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℃下分別時效2、6及10小時，利用OM、SEM、拉伸試驗和電化學(xué)試驗分析了時效時間對材料金屬間相形貌及數(shù)量、力學(xué)性能和耐蝕性能的影響．試驗結(jié)果表明：固溶后的材料經(jīng)750℃時效處理，隨時效時間延長，金屬間相的數(shù)量逐漸增多，χ相先由顆粒狀逐漸長大為塊狀，然后又細(xì)化；σ相則隨時效時間的延長逐漸粗化．析出的金屬間相越多，材料抗拉強(qiáng)度、塑性及耐蝕性越低．點蝕優(yōu)先在鐵素體內(nèi)及鐵素體/奧氏體晶界上萌生，并向鐵素體擴(kuò)展，并且時效后材料腐蝕電流密度與時效時間呈現(xiàn)腐蝕 r=069125t+1432的線性關(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(qiáng)度等優(yōu)點，從而廣泛應(yīng)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、焊接等過程中處于高溫環(huán)境下，由于冷卻速度較慢，長期置于600～1000℃溫度范圍內(nèi)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程中經(jīng)常出現(xiàn)的金屬間相．文獻(xiàn)探討了固溶態(tài)鑄造2507雙相不銹鋼經(jīng)650～950℃時效下金屬間相的析出規(guī)律及演變過程，并且認(rèn)為750℃時效時最易析出χ相和σ相；文獻(xiàn)分析了σ相和χ相對材料力學(xué)及耐蝕性能的影響，但兩文只探討了時效溫度對材料組織、力學(xué)性能及耐蝕性能的影響，沒有討論時效時間變化對它們的影響．基于此，在750℃時效溫度下，對固溶處理的2507鑄造雙相不銹鋼材料進(jìn)行了不同時間的時效處理，探討了時效時間對金屬間相形貌、數(shù)量影響規(guī)律；檢測了材料的力學(xué)及耐蝕性能，明確了時效時間－組織－性能之間的內(nèi)在關(guān)聯(lián)．

一、實驗材料及方法

  試驗用雙相不銹鋼的成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）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(yīng)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型萬能材料試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸性能測試，測定抗拉強(qiáng)度（σb）及延伸率（δ），每個參數(shù)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)行金相觀察，并采用圖像分析軟件Imageproplus對析出相進(jìn)行定量分析，根據(jù)浸蝕后組織顏色（灰度）不同來識別不同組織，并計算它們在視場中所占的比例（面積分?jǐn)?shù)），每個試樣取3個視場進(jìn)行計算，取其平均值．材料的組織形貌及拉伸斷口觀察在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，從而判斷材料的耐蝕性。腐蝕介質(zhì)為人工海水，實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驗體系溫度為（20±1）℃。極化曲線測試前，將試樣在溶液中浸泡10分鐘使開路電位（OCPT）穩(wěn)定．測試的初始電位為－0.8V，以0.5mV·s－1的速度向陽極掃描至0.8V結(jié)束。

二、分析與討論

  1. 時效時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℃分別時效2，6及10小時的鑄造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)時效處理，鐵素體/奧氏體晶界及鐵素體出現(xiàn)黑色析出物（圖中箭頭所指），而奧氏體上無新相析出，并且隨時效時間延長，黑色析出物含量增多．定量金相分析表明，時效時間為2，6及10小時，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(kuò)散速度快，同時鐵素體富含鉻、鉬元素，從而導(dǎo)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℃時效2、6及10小時的試樣的SEM像。由圖可知，在750℃時效處理2小時，鐵素體晶內(nèi)及鐵素體/奧氏體晶界上有彌散顆粒狀的χ相析出．同時，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，并且它們朝著向鐵素體晶內(nèi)生長；隨時效時間延長到6小時，χ相顆粒變大，呈現(xiàn)出尖角狀，并且數(shù)量有所增多，σ相繼續(xù)向鐵素體晶內(nèi)生長并且粗化，而且此時在鐵素體晶內(nèi)也開始發(fā)生共析反應(yīng)形成σ相+γ2相；時效10小時后，χ相顆粒又逐漸變小，并且尖角變圓整，共析反應(yīng)則繼續(xù)在鐵素體內(nèi)進(jìn)行，新生σ相和γ2相在鐵素體內(nèi)相互交聯(lián)，尺寸沒有明顯變化。

  2. 時效時間對拉伸性能影響

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

  經(jīng)不同時效時間處理后試樣的拉伸斷口如圖所示，由圖可知，時效處理后，材料斷口形貌表明材料的斷裂方式主要是脆性斷裂．同時發(fā)現(xiàn)它們的斷裂形貌還有一定的差別。材料經(jīng)短時間時效處理，材料微觀斷口由比較平坦的小平面（解理面）及其周圍所形成的大量高密度短而彎的撕裂棱所構(gòu)成，解理面區(qū)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有連續(xù)擴(kuò)展．由于此時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(dāng)材料受到拉應(yīng)力作用時，脆性σ相阻礙α相和γ相的位錯運動，易產(chǎn)生平面塞積群，從而造成位錯運動困難，滑移距離變短，并且導(dǎo)致在σ相（在晶界處析出）附近產(chǎn)生諸多解理小裂紋；另外，由于平面塞積群會產(chǎn)生應(yīng)力集中的作用，導(dǎo)致先期產(chǎn)生的解理小裂紋不斷長大，并擴(kuò)展到鐵素體晶內(nèi)，但由于彌散的χ相在一定程度上減輕了應(yīng)力集中，因而斷口呈準(zhǔn)解理斷口特征，最終其斷口形貌表現(xiàn)為大量撕裂棱包圍著剝離小平面．時效6小時后，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，同時不斷向鐵素體晶內(nèi)生長的共析狀σ相易促使裂紋在晶界及晶內(nèi)快速擴(kuò)展。力學(xué)性能測試結(jié)果也表明，此時材料的強(qiáng)度和塑性均大幅下降．當(dāng)時效時間延長到10小時，可以觀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，而且此時小解理面表現(xiàn)出的也是完全脆性斷裂。這是因為這個階段的σ相在鐵素體上已相互交聯(lián)成片，而且數(shù)量增多，它們能促使萌生后的裂紋迅速擴(kuò)展，從而極大惡化材料性能雖然此時χ相顆粒變小且變圓整，但由于數(shù)量少，不處于主導(dǎo)地位，起不到有效提升材料力學(xué)性能的作用。

  3. 時效時間對耐蝕性能影響

  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．750℃分別時效2、6和10小時材料在人工海水中的極化曲線如圖5所示．從圖中可以看出，時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，并且隨著時效時間延長，極化曲線的鈍化區(qū)逐漸變窄，表明隨析出相數(shù)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進(jìn)行擬合，求得各試樣的腐蝕電流密度（J腐蝕），結(jié)果如圖所示．對時效時間－腐蝕電流密度曲線進(jìn)行線性回歸，分析結(jié)果如式所示：腐蝕 =0.69125t+1.432Ｒ2=0.9992（1）式中：t為時效時間/h；J腐蝕為腐蝕電流密度/μA·cm-2．結(jié)果顯示，在750℃時效，材料腐蝕電流密度（J腐蝕）即腐蝕速率與時效時間在一定的范圍內(nèi)具有近似線性關(guān)系。

  因此，隨時效時間的延長，試樣的腐蝕電流密度逐漸增大，耐蝕性下降．經(jīng)2小時時效，由于材料析出的χ相和σ相數(shù)量少，因此腐蝕電流密度較?。S著時效時間延長，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(nèi)部易形成貧鉻區(qū)，導(dǎo)致該區(qū)鈍化膜減薄；同時，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(yīng)的陰極，導(dǎo)致鐵素體優(yōu)先腐蝕。圖為750℃下時效6小時樣品的點蝕形貌。由圖可知，腐蝕優(yōu)先在鐵素體內(nèi)及鐵素體/奧氏體晶界上萌生，并向鐵素體內(nèi)擴(kuò)展，從而證實了上述結(jié)果。

三、結(jié)論

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

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

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