·1162 工程科学学报，第37卷，第9期 a 支干部位的铁素体 0四 20 d 无铁素体析出 品界出 100m 图10316LN的金相组织.(a)Ni1铸态组织：(b)N1铸态合金经1050℃，0.5s变形后的组织：(d)M铸态组织：(d)M铸态合金经 1050℃，0.5s1变形后的组织 Fig.10 Metallographic microstructures of 316LN:(a)as-cast Nil alloy:(b)microstructure of Nil alloy after deformation under the conditions of 0.5sand 1050C:(e)as-cast M alloy:(d)microstructure of M alloy after deformation under the conditions of 0.5s and 1050C 在于钝化膜中。相关研究表明，这些缺陷会随着4价 进了再钝化四 或6价Mo离子的出现而消失0，而低浓度的缺陷能 需要指出的是，N的有益作用并不是独立的.许 降低阴离子的渗透，从而改善奥氏体不锈钢的耐点蚀 多研究者23认为，当Mo和N同时存在时，在钝化过 能力. 程中Mo和N的协同作用优于各自单独的效果之和. 含N不锈钢的耐点蚀当量含量(PRE)通常定义 在这一协同作用中，N元素使钼酸根稳定化，反过来钼 为PRE=1[Cr]+3.3Mo]+xN],其中x在13~-30 酸根也有助于形成铵.在N的固溶度极限内，随着N 之间：但是此式并未考虑所有合金元素的影响以及其 含量逐渐升高，钝化膜下富集的N也逐渐增多，更加 他治金因素的影响.因此，本研究中M合金可能由于 有利于钼酸根的稳定，而当N形成M,N相时，界面上 其他因素的影响造成其点蚀电位E,较Cl和Cr2降 富集的N带有负电荷，不利于钝化 低：但从整体上来看，C元素含量增加可微弱改善 随着Ni含量的升高，316LN的点蚀电位E,变化不 316LN的抗点蚀能力. 明显，但维钝电流密度逐渐升高.这表明N元素对 随着N含量的升高，316LN的点蚀电位E,逐渐增 316LN的耐点蚀性能影响不大，但可增大其钝态的腐 大，当N质量分数达到0.20%时又开始下降，而维钝 蚀速度，不利于钝化膜的稳定 电流密度I先逐渐下降而后升高.这表明随着N含量 在化学成分相同时，晶粒尺寸的不同也会影响 的升高，316LN的耐点蚀性能改善：但是当N质量分数 316LN的点蚀性能.图12为N质量分数为0.12%的 达到0.20%时，可能由于N含量超过了316LN的固溶 316LN试样经不同时间固溶处理后的极化曲线及点蚀 度极限，析出了M,N相@，造成其耐点蚀性能又开始 电位.由图可知，随着晶粒尺寸的增加，316LN的点蚀 变差.N的有益作用在于，在钝化过程中N元素会富 电位变化并不明显，但总体呈升高趋势，表明晶粒越 集在氧化物-金属界面处，降低钝化膜中的电位梯 大，点蚀倾向越小.这是因为晶界具有吸附和结构的 度，抑制其中的C渗透，并且一旦钝化膜局部破裂 不均匀性，使得晶粒越小，晶界面积越大，这种不均匀 后，N的偏析可以诱导进入的离子产生脱吸附四.N 性就越明显，点蚀倾向变大.本研究中晶粒尺寸的最 的作用还可能在于当不锈钢与腐蚀介质反应时生成了 大变化量在10m左右，晶粒度在6.5~7.5级之间， NH,从而消耗了H,造成点蚀坑内的pH值升高，促 变化量不超过一个级别，因此这一晶粒尺寸的差异反工程科学学报，第 37 卷，第 9 期 图 10 316LN 的金相组织． ( a) Ni1 铸态组织; ( b) Ni1 铸态合金经 1050 ℃，0. 5 s － 1 变形后的组织; ( c) M 铸态组织; ( d) M 铸态合金经 1050 ℃，0. 5 s － 1变形后的组织 Fig． 10 Metallographic microstructures of 316LN: ( a) as-cast Ni1 alloy; ( b) microstructure of Ni1 alloy after deformation under the conditions of 0. 5 s － 1 and 1050 ℃ ; ( c) as-cast M alloy; ( d) microstructure of M alloy after deformation under the conditions of 0. 5 s － 1 and 1050 ℃ 在于钝化膜中． 相关研究表明，这些缺陷会随着 4 价 或 6 价 Mo 离子的出现而消失［20］，而低浓度的缺陷能 降低阴离子的渗透，从而改善奥氏体不锈钢的耐点蚀 能力． 含 N 不锈钢的耐点蚀当量含量( PＲE) 通常定义 为 PＲE = 1［Cr］+ 3. 3［Mo］+ x［N］，其中 x 在 13 ～ 30 之间; 但是此式并未考虑所有合金元素的影响以及其 他冶金因素的影响． 因此，本研究中 M 合金可能由于 其他因素的影响造成其点蚀电位 Ep较 Cr1 和 Cr2 降 低; 但从整 体 上 来 看，Cr 元素含量增加可微弱改善 316LN 的抗点蚀能力． 随着 N 含量的升高，316LN 的点蚀电位 Ep逐渐增 大，当 N 质量分数达到 0. 20% 时又开始下降，而维钝 电流密度 Ip先逐渐下降而后升高． 这表明随着 N 含量 的升高，316LN 的耐点蚀性能改善; 但是当 N 质量分数 达到 0. 20% 时，可能由于 N 含量超过了 316LN 的固溶 度极限，析出了 M2N 相［10］，造成其耐点蚀性能又开始 变差． N 的有益作用在于，在钝化过程中 N 元素会富 集在氧化物–金属界面处［21］，降低钝化膜中的电位梯 度，抑制其中的 Cl － 渗透，并且一旦钝化膜局部破裂 后，N 的偏析可以诱导进入的离子产生脱吸附［22］． N 的作用还可能在于当不锈钢与腐蚀介质反应时生成了 NH + 4 ，从而消耗了 H + ，造成点蚀坑内的 pH 值升高，促 进了再钝化［23］． 需要指出的是，N 的有益作用并不是独立的． 许 多研究者［23--24］认为，当 Mo 和 N 同时存在时，在钝化过 程中 Mo 和 N 的协同作用优于各自单独的效果之和． 在这一协同作用中，N 元素使钼酸根稳定化，反过来钼 酸根也有助于形成铵． 在 N 的固溶度极限内，随着 N 含量逐渐升高，钝化膜下富集的 N 也逐渐增多，更加 有利于钼酸根的稳定，而当 N 形成 M2N 相时，界面上 富集的 N 带有负电荷，不利于钝化． 随着 Ni 含量的升高，316LN 的点蚀电位 Ep变化不 明显，但维钝电流密度逐渐升高． 这表明 Ni 元素对 316LN 的耐点蚀性能影响不大，但可增大其钝态的腐 蚀速度，不利于钝化膜的稳定． 在化学成分相同时，晶粒尺寸的不同也会影响 316LN 的点蚀性能． 图 12 为 N 质量分数为 0. 12% 的 316LN 试样经不同时间固溶处理后的极化曲线及点蚀 电位． 由图可知，随着晶粒尺寸的增加，316LN 的点蚀 电位变化并不明显，但总体呈升高趋势，表明晶粒越 大，点蚀倾向越小． 这是因为晶界具有吸附和结构的 不均匀性，使得晶粒越小，晶界面积越大，这种不均匀 性就越明显，点蚀倾向变大． 本研究中晶粒尺寸的最 大变化量在 10 μm 左右，晶粒度在 6. 5 ～ 7. 5 级之间， 变化量不超过一个级别，因此这一晶粒尺寸的差异反 ·1162·