极作用^[25]。从式(4)也可以看出，N元素对耐点蚀性能的贡献约为Cr元素的30倍，N元素少量提高，就可以较大幅度提高不锈钢的耐点蚀性能。

2.5.2 点蚀电位和点腐蚀速率

QN1803和S30408钢在3.5%NaCl溶液中的极化曲线如图15所示。可见，两者均存在典型的活化区(AB段)、钝化区(BC段)和稳态点蚀生长区(CD段)。QN1803和S30408钢的耐腐蚀性能见表4。随着电位的升高，电流密度逐渐缓慢增大，Cr₂O₃钝化膜形成并覆盖于表面，阻碍腐蚀性离子和试样基体反应，该过程即为钝化区(BC段)。当电位达到某一临界值时，极化曲线上电流密度随电位的增加急剧增大，此时稳态点蚀形成并且持续生长(CD段)，电流密度为100 μA/cm²的最正电位称为点蚀电位。由图15可知，QN1803钢腐蚀电流密度更低，自腐蚀电位和点蚀电位分别为-88和327 mV，均高于S30408钢的-110和298 mV，这表明QN1803钢的耐点蚀性能优于S30408钢。

2.5.3 耐还原性酸腐蚀性能

在还原性介质中，不锈钢的耐腐蚀指数(I_sc)的计算公式为^[26,27]：

不锈钢的I_sc越高，耐还原性介质腐蚀的能力越强。从式(5)可见，Ni、Mo、Cu和N元素均可提高I_sc。由于QN1803钢添加了1.65%的Cu元素，不仅提高了不锈钢的成型性能，更提高了其在还原性酸中的耐腐蚀性能。计算结果表明，QN1803钢的I_sc为42.17，大于S30408钢的26.64；在5%H₂SO₄、5%HCl的腐蚀环境下，QN1803钢的腐蚀速率显著低于S30408钢，如表4所示。

QN1803和S30408钢经5%H₂SO₄溶液浸泡6 h后表面形貌的EPMA像如图16所示。可以看出， QN1803钢的腐蚀试样表面覆盖一层致密的富Cu膜，这是由于在溶解过程中，金属Cu在表面富集引起的，能够抑制析氢反应，降低不锈钢的溶解速率^[28,29]，致密的富Cu腐蚀产物阻碍了H⁺对不锈钢的侵蚀^[30,31,32]；而没有富Cu膜的地方，形成了较明显的腐蚀坑。S30408不锈钢表面形成的腐蚀产物膜较为疏松，且存在明显裂纹，使不锈钢基体暴露于溶液中，无法阻碍基体的进一步腐蚀。

2.5.4 冷变形对耐腐蚀性能的影响

在原始冷轧状态下，QN1803钢点蚀速率为4.72 g/(m²·h)，略低于S30408钢的4.96 g/(m²·h)，如表4所示；经60%冷压延变形后，S30408钢的腐蚀速率提高了53.6%，达到7.62 g/(m²·h)，是QN1803钢(6.61 g/(m²·h))的1.15倍。冷变形使奥氏体不锈钢点蚀速率明显提高是因为冷加工诱导形变马氏体产生，导致耐腐蚀性能下降。将冷成型制品放入0.16%HCl+6%FeCl₃溶液浸泡24 h，发现S30408钢发生严重的应力腐蚀开裂，而QN1803钢完好无损，如图17所示。由于QN1803属于稳态奥氏体不锈钢，经冷加工成形后，形变诱导马氏体含量少，发生应力开裂的风险低，故在冷加工成型制品领域，QN1803钢比S30408钢具有更优异的耐腐蚀性能。

(1) 新型节Ni含N奥氏体不锈钢QN1803含有2000×10^-6以上的N元素，由于固溶N原子起着细晶和固溶强化的作用，使其屈服强度提高到400 MPa以上，达到S30408钢的1.3倍以上；但N原子降低了QN1803钢的低温韧性，使其在-60 ℃以下的冲击功显著低于S30408钢。

(2) 新钢种QN1803属于稳态奥氏体不锈钢，冷加工硬化程度低，相对磁导率和磁性相含量均远低于S30408钢。在600~900 ℃进行时效处理后，QN1803钢沿晶界析出富Cr的M₂₃C₆化合物，析出相的鼻尖温度为800 ℃；由于N原子抑制碳化物的形核与长大，QN1803钢发生晶间腐蚀所需要的敏化时间更长。

(3) 与S30408钢相比，QN1803钢的钝化膜的N和Cr元素含量更高，具有更低的点蚀速率和更高的点蚀电位，冷变形对耐腐蚀性能的影响更小，制品时效开裂的风险更低；QN1803钢由于添加了Cu、N元素，提高了耐还原性酸腐蚀的能力，故在稀HCl、稀H₂SO₄的还原性介质中，新钢种QN1803表现出更优异的耐腐蚀性能。