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1、雙相不銹鋼的耐晶間腐蝕性能較優(yōu)

奧氏體不銹鋼的組織主要為奧氏體相，有時亞穩(wěn)定奧氏體不銹鋼中也存在少量鐵素體相。但由于奧氏體不銹鋼晶間腐蝕失效作用基本上由奧氏體相的晶間腐蝕起決定性作用，少量鐵素體相雖然也能產(chǎn)生晶間腐蝕，但奧氏體不銹鋼中的少量鐵素體相僅以不連續(xù)的孤島狀存在，鐵素體相的晶間腐蝕對整個奧氏體不銹鋼的性能的作用甚小，因此奧氏體不銹鋼的耐晶間腐蝕性能仍主要由其中奧氏體相的耐晶間腐蝕性能所決定。

鐵素體不銹鋼的基體組織基本上為鐵素體相。奧氏體不銹鋼與鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕形成機制有相似之處，如晶間高鉻相、貧鉻區(qū)的形成與快速溶解等，但也存在許多差別，如高鉻鉬與貧鉻區(qū)的形成條件與速度等。雙相不銹鋼的組織為奧氏體相與鐵素體相共存，且兩相的體積比宜盡量接近。雙相不銹鋼的晶間腐蝕形成機制相對于奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼尚另有特點。雙相不銹鋼的耐晶間腐蝕性能優(yōu)于奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼。

2、碳和氮在基體中的溶解度與控制含量

產(chǎn)生晶間腐蝕敏感性最重要的機制為晶間析出高鉻相與產(chǎn)生貧鉻區(qū)。影響最大的合金元素為碳。18-8奧氏體不銹鋼在固溶處理溫度時碳在基體中的溶解度約為0.1%。當碳含量不超過0.1%時，在固溶處理溫度下碳基本上均可溶于奧氏體基體中。隨著溫度下降，碳的溶解度逐漸降低，過飽和的碳會以碳化鉻(主要為Cr23C6)高鉻相的形式在晶界析出，并在鄰近區(qū)域產(chǎn)生貧鉻區(qū)。

室溫時碳在奧氏體鋼中的溶解度約為0.02%。敏化溫度的時間持續(xù)越長，過飽和的碳析出較多，晶間腐蝕敏感性會較高。碳在不銹鋼中的溶解度高低，對不銹鋼的敏化作用影響很大。要求耐晶間腐蝕性能的奧氏體不銹鋼一般碳含量均為0.02%~0.08%。碳在鐵素體不銹鋼中的溶解度要比在奧氏體不銹鋼中低得多，如含鉻26%的鐵素體不銹鋼中，碳的溶解度在1093℃時為0.04%，927℃時為0.004%，因而要求耐晶間腐蝕性能的鐵素體不銹鋼多將碳含量控制低于0.01%~0.03%。不含穩(wěn)定化元素鈦和鈮的鐵素體不銹鋼的碳含量宜控制在0.01%以下。

3、合金元素在基體中的擴散速度

晶界高鉻相的析出與貧鉻區(qū)的形成，一方面取決于在某溫度區(qū)間時碳和氮在基體中的含量超過了在基體中的溶解度，而產(chǎn)生了析出碳化鉻、氮化鉻等高鉻相的趨向。另一方面由于高鉻相中的鉻、碳和氮含量均大大超過基體中的平均含量，要析出高鉻相必須由基體中的部分鉻、碳或氮的原子向晶界擴散才能提供形成高鉻相所必須的鉻、碳或氮的高含量。碳、氮的原子直徑比鉻小得多，即碳、氮原子的擴散速度要比鉻快得多，因而高鉻相的析出速度并不取決于碳、氮的原子擴散速度，而取決于鉻原子的擴散速度。高鉻相中高的鉻、碳和氮的高含量首先由鄰近的晶粒區(qū)域擴散提供，使此鄰近區(qū)域的鉻、碳、氮的含量下降。繼而這些元素由晶粒的其他區(qū)域向此鄰近區(qū)域擴散補充。由于小原子的碳和氮擴散補充速度很快，而鉻的擴散補充速度要慢得多，使此鄰近區(qū)域最主要的特征為鉻含量明顯下降，因而稱為貧鉻區(qū)。

高鉻相Cr23C6中鉻的質(zhì)量約為碳的13倍，Cr2N中鉻的質(zhì)量約為氮的4倍。而不銹鋼中的鉻的質(zhì)量可為碳的上千倍，可為氮的數(shù)百倍。如在敏化溫度區(qū)域使高鉻相能在晶界充分析出，會消耗完基體中過飽和的碳和氮，而基體晶粒中所消耗的鉻并不很多，一般仍能維持耐蝕性所需要的鉻含量。這時鉻原子仍可向貧鉻區(qū)析出補充，逐漸減輕貧鉻區(qū)的貧鉻程度，以至貧鉻區(qū)基本消失。當溫度降至400℃以下時，不銹鋼中的原子不能進行明顯的擴散，不銹鋼的敏化程度會中止。

由此可見，合金的擴散速度對不銹鋼的敏化程度起著至關(guān)重要的作用。合金元素在鐵素體不銹鋼中的擴散速度要比奧氏體不銹鋼中的擴散速度快得多。如在600℃時，碳在鐵素體中的擴散速度約為在奧氏體中的擴散速度的600倍。更重要的是，在700℃左右時，鉻在鐵素體中的擴散速度約為在奧氏體中的擴散速度的100倍。固溶狀態(tài)的奧氏體不銹鋼在溫度降到高鉻相的析出溫度區(qū)域即敏化區(qū)域時會以較慢的速度析出富鉻相并產(chǎn)生貧鉻區(qū)。冷卻速度很快(如水冷)時，敏化作用可以很小，只有敏化時間較長時才能增大敏化作用。而鐵素體不銹鋼在高溫退火溫度后，溫度降到敏化溫度時，由于鉻、碳等的擴散速度很快，即使水冷，富鉻相也能快速充分析出，并形成貧鉻區(qū)，產(chǎn)生晶間腐蝕敏感性。

如果冷卻速度較慢(如退火空冷)，由于富鉻相已充分析出，貧鉻區(qū)也已充分形成，進行的過程主要是基體的鉻向貧鉻區(qū)的擴散補充，減少貧鉻區(qū)的貧鉻程度。因而鐵素體不銹鋼材料的成品熱處理并不像奧氏體不銹鋼那樣進行固溶處理，而是進行退火空冷處理。在退火溫度時合金元素可充分溶入基體。隨后開始冷卻時，富鉻相會充分析出。冷卻速度較慢，可使貧鉻區(qū)的鉻含量得到較好的補充，使退火狀態(tài)的鐵素體不銹鋼達到耐晶間腐蝕性能良好的狀態(tài)。然而退火處理時的冷卻速度也不宜過慢，以盡量減少在500℃~925℃溫度區(qū)域的σ相析出量，以及在400℃~500℃析出α相的量，可減小σ相脆性和475℃脆性。

4、晶粒度

鐵素體不銹鋼冷凝后均為鐵素體基體相，隨著溫度的變化并沒有鐵素體和奧氏體之間的相變。奧氏體不銹鋼冷凝后全部或絕大部分均為奧氏體基體相，隨著溫度的變化基本上沒有鐵素體和奧氏體之間的相變。而雙相不銹鋼在剛冷凝時基本為鐵素體相。繼續(xù)冷卻時，部分鐵素體相會相變?yōu)閵W氏體相，達到固溶溫度時，兩相幾乎各占一半。因而存在較多的鐵素體和奧氏體之間的相變，單相的奧氏體相或鐵素體相，在高溫下均會產(chǎn)生晶粒長大的情況，因此奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼的晶粒常較粗大。而雙相不銹鋼由于存在較多的鐵素體和奧氏體之間的相變，會使得晶粒產(chǎn)生相變細化。因此雙相不銹鋼的晶粒尺寸均要比奧氏體不銹鋼或鐵素體不銹鋼要小，常為一半左右[4]。晶粒尺寸小，晶界的長度就長。在不銹鋼析出同樣質(zhì)量的高鉻相的情況下，雙相不銹鋼單位晶界長度上的高鉻相質(zhì)量少，高鉻相所產(chǎn)生的貧鉻區(qū)的貧鉻程度也就較低，晶間腐蝕敏感性也就低。因此細晶粒成為雙相不銹鋼的耐晶間腐蝕性能比奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼好的因素之一。

5、高鉻鉬的金屬間化合物析出趨勢強

不銹鋼中提高耐蝕性的最重要的合金元素為鉻。對于含鉬不銹鋼而言，鉬也是重要的耐蝕合金元素。雖然一般鉬含量比鉻含量低得多，但鉬提高耐蝕性的作用為鉻的3.3倍，雙相不銹鋼中1%~5%的鉬相當于3.3%~16.5%的鉻，其耐蝕作用也很強。

不銹鋼的晶間腐蝕敏感性是由于在敏化溫度時在晶界析出了高鉻(鉬)相，產(chǎn)生了貧鉻(鉬)區(qū)所至。這些高鉻(鉬)相在多數(shù)場合主要為碳化鉻(鉬)及氮化鉻(鉬)。但在敏化溫度時許多不銹鋼能析出含鉻和鉬的金屬間化合物，大多數(shù)金屬間化合物中含鉻和(或)鉬量要高于基體金屬，并為高鉻(鉬)相。如σ相、χ相、η相等。其中σ相更為常見。這些高鉻(鉬)相可在晶內(nèi)或(和)晶界析出。在晶界析出時，亦可產(chǎn)生貧鉻(鉬)區(qū)，形成晶間腐蝕敏感性。對于雙相不銹鋼而言，在其晶間腐蝕敏感性的形成因素中，應(yīng)當比奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼更加重視高鉻鉬金屬間化合物相析出的作用，原因如下：

（1）由于現(xiàn)代雙相不銹鋼均為超低碳鋼，碳含量低，能形成碳化鉻(鉬)析出相的總量甚少。又由于晶粒細，晶界長，單位晶界長度中的碳化鉻(鉬)析出相的量甚少，有時可能在晶界上不能形成連續(xù)網(wǎng)狀[4]，因而因析出碳化鉻(鉬)而形成的晶間腐蝕敏感性常較小，不一定是形成晶間腐蝕敏感性的最重要的因素。

（2）雙相不銹鋼中多含有比較高的鉻和鉬，析出高鉻(鉬)的金屬間化合物的趨勢強，同樣敏化溫度條件下的析出量多。

（3） 鉻和鉬在鐵素體中的擴散速度遠高于在奧氏體中的擴散速度(約100倍)，因而鐵素體不銹鋼中高鉻(鉬)金屬間化合物相的析出速度要比奧氏體不銹鋼中快得多。雙相不銹鋼的鐵素體相中的析出速度也應(yīng)很高。

（4）按雙相不銹鋼合金元素在兩相中的分配系數(shù)，鐵素體相中的鉻、鉬含量要高于鋼中的平均含量。因此在同樣鉻、鉬含量的鐵素體不銹鋼和雙相不銹鋼的情況時，雙相不銹鋼中的鐵素體相要比鐵素體不銹鋼析出趨勢強。

（5）不銹鋼中的鎳可以擴大σ相的析出溫度范圍，縮短σ相的析出時間。大部分鐵素體不銹鋼中都不含鎳，只有個別牌號含少量鎳。而雙相不銹鋼要保證兩相各占一半，鎳仍為最重要的奧氏體形成元素。鋼中含鎳多為3%~8%。至使雙相不銹鋼的鐵素體相中也不得不相應(yīng)含有2.25%~6%的鎳。這也使雙相不銹鋼中的鐵素體相析出高鉻鉬金屬間化合物(如σ相)的趨向高于相應(yīng)鐵素體不銹鋼。

可以認為，雙相不銹鋼析出高鉻(鉬)金屬間化合物的趨勢、速度及析出量均要明顯高于相應(yīng)的奧氏體不銹鋼及鐵素體不銹鋼。應(yīng)將其作為產(chǎn)生晶間腐蝕敏感性的重要機制與因素。