浙江至德鋼業(yè)有限公司對固溶態(tài)的鑄造2507雙相不銹鋼材料在750℃下分別時(shí)效2、6及10小時(shí)，利用OM、SEM、拉伸試驗和電化學(xué)試驗分析了時(shí)效時(shí)間對材料金屬間相形貌及數量、力學(xué)性能和耐蝕性能的影響．試驗結果表明：固溶后的材料經(jīng)750℃時(shí)效處理，隨時(shí)效時(shí)間延長(cháng)，金屬間相的數量逐漸增多，χ相先由顆粒狀逐漸長(cháng)大為塊狀，然后又細化；σ相則隨時(shí)效時(shí)間的延長(cháng)逐漸粗化．析出的金屬間相越多，材料抗拉強度、塑性及耐蝕性越低．點(diǎn)蝕優(yōu)先在鐵素體內及鐵素體/奧氏體晶界上萌生，并向鐵素體擴展，并且時(shí)效后材料腐蝕電流密度與時(shí)效時(shí)間呈現腐蝕 r=069125t+1432的線(xiàn)性關(guān)系．

  雙相不銹鋼不僅具有奧氏體不銹鋼優(yōu)良的韌性和可焊性，而且還具有鐵素體不銹鋼耐氯離子腐蝕和高強度等優(yōu)點(diǎn)，從而廣泛應用于軍工、石油化工、造紙、化肥和海洋工程等領(lǐng)域。然而雙相不銹鋼在大型鑄件凝固、焊接等過(guò)程中處于高溫環(huán)境下，由于冷卻速度較慢，長(cháng)期置于600～1000℃溫度范圍內易于產(chǎn)生各種金屬間相，從而影響材料的性能。σ相和χ相是雙相不銹鋼在使用過(guò)程中經(jīng)常出現的金屬間相．文獻探討了固溶態(tài)鑄造2507雙相不銹鋼經(jīng)650～950℃時(shí)效下金屬間相的析出規律及演變過(guò)程，并且認為750℃時(shí)效時(shí)最易析出χ相和σ相；文獻分析了σ相和χ相對材料力學(xué)及耐蝕性能的影響，但兩文只探討了時(shí)效溫度對材料組織、力學(xué)性能及耐蝕性能的影響，沒(méi)有討論時(shí)效時(shí)間變化對它們的影響．基于此，在750℃時(shí)效溫度下，對固溶處理的2507鑄造雙相不銹鋼材料進(jìn)行了不同時(shí)間的時(shí)效處理，探討了時(shí)效時(shí)間對金屬間相形貌、數量影響規律；檢測了材料的力學(xué)及耐蝕性能，明確了時(shí)效時(shí)間－組織－性能之間的內在關(guān)聯(lián)．

一、實(shí)驗材料及方法

  試驗用雙相不銹鋼的成分（質(zhì)量分數，%）為：碳 0.028，硅 0.67，錳 0.78，磷 0.02，硫 0.01，鎳 6.97，鉻 25.54，鉬 3.2，銅 0.61，鎢 0.52，氮 0.26，鐵為余量，在中頻感應爐熔煉后，采用熔模鑄造法澆鑄試棒．試棒經(jīng)（1250±5）℃固溶處理2h后水淬，然后加熱至750℃，分別保溫2，6及10h進(jìn)行時(shí)效處理，處理后的試樣空冷至室溫．熱處理后的試棒按GB228－2002加工成拉伸試棒，在GT－7001－LS30型萬(wàn)能材料試驗機上進(jìn)行拉伸性能測試，測定抗拉強度（σb）及延伸率（δ），每個(gè)參數測定3次，取算術(shù)平均值．金相試樣直接從拉伸試棒上切取，試樣經(jīng)過(guò)研磨、拋光后，采用Villela試劑進(jìn)行浸蝕，最后在OlympusXJP－300型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行金相觀(guān)察，并采用圖像分析軟件Imageproplus對析出相進(jìn)行定量分析，根據浸蝕后組織顏色（灰度）不同來(lái)識別不同組織，并計算它們在視場(chǎng)中所占的比例（面積分數），每個(gè)試樣取3個(gè)視場(chǎng)進(jìn)行計算，取其平均值．材料的組織形貌及拉伸斷口觀(guān)察在XL30－ESEM環(huán)境掃描電鏡上進(jìn)行。采用CHI650C電化學(xué)工作站測定材料的極化曲線(xiàn)，從而判斷材料的耐蝕性。腐蝕介質(zhì)為人工海水，實(shí)驗在室溫敞口大氣環(huán)境下進(jìn)行，溶液未經(jīng)除氣處理，使用恒溫水浴裝置保持實(shí)驗體系溫度為（20±1）℃。極化曲線(xiàn)測試前，將試樣在溶液中浸泡10分鐘使開(kāi)路電位（OCPT）穩定．測試的初始電位為－0.8V，以0.5mV·s－1的速度向陽(yáng)極掃描至0.8V結束。

二、分析與討論

  1. 時(shí)效時(shí)間對顯微組織的影響

  圖顯示了固溶處理及固溶處理后經(jīng)750℃分別時(shí)效2，6及10小時(shí)的鑄造2507雙相不銹鋼顯微組織．材料經(jīng)固溶處理后，較為明亮的島狀相為奧氏體，而較暗的基體為鐵素體，鐵素體與奧氏體含量分別為71.0%和29.0%。材料固溶后經(jīng)時(shí)效處理，鐵素體/奧氏體晶界及鐵素體出現黑色析出物（圖中箭頭所指），而奧氏體上無(wú)新相析出，并且隨時(shí)效時(shí)間延長(cháng)，黑色析出物含量增多．定量金相分析表明，時(shí)效時(shí)間為2，6及10小時(shí)，析出相含量分別為9.37%，24.22%及47.16%。

  由前期的研究可知，該材料在750℃時(shí)效析出相為χ相及σ相．從圖可知，析出的χ相及σ相都分布在鐵素體/奧氏體晶界和鐵素體上，而奧氏體相基本沒(méi)有變化．這是由于鐵素體致密度比奧氏體低，合金元素在鐵素體中擴散速度快，同時(shí)鐵素體富含鉻、鉬元素，從而導致富鉻、鉬的χ相及σ相在鐵素體及鐵素體/奧氏體晶界中形核。圖分別給出了經(jīng)750℃時(shí)效2、6及10小時(shí)的試樣的SEM像。由圖可知，在750℃時(shí)效處理2小時(shí)，鐵素體晶內及鐵素體/奧氏體晶界上有彌散顆粒狀的χ相析出．同時(shí)，在鐵素體與奧氏體晶界上有共析的σ相+γ2（二次奧氏體）相產(chǎn)生，并且它們朝著(zhù)向鐵素體晶內生長(cháng)；隨時(shí)效時(shí)間延長(cháng)到6小時(shí)，χ相顆粒變大，呈現出尖角狀，并且數量有所增多，σ相繼續向鐵素體晶內生長(cháng)并且粗化，而且此時(shí)在鐵素體晶內也開(kāi)始發(fā)生共析反應形成σ相+γ2相；時(shí)效10小時(shí)后，χ相顆粒又逐漸變小，并且尖角變圓整，共析反應則繼續在鐵素體內進(jìn)行，新生σ相和γ2相在鐵素體內相互交聯(lián)，尺寸沒(méi)有明顯變化。

  2. 時(shí)效時(shí)間對拉伸性能影響

  圖顯示了在750℃下經(jīng)不同時(shí)間時(shí)效處理試樣的抗拉強度（σb）和延伸率（δ）。由圖可知，隨時(shí)效時(shí)間的延長(cháng)，材料的抗拉強度和延伸率均下降。

  經(jīng)不同時(shí)效時(shí)間處理后試樣的拉伸斷口如圖所示，由圖可知，時(shí)效處理后，材料斷口形貌表明材料的斷裂方式主要是脆性斷裂．同時(shí)發(fā)現它們的斷裂形貌還有一定的差別。材料經(jīng)短時(shí)間時(shí)效處理，材料微觀(guān)斷口由比較平坦的小平面（解理面）及其周?chē)纬傻拇罅扛呙芏榷潭鴱澋乃毫牙馑鶚嫵?，解理面區域的邊界比較清晰，撕裂棱的變形程度較小，因此可知裂紋在韌窩與解理平面上沒(méi)有連續擴展．由于此時(shí)材料析出的金屬間相為彌散χ相+鐵素體/奧氏體晶界上的σ相，當材料受到拉應力作用時(shí)，脆性σ相阻礙α相和γ相的位錯運動(dòng)，易產(chǎn)生平面塞積群，從而造成位錯運動(dòng)困難，滑移距離變短，并且導致在σ相（在晶界處析出）附近產(chǎn)生諸多解理小裂紋；另外，由于平面塞積群會(huì )產(chǎn)生應力集中的作用，導致先期產(chǎn)生的解理小裂紋不斷長(cháng)大，并擴展到鐵素體晶內，但由于彌散的χ相在一定程度上減輕了應力集中，因而斷口呈準解理斷口特征，最終其斷口形貌表現為大量撕裂棱包圍著(zhù)剝離小平面．時(shí)效6小時(shí)后，拉伸斷口解理平面急劇增大，撕裂棱減少。這是由于χ相晶粒粗化并形成尖角，反而起到割裂鐵素體作用，同時(shí)不斷向鐵素體晶內生長(cháng)的共析狀σ相易促使裂紋在晶界及晶內快速擴展。力學(xué)性能測試結果也表明，此時(shí)材料的強度和塑性均大幅下降．當時(shí)效時(shí)間延長(cháng)到10小時(shí)，可以觀(guān)察到拉伸斷口的撕裂棱的密度進(jìn)一步增多，解理面大小不一，而且此時(shí)小解理面表現出的也是完全脆性斷裂。這是因為這個(gè)階段的σ相在鐵素體上已相互交聯(lián)成片，而且數量增多，它們能促使萌生后的裂紋迅速擴展，從而極大惡化材料性能雖然此時(shí)χ相顆粒變小且變圓整，但由于數量少，不處于主導地位，起不到有效提升材料力學(xué)性能的作用。

  3. 時(shí)效時(shí)間對耐蝕性能影響

  采用飽和甘汞電極（SCE）作為參比電極，通過(guò)電化學(xué)工作站測出材料電極電位（ESCE）和電流密度（J），分別以ESCE及l(fā)gJ（J'）作圖，可得材料在介質(zhì)中極化曲線(xiàn)．750℃分別時(shí)效2、6和10小時(shí)材料在人工海水中的極化曲線(xiàn)如圖5所示．從圖中可以看出，時(shí)效材料自腐蝕電位在－0.3～－0.2V之間，并都具有鈍化性能，其鈍化電流密度約為0.32mA·cm-2左右，并且隨著(zhù)時(shí)效時(shí)間延長(cháng)，極化曲線(xiàn)的鈍化區逐漸變窄，表明隨析出相數量增多，試樣的腐蝕傾向增大．利用電化學(xué)工作站自帶的軟件對各試樣的極化曲線(xiàn)進(jìn)行擬合，求得各試樣的腐蝕電流密度（J腐蝕），結果如圖所示．對時(shí)效時(shí)間－腐蝕電流密度曲線(xiàn)進(jìn)行線(xiàn)性回歸，分析結果如式所示：腐蝕 =0.69125t+1.432Ｒ2=0.9992（1）式中：t為時(shí)效時(shí)間/h；J腐蝕為腐蝕電流密度/μA·cm-2．結果顯示，在750℃時(shí)效，材料腐蝕電流密度（J腐蝕）即腐蝕速率與時(shí)效時(shí)間在一定的范圍內具有近似線(xiàn)性關(guān)系。

  因此，隨時(shí)效時(shí)間的延長(cháng)，試樣的腐蝕電流密度逐漸增大，耐蝕性下降．經(jīng)2小時(shí)時(shí)效，由于材料析出的χ相和σ相數量少，因此腐蝕電流密度較?。S著(zhù)時(shí)效時(shí)間延長(cháng)，腐蝕電流密度增大，耐蝕性變差．這是由于材料析出了大量的金屬間相，它們富含鉻、鉬元素，使合金元素在鐵素體中分布不均勻，其內部易形成貧鉻區，導致該區鈍化膜減??；同時(shí)，由于金屬間相的電極電位高于鐵素體，使得鐵素體成為原電池反應的陰極，導致鐵素體優(yōu)先腐蝕。圖為750℃下時(shí)效6小時(shí)樣品的點(diǎn)蝕形貌。由圖可知，腐蝕優(yōu)先在鐵素體內及鐵素體/奧氏體晶界上萌生，并向鐵素體內擴展，從而證實(shí)了上述結果。

三、結論

  1. 對固溶處理后的材料進(jìn)行750℃時(shí)效，隨時(shí)效時(shí)間延長(cháng)，χ相由顆粒狀逐漸變?yōu)榧饨菈K狀，然后再逐漸細化，而σ相在鐵素體/奧氏體晶界上形核，向鐵素體內生長(cháng)，并逐漸粗化。

  2. 材料經(jīng)750℃時(shí)效后，χ相和σ相的析出惡化了材料的強度和塑性，拉伸斷口均表現為脆性斷裂，并隨時(shí)效時(shí)間延長(cháng)，材料的抗拉強度和延伸率下降。

  3. 經(jīng)時(shí)效處理后的材料，點(diǎn)蝕優(yōu)先在鐵素體內及鐵素體/奧氏體晶界上萌生，并向鐵素體擴展；隨著(zhù)時(shí)效時(shí)間延長(cháng)，材料的耐蝕性下降，并且材料腐蝕電流密度與時(shí)效時(shí)間呈現J腐蝕=0.69125t+1.432的線(xiàn)性關(guān)系。