趙 錦，顏海濤，楊春龍，馬偉杰

(振石集團(tuán)東方特鋼有限公司，嘉興 314005)

0 引 言

雙相不銹鋼因兼具奧氏體不銹鋼的耐腐蝕性能和鐵素體不銹鋼的力學(xué)性能，而廣泛應(yīng)用在石油天然氣開采設(shè)備、海洋裝備中。雙相不銹鋼的力學(xué)性能及耐腐蝕性能受組織影響較大;其組織除了與化學(xué)成分有關(guān)外，還與熱處理?xiàng)l件有很大的關(guān)系[1-2]。固溶處理是將材料加熱到高溫區(qū)恒溫保持后快速冷卻的一種熱處理工藝。固溶處理后材料處于一種不穩(wěn)定的狀態(tài)，再進(jìn)行時(shí)效處理，即將材料加熱至600～1 000 ℃時(shí)，組織中會(huì)析出不同的二次相。目前，有關(guān)長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效處理對(duì)常見的2205雙相不銹鋼顯微組織與性能影響的報(bào)道很多[3-6]。雙相不銹鋼的熱軋卷冷卻或焊接冷卻過程相當(dāng)于對(duì)雙相不銹鋼進(jìn)行了一次短時(shí)時(shí)效處理，且雙相不銹鋼多在腐蝕環(huán)境中使用，不合理的熱處理工藝可能導(dǎo)致其組織不穩(wěn)定，進(jìn)而影響其耐腐蝕性能。目前，有關(guān)短時(shí)時(shí)效處理對(duì)2205雙相不銹鋼組織與耐腐蝕性能影響的研究報(bào)道較少。因此，作者對(duì)固溶態(tài)2205雙相不銹鋼進(jìn)行5～30 min的短時(shí)時(shí)效處理，研究了時(shí)效時(shí)間對(duì)該鋼顯微組織與耐腐蝕性能的影響，從而為雙相不銹鋼的熱軋卷冷卻工藝及焊接冷卻工藝的制定提供試驗(yàn)參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)鋼為固溶態(tài)2205雙相不銹鋼，由振石集團(tuán)東方特鋼有限公司提供，其化學(xué)成分見表1。對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度為800 ℃，時(shí)效時(shí)間分別為5，10，20，30 min，水淬冷卻至室溫。

表1 2205雙相不銹鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

在時(shí)效處理后的試驗(yàn)鋼上截取表面尺寸為15 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)研磨、拋光后，在質(zhì)量分?jǐn)?shù)30%的KOH溶液中進(jìn)行電解腐蝕，工作電壓為2 V，腐蝕時(shí)間為15 s，采用Axio Imager A2m型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。采用附帶能譜儀(EDS)的S3400N型掃描電鏡(SEM)觀察微觀形貌并對(duì)微區(qū)成分進(jìn)行分析。

在時(shí)效處理后的試驗(yàn)鋼上截取電極試樣，對(duì)尺寸為10 mm×10 mm的工作面進(jìn)行打磨、拋光處理，按照GB/T 29088-2012，采用由PAR 273A型恒電位儀器及Powersuit軟件組成的電化學(xué)系統(tǒng)，應(yīng)用雙環(huán)電化學(xué)動(dòng)電位再活化(DL-EPR)法和極化曲線法研究試驗(yàn)鋼的耐晶間腐蝕性能和耐點(diǎn)蝕性能。采用三電極系統(tǒng)，工作電極為電極試樣，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)，輔助電極為鉑片。雙環(huán)電化學(xué)動(dòng)電位再活化試驗(yàn)的具體測(cè)試過程為：將工作電極放入由1.5 mol·L-1HCl與1 mol·L-1H2SO4組成的電化學(xué)試驗(yàn)介質(zhì)中，試驗(yàn)溫度為30 ℃，待腐蝕電位穩(wěn)定后，以1.66 mV·s-1的掃描速率從自腐蝕電位-0.3 V開始向陽極方向進(jìn)行正向掃描，在電位為+0.3 V時(shí)，立刻以相同的掃描速率逆向掃描至自腐蝕電位，繪制DL-EPR曲線，得到正向掃描時(shí)的最大活化電流密度(Ia)與逆向掃描時(shí)的最大再活化電流密度(Ir)；采用Ir與Ia的比值來表征晶間腐蝕敏感程度。極化曲線測(cè)試過程：將工作電極在溫度為70 ℃，質(zhì)量分?jǐn)?shù)7%的NaCl溶液中浸泡1 h以獲得相對(duì)穩(wěn)定的腐蝕電位，然后以20 mV·min-1的掃描速率進(jìn)行正向掃描，當(dāng)電流密度達(dá)到1 mA·cm-2時(shí)停止掃描，繪制極化曲線。DL-EPR試驗(yàn)后，將試樣用超聲波清洗、吹干后，采用掃描電鏡觀察表面形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可以看出，時(shí)效處理后，試驗(yàn)鋼組織主要由奧氏體和鐵素體組成，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼組織中析出相的數(shù)量增加，尺寸增大。時(shí)效5，10 min后，試驗(yàn)鋼中的析出相數(shù)量很少，主要分布在鐵素體和奧氏體相晶界處；時(shí)效20，30 min后，組織中析出相數(shù)量增加，大部分析出相分布在鐵素體和奧氏體相晶界處，少量分布在鐵素體和奧氏體晶粒內(nèi)。

圖1 時(shí)效不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的顯微組織

以時(shí)效30 min后的試驗(yàn)鋼為例，對(duì)其SEM形貌和析出相的微區(qū)化學(xué)成分進(jìn)行分析。由圖2可以看出，試驗(yàn)鋼中的析出相主要分布在鐵素體和奧氏體相晶界處，且析出相富含鉻、鉬、鎳元素，由此推斷該析出相為σ相，這是因?yàn)榫Ы缣幍慕Y(jié)構(gòu)缺陷多，界面能量高，有利于σ相的非均勻形核[7-9]。

圖2 時(shí)效30 min后試驗(yàn)鋼的SEM形貌和析出相的EDS譜

2.2 耐晶間腐蝕性能

由圖3中的DL-EPR曲線計(jì)算得到，時(shí)效5,10,20,30 min后試驗(yàn)鋼的Ir與Ia的比值分別為0.32%，0.46%，1.58%，7.62%?？芍S著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的晶間腐蝕敏感程度增大。由顯微組織觀察結(jié)果可知，時(shí)效處理后試驗(yàn)鋼組織中鐵素體和奧氏體晶界處析出了σ相，且其鉻、鉬含量高于基體的，導(dǎo)致析出相周圍出現(xiàn)貧鉻區(qū)；σ相析出量越多的區(qū)域，其貧鉻程度越高，試驗(yàn)鋼表面鈍化膜的穩(wěn)定性越差，在逆向掃描時(shí)更易發(fā)生破壞，因此其再活化電流密度相應(yīng)越大，Ir與Ia的比值也越大。

圖3 時(shí)效不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼在鹽酸和硫酸混合溶液中的DL-EPR曲線

由圖4可以看出：DL-EPR試驗(yàn)后，未時(shí)效處理(時(shí)效時(shí)間為0 min)試驗(yàn)鋼未發(fā)生晶間腐蝕，表面存在少量臺(tái)階結(jié)構(gòu)；時(shí)效5，10 min后，試驗(yàn)鋼表面出現(xiàn)凹凸不平的能明顯區(qū)分奧氏體和鐵素體晶粒的雙重結(jié)構(gòu)，說明試驗(yàn)鋼表面開始發(fā)生晶間腐蝕；時(shí)效20，30 min后，試驗(yàn)鋼表面出現(xiàn)腐蝕溝槽結(jié)構(gòu)，并且時(shí)效時(shí)間越長(zhǎng)，腐蝕坑的密度越大，這說明試驗(yàn)鋼發(fā)生了嚴(yán)重的晶間腐蝕。觀察發(fā)現(xiàn)，腐蝕坑的分布位置與σ相的析出位置大致吻合，均處于兩相晶界處，且析出相越多，腐蝕坑越多、越深。腐蝕坑附近為貧鉻區(qū)，鈍化膜穩(wěn)定性差而易溶解，導(dǎo)致該區(qū)域發(fā)生晶間腐蝕。綜上可知，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的耐晶間腐蝕性能降低。

圖4 DL-EPR試驗(yàn)后時(shí)效不同時(shí)間試驗(yàn)鋼的表面SEM形貌

2.3 耐點(diǎn)蝕性能

由圖5可知，時(shí)效時(shí)間為5，10，20，30 min時(shí)，試驗(yàn)鋼的點(diǎn)蝕電位分別為0.222，0.201，0.161，0.138 V。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，點(diǎn)蝕電位降低，試驗(yàn)鋼的耐點(diǎn)蝕性能降低。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼中富鉻析出相的數(shù)量增加，導(dǎo)致周圍形成貧鉻區(qū)，在極化過程中貧鉻區(qū)的鈍化膜不穩(wěn)定容易遭到破壞，因此試驗(yàn)鋼的耐點(diǎn)蝕性能降低[10-11]。

圖5 時(shí)效不同時(shí)間試驗(yàn)鋼在NaCl溶液中的極化曲線

3 結(jié) 論

(1) 隨著時(shí)效時(shí)間由5 min增加到30 min，試驗(yàn)鋼中富含鉻、鉬、鎳的σ析出相數(shù)量增加，尺寸增大，且主要分布在鐵素體和奧氏體晶界處，少量分布在鐵素體和奧氏體晶粒內(nèi)。

(2) 隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的晶間腐蝕敏感程度增加，點(diǎn)蝕電位降低，耐晶間腐蝕和耐點(diǎn)蝕性能降低，這是由于試驗(yàn)鋼中σ相周圍貧鉻區(qū)的鈍化膜不穩(wěn)定導(dǎo)致的。