王永霞,汪雨佳，杭 博，陳 帥，李大勝

(蚌埠學(xué)院 機械與車輛工程學(xué)院，安徽 蚌埠 233030)

雙相不銹鋼的顯微組織由一定比例的鐵素體(α相)和奧氏體(γ相)組成，并且兩相中比例較少相含量不少于30%[1]。一般而言，雙相不銹鋼組織中的鐵素體相在很大程度上決定了不銹鋼的強度和耐腐蝕性能，而其韌性和焊接性能主要取決于奧氏體相。不僅如此，雙相不銹鋼結(jié)構(gòu)件在承受載荷時，組織中的奧氏體和鐵素體兩相能夠交互轉(zhuǎn)移負載，從而提高結(jié)構(gòu)件的抗疲勞性能[2,3]。因此，合理的兩相比例有利于雙相不銹鋼力學(xué)性能和耐蝕性能的提高。趙暉等人[4]對0Cr25Ni6Mo3CuN雙相不銹鋼進行了1 020 ℃～1 140 ℃范圍內(nèi)的固溶處理，發(fā)現(xiàn)經(jīng)1 060 ℃固溶處理的雙相不銹鋼組織中兩相比例接近1∶1，此溫度下的雙相不銹鋼抗點蝕性能最優(yōu)。白于良[5]對22%Cr雙相不銹鋼進行了1 040 ℃、1 120 ℃及1 220 ℃的固溶處理，發(fā)現(xiàn)雙相不銹鋼隨著固溶處理溫度的升高，奧氏體相比例降低，材料的沖擊韌性降低，在固溶溫度為1 040 ℃時，組織中兩相比例較均衡，材料的沖擊韌性好。陳紅艷[6]對雙相不銹鋼進行了950 ℃、1 000 ℃、1 050 ℃、1 100 ℃和1 150 ℃保溫2 h的固溶處理，發(fā)現(xiàn)組織中的奧氏體相隨著溫度的升高逐漸減少，力學(xué)性能和耐點蝕性能隨固溶溫度升高呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，經(jīng)1 050 ℃固溶溫度處理后，組織中兩相的比例接近1∶1，雙相不銹鋼的綜合性能最好。Li Jun等人[7]研發(fā)了一組高Mn、高N的雙相不銹鋼25Cr-2Ni-3Mo-xMn-N，發(fā)現(xiàn)此類型的雙相不銹鋼在兩相體積分數(shù)接近相等時，具有優(yōu)良的抗腐蝕性能和綜合力學(xué)性能，固溶溫度從1 050 ℃升高到1 300 ℃時，奧氏體的體積分數(shù)在38%～55%范圍內(nèi)變化。綜上所述，固溶溫度會改變雙相不銹鋼中奧氏體和鐵素體兩相的比例，當(dāng)兩相比例接近1∶1時，雙相不銹鋼具備良好的力學(xué)性能和優(yōu)異的耐蝕性能。目前關(guān)于雙相不銹鋼兩相比例與性能之間關(guān)系的研究較多,但是單純依照兩相比例來評估雙相不銹鋼的力學(xué)性能和耐蝕性能是不全面的，這是因為在同一種鋼中，隨固溶溫度的變化，不僅相比例會發(fā)生變化，還會產(chǎn)生其他相的析出和溶解以及合金元素的重新分配等復(fù)雜問題，這些因素都會影響雙相不銹鋼的性能。因此開展這方面的研究，對工程應(yīng)用及開發(fā)高性能雙相不銹鋼材料具有重要的意義。

本文以高Cr、高N的0Cr32Ni7Mo3N雙相不銹鋼為實驗對象，研究了固溶溫度對雙相不銹鋼兩相比例的影響和合金元素在兩相中的分配情況，探討了高氮高合金鋼的微觀組織與耐蝕性能之間的關(guān)系，為實際應(yīng)用了提供理論依據(jù)。

1 實驗方法

實驗采用316L不銹鋼、鉬鐵、金屬鉻、鎳板、氮化鐵等材料，在35 kW/8 kg的中頻感應(yīng)電爐中熔煉，經(jīng)過排渣除氣后，在溫度為1 628 ℃時澆注到烘干后的熔模模型中，在冒口表面覆蓋一層保溫劑，熔模模型底部用濕沙掩埋，在合金凝固及冷卻過程中不斷地向熔模模型表面灑水，以減少鋼液在液態(tài)的停留時間，從而減少N2溢出的傾向。對冷卻后的材料進行化學(xué)成分測試，其結(jié)果如表1所示。

表1制備的0Cr32Ni7Mo3N雙相不銹鋼化學(xué)成分
Table1Chemicalcompositionof0Cr32Ni7Mo3NDSS

元素比例/%C0.017Si0.78Mn0.78P0.031S0.021Ni7.17Cr32.71Mo3.4N0.51FeBal.

采用SX-10-13型箱式電阻爐將澆鑄試樣分別進行1 180 ℃、1 200 ℃和1 220 ℃保溫2 h后水冷的固溶處理。采用X′Pert型X射線衍射儀(XRD)分析試樣中的物相，XRD靶材采用鈷靶，掃速設(shè)定在2°/min，2θ角度范圍設(shè)定在20°～120°。試樣經(jīng)Murakami試劑侵蝕后再用Olympus XJP-300型光學(xué)電子顯微鏡觀察顯微組織。采用Phoenix-60s型能譜儀(EDS)對雙相不銹鋼進行兩相化學(xué)元素含量的分析。采用CHI650C電化學(xué)工作站測量試樣的極化曲線。電極系統(tǒng)采用標準三電極體系。試樣作為工作電極(WE)，對電極(CE)采用鉑電極，參比電極(RE)采用飽和甘汞電極(SCE)。實驗所用溶液為3.5%NaCl溶液。初始電位設(shè)為-0.8 V，掃描速度設(shè)為5 mV/s，掃至+1.2 V結(jié)束。極化曲線測定結(jié)束后，用Murakami試劑對試樣表面進行輕微刻蝕，觀察試樣腐蝕形貌。

2 實驗結(jié)果與分析

圖1為經(jīng)不同固溶溫度處理的0Cr32Ni7Mo3N雙相不銹鋼試樣的XRD譜。從圖中可知，經(jīng)不同固溶溫度處理后的材料，顯微組織仍由α和γ兩相組成，隨著溫度的升高，α相峰和γ相峰的強度發(fā)生變化，說明兩相含量隨著固溶溫度的升高而發(fā)生變化，材料經(jīng)1 180 ℃、1 200 ℃和1 220 ℃固溶處理后并無其他新相析出。

圖1 不同溫度固溶處理的特級雙相不銹鋼XRD譜Fig.1 Partical XRD patterns of HDSS with different solution treatment

圖2為固溶處理后試樣的顯微組織像。黑色基體組織為富Cr的α相，白色無規(guī)則島狀組織為貧Cr的γ相。采用圖像分析軟件對3種試樣組織中γ相體積分數(shù)進行測量，結(jié)果如表2所示，隨著固溶溫度的升高，γ相含量逐漸降低。

用EDS 分析α、γ相中合金元素的含量，并采用合金元素分配系數(shù)KM來表示其在兩相中的分布，表達式為：KM=Mα/Mγ[8]。其中：Mα為合金元素在α相中的含量；Mγ為合金元素M在γ相中的含量。

由表3可知，合金元素分配系數(shù)隨著固溶溫度的變化而發(fā)生變化。隨著溫度的上升KNi升高，KCr和KMo逐漸減小。在雙相不銹鋼中，Ni是γ相形成元素，溫度的升高會導(dǎo)致其向γ相擴散，隨著γ相含量降低，KNi逐漸增大。Cr是形成α相的主導(dǎo)元素，同時它與Ni起綜合作用，使得組織中的兩相保持一定比例，在0Cr32Ni7Mo3N雙相不銹鋼中其含量遠遠高于其他合金元素，溫度的升高，有利于Cr擴散速率加快，原先α相中Cr要擴散一部分到γ相中以利于形成新α相，使得KCr表現(xiàn)出下降趨勢。Mo元素的擴散能力比Cr元素強，但其對形成α相不起主導(dǎo)作用，隨著溫度升高Mo有利于向α相擴散。α相增多，Mo的平均含量降低，KMo減小。由此可知，隨固溶溫度的升高，合金元素Cr、Mo和Ni在兩相間的分配趨于均勻。

a 1 180 ℃

b 1 200 ℃

c 1 220 ℃圖2 經(jīng)不同溫度固溶處理后的材料的顯微組織Fig.2 Microstructures of materials after different temperature solution treatments

表2 固溶溫度對γ相含量的影響Table 2 Effect of solution treatment temperature on γ amount of 0Cr32Ni7Mo3N HDSS

表3合金元素在兩相的分配系數(shù)
Table3Distributioncoefficientsofalloyelementsin0Cr32Ni7Mo3NDSS

樣本KCrKNiKMoGr-11801.210.681.52Gr-12001.170.691.22Gr-12201.160.721.03

3 固溶溫度對耐蝕性的影響

圖3為0Cr32Ni7Mo3N雙相不銹鋼試樣在3.5%NaCl溶液中的極化曲線。由圖可知，經(jīng)不同溫度固溶處理后試樣的極化曲線形狀相似，圖中a點為陰極極化曲線和陽極極化曲線的交點，對應(yīng)的電位是試樣的自腐蝕電位。bc段對應(yīng)的是鈍化區(qū)，鈍化區(qū)寬度約為1.4 V，表明3種試樣在3.5%NaCl溶液中都有較好的鈍化能力。進入鈍化區(qū)后，腐蝕電流密度受腐蝕電位的影響變小，腐蝕電流密度保持在一個較低的水平，且隨著電位的增加緩慢增加。當(dāng)極化曲線過了c點電位后，腐蝕電流密度快速增加，c點為擊破電位Eb，此時試樣表面發(fā)生了穩(wěn)態(tài)點蝕破壞，鈍化膜的腐蝕速率大于其形成速率，鈍化膜發(fā)生破裂及溶解，試樣表現(xiàn)出點蝕特征。一般認為，點蝕擊穿電位Eb越正，金屬對點蝕的敏感性越小。由表4數(shù)據(jù)可知，隨著固溶溫度的升高，Eb值都呈現(xiàn)出先下降后升高的趨勢，Gr-1200試樣的Eb值較小，表明試樣經(jīng)1 200 ℃固溶處理后發(fā)生點蝕擊穿傾向性最大。但Eb值通常不能判定材料在溶液中的實際腐蝕速率[1]。實際上試樣在溶液中的腐蝕是一種涉及電子遷移的電化學(xué)過程[9]，發(fā)生腐蝕的本質(zhì)是形成了腐蝕原電池，決定金屬耐蝕性的主要因素不是原電池的電動勢大小，而是極化作用的大小。因此，可以借助電子遷移的多少(腐蝕電流密度Icorr)來衡量耐蝕程度，腐蝕電流密度作為材料在溶液中的實際腐蝕速率能更準確的評價材料的耐蝕性能。由表4數(shù)據(jù)可知，隨著，隨著固溶溫度的升高，腐蝕電流密度升高，材料耐蝕性逐漸下降，經(jīng)1 220 ℃固溶處理試樣耐蝕性最差，經(jīng)1 180 ℃固溶處理試樣的Icorr值最小，僅為0.218 μA/cm2，耐蝕性最好。曲線經(jīng)過擊穿電位Eb后，進入過鈍化區(qū)后(cd段)，腐蝕電流密度在c點附近呈現(xiàn)緩慢增加現(xiàn)象，并不是突然增大，這說明0Cr32Ni7Mo3N雙相不銹鋼的點蝕是因為表層吸附溶液中的Cl-加速局部鈍化膜溶解。

圖3 試樣在3.5%NaCl溶液中的極化曲線Fig.3 Polarization curves of specimens in 3.5%NaCl solution

表4 試樣的極化曲線參數(shù)Table 4 Test parameters of the potentiodynamic polarization curves of specimens

圖4為0Cr32Ni7Mo3N雙相不銹鋼試樣點蝕形貌。從圖中可知，試樣表面的腐蝕坑均出現(xiàn)在黑色區(qū)域(α相區(qū))，且耐點蝕性隨著固溶溫度升高逐漸下降。經(jīng)1 220 ℃固溶處理試樣表面蝕坑數(shù)量多，尺寸大，說明其耐蝕性差；Gr-1180試樣表面蝕坑尺寸最小，表明此固溶溫度下的試樣具有良好的耐蝕性；Gr-1200試樣表面雖然蝕坑尺寸大，但數(shù)量少，說明Gr-1200試樣的耐蝕性比Gr-1220試樣的好。從點蝕形貌可以看出試樣的耐蝕性與極化曲線所測結(jié)果一致。

眾所周知，在氯化物環(huán)境中，影響孔蝕的主要合金元素是Cr、Mo和N。而Ni在雙相不銹鋼中的主要作用是控制組織，與耐腐蝕性問題關(guān)系不大。縱觀腐蝕形貌，所有試樣點蝕破壞主要集中在α相內(nèi)，顯然γ相點蝕抗力優(yōu)于α相，這是由于在0Cr32Ni7Mo3N雙相不銹鋼中，γ相中溶解有大量的N，N的存在提高了γ相的抗點蝕能力[10]，點蝕首先發(fā)生在α相內(nèi)。文獻[1]也認為，在N含量少于0.039%的雙相鋼中，點蝕發(fā)生在γ相內(nèi)，N含量超過0.14%時，點蝕首先發(fā)生在α相內(nèi)。本實驗材料為高氮鋼，N對提高γ相耐孔蝕抗力作用顯著。

a 1 180 ℃

b 1 200 ℃

c 1 220 ℃圖4 經(jīng)不同溫度固溶處理試樣的點蝕形貌Fig.4 Pitting morphologies of the specimens after different temperature solution treatments

根據(jù)前面分析，固溶處理過程中富Cr和Mo的α相中的Cr和Mo會向γ相發(fā)生轉(zhuǎn)移，形成新的α相。這有利于Cr和Mo在兩相中的均勻化分布，減少貧Cr區(qū)的形成。隨著固溶溫度升高，Cr和Mo在兩相的差值減小，使得相間電位差變小，鈍化膜均一性和穩(wěn)定性變好[11]。從理論上而言，這會導(dǎo)致材料整體耐蝕能力提高，但對雙相不銹鋼的局部腐蝕而言，鋼的耐蝕能力取決于孔蝕抗力差的相。顯然，α相的孔蝕抗力遠遠低于γ相，α相的耐蝕能力決定了雙相不銹鋼的耐蝕性。

4 結(jié)論

本文對0Cr32Ni7Mo3N雙相不銹鋼試樣進行了1 180 ℃、1 200 ℃和1 220 ℃保溫2 h后水冷的固溶處理，采用XRD、OM、EDS及電化學(xué)工作站研究了固溶溫度對材料的顯微組織和耐蝕性能的影響。得出了以下結(jié)論：(1)試樣經(jīng)不同溫度固溶處理后，α相和γ相含量發(fā)生變化，組織中無其他新相析出。(2)隨固溶溫度的升高，γ相含量逐漸降低，Cr、Mo和Ni在奧氏體和鐵素體兩相中的分布逐漸變得均勻。(3)Cr和Mo在兩相的分配系數(shù)KCr和KMo對材料的耐蝕性起主導(dǎo)作用，隨著固溶溫度的升高，Cr和Mo在α相中的含量降低，材料的耐蝕性逐漸下降。