铬镍奥氏体不锈钢的敏化态晶间腐蚀

1. 现像和辨识:科唇态晶间锈蚀再次出现在冲压梁柱的沟槽热影响区或梁柱历经450~850℃冷却的组件，在电介质促进作用下引致这些足部的外泄或剥落;造成科唇态晶间锈蚀的电子设备，组件等，其尺寸，外形几乎没有变化且无任何人形变;除受锈蚀的区域外，其它足部没有任何人锈蚀的迹象，仍具备显著的光泽;局部采样检查，受锈蚀足部的强度，脆性已轻微丧失，冷弯时不仅再次出现裂缝，轻微时常常再次出现脆断和孔隙开裂且破冰无金属声。

在林国电子显微镜和红腺下可以显著看到钢的微结构虽然受锈蚀而变短，多螺旋形，轻微时还有孔隙开裂现像。

2. 分子结构:常用的科唇态晶间锈蚀应用贫铬理论可得到完满的解释。

Cr-Ni莱氏体钢制在采用前或矿山交付交付状况多为氧化钇处理状况。即将钢制冷却到高温(1000~1150℃左右，随钢种而异)，隔热后快冷(通常为液冷)。此时，当Cr-Ni莱氏体钢制中电阻率在0.02~0.03%以上时(随钢中的含Ni量而异)，碳在钢中便处于圣埃卢瓦状况。随后，在钢制的加工及电子设备，梁柱的制造和采用过程中，若要历经450~850℃的科唇环境温度冷却(比如冲压或在此环境温度范围内采用)，则钢中圣埃卢瓦的碳就会向微结构蔓延，分离出来并与其不远处的铬逐步形成铬的碳合物。在常用的Cr-Ni莱氏体钢制中，此种铌通常为Cr23C6[M23C6]。虽然此种铌所含较高的Cr，所以铬铌沿微结构结晶就引致了铌周围钢的碳纳米管中Cr含量的减少，逐步形成所谓贫铬区。

当铬铌沿微结构结晶螺旋形时，贫铬区亦螺旋形，钢制耐锈蚀是因为在电介质促进作用下，钢中所含足以使钢在此电介质中崩解的铬量。而贫铬区铬量不足，使崩解潜能减少，甚至消失，而莱氏体孔隙本身仍具备足够崩解(皮德盖)潜能，因此，在锈蚀电介质促进作用下微结构不远处连接成柱状的贫铬区便优先熔化而造成晶间锈蚀。

3. 常用电介质:易使Cr-Ni莱氏体钢制造成晶间锈蚀的常用电介质很多，下表仅列举部分附注：

使Cr-Ni莱氏体钢制造成晶间锈蚀的常用电介质

4. 材料选择:长久以来，人们换用含稳定暴昭Ti,Nb的Cr-Ni莱氏体钢制，比如1Cr18Ni9Ti, 0Cr18Ni11Ti,1Cr18Ni12Mo2Ti,1Cr18Ni12Mo3Ti,1Cr18Ni11Nb,0Cr18Ni11Nb等以防止科唇态晶间锈蚀并取得了满意的结果。Ti,Nb的促进作用主要是与钢中圣埃卢瓦的碳逐步形成稳定的TiC,NbC等铌而防止或减少铬铌Cr23C6的逐步形成。但是含稳定暴昭Ti,Nb，特别是含Ti的钢制有许多缺点。在钢制冶炼工艺日新月异的今天。

有些缺点已轻微阻碍了钢制冶炼生产的科技进步并给采用带来了不必要的损失和危害。 比如，Ti的加入，使钢的粘度增加，流动性减少，给钢制的连续浇注工艺带来了困难;Ti的加入，使钢锭，钢坯表面质量变坏，不仅大大增加冶金厂的修磨量，而且显著减少钢的成材率，从而提高了钢制的成本;Ti的加入，虽然TiN 等非金属夹杂物的逐步形成，减少了钢的纯洁度，不仅使钢的抛光性能变差，而且虽然TiN等夹杂常常成为点蚀源而使钢的皮德盖性下降;含Ti的钢制焊后在电介质促进作用下，沿沟槽熔合线易再次出现刀状锈蚀，同样引起冲压结构电子设备的锈蚀破坏。

虽然含Ti钢制的上述缺点，在钢制产量最大的日本，美国含Ti的18-8Cr-Ni钢制的产量仅占Cr-Ni钢制产量的1~2%，而我国仍占Cr-Ni钢制产量的90%以上。这既反映了我国钢制生产和钢种采用上的不合理，也说明我国在钢制生产和采用中，钢种结构上的落后状况。建议换用超低碳Cr-Ni莱氏体钢制。虽然超低碳[C≤0.02~0.03%]Cr-Ni莱氏体钢制的强度较用Ti,Nb稳定化的钢制为低，当强度嫌不足时，可换用控氮[N0.05~0.08%]和氮合金化[N≥0.10%]的超低碳Cr-Ni莱氏体钢制，它们不仅强度高且耐晶间锈蚀，耐点蚀等性能也均较含Ti,Nb的钢制为佳。

建议含Ti,Nb的Cr-Ni莱氏体钢制仅用于低碳，超低碳钢制无法替代的条件下，比如作为耐热钢采用和在连多硫酸等用途中采用。