龔利華 李 洋

（江蘇科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鎮(zhèn)江 212003）

雙相不銹鋼將奧氏體不銹鋼的優(yōu)良焊接性、韌性及耐晶間腐蝕性，與鐵素體不銹鋼的較高強(qiáng)度和耐氯化物應(yīng)力腐蝕性能有效地結(jié)合在一起，是一種重要的可焊接的結(jié)構(gòu)材料，在石油、化工等領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用，并成為新型金屬材料研究的熱點(diǎn)。00Cr22Ni5Mo3N（SAF2205）雙相不銹鋼含有較高的Cr、Mo和Ni，具有高強(qiáng)度、良好的沖擊韌性、高的耐蝕性能及可焊接性。而節(jié)鎳型雙相不銹鋼是目前不銹鋼的重要發(fā)展方向，是近20年才發(fā)展起來(lái)的新品種［1-2］，其利用高N、高M(jìn)n取代Ni，以獲得穩(wěn)定的奧氏體組織，同時(shí)含Mo量有所下降。瑞典Outokumpu公司開(kāi)發(fā)的節(jié)鎳型LDX2101雙相不銹鋼［3］，其Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)已降低至1.5%左右，生產(chǎn)成本顯著下降。

雙相不銹鋼在加工過(guò)程中往往會(huì)因?yàn)闊崽幚砉に嚥划?dāng)而導(dǎo)致有害相的析出［4-7］，使鋼的力學(xué)性能及耐蝕性能惡化，所以在合金元素及其含量確定的情況下，適宜的熱處理工藝是雙相不銹鋼優(yōu)良性能的保證。目前有關(guān)熱處理對(duì)雙相不銹鋼微觀組織乃至局部腐蝕行為的影響已有較多的研究，但主要是1 000℃以上的高溫固溶以及850℃的中溫時(shí)效等方面［8-10］，腐蝕行為方面更多的是關(guān)注點(diǎn)蝕行為的變化［11-12］。本文針對(duì)節(jié)鎳型LDX2101雙相不銹鋼，研究了950和1 100℃固溶處理對(duì)其微觀組織以及點(diǎn)蝕和應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂行為的影響，并與應(yīng)用較為廣泛的2205雙相不銹鋼進(jìn)行比較，將有助于此類材料在我國(guó)的應(yīng)用和發(fā)展。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為寶鋼LDX2101（簡(jiǎn)稱2101）雙相不銹鋼和瑞典山特維特公司SAF2205（簡(jiǎn)稱2205）雙相不銹鋼熱軋板，板厚均為3 mm，具體成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)用雙相不銹鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical compositions of the duplex stainless steels for testing （mass fraction） %

在SGM28型40 kW箱式電阻爐中對(duì)試樣分別進(jìn)行950和1 100℃保溫60 min后水淬的固溶處理。

金相試樣經(jīng)磨、拋后用腐蝕劑（成分為0.3 g K2S2O5＋20 mL HCl＋80 mL H2O）［13］進(jìn)行侵蝕，然后采用Zeiss光學(xué)顯微鏡和JEOL-JSM-6480型掃描電鏡觀察試樣顯微組織，利用能譜儀進(jìn)行成分分析。

利用標(biāo)準(zhǔn)三電極系統(tǒng)測(cè)試試樣的動(dòng)電位極化曲線，參比電極為飽和甘汞電極，輔助電極為鉑電極，測(cè)試儀器為EG＆G PARC M283恒電位儀，試驗(yàn)介質(zhì)為體積分?jǐn)?shù)為3.5%的NaCl溶液，掃描速度為0.5 mV/s。定義腐蝕電流密度突升時(shí)對(duì)應(yīng)的電位為點(diǎn)蝕電位。

按照GB/T 15970.7—2017《金屬和合金的腐蝕應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)第7部分：慢應(yīng)變速率試驗(yàn)》，將固溶處理前后的試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，采用SCC-1型應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)系統(tǒng)進(jìn)行常溫慢應(yīng)變速率拉伸（slow strain rate tensile，SSRT）試驗(yàn)，應(yīng)變速率為1×10－6s－1，腐蝕介質(zhì)為體積分?jǐn)?shù)為3.5%的NaCl溶液。試樣拉斷后，利用掃描電鏡觀察斷口形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 固溶處理對(duì)微觀組織的影響

圖1為2101和2205雙相不銹鋼經(jīng)950和1 100℃固溶處理后的顯微組織。圖1（a，b）顯示出規(guī)則的兩相交織分布的條帶狀組織特征，區(qū)域分布不均勻，其中亮白色組織為γ相，灰黑色組織為α相，α相中還零星分布著二次奧氏體（γ2），由α相在冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變而來(lái)。隨著固溶溫度的提高，γ2相減少，組織中未見(jiàn)其他析出物。圖1（c，d）顯示2205雙相不銹鋼固溶處理后的組織同樣為規(guī)則的γ相與α相交織分布，較為均勻，但當(dāng)固溶溫度為950℃時(shí)，在α/γ相界靠近α相一側(cè)有少量析出相。圖2為2101和2205鋼經(jīng)950℃固溶處理后的掃描電鏡形貌。從圖中清晰可見(jiàn)2101不銹鋼中析出了顆粒狀析出物γ2，而2205不銹鋼于α/γ相界處有析出物。

2205雙相不銹鋼經(jīng)950℃固溶處理后各相中主要合金元素含量如表2所示。Cr、Mo是鐵素體穩(wěn)定元素，通常雙相不銹鋼中α相較γ相的Cr、Mo含量更高，而Mn、Ni是奧氏體穩(wěn)定元素，γ相的Mn、Ni含量相對(duì)較高，表2中能譜分析結(jié)果符合這一規(guī)律。此外，析出相的Cr、Mo含量明顯高于α相的，但Ni含量較少。大量研究表明：高鉻鉬鋼600～1 000℃固溶處理易析出σ 相［14-17］，σ 相為富Cr、Mo且貧Ni的Fe-Cr-Mo金屬間化合物，所以初步判斷2205鋼中有σ相析出。經(jīng)950℃固溶處理的2101及2205鋼的X射線衍射圖譜如圖3所示?？梢?jiàn)，2205鋼中析出了σ相，而2101鋼中并未檢測(cè)到該相。

表2 2205雙相不銹鋼經(jīng)950℃固溶處理后各相中主要合金元素含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 2 Content of main alloy elements in each phase of 2205 duplex stainless steel solution treated at 950 ℃ （mass fraction） %

圖3 經(jīng)950℃固溶處理的2101和2205雙相不銹鋼的X射線衍射圖譜Fig.3 X-ray diffraction patterns of 2101 and 2205 duplex stainless steels solution treated at 950℃

雖然2101和2205雙相不銹鋼中α相和γ相含量相當(dāng)，但合金元素種類及含量的不同使得兩種鋼固溶處理后的微觀組織產(chǎn)生一定的差異。2205鋼含Cr和Mo量較高，導(dǎo)致C曲線左移，擴(kuò)大了σ相穩(wěn)定存在的溫度范圍，同時(shí)縮短了σ 相的析出時(shí)間［15，17-18］，使2205 鋼950℃固溶處理后析出了σ相。而2101鋼的Mo含量明顯低于2205鋼，顯著抑制了σ相的析出。

2.2 固溶處理對(duì)點(diǎn)蝕行為的影響

圖4為經(jīng)950和1 100℃固溶處理后2101和2205雙相不銹鋼的動(dòng)電位極化曲線，點(diǎn)蝕電位如表3所示。

圖4 經(jīng)950和1 100℃固溶處理后2101和2205雙相不銹鋼的動(dòng)電位極化曲線Fig.4 Potentiodynamic polarization curves of 2101 and 2205 duplex stainless steels solution treated at 950 and 1 100℃

表3 經(jīng)950和1 100℃固溶處理后2101和2205雙相不銹鋼的點(diǎn)蝕電位Table 3 Pitting potential of 2101 and 2205 duplex stainless steels solution treated at 950 and 1 100℃ mV

Mo除了是雙相不銹鋼中α相穩(wěn)定化元素之外，還是重要的抗點(diǎn)蝕元素，能改善合金的鈍化性能，提高其耐氯離子侵蝕性能，但這種優(yōu)良的耐點(diǎn)蝕性要以合金含有足夠的Cr元素為前提。2205雙相不銹鋼中Mo的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高達(dá)3.01%，遠(yuǎn)高于2101鋼（wMo＝0.22%），雖然2101鋼中N含量較高，可依靠N形成的NH＋4抑制點(diǎn)蝕坑pH值下降，提高材料的耐點(diǎn)蝕性能，但N含量與Mo元素相比變化較小，不能充分發(fā)揮其有益作用。所以兩種材料成分的差異使熱軋態(tài)2205雙相不銹鋼的耐點(diǎn)蝕性能優(yōu)于2101鋼，這從2205鋼較高的點(diǎn)蝕電位可以得到證實(shí)（見(jiàn)表3）。

結(jié)合圖4和表3可以看出，兩種材料經(jīng)950℃固溶處理后耐點(diǎn)蝕性能均下降，2205鋼下降更明顯，甚至略低于2101鋼，這與2205鋼中析出少量σ相有關(guān)。σ相為富Cr、Mo相，其周圍常出現(xiàn)貧Cr、Mo區(qū)，成為點(diǎn)蝕優(yōu)先發(fā)生的區(qū)域。2101鋼的耐點(diǎn)蝕性能下降是因?yàn)?50℃固溶處理時(shí)形成了少量二次奧氏體γ2，γ2是通過(guò)亞穩(wěn)態(tài)的α相轉(zhuǎn)變而來(lái)，轉(zhuǎn)變區(qū)域往往含有較高含量的γ相穩(wěn)定化元素Ni、Mn，從而成為相對(duì)貧Cr區(qū)，優(yōu)先發(fā)生選擇性腐蝕，增大了點(diǎn)蝕敏感性。當(dāng)固溶溫度提高到1 100℃時(shí)，兩種材料的耐點(diǎn)蝕性能均提高。對(duì)于2101鋼，溫度提高促進(jìn)了元素?cái)U(kuò)散，貧Cr、富Ni區(qū)消失，組織更加均勻，合金元素在兩相中分布更為均勻，兩相的耐點(diǎn)蝕性能差異更小。而2205鋼則由于1 100℃已高于σ相的析出溫度，組織中不存在由σ相析出導(dǎo)致的貧鉻區(qū)，且高溫加熱也使兩相組織和元素分布更加均勻。

2.3 固溶處理對(duì)應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂行為的影響

圖5為2101和2205雙相不銹鋼固溶處理前后慢應(yīng)變拉伸速率試驗(yàn)的應(yīng)力-拉伸量曲線，試驗(yàn)結(jié)果如表4所示。

圖5 固溶處理前后2101和2205雙相不銹鋼的慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)的應(yīng)力-拉伸量曲線Fig.5 Stress-elongation curves of 2101 and 2205 duplex stainless steels during slow strain rate tensile test before and after solution treatment

表4 固溶處理前后2101和2205雙相不銹鋼的慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)結(jié)果Table 4 Slow strain rate tensile test results of 2101 and 2205 duplex stainless steels before and after solution treatment

材料的組織缺陷會(huì)加劇其在腐蝕性介質(zhì)中力學(xué)性能的惡化。如表4所示，2101和2205雙相不銹鋼固溶處理后的耐應(yīng)力腐蝕性能總體升高，且隨著固溶溫度的升高，應(yīng)力腐蝕敏感性降低。但950℃固溶處理的2205鋼的斷后伸長(zhǎng)率下降、斷裂時(shí)間縮短，耐應(yīng)力腐蝕性能下降。這主要與組織中脆性σ相析出有關(guān)，同時(shí)按照陽(yáng)極溶解理論，在力的作用下，材料產(chǎn)生滑移，鈍化膜破裂，露出新鮮表面，σ相析出導(dǎo)致的貧Cr區(qū)優(yōu)先溶解，成為裂紋源，導(dǎo)致應(yīng)力腐蝕敏感性增大。

圖6為1 100和950℃固溶處理的2205雙相不銹鋼經(jīng)慢應(yīng)變速率拉伸后的斷口形貌。其中1 100℃固溶處理的斷口均勻分布著直徑較小、較淺的韌窩，局部有撕裂嶺，但總體上以韌窩形貌為主，屬于韌性斷裂；950℃固溶處理的斷口撕裂嶺增多，韌窩數(shù)量和深度減小，脆性斷裂傾向增大，耐應(yīng)力腐蝕性能下降。

圖6 不同溫度固溶處理的2205不銹鋼試樣慢應(yīng)變速率拉伸后的斷口形貌Fig.6 Micrographs of fracture of 2205 stainless steel samples solution treated at different temperatures after slow strain rate tensile test

3 結(jié)論

（1）2101和2205雙相不銹鋼中α相和γ相含量相當(dāng)，但合金元素種類及含量的差異使兩種鋼固溶處理后的微觀組織產(chǎn)生了一定差異。950℃固溶處理使2101不銹鋼中析出少量彌散分布的γ2相，組織均勻性較差，2205雙相不銹鋼中析出了σ相。

（2）熱軋態(tài)2205雙相不銹鋼的耐點(diǎn)蝕性能優(yōu)于2101不銹鋼，但950℃固溶處理使其耐點(diǎn)蝕性能急劇惡化，不如相同工藝熱處理的2101鋼；1 100℃固溶處理對(duì)兩種鋼的點(diǎn)蝕行為影響不大。

（3）2101和2205雙相不銹鋼固溶處理后耐應(yīng)力腐蝕性能總體升高，且隨著固溶溫度的升高，應(yīng)力腐蝕敏感性降低。950℃固溶處理的2205鋼中由于析出σ相，應(yīng)力腐蝕敏感性顯著增大。