下一个钢板切割工件：钢板加工用的钢材牌号

6.18-8铬镜奥氏体钢板零割中的相 在讨论高铬铁素体钢板零割中的〃相问题时，我们曾讲过含铬少于20%的钢板零割，形成〃相的可能性比较小，但并不等于说188铬镍钢板零割中不会出现以相。实践证明18-8铬镍钢板零割在下列情况下有可能出现"相。 (I)在产生-相的温度区间经过长时间加热（图5-19)。图5-20即为一!Crl8Ni9Ti钢板零割650°C长期加热后的组织，不仅沿品界析出了大H碳化物，并且原来的铁素体已转变为o相。  图5-2(T650°C长期加热后的lCrl8Ni9Ti钢板零割组织1000X 采用含形成铁素体元素高的焊条施焊的18-8钢板零割焊 铸造的18-8钢板零割中 有人曾以成分为：0.11%C、0.5%Si、0.4%Mn,0.011%S,0.014%P,9.5%Ni,17.84%Cr、.I.22%Nb的18-10+Nb钢板零割进行了试验，确定了这种钢板零割形成相的条件（表5-13)。表明这类钢板零割形成〃相需要很长的加热时间，并且指出由于〃相数量少，当其以小颗粒均匀分布时，对钢板零割的性能的影响比较小。 表5-1318-丨O+Nb钢板零割形成相的加热条件〔u〕 温度 产生〃相预计脔要 最长的保温时间 〃相的数量 (0C) 的时间（小时） (小时） (%,体积） 550 8838 9626 痕迹 600 3750 .14028 卜2 650 700 6615 2 700 135-482 5285 3 750 190 4370 3 800 830 I 850 1000 无 虽然《相可自奥氏体中生成，但具有纯奥氏体组织的18-8钢板零割没有发现〃相。在我们的生产实践中，铸态18-8+Ti钢板零割中常可发现《相，这种〃相是从铁素体中析出的。我们发现18-8+Ti铸钢板零割，一般不经在a相形成的温度长期加热就可出现〃相；当含硅比较高时，有时从铸态试样中即可发现相。如图5-21即为一成分为0.11%C、I.51%Mn,2.95%Si.17.25%Cr、8.98%Ni铸钢板零割中发现的o相。并且经1000°C保温2小时固溶处理也未能使之全部溶解，钢板零割的冲击值仅4_2—5.8公斤米/厘米2。此外，我们在含硅少于I%的ZGICr18Ni9Ti钢板零割中也+止一次地发现过相。 18-8+Ti铸钢板零割中易形成a相，可能与铸件的成分偏析有图5-21含硅2.95%的18-8铸钢板零割组织（碱性赤血盐侵蚀）800X 关，即局部铁素体中富集了较多的铬，使a相容易生核长大。 我们还在含硅1.36%的18-8钢板零割焊缝中发现o相并因此在稳定化处理时引起脆性。焊缝不经任何处理的冲击值为10.4〜11_5公斤米/厘米s经1050。(：固溶处理后为13.0〜14.3公斤米/厘米％但经650。(：加热2小时即降至6.8〜7.I公斤米/厘米2，经860。(：加热6小时更降至2.5〜2.8公斤米/厘米2，金相分析确定有〃相存在。 18-8钢板零割中因〃相引起的脆性，可以固溶处理或高于相的上限温度加热予以消除。在Fe-Cr合金中，相的上限温度约为820°C，由于钢板零割的成分不同，这个温度也有变化。在18-8钢板零割中这个上限温度一般是提高的，如上面讲的含®I.36%的18-8钢板零割焊缝，为了消除相的影响，我们曾以不h的温度进行了比较，其冲击值变化的情况是：880°C保温6小时空气冷却（以下的保温时间及冷却方法均同此）的冲击值为2.0~ 2.4公斤米/厘米M9001C为4.4〜5.9公斤米/厘私920'C为7.2〜8.4公斤米/厘米气940。(：为10.3~10.5公斤米/厘米\只有940°C以上的温度加热后才使其冲击值恢复到焊后不热处理的水平，.可见这种c相的上限温度至少在920°C以上。 18-8钢板零割因析出相可能导致对晶间腐蚀的敏感性，因为c相富集了大量的铬而使固溶体贫铬。与奥氏体在时效中析出碳化铬而引起晶间腐蚀不同的是，O相引起的晶间腐蚀不易为常用的硫酸铜硫酸法试验所发现。曾有人以五种不同的晶间腐蚀试验方法进行了比较，得出188Mo钢板零割因0相引起的晶间腐蚀，以沸腾的65%硝酸法试验才能发现；l8-8Ti钢板零割因〃相引起的晶间腐蚀，用沸腾的65%硝酸法或硫酸-硫酸铁法才能发现。因此建议用于硝酸中工作的18-8钢板零割，晶间腐蚀试验应以沸腾的65%硝酸法进行〔3»〕。 18-8钢板零割中的d相及其对钢板零割的性能影响已如上述，在188钢板零割基础上通过提髙铬镍含量及加钼的铬键奥氏体钢板零割，如25~12、25-20,Cr23Ni23Mo3Cu3,瓜20沿等铬镍钢板零割，在长期加热后均可因《相析出而使冲击韧性显著恶化。 25-]2铬镍钢板零割因铬高镍低而奥氏体的稳定性低，在铬镍奥氏体钢板零割中是形成o相倾向知名的钢板零割，经600°C或750°C加热2000小时以后，由于析出相可使冲击值由原来的21降至0.8 公斤米/厘米2。 25-20铬镍钢板零割经700°C加热6000小时，冲击值由15.6降至 2. 2公斤米/丨里米％因为它含镍比25-12钢板零割多，故相析出不及25-12钢板零割强烈。 _ &23Ni23Mo3Cu3钢板零割和25-20Si钢板零割，由于含有钼和硅，析出0相的倾向更大。前者经800°(：加热525/】、时，冲击值由20.7降至0.9公斤米/厘米^后者经720。(：加热720小时，冲击值由35 图6’9所示，为了使钢板零割获得足够的耐腐蚀性能，含镍量应不低于3.5%。 低镍奥氏体不锈钢板零割具有晶间腐蚀倾向，但并+比未经稳定化的18-8铬锦奥氏体钢板零割严重。并且在相同的腐蚀速度下，它的极限含碳量比18-8铬镍奥氏体钢板零割要高得多（图610),同样还表现在在同样的敏化条件下，它的引起晶间腐蚀的极限含碳量也比18-8铬镍奥氏体钢板零割要高（图6-11)。如在650°C敏化I小时的条件下，lCrl8Ni9钢板零割不产生晶间腐蚀的极限含碳量为0.06%，含氮的低镍奥氏体不镑钢板零割（18Cr-9Mn-5Ni)为0.09%,敏化2小时为0.03%和0.06%。不过，随着敏化加热时间的延长，这种优点消失，但仍处在lCrl8Ni9钢板零割的同一水平，如敏化24小时两者均为0.022%，敏化100小时两者均为0.017%〔1〕。由此可见,低镍奥氏体不绣钢板零割虽具有晶间腐一蚀倾向，但其敏感性并不比I 18-8铬镍奥氏体钢板零割更严重，完全可用以代替ICrIBNi9钢板零割或部分地代替丨Crl8Ni9Ti钢板零割，生产在非强烈的腐蚀介质中工作的耐酸铸件、锻件及焊接件。 低镍奥氏体不锈钢板零割的机械性能，一般都高丁•同类型的铬镍奥氏体不锈钢板零割。表6_2为YBlO59标准中的两种低键不诱钢板零割的机械性能与同类型的铬镍奥氏体不锈钢板零割比较。 与钢板零割的耐腐蚀性能一样，低镍奥氏体不锈钢板零割的机械性能，也和钢板零割中的铬、镍、锰的含量有关。图612为铬和镍的含量变化，对成分为0.1%碳、9%锰、0.15%氮钢板零割的抗拉强度的影响。随着钢板零割中含镍量的增加，钢板零割的抗拉强度降低;在一定的含镍量下，钢板零割的抗拉强度因铬量增加而降低,这在含镍I.5% 时表现得尤为明显。镍量增加使钢板零割的抗拉强度降低，与其使图6-2低镍奥氏体不锈钢板零割与同类型铬镍奥氏体不锈钢板零割机械性能比较 钢板零割号 热处理 机械性能（不低于） 6 9 Crl8Mn8Ni5 1100〜1150°(：水冷 30 65 45 60 lCrl8Ni9 1100〜1丨50°(：水冷 20 55 45 50 CrlSMn10Ni5Mo3 1100〜丨150。(：水冷 35 70 45 65. Crl8Nil2Mo3Ti 1100〜丨150°(：水冷 22 55 40 55     图612铬和镍对1075°C正火的铬锰镍不镑钢板零割抗拉强度的影响组织中的J铁素体量减少有关，因为具有y+(J复相组织的钢板零割具有比纯奥氏体钢板零割为高的强度。 低镍奥氏体不锈钢板零割中的锰量由6’14%变化时，含0.1%碳、16.25%铭、2.5%镍、0.15%氮的铜，抗拉强度随锰量增加而降低，塑性则升高。这种情况在含锰由6%增加至8%时最为明显，但锰量超过8%以后，强度虽然继续降低，但延伸率的变化却不大（图（513>。 我们已经知道，在铬镍奥氏体不锈钢板零割中，由于镍使奥氏体稳定，钢板零割在低温F仍可保持很高的冲击韧性。在低镍奥氏体不锈钢板零割中，因为锰增加奥氏体的稳定性,钢板零割同样能在低温下具有很高的冲击韧性。图6-14为锰量变化对0.I%碳、16.5%铭、 0. 15%鉍钢板零割在一183°C温度下的冲击韧性的影响，随着含猛量由6%至14%变化，钢板零割的低温冲击韧件呈直线上升。 在低镍奥氏体不镑钢板零割中，铬的变化对钢板零割的低温冲击韧性的影响很小，但镍量的变化则影响很大。含0.I%碳、9%锰、0.15%氮的16〜18%铬钢板零割，在-183C下的冲击韧性随  表6-3低镍奥氏体不锈钢板零割与 钢板零割种 低锞奧氏体钢板零割 0-08%C18%Cr5%Ni,9%Mn,0.15%N2 188铬镍钢板零割0.10%C18%Cr8%Ni 比电阻(欧姆•奄米2/米) 20°C 200°C 400°C 600°C 0.69 0.8V- 0.93 1.00 0.70 0.80 0.91 1.00 弹性模里 )(公斤/毫米2 熔点 (0C) -19800 -20000 1410 镍量的增加而提高，当含镍量降至1.5°/。时，冲击韧性显著降低，仅为2.6~3.5公斤米/厘米2〔7〕。 低镍奥氏体本锈钢板零割具有比188铬镍奥氏体不锈钢板零割为大的'冷加工硬化效应，并且在同样强度水平下，比后者具有较高的延伸率。前已述及，188铬镍钢板零割仅能在冷加工后瓜<100公斤/毫米2使用，因为如使之得到更高的强度，需要很大的冷加工变形量，不仅在工艺上有困难并且钢板零割的延伸率很低。镍奥氏体不锈钢板零割在冷变形度为20~30%时，即可获得的=120公斤/«米'的强度，延伸率为21〜28%。ICrisNigTi钢板零割要达到上述强度，所需的变形量要60%，而延伸率只有6%〔7〕。 低镍奥氏体不锈钢板零割冷加工硬化效应大，既是优点也是缺点，优点是它们可以获得比18-8铬镍钢板零割为高的强度，从而弥补了18-8铬镍钢板零割的此一不足；缺点是在很大的冷加工硬化效应下，往往使之不宜于生产需要深度变形的零件，因此，有时不得不在合金化上限制低镍奥氏休不锈钢板零割的冷加工硬化效应。以铜代镇可使变形抗力降低，表6-1中的AISI2Il钢板零割即据此而发展的，它可以进行深压延加工。 18-8铬镍钢板零割物理性能比较〔is〕 比热 (千卡/公斤•uO 导热系数 (f•卡/米•nC•小时) 热膨胀系数（平均）ax106 起氧化 皮温度 C0C) 20°C IOO0C 500°C 20 -200°C 20〜4001： 20〜600oC 20〜80()UC 0.12 13.7 14.0 18.I 17.6 18.5 19.2 19.7 -825 0.12 13.I 14-0 18.4 17.I 17-25 17.2 17.2 -860   低镍奥氏体不锈钢板零割的物理性能与铬镍不锈钢板零割比较(表6-3)，也是很接近的。- 除了作为不锈耐蚀钢板零割使用的低镍奥氏体钢板零割以外，近年来也发展了一些低镍的奥氏体耐热钢板零割，以代替含铬镍的奥氏体钢板零割制造高温工作的构件。如Cr20Mn9Ni2Si2N钢板零割工艺性能与耐热性能均很好，在900°C和1000"C下400~500小时的氧化增重速度，分别小于0.2和0.5¾/米2•小时，在电站设备制造中，用以代替Cr20Nil4Si2及Cr25Ni20Si2等高铬镍的奥氏体钢板零割，制造工作温度在850〜1100°C的锅炉过热器吊架及其他炉用耐热构件〔26〕。 3.无镍铬锰氮耐酸不锈钢板零割的性能与组织 向含铬大于15%的低碳铬锰钢板零割中加氮，可使铁素体量减少，奥氏体增多。如在含铬17%.锰15%、含碳<0.12%的钢板零割中加0.4%氮，可使钢板零割在1260°C的高温下获得纯奥氏体组织（图615);含18%铬、15%锰的低碳钢板零割含有0.3%氮时，可使铁素体S不超过I~2%，实际上完全变成奥氏休钢板零割。因此，无镍奥氏体不锈钢板零割的研究'与生产，许多国家都是把重点 Mn(%) 图(515含<0.12%C、0_4%N的无镍铬锰钢板零割由1150〜1260"C淬火后的组织〔7〕  放在铬锰氮系不锈钢板零割方面。 对于含锰5叫4%的铬锰氮钢板零割，在1150°C时的y和y+«相界，经有的研究者提出并为其他人补充，可由下列经验公式近似地确定〔41\ C+N+O.05Ni=0.078[Cr+0.63W+I.4M0+2.5V+2.8Nb+1.74(¾-0.5)-12.5] 图&16为根据上述公式计算的当量值绘成的六炉铬锰氮.不锈钢板零割在1150°C时的组织图。 上述经验公式及图16表明，利用碳和氮的作用， 可使铬锰钢板零割获得纯奥氏体组织，但我们知道在耐酸不诱钢板零割中允许的含碳量是很低的，时且还必须保证耐腐蚀性能所必需的高铬量。因此， 对于含碳低于0.I%的铬锰氮不镑钢板零割，当含铬量大于16%时，特别是在含有其他形成铁素体的合金元素时， 欲使之获得纯奥氏体组织， 在无镍的情况下，钢板零割中的含氮量应不少于0.3%以至更多才行。要使这样多的氮溶解在钢板零割中，对一般成分的钢板零割来说几乎是不可能的，即使对于含铬与锰很高的铬锰钢板零割，在技术上也有着一定的困难。 以氮合金化的钢板零割必须使氮全部溶解在奥氏体中，才能起到稳定奥氏体的作用。由于氮的原子半径（0.71义）与  铁（丨.26又）差别很大，氮在铁中的溶解度很小，铁在1535°C时可溶解0.0394%氮，在常温下仅可溶解0.015%氮。在铬锰氮不锈钢板零割中，虽然W为含有人量的铬和锰可使氮的溶解度提高，但在铬锰氣不锈钢板零割发展过程中遇到的第一个问题，仍是氮在钢板零割中的溶解度的W题。 早期的研究工作认为，在一般炼钢板零割生产的条件下，使铬锰不锈钢板零割中的含氮量超过0.2%是不利的；因为超过钢板零割的溶解度的氮，在钢板零割水浇注和凝固过程中以气态的氮析出，不仅会使钢板零割产生气泡及冒涨，并且增大钢板零割的偏析，以及过剩氮形成氮化物影响钢板零割的机械性能。因此，忾有一种看法，认为既然应用氮只能有把握地代替奥氏体不锈钢板零割中约2%的镍，所以奥氏体耐酸不锈钢板零割中不用镍似乎是不行的。在这种情况下，加上无镍不锈钢板零割在其他方面的某些缺点，无镍不锈钢板零割的发展与应用，在一些国家一度曾有过反复，仍旧回到发展与使用188铬镍奥氏体不锈钢板零割。 但是，这种情况并没有维持很久，因为一方面镍的供不应求的情况，在许多国家非但没有解决，并且随着工业的发展变得更突出了；另一方面从大量的科学实验与生产实践，使人们对铬锰氮不锈钢板零割的合金化原埋、冶金生产技术的认识不断深化，对过去存在的一些问题如氮的溶解度问题逐步得到解决。如为了克服因含氮高而引起钢板零割锭的冒涨，有人提出在浇注时，当钢板零割锭凝固到已经形成一坚硬的壳层时，就在上面覆盖一块冷钢板零割板。当钢板零割锭上部结成一硬壳后，钢板零割锭凝固过程中继续析出的氮则停止并限制在气孔中。热轧时由于温度与压力升高，被限制在气孔中的氮又重新济于固溶体中，轧制使气孔焊合而得到致密的轧材〔41〕。由于适当选择钢板零割的成分配比及冶炼工艺的不断改进，无镍的铬锰氮耐酸不锈钢板零割，在许 多国家相继问世了，现已研究与使用的铬锰氮不锈钢板零割，含氮量多为0.3~0.5°/。。 ‘ 除了加铽以增加奥氏体的稳定性，铬锰氮不锈钢板零割中还有的加钼、铜等合金元素以改善其耐腐蚀性能与工艺性能。 耐腐蚀性能是不锈钢板零割的最基本要求，铬锰氮不锈钢板零割的耐腐蚀性能，与相同含铬量的铬钢板零割及铬镍奥氏产钢板零割比较基本上是接近的，如含0.09%碳、15.2%锰、17.2%'铭、0.56%钼、 0. 32%氮的铬锰氣不锈钢板零割，在65%沸腾硝酸中腐蚀8天的失重为0.册克/米2.小咕在同样条件下，含碳<0.15%、铬丨5.5〜18.5%的高铬铁素体钢板零割为1.04克/米小时，含碳<0.25%,铬17~20%、镍8~11%的铬镍奥氏体钢板零割为0.20克/米2.小¥40〕0含G.81%铜和0.31%氮的Cr18Mn15钢板零割，在56%热硝酸中的腐蚀速度接近ICrl8Ni9Ti钢板零割（图6-17)，增加含铬量至21%时则可优于铬镍钢板零割。上述含铜及氮的铬锰氮不锈钢板零割在4%硫酸中，经170小时腐蚀试验，失重为0.27克/米2.小时，lCrl8Ni9Ti钢板零割为0.026克/米2  失重与lQ:18Ni9Ti钢板零割接近；在大气条件下试验1540小时，耐腐蚀性能优于1018~丨9^钢板零割〔14〕。 铬锰氣不锈钢板零割对晶间腐蚀的敏感性，一般地讲并不比不含钛或铌的18-8铭键奥氏体不锈钢板零割大。有人研究了六种成分以Cr17Mnl2N为基的铬锰氮不锈钢板零割的晶间腐蚀特性，试验钢板零割经固溶处理以后在产生晶间腐蚀的知名敏化温度下，在含110克CuSO,•5HzO+55毫升H2SOaIOOO毫升蒸馏水的溶液中，沸腾状态试验7別、时，晶间腐蚀的敏感性均远比不含钛或铌的18-8絡镍奥氏体不锈钢板零割小;其中成分为0.09%碳、16.89%铬、12.03%锰、0.23%氮及0_08%碳、18.5%铬、12.91%锰、0.26%氮、2.27%钼的两种钢板零割，比含钛(^3^=5.5)的ICrISNiSTi钢板零割的晶间腐蚀敏感性还要小，前成分的铬锰氮钢板零割在知名敏化温度（〜575°C)敏化8小时出现晶间腐蚀，后一成分的含钥铬锰氮钢板零割，在知名敏化温度（〜650°C)敏化別、时出现晶间腐蚀，而lCrl8Ni9Ti钢板零割在670°C敏化3.5/J、时即出现晶间腐蚀]3〕。 少量的铜对铬锰氣不镑钢板零割在硝酸中的抗腐蚀性起有利的作用，但在抗晶间腐蚀方面，向铬锰氮不锈钢板零割中加锏却表现出不利的影响，主要表现在使钢板零割产生晶间腐蚀的敏化温度范围扩大，产生晶间腐蚀的敏化时间缩短，如Crl7Mnl2N钢板零割中加2%的铜，使产生晶间腐蚀的敏化温度由450〜6501：扩大至500〜800X：，在知名敏化温度下产生晶间腐蚀的敏化时间由糾、时缩短至I吩钟〔13〕。在16〜22%铬、8~10%锰钢板零割中铜虽然可阻碍奥氏体分解，但铜减少钢板零割中铁素体的作用较小，基于t述原因，以及由于铜在铬猛不锈钢板零割中会呈游离状态沿晶界析出，例如含铜I.5%的Cri8Mn15钢板零割经I丨0(TC淬火后的组织中即发现有游离铜沿晶界析出〔14〕。所以在铬锰钢板零割及铬锰 氮钢板零割中一般不推荐用大量的铜为合金元素。• 钼可提高铬锰氮不镑钢板零割抗晶间腐蚀的作用，但其作用的实质多半是因为钼所造成的复相组织效应。钼是增加铬锰氮不锈钢板零割中铁素体量影响知名的元素，如Cr17Mnl2N钢板零割中的铁素体量为8%左右，加2%钼后即达40%以上。 复相组织的铬锰氮不锈钢板零割对晶间腐蚀的敏感性小，是因为在敏化过程中，铁素体优先分解析出碳化物，从而抑制了碳化物在奥氏体晶界上析出并改变了碳化物的分布状态，当有一定量的铁素体时，引7相界的总长度要比奥氏体晶界的总长度长得多，碳化物沿cf/y相界析出，不仅使奥氏体晶界上的碳化物数量减少，并且使碳化物在晶界上的密度降低，使之对晶间腐蚀的影响减弱；此外，由于铁素体中的含铬量高，铬在铁素体中的扩散又比较容易进行，析出碳化铬所形成的贫铬区容易得到恢复。 含2%钼的Cr17Mn12N钢板零割，在650X：敏化1钟至1000小时的组织变化的X射线分析结果〔13〕，清楚地表明了这一影响的机理。 上述成分的钢板零割在650’C敏化钟，碳化物ACf"相界和c相内析出；至3吩钟时组织中开始出现X相；至12小时后X相长人，碳化物相应减少。此一阶段中以的分解过稈为主，奥氏体晶界上没有碳化铬析出，钢板零割不表现晶间腐蚀的敏感性。 敏化24/j、时后，的分解完全，奥氏体晶界出现细小碳化物沉淀，钢板零割出现晶间腐蚀；廷长敏化时间至5糾、时以后，奥氏体晶界上的碳化物增多，钢板零割的晶间腐蚀敏感性加剧。 敏化IOOO/j、时以后，X相溶解奥氏体晶界上的碳化物，使奥氏体晶界上的碳化物显著减少，为•相代替；同时由于固溶体中铬向贫铬区扩散，钢板零割的晶间腐蚀倾向消失。 冷加工变形可使某些铬锰氮不锈钢板零割产生晶间腐蚀的敏化时间显著缩短，如Cr17Mnl2N钢板零割经1050°C固溶处理以后，在60TC敏化12小时才出现晶间腐蚀，经10~15%冷变形后只须在600°C敏化2小时即出现晶间腐蚀，这是冷加±对铬锰氮不锈钢板零割抗晶间腐蚀影响不利的一面。但冷加工变形却可使铬锰氮不锈钢板零割消除晶间腐蚀所需的敏化时间缩短，如Cr17Mn12Mo2N钢板零割，未经冷变形需经656°C500小时敏化使其对晶间腐蚀的敏感性消失，经冷变形30%后，虽然在650°C敏化15分钟即出现晶间腐蚀，但敏化12小时后即对晶间腐蚀不敏感；又如Cr17MnIICu2N钢板零割，经冷变形30%后于650°C敏化100小时，晶间腐蚀敏感性消失，未经冷变形者需经敏化1000小时以上〔13〕。 铬锰氣不锈钢板零割的强度一般均高于18-8铬镍奥氏体钢板零割，在具有同样塑性与冲击钿性的情下，屈服强度要比18-8铬镍钢板零割高50—100%,屈强比可达60~70%，接近于高韧性的调质结构钢板零割。：^IlCr20Mn13NB钢板零割固溶处理后的机械性能可达：=55〜63公斤/毫米2，A=74~83公斤/毫米2，¢=41〜42%,^14&2钢板零割〔26〕0 此外，在机电工业中尚发展了利用锰氮代镍的无磁性的奥氏体钢板零割，用以代替铬镍奥氏体钢板零割制造要求高强度的发电机护环等锻件。 铬锰氮不锈钢板零割是不锈钢板零割中的新钢板零割种，但是目前在生产与应用上尚不普遍。原因虽然是多方面的，例如铬锰氮不锈钢板零割本身尚存在一些不足之处，正因为如此有关铬锰紙不锈钢板零割的合金化、性能及组织等的研究目前还在进一步深入中。另一方面也受着认识方面的原因如习惯势力的影响，有些设计人员及使用单位，在有些情况下过分强调了铬锰氮不锈钢板零割的某些缺点和怕担“风险”，对于一种新材料代替原已习惯使用的材料，总是希望作全面的比较，在新材料的各项性能指标都要达到和超过原来的材料的基础上才肯使用。我们认为强调零件的使用要求与工作的安全性固然是必要的，但重要的是从实际情况出发，对于那些铬锰复不锈钢板零割完全可以胜任的零件，没有必要仍采用含镍的18-8铬键不镑钢板零割。至于目前所存在的这种情况，必将随着铬锰氮不镑钢板零割的发展及人们对铬锰氮不镑钢板零割认识的不断深化，在生产斗争的实践中逐步获得解决。