铬镍奥氏体耐酸不锈钢管虽然具有很多优点，但是含镍量比较高，镍在世界范围内都是比较缺乏的金属，因此促使人们研究和生产低镍和无镍的耐酸不锈钢管，以解决缺少镍的矛盾。许多国家从20年代即开始了低镍和无镍不锈钢的研究，至50年代这一研究扩大至更多的国家，而工作的重点则是以锰和氮来取代经典的18-8型铬镍耐酸不锈钢管中的镍。

    迄今，研究和应用的低镍和无镍奥氏体耐酸不锈钢管，基本上可分为三种类型：仅以锰代镍的简单成分的铬锰不锈钢；在18-8铬镍钢基础上以锰或锰和氮代替部分镍，仍保留一部分镍的低镍不锈钢；以锰和氮取代全部镍的无镍的铬锰氮不锈钢。这三种类型的不锈钢基本上反映了以锰和氮代镍的发展过程，以下我们就按这个顺序讨论它们的性能和组织。

    以锰代镍的简单成分的铬锰奥氏体不锈钢的性能与组织

    关于锰稳定奥氏体的作用，我们在第一章里已作了讨论。用锰代镍的奥氏体铬锰钢，开始时含铬量均比较低，如Mn17Cr7Ti，Mn17Cr10V．Mn17Cr7MoV钢等，是为了代替18-8铬镍奥氏体钢作工作温度为650℃的热强钢使用的，其中Mn17Cr7MoV钢在650℃的持久强度每毫米8分钟。因为它们的含铬量低不能用作耐酸不锈钢管，而提高钢中的铬量至耐酸不锈钢所需的水平，却碰到一系列的困难，其中最重要。的是仅以锰合金化的铬锰不锈钢，不能获得纯奥氏体的组织。

    图6-1为Fe-Cr-Mn系合金相图含铬18%的截面。含锰大于3%的合金是由奥氏体和铁素体组成的；不管加热温度如何，增加含锰量至30%，也不能获得纯奥氏体组织。只有在含铬不超过12—15%和15%锰时，才能使含碳0.1%的铬锰钢自1000～1050℃迅速冷却得到纯奥氏体组织。当含铬量大于14～15%、一碳量小于0. 2%时，无论含锰多少也不能使钢获得纯奥氏体组织。

可见，如使简单的铬锰不锈钢得到纯奥氏体组织，或者是降低含铬量，或者是提高含碳量，而这两种做法都是不利于钢的耐腐蚀性能的。所以，虽然在国外也有用含0.1-0.2%碳、18%锰及9%铬的钢制造餐具，但实际上其含铬量已降至不锈钢所需的极限含铬量以下了。

    铬锰不锈钢管的耐腐蚀性能，主要决定于钢中的含铬量，只有在钢中的含铬量接近于18-8铬镍奥氏体钢的水平时，铬锰钢的耐腐蚀性能才接近于18-8铬镍奥氏体钢。从图6 4还可以看出铬锰钢的耐腐蚀性能，随钢中含锰量增加而降低，并且表现在含铬低于10%时更为显著。

    铬锰奥氏体不锈钢管，在500～800℃短期加热以后，对晶间腐蚀很敏感。向钢中加入稳定碳化物的元素如钛、铌、钽等，并不能降低钢对晶间腐蚀的敏感性。相反，由于这些元素的封闭或缩小y区的作用，使铬锰钢获得纯奥氏体的极限含铬量降低，增加钢中的铁素体数量。

    虽然铬锰不锈钢的机械性能可以接近或者超过18--8铬镍钢的水平，如含15%铬和15%锰的钢，自1100～1200℃水冷后的机械性能可达：70-80公斤/毫米2，d=40～50%，aK= 20～30。但铬锰不锈钢在回火时，由于发生d-A的转变而出现很大的脆性。

    由图1可知，含铬18%、含锰大于8%的合金，加热至600—700℃范围时即出现A相。与铬镍奥氏体不锈钢不同的是，锰使钢产生a相的极限含铬量降低，并且Fe-Cr-Mn系的A相可溶解大量（达35%）的锰，在Fe-Cr-Ni系中，d相只能溶解约10%镍。

    铬锰不锈钢中的A相是由组织中的铁素体转变而成的，其转变过程是先由铁素体中析出奥氏体，然后在剩余铁素体中产生A相。

   铬锰不锈钢中A相的析出过程比铬镍不锈钢管要强烈得多。通常在600-800℃加热几十分钟或几小时，即可因析出A相而使铬锰钢的性能发生重大变化。图6-6为含18%铬、15%锰的铬锰不锈钢，1100℃淬火后在700℃回火的机械性能变化。这种钢淬火后的组织由59%的铁素体与41%的奥氏体组成。回火10分钟，强度与塑性发生明显降低，这是因为在铁素体与奥氏体相界上析出了碳化物，使钢的塑性降低的同时，固溶体贫铬而强度也降低。此后，随着回火时间的延长，钢的强度升高，塑性降低，至回火60分钟后强度达到最大值，a由63.4提高到101.1公斤／毫米2，同时延伸率由50%降至1%，断面收缩率由68.5%降至5. 3%。回火时钢的性能的上述变化，都是由于铁素体转变为A相的结果。由于铬锰钢中A相转变过程的迅速与强烈，甚至无法用冲击韧性的变化来反映，因为在回火的初期，由于A相的析出已使钢管的冲击韧性降至很低的水平。

    基于上述几方面的原因，简单成分的铬锰不锈钢管，在工业中未能获得广泛应用。虽然如此，由于对简单铬锰不锈钢的研究，使人们掌握了许多以锰合金化不锈钢的组织和性能变化的重要规律，从而为低镍不锈钢及铬锰氮不锈钢的研究和生产打下了基础。

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