（朱言利,許 婷,秦聰祥,尹文紅,方曉英 (山東理工大學機械工程學院,淄博 ２５５０４９)

    摘 要:分別在１５７３,１３２３K 對 UNSS３１８０３雙相不銹鋼進行了固溶處理,再依次進行了冷軋 和退火處理,利用電子背散射衍射和雙環(huán)電化學動電位再活化法研究了該鋼內界面特征分布和晶 間腐蝕敏感性,并分析了二者之間的關系.結果表明:在１５７３K 固溶并經(jīng)冷軋退火后,試驗鋼得 到了α＋g兩相均勻分布的等軸組織,出現(xiàn)了大量滿足 KＧS和 NＧW 取向關系的低能相界,且α相中 低界面能的小角度晶界所占比例超過５０％,這些低能界面抑制了晶粒的長大,提高了試驗鋼的耐 晶間腐蝕性能;在１３２３K 固溶并經(jīng)冷軋退火后,試驗鋼的顯微組織為α＋γ兩相條帶組織,滿足 KＧS和 NＧW 關系的相界較少,α相中以大角度晶界為主,其耐晶間腐蝕性能較差. 關鍵詞:取向關系;雙相不銹鋼;晶間腐蝕;EBSD技術 中圖分類號:TG１４２．１ 文獻標志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０８Ｇ００１８Ｇ０５

０ 引 言

    雙相不銹鋼具有優(yōu)良的力學性能和耐應力腐蝕 性能,在船舶與化工行業(yè)得到了廣泛的應用[１].通 過對雙相不銹鋼進行適當?shù)男巫兺嘶?可細化其顯 微組織并引入高比例的內界面,即相界和晶界,這些 內界面特征分布對顯微組織的演變起到了重要作 用,從而能有效提高鋼的強度和韌性[２Ｇ３].在雙相不 銹鋼中,內界面特征分布主要包括晶界特征分布和 相界特征分布.在立方晶系的金屬中,晶界特征分布的重要特性是界面取向差分布,如基于Σ (超點陣 晶胞與實際點陣晶胞的體積之比)值的重位點陣晶 界(CSL)分布[４Ｇ５].在此方面,已經(jīng)有了大量的研究工作,如在低層錯能的面心立方金屬中,通過增加 Σ３n (n＝１,２,３,??)CSL界面的比例來提高其耐晶間腐蝕性能[６Ｇ７].另外,小角度晶界由于具有低的界面能,能更好地抵抗脆性斷裂和晶間腐蝕[８].相界 特征分布研究的是不同相之間的取向關系,已有的 研究大多基于透射電鏡(TEM)技術[９Ｇ１０],但 TEM 技術只能觀察到很少量的相界,不具備統(tǒng)計意義. 最近幾十年,一種能夠在較大區(qū)域內自動標定塊狀 樣品的微區(qū)取向技術———電子背散射衍射(EBSD) 技術,被廣泛應用于雙相取向關系的測定[１１Ｇ１２].目 前,評價 不 銹 鋼 晶 間 腐 蝕 敏 感 性 的 方 法 較 多,如 Strauss、Huey、Streicher等測試方法.但這些方法 只能定性測量,而且耗時較長,且對樣品具有一定破 壞作用[１３].電化學動電位再活化法(EPR)具有定 量、無損、快速檢測等優(yōu)點,在測試不銹鋼晶間腐蝕 性能上得到了廣泛應用[１４]. 作者采用 EBSD 技術統(tǒng)計了不同熱處理狀態(tài) UNSS３１８０３雙相不銹鋼的晶界特征分布和相界特 征分布,同時應用雙環(huán)電化學動電位再活化法(DLＧ EPR)測試了其晶間腐蝕敏感性,分析了內界面特征 分布對其耐晶間腐蝕性能的影響,為提高該合金的 使用性能提供理論指導.

１ 試樣制備與試驗方法

    試驗材料為由太原鋼廠提供的熱軋 UNSS３１８０３ 雙 相 不 銹 鋼 板,其 化 學 成 分 (質 量 分 數(shù)/％)為 ２２．１６Cr,５．２８Ni,３．０９Mo,１．１１Mn,０．０１７C,０．００１６S, ０．０２６P,０．１５１N 和０．５２Si.在該雙相不銹鋼板上切 出尺寸為６０mm×２０mm×１５mm 的試樣,分別在 １５７３K(試樣 A)和１３２３K(試樣 B)下固溶處理 ３０min,然后 進 行 真 應 變ε＝２ 的 冷 軋 處 理,再 在 １３２３K 下進行退火處理,退火時間分別為 ２,１５, ３０min,水淬冷卻. 對試 樣 軋 面 進 行 機 械 拋 光,再 在 HClO４ 和 CH３COOH 體積比為２０∶８０的拋光液中電解拋光, 電壓和時間分別為３０V 和２０s,用無水乙醇沖洗并 吹干. 將 拋 光 好 的 試 樣 在 配 有 EBSD 附 件 的 SirionＧ２００型熱場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)上以 逐點掃 描 的 方 式 獲 取 晶 粒 取 向 數(shù),加 速 電 壓 為 ２０kV,掃描步長為０．５μm,試樣表面法線方向與電 子束方向之間的夾角為７０°,工作距離為１５mm,電 子束斑大小為３nm,以獲得高質量的 EBSD菊池花 樣.對每組試樣均掃描多個尺寸為１ mm×１ mm的區(qū)域,并把數(shù)據(jù)累加起來進行處理,以獲得具有代 表性的 晶 粒 取 向 數(shù) 據(jù). 利 用 Manager 軟 件 處 理 EBSD原始數(shù)據(jù),得到二維取向成像顯微圖和界面 取向差分布圖. 按照 GB/T２９０８８－２０１２,采用 DLＧEPR 方法 測試樣的晶間腐蝕敏感性.將試樣在９７３K 下保溫 ２h后水冷,然后分別置于２．０ mol??L－１ H２SO４ ＋ １．０mol??L－１ HCl溶液中,在上海辰華儀器公司生 產的電化學工作站上,以１．６７７mV??s－１的速率進行 陽極極化電位掃描,由自腐蝕電位(Ecorr)開始掃描 到鈍化電位(０．３V),再以同樣的速率反方向掃描至 Ecorr.將測得的再活化電流Ir 與活化電流Ia 的比 值定義為再活化率Ra,以 Ra 來表征試樣的晶間腐 蝕敏感性.Ra 值越大,試樣的晶間腐蝕敏感性越 高,其耐晶間腐蝕性能就越差[１５].的區(qū)域,并把數(shù)據(jù)累加起來進行處理,以獲得具有代 表性的 晶 粒 取 向 數(shù) 據(jù). 利 用 Manager 軟 件 處 理 EBSD原始數(shù)據(jù),得到二維取向成像顯微圖和界面 取向差分布圖. 按照 GB/T２９０８８－２０１２,采用 DLＧEPR 方法 測試樣的晶間腐蝕敏感性.將試樣在９７３K 下保溫 ２h后水冷,然后分別置于２．０ mol??L－１ H２SO４ ＋ １．０mol??L－１ HCl溶液中,在上海辰華儀器公司生 產的電化學工作站上,以１．６７７mV??s－１的速率進行 陽極極化電位掃描,由自腐蝕電位(Ecorr)開始掃描 到鈍化電位(０．３V),再以同樣的速率反方向掃描至 Ecorr.將測得的再活化電流Ir 與活化電流Ia 的比 值定義為再活化率Ra,以 Ra 來表征試樣的晶間腐 蝕敏感性.Ra 值越大,試樣的晶間腐蝕敏感性越 高,其耐晶間腐蝕性能就越差[１５].

２ 試驗結果與討論

２．１ 固溶處理后的顯微組織

    由圖１可知:在１５７３K 固溶３０ min后,試樣 的組織為等軸的單一α(鐵素體)相,晶粒較粗大,平 均晶粒尺寸約為５４０μm;在１３２３K 固溶３０ min 后,試樣組織為相間分布的 α＋ g(奧氏體)兩相組 織,α和g相呈條帶狀,其晶粒細小,平均晶粒尺寸分 別約為３８,２０μm.

２．２ 冷軋退火后的顯微組織

    圖２中灰色和白色組織分別為 α相和 γ相,α 相中的細、粗實線分別表示小角度晶界和大角度晶 界,γ相中的則分別表示大角度晶界和孿晶界.由 圖２,圖３和圖４可以看出:在１３２３K 退火不同時 間后,試樣 A 的晶粒相對試樣B的更細小,且α和γ 相的晶粒大小及長大趨勢基本一致,隨著退火時間 的延長,兩相比例變化不大;在相同的退火時間下, 試樣 A 中的α和 γ相晶粒呈等軸狀,且分布均勻, 而試樣B中的α和γ相晶粒沿軋制方向呈條帶狀分 布,這與其固溶處理后的顯微組織類似,只是晶粒尺 寸有所減小.由于試樣 A 和 B 采用的冷軋及退火 工藝相同,其顯微組織的差異應是由于其固溶態(tài)組 織的不同而導致的.

２．３ 晶界取向差分布

    由圖５ 可 以 看 出:在 １３２３ K 退 火 不 同 時 間 后,試樣 A 中的 α相出現(xiàn)了大量的取向差在２°至 １５°之間的 小 角 度 晶 界,退 火 ２,１５ min后,α相 中 的小角度晶界占所有晶界的比例超過了５０％,退 火３０min后,小角度晶界所占比例有所減少,這可 能是由于一些相鄰亞晶和晶粒的合并長大而導致 的;試樣 B中 α相的小角度晶界占所有晶界的比 例相對較低,不到試樣 A 的一半.由此可見:試樣 A 中的α相在退火過程中主要發(fā)生了高溫回復,因 而產生了大量多邊形狀的亞晶組織;試樣 B中的α 相則主要發(fā) 生 了 再 結 晶,出 現(xiàn) 了 較 高 比 例 的 大 角 度晶界.兩種試樣中的g相中均產生了大量取向差 為６０°的孿晶界.

２．４ 相界特征分布

    目前在α/γ系的雙相合金中的取向關系主要有 KurdjumowＧSachs(KＧS)和 NishiyamaＧWassermann (NＧW)兩種類型.偏離這兩種取向關系的角度越 小,相鄰兩個異相晶粒間的界面幾何結構實現(xiàn)高匹 配的概率就越高,構成相界的界面能就越低.由圖 ６可以看出:試樣 A 中滿足 KＧS和 NＧW 取向關系 (偏離角度不大于３．５°)的相界占比接近５０％,遠遠 高于試樣 B的(不足１０％).這些相界通常是在相 變過程中產生的,其占比越高,說明在退火過程中發(fā) 生的相變數(shù)量越多.結合圖１和圖５分析可知,試 樣 A(在１５７３K 固溶３０min后)的顯微組織為單 一粗大的α相,經(jīng)ε＝２的冷軋?zhí)幚砗屯嘶鸷蠼M織發(fā) 生２種轉變,分別為以高溫多邊形狀為特征的回復 和α→g的相變.這種回復和相變的耦合使得試樣 A 中的兩相組織為均勻分布的等軸晶粒,且含有大 量低能界面,如 KＧS和 NＧW 相界、α相中的小角度 晶界和γ相中的孿晶界等.這些界面在退火過程中 會抑制晶粒的長大,因而其組織也比較細小.盡管 隨著退火時間的延長,試樣B中的滿足 KＧS和 NＧW 關系的相界略有增加,但絕大多數(shù)的相界仍是由再 結晶的鐵素體和奧氏體晶粒隨機接觸而形成,因此 很難滿足特定的取向關系.這也是在經(jīng)冷軋和退火 處理后,試樣 B的條帶狀顯微組織以及條帶間距沒有明顯變化的原因.

２．５ 耐晶間腐蝕性能

    從圖７可以看出,２種試樣在回掃的過程中(如 圖中箭頭所示)均有活化峰出現(xiàn),這與試樣的鈍化膜 特性密切相關.由于敏化后的試樣因晶界缺鉻導致 鈍化膜不完整,當外加電壓回掃到再活化區(qū)時,不完 整的鈍化膜將優(yōu)先溶解,再活化電流增高出現(xiàn)再活 化峰.計算得到退火３０ min后,試樣 A 的再活化 率為１．４４％,小于試樣 B的(８．３４％),其晶間腐蝕傾 向較不明顯.結合圖５和圖６分析可知:試樣 A的α 相中含有大量低界面能的小角度晶界,且這些小角度 晶界大多處于一般大角度晶界網(wǎng)絡上,在阻斷和抑制 晶間腐蝕方面具有積極的作用;試樣 A 中滿足 KＧS 和 NＧW 關系的相界比試樣 B中的多,這些相界結構 有序度高,界面能也比一般相界的低,因此在提高材 料耐晶間腐蝕性能上起到了很重要的作用.

３ 結 論

    (１) 在１５７３K 固溶３０min后,試驗鋼的顯微 組織為單相鐵素體;經(jīng)軋制退火后,其顯微組織由等 軸細小的α相(亞)晶粒和γ相晶粒組成,出現(xiàn)大量 滿足 KＧS和 NＧW 取向關系的、結構有序度高的低 能相界;兩相的晶界分別以低界面能的小角度晶界 和孿晶界為主,α相中小角度晶界占比超過５０％;這些低能界面抑制了晶粒的長大,提高了試驗鋼的耐 晶間腐蝕性能. (２)在１３２３K 下固溶３０min后,試驗鋼的顯 微組織為α＋γ兩相條帶組織;經(jīng)軋制退火后,其顯 微組織變化不明顯,相界主要靠再結晶的α相和 γ 相晶粒隨機接觸而成,大多不具備特定的取向關系, 且α相中的界面一般以大角度晶界為主,因而其耐 晶間腐蝕性能較差.

    金屬表面,在浸泡腐蝕過程中優(yōu)先溶解形成黑色蝕 坑[１０Ｇ１１]. 結合圖３分析可知:當 MnO 含量為０,４％時, 其焊縫 組 織 中 鐵 素 體 含 量 比 MnO 含 量 為 ８％ ~ ２０％時的高,且鐵素體之間相互交聯(lián),呈網(wǎng)狀分布, 這種分布結構提供了大量的凸凹不平的鐵素體Ｇ奧 氏體邊界;在焊接過程中,焊縫中 M２３C６ 碳化物傾 向于在鐵素體Ｇ奧氏體邊界析出,使得焊縫組織中的 鉻分布不均,導致焊縫組織中某些區(qū)域因缺鉻而被 腐蝕[１２Ｇ１３];當焊劑中外加的 MnO 含量為８％~１２％ 時,焊縫組織中的鐵素體含量明顯減少,且網(wǎng)狀結構 開始消失,鐵素體Ｇ奧氏體邊界變得平直,這種平直 結構不利于 M２３C６ 碳化物的析出,焊縫組織中的鉻分 布變得均勻,焊縫組織的耐腐蝕性能增強;當 MnO含 量超過１２％時,焊縫組織中鐵素體含量非常少,且網(wǎng) 狀結構基本消失,M２３C６ 碳化物的析出更加困難,然 而,由于焊縫組織中的錳含量較高,且錳的電極電位 比較高,容易引發(fā)電池腐蝕,這又導致了焊縫組織耐 腐蝕性能的降低[１４].

３ 結 論

    (１)用添加了不同含量 MnO 的 SJ６１２焊劑焊接后,１８Ｇ８不銹鋼接頭焊縫組織均由奧氏體和鐵素 體組成;當 MnO 含量小于１２％時,焊縫組織中的鐵 素體含量較多,鐵素體呈彎曲條帶狀,且部分相互交 聯(lián)呈 網(wǎng) 狀 分 布;當 MnO 含 量 大 于 １２％ 時,隨 著 MnO 含量的增加,鐵素體含量逐漸減少,鐵素體由 網(wǎng)狀分布轉變?yōu)闂l帶狀和點狀分布;當 MnO 含量 達到２０％時,鐵素體呈條帶狀和點狀分布,具有第 二相強化的作用.

    (２)隨著 MnO 含量的增加,１８Ｇ８ 不銹鋼焊接 接頭的抗拉強度和伸長率先快速增大然后緩慢增大,當 MnO 含量超過１２％時,抗拉強度和伸長率趨 向平穩(wěn). (３)隨著 MnO 含量的增加,焊接接頭的腐蝕速 率先減小后增大,即耐腐蝕性能先增強后減弱;當 MnO含量為１２％時,接頭的腐蝕速率最小,為１．８６× １０－５g??mm－２??h－１,耐腐蝕性能最好.

（文章來源：材料與測試網(wǎng)- 機械工程材料 > 41卷 > 8期 (pp:18-22）