材質(zhì)雙相不銹鋼
分類
雙相不銹鋼
類屬低合金型，代表牌號UNS S32304（23Cr-4Ni-0.1N），鋼中不含鉬，PREN值為24-25，在耐應(yīng)力腐蝕方面可代替AISI304或316使用。
第二類屬中合金型，代表牌號是UNS S31803（22Cr-5Ni-3Mo-0.15N），PREN值為32-33，其耐蝕性能介于AISI 316L和6%Mo+N奧氏體不銹鋼之間。
第三類屬高合金型，一般含25%Cr，還含有鉬和氮，有的還含有銅和鎢，標準牌號UNSS32550（25Cr-6Ni-3Mo-2Cu-0.2N），PREN值為38-39，這類鋼的耐蝕性能22%Cr的雙相不銹鋼。
第四類屬超級雙相不銹鋼型，含高鉬和氮，標準牌號UNS S32750（25Cr-7Ni-3.7Mo-0.3N），有的也含鎢和銅，PREN值大于40，可適用于苛刻的介質(zhì)條件，具有良好的耐蝕與力學綜合性 能，可與超級奧氏體不銹鋼相媲美。
影響因素
影響雙相不銹鋼焊接質(zhì)量的因素主要體現(xiàn)在以下幾方面：含N量影響Gómez de Salazar JM等人研究了保護氣體中 N2的不同含量對雙相不銹鋼性能的影響。結(jié)果表明，隨著混合氣體中 N2分壓 PN2的增加，焊縫中氮的質(zhì)量分數(shù)ω（N）開始迅速增加，然后變化很小，焊縫中的鐵素體相含量φ（α）隨ω（N）增加呈線性下降，但φ（α）對抗拉強度和伸長率的影響與ω（N）的影響剛好相反。同樣的鐵素體相含量φ（α），母材的抗拉強度和伸長率均焊縫。這是由于顯微組織的不同所造成的。雙相不銹鋼焊縫金屬中含 N 量提高后可以改善接頭的沖擊韌性，這是由于增加了焊縫金屬中的γ相含量，以及減少了Cr2N 的析出。熱輸入影響與焊縫區(qū)不同，焊接時熱影響區(qū)的ω（N）是不會發(fā)生變化的，它就是母材的ω（N），所以此時影響組織和性能的主要因素是焊接時的熱輸入。根據(jù)文獻 ，焊接時應(yīng)選擇合適的線能量。焊接時如果熱輸入太大，焊縫熱影響區(qū)范圍增大，金相組織也趨于晶粒粗大、紊亂，造成脆化，主要表現(xiàn)為焊接接頭的塑性指標下降。如焊接熱輸入太小，造成淬硬組織并易產(chǎn)生裂紋，對HAZ的沖擊韌性同樣不利。此外，凡影響冷卻速度的因素都會影響到 HAZ 的沖擊韌性，如板厚、接頭形式等。σ相脆化國外文獻介紹了再熱引起的雙相不銹鋼及其焊縫金屬的σ相脆化問題。母材和焊縫金屬的再熱過程中，先由α相形成細小的二次奧氏體γ*，然后析出σ相。結(jié)果表明，脆性開裂都發(fā)生于σ相以及基體與σ相的界面處，對母材斷口觀察表明，在σ相周圍區(qū)域內(nèi)都為韌窩，由于α相區(qū)寬，大量生成的σ相才會使韌性降低，然而在焊縫中α相區(qū)是細小的，斷口仍表現(xiàn)為脆性斷裂，只要少量的σ相生成就足以引起焊縫金屬韌性的降低，因此，焊縫金屬中的σ相脆化傾向比母材要大得多。氫致裂紋雙相不銹鋼焊接接頭的氫脆通常發(fā)生于α相，且氫脆的敏感性隨焊接時峰值溫度的升高而增加。其微觀組織的變化為：峰值溫度增加，γ相含量減少，α相含量增加，同時由α相邊界和內(nèi)部析出的Cr2N 量增加，故極易發(fā)生氫脆。應(yīng)力腐蝕開裂母材和焊縫金屬中的裂紋都起始于α/γ界面的α相一側(cè)，并在α相內(nèi)擴展。奧氏體（γ）由于其固有的低氫脆敏感性，因此，可起到阻擋裂紋擴展的作用。由于DSS 中含有一定量的奧氏體，所以其應(yīng)力腐蝕開裂傾向性較小。
工藝提升
1）合金元素和冷卻速度
實驗和理論計算表明：臨界區(qū)加熱后獲得雙相組織所需的臨界冷卻速率與鋼中錳含量具有一定關(guān)系。其根鋼中存在的合金元素，就可估算獲得雙相組織所需要的臨界冷卻速率，為熱處理雙相鋼生產(chǎn)時，選擇適當?shù)睦鋮s方法提供依據(jù)。
當鋼的化學成分一定時，應(yīng)在獲得雙相組織的前提下，盡可能采用較低的冷卻速度，使鐵素體中的碳有充分的時間擴散到奧氏體中，從而降低雙相鋼的屈服強度，提高雙相鋼的延性。如果鋼中合金元素含量較4，臨界冷卻速度過高，冷卻后鐵素體中含有較高的固溶碳，不利于獲得優(yōu)良性能的雙相鋼，這時應(yīng)改變鋼的化學成分，增加鋼中的合金元素含量，從而降低臨界冷卻速度，或者在雙相鋼的生產(chǎn)工藝中，加入補充回火工序，降低鐵素體中的固溶碳，改善雙相鋼的性能。如果鋼中含有強的碳化物形成元素，當估算臨界冷卻速率時，應(yīng)考慮到這些元素對臨界區(qū)加熱時所形的奧氏體淬透性和有利影響，V和Ti的碳化物粒子可以通過相界面的釘扎作用提高奧氏體的淬透性，降低臨界冷卻速度.
2）兩階段冷卻工藝
當鋼中合金元素含量較低時，冷卻速度較慢會得到鐵素體加珠光體組織；冷卻速度較快時，則鐵素體中保留固溶碳較高，不利于降低屈服強度和提高延性。采用兩階段冷卻可以改善雙相鋼的性能，即從臨界區(qū)加熱溫度緩冷到某一溫度，然后快冷。緩冷可以使鐵素體中的碳向未轉(zhuǎn)變的奧氏體富聚。而快冷則可以避免未轉(zhuǎn)變的奧氏體等溫分解，獲得所需的雙相組織和性能。例如0.08%C-1.4%Mn鋼，從800℃；加熱到水冷的力學性能為：σ0.2=365PMa，σb=700MPa，σ0.2/σb=0.52，eu=18%，et=21%。如采用兩階段冷卻工藝，即在800℃；加熱后，空冷到600℃；，然后水冷，其性能為：σ0.2=280MPa，σb=600MPa，σ0.2/σb=0.47，eu=21%，et=29%。兩階段冷卻使雙相鋼的屈服強度降低，延性提高。
3）雙相鋼板熱軋后盤卷溫度的影響
對于一個給定成分的鋼，臨界區(qū)加熱時奧氏體的淬透性可以通過鋼板熱軋后高溫卷來修正。高溫盤卷可使碳、錳等合金元素在第二組（珠光體或貝氏體）中明顯富集。有利提高隨后臨界區(qū)處理時雙相鋼的綜合性能。以0.049%C-1.99%Mn-0.028%Al-0.0019%N鋼的試驗結(jié)果為例，采用兩種工藝過程：一種為普通扎制工藝，終軋溫度900℃；→油冷到600℃；盤卷→吹風冷到室溫→冷軋70%→連續(xù)退火。兩種盤卷工藝的碳和錳分布的分析結(jié)果可見高溫盤卷可使碳和錳在第二相中明顯富集，而普通的軋制工藝錳基本無富集趨勢。
用高溫盤卷以修正合金含量較低的鋼在隨后臨界區(qū)處理時的淬透性，并降低熱處理雙相鋼的屈服強度，提高其延性的技術(shù)，已在有關(guān)工廠用于熱處理雙相鋼的生產(chǎn)，所得到的熱處理雙相鋼板綜合性能良好，板材各部位的性能均勻，縱向、橫向性能一致。例如對0.09%C-0.44Si-1.54%Mn-0.023%Al鋼。
限制要求
1.需要對相比例進行控制，合適的比例是鐵素體相和奧氏體相約各占一半，其中某一相的數(shù)量多不能超過65%，這樣才能有佳的綜合性能。如果兩相比例失調(diào)，例如鐵素體相數(shù)量過多，很容易在焊接HAZ形成單相鐵素體，在某些介質(zhì)中對應(yīng)力腐蝕破裂敏感。2.需要掌握雙相不銹鋼的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，熟悉每一個鋼種的TTT和CCT轉(zhuǎn)變曲線，這是正確指導制定雙相不銹鋼熱處理，熱成型等工藝的關(guān)鍵，雙相不銹鋼脆性相的析出要比奧氏體不銹鋼敏感的多。3.雙相不銹鋼的連續(xù)使用溫度范圍為-50～250℃，下限取決于鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度，上限受到475℃脆性的限制，上限溫度不能超過300℃。4.雙相不銹鋼固溶處理后需要快冷，緩慢冷卻會引起脆性相的析出，從而導致鋼的韌性，特別是耐局部腐蝕性能的下降。5.高鉻鉬雙相不銹鋼的熱加工與熱成型的下限溫度不能低于950℃，超級雙相不銹鋼不能低于980℃低鉻鉬雙相不銹鋼不能低于900℃，避免因脆性相的析出在加工過程造成表面裂紋6.不能使用奧氏體不銹鋼常用的650-800℃的消除應(yīng)力處理，一般采用固溶退火處理。對于在低合金鋼的表面堆焊雙相不銹鋼后，需要進行600-650℃整體消應(yīng)處理時，考慮到因脆性相的析出所帶來的韌性和耐腐蝕性，尤其是耐局部腐蝕性能的下降問題，盡可能縮短在這一溫度范圍內(nèi)的加熱時間。低合金鋼和雙相不銹鋼復合板的熱處理問題也要同此考慮。7.需要熟悉了解雙相不銹鋼的焊接規(guī)律，不能全部套用奧氏體不銹鋼的焊接，雙相不銹鋼的設(shè)備能否安全使用與正確掌握鋼的焊接工藝有很大關(guān)系，一些設(shè)備的失效往往與焊接有關(guān)。關(guān)鍵在于線能量和層間溫度的控制，正確選擇焊接材料也很重要。焊接接頭（焊縫金屬和焊接HAZ）的兩相比例，尤其是焊接HAZ維持必要的奧氏體數(shù)量，這對焊接接頭具有與母材同等的性能很重要。8.在不同的腐蝕環(huán)境中選用雙相不銹鋼時，要注意鋼的耐腐蝕性總是相對的，盡管雙相不銹鋼有較好的耐局部腐蝕性能，就某一個雙相不銹鋼而言，他也是有一個適用的介質(zhì)條件范圍，包括溫度、壓力、介質(zhì)濃度、pH值等，需要慎重加以選擇。從文獻和手冊中獲取的數(shù)據(jù)很多是實驗室的腐蝕試驗結(jié)果，往往與工程的實際條件有差距，因此在選材時需要注意，必要時需要進行在實際介質(zhì)中的腐蝕試驗或是現(xiàn)場條件下的掛片試驗，甚至模擬裝置的試驗。
經(jīng)過幾十年的研制和開發(fā)，雙相不銹鋼因其的耐點蝕性能和力學性能越來越多地代替304L、316L不銹鋼應(yīng)用于石油化工、造紙、能源以及油、氣等工業(yè)領(lǐng)域中。通常來說，除了在極端介質(zhì)環(huán)境中（如304不銹鋼處于煮沸的硝酸溶液中）不銹鋼會發(fā)生全面腐蝕，不銹鋼的腐蝕類型都為局部腐蝕。雙相不銹鋼在含氯介質(zhì)中發(fā)生的腐蝕類型為局部腐蝕，常見也是多的是點蝕。
局部腐蝕是金屬與環(huán)境接觸的表面上發(fā)生的破壞，這種破壞局限發(fā)生于金屬材料表面的特點局部位置，常以點、坑、裂紋、溝槽等形式出現(xiàn)。鈍態(tài)金屬材料常見的腐蝕類型有點蝕、電偶腐蝕、晶間腐蝕、應(yīng)力腐蝕等。由于局部腐蝕難以預(yù)測和預(yù)防，往往在沒有先兆的情況下發(fā)生金屬或設(shè)備的突然破壞，因此容易造成事故、環(huán)境污染甚至人身傷亡的重大問題。各類腐蝕失效事故事例的調(diào)查結(jié)果表明，局部腐蝕破壞約占80%.另外，雙相不銹鋼由于其鐵素體相和奧氏體相的合金成分存在差異，其在介質(zhì)中的穩(wěn)定性也不盡相同，因此雙相不銹鋼在一定介質(zhì)環(huán)境中還會發(fā)生選擇性腐蝕。
雙相不銹鋼冶金學
Fe-Cr-Ni合金三元相圖是雙相不銹鋼冶金行為的指路圖。從鐵含量為68%處的三元截面圖(圖3)可以看出:這些合金以鐵素體(α)凝固，當溫度下降至1000℃(1832°F)左右時，部分鐵素體會轉(zhuǎn)變成奧氏體(γ)(取決于合金成分)。在較低溫度下，處于平衡態(tài)的鐵素體和奧氏體幾乎沒有進一步的改變。從圖3還可看出增加氮的影響。從熱力學觀點看，因這部分奧氏體是由鐵素體轉(zhuǎn)變而來的，合金不可能跳過奧氏體的平衡態(tài)。然而，當繼續(xù)冷卻至較低溫度時，碳化物、氮化物、σ相以及其他金屬間相都成為可能的顯微結(jié)構(gòu)組分。氮的另一有效作用是提高了奧氏體開始從鐵素體轉(zhuǎn)變的溫度，見圖3，提高了鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的比例。因此，即使在快速冷卻條件下，奧氏體量也幾乎能達到平衡狀態(tài)時的水平。對第二代雙相不銹鋼而言，這效應(yīng)會減少 HAZ 鐵素體過量的問題,”
