表××-1 铁素体类不锈钢和耐热钢牌号及其化学成分[1]
序号 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 新牌号 08Cr13Al 08Cr11Ti 03 Cr11Tia a03Cr11NbTi 03Cr12Nia 03Cr12 12Cr15 12Cr17a Y12Cr17 03Cr18Ti 12Cr17Mo 12Cr17MoNb 03Cr18MoTi aaC 0Cr13Al 0.08 0Cr11Ti 0.08 0.030 0.030 0.030 a原牌号 Si 1.00 1.00 1.00 1.00 1.00 1.00 1.00 1.00 1.00 0.75 1.00 1.00 1.00 Mn 1.00 1.00 1.00 1.00 1.50 1.00 1.00 1.00 1.25 1.00 1.00 1.00 1.00 P 0.040 0.040 0.040 0.040 S 0.030 0.030 0.030 0.020 0.040 0.015 0.040 0.040 0.040 0.040 0.040 0.040 0.040 0.030 0.030 0.030 ≥0.15 0.030 0.030 0.030 00 Cr12 0.030 1Cr15 0.12 a1Cr17 0.12 Y1Cr17 0.12 00Cr17 0.030 1Cr17Mo 0.12 0.12 0.025 a化学成分（质量分数），% Ni Cr Mo Cu b 11.50-14.50 - - b 10.50-11.75 - - b 10.50-11.75 - - b 10.50-11.70 - - 0.30- 10.50-12.50 - - 1.00 b 11.00-13.50 - - b 14.00-16.00 - - b 16.00-18.00 - - b 16.00-18.00 c - b 16.00-19.00 - - b 16.00-18.00 0.75-1.25 - b 16.00-18.00 0.75-1.25 - b 16.00-19.00 0.75-1.50 - N - - - 0.030 0.030 - - - - - - - 0.025 其它元素 Al 0.10 ~ 0.30 Ti 6C ~ 0.75 Ti 6C ~ 0.75 Ti+Nb:8(C+N)+0.08~0.75,Ti≥0.05 - - - - - Ti或Nb:0.10~1.00 - Nb:5C~0.80 Ti,Nb,Zr或其组合 8×(C+N) ~ 0.80 Ti0.10~0.60，Nb≥0.30+3C 0.040 0.030 03Cr18NbTi 0.030 1.00 1.00 0.040 0.015 b 17.50-18.50 - - - 03Cr18Mo2 00Cr18Mo2 0.025 1.00 1.00 0.040 0.030 1.00 17.50-19.50 1.75-2.50 - 0.035 (Ti+Nb):[0.20+4(C+N)]~0.80 NbTi 20Cr25Na 2 Cr25Na 0.12 1.00 1.50 0.040 0.030 b 23.00-27.00 - - 0.25 - 01Cr27Mo 00Cr27Mo 0.010 0.40 0.40 0.030 0.020 b 25.00-27.50 0.75-1.50 - 0.015 d 01Cr30Mo2 0030Mo2 0.010 0.40 0.40 0.030 0.020 b 28.50-32.00 1.50-2.50 - 0.015 d 注1：表中所列成分除标明范围或最小值外，其余均为最大值。 注2：钛、铌和锆可提高钢的稳定性。根据这些元素的原子数以及碳含量和氮含量，有下列等效性：Ti≌7/4Nb≌7/4Zr 注3：a、 耐热钢或作耐热钢使用。b、允许含有小于或等于0.60%。c、可以加入小于或等于0.60%。 d、允许含有小于或等于0.50%Ni，小于或等于0.20%Cu，但Ni+Cu的含量应小于或等于0.50%：根据需要，可加上表以外的合金元素。 6
微合金化基础理论的研究为现代冶金与钢的合金化技术应用注入了新的活力，这在新牌号的铁素体不锈钢中也得到了充分的体现。
近年来对微合金化元素，尤其是Nb、V、Ti及Al的溶解-析出行为的研究取得了显著的成果，这些元素的碳化物和氮化物的形成及其数量、尺寸、分布取决于冷却过程的形变温度和形变量，而加热过程中碳、氮化物的存在及其特性，表现在回火的二次硬化、正火的晶粒重结晶细化、焊接热循环作用下晶粒尺寸的控制等三个主要方面。
现代冶金技术和工艺技术的进步给设计和发展新钢种奠定了基础，原本只能在理论上幻想的材料，正逐步变为现实。比如，顶底复吹转炉冶炼，能够把钢的碳含量控制在0.02～0.03%，精炼的应用可生产出碳含量在0.002～0.003%，杂质含量达到＜0.001%S、＜0.003%P、＜0.003%N，2～3ppm［0］和＜1ppm［H］的洁净钢。而控温控轧技术的应用，对形变理论和加速冷却原理作了更深入的研究后，我们可以把多种强化机制（固溶强化、位错强化、晶粒细化与晶界强化、马氏体或贝氏体组织强化、焊接热循环作用以及在回火过程中，弥散质点析出的二次强化等等）在同一种新钢种中实现，创造了一系列500MPa级高强度钢和700MPa级（或700MPa以上级）的超高强度钢[4]。比如近年来用新的冶炼方法，通过真空或保护气氛精炼技术冶炼出超低碳和超低氮含量(C+N总的质量分数≤0.025％～0.035％)的超高纯度高铬铁素体不锈钢板，如00Cr18Mo2和00Cr27Mo等。它们无论在韧性、耐蚀性还是焊接性等方面均优于普通纯度铁素体不锈钢，是一个很有前途的钢种，并得到广泛的应用。
3、铁素体不锈钢的相图与基本相 3.1铁素体不锈钢的相图[2]
图××-2 为 Fe-Cr 二元合金的平衡相图。由于Fe、Cr 的原子半径分别为0.25 nm，0.256nm，二者非常接近，而电负性分别为 1.8 , 1.6 ，相差也不多，因此，它们可以形成连续固溶体。从图中可知：
① A5：铁的熔点因铬的加入而降低， Fe-Cr合金的最低熔点及其相应的化学成分分别为1505℃及22%Cr 。
② 铬是扩大α相区，缩小γ相区的铁素体形成元素，它可使γ相区缩小到
图××-2 Fe-Cr 二元相图
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850~1400℃的范围内。
③ A3 温度（α?γ）因铬量的增加而下降，铬提高到～8%时，转变温度降到极小值～850℃。铬量再提高，A3温度开始迅速上升，到12%～13%时，约达到1000℃。
④ A4 温度（δ?γ），纯铁约在1400℃。随铬量增加，转变温度下移，当铬量达12%～13％时，降至1000℃。在1000℃上下，转变温度线汇合而变成封闭的γ相区。当铬量大于12％～13％后，δ不再转变成γ相，从熔点到高温：Fe-Cr合金一直保持铁素体的组织结构。
⑤ 在γ与α相区间，有一个狭窄的α+γ的双相区，在此温度区间内，合金呈α+γ双相结构，但它们能否保持到室温，取决于冷却速度。
⑥ 当温度低于820℃时，高铬的Fe-Cr合金可形成金属间化合物σ相。 3.2 铁素体不锈钢中的相
铁素体不锈钢中的相主要有碳化物，氮化物，金属间相和马氏体相等。 （1）碳化物和氮化物
铁素体不锈钢中的碳化物主要是(Cr,Fe)23C6和(Cr,Fe)7C3。 铁素体不锈钢中的氮化物主要是CrN和Cr2N。
钢中的碳化物和氮化物对铁素体不锈钢的性能是有害的，突出地表现在对耐蚀性、韧性、缺口敏感性等的影响上。
研究表明，碳和氮在铁素体中的溶解度非常低。例如，在含铬26％的铁素体不锈钢中1093℃时，碳在钢中的溶解度为0.04％，而在927℃仅为0.004％，温度低于927℃,要降到0.004％以下；927℃以上时，氮在钢中的溶解度为0.023％，而在593℃仅为0.006％，因此，铁素体不锈钢在高温加热和在随后冷却的过程中，即使急冷，也常常难以防止碳化物和氮化物的析出。
(2)金属间相
铁素体不锈钢中的金属间相主要有α＇相和σ相。
①α＇相 早期曾发现，铬含量＞15％的铁素体不锈钢在400～5O0℃范围内长时间保温会产生强烈的脆化，并使钢的强度硬度显著提高(图××-3)，这种现象一般称之为475℃脆化。现已研究确定，导致铁素体不锈钢475℃脆性的原因是α＇相的析出。α＇相是一种富铬相，含铬量可高达6l％～83％。含铁量为：37％～17.5％，尺寸为10～20nm左右，此相具有体心立方结构且无磁性，晶格常数为0.2877nm，介于铁与铬的晶
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格常数之间。图××-4系Fe-Cr合金中α＇相存在的相图，从相图中可以看出，α＇相的产生是由于520℃以下σ→α+α＇反应的结果。由于α＇相的析出较为缓慢，因此，从α＇及σ相在α相的溶解度线上加热所得到的单相α，既使在空冷条件下，也不会有α＇相的析出，只有随后在520℃以下时效。才会有α＇相沉淀而导致钢的脆化。当重新加热到550℃以上时，由于α＇的溶解，又会使钢的塑、韧性得到恢复。α＇还会使钢在硝酸中的耐蚀性下降。
图××-3 退火温度对Cr28铁素体不锈钢强度和韧性的影响
图××-4 低温时的Fe-Cr合金相图
②σ相 铁素体不锈钢在500～925℃温度范围内加热或停留时，同样会使钢产生严重脆化。研究表明，此种脆化的原因是由于σ相的析出。从图××-2的Fe-Cr二元相图中可以看出，Fe-Cr合金中有σ相的存在，而且σ相的铬量范围在42％～50％；α+σ相区的铬量＞20％。其存在温度为500～800℃。由于σ相是一种无磁且具有高硬度的脆性相，因而常常引起钢的韧性下降。由于σ相富铬，它们的析出又常常引起铬变化而使钢的耐蚀性下降。连续成网状的σ相较岛状者更为有害。
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在铁素体不锈钢中，除Fe、Cr外还含有其它元素，因此，σ相的行为要比Fe-Cr二元合金复杂。例如，当Fe-Cr合金中含有Mo、Si、Mn、Ni等元素时，可使σ相区向低铬浓度的方向移动。因此，工业生产的铁素体不锈钢不仅σ相的存在范围扩大，而且其沉淀速度也显著增加。研究已证实，含铬12％～16％的铁素体不锈钢经10000和76000小时时效已观察到了σ相，甚至工业生产的铁素体不锈钢在铬量低到10％左右仍位于α+σ相区内。
除σ相外，在含钼的高铬铁素体不锈钢中还发现有χ相（希腊字母χ读chi喜 ）存在。χ相同样是一种脆性相，因而显著降低钢的缺口韧性。研究表明，χ相中Mo、Cr元素的富集还高于σ相且其析出速度要较σ相为快。
需要指出的是，铁素体不锈钢中一旦出现σ相和χ相，可采用加热到它们的形成温度以上保温后急冷的办法来加以消除。
(3)马氏体
含碳0.06％以下，含铬l5％～18％的不锈钢和含碳0.08%以下, 含铬25％～30％的不锈钢，是两类最常见的铁素体不锈钢，统称高铬铁素体不锈钢。试验表明,含铬15％～18％的铁素体不锈钢，在900℃以下组织几乎完全是由纯铁素体的基体上与晶界和基体上析出的细小弥散的碳化物所组成（图××-5），但当高于900℃处理时，由于有奥氏体形成，因此在随后冷却时将有马氏体生成（图××-6中显微硬度压痕小的黑色区域），含铬25％的铁素体不锈钢（CO.08％）、其退火组织与15％～18％Cr钢相同，仅是碳化物比较粗大，但当高于950℃加热并水冷处理时，其马氏体的数量则很少。
铁素体不锈钢中马氏体的存在将显著提高钢的强度；而对屈服强度的影响，当马氏体＜15％～20％时，随马氏体量增加，屈服强度降低，马氏体量再高，则屈服强度进一步提高。研究表明，含铬～17％的铁素体不锈钢，当钢中C+N量＜0.03％时为纯铁素体组织；当C+N＞0.03％后，高温下则有α+γ双相结构；在随后冷却过程中，奥氏体会转变为马氏体，从而使钢的组织只有α+M双相结构又使钢的组织细化。随铁素体晶粒的细化，钢的脆性转变温度下移。
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