2507超級(jí)雙相不銹鋼中σ相的析出行為

白青青， 張志宏， 鄭淮北， 王英虎

(1. 成都先進(jìn)金屬材料產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院有限公司， 四川 成都 610303；2. 海洋裝備用金屬材料及其應(yīng)用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 遼寧 鞍山 114009)

2507超級(jí)雙相不銹鋼(00Cr25Ni7Mo4N，S32750)具有比一般的雙相不銹鋼更高的強(qiáng)度、更好的抗點(diǎn)腐蝕、縫隙腐蝕及均勻腐蝕的能力，尤其在高氯化物環(huán)境中具有更為優(yōu)異的耐局部腐蝕性能，且有較高的導(dǎo)熱性和較低的熱膨脹系數(shù)，因此在化學(xué)加工、石油化工和海底設(shè)備等苛刻環(huán)境中得到廣泛應(yīng)用[1]。

2507超級(jí)雙相不銹鋼由于大量合金元素的添加，奧氏體和鐵素體兩相的穩(wěn)定性受到影響，引起第二相的析出。2507雙相不銹鋼中的析出物主要是二次奧氏體、碳化物、氮化物和金屬間相。它們對(duì)雙相不銹鋼的性能具有重要的影響。其中金屬間化合物σ相是危害最大的一種析出相。特別是2507雙相不銹鋼中鉻、鉬、氮含量相對(duì)較高時(shí)，σ相析出的溫度范圍更寬，析出速度也更快[2]。

隨著海洋工程、能源產(chǎn)業(yè)、化工行業(yè)的發(fā)展，2507雙相不銹鋼應(yīng)用的環(huán)境愈發(fā)惡劣，因此研究如何使之在各種惡劣服役環(huán)境下保持良好的性能，成為雙相不銹鋼發(fā)展的重要方向，但針對(duì)其服役于高濃度Cl-環(huán)境中的特點(diǎn)，至今少有報(bào)道。

本文通過(guò)對(duì)2507雙相不銹鋼時(shí)效過(guò)程中σ相的析出規(guī)律進(jìn)行研究，獲得熱處理參數(shù)-微觀組織結(jié)構(gòu)-性能之間的關(guān)系，并對(duì)σ相的析出機(jī)理進(jìn)行探討，為實(shí)際生產(chǎn)提供參考，優(yōu)化2507雙相不銹鋼生產(chǎn)工藝；并對(duì)高濃度Cl-溶液中σ相對(duì)腐蝕性能的影響做了研究，為高Cl-腐蝕環(huán)境中2507雙相不銹鋼的使用提供理論參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為2507雙相不銹鋼熱軋板材，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.031C、25.37Cr、0.792Mn、3.58Mo、6.39Ni、0.018P、<0.001S、0.469Si、0.285N。利用Thermo-Calc熱力學(xué)計(jì)算軟件計(jì)算2507雙相不銹鋼的平衡態(tài)相組成。根據(jù)計(jì)算結(jié)果，對(duì)1150 ℃固溶處理后的2507雙相不銹鋼試樣進(jìn)行不同溫度和不同時(shí)間的時(shí)效處理，時(shí)效溫度為700、750、800、850、900、950和1000 ℃，時(shí)效時(shí)間為1、2、5、30、60 min。

采用JB-301型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，按照GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行試驗(yàn)。

利用JEM 6390LV掃描電鏡表征2507雙相不銹鋼析出相的顯微組織形貌。利用Zeiss Sigma500掃描電鏡的EBSD功能對(duì)時(shí)效處理后的組織進(jìn)行定量分析。利用JEOL 2100F透射電鏡觀察2507雙相不銹鋼在不同時(shí)效工藝下析出相的分布、形貌及結(jié)構(gòu)。利用Struers TenuPol-5電解雙噴儀制備薄區(qū)。雙噴液為10%HClO4+90%CH3CH2OH溶液，工作電壓為20 V，溫度為-10 ℃。

采用PARSTAT 4000A電化學(xué)工作站，按GB/T 17899—1999《不銹鋼點(diǎn)蝕電位測(cè)量方法》進(jìn)行電化學(xué)試驗(yàn)，電化學(xué)測(cè)試系統(tǒng)為標(biāo)準(zhǔn)的三電極體系，工作電極為2507雙相不銹鋼試樣，參比電極為飽和AgCl電極，輔助電極為鉑電極。工作電極尺寸為20 mm×20 mm，工作面積為1 cm2。試驗(yàn)溶液為20%NaCl溶液，溶液體積400 mL，測(cè)試溫度為60 ℃，工作電壓為0～1.2 V，掃描速度為20 mV/min。

采用X’Pert Pro型X射線(xiàn)衍射分析儀(X-ray diffraction，XRD)對(duì)不同時(shí)效處理試樣進(jìn)行物相分析，確定析出相結(jié)構(gòu)。XRD具體參數(shù)為：Co-Kα輻射、管流50 mA、管壓35 kV、掃描速度為4°/min，10°～120°耦合連續(xù)掃描，步進(jìn)0.0167°。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 2507超級(jí)雙相不銹鋼熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果分析

圖1為T(mén)hermo-Calc 軟件計(jì)算的2507雙相不銹鋼平衡相分?jǐn)?shù)-溫度曲線(xiàn)圖。從圖1可以得出：當(dāng)溫度低于1030 ℃時(shí)，顯微組織中除了α相和γ相之外，析出相開(kāi)始析出。隨著溫度的降低，顯微組織中依次出現(xiàn)σ相、HCP相(氮化物)、M23C6型碳化物、Laves相等；其中σ相的開(kāi)始析出溫度約為1030 ℃。

圖1 Thermo-Calc 計(jì)算所得2507雙相不銹鋼不同溫度下的平衡相分?jǐn)?shù)Fig.1 Thermo-Calc calculated equilibrium phase fraction of the 2507 duplex stainless steel at different temperatures

2.2 2507超級(jí)雙相不銹鋼時(shí)效過(guò)程析出行為

2.2.1 時(shí)效過(guò)程析出相的微觀形貌

圖2為2507雙相不銹鋼在700～1000 ℃時(shí)效30 min后的SEM圖像。由圖2可見(jiàn)，細(xì)小的析出相主要沿鐵素體與奧氏體的相界分布，并向鐵素體內(nèi)擴(kuò)展。在700 ℃時(shí)效時(shí)，材料的組織中，無(wú)論是晶粒內(nèi)部、晶界還是鐵素體、奧氏體相界面處，基本觀察不到明顯的析出行為。當(dāng)時(shí)效溫度上升至750 ℃，可見(jiàn)少量細(xì)小的析出相沿鐵素體與奧氏體的相界零星分布。當(dāng)時(shí)效溫度上升至800～900 ℃時(shí)，析出相的數(shù)量驟然增加，絕大部分鐵素體組織已完全被析出相所覆蓋。當(dāng)時(shí)效溫度上升至950 ℃時(shí)，析出相的數(shù)量顯著減少，且沿鐵素體與奧氏體的相界零星分布。隨著時(shí)效溫度的進(jìn)一步上升，材料的析出行為受到明顯的抑制。

圖2 2507雙相不銹鋼不同溫度時(shí)效30 min的SEM圖像Fig.2 SEM images of the 2507 duplex stainless steel aged at different temperatures for 30 min(a) 700 ℃； (b) 750 ℃； (c) 800 ℃； (d) 850 ℃； (e) 900 ℃； (f) 950 ℃； (g) 1000 ℃

圖3為2507雙相不銹鋼分別在850 ℃和900 ℃時(shí)效30 min的TEM圖像，其中深色組織即為析出相。析出相呈不規(guī)則的短條狀，其厚度在200～700 nm范圍內(nèi)，且呈網(wǎng)狀分布。

圖3 2507雙相不銹鋼不同溫度時(shí)效30 min后的析出相TEM圖像Fig.3 TEM images of precipitates in the 2507 duplex stainless steel aged at different temperatures for 30 min(a) 850 ℃; (b) 900 ℃

圖4為2507雙相不銹鋼在850 ℃時(shí)效30 min的TEM組織形貌及相應(yīng)的EDS分析結(jié)果。TEM組織形貌為典型的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。與基體(C點(diǎn))相比，析出相(A點(diǎn) 和B點(diǎn))有著較高的Cr、Mo含量，分別高達(dá)30%和8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，為典型的Fe-Cr-Mo型析出相，結(jié)合圖1熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果，確定析出相為σ相。

圖4 2507雙相不銹鋼在850 ℃時(shí)效30 min后的TEM圖像及EDS分析Fig.4 TEM image and EDS analysis of the 2507 duplex stainless steel aged at 850 ℃ for 30 min

利用TEM對(duì)2507雙相不銹鋼在700 ℃以及1000 ℃時(shí)效60 min的試樣進(jìn)一步觀察，如圖5所示，700 ℃時(shí)效60 min后析出相呈細(xì)小顆粒狀，沿晶界零星分布，其等效圓直徑為0.8～1.4 μm。1000 ℃時(shí)效60 min的析出行為受到明顯的抑制，TEM下很難觀察到析出相的存在。這是因?yàn)闀r(shí)效溫度的升高使鋼中合金元素遷移速度增加，改變?cè)卦趦上嘀械姆峙湎禂?shù)，導(dǎo)致σ相 形成元素Cr及Mo在鐵素體相中的濃度降低，進(jìn)而使σ相的形成受到抑制[3-4]。

圖5 2507雙相不銹鋼經(jīng)不同溫度時(shí)效60 min后的析出相TEM圖像Fig.5 TEM images of precipitates in the 2507 duplex stainless steel aged at different temperatures for 60 min(a) 700 ℃; (b) 1000 ℃

圖6為2507雙相不銹鋼在850 ℃時(shí)效不同時(shí)間后的SEM圖像。當(dāng)時(shí)效時(shí)間為1 min時(shí)，可見(jiàn)少量的析出相呈顆粒狀零星分布。當(dāng)時(shí)效時(shí)間增至2～5 min時(shí)，析出相增多，且開(kāi)始沿鐵素體與奧氏體的相界連續(xù)分布。隨時(shí)效時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，大量析出相沿相界分布并向鐵素體內(nèi)擴(kuò)展。

2.2.2 σ相析出過(guò)程及機(jī)理分析

由圖1可以看出，隨著時(shí)效溫度的升高，σ相的含量呈先增加后減少的趨勢(shì)。這是因?yàn)闀r(shí)效溫度的升高會(huì)促進(jìn)Cr、Mo在鋼中的擴(kuò)散，σ相析出動(dòng)力增大，但另一方面隨著時(shí)效溫度升高，鋼中奧氏體會(huì)發(fā)生聚集，γ/α相界減少，造成σ相的形核位置減少，同時(shí)Cr、Mo遷移速度增加，會(huì)改變此類(lèi)元素在兩相中的分配系數(shù)，造成鐵素體中Cr、Mo的匱乏，最終導(dǎo)致σ相的析出敏感度減小，σ相的析出受到抑制[5]。

由圖2(d)和圖6可知，在相同時(shí)效溫度下，隨時(shí)效時(shí)間的增加，σ相的析出量明顯增多，這是由于鋼中合金元素Cr、Mo的擴(kuò)散隨時(shí)效時(shí)間的增加而更充分，從而促使更多的σ相析出。時(shí)效30 min后(圖2(d))σ相因長(zhǎng)大聚集而幾乎布滿(mǎn)了整個(gè)鐵素體相，增長(zhǎng)速率卻有所降低。這是因?yàn)榇_定成分的2507不銹鋼中Cr、Mo含量是一定的，時(shí)效時(shí)間愈長(zhǎng)，因析出大量σ相而消耗了大量Cr、Mo元素，使得鐵素體相中的Cr、Mo含量相對(duì)減少，降低了元素?cái)U(kuò)散的驅(qū)動(dòng)力，從而使得鐵素體(α)分解速率受到影響。

圖6 2507雙相不銹鋼在850 ℃時(shí)效不同時(shí)間的SEM圖像Fig.6 SEM images of the 2507 duplex stainless steel aged at 850 ℃ for different time(a) 1 min； (b) 2 min； (c) 5 min； (d) 60 min

由前文分析可知，2507雙相不銹鋼中析出的σ相中Cr、Mo含量較高。因?yàn)殍F素體是體心立方結(jié)構(gòu)，其晶格原子致密度K=0.68，致密度相對(duì)較低，這就導(dǎo)致Cr、Mo在鐵素體內(nèi)的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)大于在奧氏體中，且α/γ相界面處具有很高的界面能，這為σ相析出提供了足夠的形核位置和形核能量，σ相最初在α/γ兩相界面處形核，并向鐵素體內(nèi)部長(zhǎng)大。

σ相中Cr、Mo的富集使鐵素體周?chē)腃r、Mo急劇減少，Ni增多，而Ni是穩(wěn)定奧氏體相區(qū)的元素，過(guò)飽和的Ni使鐵素體不穩(wěn)定，進(jìn)而轉(zhuǎn)變?yōu)橐环N新的奧氏體相，即二次奧氏體(γ2)；γ2的析出又使周?chē)F素體富含Cr和Mo且貧Ni，從而在二次奧氏體前沿析出σ相[6]。因此，可認(rèn)為2507雙相不銹鋼中σ相的析出機(jī)理是一個(gè)共析反應(yīng)，即α→σ+γ2轉(zhuǎn)變。

隨時(shí)效時(shí)間增加，鐵素體含量逐漸減少，而σ相尺寸逐漸增大，析出量增加，最終σ相呈網(wǎng)狀分布于奧氏體基體上。掃描電鏡分析結(jié)果也表明，2507超級(jí)雙相不銹鋼中σ相易于在鐵素體含量少、奧氏體間距小的地方優(yōu)先析出，因?yàn)樵谶@些位置擴(kuò)散阻力小，鐵素體向奧氏體和σ相轉(zhuǎn)變相對(duì)容易[7]。結(jié)合熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果可知，2507鋼中的σ相是由鐵素體分解而成。

圖7為2507雙相不銹鋼在850 ℃時(shí)效不同時(shí)間的X射線(xiàn)衍射(XRD)分析結(jié)果。由圖7可以看出，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，鐵素體相逐漸減少，而奧氏體相和σ相的數(shù)量逐漸增加，這也說(shuō)明鐵素體相在長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效過(guò)程中分解成了奧氏體和σ相。

圖7 2507雙相不銹鋼850 ℃時(shí)效不同時(shí)間的XRD圖譜Fig.7 XRD patterns of the 2507 duplex stainless steel aged at 850 ℃ for different time

圖8為2507雙相不銹鋼在850 ℃時(shí)效60 min時(shí)各相的EBSD測(cè)定結(jié)果，其中奧氏體(紅色區(qū)域)體積分?jǐn)?shù)為65.98%，σ相(藍(lán)色區(qū)域)體積分?jǐn)?shù)為20.82%，鐵素體(黃色區(qū)域)體積分?jǐn)?shù)僅占2.56%，鐵素體基本分解為奧氏體和σ相。

圖8 2507雙相不銹鋼850 ℃時(shí)效60 min的EBSD分析結(jié)果Fig.8 EBSD analysis of the 2507 duplex stainless steel aged at 850 ℃ for 60 min

2.3 σ相對(duì)沖擊性能的影響

圖9(a，b)分別給出不同時(shí)效溫度以及不同時(shí)效時(shí)間的沖擊吸收能量與σ析出相含量的關(guān)系曲線(xiàn)。由圖9(a)可知，當(dāng)時(shí)效溫度為700 ℃時(shí)，沖擊吸收能量為45 J，隨時(shí)效溫度升高至800 ℃，σ相含量增多，沖擊吸收能量快速下降，直至5 J左右；隨著時(shí)效溫度繼續(xù)升高至900 ℃，σ相含量增多，但是沖擊性能不再進(jìn)一步惡化；當(dāng)時(shí)效溫度由900 ℃繼續(xù)上升至1000 ℃時(shí)，σ相減少，沖擊吸收能量開(kāi)始增加。圖9(b)給出了在850 ℃時(shí)效1～60 min的沖擊吸收能量變化曲線(xiàn)，隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，σ相增多，沖擊吸收能量急劇下降，時(shí)效30 min后沖擊吸收能量降低到最小值，隨著時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步增加，沖擊性能沒(méi)有進(jìn)一步惡化。

圖9 2507不銹鋼不同時(shí)效溫度(a)和時(shí)效時(shí)間(b)下的沖擊吸收能量和σ相含量Fig.9 Impact absorbed energy(a) and σ phase content(b) of the 2507 stainless steel under different aging temperature(a) and aging time(b)

圖10給出了700～1000 ℃時(shí)效30 min后沖擊斷口的SEM圖像。700和750 ℃時(shí)效的沖擊斷口基本保留韌性斷裂的特征，800～950 ℃時(shí)效的斷口呈現(xiàn)解理面，為脆性斷裂。時(shí)效溫度升至1000 ℃時(shí)，斷口開(kāi)始出現(xiàn)韌窩，沖擊性能得到提高。

圖10 2507雙相不銹鋼經(jīng)不同溫度時(shí)效30 min的沖擊斷口形貌Fig.10 Impact fracture morphologies of the 2507 duplex stainless steel aged at different temperatures for 30 min(a) 700 ℃； (b) 750 ℃； (c) 800 ℃； (d) 850 ℃； (e) 900 ℃； (f) 950 ℃； (g) 1000 ℃

圖10(d)和圖11為850 ℃時(shí)效不同時(shí)間后沖擊斷口的SEM圖像，時(shí)效時(shí)間較短時(shí)沖擊斷口大部分呈現(xiàn)韌窩形貌，是一種韌性斷裂的特征。隨時(shí)效時(shí)間的增加，材料的斷裂方式由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选?/p>

圖11 2507雙相不銹鋼850 ℃時(shí)效不同時(shí)間的沖擊斷口形貌 Fig.11 Impact fracture morphologies of the 2507 duplex stainless steel aged at 850 ℃ for different time(a) 1 min； (b) 2 min； (c) 5 min； (d) 60 min

從圖2和圖6可知，時(shí)效處理后，大量σ相在奧氏體相和鐵素體相界處形成，試樣受外加載荷過(guò)程中，σ相 與其周?chē)蔫F素體邊界處會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中，而沖擊載荷是一個(gè)高應(yīng)變速率的過(guò)程：在很短時(shí)間內(nèi)，要求奧氏體和(γ2+σ)結(jié)構(gòu)產(chǎn)生很大的應(yīng)變。由于σ相是TCP拓?fù)浣Y(jié)構(gòu)的脆性相，較硬的(γ2+σ)結(jié)構(gòu)難以在短時(shí)間內(nèi)完成塑性變形，釋放出此位置的高應(yīng)力，只能通過(guò)斷裂來(lái)釋放這部分能量。因此(γ2+σ)結(jié)構(gòu)會(huì)產(chǎn)生脆性斷裂，使材料塑韌性大幅度下降。

賓遠(yuǎn)紅等[8]認(rèn)為雙相不銹鋼中σ相數(shù)量越多，材料的沖擊韌性越差。Nilsson[3]研究指出σ相含量超過(guò)4%時(shí)，超級(jí)雙相不銹鋼2507力學(xué)性能沖擊韌性值就低于所需的臨界值。本文的試驗(yàn)結(jié)果與該研究相符。

2.4 σ相對(duì)耐腐蝕性能的影響

根據(jù)前文所述，2507雙相不銹鋼在850～900 ℃時(shí)效過(guò)程的最主要析出相為σ相，其含量隨著溫度及時(shí)間的變化而變化。由于σ相的成分和性質(zhì)與基體均不相同，在腐蝕過(guò)程中各相必然會(huì)有不同的電化學(xué)活性，出現(xiàn)選擇性腐蝕。

為測(cè)定高Cl-環(huán)境中σ相對(duì)2507雙相不銹鋼耐腐蝕性的影響，利用動(dòng)電位極化曲線(xiàn)測(cè)試評(píng)價(jià)時(shí)效處理試樣的耐腐蝕性能。時(shí)效工藝分為兩種，一是700～1000 ℃(間隔50 ℃)時(shí)效30 min，二是850 ℃時(shí)效1、2、5、30、60 min；結(jié)果分別如圖12和圖13所示，選取電流密度為10 μA/cm2所對(duì)應(yīng)的電位作為點(diǎn)蝕電位。

圖12 2507不銹鋼不同溫度時(shí)效30 min的點(diǎn)蝕電位(a)及其與σ相含量的關(guān)系(b)Fig.12 Pitting potential(a) and its relationship with σ phase content(b) of the 2507 duplex stainless steel aged at different temperatures for 30 min

圖13 2507不銹鋼850 ℃時(shí)效不同時(shí)間的點(diǎn)蝕電位(a)及其與σ相含量的關(guān)系(b)Fig.13 Pitting potential(a) and its relationship with σ phase content(b) of the 2507 duplex stainless steel aged at 850 ℃ for different time

從圖12的測(cè)試結(jié)果可知，隨著時(shí)效溫度由700 ℃上升至1000 ℃，試樣在60 ℃的20%NaCl溶液中的點(diǎn)腐蝕電位先逐漸向負(fù)方向移動(dòng)，而后又向正方向移動(dòng)。結(jié)合上文中對(duì)其顯微組織的分析，700 ℃時(shí)效時(shí)，組織中只有極少量的σ相，材料的耐蝕性能沒(méi)有受到太大影響；當(dāng)時(shí)效溫度由700 ℃升高至900 ℃時(shí)，試樣中σ相 析出量增多，點(diǎn)腐蝕電位向負(fù)方向移動(dòng)，900 ℃時(shí)材料的點(diǎn)腐蝕電位僅為37 mV左右，表明σ相的析出對(duì)材料的腐蝕性能產(chǎn)生很大程度的惡化；時(shí)效溫度繼續(xù)升高至950 ℃時(shí)，σ相析出量減少，其腐蝕電位又向正方向移動(dòng)到800 mV左右；1000 ℃時(shí)效試樣的組織中很難觀察到σ相的析出，材料的點(diǎn)腐蝕電位很高，耐腐蝕性能沒(méi)有受到影響。

由圖13可知，850 ℃分別時(shí)效1、2、5 min時(shí)，組織中σ相較少，3個(gè)試樣極化曲線(xiàn)的點(diǎn)蝕電位相近，沒(méi)有明顯差別，表明這3個(gè)試樣在溶液中腐蝕傾向相近。隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，σ相增加，點(diǎn)蝕電位顯著下降，時(shí)效30 min后，點(diǎn)蝕電位隨時(shí)效時(shí)間增加向負(fù)方向緩慢移動(dòng)。由于σ相中Cr、Mo元素含量較高，σ相的析出會(huì)引起其周?chē)鷧^(qū)域貧Cr，容易被腐蝕性陰離子吸附，取代鈍化膜中的氧元素，形成的鈍化膜不致密，當(dāng)點(diǎn)蝕發(fā)生時(shí)，其自鈍化能力下降，從而降低材料的耐腐蝕性能[9]。同時(shí)，σ相較多時(shí)部分σ相的溶解也能惡化其耐腐蝕性能[10]。因此，析出相越多，材料的耐蝕性能越低。

3 結(jié)論

1) 2507超級(jí)雙相不銹鋼中σ相的析出機(jī)理是共析反應(yīng)，即α→σ+γ2的轉(zhuǎn)變。σ相優(yōu)先在α/γ界面處析出，隨時(shí)效溫度增加，σ相含量先增加后減少，850～900 ℃時(shí)效時(shí)σ相的析出最快；隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，σ相析出量增多，析出速率逐漸減慢，且向鐵素體內(nèi)長(zhǎng)大，鐵素體含量隨時(shí)效時(shí)間增加逐漸減少。

2) 2507超級(jí)雙相不銹鋼沖擊性能及耐腐蝕性能受σ相的影響極大，顯微組織中含有數(shù)量極少的σ相就會(huì)使其沖擊性能及點(diǎn)腐蝕電位降低，當(dāng)組織中σ相的體積分?jǐn)?shù)超過(guò)4%時(shí)，材料的沖擊性能及點(diǎn)腐蝕電位顯著降低。

3) 為避免因σ相析出對(duì)力學(xué)性能及腐蝕性能造成影響，時(shí)效處理的下限溫度不能低于950 ℃。