奥氏体型不锈钢-敏化处理

奥氏体型不锈钢一敏化处理在各类不锈钢中，以铭、镍为主要合金元素的奥氏体不锈钢，属耐蚀性和综合性能最好，也是最重要的不锈耐酸钢。它始终是产量最大，应用最广泛普及的一类。70〜80年代，美、日等国奥氏体不锈钢占不锈钢总产量的60〜70%左右。我国占80〜85%。而其中的绝大部分属于18-8型钢。118-8型奥氏体不锈钢早在1909〜1912年间，最初的Cr18Ni8（习惯常称为18-8）奥氏体不锈钢获得专利权。1912〜1920年间相继开始工业生产。经典的（或称第一代）18-8钢，含铭约18%左右，添加有形成和稳定奥氏体的主要元素镇约8〜10%,碳含量也较高。经1100℃左右固溶淬火处理后，室温下可获得纯奥氏体组织。它是奥氏体型不锈钢最基本最典型的代表钢种，其它奥氏体不锈钢均是在其基础上发展起来的。至今仍在大量生产的有，我国GB1Cr18Ni9和低碳0Cr19Ni9（依次相当美国AISI302和304）等钢。后来，为克服晶间腐蚀敏感性，发展了稳定化奥氏体不锈钢（第二代），如我国产量最大应用最普及的GB1Cr18Ni9Ti（相当苏联381T）钢和超低碳奥氏体不锈钢（第三代），如我国GB00Cr19Ni11（相当美国AISI304L）等钢。应当说明，目前通常泛称的18-8（型）钢，已不局限于经典的第一代18-8钢。一般来说，它包括了不同等级碳含量或添加钛等稳定化元素的18-8奥氏体不锈钢。此外，在18-8钢基础上添加2%左右钼的奥氏体不锈钢，也常称作18-8Mo钢，如我国GB0Cr18Ni12Mo2Ti、00Cr17Ni14Mo2（相当AISI316L）钢等。这些18-8类钢均属常用（或通用）的大量生产的基本钢种。为获得纯（单一或完全）奥氏体组织和改善耐蚀性能，在提高铬、钼等铁素体形成元素的同时，必须相应增加镍等奥氏体形成元素的含量。对具体钢种所需添加的最低镍含量，应高于下列经验公式计算值（高温快冷后的组织）：Ni（%）=1.1（Cr+Mo+1.5Si+1.5Nb）-0.5Mn-30C-8.2公式中元素符号表示其在钢中的相应含量（%）（见图9-1-1铭银比）。但此公式不能代替实际铁素体评级来使用。通常18-8类钢的镍当量并不充分。如果具体成分配比和加热过程（或热处理）掌握不当等，一当量u添一—%Ma+L5K%Si+0*-%Nb图9-1-1不锈钢组织图往往出现一些铁素体。这会给热加工等性能带来不良后果。如铬较高而镶偏低，或加热温度过高和碳含量很低等，均会导致铁素体的形成。高纯（级）18-8钢，因碳和氮含量极低，也必须相应提高镍含量以保持奥氏体组织。总之，应尽量避免和减少形成a（8）相。因此，现代18-8钢已适当提高镍含量（一般约17〜20%Cr、Ni含量在8〜14%左右）。高纯不锈钢的镍含量更高些。我国18-8型钢的代表钢种，是应用最普遍的1Cr18Ni9Ti钢。在实际正常生产情况下，往往尚存少量的铁素体。当铬和钛、碳还有残余铝含量过高时，会使铁素体含量明显增加。随着Cr/Ni和Ti/C比值等的提高，以及加热温度的过高（如超过1250℃左右），均造成铁素体含量的大量增多，给热加工性能带来严重后果。尤其是生产管材，控制这些元素含量就更为重要。因此，在钢种标准规定的范围内，成分配比和生产工艺过程的合理掌握与精确控制是十分重要的。2特性铭镇奥氏体不锈钢之所以获得广泛的应用，是因为它具有一系列优良的综合性能和以下特点：（1）一般来说，奥氏体不锈钢含有高的铭（如17〜26%）、镍（如8〜25%）含量，组织为奥氏体。与其它类不锈钢相比，是耐蚀性最好的一类。并可在相当宽的范围内，通过添加其它多种元素，如2〜4%的钼或硅等，来调整和改善在氧化性、非氧化性和各种强腐蚀介质条件下的耐蚀性能及其它特殊性能。（2）奥氏体不锈钢与其它类不锈钢相比，最大特色是，即使在低温下仍具有优良的韧性和塑性，容易进行各种复杂的冷、热变形，加工成各种变形材。生产工艺和产品质量容易控制并稳定。热处理制度简单，一般经1100℃左右较窄的温度范围（同具体钢种成分关系不大）固溶处理后交货。并具有优良的焊接等性能。纯奥氏体不锈钢无磁性。不能通过相变，只能通过冷加工而强化。与铁素体钢相比，其导热率低而线胀系数大。主要缺点是镍的价格昂贵。奥氏体不锈钢在使用中的主要危险是局部腐蚀，如18-8等某些钢种对应力腐蚀较敏感。回顾奥氏体不锈钢的发展过程，均与晶间腐蚀密切相关，并在很大程度上决定其分类。3敏化态晶间腐蚀早在20年代，18-8钢开始应用不久，就发现热处理和焊接对其耐腐蚀性能有很大影响。如不论何种原因引起经受480〜850℃左右加热（常称敏化）后一一敏化处理制度规定：650c加热1h后空冷，在某些腐蚀环境下使用，会产生晶间腐蚀，甚至在极端情况下能变成粉末。这在当时已成为阻碍其发展的重大关键。经典的（第一代）18-8钢，含碳量较高。因碳在奥氏体中的溶解度随温度有很大变化。如在1100℃左右，约可固溶0.08〜0.15%C。而在敏化温度范围其碳的固溶度已低于0.02%C（各资料有所出入）。一般此类18-8钢的碳含量<0.12%6（如1Cr18Ni9）,当加热至1100℃左右进行固溶加热时，碳化物相基本溶解，碳固溶于奥氏体中。并将此固溶态经淬火速冷后保持至室温（碳达过饱和状态）。若再经敏化加热或焊接热影响，则沿晶界析出富铭碳化物（主要是M23c6型）。30年代初，贝茵等人提出著名的贫铭理论［19］。他把敏化归因于在晶粒边界富铭碳化物的析出，引起晶界邻接区域的铭含量降至耐蚀性界限之下。这种存在晶界贫铬区的钢，称为具有晶间腐蚀倾向。在适当的介质条件下，就可能产生晶间腐蚀。贫铬理论能够解释敏化态晶间腐蚀的大多数情况，并为大量实验所证实。已是公认的晶间腐蚀经典理论。已经敏化具有晶间腐蚀倾向的钢，可以采取重新固溶处理的办法予以消除。但这对于大型焊接（受热影响）设备等困难较大，一般只限于热处理炉能容纳的小件才有现实意义。因此，对第一代（如1Cr18Ni9等）的奥氏体不锈钢，大多适用于不需要焊接或已确知不会发生晶间腐蚀的环境条件下使用。国外民品方面用量很大，如美国304。应当区别，奥氏体不锈钢的固溶处理与普通钢的淬火处理不同。前者是软化处理，后者通常是淬硬（形成马氏体）。尽管习惯上常将固溶处理中的速冷也称“淬火”。4稳定化奥氏体不锈钢A稳定化原理奥氏体不锈钢产生敏化态晶间腐蚀的根本原因，是由于钢中含有一定量的碳元素。如将碳含量降至其固溶极限（饱和值）以下，基本上可以避免。早在30年代初，法国已试制了碳含量不大于0.02%的奥氏体不锈钢。但限于当时生产工艺和冶炼水平，不可能大量生产和应用。因此在相当长的一段时期，大多依靠加入稳定碳化物的元素（如同碳具有比铭更强亲和力的钛和铌），在较高温度下（约850〜1150℃）形成稳定的碳化物（如TiC或NbC）,从而大大降低了奥氏体中固溶碳的浓度（含量），使钢在敏化温度（约480〜850℃）加热时，很少有富铭碳化物（如M23c）沿晶界析出。故比第一代奥氏体不锈钢耐晶间腐蚀性能获得明显改善。习惯上将此类钢称为稳定化（指稳定碳化物）奥氏体不锈钢。我国应用最普遍和最具有代表性的钢种就是1Cr18Ni9Ti钢。加入钛、铌稳定化元素的数量主要是与碳、也与氮的含量有关。一般Ti%三6XC%;Nb%三10XC%。但不宜过量。钛、铌不仅是铁素体形成元素；而且由于吸收了奥氏体中固溶的碳、氮形成稳定化合物造成的成分变化，均降低了奥氏体的稳定性，促进铁素体的形成。含钛钢的表面质量差，铌高易增加焊接热裂纹倾向等。B稳定化处理预先热处理或机械热处理对稳定化不锈钢耐晶间腐蚀性能有很大影响。若选用一般固溶热处理温度，如1100℃,因远离TiC最佳或最快析出温度900℃,为达到充分稳定化效果（根据用途需要），应补充进行稳定化处理（一般在850〜950℃范围保温数小时）。也有兼顾办法，采用一次热处理。如980℃,使Cr23c6溶解，TiC析出。热处理温度的选择同具体钢种、碳、钛等成分有关。如我国不锈钢标准（84）中对一些18-8TiNb、18-8MoTi钢规定，需方在合同中注明时可进行稳定化处理（850〜930℃）;而且固溶处理温度下限已降至较低范围，如1Cr18Ni9Ti为1000℃、0Cr18Ni11Ti则为920℃。还可利用生产工艺过程（轧制、加热、包括热处理等）的合理改进，节约能源，尽可能多地使TiC析出。C刀口腐蚀TiC析出（通常多在晶内析出）后十分稳定，能保持至很高温度（1120〜1150℃以上），到接近熔点时才大量溶解（一一之前溶解少，稳定）。当焊接时，在紧邻焊缝的母材狭小区域内，就出现TiC大量溶解。在随后冷却或多次焊接等，使之重新经受敏化加热（最敏感的温度为600〜750℃）,富铭碳化物（M23c）沿晶界析出。在某些介质条件下，如65%沸腾硝酸，具有一定氧化性的尿素等溶液中，沿上述十分窄的敏化区发生晶间腐蚀。这种焊缝与母材熔合线（紧贴焊缝的被焊母材一侧）处因腐蚀造成的沟槽，被称为刀口腐蚀。这是稳定化奥氏体不锈钢本质上所决定，难以克服的固有缺点。它同非稳定化（或称第一代）的奥氏体不锈钢焊接热影响区敏化温度范围（距离焊缝稍远且较宽）发生的晶间腐蚀（被称为热影响区腐蚀）有区别，而且更危险。无论刀口腐蚀或热影响区的腐蚀，采用超低碳（也称为第三代）奥氏体不锈钢均可避免。5.超低碳奥氏体不锈钢奥氏体不锈钢采用降低碳含量的方法，能克服敏化态晶间腐蚀敏感性等缺点，早已为人们所知。1932年在法国已经出现含W0.02%C的超低碳18-8不锈钢，但大规模工业生产，则是在40至50年代氧气炼钢技术的应用之后才实现。直至50年代末，世界上也只有少数特殊钢厂能用电（弧）炉生产超低碳不锈钢。1960年前后，美国和苏联分别将超低碳（美国W0.03%C,苏联W0.04%C）不锈钢纳入国家标准。我国于1964年至1965年开始用电（弧）炉工业生产超低碳（W0.03%C）奥氏体不锈钢。但因电炉冶炼超低碳不锈钢的难度大、成本高等原因，仍受很大限制。60年代末炉外精炼技术的发展，如1968年美国AOD法精炼炉的首次投产，为70年代超低碳不锈钢的大规模生产和广泛应用开辟了崭新的道路。我国在80年代，由于炉外精炼设备的普及，超低碳不锈钢已进入了大量推广应用的新时期。从而为采用低碳和超低碳不锈钢取代已过时的1Cr18Ni9Ti等含钛不锈钢奠定了物质技术基础。众所周知，降低碳含量至碳在敏化温度范围（480℃〜850℃）奥氏体中的固溶极限以下，便可消除敏化态晶间腐蚀的倾向。但是，碳的固溶度及碳化物析出动力学，受钢种化学成分及加热过程等多方面因素影响。实用上确定允许最高碳含量更为重要。如随着镍、硅等元素含量的增加，降低了碳的固溶度，促进了碳化物析出。故需要将碳含量控制在更低范围内。奥氏体不锈钢中铭和镍的含量配比对不产生晶间腐蚀的临界碳含量的影响示于图9-5-1上。Ni.:c图9-5-1奥氏体不锈钢中铭、镍含量与临界碳含量的关系（晶间腐蚀倾向检验方法：650℃1hCuSOjH2sO4标准试验）避免出现晶间腐蚀的临界碳含量不是绝对的，而是相对于具体钢种成分、介质条件、敏化温度和加热时间等因素。通过实验可以测定具体钢种的温度、时间和敏化（晶间腐蚀）关系曲线，即所谓TTS曲线是十分有用的如图9-5-2所示。可以根据实际需要，合理选择与控制碳含量的级别和加工、焊接等工艺过程。例如，对18-8（非稳定化）不锈钢严格来说，一般碳含量W0.015%时才能消除晶间腐蚀敏感性。但对只经受短时间焊接受热的钢材而言，选用标准超低碳含量（W0.03%）,焊后也不进行热处理，基本上可以避免第一、二代不锈钢焊后出现的热影响区和刀口腐蚀等缺点。实际上，对于不苛刻的受热和腐蚀条件，采用低碳型（但应控制碳小于0.05%以下）的钢并非不可；对于苛刻条件或要求更高的情况，最好将碳含量控制在W0.02%以下。总之，对于产生晶间腐蚀的强腐蚀环境中使用，一般应选用超低碳奥氏体不锈钢。最有代表性和通用性的钢种，就是我国GB00Cr19Ni11和00Cr17Ni14Mo2（相当美国AISI304L和316L）。也是第三代不锈钢的典型代表。时间，：】iin.图9-5-2不同碳含量的五种Cr18Ni9钢的TTS（时间-温度-敏化）图6非敏化态晶间腐蚀奥氏体不锈钢在固溶热处理后（即固溶态或称为非敏化态），晶粒间界并不存在富铭碳化物等任何其它相的情况下，在某些特定介质条件中，也会发生晶间腐蚀。它与经热敏化后产生的所谓敏化态晶间腐蚀存在本质的区别，不应混淆。因为它发现较晚，并不如敏化态晶间腐蚀那样普遍。因此通常论及的晶间腐蚀，如未加说明，一般均指敏化态晶间腐蚀而言。非敏化态晶间腐蚀主要发生在一些强氧化性介质中。最早于1949年在研究65%沸腾硝酸试验方法时被发现，并查明是因不锈钢腐蚀产物Cr+6离子的累计和加速腐蚀所造成（但当时的解释也仅限于此）。随着60年代原子能，尤其是后处理工业的发展，才重新引起重视。其试验方法一般采用沸腾硝酸-重铭酸盐溶液

（尚未标准化）。最早是模拟高温水中含有少量Cr+6离子引起应力促进腐蚀破裂的试验环境而提出，随后用于研究存在Cr+6等氧化性离子的硝酸介质中。奥斯特和阿米欧等的研究确认，造成非敏化态不锈钢晶间腐蚀敏感性的原因，是由于钢中磷、硅等（即使很少量）在晶粒边界的偏聚。不少实验已经证实这种有害杂质的富集。这种解释，或称为溶质离析学说也在某种程度上得到人们认可。硅、磷元素对非敏化态晶间腐蚀的影响规律见图9-6-1和9-6-2。克服途径是采取高纯型和高硅型两类奥氏体不锈钢来解决。ME4.一海国M图9-6-1磷含量对非敏化态晶间腐蚀的影响图ME4.一海国M图9-6-1磷含量对非敏化态晶间腐蚀的影响图9-6-2硅含量对非敏化态晶间腐蚀的影响上，-三产:三一到青搦小X嗒我国于60年代末开始这方面研究。70年代对硅含量（＜0.1〜6%Si）和介质因素的影响，进行了全面系统的研究。已经证实，即使是在某些氧化性不太强的介质条件下，如核工业中含有氧化性离子的中等浓度沸腾硝酸溶液，钢的腐蚀电位有时并非处于过钝化区时，也会发生非敏化态晶间腐蚀。80年代初发现在通氧高温尿素甲铵溶液中也存在非敏化态晶间腐蚀，并开展了许多研究工作。7高纯奥氏体不锈钢不锈钢的发展历史一再证明，微量的有害元素的存在或有益元素的添加，往往对耐腐蚀等性能带来很大影响。例如，降低奥氏体不锈钢中的磷的含量至一定水平，可以取得显著提高其抗非敏化态和敏化态晶间腐蚀、抗应力腐蚀和点腐蚀的良好效果。即使在原有钢种标准化学成分的范围内，根据不同用途和目的需要，如降低或从严控制某些杂质元素的含量，其耐腐蚀等性能可获得成倍、甚至数十倍的改善。自60年代、尤其是70年代以来，不锈钢的一个主要发展方向，是采用高纯化（降低有害杂质元素）和微合金化（添加少量有益元素）的方法，改善各种性能，达到所谓最佳化的效果。这是新一代不锈钢的重要特点。例如，70年代发展了硝酸级Cr-Ni奥氏体不锈钢和尿素级Cr-Ni-Mo奥氏体不锈钢等。但由于受炉外精炼工艺技术水平和价格因素的制约，如碳、磷、硅等含量只能作适当降低。严格讲，像硝酸级和尿素级类钢仍属于第三代、即超低碳不锈钢的改良型，还达不到真正高纯级水平。一般其有害杂质含量大体为：W0.02%C、W0.02%P、＜0.40%Si（随具体钢种有所出入）。这种改良型比普通超低碳钢，不仅非敏化态，而且敏化态晶间腐蚀性能均有了较大改善（磷、硅对敏化态晶间腐蚀也有显著影响）。高纯奥氏体不锈钢的实验室生产始于60年代初。一般其有害杂质元素上限为：＜0.01%C、＜0.01%P、＜0.10%Si等。它可基本消除敏化态、大大改善抗非敏化态晶间腐蚀的能力，并具有良好的抗应力腐蚀性能。我国于70年代中期以后，逐渐发展了超低碳改良型和高纯度的硝酸级和尿素级奥氏体不锈钢，如高纯18-8（000Cr19Ni15,简称C18）钢等，可称第四代。据腐蚀调查，大型尿素汽提管，采用尿素级00Cr25Ni22Mo2N钢，凡其磷、硅含量控制在高纯范围内者，比接近其标准成分上限者，耐蚀性约提高1倍。可见，高纯化的敏感性和优越性。止匕外，还发展了一类专门针对抗应力腐蚀的高纯奥氏体不锈钢。主要控制有害元素为磷、氮等（各种杂质总量限制在极低水平）。据报道，性能颇佳。8高硅奥氏体不锈钢硅是主要的耐蚀合金元素之一。如高硅铸铁，耐蚀性虽好，因太脆影响其应用。我国60年代以来曾发展过一些无银Cr-Si系不锈钢，共同缺点仍是脆性。但高硅（通常含2〜4%Si）奥氏体不锈钢却具有优良的综合性能，有些（超低碳钢）甚至不亚于18-8钢的力学性能。早期的奥氏体高硅不锈钢，如25-20型、18-8型（AISI302B）等一般含2%左右的硅。主要目的是增加高温抗氧化性能。基本上属于不锈耐热（抗氧化）钢范畴。自60年代以来，直接合成浓硝酸（98%HNO3）工业的普及发展和18-8型奥氏体不锈钢应力腐蚀问题的日益突出，高硅奥氏体不锈钢获得迅速发展。所谓高硅型，一般指硅含量大于2%,最高约6%左右。因低于2%Si,对抗高温氧化性和抗应力腐蚀作用不大；只有超过2%Si,才能完全消除非敏化态晶间腐蚀（如在浓硝酸中）。但过高的硅含量，则加工性能恶化，促进硅化物形成和使敏化态晶间腐蚀等不良影响加剧。硅含量对Cr-Ni奥氏体不锈钢晶间腐蚀的作用比较复杂。如在强氧化介质和其它成分控制合理的条件下，若＜0.10%Si时，可基本消除敏化态、显著改善非敏化态晶间腐蚀。普通不锈钢的一般硅含量多在0.7〜1.0%的范围内，正是非敏化态晶间腐蚀最严重的敏感区（参见图1-2-6）。对于强氧化性介质，如98%浓硝酸，几乎所有的不锈钢均由于介质过强的氧化能力和钢的过钝化现象而不耐腐蚀，即使非敏化态（固溶态）的高纯不锈钢也无法避免晶间腐蚀。唯有硅含量高于2%的高硅奥氏体不锈钢，才能完全消除非敏化态晶间腐蚀。但是，随着硅含量的提高（如通常的4%Si时），降低了碳在奥氏体中的固溶度，即使采取超低碳也难以避免“敏化态晶间腐蚀”。这里所讲的并不是由于贫铭区引起的晶间腐蚀，而是敏化处理后因析出碳化物等造成的选择性晶间腐蚀。在98%浓硝酸中，主要钝化元素是硅而非铭，贫铭理论已不适用。高硅奥氏体不锈钢中，因添加稳定化元素形成G相、TiC（NbC）、6铁素体和O相时也会发生选择性腐蚀。在强氧化性介质中发生的这种晶间腐蚀（其机理仍可进一步探讨），严重阻碍了高硅奥氏体不锈钢的推广应用。图9-8-1是用控制电位法测得的，具有活化-钝化行为的金属的阳极极化曲线的示意图。它揭示了可钝化金属的阳极行为具有的某种共同特征，即共同的特性点和特性区。图中的阳极极化曲线被四个特征电位值即(1)金属的开路电位E。，⑵初始钝化电位Epp，或称致钝电位，(3)初始稳态钝化电位”或称金属由钝态转变为活化态的弗莱德(Flade)电位EF以及(4)过钝化电位E,相应地分成四个区域：稳定钝化区Jp ，pp图9-8-1可钝化金属的典型阳极极化曲线示意图AB段(从E。〜EJ为金属电极的活性溶解区，当E=Epp时，金属的阳极溶解电流密度达到最大值Jpp称为致钝电流密度，也称临界电流密度二个BC段(从％〜Ep)是活化-钝化过渡区。当电位达到Epp时，由于金属表面上有膜或某种保护性阻挡层的生成，金属开始由活性态转变为钝态，阳极电流密度急剧下降。此时，金属表面处于不稳定状态，从％〜Ep电位区间，有时电流密度出现剧烈振荡，其真正原因目前尚不十分清楚。CD段(从Ep〜EJ称为稳定钝化区。此时，金属表面处于钝化状态。金属的阳极溶解电流密度Jp很低，在〃A-cm-2级，并且基本不随电位而变化，称为维钝电流密度，其阳极溶解产物也和阳极活性溶解时的产物不同。DE段为金属的过钝化区，从电位Etp开始，阳极电流密度再次随电位的升高而增加。通常是由于形成了高溶性的高价金属离子，如不锈钢在此区段因有高价铭离子形成，引起钝化膜的破坏，使金属又发生腐蚀。或者发生放氧反应。可见，通过控制电位法测得的阳极极化曲线可显示出金属是否具有钝化行为以及钝化性能的好坏。可测定各钝化特征参数如Epp、Jpp、Jp、Etp及稳定钝化电位范围等。同时还可用以评定不同金属材料的钝化性能及不同合金元素或介质成分对钝化行为的影响等。我国于60年代末，开始发展耐浓硝酸腐蚀用高硅奥氏体不锈钢。通过查明其产生敏化态晶间腐蚀的原因，采取严格控制碳、磷等（甚至达高纯级），适当降低铬或添加铌（在高硅钢中同钛的作用机理不同）等综合改善途径，使之获得了较好的解决。采用机械热处理（形变热处理：将压力加工与热处理相结合的金属热处理工艺；利用形变热处理，可以有效地综合利用形变强化和相变强化效果，达到工件成形和改善组织、提高机械性能的双重目的；形变热处理工艺分类有多种，主要有低温形变热处理、高温形变热处理、变塑钢形变热处理和预先形变热处理等）（改善添加铌的高硅钢中G相的分布）和微合金化方法，改善其热加工等性能，使这种钢获得了推广应用。因含有4%硅，均具有优良的抗氯化物应力腐蚀性能。同时，我国于70年代初，还开始发展专门针对耐应力腐蚀的高硅（2%Si）奥氏体不锈钢和高银（＞20%Ni）奥氏体不锈钢。总之，高硅奥氏体不锈（耐酸）钢近20多年来发展迅速，并日益获得推广应用。其铭含量较宽，在8〜25%,镍为14〜25%之间。高的硅含量提高在98%浓硝酸中耐全面腐蚀性能（在稀硝酸中正相反）和抗氯化物应力腐蚀以及点腐蚀性能。硅含量过高也不利，我国多为4%Si,应用最广的为00Cr14Ni14Si4（简称C4）钢。9高钼奥氏体不锈钢钼是不锈钢中常用的主要耐蚀合金元素之一。它促进不锈钢的钝化和耐腐蚀性能的提高，尤其是在对铭的钝化作用不足的还原性介质和存在有氯离子的介质中。铝是提高不锈钢抗点腐蚀和缝隙腐蚀最重要的元素。与硅一样，钥属铁素体形成元素，促进a相的形成。故在增加铝含量的同时，应相应提高镍含量。奥氏体不锈钢，大体可以分为两个最主要体系，即Cr-Ni和Cr-Ni-Mo系。基本钢种为18-8和18-8Mo型。大量生产和通用钢种的钼含量一般都不高，约为2〜3%Mo。为了区别，可人为地将大于3%Mo的钢称为高钼型不锈钢。增加钼含量，虽在一定范围和介质条件下提高了耐蚀性能，却同时也增高了热强度（高温机械强度）和降低了热塑性，促进了a相和（或）x相脆性倾向，带来加工性能的恶化。因此高钼型钢的钼含量一般不大于6%。高钼奥氏体不锈钢最早于1933年在法国开始研制（20-25Mo型）。50年代逐渐推广。我国于60年代主要针对硫酸等介质开始发展高钼奥氏体不锈钢。70年代以来，多为超低碳型。主要用于硫酸、磷酸和醋酸等有机酸以及海水等介质环境。除经典的20-25Mo型外，还有18-18Mo型等。一般含钼量为4〜5%,最高达7%。采用控制有害杂质元素和复合添加微合金化的方法，使其耐蚀等性能在原有基础上得到了进一步改善和提高。钼对不锈钢耐蚀性能的有利作用，早在1911年就已经发现。以铭为主要钝化元素的不锈钢，其优良的耐蚀性来自钝化膜的形成。在不含卤素离子的氧化性介质（典型代表为硝酸）中，铬很容易形成致密的氧化物保护膜。但是，在还原性介质和含有氯离子的介质中，耐蚀性显然不足，甚至发生严重腐蚀。在钢中添加钼有明显效果，对全面（均匀）腐蚀来说，如在硫酸中，18-8奥氏体不锈钢中只加入少量钼，便可减轻腐蚀。钼的作用是促进因铭引起的钝化，而加入铜的作用则是加强钼对Cr-Ni-Mo不锈钢的钝化。已经公认，在还原性介质和含有氯离子的水溶液介质中，在含有足够的铬和一定的钼含量时，可以显著提高不锈钢耐点腐蚀和缝隙腐蚀的性能。氮也起很好的作用。钼对应力腐蚀的影响比较复杂。如在高浓氯化物中，微量的钼含量有害，但高钼（4%以上）反而有益。如00Cr20Ni25Mo4.5Cu高钼奥氏体不锈钢，具有良好的抗氯化物应力腐蚀性能。10错锰奥氏体不锈钢镇是形成和稳定奥氏体的主要元素，但属于较为稀缺和昂贵的金属。为此发展了以镒、氮代镍的不锈钢。早在20年代末已开始了Fe-Cr-Mn系不锈钢的研究。30年代铭镒奥氏体不锈钢已经出现，40年代开始小量生产。50年代一些国家（包括我国在内）开展了大量研究工作，美国的Cr-Mn-Ni-N系奥氏体不锈钢于1955年列入标准（AISI201,202）并推广应用。我国于195