（5）氮的影响 在低合金钢中，氮通常是一种有害的杂质元素。但在不锈钢中，它却可以作为一种合金元素。一般来说，不锈钢中氮含量较高，可达w_N0.03%-0.05%。由于合金元素铬的存在，使氮的溶解度提高。所以，不锈钢中的氮含量比碳钢和低合金钢的高。电弧焊时，熔滴在过渡过程中将吸收氮，尤其是弧长较长时，通过这一个方式可以溶解w_N0.1%或更多。
氮也是钢中较强的γ相形成元素，它和碳一样对Fe-Cr-Ni三元相图有较大影响。将缩小α(γ)相区，而扩大γ相区。但是，氮在Cr-Ni不锈钢中的溶解度比碳大得多，因此，氮在Cr-Ni奥氏体不锈钢中不易形成脆性的析出相。
合金元素铬的存在，使氮的溶解度提高。图1-7所示为氮在1600℃液态Fe-Cr-Ni合金中的溶解度，可见，随着铬含量的增加，氮的溶解度迅速增加。


镍与铬不同，合金元素镍的存在，使氮的溶解度降低，这一点从图1-7中也可以看出来。图1-8所示为铬含量不同时600～1000℃范围内镍含量对氮的溶解度的影响。从图中可知，随镍含量增加，氮的溶解度下降。与图1-5比，碳和氮的溶解度有很大的不同，在不锈钢中，无论是在铁素体中，还是在奥氏体中氮的溶解度都比碳的溶解度大得多。
在不锈钢中，如果氮的含量超过了当时条件的溶解度，氮就会以铬的氮化物Cr₂N的形式析出。在不锈钢的可能的析出相中，如M₂₃C₆，含钼的χ相及Laves相Fe₂Mo等，它们都不能够溶解氮，氮可以延长这些相的析出时间。但是，碳化物M₆C可以溶解氮，因此，氮可以促使M₆C的析出。延长退火时间，还可以促进M₂N(Z相)和M₆C（CN）型复杂氮化物的形成。氮含量对Fe-Cr-Ni三元系中δ铁素体含量的影响在图1-9中给出，可见与碳的影响相似。


此外，氮还对双相不锈钢中的相比例发生影响，如图1-10所示。随氮含量的增加，奥氏体含量增加。这表明，通过改变氮含量可以有效地改变双相不锈钢中相的比例。


（6）钼的影响 钼是不锈钢中除了Cr和Ni之外的另一个重要的合金元素。图1-11所示是Fe­-Mo二元合金相图。
与铬一样，钼也是钢中较强的α(δ)相形成元素，它将缩小γ相区，而扩大α(δ)相区。对铬来讲，w_Cr11.5%可使纯γ相区完全消失。而对钼来讲，只要w_Mo2.9%就能做到这一点（图1-11）。钼与铁可形成诸多金属间化合物，其中最重要的金属间化合物是w_Mo5%的Laves相（此相得化学通式为A₂B,它的形成是由于原子挤进晶格间隙，所形成的最大原子半径比B:A=1.1225,不锈钢中常见的Laves相有Fe₂Mo、Fe₂Ti、Fe₂Nb等）。当钼含量较低约为w_Mo5%时，Laves相就会析出。不同合金元素对γ相区大小的影响可以通过在Fe-Cr合金中添加合金元素而清楚地表示出。图1-12所示为C、Ni、Mn、Co对γ相区扩大的影响及Mo、W、V对γ相区缩小的影响。从此图中可以看到，添加w_Ni1%的镍，γ相区可扩大到w_Cr13%的程度，而添加w_V1%的钒，γ相区可缩小到w_Cr7%的程度。



图1-13则给出了Fe­-Cr系中C和Mo对γ相区的影响。从图中可以看出，在Fe­-Cr系中，Mo对γ相区有明显缩小的作用，而C对γ相区有明显扩大的作用。γ相区的边界说明，一定量的铬、钼、和碳的配合可以很好的控制铁素体的含量。由于钼的存在，使γ相区的下线边界向上移动，上线边界向下移动，这一现象对热处理十分重要。含钼的铬不锈钢比较不含钼的铬不锈钢，转变为γ相的温度更高。若要溶解所有的碳化物，就必须选择高于（γ+C）相区的边界的温度。而从高温冷却时，γ相转变为α相的温度要降低。
Fe-Cr-Mo三元合金相图中，在1250℃时就已经只在铁角残留不大的γ相区，降至650℃时γ相区就已消失。这时就出现了Laves相（Fe₂Mo）、χ相（Fe₃₆Cr₁₂Mo₁₀）以及σ相。只在w_Cr25%及w_Mo4%以下才可避免出现这些脆性相，而为纯铁素体组织。这些脆性相对含钼不锈钢及其焊缝的韧性和抗腐蚀性不利。
（7）锰的影响 与镍一样，锰也是钢中的γ相形成元素，它将缩小α（δ）相区，而扩大γ相区，并使γ→α转变向低温移动。因此，我国曾研制出以锰代镍的不锈钢。
锰虽然也是钢中的γ相形成元素，但作用的强烈程度不如镍。而锰可以提高氮在钢中的溶解度，见图1-14。然而，氮在Cr-Mn钢中的奥氏体化的作用强烈，其抗腐蚀性也是如此。这是锰只能作为一般合金元素加入在Cr-Ni不锈钢中的一个原因。锰的另一个作用对焊接来说很重要，那就是可以降低单相奥氏体焊缝中的结晶裂纹。


（8）铌的影响 铌和碳有很强的亲合力，比铬和碳的亲合力还强。在不锈钢及其焊缝金属中，可以利用这种作用使铌和碳结合形成稳定的碳化物，而避免形成铬的碳化物，由此提高其抗晶间腐蚀性能。
铌还可以大大地缩小γ相区，见图1-15。由此图可以看到，在广大的范围内，都有Laves（ε︰Fe₂Nb）相存在，大约含铌量为w_Nb45%γ+ε和α+ε相区很大，γ相的铌含量约为w_Nb1%，而α相的铌含量约为w_Nb0.15%。


铌和碳能够形成稳定的碳化物NbC，这一过程可以通过所谓的稳定化退火来实现。将含铌的18-8型Cr-Ni钢在1050℃下固溶处理，一方面稳定地与铌结合，另一方面残余铁素体和σ相溶解到奥氏体中。随后快速冷却（淬火），这一状态可保留到室温。根据NbC的表达式，为了使碳原子和铌完全结合，铌的含量在质量上应为碳的8倍，即w_Nb应为8w_C。
在焊接条件下的快速冷却过程中，由于熔池的快速冷却，使铌与碳达不到平衡条件那样形成完全的结合，碳原子就不能完全被消耗掉。这就是为什么没有经过“稳定化退火”的焊缝金属的含铌量w_Nb应大于8w_C的原因。
焊接中的另一个重要现象是在热影响区的过热区，即在第一道焊道的母材或多道焊的前道焊缝金属中，已经析出的铌的碳化物又有可能重新熔解。在焊接热影响区的过热区，其加热温度高达接近固溶线的温度，铌的碳化物又有可能在靠近熔合线处重新熔解。在焊后的快速冷却过程中，这种在加热过程中已经熔解的铌和碳只能部分地以铌的碳化物的形式再次析出。因此，这种稳定化效果会部分地丧失。图1-16所示为在奥氏体钢的热处理时，以及在熔敷焊道的焊接热影响区的过热区的加热过程中，加热温度及保温时间对铌的碳化物在母材中重新熔解的影响。该图表明，重新熔解的铌的碳化物的数量将随着退火温度提高而增加，其中1～4钢号退火处理的时间在30min～1h之间。但是，焊接热影响区的过热区在高温区的停留时间很短，所以，只有当温度高于1300℃时铌的碳化物才会重新溶解。在温度接近固相线的1430℃时铌的碳化物才会立即大量重新溶解。这就如同图1-16上部斜线所示的那样。
铌的再一个重要影响是金属间化合物相的析出。铌先以铌的碳化物析出，在有氮存在的情况下，由于铌和氮也有较大的亲合力，因此，也有可能析出氮化物。还有可能析出混合氮化物Fe₃Nb₃C，以及铌的碳氮化物Nb(CN)和铬铌混合的氮化物（CrNb）N。如果加入的铌含量较多，与C和N完全结合后还有多余的铌的话，则可能形成Laves相（FeCr）₃Nb₃(CN)。


在含Nb的不锈钢或其焊缝金属中，金属间化合物相得析出是一个复杂的过程，这取决于钢的化学成分。金属间化合物相的Cr可以被Fe、Ni或Mn取而代之，Nb也可以被Mo所取代。其析出物虽然没有严格的规则，而主要的含铌相的组成也不相同，但必须注意：除铌的碳化物NbC、铌的碳氮化物Nb(CN)、混合的碳化物Fe₃Nb₃C、Laves相Fe₂Nb之外，其他复杂相是在550～850℃长期保温时析出的。由于C、Nb可以形成稳定的铌的碳化物NbC,因此，它的析出受C、Nb含量的明显的影响，有可能减少甚至完全阻止金属间相的析出。在Fe-Cr-Ni三元系中，铌对σ相的析出也有明显的影响。Nb的影响与Mo相似，Nb含量较低时可促进σ相的析出，但Nb含量提高后，由于过多的Nb会形成其他相，如Laves相Fe₂Nb和NbC相，因此，Nb对σ相析出的影响减少甚至于完全丧失。
铌与铬、钼一样是促进形成铁素体抑制奥氏体的元素。从图1-15可以看出，铌大大缩小了γ相区。与铬、钼不同的是铌与碳的亲合力更强，可以形成更稳定的铌的碳化物NbC。因此，在Fe-Cr-Ni三元系中，当Nb含量较低，在形成铌的碳化物或铌的碳氮化物后没有了自由的铌元素的存在，铌对γ相就没有了影响。换句话说，就是只有当碳和氮含量全部被铌所碳化及氮化成铌的碳化物、铌的氮化物或铌的碳氮化物后，仍有剩余的铌时铌才会对γ相区产生影响。
在焊接过程中，铌也可形成低熔点共晶相，会在焊缝金属及热影响区中形成热裂纹。在Fe-Nb、Cr-Nb、Ni-Nb二元系中其共晶点都要降低150～200℃。Nb还能与P、Cr、和Mn形成低熔点磷化物，与Si、Mn和Cr形成低熔点的氧化硫夹杂物。对于含S、P很低的含铌的单相奥氏体Cr-Ni铸钢进行焊接时，热影响区中的热裂纹与晶粒粗大的铸造组织中的铌有关，它会导致Nb、Ni相在1160℃以下形成。此外，在含铌的单相奥氏体钢的焊接热影响区，铌的碳化物或铌的碳氮化物和γ相的低熔点共晶相也对热裂纹的形成产生影响，促使在焊接热影响区产生液化裂纹。含铌的单相奥氏体焊缝金属由于先析出γ相，铌对热裂纹的形成有促进作用，如果焊缝金属以一次铁素体析出，并且冷却至室温仍含有铁素体，铌对热裂纹的形成的促进作用将大大减少。