節(jié)鎳雙相不銹鋼S32101耐蝕行為的研究.pdf

1、為了達(dá)到節(jié)約資源、高品質(zhì)和良好耐蝕性的目的，近幾十年來雙相不銹鋼迅猛發(fā)展，尤其是以提高M(jìn)n、N含量取代價格昂貴Ni的節(jié)鎳雙相不銹鋼。節(jié)鎳雙相不銹鋼由體積分?jǐn)?shù)相近的α相和γ相組成，結(jié)合了二者優(yōu)良的機械性能和耐蝕性作為結(jié)構(gòu)材料廣泛應(yīng)用于諸多惡劣環(huán)境下，將來是最經(jīng)濟304奧氏體不銹鋼的替代品。但在實際工況條件下，如工件的消應(yīng)力退火處理、高溫下長期服役、甚至從高溫緩慢冷卻、以及焊接熱影響區(qū)處理不當(dāng)、材料熱加工等等，使工件經(jīng)常處在300～1200

2、℃區(qū)間。此時相界或晶界的析出相，α/γ相比例以及奧氏體轉(zhuǎn)變，使得顯微組織改變，合金元素在兩相分布不均勻，因此兩相耐蝕性存在差異，影響整個材料的耐蝕性。
　　本文對S32101在300～1200℃進(jìn)行不同工藝的熱處理，以獲得所需組織。接著在Cl-、H+介質(zhì)中進(jìn)行電化學(xué)腐蝕:動電位掃描、雙環(huán)動電位電化學(xué)再活化(DL-EPR)和電化學(xué)阻抗譜(EIS)。最后采用第一性原理解釋選擇性腐蝕機制。研究結(jié)果表明:
　　S32101在300～

3、900℃時效處理2h后水淬。從金相顯微組織來看，這一溫度區(qū)間組織上主要是溫度達(dá)700℃鄰近區(qū)段時，α相會發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生析出相（碳氮化物和二次奧氏體）。隨著時效溫度從300℃升溫，顯微硬度逐漸增加;耐蝕性呈現(xiàn)拋物線型下降，電化學(xué)腐蝕過程中形成的鈍化膜致密性逐漸變差。溫度達(dá)700℃時，顯微硬度最大，耐蝕性最差。溫度繼續(xù)升高到900℃，顯微硬度值略微下降;耐蝕性有所提高，鈍化膜致密性提高。700℃進(jìn)行不同時間的時效處理后，隨著時效時間延長

4、，析出相在α/γ相界或α相晶內(nèi)析出且逐漸長大并向α相擴散，析出相越來越多，顯微硬度呈線性增加;耐蝕性呈線性下降，鈍化膜致密性越來越差，最終不僅整個α相被腐蝕，而且γ相的晶界也被腐蝕且明顯變粗。
　　S32101在950～1200℃保溫1h后水淬。從金相顯微組織來看，這一溫度區(qū)間組織上主要是α、γ相的相對量的變化，并伴隨著各種合金元素在各相中的重新分布，因而也會對耐蝕性產(chǎn)生影響。Cl-腐蝕環(huán)境下:溫度從950℃升高到1200℃，點蝕

5、均先發(fā)生于α/γ相界面，并逐漸向α相擴展，最終α相被腐蝕。具體來看各個溫度區(qū)間的耐蝕程度又各不同。溫度從950℃升高到1050℃，α/γ相比例對耐蝕性起主導(dǎo)作用:隨著溫度升高，γ相逐漸被溶解，點蝕優(yōu)先在α/γ相界形核逐漸向α相蔓延至整個α相被腐蝕，直至γ相終止，點蝕程度逐漸減弱。當(dāng)溫度超過1100℃，α/γ相比例和γ相的溶解和析出共同影響耐蝕性:1100℃時鐵素體中局部區(qū)域由于奧氏體的溶解出現(xiàn)了一些非常小尺寸的細(xì)條狀奧氏體分布于鐵素體晶

6、界上，點蝕在α/γ相界形核，腐蝕程度最嚴(yán)重;溫度繼續(xù)升高時，這些小尺寸的細(xì)條狀奧氏體將繼續(xù)甚至徹底溶解;當(dāng)溫度達(dá)到1150℃以上時，由于冷速較慢會由α相內(nèi)的晶界處析出細(xì)小針狀或不規(guī)則形狀的二次奧氏體γ2，點蝕在α/γ2相界形核，然后同時向α相和γ2擴散，γ2尺寸較小優(yōu)先被腐蝕，再向整個α相擴散，直至γ相停止。H+腐蝕環(huán)境下:腐蝕發(fā)生在α/γ相界和γ晶界。
　　原子層次構(gòu)建的Fe-Cr-Ni、Fe-Cr-Mn結(jié)構(gòu)模型來看，對應(yīng)的fc

7、c、bcc兩種結(jié)構(gòu)均為熱力學(xué)穩(wěn)定的結(jié)構(gòu)。從費米能級處態(tài)密度來看，對于Fe10Cr4NiMn(2101)體系中，fcc結(jié)構(gòu)γ相的費米能均低于bcc結(jié)構(gòu)α相，說明γ相的電化學(xué)活性低于α相的，即γ相耐蝕性高于α相，α相將被腐蝕。對于Fe9Cr4Ni2Mo(2205)體系中，fcc結(jié)構(gòu)γ相的費米能稍高于bcc結(jié)構(gòu)α相，說明γ相的電化學(xué)活性稍高于α相的，即γ相耐蝕性稍低于α相，γ相將被腐蝕。從2101和2205中α、γ相費米能處兩相的能量差來看，