鐵素體(δ)/奧氏體(γ)雙相不銹鋼（簡稱DSS）獨特的組織特點使其兼具了奧氏體不銹鋼良好的塑韌性和耐局部腐蝕性能以及鐵素體不銹鋼的高強度和耐應(yīng)力腐蝕性能，與奧氏體不銹鋼和鎳基合金相比還節(jié)約了我國的稀缺資源——鎳，在海洋工程、石油化工、核電等國家多個重點能源領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。目前，我國鋼企自主生產(chǎn)的雙相不銹鋼已經(jīng)達(dá)到了國際先進(jìn)水平，為其規(guī)?；瘧?yīng)用提供了充分保障。雙相不銹鋼的發(fā)展和應(yīng)用推廣以焊接性的不斷改善為前提。美國20世紀(jì)40年代開發(fā)了以329鋼為代表的第一代雙相不銹鋼，由于該鋼種含有較高的Cr和Mo含量，因此具有良好的耐局部腐蝕性能。但是，329雙相不銹鋼的含碳量過高（≤0.1%），焊接性較差，且焊接時容易形成過量的鐵素體，并且伴隨析出大量的碳化物，嚴(yán)重惡化其焊接接頭的耐局部腐蝕性能，因此難以作為焊接結(jié)構(gòu)件被推廣應(yīng)用。

20世紀(jì)60年代中期瑞典為了提高耐氯化物應(yīng)力腐蝕性能，利用電渣精煉（ESR）和真空電弧熔煉（VAR）技術(shù)開發(fā)了著名的第一代雙相不銹鋼的典型鋼種3RE60，由于含碳量較低（≤0.02%），因此其焊接性得到了極大改善，可用作Ni含量較高的304/316系列奧氏體不銹鋼的替代鋼種。但3RE60焊接熱影響區(qū)依舊容易獲得單一的鐵素體組織，因而韌性低且耐局部腐蝕性能仍然不理想。

20世紀(jì)70年代，隨著氬氧脫碳法（AOD）、真空吹氧脫碳法（VOD）等新型爐外精煉技術(shù)的開發(fā)，更易于冶煉出含碳量極低的鋼（0.01%～0.02%），同時引入了非金屬奧氏體形成元素N，促使焊接過程中更多的奧氏體形成。根據(jù)石油工業(yè)對力學(xué)性能和耐局部腐蝕的要求，瑞典開發(fā)了新型的SAF2205第二代雙相不銹鋼，此鋼種已納入美國、法國、英國等國家的材料標(biāo)準(zhǔn)，比如UNS S31803/S32205。

20世紀(jì)80年代后期，為了應(yīng)對更加苛刻的服役環(huán)境，開發(fā)了耐局部腐蝕性能更加優(yōu)異的第三代雙相不銹鋼，牌號有UNS S32750（SAF 2507）、S32550（UR52N+）、S32760（Zeron 100）等，含C量僅有0.01%～0.02%，含Mo高達(dá)4%，含N高達(dá)0.3%，鐵素體含量占比40%～45%，俗稱超級雙相不銹鋼（簡稱SDSS）。

2006年，瑞典Sandvik公司在第三代雙相不銹鋼的基礎(chǔ)上公布了一種新的超級雙相不銹鋼SAF2906，其成分特點是含有更高的Cr含量（約29%左右），耐局部腐蝕性能更強。

近期，王永霞等通過中頻感應(yīng)電爐成功開發(fā)了含Cr量更高（32%左右）的0Cr32Ni7Mo3N超級雙相不銹鋼，并探究了其顯微組織和耐晶間腐蝕性能。此外，Ni金屬較為昂貴且價格波動較大，因而促進(jìn)了節(jié)Ni型雙相不銹鋼的開發(fā)和研究，比如UNS S32101和S32304等，其成本較低且具有一定耐局部腐蝕性能。為了進(jìn)一步提高節(jié)約型雙相不銹鋼的耐局部腐蝕性能，2010年成功開發(fā)了含Cr量更高的2404型雙相不銹鋼。因此，為了獲得良好耐局部腐蝕性能，同時兼顧成本，新型雙相不銹鋼的研究主要向高N、高Cr、高M(jìn)o而低Ni的趨勢發(fā)展。雙相不銹鋼生產(chǎn)通常包括冶煉（煉鋼和澆鑄）和后加工兩個階段。煉鋼和澆鑄是決定其化學(xué)成分、質(zhì)量的核心階段，而熱軋、冷軋、拔絲、熱處理、焊接等后加工工序往往決定其最終的使用性能。為了保證雙相不銹鋼具備優(yōu)異的耐局部腐蝕性能，要求其冶煉和后加工處理后必須具有良好的組織特征，包括平衡的鐵素體/奧氏體兩相比例、兩相近似相等的耐腐蝕性能、無有害的二次相析出等。

一、雙相不銹鋼組織研究進(jìn)展

1、鐵素體和奧氏體相轉(zhuǎn)變

鐵素體和奧氏體是雙相不銹鋼的兩個基本相?；诤辖鸪煞值牟煌p相不銹鋼的凝固方式主要有兩種：一種是完全鐵素體凝固，比如UNS S32304雙相不銹鋼；另一種是鐵素體-奧氏體凝固，比如UNS S32205、S32550、S32750、S32760等。然而，無論是鐵素體凝固方式還是鐵素體-奧氏體凝固方式，鐵素體主要來自于液相的結(jié)晶過程，而奧氏體則主要產(chǎn)生于鐵素體固態(tài)相變。根據(jù)NACE MR 0175/ISO 15156標(biāo)準(zhǔn)，在石油和天然氣行業(yè)中雙相不銹鋼熔焊接頭的奧氏體含量應(yīng)該維持在30%～70%。NORSOK M-601標(biāo)準(zhǔn)推薦雙相不銹鋼管道焊接接頭的奧氏體含量不應(yīng)低于30%。

此外，成型加工方法對鐵素體和奧氏體組織形貌具有顯著影響，軋制、拔絲后雙相不銹鋼鐵素體和奧氏體呈帶狀交替分布，而鑄造、焊接成型后的奧氏體在鐵素體基體內(nèi)以分散且相互交割的形式分布，如圖1所示。

圖1 UNS S31803雙相不銹鋼的微觀組織

雙相不銹鋼經(jīng)鑄造、軋制后，由于合金元素擴(kuò)散較充分，鐵素體穩(wěn)定化元素Cr和Mo明顯富集于鐵素體內(nèi)，而奧氏體內(nèi)顯著富集奧氏體穩(wěn)定化元素Ni和N。但是，許多學(xué)者發(fā)現(xiàn)Ni、Mo等合金元素在電子束焊縫中的鐵素體和奧氏體內(nèi)分配不顯著。焊接過程可能致使雙相不銹鋼組織發(fā)生枝晶偏析而擾亂其在鐵素體和奧氏體內(nèi)的正常固溶規(guī)律。基于析出順序和形貌，奧氏體可分為兩種類型：一次奧氏體和二次奧氏體，且不同類型的奧氏體具有顯著的成分差異。鐵素體首先從高溫液相中析出，并在隨后的冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)橐淮螉W氏體。一次奧氏體主要包括晶粒邊界奧氏體、魏氏奧氏體、晶粒內(nèi)奧氏體和部分轉(zhuǎn)變奧氏體，如圖2a所示。

圖2 雙相不銹鋼中不同類型的奧氏體

先凝固的鐵素體晶粒邊界處原子排列紊亂、能量高，是奧氏體優(yōu)先的形核位置。晶粒邊界奧氏體不需要太大的溫度過冷即可形核，因此形成溫度高。隨著冷卻的進(jìn)行，晶粒邊界奧氏體含量逐漸增加，邊界處可以利用的有益形核位置減少，新的晶核就會從邊界處以側(cè)板條形式向鐵素體晶粒內(nèi)快速生長，稱之為魏氏奧氏體。如果冷卻速度過快，由于沒有充足的時間形核和長大，魏氏奧氏體形成就會被抑制。

與晶粒邊界奧氏體和魏氏奧氏體相比，晶粒內(nèi)奧氏體形成需要更大的溫度過冷作為驅(qū)動力，因此形成溫度更低。晶粒內(nèi)奧氏體通常在鐵素體晶粒內(nèi)富Ni和N元素而貧Cr和Mo元素的區(qū)域形核，且晶核長大主要由成分過冷控制，因此尺寸比較細(xì)小。

此外，由于多層多道焊接再加熱或者是熱處理再加熱作用，在非平衡鐵素體內(nèi)或鐵素體與一次奧氏體邊界處會析出二次奧氏體，如圖2b所示?；讦?的析出位置，可將其分為晶粒間γ2和晶粒內(nèi)γ2。研究發(fā)現(xiàn)γ2與鐵素體基體滿足K-S取向關(guān)系，相鄰的γ2呈現(xiàn)孿晶特征。

2、鐵素體和奧氏體織構(gòu)

大多數(shù)雙相不銹鋼制品由固溶處理的熱軋或冷軋板加工制造而成。它們的晶體織構(gòu)主要來源于不同熱力學(xué)加工階段中的變形、再結(jié)晶以及鐵素體-奧氏體相變。

Badji等報道了熱軋和固溶處理的雙相不銹鋼中的鐵素體織構(gòu)主要由α-fiber=<110>RD組成，而奧氏體織構(gòu)由軋制織構(gòu)（Brass={011}<112>、Copper={112}<111>）和再結(jié)晶織構(gòu)（Cube={001}<100>）組成，并且鐵素體織構(gòu)強度明顯大于奧氏體。此外，與母材相比，高溫?zé)嵊绊憛^(qū)中奧氏體的Brass={011}<112>取向織構(gòu)發(fā)生轉(zhuǎn)移，而鐵素體的{100}〈011〉取向織構(gòu)減小，但{110}<011>取向織構(gòu)增強。Eghlimi等也報道了熱軋態(tài)雙相不銹鋼中的鐵素體呈明顯的α-fiber=<110>RD織構(gòu)分布，奧氏體的Cube織構(gòu)表明熱軋過程中奧氏體已經(jīng)發(fā)生了顯著的再結(jié)晶，但奧氏體的織構(gòu)強度小于鐵素體。宓小川等同樣認(rèn)為鐵素體織構(gòu)強度遠(yuǎn)大于奧氏體，同時發(fā)現(xiàn)在1000℃軋制時，鐵素體以形變織構(gòu)和相變織構(gòu)為主，隨著壓下率增大，鐵素體主要變?yōu)樵俳Y(jié)晶織構(gòu)，而奧氏體則以形變織構(gòu)為主。Badji等和Eghlimi等均認(rèn)為雙相不銹鋼焊縫中鐵素體和奧氏體的織構(gòu)不明顯。筆者前期研究表明雙相不銹鋼高溫?zé)嵊绊憛^(qū)和低溫?zé)嵊绊憛^(qū)中鐵素體維持與母材相同的取向分布特征，但是焊縫中鐵素體織構(gòu)消失。

3、鐵素體與奧氏體相對取向關(guān)系

Kurdjumov-Sachs（K-S）和Nishiyama-Wassermann（N-W）是兩類特殊的晶體學(xué)取向關(guān)系。符合K-S或N-W取向的邊界屬于共格或半共格界面。許婷等發(fā)現(xiàn)UNS S32304雙相不銹鋼經(jīng)ε=2預(yù)先軋制變形后，γ析出相具有較強的織構(gòu)，晶粒內(nèi)取向差呈現(xiàn)以小角度晶界為主、孿晶界次之的晶界特征分布，這些晶粒與基體的取向關(guān)系滿足K-S、N-W和Bain關(guān)系。

Karlsson等研究表明晶粒邊界奧氏體的一側(cè)與鐵素體滿足K-S取向，另一側(cè)與鐵素體呈隨機(jī)取向，而大部分魏氏奧氏體與鐵素體符合K-S取向。此外，晶粒內(nèi)奧氏體與鐵素體的取向關(guān)系與晶粒內(nèi)奧氏體的尺寸有關(guān)。Monlevade等也報道了晶粒邊界奧氏體至少與相鄰鐵素體的一側(cè)滿足K-S或N-W取向。Zhang等研究表明高溫?zé)嵊绊憛^(qū)和焊縫金屬中不同類型的奧氏體與相鄰鐵素體的取向關(guān)系具有明顯的差異。Zou等指出隨著Ar保護(hù)氣中O2含量增加，焊縫中滿足K-S取向的晶粒內(nèi)奧氏體也隨之增加。Karlsson等提出焊縫中不滿足K-S取向的隨機(jī)相間邊界含量與熱輸入有關(guān)，隨著熱輸入減小，隨機(jī)相間邊界的含量也隨之增加。

4、鐵素體和奧氏體晶粒邊界特征

材料的晶粒邊界行為與晶粒邊界的晶體學(xué)結(jié)構(gòu)特征緊密相關(guān)。與高能的晶粒邊界相比，低能的晶粒邊界具有更好的耐晶間退化性能。特殊晶粒邊界通常被定義為Σ≤29的重合位置點陣（簡稱CSL）邊界，這些邊界具有良好的耐腐蝕、開裂、滑移、偏析等特性。隨機(jī)晶粒邊界是指Σ>29的CSL邊界和不滿足CSL的大角度晶粒邊界。Michiuchi等采用優(yōu)化的熱加工工藝（3%預(yù)應(yīng)變+967℃固溶處理72 h）在316奧氏體不銹鋼中引入了大量的CSL邊界（86%），顯著提高了材料的耐晶間腐蝕性能。Shimada等采用預(yù)應(yīng)變和固溶處理的方法在304奧氏體不銹鋼中引入了大量且均勻分布的CSL邊界，破壞了晶粒邊界的連續(xù)性，最終提高了耐晶間腐蝕性能。Lehockey等基于耐開裂的低Σ-CSL邊界提出了預(yù)測晶間應(yīng)力腐蝕開裂的模型。Eghlimi等報道了熱軋態(tài)雙相不銹鋼中的奧氏體晶粒主要由小角度晶界和大角度晶界組成，而鐵素體晶粒主要由小角度晶界組成。CSL邊界主要分布于奧氏體晶粒之間，且主要為Σ3孿晶界，而鐵素體的CSL邊界含量較少。焊縫中鐵素體晶粒和奧氏體晶粒主要由小角度邊界組成，且含有極低含量的CSL邊界。Zhang等也指出特殊晶粒邊界主要分布于奧氏體晶粒之間，而鐵素體晶粒主要由隨機(jī)晶粒邊界構(gòu)成。無論母材、熱影響區(qū)還是焊縫，奧氏體的特殊晶粒邊界主要由Σ3孿晶界組成。此外，母材和低溫?zé)嵊绊憛^(qū)中特殊晶粒邊界的相對含量明顯高于高溫?zé)嵊绊憛^(qū)和焊縫金屬。

5、二次相

在熔煉、焊接過程中，雙相不銹鋼會析出金屬間化合物、氮化物以及碳化物等二次相，這些組織變化會嚴(yán)重惡化其韌性和耐局部腐蝕性能。另外，在多層多道焊接過程中，過度鐵素體化的亞穩(wěn)態(tài)組織被再次加熱后會析出貧Cr和Mo元素的γ2，同樣會降低焊接接頭的耐局部腐蝕性能 。由于現(xiàn)代雙相不銹鋼的含碳量已經(jīng)成功控制在較低的水平（<0.03%），焊接接頭中碳化物析出基本被抑制，由碳化物析出引發(fā)的雙相不銹鋼性能惡化已不再是關(guān)注焦點。此外，通過優(yōu)化焊接工藝和選用匹配的焊材，焊接過程中σ和%相的析出也基本被抑制。Cr2N和γ2是現(xiàn)代雙相不銹鋼焊接過程中極易析出的兩種二次相，會嚴(yán)重惡化焊接接頭的耐局部腐蝕性能。Ramirez等采用熱模擬技術(shù)從晶體結(jié)構(gòu)和邊界特征的角度研究了Cr2N的析出行為，指出Cr2N傾向于在滿足特定取向關(guān)系的γ/δ或δ/δ半共格界面處析出。Liang等指出Cr2N優(yōu)先在γ/δ相間邊界處析出。Zhang等研究表明實際焊接過程中析出的氮化物為六方結(jié)構(gòu)的Cr2N，主要分布于鐵素體晶粒內(nèi)、鐵素體晶粒邊界以及δ/γ2相間邊界。Cr2N析出致使相鄰鐵素體形成貧Cr區(qū)，進(jìn)而引發(fā)局部腐蝕。

但最近Erazmus-Vignal等提出了新見解，他們認(rèn)為Cr2N析出不會導(dǎo)致貧Cr區(qū)形成，局部腐蝕的產(chǎn)生是由Cr2N溶解形成縫隙并進(jìn)一步加速腐蝕而導(dǎo)致的。因此，Cr2N析出行為及其對點蝕的影響機(jī)理仍然存在較大爭議，有待進(jìn)一步研究。此外，目前業(yè)界對γ2的析出機(jī)制也尚不明確。Liu等提出γ2的析出機(jī)制與溫度有關(guān)，高溫下γ2析出服從位移機(jī)制，而在較低的溫度下以擴(kuò)散機(jī)制為主。Garzón等研究了熱循環(huán)對UNS S32304雙相不銹鋼中γ2的析出動力學(xué)和化學(xué)成分的影響，在1050℃再加熱時γ2含量達(dá)到最大值，并且γ2的元素分布與再加熱溫度有關(guān)。當(dāng)再加熱溫度高于1110℃時，γ2外層富Cr和N元素而心部貧Cr和N元素，但再加熱溫度低于1000℃時，γ2內(nèi)的元素分布比較均勻。Nilsson等研究表明，γ2的Cr、Mo和N含量低于一次奧氏體，因此更容易產(chǎn)生點蝕。

此外，γ2與鐵素體滿足K-S取向關(guān)系，相鄰的γ2呈現(xiàn)孿晶特征。γ2的形成還與其他二次相的析出行為緊密相關(guān)。Ramirez等認(rèn)為鐵素體通過共析轉(zhuǎn)變可分解為γ2和Cr2N、M23C6、σ或χ相。Zhang等從微區(qū)成分偏析的角度出發(fā)，闡述了γ2與Cr2N的協(xié)助析出行為。Cr2N的析出消耗了周圍鐵素體中的Cr原子，并致使Ni原子在Cr2N與鐵素體邊界處富集，從而為γ2析出創(chuàng)造成分條件，同時Cr2N能充當(dāng)γ2的異質(zhì)形核基質(zhì)。另外，γ2在向鐵素體生長過程中消耗了鐵素體中的Ni原子，并促使Cr原子在鐵素體與γ2邊界處富集，這種成分偏析促使Cr2N在鐵素體與γ2邊界處再次析出。Ramirez等研究發(fā)現(xiàn)固溶處理可促使成分均勻化而消除γ2。向紅亮等同樣指出當(dāng)固溶溫度由1000℃升至1050℃時，NSSC 2120雙相不銹鋼中長條、針狀的γ2轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，從而提高了其抗拉強度和耐蝕性。

二、雙相不銹鋼耐局部腐蝕性能研究現(xiàn)狀

雙相不銹鋼表面呈鈍化態(tài)，其腐蝕主要以局部腐蝕為主，不同類型的局部腐蝕形貌如圖3所示。

圖3 雙相不銹鋼中不同類型的腐蝕形貌

1、選擇性腐蝕

選擇性腐蝕經(jīng)常發(fā)生在由兩種以上物相組成的材料中，比如雙相不銹鋼。不同相的化學(xué)成分不同，耐腐蝕性能也存在明顯差異，選擇性腐蝕往往由耐蝕性較差的弱相決定。

Tsai等對比研究了2205型雙相不銹鋼在H2SO4/HCl溶液中和HNO3溶液中的活化和鈍化行為。在H2SO4/HCl溶液中，鐵素體和奧氏體均會發(fā)生活化溶解，但鐵素體的溶解速度更快。而在HNO3溶液中，鐵素體和奧氏體均會發(fā)生鈍化，但鐵素體更容易鈍化。

Zhang等采用循環(huán)動電位再活化方法研究了雙相不銹鋼不同方法焊接接頭的選擇性腐蝕行為，結(jié)果表明γ2作為弱相容易發(fā)生選擇性腐蝕。

2、點蝕

點蝕是在鈍化態(tài)金屬表面的局部區(qū)域以點狀或孔狀向材料內(nèi)部深入發(fā)展的孔洞狀腐蝕現(xiàn)象。不銹鋼耐點蝕性能評價方法主要有全浸失重法、臨界點蝕溫度測試法（ASTM G150）、動電位循環(huán)極化法（ASTM G5）等，其中臨界點蝕溫度測試法因數(shù)據(jù)重復(fù)性好、方法簡單而被廣泛應(yīng)用。臨界點蝕溫度越高，耐點蝕性能越優(yōu)異。耐點蝕指數(shù)（簡稱PREN）可用于預(yù)估雙相不銹鋼的耐點蝕性能。通常PREN值越大，耐點蝕性能越好。PREN與Cr、Mo和N這3種最重要的合金元素含量有關(guān)。根據(jù)這些元素對耐點蝕性能的貢獻(xiàn)大小，PREN的計算公式如下：

其中，x為N含量對耐點蝕性能的貢獻(xiàn)指數(shù)。關(guān)于x的取值學(xué)術(shù)界有較大的爭議，目前x的取值主要有16、20和30，但最常用的取值為16。需要特別指出的是，公式中只考慮了Cr、Mo和N元素的作用，而沒有考慮組織的不均一性、元素的微觀偏析、夾雜以及金屬間化合物、碳化物、氮化物等二次相的影響。

Zhang等指出夾雜與鐵素體或奧氏體邊界處形成的鈍化膜不完整并容易發(fā)生局部腐蝕。但是夾雜不會致使周圍鐵素體或奧氏體形成貧Cr/Mo區(qū)。富Cr和Mo元素的二次相析出可能致使相鄰邊界產(chǎn)生Cr和Mo元素的貧化區(qū)，貧化區(qū)的PREN較低，會優(yōu)先發(fā)生點蝕。但最近Erazmus-Vignal等提出了新見解，他們認(rèn)為Cr2N析出不會導(dǎo)致貧Cr區(qū)形成，局部腐蝕的產(chǎn)生是由Cr2N溶解形成縫隙并進(jìn)一步加速腐蝕而導(dǎo)致的，如圖4所示。

圖4 Cr2N腐蝕溶解

Zhang等對點蝕坑Mapping分析結(jié)果表明Cr2N充當(dāng)點蝕的萌生位置并促使點蝕的發(fā)生，但Cr2N本身不會發(fā)生溶解。另外，眾多學(xué)者研究表明添加Mo元素可以提高耐點蝕性能。Zhang等發(fā)現(xiàn)雙相不銹鋼電子束焊縫的枝晶凝固致使Mo元素偏析到枝晶間區(qū)域，而鐵素體枝晶含有較低的Mo含量，因此鐵素體枝晶具有較低的PREN，進(jìn)而更容易發(fā)生點蝕，如圖5所示。

圖5 點蝕坑周圍的元素分布

此外，肖瑩等的研究表明雙相不銹鋼的點蝕行為還與腐蝕環(huán)境的酸堿性有關(guān)。因此，雙相不銹鋼的耐點蝕性能主要由弱相的PREN、Cr2N和σ相的析出情況、微觀偏析、夾雜以及腐蝕環(huán)境等因素共同決定。

3、晶間腐蝕

晶間腐蝕是指在特定腐蝕環(huán)境中晶粒邊界優(yōu)先遭受腐蝕的現(xiàn)象。目前國內(nèi)外均已制定了不銹鋼晶間腐蝕試驗標(biāo)準(zhǔn)?；瘜W(xué)浸泡法是最早采用的晶間腐蝕試驗方法，已被許多國家標(biāo)準(zhǔn)化應(yīng)用，如美國的ASTM A262、日本的JIS G0571-0575、我國的GB 4334 1-5、GB/T 21433等。具體方法有硫酸-硫酸鐵法、沸騰硝酸法、硝酸-氟化物法以及硫酸-硫酸銅-銅屑法。近些年，電化學(xué)方法由于其高效、便捷、無損等優(yōu)點，在材料晶間腐蝕評估中得到了廣泛應(yīng)用，包括草酸電解法、循環(huán)動電位再活化法、掃描參比電極技術(shù)、電化學(xué)阻抗譜法等。晶間腐蝕常發(fā)生在焊接熱影響區(qū)或經(jīng)敏化處理的不銹鋼中，主要是由富Cr的碳化物、σ、%相沿晶界析出致使晶界區(qū)貧Cr元素而引起的。向紅亮等對固溶態(tài)2906型超級雙相不銹鋼時效處理發(fā)現(xiàn)，650℃時效6 h時，沒有發(fā)現(xiàn)σ相生成，時效溫度達(dá)到750℃時組織中σ相最多，隨著溫度的繼續(xù)提高，生成的σ相逐漸減小。Gong等研究表明σ相析出會嚴(yán)重惡化雙相不銹鋼的耐晶間腐蝕性能。通過優(yōu)化焊接工藝和優(yōu)選焊材可抑制焊接過程中σ和%相析出。

此外，現(xiàn)代雙相不銹鋼和奧氏體不銹鋼的碳含量已經(jīng)控制在很低的水平，由富Cr的碳化物析出引起的晶間腐蝕已經(jīng)不再是一個主要問題。但是，第二代和第三代雙相不銹鋼中加入了一定含量的N元素，在焊接熱影響區(qū)和焊縫中的鐵素體晶粒邊界和晶粒內(nèi)極易析出富Cr元素的氮化物。富Cr元素的氮化物析出會致使相鄰區(qū)域產(chǎn)生Cr的貧乏區(qū)，從而引起晶間腐蝕。

4、應(yīng)力腐蝕

應(yīng)力腐蝕是指材料在腐蝕介質(zhì)和拉應(yīng)力協(xié)同作用下發(fā)生過早失效斷裂的行為。應(yīng)力腐蝕具有隱蔽、突發(fā)和難以預(yù)測的特點，較低的應(yīng)力就會引起應(yīng)力腐蝕開裂，極具破壞性。

關(guān)于金屬應(yīng)力腐蝕開裂敏感性評定標(biāo)準(zhǔn)眾多，應(yīng)用較廣的ISO 7539標(biāo)準(zhǔn)給出了多種應(yīng)力腐蝕試驗方法，包括恒載荷試驗、恒位移試驗、慢應(yīng)變速率試驗等。我國主要采用的是根據(jù)ISO 7539轉(zhuǎn)化而來的一系列國標(biāo)。此外，針對特定合金制定的應(yīng)力腐蝕試驗標(biāo)準(zhǔn)還有ISO 6957、ISO 9591和ISO 15324。海底管道是雙相不銹鋼的典型應(yīng)用領(lǐng)域，油氣中的H2S和高濃度的Cl-是導(dǎo)致其應(yīng)力腐蝕開裂的關(guān)鍵組分。NACE TM-0177標(biāo)準(zhǔn)提出了在酸性Cl-溶液中直接通入H2S氣體來評估多種材料在拉應(yīng)力協(xié)同作用下應(yīng)力腐蝕開裂敏感性的實驗室測試方法。

1993年Tsujikawa等公開發(fā)表了采用S2O32-作為H2S的替代組分評估耐蝕合金和低合金鋼在高濃度Cl-環(huán)境中應(yīng)力腐蝕敏感性的研究成果。針對2205型雙相不銹鋼，他們提出了采用慢應(yīng)變速率測試方法評價應(yīng)力腐蝕敏感性的測試條件：

(1) 測試溶液：0.01或0.1 mol/L S2O32-+20% NaCl，pH=4，通入高純Ar或N2除氧；

(2) 溶液溫度：80℃；

(3) 應(yīng)變速率：2×10-6 s-1。

在以上測試條件下，雙相不銹鋼呈現(xiàn)明顯的應(yīng)力腐蝕開裂特征。雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕機(jī)制主要包括氫致開裂、陽極溶解、氫致開裂和陽極溶解共同控制。Zanotto等通過在pH=2.7且含0.01 mol/L S2O32-的NACE TM-0177溶液中的慢應(yīng)變速率拉伸試驗研究了LDX 2101雙相不銹鋼的應(yīng)力腐蝕行為。溶液溫度為25℃時，鐵素體氫致開裂是應(yīng)力腐蝕的主導(dǎo)機(jī)制。當(dāng)溶液溫度增加到50℃時，應(yīng)力腐蝕開裂由鐵素體氫致開裂和鐵素體選擇性腐蝕共同控制。而在80℃時，鐵素體選擇性腐蝕是導(dǎo)致雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕開裂的主要因素。張志強等研究表明UNS S32205雙相不銹鋼在80℃的S2O32-/Cl-環(huán)境中的應(yīng)力腐蝕由塑性變形和鐵素體選擇性腐蝕二者協(xié)同作用控制。隨著塑性變形的增加，鐵素體首先發(fā)生點蝕，點蝕逐漸發(fā)展并形成貫穿裂紋，貫穿裂紋加速擴(kuò)展最后致使失穩(wěn)斷裂。因此，雙相不銹鋼在含H2S和Cl-介質(zhì)中的應(yīng)力腐蝕開裂機(jī)制主要取決于材料和溶液溫度。

張杰等通過模擬我國西部酸性油田低H2S，高CO2工況環(huán)境，研究了2205型雙相不銹鋼在不同溫度、不同H2S分壓條件下的開裂敏感性，指出2205型雙相不銹鋼在低H2S分壓條件下的開裂機(jī)制為氫致開裂，當(dāng)H2S分壓從6 kPa增加到165 kPa時，局部腐蝕緩解了氫脆開裂敏感性。此外，Chou等研究表明雙相不銹鋼氫致開裂敏感性與晶粒尺寸緊密相關(guān)，晶粒越細(xì)小，氫致開裂敏感性越高。Yang等對比研究了應(yīng)力和應(yīng)變對2205和2507型雙相不銹鋼耐腐蝕性能的影響，結(jié)果表明彈性應(yīng)力對2205型雙相不銹鋼的耐點蝕形貌沒有顯著影響，但會減低耐均勻腐蝕性能，而應(yīng)變會破壞鈍化膜進(jìn)而促使點蝕的產(chǎn)生，而彈性應(yīng)力和應(yīng)變對2507型雙相不銹鋼的耐點蝕和均勻腐蝕性能的影響不顯著。因此，耐應(yīng)力腐蝕性能不僅與材料和溶液溫度有關(guān)，還與應(yīng)力和變形狀態(tài)緊密相關(guān)。

二、存在的問題與展望

研究雙相不銹鋼的組織及其對性能的影響規(guī)律，可為其成分設(shè)計、工藝優(yōu)化、組織控制等提供科學(xué)依據(jù)與理論支撐，具有重要的科學(xué)與工程應(yīng)用價值，但目前研究仍存在以下問題尚待解決：

(1) Cr2N和γ2是雙相不銹鋼熔煉或焊接過程中極易析出的兩種有害的二次相。Cr2N和γ2析出動力學(xué)機(jī)制是優(yōu)化合金成分、控制雙相不銹鋼熔煉和焊接工藝參數(shù)以抑制Cr2N和γ2析出的重要理論基礎(chǔ)，也是目前尚未解決的關(guān)鍵科學(xué)問題。將來擬采用先進(jìn)的組織表征技術(shù)和熱力學(xué)穩(wěn)態(tài)/亞穩(wěn)態(tài)理論，深入分析Cr2N和γ2的析出行為，依據(jù)擴(kuò)散動力學(xué)理論，研究Cr2N和γ2的析出動力學(xué)機(jī)制。

(2) 雙相不銹鋼的耐局部腐蝕性能主要由弱相的耐局部腐蝕性能、Cr2N和γ2等二次相析出情況、微觀偏析以及夾雜等因素共同決定，從而揭示雙相不銹鋼熔煉或焊接過程中局部腐蝕產(chǎn)生的主導(dǎo)、協(xié)助、競爭機(jī)制是一個關(guān)鍵科學(xué)問題。將來擬融合材料學(xué)、腐蝕科學(xué)等多學(xué)科理論與技術(shù)，充分考慮元素分布、微結(jié)構(gòu)尺度效應(yīng)、表/界面特征與環(huán)境的協(xié)同作用等多方面影響因素，揭示組織特征與局部腐蝕萌生和擴(kuò)展行為之間的內(nèi)在關(guān)聯(lián)性。

三、夢能服務(wù)與支持

1、免費樣品

如果您對我公司的工業(yè)重防腐油漆產(chǎn)品有需要或者申請樣品試用，請與我們的客服人員取得聯(lián)系。400-878-0506

油漆樣品適用范圍：

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用于日常修補：提供少量樣品用于修補破損處。

申請用量：在1KG以內(nèi)免費送貨上門。

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3、服務(wù)團(tuán)隊

夢能對技術(shù)服務(wù)團(tuán)隊始終進(jìn)行一系列的標(biāo)準(zhǔn)化管理，從專業(yè)培訓(xùn)到日常報告的管理都有一整套完善的體系。夢能公司每年都會對技術(shù)服務(wù)人員進(jìn)行定期的技術(shù)培訓(xùn)和能力審計，以使每一位技術(shù)服務(wù)人員保持高水準(zhǔn)的專業(yè)素質(zhì)，每一位技術(shù)服務(wù)人員都配備先進(jìn)的涂裝檢驗儀器，儀器設(shè)備均按規(guī)定的時間期限進(jìn)行定期校驗，以保證每套儀器設(shè)備工作狀況良好。

4、購買通道

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