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

InterfacialBoundaryCharacterDistributionandIntergranularCorrosionResistanceofDuplexStainlessSteel

ZHUYanli,XUTing,QINCongxiang,YIN Wenhong,FANGXiaoying

(SchoolofMechanicalEngineering,ShandongUniversityofTechnology,Zibo２５５０４９,China)

Abstract:A UNSS３１８０３duplexstainlesssteelwastreatedbysolidＧsolutionat１５７３ K and１３２３ K,respectively,andthentreated bycoldrolling and annealinginsequence．Theinterfacialboundarycharacterdistributionandthesusceptibilitytointergranularcorrosionofthesteelwerestudiedbytheelectronbackscattered，diffractionanddoubleＧloopelectrochemicalpotentiokineticreactivation method．Therelationshipbetweenthetwopropertieswasanalyzed．TheresultsshowthataftersolidＧsolutionat１５７３Kfollowedbycoldrollingandannealing,

theequiaxedstructurewithevenlydistributedαandγphaseswasobtainedintestedsteelandalargenumberoflowＧenergyphaseboundarieswithKＧSandNＧW orientationrelationshipappeared．ThepercentageoflowＧanglegrainboundariesinαphasewasover５０％材料Theselowenergyboundarieshinderedthegrowthofgrains,resultinginthe

improvementofintergranularcorrosionresistanceoftestedsteel．AftersolidＧsolutionat１３２３Kfollowedbycold

rollingandannealing,the microstructureoftestedsteelwascomposedofbandＧlikeα＋γphasesandthephase

boundarieswith KＧSand NＧW orientationrelationship wererelativelyfew．There were mainlyhighＧanglegrain

boundariesinαphase．Theintergranularcorrosionresistancewasrelativelypoor．

Keywords:orientationrelationship;duplexstainlesssteel;intergranularcorrosion;EBSDtechnology

０ 引 言

雙相不銹鋼具有優良的力學性能和耐應力腐蝕性能,在船舶與化工行業得到了廣泛的應用[１].通過對雙相不銹鋼進行適當的形變退火,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,不具備統計意義.

最近幾十年,一種能夠在較大區域內自動標定塊狀樣品的微區取向技術———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 技術統計了不同熱處理狀態UNSS３１８０３雙相不銹鋼的晶界特征分布和相界特征分布,同時應用雙環電化學動電位再活化法(DLＧEPR)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/％)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,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的區域,并把數據累加起來進行處理,以獲得具有代表性的 晶 粒 取 向 數 據. 利 用 Manager 軟 件 處 理EBSD原始數據,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 生 了 再 結 晶,出 現 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.

圖５ 在１３２３K 退火不同時間后不同試樣中α和γ相的晶界取向差分布

Fig.５ GrainboundarymisorientationdistributionofαandγphasesindifferentspecimensA a－c andB d－f

afterannealingat１３２３Kfordifferenttimes

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生的相變數量越多.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ε＝２的冷軋處理和退火后組織發生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,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時,不完整的鈍化膜將優先溶解,再活化電流增高出現再活化峰.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,呈網狀分布,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,容易引發電池腐蝕,這又導致了焊縫組織耐腐蝕性能的降低[１４].

(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,且部分相互交聯呈 網 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,鐵素體由網狀分布轉變為條帶狀和點狀分布;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.

(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-機械工程材料測試）