双相不锈钢(DSS)α+γ两相组织的特点，使其兼有奥氏体不锈钢所具有的优良韧性、焊接性以及铁素体不锈钢所具有的高强度、耐氯化物应力腐蚀性能^[1-3].DSS优良的力学性能和耐蚀性能使其在船舶、化学品运输以及石油管道运输领域应用日益广泛^[4-5].然而，不适当的热处理和热加工工艺会对DSS的组织及性能产生严重的影响^[6-7].例如，DSS在650~900 ℃停留时间较长时，材料的显微组织中会析出富Cr和Mo的金属间相σ相及碳化物，这些相的析出会导致材料发生脆化，降低材料的耐蚀性能^[8-10].因此，研究2205 DSS在时效过程中σ相的析出规律及其对材料组织和性能的影响，具有重要的意义.

本次研究采用的材料为太原钢铁集团生产的厚度为14 mm的热轧态2205 DSS板材，其化学成分(w/%)为：Cr 22.54，Ni 5.53，Mo 3.14，Mn 1.18，N 0.162，C 0.019，Si 0.496，P 0.022，S 0.001，余量为Fe.

首先对2205 DSS进行1 100 ℃×30 min的固溶处理，然后将固溶处理后的试样分别在650~900 ℃进行不同时间的时效处理.利用JSM - 6510A扫描电子显微镜(SEM)、TECNAI G² 20透射电子显微镜(TEM)、X’ Pert Pro型X射线衍射仪等设备对时效处理后的试样进行显微组织观察与分析，并对试样进行拉伸和冲击性能测试，以研究时效工艺对2205 DSS显微组织及力学性能的影响.

在650~900 ℃时效30 min后，材料的显微组织如图 1所示.时效温度低于750 ℃时，在α相、γ相和α-γ的相界上均未发现第二相的存在；当时效温度为750 ℃时，在α-γ相界上开始有析出相析出；在750~900 ℃范围内，随着时效温度的升高，析出相的数量逐渐增多，尺寸逐渐增大.析出相的位置随着时效温度的升高也发生了变化：750 ℃时，只能在α-γ相界上观察到析出；当时效温度达到800 ℃以上时，铁素体的晶界上开始有析出相形成.

图 1(Fig. 1)

图 1 不同温度时效30 min试样显微组织的 SEM照片 Fig.1 SEM photos of DSS aged for 30 min at different temperatures (a)—650 ℃； (b)—700 ℃; (c)—750 ℃； (d)—800 ℃; (e)—850 ℃； (f)—900 ℃.

在TEM下对850 ℃时效30 min后的试样进行进一步观察，发现在α-γ相界上不仅形成了大量的σ相，部分位置还析出了与基体具有共格关系的碳化物M₂₃C₆.图 2为850 ℃时效30 min后试样中碳化物在TEM下的明场像和选取衍射花样 (晶带轴[1 1 1]_γ).碳化物与γ相具有立方-立方取向关系(如图 2b所示).碳化物在α-γ相界上析出是由于γ相中C元素含量高于α相，而α相中的Cr，Mo元素含量高，且合金元素在相界处的扩散速率比晶内快得多，因此相界成为碳化物优先形核析出的位置.

图 2(Fig. 2)

图 2 850 ℃时效30 min试样的透射电镜照片 Fig.2 TEM photos of DSS aged for 30 min at 850 ℃ (a)—明场像； (b)—D点与基体的衍射斑点.

在SEM下可以观察到，σ相的析出大都发生在α-γ相界上.然而在TEM下观察到，在一些长的平直α-γ相界上并没有σ相析出.图 3为750 ℃时效120 min后，在TEM下观察到的阶梯状α-γ相界.阶梯状界面两侧的α相和γ相具有K-S取向关系：

图 3(Fig. 3)

图 3 750 ℃时效120 min试样中的阶梯状界面 Fig.3 Stair-like interface of DSS aged for 120 min at 750 ℃

(111)_γ//(110)_α，[101]_γ//[111]_α .

在这种共格界面上很难发现有σ相的析出，这与σ相的形核析出阻力有关.σ相的析出是一种形核长大的过程，主要受热力学形核驱动力和扩散两个因素的影响.σ相在共格的界面上形核的阻力大，因此在这样的界面上很难形核析出.

图 4为2205 DSS在不同温度下，时效240 min后的SEM照片.750 ℃时效240 min后，析出了大量的σ相，但是σ相没有发生剧烈的长大.当时效温度高于800 ℃时，σ相不仅发生了大量的析出，随着温度的升高，σ相的长大现象也越来越明显.从图 4b中可以明显地看到，奥氏体A与奥氏体B之间原有的铁素体相大都已经被σ相和γ₂相(二次奥氏体)所吞并.

图 4(Fig. 4)

图 4 不同温度时效240 min试样显微组织的SEM照片 Fig.4 SEM photos of DSS aged for 240 min at different temperatures (a)—750 ℃； (b)—800 ℃; (c)—850 ℃； (d)—900 ℃.

在扫描电镜下利用EDS对图 4c中A，B，C和D (依次为γ相，σ相，γ₂相和α相) 四处的成分进行分析，结果如表 1所示.从表 1中可以看出，铁素体形成元素Cr和Mo在α相中含量较高，奥氏体形成元素Ni和Mn在γ相中含量较高.Cr和Mo在γ₂相中的含量比在γ相中含量低，σ相中则富集了大量的Cr和Mo.

表 1(Table 1)

表 1 图 4 c中A，B，C，D点的EDS分析结果 Table 1 EDS results of point A,B,C,D in fig. 4 c % 元素 A点 B点 C点 D点 w(Cr) 21.48 30.90 19.94 24.40 w(Mn) 1.45 1.35 1.13 0.89 w(Fe) 69.02 59.99 72.09 71.25 w(Ni) 5.87 2.46 5.55 2.14 w(Mo) 2.19 5.30 1.29 1.32

表 1 图 4 c中A，B，C，D点的EDS分析结果 Table 1 EDS results of point A,B,C,D in fig. 4 c

图 5为材料经不同温度时效240 min后的XRD测试结果.从图中可以看出，时效温度低于750 ℃时，几乎看不见σ相的衍射峰，说明试样中σ相的含量很少；当温度升至850 ℃时，α相衍射峰强度显著降低，而γ相和σ相的衍射峰强度增大，这正是由于发生了α→γ₂+σ的共析转变.当温度从850 ℃上升到900 ℃后，σ相和γ相的峰有所降低，由此可知材料在850 ℃时效240 min后，显微组织中σ相的析出最严重.利用图像处理软件Image Pro Plus对不同温度下时效240 min的试样金相组织中σ相进行定量分析，各试样中σ相的体积分数测试结果表明：当时效温度低于700 ℃时，试样中σ相的析出量很小，体积分数均不足1%；当时效温度从750 ℃上升至850 ℃时，σ相析出量逐渐增大，从2.6%增至11.1%；而当时效温度从850 ℃升高至900 ℃时，σ相的析出量开始减少，降低至6.5%.

图 5(Fig. 5)

图 5 不同温度下时效240 min后试样的XRD测试结果 Fig.5 XRD patterns of 2205 DSS aged for 240 min at different temperatures

图 6为2205 DSS在不同温度下时效30，240 min后的力学性能测试结果曲线.时效30 min后，材料的屈服、抗拉强度以及断后延伸率随时效温度的变化不大，而冲击韧性发生了剧烈降低.时效240 min后，材料的屈服强度随时效温度的变化不大，抗拉强度略有升高.断后延伸率和冲击韧性随时效温度的升高逐渐降低，在850 ℃时均降到最低.结合材料的显微组织分析可知，σ相的大量析出会导致材料的塑性和冲击韧性产生剧烈下降.

图 6(Fig. 6)

图 6 时效处理后材料的力学性能 Fig.6 Mechanical properties of 2205 DSS after aging (a)—抗拉强度σb与屈服强度σs； (b)—断后延伸率; (c)—冲击功.

1) 2205 DSS中σ相的析出分为有碳化物伴随和无碳化物伴随两种方式，前者主要在α-γ相界处发生，后者则发生在铁素体晶界或晶内，在850 ℃时效σ相的析出行为最严重.

2) 在析出σ相的过程中，合金元素Cr和Mo在双相不锈钢的各相中会发生不同程度的偏聚，σ相中会富集大量的Cr元素和Mo元素；与奥氏体相比，二次奥氏体中Cr元素和Mo元素则有一定程度的贫乏.

3) 材料显微组织中析出少量的σ相对其塑性影响不大，但会显著地降低材料的冲击韧性；σ相的大量析出不仅会严重降低材料的冲击韧性，还会导致材料的塑性产生严重的恶化；σ相的析出对屈服强度影响很小，对抗拉强度略有提高作用.

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