不同固溶處理的2205不銹鋼在3.5%NaCl溶液中的慢應(yīng)變拉伸曲線如圖4.3所示。慢應(yīng)變拉伸數(shù)據(jù)得到的各相性能指標(biāo)值如圖4.4和表4.2所示。

  材料的應(yīng)力腐蝕敏感性的強(qiáng)弱可以用其比值來反映：該值越大，材料的應(yīng)力腐蝕敏感性越低。從圖4.4可以看出，隨著固溶處理的溫度的升高，雙相不銹鋼在空氣中的斷面收縮率先升高后下降，雙相不銹鋼在溶液中斷面收縮率先升高后下降，以及兩者之比（ψ環(huán)境／ψ空氣）的值先升高后下降，說明隨著固溶處理的溫度從950℃升高至1150℃,雙相不銹鋼的應(yīng)力腐蝕敏感性先變?nèi)鹾笞儚?qiáng)。

  慢應(yīng)變拉伸斷裂后的雙相不銹鋼的斷口形貌如圖4.5所示。圖4.6為1050℃/30min 固溶處理的雙相不銹鋼在3.5%NaCl溶液中慢應(yīng)變拉伸后的斷口剖面圖。從圖4.6中可以看出，雙相不銹鋼中的斷口形貌中存在由裂紋，裂紋的源頭在雙相不銹鋼試樣表面，裂紋由雙相不銹鋼表面相試樣內(nèi)部延伸，并終止于奧氏體，說明奧氏體對(duì)應(yīng)力腐蝕的裂紋的擴(kuò)展有一定的阻礙作用。

  從表4.2中可以看出，當(dāng)固溶處理的溫度從950℃升高至1000℃時(shí)，雙相不銹鋼在空氣中的斷面收縮率從63.22956%升高至82.92134%,升高幅值約為19%;當(dāng)固溶處理的溫度升高到1050℃時(shí)，雙相不銹鋼在空氣中斷面收縮率為82.50531%;當(dāng)固溶處理的溫度為1100℃時(shí)，雙相不銹鋼在空氣中斷面收縮率為82.67233%;進(jìn)一步升高固溶處理的溫度至1150℃時(shí)，雙相不銹鋼在空氣中斷面收縮率為80.08303%.可以看出，當(dāng)固溶處理的溫度從1000℃升高至1100℃時(shí)，雙相不銹鋼在空氣中的斷面收縮率幾乎沒有變化，當(dāng)固溶處理的溫度升高至1150℃時(shí)，雙相不銹鋼在空氣中斷面收縮率開始下降至80.08303%,這與1150℃/30min固溶處理的試樣中的鐵素體和奧氏體的百分含量有關(guān)，此時(shí)的鐵素體的百分含量為59%,而奧氏體的百分含量為41%,即1150℃/30min 固溶處理的試樣中含有過量的強(qiáng)度高的鐵素體，以及不足量的塑性優(yōu)的奧氏體，導(dǎo)致該固溶處理狀態(tài)下的試樣在空氣中的斷面收縮率有所下降。對(duì)于950℃固溶處理的試樣，其含有6.1%的硬而脆的σ相，這必然導(dǎo)致該固溶處理狀態(tài)下的試樣的斷面收縮率明顯降低，僅為63.22956%。

  從圖4.5(a)、（b)中可以看出，950℃/30min固溶處理的雙相不銹鋼在空氣中和溶液中的斷口均呈現(xiàn)準(zhǔn)解理平面；950℃/30min 固溶處理的雙相不銹鋼在空氣中的斷口局部有少量韌窩存在，而在溶液中的斷口幾乎是準(zhǔn)解理平面，二者都屬于脆性斷裂，這主要是由于大量脆性σ相沿著晶界析出，降低了材料的耐應(yīng)力腐蝕性能和力學(xué)性能。從圖4.5(e)、（f)中可以看出，1050℃/30min固溶處理的雙相不銹鋼在空氣和溶液中的斷口都存在大量韌窩，雙相不銹鋼在溶液中的韌性損失較小，而（950℃、1000℃、1100℃、1150℃)/30min 固溶處理的雙相不銹鋼在溶液中都存在較大的韌性損失，表明1050℃/30min 固溶處理的雙相不銹鋼具有較好的耐應(yīng)力腐蝕性能。

  從表4.2中也可以看出，950℃/30min 固溶處理的試樣在3.5%NaCl溶液中的斷面收縮率僅為32.0158%,其ψ3.5%NaCI溶液／空氣也僅為50.6342%,表現(xiàn)出很強(qiáng)的應(yīng)力腐蝕敏感性，具有差的耐應(yīng)力腐蝕性能。而1050℃/30min 固溶處理的試樣在3.5%NaCl 溶液中斷面收縮率達(dá)到 76.34294%,且其43.5%NaCI溶液／空氣也達(dá)到92.5971%,幾乎無應(yīng)力腐蝕敏感性，表現(xiàn)出較好的耐應(yīng)力腐蝕性能。1150℃/30min 固溶處理的試樣的43.5%NaCI溶液／4空氣值為69.7453%,與1050℃/30min 固溶處理的試樣相比較，有明顯的下降。將（950℃、1050℃、1150℃)/30min 固溶處理的試樣的微觀組織進(jìn)行比較，可以看出，1150℃/30min 固溶處理的試樣中的鐵素體百分含量為59%,比1050℃/30min 固溶處理的試樣中的鐵素體百分含量（51.9%)高7.1%,并且950℃/30min 固溶處理的試樣中存在大量σ相；從極化曲線的分析可知，當(dāng)固溶處理的溫度過高時(shí)，鐵素體百分含量升高，鐵素體耐點(diǎn)蝕當(dāng)量下降，促使點(diǎn)蝕更易于發(fā)生；且當(dāng)固溶處理的溫度為950℃時(shí)，大量的σ相的存在顯著降低了材料的耐點(diǎn)蝕性能。從應(yīng)力腐蝕性能分析可以看出，由于σ相的存在，950℃/30min 固溶處理的試樣的耐應(yīng)力腐蝕性能比1050℃/30min固溶處理的試樣的耐應(yīng)力腐蝕性能差，以及1150℃/30min固溶處理的試樣中的過量鐵素體導(dǎo)致材料的耐應(yīng)力腐蝕性能比1050℃/30min固溶處理的試樣的耐應(yīng)力腐蝕性能有所下降。

   一方面，鐵素體含量升高，材料耐點(diǎn)蝕當(dāng)量下降，點(diǎn)蝕更易發(fā)生，導(dǎo)致鈍化膜性能不穩(wěn)定和易破裂，耐應(yīng)力腐蝕性能變差；另一方面，σ相的產(chǎn)生使其周圍存在貧鉻區(qū)，降低材料耐點(diǎn)蝕性能，同時(shí)使得材料的耐應(yīng)力腐蝕性能下降。而1050℃/30min固溶處理的雙相不銹鋼中的兩相比例接近1:1,同時(shí)具有較好的耐點(diǎn)蝕性能和較好的耐應(yīng)力腐蝕性能。

  從以上分析可以看出，點(diǎn)蝕和應(yīng)力腐蝕的發(fā)生存在某種關(guān)系，即點(diǎn)蝕會(huì)促進(jìn)應(yīng)力腐蝕的發(fā)生，而提高材料的耐點(diǎn)蝕性能也能夠提高材料的耐應(yīng)力腐蝕性能。應(yīng)力腐蝕的陽(yáng)極溶解理論認(rèn)為，應(yīng)力腐蝕的發(fā)生與材料表面氧化膜的形成一破裂有關(guān)。點(diǎn)蝕破壞鈍化膜的完整性，促進(jìn)了應(yīng)力腐蝕的發(fā)生。

  1000℃、1050℃、1100℃、1150℃及1200℃固溶態(tài)的2507雙相不銹鋼室溫下在3.5%NaCl溶液中的SSRT結(jié)果如圖4.7和表4.3所示。從整體能夠獲得隨固溶處理溫度的增高DSS2507的抗拉強(qiáng)度表現(xiàn)為先降低后上升的變化趨勢(shì)，1000℃時(shí)抗拉強(qiáng)度是888.36MPa,1100℃時(shí)抗拉強(qiáng)度減小成875.886MPa,隨固溶熱處理溫度繼續(xù)增高到1200℃抗拉強(qiáng)度又上升至905.562MPa.從應(yīng)變量（試樣標(biāo)距部分的拉伸量）的角度看隨固溶熱處理溫度的上升應(yīng)變量呈先變大后減小的趨勢(shì)，固溶溫度為1000℃時(shí)斷裂應(yīng)變?yōu)?1.0487mm,當(dāng)固溶溫度升高到1050℃時(shí)斷裂應(yīng)變升高到11.1307mm,而固溶熱處理溫度的繼續(xù)上升又導(dǎo)致斷裂應(yīng)變開始減小，1200℃時(shí)減小到10.0628mm.導(dǎo)致以上現(xiàn)象出現(xiàn)的原因在于固溶熱處理溫度處于1000~1050℃之間時(shí)，抗拉強(qiáng)度受材料組織再結(jié)晶完全程度的影響，在該溫度范圍內(nèi)2507雙相不銹鋼的組織再結(jié)晶完全程度提高，并且在該溫度范圍內(nèi)起著主導(dǎo)作用所以剛的強(qiáng)度下降韌性升高；1050~1200℃之間材料的兩相組織轉(zhuǎn)變發(fā)揮著核心影響作用，鐵素體α相量隨固溶熱處理溫度增高漲幅較大而奧氏體γ相量卻降低，又由于鐵素體α相是bcc結(jié)構(gòu)奧氏體γ相是fcc結(jié)構(gòu)，在室溫條件下前者強(qiáng)度高于后者，所以1050~1200℃范圍內(nèi)鋼的強(qiáng)度變高而韌性減小。

  雙相鋼應(yīng)力腐蝕開裂敏感性的強(qiáng)弱能夠通過斷裂時(shí)間（tb)來反映：該值越大，表明雙相鋼的SCC敏感性越低，抵抗SCC的性能更強(qiáng)。從表4.3可以看出 DSS2507的斷裂時(shí)間（tb)隨固溶熱處理溫度的上升呈先變大后減小的變化走勢(shì)。當(dāng)固溶溫度為1000℃時(shí)，DSS2507中的鐵素體跟奧氏體這兩相相界處有σ相析出，由于σ相硬而脆，且其周圍存在貧鉻區(qū)，σ相的存在能夠顯著降低材料的力學(xué)性能和耐蝕性能，根據(jù)應(yīng)力腐蝕的陽(yáng)極溶解機(jī)理可知，SCC的發(fā)生跟鈍化膜的“破裂－修復(fù)－破裂”過程有關(guān)聯(lián)。σ相的析出使其所在區(qū)域的鈍化膜變得薄弱，因此經(jīng)過1000℃固溶的試樣易發(fā)生應(yīng)力腐蝕斷裂，并且從表4.3也可以看出1000℃時(shí)斷裂時(shí)間（tb)較低為30.42h;1050℃時(shí)斷裂時(shí)間（tb)值最大為31.33h,這說明經(jīng)過1050℃固溶處理30min的DSS2507的SCC敏感性較低，有較優(yōu)的耐SCC能力，這跟其有較優(yōu)的抗點(diǎn)蝕能力以及鋼中兩相均勻分布有關(guān)；隨著固溶溫度繼續(xù)升高至1200℃,斷裂時(shí)間（tb)又逐漸減小，1200℃時(shí)斷裂時(shí)間（tb)降低到28.47h,這說明材料的耐應(yīng)力腐蝕斷裂性能降低。這是因?yàn)楫?dāng)固溶熱處理溫度繼續(xù)上升至1200℃時(shí)鋼中的鐵素體相量逐漸增高而奧氏體相量逐漸減少，又因?yàn)殍F素體的塑性比奧氏體差，進(jìn)而導(dǎo)致在高固溶溫度下DSS2507的應(yīng)力腐蝕破裂敏感性增強(qiáng)，具體變現(xiàn)為斷裂時(shí)間（tb)降低。

  1000℃、1050℃、1100℃、1150℃及1200℃固溶態(tài)的2507雙相不銹鋼室溫下于3.5%NaCl溶液介質(zhì)中的SSRT斷口形貌如圖4.8所示。從圖4.8中能夠較為清晰地獲得五種固溶態(tài)下的DSS2507拉伸斷口都具有明顯的韌窩，都表現(xiàn)為韌性斷裂。圖4.8(a)雖然表現(xiàn)為韌性斷裂，但是有明顯的準(zhǔn)解理斷裂面的出現(xiàn)，有脆性斷裂的傾向，這說明1000℃下DSS2507的抗SCC能力較弱，容易發(fā)生SCC;隨著固溶溫度升高至1050℃,如圖4.8(b)所示，鋼斷面上的韌窩數(shù)量最多且密集表明其應(yīng)力腐蝕敏感性最弱，即該固溶溫度下鋼的應(yīng)力腐蝕破裂敏感性較弱；隨著固溶溫度的繼續(xù)升高，如圖4.8(c)~(e)所示，鋼的韌性損失變大，韌窩數(shù)量減小且密集度減弱，表明雙相不銹鋼的應(yīng)力腐蝕破裂敏感性又增強(qiáng)。

  這與表4.3中斷裂時(shí)的應(yīng)變測(cè)試結(jié)果是相對(duì)應(yīng)的。雙相不銹鋼的應(yīng)力腐蝕類型是陽(yáng)極溶解型，跟其耐孔蝕能力有著較為密切的聯(lián)系。當(dāng)鋼表面的氧化膜被破壞形成蝕孔裸露出新鮮表面，該表面與其他覆蓋有氧化膜的表面形成大陰極小陽(yáng)極的腐蝕電池（裸露出的新鮮表面為陽(yáng)極，鋼表面覆蓋有氧化膜的表面為陰極），金屬發(fā)生陽(yáng)極反應(yīng)，金屬原子溶解成為離子，形成裂紋。裂紋朝著縱深方向處發(fā)展同時(shí)又因?yàn)閼?yīng)力主要分布在裂紋尖端處，進(jìn)而導(dǎo)致裂紋周圍區(qū)域產(chǎn)生塑性形變，陽(yáng)極電位下降提高了陽(yáng)極溶解速度，最終導(dǎo)致裂紋的擴(kuò)大。

 根據(jù)第3章對(duì)2507雙相不銹鋼電化學(xué)性能的研究結(jié)果可知，隨固溶熱處理度的增高2507雙相不銹鋼抗點(diǎn)蝕能力呈先增強(qiáng)后下降的變化趨勢(shì)，1050℃時(shí)鋼中的鐵素體相跟奧氏體相這兩相分布較均勻且兩相比例約為1:1,鋼表面保護(hù)膜穩(wěn)定性較好，產(chǎn)生點(diǎn)腐蝕的電位較高，不利于促進(jìn)裂紋的發(fā)展，進(jìn)而該固溶溫度下2507雙相不銹鋼有較好的抗應(yīng)力腐蝕開裂性能，這跟SSRT所得結(jié)果是相同的。總之，固溶熱處理溫度為1050℃時(shí) DSS2507的抗SCC能力較強(qiáng)。

  固溶態(tài)為1050℃的2507雙相不銹鋼在3.5%NaCl溶液中的拉伸斷口腐蝕形貌如圖4.9所示，圖中深色組織是鐵素體α相、淺色是奧氏體γ相。從圖4.9中可以看出裂紋優(yōu)先在鐵素體α相上傳播，終止于奧氏體γ相，且裂紋迂回過奧氏體γ相后繼續(xù)會(huì)在鐵素體α相中繼續(xù)傳播，這表明奧氏體γ相對(duì)鐵素體α相中裂紋的傳播有一定的抑制作用，這種現(xiàn)象稱為致鎖（Keying)效應(yīng)。這主要是由于首先鐵素體α相為陽(yáng)極，優(yōu)先在腐蝕介質(zhì)中發(fā)生腐蝕因而裂紋優(yōu)先在鐵素體α相上發(fā)生和傳播；其次奧氏體γ相相對(duì)于鐵素體α相來說硬度及屈服強(qiáng)度都偏低、延展性能較好，奧氏體γ相比鐵素體α相更易發(fā)生形變且形變能較大，所以在鐵素體α相中發(fā)展的裂紋遇到奧氏體γ相時(shí)其尖端形變帶的應(yīng)力會(huì)受到一定的緩和，進(jìn)而對(duì)鐵素體α相中裂紋的傳播有一定的抑制作用。因此，應(yīng)力腐蝕破裂裂紋優(yōu)先在鐵素體α相上傳播，終止于奧氏體γ相。