奧氏體不銹鋼憑借其良好的冷熱加工性能、成形性、焊接性和耐蝕性等，在建筑、家電、裝飾、制品等民用領域以及能源、化工、機械等工業領域獲得了廣泛應用，成為市場占有率過半的不銹鋼產品系列[1]。在奧氏體不銹鋼中，既有含8%Ni (質量分數，下同)的304不銹鋼為代表的300系，也有含4%Ni的美標201為代表的200系，還有含1%Ni的經濟型200系。304不銹鋼具有優異的耐腐蝕性能，但強度較低，且合金成本高；經濟型200系不銹鋼強度較高，合金成本較低，但耐蝕性能較差，難以滿足工業及民用領域需求[2]。如何平衡不銹鋼加工、使用性能與合金成本的關系一直是國內外不銹鋼學術界及行業高度關注和研究的熱點。

近20年來，有很多研究聚焦在奧氏體不銹鋼的氮合金化技術，也就是以N代Ni、Mo等貴金屬元素，以便在降低合金成本的基礎上保持甚至提高不銹鋼的耐腐蝕和力學性能[3,4]。眾所周知，N可以顯著提升奧氏體不銹鋼的耐點腐蝕當量(PREN = [Cr] + 3.3[Mo] + 30[N] - [Mn]，其中[M]為元素M的質量分數)，從而提升其耐點腐蝕能力[5]。N作為間隙原子固溶于奧氏體fcc晶格間隙中，使晶格畸變增大，進而產生固溶強化效應，提升了不銹鋼的強度[6,7]，氮合金化還可以細化奧氏體晶粒，進一步提升強度[8]。N元素可以降低奧氏體不銹鋼的堆垛層錯能，會導致位錯在晶界、孿晶界處大量塞積，使位錯密度增加，大大提高了高氮不銹鋼的冷加工應變硬化作用[9,10]。最新的研究[11]發現，含N高強度奧氏體不銹鋼QN1803相比304奧氏體不銹鋼，Ni含量下降了62.5%，屈服強度從285 MPa提高至425 MPa，點蝕電位從298 mV提升到327 mV，抗硫酸腐蝕性能提升6倍以上。

奧氏體不銹鋼具有強烈的冷加工強化效應，在冷加工后可以獲得很高的強度，因此其冷軋壓延硬態板在電子、通訊以及有色金屬電解領域獲得了越來越多的應用，相關力學性能和耐腐蝕性能的研究也有較多報道[12~19]。結果發現，固溶處理方式及冷變形量對304不銹鋼晶間腐蝕有較為明顯的影響。304不銹鋼形變馬氏體相含量越高，形成的碳化物第二相越多，出現貧Cr現象的晶界數量越多，晶間腐蝕性能越差。高氮奧氏體不銹鋼具有高強度、良好塑性、良好耐蝕性、資源節約、低成本等特點[20~22]，其產品開發和推廣應用對于節約貴金屬、節能減排、實現碳中和有重大戰略意義。但是到目前為止，有關高氮不銹鋼的冷變形對其微觀組織和耐腐蝕性能的影響研究甚少。本工作研究了高氮奧氏體不銹鋼QN1803的拉伸變形對其組織、力學性能和耐腐蝕性能(包括點腐蝕、耐硫酸腐蝕以及晶間腐蝕性能)的影響。

1 實驗方法

實驗材料為厚1.2 mm的冷軋退火態高氮奧氏體QN1803和常規奧氏體304不銹鋼，其化學成分如表1所示。相比304不銹鋼，QN1803中N、Mn和Cu含量較高，Ni含量則大幅度降低。

表1   QN1803和304不銹鋼化學成分 (mass fraction / %)

 

沿鋼板垂直軋制方向取樣，按GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分: 室溫試驗方法》附錄B.2，用線切割方法加工成拉伸試樣，試樣總長度為250 mm，寬度為30 mm，平行段長度為70 mm，平行段寬度為12.5 mm，過渡弧半徑為40 mm。采用CMT5205型電子萬能試驗機，拉伸速率為1 mm/min。分別將拉伸試樣拉伸至10%、20%和斷裂狀態。

為了獲得不同拉伸形變量下的顯微組織，將上述拉伸樣品的形變區域采用線切割機獲取電子背散射衍射(EBSD)、X射線衍射(XRD)和透射電子顯微鏡(TEM)試樣。通過RES101離子刻蝕儀進行離子拋光制備試樣，然后采用S-3400N型掃描電子顯微鏡(SEM)并搭配 Nordlys Nano HKL-EBSD 系統，進行EBSD分析。試樣經機械磨薄至80~100 μm 之后，采用10% (體積分數)高氯酸酒精溶液在Struers tenpol-5雙噴電解減薄儀減薄穿孔，然后采用JEM-2010型TEM觀察試樣晶界、位錯和晶體結構。使用Shimadzu 6000型XRD (Cu靶)對形變樣品相組成進行分析，掃描角度為30°~80°，掃描速率為2°/min。

將預拉伸試樣采用激光切割機獲取腐蝕實驗樣品，測試形變量對耐腐蝕性能的影響。根據GB/T 17899-1999《不銹鋼點蝕電位測量方法》，通過VersaSTAT 3F電化學工作站(甘汞電極)測量點蝕電位。實驗溶液為3.5%NaCl (質量分數)，溫度為(30 ± 1)℃，掃描速率為20 mV/min，以陽極極化曲線上電流密度激增時對應的電位來表示點蝕電位。根據GB/T 29088-2012 《雙環電化學動電位再活化測量方法》，通過CHI660E電化學工作站進行雙環動電位再活化(DL-EPR)測試，以評估晶間腐蝕敏感性。所測試的不銹鋼樣品為工作電極，飽和甘汞電極為參比電極，Pt片為對電極，介質為0.5%H2SO4 + 0.02%KSCN (質量分數)，實驗溫度為(30 ± 0.5)℃。根據GB/T 4334-2008《金屬和合金的腐蝕不銹鋼晶間腐蝕試驗方法》方法D，采用去離子水制成10%HNO3 + 3%HF (質量分數)的實驗溶液來測試晶間腐蝕速率，實驗溫度為(70 ± 0.5)℃，實驗時間為4 h。采用去離子水制成10%H2SO4 (質量分數)溶液，測試其硫酸腐蝕速率，實驗溫度為(45 ± 0.5)℃，實驗時間為24 h。采用JXA-8530F 場發射SEM對硫酸腐蝕樣品表面微觀形貌進行觀察，采用4XCE光學顯微鏡(OM)對DL-EPR樣品表面微觀形貌進行觀察。

2 實驗結果

2.1 QN1803和304不銹鋼不同拉伸形變的組織

QN1803和304不銹鋼不同形變量下的EBSD像分別如圖1和2所示，圖中綠色標記為馬氏體，黑色線條為晶界，紅色線條為孿晶界。從圖1a和2a可見，冷軋退火狀態下，2種不銹鋼均為再結晶奧氏體組織，晶界清晰，晶粒內部可見明顯退火孿晶。QN1803不銹鋼的平均晶粒尺寸為6.8 μm，304不銹鋼平均晶粒尺寸為5.3 μm。從圖1b和2b可見，當拉伸形變量為10%時，QN1803和304不銹鋼的形變馬氏體均優先在晶界處形核。從圖1c和2c可見，隨著拉伸形變量進一步增大，2種不銹鋼的奧氏體晶粒形態逐漸從等軸狀向長纖維狀變化，形變馬氏體在晶界處形核的數量均顯著增加，孿晶界數量明顯下降。從圖1d和2d可見，當拉伸達到斷裂狀態時，2種不銹鋼在晶界附近的位錯塞積嚴重，形變馬氏體體積分數達到最大值，孿晶數量則繼續減少至最小值。

圖1   QN1803不銹鋼不同拉伸形變量下的EBSD像

圖2   304不銹鋼不同拉伸形變量下的EBSD像

2.2 力學性能

冷軋退火態QN1803和304不銹鋼的室溫拉伸曲線如圖3所示，相關力學性能如表2所示。高氮奧氏體不銹鋼QN1803的屈服強度為394 MPa，約為304不銹鋼(313 MPa)的1.26倍；抗拉強度為824 MPa，約為304不銹鋼(750 MPa)的1.1倍；延伸率為56.9%，相比304不銹鋼(60.9%)降低了6.6%；屈強比為0.478，高于304不銹鋼的0.417。

圖3   冷軋退火態QN1803和304不銹鋼的室溫拉伸應力-應變曲線

表2   冷軋退火態QN1803和304不銹鋼的室溫拉伸力學性能

 

2.3 QN1803和304不銹鋼不同拉伸形變下的耐腐蝕性能

QN1803和304不銹鋼在不同拉伸形變條件下的腐蝕實驗結果如表3所示。QN1803和304不銹鋼的點蝕電位隨拉伸形變量增大而呈下降趨勢，其中QN1803不銹鋼的點蝕電位從原始冷軋退火態的351 mV下降到拉斷時的313 mV，下降了38 mV；304不銹鋼從336 mV下降到282 mV，下降了54 mV。晶間腐蝕敏感性是通過Ra (ia / ir)半定量地分析計算得到的，其中ia是正向陽極掃描過程中的活化電流密度峰值，ir是反向掃描過程中的再活化電流密度峰值。不同種類的不銹鋼對實驗介質的耐腐蝕能力不同，在DL-EPR實驗中的電流密度峰值也不同。當電流密度峰值不同時，比較Ra值沒有意義，因此DL-EPR實驗結果僅用于比較同種不銹鋼在不同拉伸形變狀態下的晶間腐蝕敏感性。在10%HNO3 + 3%HF腐蝕介質中，QN1803不銹鋼的耐晶間腐蝕能力弱于304不銹鋼。隨著拉伸形變量增加，2種不銹鋼的耐晶間腐蝕能力變化不大。在10%H2SO4均勻腐蝕介質中，QN1803不銹鋼的耐硫酸腐蝕能力約為304不銹鋼的8倍。經拉伸形變后，2種不銹鋼的耐硫酸腐蝕能力均出現下降趨勢。拉斷態的QN1803不銹鋼硫酸腐蝕速率為2.64 g/(m2·h)，相比原始退火態的2.26 g/(m2·h)硫酸腐蝕速率退化了16.8%；304不銹鋼的硫酸腐蝕速率退化幅度達到24.0%，這表明304不銹鋼耐硫酸腐蝕性能受拉伸形變的影響更為顯著。

表3   QN1803和304不銹鋼不同拉伸形變下的耐腐蝕性能對比

 

3 分析討論

3.1 QN1803 不銹鋼不同拉伸形變量下的相組織分析

圖4為QN1803不銹鋼不同拉伸形變量下的XRD譜。原始退火態樣品存在十分明顯的γ奧氏體三強峰(111)、(200)和(220)，未出現其他衍射峰。在拉伸形變條件下，除了γ奧氏體的衍射峰之外，還存在明顯的α'馬氏體(110)衍射峰。隨著拉伸形變量的增大，α'馬氏體峰強與奧氏體峰強的比值逐漸增大，說明更多比例奧氏體在拉伸形變過程中轉變為α'馬氏體。同時衍射峰的半高寬增大，表明晶粒內部位錯密度增高，晶粒尺寸減小。

圖4   QN1803不銹鋼不同拉伸形變量下的XRD譜

圖5為冷軋退火態QN1803不銹鋼顯微組織的TEM像。其中圖5a顯示典型的120°三叉晶界形態，未見明顯位錯；圖5b顯示少量晶粒內部存在的層錯，呈現典型的擴展位錯特征，明暗相間的條紋是擴展位錯的層錯部分產生的衍射襯度。

圖5   冷軋退火態QN1803不銹鋼顯微組織的TEM像

拉伸形變量為10%時QN1803不銹鋼顯微組織的TEM像如圖6所示。從圖6a可見，與冷軋退火態相比，晶粒內部出現大量平行排列的位錯，說明當拉伸形變量較小的情況下，QN1803晶粒內部已有多個滑移系開動。由于QN1803層錯能較低，位錯以平面滑移為主，因此位錯呈現平行排列方式。從圖6b和c可見，除了奧氏體基體外，可以發現無規則的塊狀組織，圖6c中插圖選區電子衍射(SAED)花樣結果表明這些塊狀組織是bcc結構的α'馬氏體。EBSD結果(圖1b)也表明，在晶界位錯密度較高的位置，已經有少量的α'馬氏體形成。

圖6   拉伸形變量為10%時QN1803不銹鋼顯微組織的TEM像

圖7為拉伸形變量達到20%時QN1803不銹鋼顯微組織的TEM像。可見，絕大部分晶粒內部均產生了多個方向的滑移，并出現無規則的塊狀組織，SAED花樣(圖7b中插圖)表明該塊狀組織是α'馬氏體。與拉伸形變量為10%的樣品相比，α'馬氏體的數量以及位錯密度明顯增加，α'馬氏體尺寸略有增大。

圖7   拉伸形變量為20%時QN1803不銹鋼顯微組織的TEM像

圖8為QN1803不銹鋼拉伸斷裂態顯微組織的TEM像。可以看出，此時晶粒組織高度破碎，原始態的等軸奧氏體晶粒絕大部分被無規則塊狀組織取代，SAED花樣(圖8b中插圖)表明該塊狀組織為α'馬氏體，組織內部充滿高密度位錯。

圖8   QN1803不銹鋼拉伸斷裂顯微組織的TEM像

在奧氏體不銹鋼中，形變馬氏體的相變驅動力為新相和母相的化學自由能差，結合圖1的EBSD結果可以發現，當奧氏體發生塑性形變時，位錯在晶界處先發生塞積，晶界發生形變，從而導致在晶界處產生較高的應變能。隨拉伸形變量進一步增大，這些應變集中區域優先成為馬氏體形核點。當拉伸形變量繼續增大時，已經形成的形變誘導馬氏體區域強度大幅度提高，驅使形變在殘余奧氏體中繼續進行。在這些殘余奧氏體中形成的形變帶也成為形變誘導馬氏體的形核區，進一步發生奧氏體向形變馬氏體的轉變，從而對材料起到了形變強化和韌化的作用[19,23]。

3.2 QN1803和304不銹鋼形變韌化機制

高氮不銹鋼QN1803相比普通304不銹鋼，其強度較高、但塑性稍低。這與2者合金成分、堆垛層錯能(SFE)以及形變機制不同有關。Allain等[24]研究表明，奧氏體的堆垛層錯能越低，越容易產生形變誘導馬氏體。紀佳楠[25]的研究表明，Cu元素會導致奧氏體層錯能提高，從而抑制形變馬氏體產生。董明慧[26]的研究表明，在304不銹鋼中加入N元素，使304不銹鋼在形變過程中更傾向于產生形變孿晶，而抑制了形變誘導馬氏體。

戴起勛等[27]根據各合金性質和實驗結果，經過相關擬合得出了層錯能(γSF)經驗公式：

式中，表示虛擬的純γ-Fe在室溫時的層錯能，取 = 38 mJ/m2；ki 為元素i的質量分數，%。

Md30表示奧氏體不銹鋼在形變量為30%時，產生50%形變馬氏體的溫度，可以用來表征奧氏體不銹鋼在冷變形過程中產生形變馬氏體的難易程度。其值越大表明在形變過程中越容易發生γ→α'的相轉變，如下式所示[28]：

由以上公式計算了QN1803和304不銹鋼的γSF和Md30，結果如表4所示。2種不銹鋼的合金成分設計決定了層錯能和Md30存在一定差異，所計算的304不銹鋼的層錯能為19.01 mJ/m2，Md30為9.33℃；QN1803不銹鋼的層錯能為22.35 mJ/m2，Md30為-7.06℃。可見，304不銹鋼擁有更低的層錯能和更高的Md30，可推測在形變過程中，304不銹鋼可能會產生更多的形變馬氏體，而起到更高的韌化作用。

表4   QN1803和304不銹鋼的堆垛層錯能(γSF)、形變量30%時產生50%馬氏體的轉變溫度(Md30)

 

圖9為EBSD統計的QN1803和304不銹鋼形變α'馬氏體含量(體積分數，下同)和孿晶界含量(孿晶界總長度與晶界總長度比值，下同)與拉伸形變量的關系。隨著拉伸形變量增加，形變馬氏體含量明顯增加，而孿晶界含量明顯減少。如QN1803不銹鋼從原始冷軋退火態到拉伸斷裂，形變馬氏體含量從0增加到1.35%，孿晶界含量從31.9%減少到1.45%。304不銹鋼呈現同樣的變化趨勢，其形變馬氏體含量從0增加到4.03%，顯著高于QN1803，孿晶界含量從31.9%減少到2.21%，與QN1803差異不大。圖10顯示了304不銹鋼在拉伸形變量為20%及斷裂時顯微組織的TEM像。SAED花樣(圖10a和b中插圖)表明304不銹鋼在拉伸形變狀態下存在較多的α′馬氏體。可以看出，304和QN1803不銹鋼的孿晶界含量變化差異不大，QN1803和304不銹鋼拉伸形變后的性能差異主要是由于形變馬氏體含量不同導致的。

圖9   QN1803和304不銹鋼不同拉伸形變量下的馬氏體和孿晶界含量

圖10   拉伸形變量為20%和斷裂狀態時304不銹鋼顯微組織的TEM像

3.3 拉伸形變對點腐蝕性能的影響

奧氏體不銹鋼在實際應用中，往往需要經過沖壓、拉深、冷軋等成型工藝。在冷加工過程中，奧氏體會產生形變誘導馬氏體相變。而相關研究[29,30]證明304不銹鋼由于形變誘導馬氏體導致耐腐蝕性能降低，馬氏體導致表面鈍化膜Cr元素分布不均，使鈍化膜穩定性降低。

QN1803和304不銹鋼不同拉伸形變量下的極化曲線如圖11所示。可見，均存在明顯的活化區、鈍化區和穩態點蝕生長區。從表3可見，隨著拉伸形變量增大，點蝕電位呈現明顯的下降趨勢，其中QN1803不銹鋼的點蝕電位從冷軋退火態到拉伸斷裂下降了38 mV，304不銹鋼的點蝕電位下降更多，為54 mV。304不銹鋼拉伸形變量超過20%后，鈍化區的電流密度明顯上升，點蝕電位也明顯降低，說明較大的拉伸形變使得304不銹鋼鈍化膜溶解速率加快。而QN1803不銹鋼拉伸形變樣品鈍化區的電流密度沒有明顯上升，但拉伸斷裂樣品出現了明顯的亞穩態峰，表明此時鈍化膜已處于不穩定的溶解-生成狀態。可見，較大的拉伸形變使不銹鋼鈍化膜耐腐蝕性能和穩定性下降。

圖11   QN1803和304不銹鋼不同拉伸形變量下的極化曲線

3.4 拉伸形變對晶間腐蝕性能的影響

QN1803和304不銹鋼不同形變量下的DL-EPR曲線如圖12所示。可以看出，QN1803不銹鋼基本未出現回掃峰，304不銹鋼也僅僅出現了非常小的回掃峰，2個鋼種在不同拉伸形變條件下的Ra值均小于2%，表明都沒有顯著的晶間腐蝕敏感性，這與文獻[31]中的報道是一致的。結合腐蝕形貌觀察(圖13)，可以看到沒有溝槽狀的形貌，說明沒有晶間腐蝕的產生，但由于2種不銹鋼對DL-EPR實驗溶液(0.5%H2SO4)的耐腐蝕性能不同，可以明顯發現304不銹鋼出現了較多的腐蝕坑(圖中深色腐蝕坑)。這解釋了304不銹鋼的Ra要遠高于QN1803不銹鋼，但2者并無明顯的晶間腐蝕敏感性。2種不銹鋼經10%HNO3 + 3%HF溶液浸泡4 h后的晶間腐蝕速率與拉伸形變量的關系如圖14所示。QN1803不銹鋼晶間腐蝕速率在615~625 g/(m2·h)之間，304不銹鋼在335~350 g/(m2·h)之間，也表明拉伸形變對2種不銹鋼的耐晶間腐蝕性能無明顯影響，但是304不銹鋼的整體耐晶間腐蝕能力優于QN1803不銹鋼。

圖12   QN1803和304不銹鋼不同拉伸形變量下的DL-EPR曲線

圖13   冷軋退火態和斷裂時QN1803和304不銹鋼晶間腐蝕形貌的OM像

圖14   QN1803和304不銹鋼不同拉伸形變量下的晶間腐蝕速率

3.5 拉伸形變對硫酸腐蝕性能的影響

QN1803和304不銹鋼經10%H2SO4溶液浸泡24 h后硫酸腐蝕表面形貌的SEM像如圖15所示，硫酸腐蝕速率與拉伸形變量的關系如圖16所示。QN1803不銹鋼硫酸腐蝕速率在2.2~2.7 g/(m2·h)之間，304不銹鋼在17.8~22.5 g/(m2·h)之間。這表明QN1803不銹鋼的耐硫酸腐蝕性能明顯優于304不銹鋼，這與其含Cu量較高有關。相關研究[11,29]表明，在H2SO4溶液中，含Cu奧氏體不銹鋼的表面會形成富Cu的保護層，阻止基體進一步腐蝕。隨著拉伸形變量增加，304和QN1803不銹鋼的硫酸腐蝕速率均增加，其中304不銹鋼增幅更高，從原始冷軋退火態到拉伸斷裂態的增幅達到24.0%，而QN1803不銹鋼為16.8%，這可能與前者形變馬氏體含量隨拉伸形變量增加而提高的幅度更高有關。從腐蝕表面形貌看，QN1803不銹鋼原始冷軋退火態樣品表面為較淺的腐蝕坑，沒有出現深入腐蝕情況；拉伸斷裂態的樣品表面腐蝕坑數量增多，同時還出現了帶狀的腐蝕痕。而304不銹鋼拉伸形變前后的腐蝕表面均主要表現為臺階狀的腐蝕痕，相比QN1803不銹鋼表面更為嚴重，這可能與304不銹鋼更多的形變馬氏體導致的鈍化膜破壞有關[32,33]。

圖15   冷軋退火態和斷裂時QN1803和304不銹鋼硫酸腐蝕表面形貌的SEM像

圖16   QN1803和304不銹鋼不同拉伸形變量下的硫酸腐蝕速率

4 結論

(1) QN1803不銹鋼相比304不銹鋼具有較高的屈服強度和略低的延伸率，2種不銹鋼在拉伸形變時均呈現出從位錯塞積到α'馬氏體的形變誘導相變機制。相比304不銹鋼，QN1803不銹鋼的層錯能較高、Md30較低、奧氏體穩定性高，在形變過程中產生的形變馬氏體含量低于304不銹鋼。由于形變馬氏體可提供更高的形變增韌效應，因此304不銹鋼比QN1803不銹鋼展現出更高的延伸率。

(2) 隨著拉伸形變量增加，QN1803和304不銹鋼的點蝕電位均呈現下降趨勢，其中QN1803不銹鋼從原始冷軋退火態到拉伸斷裂態時下降了38 mV，304不銹鋼下降了54 mV，這是由于形變馬氏體使不銹鋼鈍化膜破壞或處于不穩定的溶解-生成狀態，降低了耐點蝕性能。

(3) QN1803和304不銹鋼在拉伸形變狀態下都沒有顯著的晶間腐蝕敏感性。在10%HNO3 + 3%HF腐蝕環境中，拉伸形變對2種不銹鋼的晶間腐蝕速率影響不大。

(4) 隨著拉伸形變量增加，QN1803和304不銹鋼的硫酸腐蝕速率出現不同程度的上升，其中QN1803從原始冷軋退火態到拉伸斷裂態的上升幅度為16.8%，304不銹鋼上升的幅度為24.0%，其原因是304不銹鋼的形變馬氏體較多，該區域的鈍化膜損壞成為硫酸的優先腐蝕區。由于QN1803不銹鋼含有較高的Cu，其耐硫酸腐蝕能力明顯優于304不銹鋼。

參考文獻

1 Lo K H , Shek C H , Lai J K L . Recent developments in stainless steels [J]. Mater. Sci. Eng., 2009, R65: 39

2 Zeng Y , Yang J H , Wang B , et al . Comparison of microstructure and properties of low-nickel austenitic stainless steels [J]. Heat. Treat. Met., 2020, 45(6): 163

2 曾 垚, 楊劍洪, 王 碧 等 . 節鎳型奧氏體不銹鋼的組織性能對比 [J]. 金屬熱處理, 2020, 45(6): 163

3 Wang Y , Peng X F , Li J , et al . Research progress on strengthening mechanism and ballistic performance of high nitrogen austenitic stainless steels [J]. Iron Steel, DOI: 10.13228/j.boyuan.issn0449-749x.20210373

3 王 宇, 彭翔飛, 李 俊 等 . 高氮奧氏體不銹鋼強韌化及抗彈性能研究進展 [J]. 鋼鐵, DOI: 10.13228/j.boyuan.issn0449-749x.2021-0373

4 Wang X Y . Study on hot deformation behavior of nickel-reduced high nitrogen austenitic stainless steel [J]. Metall. Mater., 2019, 39(4): 41

4 王祥元 . 節鎳型高氮奧氏體不銹鋼熱變形行為的研究 [J]. 冶金與材料, 2019, 39(4): 41

5 Lu S Y . Introduction to Stainless Steel [M]. Beijing: Chemical Industry Press, 2013: 27

5 陸世英 . 不銹鋼概論 [M]. 北京: 化學工業出版社, 2013: 27

6 Singh B B , Sukumar G , Paman A , et al . A comparative study on the ballistic performance and failure mechanisms of high-nitrogen steel and RHA steel against tungsten heavy alloy penetrators [J]. J. Dyn. Behav. Mater., 2021, 7: 60

7 Weng J Y , Dong H , Li B , et al . Effect of nitrogen content on microstructure and properties of high nitrogen CrMnMo austenitic stainless steel [J]. Heat Treat. Met., 2020, 45(1): 160

7 翁建寅, 董 瀚, 李 北 等 . N含量對高氮CrMnMo奧氏體不銹鋼組織和性能的影響 [J]. 金屬熱處理, 2020, 45(1): 160

8 Werner E . Solid solution and grain size hardening of nitrogen-alloyed austenitic steels [J]. Mater. Sci. Eng., 1988, A101: 93

9 Zhang J L , Yan B , Wang D P , et al . Fundamentals of Materials Science [M]. Beijing: Chemical Industry Press, 2006: 1

9 張鈞林, 嚴 彪, 王德平 等 . 材料科學基礎 [M]. 北京: 化學工業出版社, 2006: 1

10 Zhang R H , Yang C , Shi N , et al . Research progress in plastic deformation characteristics of high nitrogen austenitic steel [J]. Mater. Rep., 2021, 35: 11155

10 張榮華, 楊 川, 石 寧 等 . 高氮奧氏體鋼的塑性加工變形特性研究進展 [J]. 材料導報, 2021, 35: 11155

11 Jiang Y , Cheng M L , Jiang H H , et al . Microstructure and properties of 08Cr19Mn6Ni3Cu2N (QN1803) high strength nitrogen alloyed low nickel austenitic stainless steel [J]. Acta. Metall. Sin., 2020, 56: 642

11 蔣 一, 程滿浪, 姜海洪 等 . 高強度含N節Ni奧氏體不銹鋼08Cr19Mn6Ni3Cu2N (QN1803)的顯微組織及性能 [J]. 金屬學報, 2020, 56: 642

12 Li M , Liu Y J , Bao Y L , et al . Causes and countermeasures of chromatism in hard stainless steel [J]. Baosteel Technol., 2019, (4): 8

12 李 明, 劉亞軍, 包玉龍 等 . 硬態不銹鋼色差缺陷產生原因及對策 [J]. 寶鋼技術, 2019, (4): 8

13 Dong X B , He C , Tang Z G , et al . Investigation on microstructure and mechanical properties of SUS304DQ strip steel [J]. Dev. Appl. Mater., 2020, 35(3): 6

13 董賢幫, 賀 超, 唐振光 等 . SUS304DQ精密光亮帶鋼顯微組織及力學性能的研究 [J]. 材料開發與應用, 2020, 35(3): 6

14 Zhou W Q , Ma W W , Li Y M , et al . Effect of sensitizing treatment on the microstructure and susceptibility to intergranular corrosion of high-nitrogen austenitic stainless steel [J]. Metallogr. Microstruct. Anal., 2021, 10: 25

15 Tsai S P , Makineni S K , Gault B , et al . Precipitation formation on Σ5 and Σ7 grain boundaries in 316L stainless steel and their roles on intergranular corrosion [J]. Acta Mater., 2021, 210: 116822

16 Zhao M , Chai L J , Yuan S S , et al . Brief review on optimizing grain boundary character distribution and enhancing intergranular corrosion resistance of FCC metals [J]. J. Chongqing Univ. Technol. (Nat. Sci.), 2018, 32(1): 135

16 趙 漫, 柴林江, 袁珊珊 等 . FCC金屬晶界特征分布優化及晶間腐蝕改善 [J]. 重慶理工大學學報(自然科學), 2018, 32(1): 135

17 Kina A Y , Souza V M , Tavares S S M , et al . Microstructure and intergranular corrosion resistance evaluation of AISI 304 steel for high temperature service [J]. Mater. Charact., 2008, 59: 651

18 Zhang X S , Xu Y , Zhang S H , et al . Research on the collaborative effect of plastic deformation and solution treatment in the intergranular corrosion property of austenite stainless steel [J]. Acta. Metall. Sin, 2017, 53: 335

18 張曉嵩, 徐 勇, 張士宏 等 . 塑性變形及固溶處理對奧氏體不銹鋼晶間腐蝕性能的協同作用研究 [J]. 金屬學報, 2017, 53: 335

19 Zhang P C . Strain induced martensite behavior of 316L stainless steel subjected to warm deformation [J]. Heat Treat. Met., 2019, 44(2): 44

19 張鵬程 . 316L不銹鋼在溫變形條件下的應變誘導馬氏體行為 [J]. 金屬熱處理, 2019, 44(2): 44

20 Qi M H , Ren S B , Chen J H , et al . Research progress on high nitrogen stainless steel prepared by powder metallurgy technology [J]. Powder Metall. Technol., 2017, 35: 299

20 齊美歡, 任淑彬, 陳建豪 等 . 粉末冶金制備高氮不銹鋼的研究進展 [J]. 粉末冶金技術, 2017, 35: 299

21 Berns H . Manufacture and application of high nitrogen steels [J]. ISIJ Int., 1996, 36: 909

22 Cui D W , Lun G D , Wang J L , et al . Preparation of high nitrogen austenitic stainless steel by mechanical alloying and spark plasma sintering [J]. Heat Treat. Met., 2018, 43(10): 45

22 崔大偉, 倫冠德, 王金龍 等 . 機械合金化及放電等離子燒結制備高氮奧氏體不銹鋼 [J]. 金屬熱處理, 2018, 43(10): 45

23 Wang B , Hong C S , Winther G , et al . Deformation mechanisms in meta-stable and nitrogen-stabilized austenitic stainless steel during severe surface deformation [J]. Materialia, 2020, 12: 100751

24 Allain S , Chateau J P , Bouaziz O , et al . Correlations between the calculated stacking fault energy and the plasticity mechanisms in Fe-Mn-C alloys [J]. Mater. Sci. Eng., 2004, A387-389: 158

25 Ji J N . Precipitation behavior of Cu-rich nanoscale phase and strengthening mechanism in high manganese austenite [D]. Harbin: Harbin Engineering University, 2020

25 紀佳楠 . 高錳奧氏體鋼中富銅納米相析出行為及強化機制研究 [D]. 哈爾濱: 哈爾濱工程大學, 2020

26 Dong M H . Stacking fault energies in austenitic stainless steel: A theoretical study [D]. Taiyuan: Taiyuan University of Technology, 2011

26 董明慧 . 奧氏體不銹鋼層錯能的理論研究 [D]. 太原: 太原理工大學, 2011

27 Dai Q X , Wang A D , Cheng X N . Stacking fault energy of cryogenic austenitic steel [J]. J. Iron Steel Res., 2002, 14(4): 34

27 戴起勛, 王安東, 程曉農 . 低溫奧氏體鋼的層錯能 [J]. 鋼鐵研究學報, 2002, 14(4): 34

28 Kuniya J , Masaoka I , Sasaki R . Effect of cold work on the stress corrosion cracking of nonsensitized AISI 304 stainless steel in high-temperature oxygenated water [J]. Corrosion, 1988, 44: 21

29 Chen X Y , Karasz E , Badwe N , et al . Dynamic fracture and dealloying induced stress-corrosion cracking [J]. Corros. Sci., 2021, 187: 109503

30 Pal S , Bhadauria S S , Kumar P . Studies on stress corrosion cracking of F304 stainless steel in boiling magnesium chloride solution [J]. J. Bio-. Tribo.-Corros., 2021, 7: 62

31 Cheng M L , He P , Lei L L , et al . Comparative studies on microstructure evolution and corrosion resistance of 304 and a newly developed high Mn and N austenitic stainless steel welded joints [J]. Corros. Sci., 2021, 183: 109338

32 Fu X Y . Effect of nitrogen and copper on structure and properties of low nickel austenitic stainless steels [D]. Huhhot: Inner Mongolia University of Technology, 2020

32 富曉陽 . 氮銅對低鎳奧氏體不銹鋼組織性能的影響 [D]. 呼和浩特: 內蒙古工業大學, 2020

33 Ouyang M H , Liu H A , Ye J X . The Discussion on the corroison of stainless steel in concentrated sulfuric acid [J]. Total Corros. Control, 2015, 29(8): 39

 

33 歐陽明輝, 劉煥安, 葉際宣 . 不銹鋼在濃硫酸中的腐蝕探討 [J]. 全面腐蝕控制, 2015, 29(8): 39