雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕行為及防護(hù)技術(shù)研究進(jìn)展

趙帥，廖柯熹，吳超，劉昕瑜，冷吉輝，覃敏

（1.西南石油大學(xué)，成都 610500；2.塔里木油田公司油氣工程研究院，新疆 庫爾勒 841000；3.四川菲思福石油天然氣工程有限公司，成都 610057）

近年來，由于對(duì)油氣質(zhì)量和節(jié)能環(huán)保的要求更加嚴(yán)格，對(duì)高效大型換熱器的需求旺盛[1]。換熱器是一種熱管理系統(tǒng)，是石油和化工行業(yè)的關(guān)鍵部件[2]。換熱器有效地將熱量從一種介質(zhì)傳遞到另一種介質(zhì)，傳遞介質(zhì)可以是氣體、蒸汽或者其他液體[3]。換熱器最大的挑戰(zhàn)是實(shí)現(xiàn)高可靠性的服務(wù)，因?yàn)閾Q熱器常暴露在惡劣的環(huán)境或者在變化相當(dāng)大的運(yùn)行工況中[4]。雙相不銹鋼（DSS）由鐵素體（α）和奧氏體（γ）組成，由于兩相的協(xié)同作用[5]，具有良好的機(jī)械和耐腐蝕性能[6-9]，尤其是出色的抗應(yīng)力腐蝕開裂（SCC）性能[10-12]，從而成為石化常用的材料[13-14]。例如在20～300 ℃內(nèi)，DSS 的屈服強(qiáng)度大約是奧氏體不銹鋼316L的2 倍[15]。DSS 在固溶退火條件下具有突出的耐點(diǎn)蝕和抗應(yīng)力腐蝕開裂的能力，這使得它通常取代304 和316 奧氏體不銹鋼用于高氯化物濃度的腐蝕性環(huán)境[16]。但是在使用過程中，DSS 出現(xiàn)了SCC 的情況。如某油田管束材質(zhì)2205 雙相不銹鋼輸送導(dǎo)熱油（無腐蝕性），導(dǎo)熱油運(yùn)行期間進(jìn)出口溫度分別約為240 ℃和210 ℃，壓力約為0.4 MPa。氯離子質(zhì)量濃度為72 536 mg/L，pH 值為6.79。換熱器在使用一段時(shí)間后，出現(xiàn)了失效的情況。將塔底重沸器換熱管束整體抽取：清洗前，管束外壁可見大量沉積物（鹽垢）；清理后，管束可見大量環(huán)向裂紋，彎頭多。宏觀腐蝕形貌如圖1 所示。

圖1 某油田重沸器換熱管束宏觀分析照片（標(biāo)紅處為裂紋）Fig.1 Macro analysis picture of heat exchanger tube bundle of reboiler in an oilfield (the red mark is crack)

應(yīng)力腐蝕開裂是石油和石化行業(yè)中損害設(shè)備完整性的主要因素之一[17-18]。盡管通常認(rèn)為雙相不銹鋼比奧氏體不銹鋼更耐腐蝕，但其性能與操作條件、使用環(huán)境密切相關(guān)。因此，亟需從根本上分析造成應(yīng)力腐蝕開裂的原因，確定影響應(yīng)力腐蝕開裂的因素，從而制定一套合適的防護(hù)技術(shù)。

1 雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕開裂的影響因素

應(yīng)力腐蝕開裂是指敏感材料由于拉應(yīng)力和特定腐蝕介質(zhì)同時(shí)存在而引起的開裂[19]。SCC 通常難以被發(fā)現(xiàn)，從而導(dǎo)致災(zāi)難性的事故[20-21]。事實(shí)上，SCC已經(jīng)導(dǎo)致了工業(yè)應(yīng)用的失敗，造成了嚴(yán)重的經(jīng)濟(jì)損失[22-23]。敏感材料和特定腐蝕性介質(zhì)的組合對(duì)于誘發(fā)SCC 至關(guān)重要[24-26]，影響應(yīng)力腐蝕的相關(guān)因素如圖2所示[27]。

圖2 應(yīng)力腐蝕開裂的影響因素[27]Fig.2 Influencing factors of stress corrosion cracking[27]

1.1 材質(zhì)

在DSS 中，α 和γ 的理想比例為1∶1，使材料具有良好的機(jī)械和耐腐蝕性能[28]。DSS 的主要合金成分對(duì)2 種微觀結(jié)構(gòu)相有顯著貢獻(xiàn)。Cr、Mo、N 和W等元素的含量增加，有助于在鋼表面形成鈍化保護(hù)層[29-31]。例如，由于在加工或焊接過程中形成諸如氮化鉻之類的次生相，雙相鋼易于敏化，導(dǎo)致晶間腐蝕和SCC[32-33]。元素N 經(jīng)常用于DSS[34-35]。由于元素N 是一種經(jīng)濟(jì)且堅(jiān)固的γ 相形成劑，它可以代替Ni來穩(wěn)定γ 相。因此，含氮DSS 已被廣泛研究和開發(fā)[36]。據(jù)報(bào)道，C 元素比N 元素能更有效地提高材質(zhì)的機(jī)械強(qiáng)度和耐腐蝕性[37-38]。例如，隨著Fe-18Cr-10Mn-0.4N中C 含量的增加，機(jī)械強(qiáng)度提高而不犧牲伸長率，并且通過加強(qiáng)鈍化膜的保護(hù)性，也增強(qiáng)了對(duì)局部腐蝕的抵抗力[39]。由于熱處理過程中存在復(fù)雜的析出和相變，導(dǎo)致DSS 的機(jī)械性能和腐蝕性能存在差異[40]。此外，金屬間相如σ、 χ 和Cr2N 氮化物在熱老化[41]中形成，嚴(yán)重影響了DSS 的良好性能[42-43]。另一方面，由于在加工[44]過程中形成了二級(jí)相，如氮化鉻，導(dǎo)致DSS 的抗應(yīng)力腐蝕開裂性能降低。

1.2 環(huán)境

從溫度、pH、氯離子和氧氣濃度等環(huán)境方面闡述其對(duì)SCC 的影響規(guī)律。Serafim 等[45]使用慢應(yīng)變速率測試（SSRT）方法研究了 UNS S31603、UNS S32550、UNS S32760 和UNS S32205 在飽和鉀鹽水溶液中對(duì)SCC 的敏感性。研究結(jié)果顯示：UNS S31603鋼對(duì)SCC 表現(xiàn)出顯著的敏感性，其嚴(yán)重程度隨溫度的升高而增加。Koga 等[46]研究了雙相不銹鋼在低溫下的拉伸性能、變形和斷裂行為，以及DSS 鋼在低溫下拉伸性能提高的機(jī)制。隨著溫度的降低，鋼的強(qiáng)度不斷增大；40 K 時(shí)，鋼的延伸率急劇下降，而在8 K時(shí)則顯著增大。變形誘發(fā)馬氏體的體積分?jǐn)?shù)在77 K和8 K 時(shí)較高，而在40 K 時(shí)較低。在所有試驗(yàn)溫度下，變形過程中鐵素體和奧氏體相中積累的應(yīng)變幾乎保持不變，如圖3 所示。韌性斷裂發(fā)生在293、200、77、8 K，而脆性斷裂發(fā)生在40 K。變形誘發(fā)馬氏體的低體積分?jǐn)?shù)和脆性斷裂的發(fā)生可以解釋鋼在40 K時(shí)鋸齒的出現(xiàn)可能會(huì)提高變形區(qū)的溫度，從而導(dǎo)致變形誘發(fā)馬氏體的體積分?jǐn)?shù)增加，同時(shí)脆性斷裂得到抑制，延伸率增大。在變形引起馬氏體轉(zhuǎn)變的同時(shí)，鐵素體和奧氏體也會(huì)變形，如圖4 所示。

圖3 雙相不銹鋼在不同溫度下拉伸試驗(yàn)后的斷口相圖[46]Fig.3 Phase maps for the fracture surface of duplex stainless steel after the tensile test at different temperature[46]

圖4 各溫度下試樣斷裂面的高倍SEM 圖像[46]Fig.4 The high-magnification SEM images of the fracture surfaces of the specimen at each temperature[46]

在高pH-SCC 的腐蝕機(jī)理是沿晶應(yīng)力腐蝕開裂（IGSCC），并得到了學(xué)界的認(rèn)可；而近中性pH-SCC的腐蝕機(jī)理還存在爭議[47]。Parkins 等[48]認(rèn)為陽極溶解和氫滲透的共同作用在近中性pH 溶液中發(fā)生了SCC。Chen 等[49]發(fā)現(xiàn)在近中性pH 值環(huán)境中的SCC機(jī)理分為3 個(gè)階段：（1）裂紋萌生階段；（2）最初生長階段的陽極溶解；（3）陰極反應(yīng)生成的氫加快了鋼的溶解速率。Prawoto 等[50]研究了pH 值和氯化物濃度對(duì)雙相不銹鋼UNS S32205 腐蝕行為的影響，發(fā)現(xiàn)在不同溫度和浸泡時(shí)間的不同溶液中，pH 值的降低和溫度的升高會(huì)增加DSS 的腐蝕速率。隨著溫度的升高，雙相不銹鋼在高pH 應(yīng)力腐蝕開裂發(fā)生的可能性增大[51]。

Souto 等[52]研究了鈍化雙相不銹鋼在中性和堿性緩沖溶液（含氯離子和不含氯離子）中的抗腐蝕能力。NaCl 的存在增強(qiáng)了金屬通過鈍化層的電溶解。Platt等[53]比較了2205 雙相不銹鋼和AISI 316L 型不銹鋼在NaCl 溶液中的腐蝕行為。結(jié)果顯示，2205 比316L具有更長的鈍化范圍和更高的耐腐蝕性。Sadawy 等[54]研究了馬氏體-奧氏體不銹鋼在0.5%、1%、3%、5%HCl溶液中的電化學(xué)腐蝕行為，研究表明，酸濃度的增加使腐蝕電位更負(fù)且腐蝕電流增加。Wan 等[55]研究表明氯離子對(duì)00Cr22Ni5Mo3N 雙相不銹鋼在氯化物溶液中的空化作用下腐蝕表面層的納米力學(xué)參數(shù)有很大的影響。溫度較高時(shí)，微量的Cl-也可以引起應(yīng)力腐蝕開裂，但是溫度過高時(shí)，由于全面腐蝕而抑制了應(yīng)力腐蝕[56]。

氧氣（DO）在鹽水金屬材料腐蝕過程中起重要作用。DO 在原理上可以促進(jìn)陰極反應(yīng)過程[57]。DO對(duì)陽極反應(yīng)過程的影響非常復(fù)雜[58]。Baek 等[59]相信DO 對(duì)陽極氧化膜有重要作用，有助于鈍化層的生長。Delanty 等[60]認(rèn)為，氧的濃度越低，管材越容易發(fā)生SCC。Raja 等[61]認(rèn)為溶解氧為材質(zhì)在H2SO4中的鈍化提供了必要的電位，而不是化學(xué)物質(zhì)。在堿性緩沖溶液中，Luo 等[62]觀察到隨著pH 值的增加，鉻的富集提高了2205 雙相不銹鋼的膜穩(wěn)定性，而Freire 等[63]對(duì)AISI 316 SS 得出了相反的結(jié)論。在酸性溶液中，與鐵氧化物相比，鉻氧化物的溶解速度較慢，形成富鉻氧化膜[64]，鐵的優(yōu)先溶解進(jìn)一步促進(jìn)了鉻含量的積累（高于50%）[65]。

1.3 應(yīng)力

在冷加工條件下[66-70]，雙相不銹鋼耐蝕性的程度取決于應(yīng)力大小、冷加工程度和特定的腐蝕環(huán)境。Luo等[71]研究了冷變形對(duì)UNS S31803 雙相不銹鋼在飽和Ca(OH)2溶液中腐蝕鈍化行為的影響，結(jié)果顯示，冷變形改變了兩相的內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)。此外，鈍化膜的成分變化和脫水效果也與冷變形有關(guān)。呂迎璽等[72]采用金相顯微鏡、電化學(xué)掃描極化曲線和電化學(xué)阻抗譜對(duì)承受不同變形程度的冷軋態(tài)LDX 2101 的顯微組織、耐蝕性和腐蝕形貌進(jìn)行了研究。結(jié)果顯示，隨著應(yīng)力的增加，腐蝕優(yōu)先發(fā)生在α/γ 相界和夾雜物處，并逐漸向α 相擴(kuò)散，腐蝕區(qū)域沿應(yīng)力方向逐漸擴(kuò)展；由于拉應(yīng)力的影響，腐蝕直接向材料的亞表面或更深的α相擴(kuò)展，降低了LDX2101 表面鈍化膜的穩(wěn)定性，導(dǎo)致耐腐蝕性能變差。Yang 等[73]的研究表明，應(yīng)力應(yīng)變對(duì)雙相不銹鋼腐蝕行為的影響相當(dāng)復(fù)雜，可能取決于初始應(yīng)力狀態(tài)、鈍化膜的穩(wěn)定性、位錯(cuò)的結(jié)構(gòu)和分布以及化學(xué)成分。Parkins 等[74]提出應(yīng)力在膜破裂、再鈍化和點(diǎn)蝕過程中起重要作用。Chen 等[75]發(fā)現(xiàn)殘余應(yīng)力會(huì)加劇微小點(diǎn)蝕坑的形成。但Li 等[76]研究表明，載荷很小時(shí)，微小形變和應(yīng)力對(duì)點(diǎn)蝕會(huì)產(chǎn)生抑制作用。Lv 等[77]通過顯微組織觀察和電化學(xué)試驗(yàn)研究了預(yù)變形對(duì)2205 雙相不銹鋼耐腐蝕性能的影響。通過透射電鏡觀察發(fā)現(xiàn)，鐵素體和奧氏體相中的位錯(cuò)密度隨著應(yīng)變的增加而增大。此外，基于XRD 分析和透射電子顯微鏡觀察，在具有大應(yīng)變的樣品中觀察到應(yīng)變誘導(dǎo)的α'-馬氏體。鐵素體和奧氏體相的表面電子功函數(shù)隨著應(yīng)變的增加而降低?；谧源呋磻?yīng)，更多的位錯(cuò)和氯離子促進(jìn)了鈍化膜中更多氧空位和陽離子空位的形成。因此，在含氯化物的硼酸鹽緩沖液中，隨著應(yīng)變的增加，2205 雙相不銹鋼上形成的鈍化膜的耐腐蝕性能下降。

殘余應(yīng)力是部件中存在的內(nèi)部應(yīng)力（鎖定應(yīng)力），盡管外部載荷被移除，產(chǎn)生的應(yīng)力由于其固有性質(zhì)而具有拉伸性或壓縮性。應(yīng)力的拉伸性質(zhì)是有害的，因?yàn)樗鼤?huì)導(dǎo)致SCC。由于刀具-工件相互作用的現(xiàn)象各不相同，不同的加工過程可能會(huì)產(chǎn)生不同程度的殘余應(yīng)力[78]。Kumar 等[79]研究了各種表面加工工藝，即拋光、磨削、車削和銑削，對(duì)奧氏體SS(304L)在氯化物環(huán)境中SCC 脆弱性的影響。

2 雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕開裂行為

SCC 最常見的失效機(jī)制如下：（1）鈍化膜的破裂受氯離子濃度、pH 值和承受應(yīng)力的影響[80]。當(dāng)受到拉伸載荷時(shí)，DSS 和鈍化膜的不同機(jī)械性能導(dǎo)致它們之間的張力累積。一旦該內(nèi)應(yīng)力達(dá)到最大值，鈍化膜就會(huì)破裂，使樣品松弛，隨著拉伸載荷的保持，張力再次開始累積。這是一個(gè)循環(huán)的過程。薄膜破裂現(xiàn)象與裂紋擴(kuò)展處的電流監(jiān)測增加有關(guān)[81]。（2）Galvele等[82]提出了表面遷移機(jī)制，其中裂紋速度與裂紋尖端的應(yīng)力集中有關(guān)。裂紋尖端累積的應(yīng)力將激活并促進(jìn)原子遷移，在尖端產(chǎn)生新的空位，從而擴(kuò)展裂紋。吸附的原子將沿著裂紋表面通過表面擴(kuò)散從裂紋尖端傳輸?shù)搅鸭y外部[83]。（3）陽極溶解模型基于外部破壞效應(yīng)，DSS 不均勻，具有隨機(jī)分布在整個(gè)表面的缺陷和相分離，這些缺陷可以促進(jìn)空位和不同的相，從而產(chǎn)生電位差，使某些區(qū)域更加陽極，從而增強(qiáng)電子轉(zhuǎn)移，導(dǎo)致局部腐蝕的發(fā)生[84-86]。

對(duì)應(yīng)力腐蝕開裂機(jī)理有較多分歧，并沒有達(dá)到一致觀點(diǎn)，大致可以歸納為5 種機(jī)理：電化學(xué)陽極溶解理論[87-88]、氫脆機(jī)制[89-90]、膜破裂理論[91]、化學(xué)脆化一機(jī)械破裂兩階段理論[92-93]、應(yīng)力吸附破裂理論[94]。

1）電化學(xué)陽極溶解理論。Hoar 和Hines 首先提出了電化學(xué)陽極溶解理論。應(yīng)力腐蝕開裂是微裂紋尖端陽極快速溶解的結(jié)果。應(yīng)力的存在會(huì)加快陽極溶解速度，促進(jìn)金屬分離[95]。電化學(xué)陽極溶解理論[96]示意圖如圖5 所示。

圖5 電化學(xué)陽極溶解理論[96]Fig.5 Electrochemical anodic dissolution theory[96]

2）氫脆機(jī)制。Davies[97]首先關(guān)注了雙相不銹鋼中的氫脆現(xiàn)象。這是因?yàn)闅渲铝鸭y容易沿鐵素體-馬氏體相界面產(chǎn)生。氫的進(jìn)入、氫的遷移和氫的局域化是導(dǎo)致氫脆的3 個(gè)步驟。氫脆機(jī)制示意圖[98]如圖6所示。

圖6 氫脆機(jī)制[98]Fig.6 Hydrogen embrittlement mechanism[98]

3）膜破裂理論。該理論包含8 個(gè)步驟，機(jī)理如圖7 所示。（1）表層防護(hù)膜被破壞，基體金屬裸露；（2）接觸腐蝕介質(zhì)，由于保護(hù)膜和活性金屬基體的電位差，在腐蝕介質(zhì)的作用下，形成原電池；（3）作為陽極的內(nèi)部活性金屬失去電子發(fā)生氧化反應(yīng)，被腐蝕溶解——孕育期（裂紋形核階段）；（4）在拉應(yīng)力的作用下，裂紋尖端進(jìn)一步擴(kuò)展，新的內(nèi)部活性金屬基體裸露出來；（5）腐蝕介質(zhì)以毛細(xì)作用等方式進(jìn)一步滲入裂紋中，接觸內(nèi)部活性金屬基體，促使新的原電池生成；（6）由于裂紋擴(kuò)展而裸露的新的內(nèi)部活性金屬基體被腐蝕介質(zhì)溶解；（7）在拉應(yīng)力和腐蝕介質(zhì)的共同作用下，步驟1—6 不斷重復(fù)和繼續(xù)，裂紋不斷擴(kuò)大——裂紋擴(kuò)展期（亞臨界裂紋擴(kuò)展階段）；（8）直到裂紋擴(kuò)展到臨界狀態(tài)，基體無法再承受拉應(yīng)力的作用，裂紋快速擴(kuò)展，導(dǎo)致試樣完全斷裂——快速斷裂期（失穩(wěn)瞬間斷裂階段）。

圖7 膜破裂理論[96]Fig.7 Membrane rupture theory[96]

4）化學(xué)脆化一機(jī)械破裂兩階段理論。早期Keating 已經(jīng)提出了一個(gè)化學(xué)作用啟動(dòng)-機(jī)械斷裂兩階段循環(huán)進(jìn)行的概念，其后Edeleanu 和Forty 等發(fā)展了這種理論[99]，其原理是：（1）化學(xué)腐蝕造成局部脆化區(qū)；（2）在應(yīng)力作用下，裂紋迅速擴(kuò)展到基體內(nèi)部的某一距離；（3）在應(yīng)力作用下，裂紋貫穿基體。

5）腐蝕產(chǎn)物楔入理論。腐蝕產(chǎn)物楔入模型[100-101]是指陰極周圍的金屬離子和氫氧根離子產(chǎn)生的氫氧化物分解成含水的氧化物，體積膨脹，像裂紋表面的楔子拉應(yīng)力引起裂紋向前擴(kuò)展并破裂。

6）應(yīng)力吸附破裂理論。腐蝕破裂并不是由金屬的電化學(xué)溶解所引起的，而是由環(huán)境中某些破壞性組分對(duì)金屬內(nèi)表面的吸附削弱了金屬原子間的結(jié)合力，在拉應(yīng)力作用下引起破裂[102]。

3 雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕開裂防護(hù)技術(shù)

基于雙相不銹鋼的應(yīng)力腐蝕開裂機(jī)理，從新合金的開發(fā)、組織優(yōu)化、表面處理技術(shù)3 個(gè)方面進(jìn)行表述，有效地降低雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕開裂的敏感性，延長設(shè)備的使用壽命。

3.1 新合金的開發(fā)

合金元素的添加有效地提高了材質(zhì)抗應(yīng)力腐蝕的性能。DSS 的發(fā)展遵循兩種不同的路徑：通過增加鉻、鉬和氮（超級(jí)雙相和超級(jí)雙相牌號(hào)）的含量或抑制鉬（SAF 2304）和鎳的含量來提高腐蝕性能。特別是開發(fā)了低鎳牌號(hào)（包LDX 2101?），在許多高機(jī)械性能和增強(qiáng)局部耐腐蝕性的應(yīng)用中替代奧氏體不銹鋼[103-104]。LDX 2101?的抗應(yīng)力腐蝕開裂性能優(yōu)于標(biāo)準(zhǔn)奧氏體牌號(hào)，使其成為石油和天然氣工業(yè)應(yīng)用的候選材料[105]。Pan 等[106]研制了一種具有優(yōu)化合金成分的Fe-19Cr-0.6Al-1Ni-12Mn 雙相不銹鋼，其中Ni 被Mn 取代，Cr 被部分取代。結(jié)果顯示，在退火過程中存在2 種類型的轉(zhuǎn)變：鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變和鐵素體回復(fù)再結(jié)晶。在較低溫度下退火后，奧氏體的特征是在鐵素體晶界處呈帶狀結(jié)構(gòu)。隨著退火溫度的升高，奧氏體晶粒長大，帶狀?yuàn)W氏體演化為竹節(jié)狀或島狀。當(dāng)退火溫度大于900 ℃時(shí)，促進(jìn)了鐵素體的再結(jié)晶，抑制了鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變。Lv 等[107]通過冷軋和退火獲得超細(xì)晶2205 雙相不銹鋼在室溫下的拉伸性能。與粗晶粒不銹鋼相比，超細(xì)晶粒試樣表現(xiàn)出更高的強(qiáng)度和塑性。因此，通過添加合金元素和退火工藝，改變了材質(zhì)原有的組織結(jié)構(gòu)，生產(chǎn)出一種新型合金，增大了材質(zhì)的抗應(yīng)力腐蝕開裂性能。

3.2 組織優(yōu)化

當(dāng)雙相不銹鋼暴露在低于固溶退火溫度環(huán)境中時(shí)，會(huì)發(fā)生形態(tài)變化。亞穩(wěn)態(tài)熱力學(xué)平衡被打破，系統(tǒng)通過金屬間相（析出）、碳化物析出物（M23C6，M7C3）、α 和γ 之間的顯微組織結(jié)構(gòu)失衡，尋求更穩(wěn)定的熱力學(xué)狀態(tài)σ、χ、R[108-110]。根據(jù)文獻(xiàn)，鐵素體相提供了σ 相的主要形成元素，即鉻和鉬，因?yàn)樵撓嘀械臄U(kuò)散過程較快[111-112]。新金屬間相的形成為鉻和鉬貧化區(qū)的成核提供了熱力學(xué)條件。一些貧化相是在850 ℃加熱的1 min 內(nèi)形成的二次鐵素體或在850 ℃加熱 30 min 后形成的二次奧氏體。合金元素的消耗導(dǎo)致更多缺陷鈍化膜的形成。因此，這些區(qū)域缺乏鉻和鉬，這對(duì)局部腐蝕敏感性產(chǎn)生影響[113-115]。此外，不僅耐蝕性受金屬間相形成的影響，而且材料的機(jī)械性能也受其影響。當(dāng)雙相不銹鋼暴露在 600～1 000 ℃時(shí)，σ 相是主要的脆化因素。隨著σ 相體積的增加，屈服應(yīng)力或夏比沖擊韌性等因素可能會(huì)降低[116-118]。Thompson 等[119]研究了UNS S32304 雙相不銹鋼在475 ℃等溫處理時(shí)顯微組織和機(jī)械性能的變化規(guī)律。研究結(jié)果顯示，由于α'相的形成，合金的吸收沖擊能和斷裂韌性顯著降低，而抗拉強(qiáng)度和抗疲勞強(qiáng)度顯著提高。Yoon 等[120]研究了Mo 添加和時(shí)效熱處理對(duì)冷軋精益雙相不銹鋼樣品的顯微組織演變和相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）的影響。將含0～2%Mo 的21Cr 貧DSS冷軋成1 mm 厚的板材，并在1 050 ℃下固溶處理5 min。隨著Mo 含量的增加，固溶后形成較小的熱α'相。在隨后的時(shí)效處理過程中，合金元素如鉻（Cr）、鎳（Ni）和氮（N）在α 和γ 相中發(fā)生重新分布，導(dǎo)致Cr 局部偏析和析出N2在α/γ 相界。反過來，這導(dǎo)致 γ 相的穩(wěn)定性降低，使變形誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變（DIMT）更容易發(fā)生。由于γ 相的不穩(wěn)定性，熱α'相的比例隨著時(shí)效時(shí)間的延長而增加。具有較高M(jìn)o含量的鋼表現(xiàn)出更穩(wěn)定的γ 相，從而抑制了變形誘導(dǎo)馬氏體（DIM）的形成。Yang 等[121]研究了在25% Cr雙相不銹鋼中預(yù)固溶處理溫度（STT）對(duì)顯微組織和腐蝕行為的影響 。結(jié)果顯示，通過將STT 從1 060 ℃提高到1 230 ℃，尤其是在750 ℃時(shí)效時(shí)，可以有效抑制σ 相的形成 。因此，試樣的腐蝕速率取決于σ 相析出的量，并且更多的σ 相析出可導(dǎo)致從亞穩(wěn)態(tài)點(diǎn)蝕轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定點(diǎn)蝕，較長的時(shí)效時(shí)間增加了晶間腐蝕（IGC）敏感性，而較高的STT 有助于更好地抵抗IGC。經(jīng)過熱處理手段使得組織結(jié)構(gòu)發(fā)生了變化，從而提高雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕開裂抗性。

3.3 表面處理技術(shù)

與奧氏體和鐵素體不銹鋼等離子滲氮的研究類似，雙相不銹鋼在低溫（低于450 ℃）條件下等離子滲氮增強(qiáng)了耐磨和耐腐蝕性能。這歸因于膨脹奧氏體相的存在[122]。盡管雙相不銹鋼中存在奧氏體和鐵素體相，但Blawert 等[123]觀察到通過等離子體浸入離子注入法對(duì)雙相不銹鋼進(jìn)行低溫等離子體氮化后，氮的摻入導(dǎo)致鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)榕蛎泭W氏體相。與這一觀察相反，Bielawski 等[124]和Chiu 等[125]報(bào)道了分別通過氣體滲氮和活性篩網(wǎng)滲氮工藝在UNS S31803 雙相不銹鋼的鐵素體和奧氏體相中形成了膨脹鐵素體和膨脹奧氏體。通過氣體滲氮、活性篩網(wǎng)和等離子氮碳共滲工藝研究了碳對(duì)SAF 2205 雙相不銹鋼中相變的影響。在氮碳共滲條件下，膨脹奧氏體中氮和碳過飽和，雙相不銹鋼在400 ℃左右時(shí)表現(xiàn)出較好的耐蝕性[126-128]。Palma 等[129]研究了 UNS S32750 超級(jí)雙相不銹鋼（SDSS）在350、400 ℃下低溫等離子體氮化4 h，結(jié)果顯示，氮在鈍化行為和局部腐蝕的再鈍化敏感性中起著重要作用。Alphonsa 等[130]研究了在350、400、450、500 ℃下進(jìn)行4 h 等離子滲氮和氮碳共滲工藝，發(fā)現(xiàn) 400 ℃處理的樣品顯示出最高的耐腐蝕性和顯著提高的表面硬度。Mukahiwa 等[131]在奧氏體不銹鋼表面經(jīng)過碳涂層處理方式，研究發(fā)現(xiàn)表面形成了均勻且有一定厚度的氧化層，提高了其抗SCC 的性能。Lei 等[132]采用多弧離子鍍技術(shù)在304 不銹鋼表面沉積了多層ZrN/ZrO2涂層，在所有氯化物溶液中測試后，在多層涂層表面幾乎沒有觀察到任何微觀失效，提高了不銹鋼的耐腐蝕性。通過等離子滲氮滲碳表面處理技術(shù)，改變表層的化學(xué)成分和組織，大幅度地提高了雙相不銹鋼的抗SCC 性能。

4 結(jié)論與展望

雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕開裂是一個(gè)復(fù)雜的過程，針對(duì)不同的環(huán)境條件表現(xiàn)出不同的腐蝕開裂行為。雖然其腐蝕行為和防護(hù)技術(shù)取得了一定的成果，但是對(duì)于應(yīng)力腐蝕開裂腐蝕機(jī)理還存在爭議以及防護(hù)技術(shù)的實(shí)用性存在商榷。通過合金元素的添加和熱處理工藝的結(jié)合，形成一種新型雙相不銹鋼，有效提高其綜合性能，是增大雙相不銹鋼材質(zhì)抗應(yīng)力腐蝕開裂性能的重要措施，對(duì)完善雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕開裂研究具有重要理論意義。采用等離子滲碳滲氮等表面改性技術(shù)是提高雙相不銹鋼抗應(yīng)力腐蝕開裂的重要手段，具有廣闊的應(yīng)用前景，形成了雙相不銹鋼應(yīng)力腐蝕開裂“合金的添加+等溫?zé)崽幚?碳氮共滲”的針對(duì)性防護(hù)措施。由于雙相不銹鋼在石油化工行業(yè)的廣泛應(yīng)用，而石油化工行業(yè)具有高溫、高壓、H2S/O2/CO2/SO2復(fù)雜體系，因此研究雙相不銹鋼在高溫高壓四元復(fù)雜體系下的應(yīng)力腐蝕開裂行為及其防護(hù)技術(shù)是未來的研究方向。