雙相不銹鋼及其焊接接頭腐蝕研究進展

艾建陽，胡裕龍，王皓，劉信

雙相不銹鋼及其焊接接頭腐蝕研究進展

艾建陽，胡裕龍，王皓，劉信

（海軍工程大學 基礎部，武漢 430033）

雙相不銹鋼耐點蝕、耐晶間腐蝕和耐氯化物應力腐蝕性能優良，是優良的海洋用金屬材料，但其焊接接頭常成為薄弱區而發生腐蝕問題。從材料因素綜述了雙相不銹鋼腐蝕研究的進展。首先，總結了合金元素和熱處理對雙相不銹鋼耐腐蝕性能的影響。合金元素分配及其引起的二次相析出及產生的元素貧化區、鐵素體/奧氏體相比例的變化決定雙相不銹鋼的耐腐蝕性能，固溶處理可消除二次相及其周圍的貧Cr區、改善鐵素體/奧氏體相比例而提高鋼的耐腐蝕性能。其次，分析了雙相不銹鋼焊接接頭的腐蝕特點，綜述分析了焊接方法、熱輸入、保護氣體、焊后熱處理對焊接接頭耐蝕性的影響。鎢極氬弧焊（TIG）焊接接頭的耐局部腐蝕性能良好，采用合適熱輸入的多道焊，并控制好層間溫度，可提高焊接接頭的耐腐蝕性能。固溶處理雖可提高接頭的耐腐蝕性能，但目前難以應用于管路等工程構件的焊接接頭。最后，簡要探討了目前不銹鋼腐蝕研究存在的問題和下一步的研究方向。

雙相不銹鋼；焊接接頭；耐蝕性；合金元素；二次相；焊接工藝

雙相不銹鋼（Duplex Stainless Steel，DSS）是指在固溶狀態下組織為奧氏體和鐵素體的不銹鋼，兩相的比例一般為1∶1，任意一相含量至少為30%。雙相不銹鋼兼具鐵素體不銹鋼和奧氏體不銹鋼的性能優點，與鐵素體不銹鋼相比，具有更高的塑性、韌性、焊接性能和耐晶間腐蝕性能，且無室溫脆性；與奧氏體不銹鋼相比，雙相不銹鋼的強度高，耐點蝕、耐晶間腐蝕和耐氯化物應力腐蝕性能優良，已廣泛應用于電廠、石油、化工、海水淡化等重要領域[1]，在船舶（艦船）領域也獲得了一定的應用。雙相不銹鋼的耐腐蝕性能與組織狀態關系密切[2-6]，在實際使用中，不當的加工、焊接等處理會產生相比例失調、有害二次相析出等問題，使耐蝕性降低而產生腐蝕問題[7-8]。雙相不銹鋼耐流動海水沖刷腐蝕性能優異，臨界流速超過10 m/s，已應用于船舶海水管路系統，但管壁和焊接接頭常出現點蝕穿孔等腐蝕問題，嚴重影響海水系統的日常運行，焊接接頭腐蝕問題已成為雙相不銹鋼在船舶海水系統中應用面臨的重要問題。本文從影響雙相不銹鋼腐蝕行為的材料因素入手，對近年來雙相不銹鋼及焊接接頭的腐蝕研究進行了綜述分析，以期對雙相不銹鋼焊接接頭腐蝕問題的解決及雙相不銹鋼的合理應用提供參考。

1 雙相不銹鋼腐蝕的影響因素

按化學成分和點蝕當量值（PREN值），雙相不銹鋼可分為4類。第1類是以S32101為代表的低合金型，典型的成分為23Cr-4Ni-0.1N，鋼中不含Mo，PREN值為24～25；第2類是中合金型，典型成分為22Cr-5Ni-3Mo-0.15N，PREN值為32～33，典型鋼種為S31803（2205）；第3類是以S32550（255）為代表的高合金型，一般含25%Cr，還含有Mo和N，有的還含有Cu和W，典型成分為25Cr-6Ni-3Mo-2Cu-0.2N，PREN值為38～39；第4類是超級雙相不銹鋼型，Mo和N含量高，典型成分為25Cr-7Ni-3.7Mo-0.3N，有的也含W和Cu，PREN值大于40，典型鋼種為S32750（2507）和S32760（Zeron 100）。第1類雙相不銹鋼的耐蝕性能較差，目前在海洋環境中使用的主要是第2、第3類雙相不銹鋼，這些雙相不銹鋼在海洋環境中具有良好的耐蝕性，其發生全面腐蝕的可能性低，主要發生點蝕、縫隙腐蝕、晶間腐蝕、電偶腐蝕等形式的局部腐蝕[9-12]。研究表明[13-14]，在海洋環境中，合金元素和熱處理是影響雙相不銹鋼耐腐蝕性能的主要因素。

1.1 合金元素的影響

雙相不銹鋼中合金元素主要有Cr、Ni、Mo、N等，還可以加入Cu、Mn、Ti等合金元素，合金元素的種類、含量以及分布都會影響雙相不銹鋼鈍化膜的腐蝕行為。研究表明[15]，合金元素影響不銹鋼鈍化膜的成分和性能。合金元素在鐵素體和奧氏體中的分配和擴散存在明顯的差異，Cr、Mo、W等鐵素體穩定化元素富集在鐵素體中，Ni、N、Mn等奧氏體穩定化元素富集在奧氏體中，而合金元素在鐵素體中的擴散速率遠大于其在奧氏體中。在氯化物溶液中，影響雙相不銹鋼點蝕最重要的合金元素是Cr、Mo、N，其點蝕當量值PREN=Cr+3.3Mo+N（=16～30）。但該公式只考慮合金元素的作用，沒有考慮合金元素分布、二次相析出、組織不均勻等影響，而雙相不銹鋼的實際抗腐蝕能力又取決于PREN值低的相和Cr、Mo、N元素貧化的區。研究表明[16]，在中性弱侵蝕性溶液中，雙相不銹鋼鐵素體相的鈍化電流高于奧氏體相。有研究結果顯示，無N或N含量小于0.096%的雙相不銹鋼，奧氏體相發生腐蝕，而含N大于0.096%的雙相不銹鋼，則鐵素體相發生腐蝕[8,17]。崔教林等[18]發現含N量低的鋼的奧氏體相因耐蝕性較差而優先發生孔蝕，而含N量高的鋼因奧氏體相的耐蝕性得到改善而使鐵素體相優先產生孔蝕。這說明，對于目前常用的雙相不銹鋼，鐵素體相通常易于發生腐蝕，是弱相。需要指出的是，相比于某一相的PREN值高低，兩相間的電偶作用對雙相不銹鋼的耐點蝕性能有很大的影響，電偶作用越強，耐點蝕性能越低[3-5]。

Cr是雙相不銹鋼中重要的元素之一，對于雙相不銹鋼的組織性能有顯著的影響[19]。一方面，當Cr含量達到一定程度時，在氧化性介質作用下，不銹鋼表面會形成一層以Cr2O3為主要成分的連續且致密的鈍化膜，雙相不銹鋼的點蝕電位和再鈍化能力會隨著Cr含量的增加而提高；另一方面，由于Cr是鐵素體穩定化元素，Cr含量的提高會增加雙相不銹鋼中鐵素體的含量，過高的Cr含量會導致奧氏體/鐵素體相比例失衡，促進σ相、χ相、Cr2N等二次相的析出，而降低鋼的焊接性能和耐腐蝕性能。

Ni是奧氏體穩定化元素，在雙相不銹鋼中的主要作用是調節兩相的比例，使奧氏體/鐵素體相比例約為1∶1。Ni含量的提高可以增加雙相不銹鋼中奧氏體的含量，使晶粒變粗，減少點蝕的形核[20]；Ni富集在鈍化膜與基體金屬的界面處，可增加鈍化膜的厚度和保護能力[21]，從而提高鋼的耐局部腐蝕性能。但過高的Ni會顯著降低鐵素體的含量，使Cr、Mo等更多地富集在鐵素體中，促進σ相產生并增強奧氏體和鐵素體之間的電偶作用，從而降低鋼的耐腐蝕性能；過低的Ni則會增加鋼中鐵素體的含量，從而影響鋼的焊接性能和韌性。

Mo也是鐵素體穩定化元素，增加Mo含量可以提高鐵素體的含量，改善兩相組織，顯著提高鋼在氯化物中的耐點蝕和耐縫隙腐蝕性能[22]。一般認為，Mo提高鋼的耐蝕性是由于在鈍化膜/溶液界面吸附了鉬酸鹽和在鈍化膜/基體界面形成了Mo物種。鉬酸鹽起屏障作用，抑制點蝕的形核和發展；鈍化膜/基體界面的Mo物種可阻礙Fe和Cr的溶解。TIAN等[23]采用X射線光電子能譜（XPS）分析了2205鋼在含氯介質中的鈍化膜，鈍化膜中Mo的物種有Mo4+和Mo6+，2205鋼鈍化膜的Mo4+和Mo6+含量高于單相鋼，使2205鋼的鈍化膜穩定性高于單相鋼。Mo含量增加可以提高雙相不銹鋼的耐點蝕性能，如Mo質量分數為0.5%～3.5%的24Cr雙相不銹鋼在3.5%NaCl溶液中的點蝕電位隨著Mo含量的增加而變正[24]。但Mo擴大σ相的形成溫度范圍并縮短形成時間，促進σ相等二次相的析出，因此過高的Mo含量反而會降低鋼的耐蝕性[25]。

N是雙相不銹鋼的重要合金元素，為強奧氏體穩定化元素，Cr可以促進N在鋼中的溶解，N的溶解度隨Cr含量的增加而快速增加。N在鐵素體中的溶解度低，主要溶解在奧氏體中，其分配系數[]δ/[]γ約為0.1[15]。固溶的N有很強的再鈍化作用，316L不銹鋼的點蝕電位隨著固溶N含量的增加而提高[26]。N提高奧氏體的含量，可抑制或延遲奧氏體中二次相的析出，尤其可抑制含Mo較高的鋼中σ相的析出，因而可提高鋼的耐蝕性。2205鋼的XPS分析表明，N以NH4+形式富集在鈍化膜下，鈍化膜中N和Mo的反應提高了鈍化膜的保護作用[27]；NH4+會與氯發生作用，可抑制氯對局部腐蝕的促進作用[21]。高N奧氏體不銹鋼在1 mol/l NaCl+0.1 mol/l HCl溶液中的縫隙腐蝕表明，在0.2 V（vs. SCE）恒電位下的縫隙腐蝕時，形成了NH4+[28]，NH4+可阻止pH值下降，促進再鈍化[26,28]。研究表明，N提高了鈍化膜中的Cr6+，降低了Cr3+[29]。N可以顯著提高28Cr-7Ni雙相鋼在空氣中飽和的3.5%NaCl溶液中的點蝕電位，但N含量在0.11%～0.34%范圍內，點蝕電位基本保持不變[17]。由于N在雙相不銹鋼中的溶解度有限，過多的N會以氮化物形式析出（Cr2N是主要的析出形式），Cr2N的析出會使耐點蝕性能急劇下降，Cr2N是點蝕誘發最敏感的位置[30]。適量的N可提高不銹鋼的耐晶間腐蝕性能，這是由于N作為活性元素優先沿晶界聚集，降低了C和Cr原子的擴散能力，從而可抑制M23C6型碳化物的析出和延緩σ、χ相的形成。另外，有研究指出，N僅是強化Cr、Mo在奧氏體中的耐蝕作用，Cr、Mo的存在是N改善奧氏體耐蝕作用的前提[15]，N和適量的Cr、Mo結合，能顯著提高不銹鋼的耐點腐蝕和縫隙腐蝕的能力[31]。

Mn在雙相不銹鋼中的作用較為復雜，Mn是奧氏體穩定化元素，增加Mn會提高鋼中奧氏體的比例，提高沖擊韌性，但會降低鋼的耐局部腐蝕性能，如Mn含量高的316L不銹鋼的點蝕電位低于Mn含量低的鋼[26]。Mn會與鋼中雜質S形成MnS夾雜，這些MnS夾雜會成為點蝕源進而誘發點蝕。另外，JANG等[32]發現Mn含量的增加反而會降低奧氏體的含量，使奧氏體的形狀變得更加尖銳且減小奧氏體的尺寸，降低鋼的耐蝕性，尤其是耐點蝕性能。目前關于Mn在雙相不銹鋼中的作用還存在爭議，但Mn提高N在雙相不銹鋼中溶解度的作用已被證實，因此添加Mn主要是為了提高N的溶解度[33]。

W是鐵素體穩定化元素，可以提高鐵素體的含量，在雙相不銹鋼中的作用與Mo相似，在PREN值計算公式中，W的系數為1.65，為Mo的1/2[34]。由于W在鐵素體中的擴散速率要低于Mo，W部分取代Mo可以延緩σ、χ等有害相的析出，從而改善雙相不銹鋼的耐蝕性[34-35]。W和Mo均可提高Fe-29Cr鐵素體不銹鋼在含Cl?溶液中的點蝕電位，W和Mo的作用效果基本相同，但兩者之間沒有協同作用[36]。含Mo或W的304不銹鋼鈍化膜的XPS研究表明[37]，在低電位[0.24 V（vs. SHE）]鈍化時，鈍化膜中含Mo6+，而在高電位[1.04 V（vs. SHE）]鈍化時，由于W（Ⅵ）鹽低的溶解度，鈍化膜中的W6+明顯多于Mo6+。這表明在通常的電位條件下，Mo提高鈍化膜穩定性的作用明顯高于W。

合金元素除各自影響鐵素體、奧氏體的腐蝕行為外，還影響兩相的比例、二次相的析出而影響雙相不銹鋼的腐蝕行為。圖1為退火S32101、2205和2507鋼的點蝕電位pit與α相體積分數的關系[3-5]，可知不同鋼的α/γ比對耐點蝕性能的影響存在明顯的差異。在退火過程中，鐵素體α和奧氏體γ的元素含量、兩相比同時發生變化，使不同α/γ比時兩相的PREN值及電偶作用均發生變化。對于2507鋼，當鐵素體的體積分數為56%時，兩相間的電偶腐蝕速率最低，耐點蝕性能最好；而對于S32101鋼，鐵素體（PREN值約為20）明顯弱于奧氏體，點蝕的誘發和擴展發生在鐵素體，在奧氏體的電偶作用下，隨著鐵素體體積分數的增大，加速了點蝕的擴展而降低了耐點蝕性能。

二次相的析出及其形成的貧Cr區是引起晶間腐蝕的主要原因。2304鋼經700 ℃和750 ℃的敏化處理，因Cr2N的析出及其周邊形成了貧Cr區而使耐晶間腐蝕性能和耐點蝕性能顯著下降[38]。2205鋼時效處理時，析出σ相和Cr2N，析出相周邊出現貧Cr區而增大晶間腐蝕敏感性[39]。σ相析出速度快、尺寸大，對晶間腐蝕的影響很大；敏化時間延長，σ相增多，周圍貧Cr區增多，而增大晶間腐蝕敏感性[40-41]。研究表明[42]，M23C6析出產生的周邊貧Cr區而產生晶間腐蝕，通過擴散可彌補M23C6周圍的貧Cr區，使其Cr超過臨界值12%～13%而消除或顯著降低晶間腐蝕敏感性。但對于奧氏體不銹鋼，需經≥600 ℃很長時間（≥30 000 h）的時效才能彌補貧Cr[43]。雖然鐵素體中合金元素的擴散速率遠大于奧氏體，但σ相從鐵素體中析出引起的貧Cr區為二次奧氏相（γ2）[44]。因此，通過擴散彌補也難以消除貧Cr區。

圖1 退火S32101[3]、2205[4]和2507[5]鋼的點蝕電位Epit與α體積分數的關系

縫隙腐蝕是雙相不銹鋼最常見的一種局部腐蝕形式，縫隙腐蝕和點腐蝕很相似。一般認為，有較好耐點蝕能力的合金也有較好的耐縫隙腐蝕能力，碳化物、氮化物、σ相、χ相的析出對鋼的耐縫隙腐蝕都是有害的。雙相不銹鋼的PREN值基本與其在自然海水或FeCl3溶液中臨界縫隙腐蝕溫度（CCT）相當[45]。雙相不銹鋼的CCT與Cr、Mo、N含量的關系為CCT=3.2Cr+7.6Mo+10.5N?81（℃）[46]。這說明合金元素對耐點蝕性能和耐縫隙腐蝕性能的影響基本相同。研究表明[45]，在自然海水中，S32760鋼的耐縫隙腐蝕性能優于2507鋼，2507鋼又顯著優于255鋼。對比3種鋼的成分可知，2507鋼的Mo、Ni、N含量高于255鋼，而S32760鋼又比2507鋼多了W和Cu。這也表明Mo、Ni、N、W和Cu可以提高鋼的耐縫隙腐蝕性能。縫隙腐蝕首先在縫隙內以亞穩態點蝕的形式萌生，縫隙內存在明顯的選擇性腐蝕行為。Wang等[47]發現2507鋼縫內活性區存在電偶腐蝕，鐵素體優先溶解，奧氏體保持鈍態。但韓冬[16]發現縫內不同區域的選擇性腐蝕行為是不同的，從縫隙中心到縫隙外部，2304鋼發生活性溶解的相的順序依次為鐵素體相、鐵素體/奧氏體相、奧氏體相。這表明在不同環境條件下，合金元素對兩相腐蝕行為的影響會發生變化，相耐蝕性的相對強弱也會發生變化。

綜上所述，雙相不銹鋼中鐵素體、奧氏體的耐蝕性及整體的耐蝕性主要受Cr、Mo、N的影響，Ni影響兩相的比例及兩相中Cr、Mo等元素的分配而影響耐蝕性；合金元素分配及其引起的二次相析出及產生的元素貧化區、鐵素體/奧氏體相比例的變化以及兩相間的電偶作用決定雙相鋼的耐腐蝕性能。但需指出的是，在雙相不銹鋼腐蝕行為的大多數研究中，雖然獲得了雙相不銹鋼耐點蝕、晶間腐蝕和縫隙腐蝕性能優于奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼的結論，但還未見對比研究奧氏體相與奧氏體不銹鋼、鐵素體相與鐵素體不銹鋼的腐蝕行為差異方面的文獻，因此還難說清合金元素是提高了奧氏體相或鐵素體相，還是發揮了兩相的協同作用而提高了雙相不銹鋼的耐局部腐蝕性能。另外，在耐點蝕、晶間腐蝕和縫隙腐蝕性能研究中，大多研究采用ASTM的加速試驗方法或電化學方法，針對具體的使用環境進行試驗研究還較少，還沒有全面獲得合金元素對雙相鋼海水腐蝕、鈍化行為的影響。

1.2 熱處理的影響

雙相不銹鋼的熱處理工藝通常為固溶處理和時效處理。

1.2.1 固溶處理

固溶處理是將不銹鋼加熱至較高溫度，使其中的碳化物及可能存在的σ相等溶入奧氏體，然后快速冷卻以獲得全部的固溶體組織。雙相不銹鋼固溶處理可使Cr、Mo、Ni、N等合金元素在奧氏體和鐵素體兩相中的分布趨于平均，減少或消除二次相，減少或消除貧Cr區，發生奧氏體向鐵素體的轉變，從而影響鋼的組織和性能[48]。固溶處理的參數主要是固溶溫度、保溫時間以及冷卻速度。張子英[49]研究認為，當固溶處理溫度低于1 080 ℃時，2304鋼中的奧氏體為弱相，固溶處理高于1 080 ℃時，鐵素體為弱相。刑珊珊等[50]研究表明不同化學成分的雙相不銹鋼都存在一個最佳固溶溫度，且合金元素含量高的雙相不銹鋼的最佳固溶溫度一般較高，尤其是Cr、Mo、W等合金元素含量高的雙相不銹鋼。在最佳固溶溫度下，鋼中奧氏體/鐵素體相比例接近1∶1且無有害二次相析出，兩相間的電偶作用小，綜合性能達到最佳。當固溶溫度低于該溫度時，鋼中的σ相等有害相不能完全固溶，甚至促進σ相的析出，也不能充分改善兩相比例，從而降低鋼的耐蝕性能和力學性能。如2507鋼在不高于950 ℃固溶處理時因析出σ相而嚴重惡化鋼的性能[51]。由于Ni、Mo的存在，尤其是Mo，擴大σ相的形成溫度并縮短形成時間，使σ相可能在高于950 ℃時存在甚至數分鐘內析出[15]。W也會提高雙相不銹鋼中σ相的穩定性，使其易于析出[52]。過高的固溶溫度則會顯著增加鐵素體的含量[53]，隨著固溶溫度的提高，鐵素體中Cr、Mo含量下降而使其活性溶解能力增強，而且活性溶解能力的增幅大于奧氏體，使鐵素體成為點蝕優先發生的區域而降低耐點蝕性能和耐縫隙腐蝕性能[16]。對于含N較高的雙相不銹鋼，由于N在鐵素體中的固溶度很低，鐵素體中N含量的提高會導致N以Cr2N的形式析出，造成析出區域附近貧Cr，成為點蝕源而降低鋼的耐蝕性。如S32760鋼，其最佳固溶溫度為1 060 ℃，1 100～ 1 300 ℃固溶處理時，隨著固溶溫度的提高，鐵素體的N固溶度增大，而使水冷后鐵素體晶內Cr2N析出量增加[52]。Wan等[14]認為，保溫時間的延長對兩相比例的影響不大，但會使鐵素體和奧氏體晶粒變粗而降低鋼的強度，由于晶界減少，可在一定程度上提高鋼的耐蝕性。保溫時間的延長也會促進Cr、Mo、Ni、N等元素在奧氏體和鐵素體兩相中的分布趨于平均，從而影響鋼的耐蝕性。

固溶處理后的冷卻速度也影響雙相不銹鋼的組織性能。過慢的冷卻速度會使更多的鐵素體向奧氏體轉變，尤其是在500～1 000 ℃范圍內，鐵素體相不能穩定存在，在奧氏體轉變過程中還會產生σ、χ、氮化物、碳化物以及二次奧氏體等有害相。奧氏體相的增多雖然可以提高鋼的韌性和焊接性，但會降低鋼的強度，而有害相的析出嚴重影響鋼的耐腐蝕性能。過快的冷卻速度則不利于鐵素體向奧氏體轉變，導致鋼中保留大量的鐵素體，從而降低其韌性和焊接性。冷卻速度過快時，Cr、Mo等原子來不及擴散會使鐵素體中Cr、Mo等元素的濃度降低，N原子來不及向奧氏體中擴散會使鐵素體晶內析出Cr2N[52]，導致鐵素體的耐點蝕性能下降。冷卻速率的影響還與固溶溫度有關。例如，與1 300 ℃直接水淬相比，S32760鋼在1 300 ℃固溶后爐冷至1 100 ℃然后水冷至室溫，鐵素體晶粒內部彌散析出的Cr2N量明顯減少；1 100 ℃固溶后空冷的鐵素體晶粒內部幾乎沒有Cr2N析出，而1 100 ℃固溶后水淬的鐵素體晶粒內部有明顯的Cr2N析出。在緩冷過程中N可以擴散回到奧氏體，而在激冷過程中則以Cr2N原位彌散析出。

另外，固溶溫度對固溶態的雙相不銹鋼冷軋、退火后的耐腐蝕性能也有影響。2205鋼在1 200 ℃固溶并經冷軋退火后，獲得兩相均勻分布的等軸組織，形成-和-取向關系低能相界，且鐵素體中低界面能的小角度晶界所占比例超過50%，這些低能界面抑制了鐵素體晶粒的長大，提高了耐晶間腐蝕性能；而在1 050 ℃固溶并經冷軋退火后，顯微組織為兩相條帶組織，鐵素體中以大角度晶界為主，其耐晶間腐蝕性能較差[54]。

以上表明，固溶處理過程中的元素擴散、鐵素體-奧氏體轉變，可引起二次相的析出及周圍貧Cr區的變化，可造成鐵素體/奧氏體相比例的變化，從而影響鋼的耐腐蝕性能。其中，固溶溫度是決定雙相不銹鋼組織、耐腐蝕性能的關鍵因素。

1.2.2 時效處理

圖2為2205雙相不銹鋼的時間-溫度-轉變曲線（TTT曲線），在不同的溫度加熱保溫，鋼中會析出不同的二次相[7]。圖3為采用Thermo-Calc軟件（version 3.0，TCFE 7 database）計算的2205和2507鋼中各相的平衡分數與溫度的關系[4-5]，在1 000 ℃以下時效處理，會析出σ、氮化物、χ、碳化物等二次相[55]。雙相不銹鋼中的σ相是一種硬而脆的富含Cr、Mo的金屬間化合物，由鐵素體分解而來，通常在α/α晶界沉淀析出而形成連續的網狀；σ相的析出往往會造成析出區域附近貧Cr而成為腐蝕優先發生的區域，從而顯著降低鋼的耐蝕性（如圖4所示）[56]。因此，σ相被認為是對雙相不銹鋼組織性能危害最大的相。有研究認為，低溫析出的σ相可能比高溫形成的相同體積分數的σ相對耐蝕性影響更大[8]，這也表明σ相附近貧Cr區對耐蝕性有明顯的影響。但有研究表明，σ相析出引起的貧Cr區是二次奧氏體相，其Ni、Mn含量高于初生奧氏體，Cr、Mo含量低于初生奧氏體，Cr含量仍較高（高于12%），其產生的晶間腐蝕敏感性低于M23C6引起的貧Cr區[44]。

χ相也是一種富含Cr、Mo的金屬間化合物，也同樣會降低鋼的耐蝕性。與σ相相比，χ相的析出動力學更快，在鐵素體/奧氏體相界處與σ相共存析出[44]，時效時間延長，χ相轉變為σ相。χ相的含量很少，析出溫度較低且穩定存在的溫度范圍較窄，且χ相往往在析出后不久就會轉化為σ相而不容易被觀察到。R相（也稱η相或Laves相）也是一種脆性的富Mo的金屬間化合物。χ相和R相的含量通常都很少且很難區分，因此有時統稱為σ相。碳化物主要以M23C6和M7C3形式在奧氏體/鐵素體相界處析出，析出溫度一般低于1 050 ℃，碳化物的析出會造成析出區域附近貧Cr而使相界成為腐蝕優先發生的區域，降低鋼的耐蝕性。但目前常用的都是超低碳雙相不銹鋼，因此碳化物的析出對組織性能的影響不大。氮化物主要的析出形式為Cr2N和CrN，在鐵素體內部或鐵素體/奧氏體相界處析出，氮化物的析出會造成析出區域附近貧Cr，導致鐵素體的PERN值減小，易發生點蝕和晶間腐蝕（如圖5）[56]，而降低鋼的耐蝕性。二次奧氏體（γ2）是在鐵素體分解成σ相或Cr2N的過程中產生的，其Cr含量比初生奧氏體低而成為弱相，降低鋼的耐蝕性。π相是一種富Mo的氮化物，π相的析出會引起鋼的脆性，降低鋼的耐點蝕性能。

圖2 2205鋼的TTT曲線[7]

圖3 2205（a）[4]和2507（b）[5]鋼中各相的平衡分數與溫度的關系

圖4 σ相的TEM形貌及σ相引起晶間腐蝕（IGC）的形貌[56]

時效溫度和時效時間對二次相的析出有顯著的影響。隨著時效溫度的提高，χ、σ、Cr2N等二次相析出且析出量逐漸增加。在850 ℃左右時，σ相的析出行為最敏感，析出最為迅速，且隨著時效時間的延長，其析出量逐漸增加[57-58]。2205鋼經1 155 ℃固溶處理1 h后，800 ℃時效的時間對點蝕電位的影響如圖6所示，隨著時效時間的延長，σ相析出量逐漸增加而降低了點蝕電位[2]。而王成軍等[39]研究表明，1 050 ℃固溶處理的2205鋼。沒有二次相析出，晶間腐蝕抗力最大，時效時鐵素體中析出Cr2N+σ，產生貧Cr區，隨著時效時間的延長，析出相增加，耐晶間腐蝕性能逐漸降低。以上表明，延長時效時間會使二次相析出及析出量增加而降低鋼的耐蝕性。但長時間的時效，因Cr元素擴散可對貧Cr區進行自修復，晶間腐蝕敏感性又有所降低[44]。

圖5 Cr2N引起α/α晶界晶間腐蝕（IGC）和點蝕的形貌[56]

圖6 2205不銹鋼在800 ℃下時效處理的時間對點蝕電位的影響[2]

因此，雙相不銹鋼一般不進行時效處理，即使需要時效處理，也應對時效溫度和時間嚴格控制，以免產生有害相而降低雙相不銹鋼的耐蝕性。

2 雙相不銹鋼焊接接頭的主要腐蝕特點

由于焊接熱循環的作用，焊接接頭的組織結構復雜，通常分為3個區：焊縫金屬區、高溫熱影響區（HT-HAZ）和低溫熱影響區（LT-HAZ）。由于焊條或焊絲、焊接工藝等方面的差異，雙相不銹鋼焊接接頭的各區組織中常常出現合金元素分布、相比例、二次相等方面的差異，還會產生焊接應力，甚至出現焊接缺陷等問題，這些問題都會對雙相不銹鋼的腐蝕行為產生影響，易產生腐蝕問題。

雙相不銹鋼焊接一般采用熔化焊，有焊條電弧焊（MMA）、藥芯焊絲電弧焊、氬弧焊、埋弧焊（SAW）等方法，SAW效率高，但焊接接頭的沖擊韌性及耐腐蝕性能較差[59]，目前最常用的是MMA和鎢極氬弧焊（TIG或GTAW）。焊接接頭的主要特點是接頭各部位組織存在不均勻性，焊縫和熱影響區（HAZ）的組織與母材相比有較大的差異。為避免焊縫過多的鐵素體和二次相產生，通常采用Ni含量高于母材的焊絲，并對焊接工藝進行合理設計，使焊縫區的組織可以接近理想狀態，保證焊縫的力學性能和耐腐蝕性能。在焊接熱循環作用下，HAZ處于快冷狀態，冷卻后會保留較多的鐵素體，使Cr、Mo、N等元素在鐵素體和奧氏體中的分配存在問題，會引起二次相析出和相比例失衡，而使HAZ成為焊接接頭性能的薄弱區。研究表明[60]，雙相不銹鋼焊接接頭發生腐蝕失效的主要位置通常不是焊縫，而是HAZ，腐蝕形式主要是點蝕、晶間腐蝕、縫隙腐蝕和應力腐蝕等局部腐蝕。Geng等[61]研究發現，采用TIG焊接后，2205鋼HAZ的耐蝕性低于母材和焊縫，原因在于較低的熱輸入和較快的冷卻速度導致HAZ鐵素體含量過多和晶粒粗大，且析出了Cr2N，降低了HAZ的耐蝕性。包曄峰等[62]研究表明，在3.5%NaCl溶液中，2205鋼HAZ的點蝕敏感性最高，自修復能力最差，認為雙相不銹鋼焊接接頭的耐點蝕性能取決于奧氏體相的耐點蝕性能，HAZ奧氏體相的Mo含量明顯低于母材和焊縫，使HAZ奧氏體相的PREN值小于母材和焊縫，使HAZ的點蝕敏感性增大。HT-HAZ位于熔合線附近，容易出現粗大的鐵素體，如果HT-HAZ的冷卻速度過快，鐵素體來不及轉變為奧氏體，鐵素體中過飽和的N和Cr發生結合而析出氮化物[63]。大量的研究表明，雙相不銹鋼焊縫的主要問題發生在HT-HAZ。譚華[44]的研究表明，鐵素體相是HT-HAZ的弱相，鐵素體相腐蝕，穩定點蝕只發生在鐵素體相內，原因是鐵素體相的Cr和Mo含量低于母材。這與文獻[62]的結果表面上存在一定的矛盾，這可能與兩者的焊接工藝存在差異有關，但焊接接頭HAZ相的強弱與合金元素在兩相中的差異是對應一致的，即Cr和Mo含量低的相是弱相。

3 影響焊接接頭耐腐蝕性能的因素

雙相不銹鋼焊接接頭的耐腐蝕性能除與鋼的成分有關外，還與焊接工藝有關。鋼的成分對焊接接頭的耐蝕性有重要影響。研究表明[44]，Creq/Nieq值是決定雙相不銹鋼焊接性能的關鍵因子，Creq/Nieq值越小，HT-HAZ的鐵素體比例越低，CPT值下降越小，焊接前后母材的CPT值變化越小，耐點蝕性能下降越小。在焊接熱循環作用下，焊接工藝會顯著影響雙相不銹鋼焊接接頭的組織性能，包括焊接方法、焊接熱輸入、保護氣體成分等，焊后熱處理也影響接頭的耐腐蝕性能。

3.1 焊接方法

焊接方法對焊接接頭的腐蝕行為有明顯的影響。在鎢極惰性氣體保護焊工藝下，鐵素體轉變成奧氏體較充分，焊縫區奧氏體/鐵素體的相比例較接近于理想的相平衡。焊條電弧焊（SMAW或MMA）焊接接頭中的鐵素體量比TIG接頭的多，焊接接頭的耐腐蝕性能低于TIG[59,64]。王治宇等[65]發現SMAW、TIG和SAW焊接接頭中HAZ鐵素體相的比例相差不大，均為55%～60%，但TIG焊縫因累積熱輸入較大，鐵素體平均晶粒尺寸較SAW大，TIG和SAW接頭的耐點腐蝕能力相當，SMAW較差，這主要與SMAW接頭氧位較高有關。袁世東[59]對比研究了TIG、TIG打底+ SMAW蓋面、TIG打底+SAW蓋面焊接對耐腐蝕性能的影響，結果顯示，SMAW焊縫金屬的鐵素體含量高于SAW，SAW和SMAW焊縫金屬的氧含量顯著高于TIG，TIG焊縫金屬的抗晶間腐蝕性能最好，SAW焊縫金屬的抗晶間腐蝕性能次之，SMAW的抗晶間腐蝕性能最差。以上表明，在常規焊接方法中，TIG焊接接頭的耐腐蝕性能通常優于SAW和SMAW。

近年來，為了保證焊接質量、提高焊接效率，開展了許多特種焊接技術在雙相不銹鋼上的研究，主要體現在高能焊接、攪拌摩擦焊和等離子弧焊（PAW）等[66]。

攪拌摩擦焊焊接技術具有能耗低、污染小、焊接質量好等特點，可避免傳統熔化焊易使雙相不銹鋼焊接接頭出現焊縫區組織粗大和HAZ鐵素體含量高等問題。攪拌頭轉速對焊接接頭焊縫區的組織性能有明顯的影響，轉速的高低決定焊接熱輸入的高低，影響鐵素體相的含量和σ相的析出而影響接頭的耐腐蝕性能[67]。摩擦焊對焊接材料尺寸和形狀的要求較高，管材和厚度較小的板材均不能使用摩擦焊，且最大焊接截面受限。

高能焊接主要有激光焊（LBW）、電子束焊（EBW）等。LBW的熱量集中，其熱輸入非常小，冷速極快，焊縫鐵素體含量極高（可超過90%），且析出Cr2N較多[44]。LBW焊縫非常窄，沒有明顯的HAZ（HAZ幾乎不能與熔合區分開）。研究表明，LBW焊接接頭的耐均勻腐蝕性能高于母材，但耐點蝕性能則較差[68]。2205鋼的LBW+MIG復合焊接結果顯示[69-71]，焊接接頭組織的上、中、下各部位差別較大，焊縫的元素含量及在兩相中的分布較母材有較大差異，尤其是Mo 在鐵素體中偏聚較為嚴重，HAZ的耐蝕性較差，點蝕優先發生在熔合線附近的HAZ，復合焊接接頭的耐點蝕和耐晶間腐蝕性能均低于激光焊接接頭。EBW可以降低焊接接頭的氧位，但鐵素體相的比例高。2205鋼EBW焊縫的奧氏體含量不到5%，且有大量Cr2N沿鐵素體晶界析出，耐點蝕性能顯著低于母材[72]。高能焊接的焊后冷速快，不易填充金屬，焊縫鐵素體含量高，HAZ的鐵素體/奧氏體相比例不易控制[69]，Cr2N等相易于析出，因此接頭的耐局部腐蝕性能較低。

PAW的焊縫較寬，HAZ范圍大，HAZ寬度超過600 μm，且鐵素體含量也較高（約75%），合金元素Cr、Mo、Ni的分配發生失衡，也有Cr2N析出[44]。PAW焊接接頭的耐點蝕性能較差，熔合線附近HAZ的鐵素體是易發生點蝕的部位。

3.2 焊接熱輸入

焊接熱輸入是指焊接能源輸入給單位長度焊縫上的熱能，其值等于焊接電流、電弧電壓、熱效率的乘積和焊接速度的比值。Linton等[73]分析2205鋼反應容器的失效問題時發現，失效的主要原因是不合理的熱輸入使焊縫處存在較大的殘余應力和有害相Cr2N，導致焊縫處發生縫隙腐蝕和應力腐蝕開裂。焊接熱輸入越高，焊接接頭在較高溫度范圍內停留的時間越長，尤其是12/8（1 200～800 ℃的停留時間）越大，越有利于鐵素體向奧氏體轉變，使HAZ寬度增大，導致HAZ和焊縫金屬的晶粒粗大[74-75]。龔利華等[76]的研究表明，較高的熱輸入使得TIG焊接接頭的冷卻速度相對較慢，有助于Cr的擴散而消除晶界的貧Cr，減小晶間腐蝕傾向；但較高的熱輸入，會導致兩相中元素分配不均衡而使鐵素體相優先發生腐蝕，從而惡化整體的耐點蝕性能。對于N含量較高的雙相不銹鋼，由于N會影響Cr、Mo等元素在兩相中的分配系數，促進Cr、Mo從鐵素體相到奧氏體相的轉移，因此高的熱輸入會降低焊接接頭鐵素體的PREN值，但可提高奧氏體相的耐點蝕性能。Wang等[77]研究發現，熱輸入的提高會增加Zeron 100鋼焊接接頭奧氏體的含量，可避免出現鐵素體相過多和Cr2N相析出等現象，可提高焊接接頭的耐蝕性。但是，隨著熱輸入的提高，當奧氏體含量達到60%以上時，過低的鐵素體含量會降低接頭的強度并使Cr、Mo等元素在鐵素體中濃縮，促進σ相析出而降低耐腐蝕性能；過高的奧氏體含量則會使Cr、Mo在奧氏體中的濃度下降，減小奧氏體的PREN值而降低奧氏體的耐點蝕性能。劉潔等[78]的研究表明，當熱輸入小于2.965 kJ/mm時，2507鋼HAZ奧氏體含量隨著熱輸入的增加而增加，奧氏體的PREN值均大于鐵素體的PREN值，HAZ的點蝕電位從1 030 mV（SCE）提高至1 082 mV；但熱輸入繼續增加至2.965 kJ/mm時，因有粒狀χ相在兩相交界處析出而導致組織的點蝕電位降至1 065 mV。譚華[44]的研究表明，隨著熱輸入的增大（0.5～3.5 kJ/mm），2507鋼的臨界點蝕溫度（CPT）先增加后稍微下降。以上表明，存在一個最佳的熱輸入，可使兩相的合金元素和相比例處于最佳，且沒有二次相析出，而使焊接接頭獲得良好的耐蝕性。

熱輸入決定著冷卻速率，冷卻速率對HAZ的相平衡起著重要的作用[42]，對HAZ的組織和性能有很大的影響。李為衛等[79-81]研究了冷卻時間對2205鋼HAZ組織與性能的影響，認為12/8主要影響奧氏體的析出量，對HAZ的相比例和組織形態有明顯的影響；而8/5（800～500 ℃的停留時間）則主要影響二次相（如σ相、碳化物、氮化物）的析出行為，對HAZ的相比例和組織形態影響不大。研究結果顯示[44]，隨著冷速下降，冷卻過程中12/8越大，HT-HAZ析出的奧氏體相越多，奧氏體晶粒越粗大，CPT越高，耐點蝕性能越好，認為鐵素體相是HT-HAZ的弱相，鐵素體相優先發生腐蝕，穩定點蝕只發生在鐵素體相內。但需要指出的是，這些研究沒有對HAZ兩相間的電偶作用情況進行試驗分析，具體影響機理還有待進一步深入研究。

采用多道焊可以解決因冷卻速度快造成的接頭鐵素體含量高及鐵素體Cr、Mo含量低的問題。研究表明，前層道焊縫會受后續道焊縫的熱處理作用，從而使前一道焊縫的奧氏體含量增加，使兩相合金元素分配均衡，可提高焊縫的耐蝕性[82]。2304鋼經第一道焊接熱循環，HAZ的兩相合金元素含量差異較小，鐵素體中的Cr和Mo含量明顯低于母材鐵素體，使HAZ鐵素體的CPT明顯下降，耐點蝕性能顯著下降[44]。隨著焊接道數的增加，Cr和Mo逐漸向鐵素體富集，而Ni和Mn向奧氏體富集，HAZ鐵素體的Cr和Mo含量逐漸增加，CPT逐步上升，耐點蝕性能逐漸提高[44]。有研究結果顯示，多道焊焊縫的鐵素體含量約比單道焊低10%[83]。但如果多道焊工藝控制不當，也可能對焊縫性能不利。Zhang等[84]研究發現，后一道焊接對前一道焊接的熱處理作用不足時，可導致Cr2N和二次奧氏體在晶界處析出，降低2205鋼焊接接頭的腐蝕抗力。層間溫度對焊縫和HAZ的組織和耐蝕性也有較大影響，提高層間溫度意味著焊縫可以在較高的溫度下停留較長的時間，促進鐵素體向奧氏體轉變，從而改善焊縫的組織性能。過低的層間溫度達不到改善組織的目的，但過高的層間溫度在提高奧氏體含量的同時也會促進鐵素體分解產生σ、χ、Cr2N等有害相，反而不利于接頭耐蝕性的提高。因此，層間溫度一般控制在150～200 ℃。

以上表明，適當的熱輸入、多道焊并控制好層間溫度，可以避免HAZ相比例的失衡、合金元素分配的失衡、二次相的析出，獲得耐蝕性良好的焊接接頭。需要指出的是，在熱輸入影響接頭耐蝕性的研究中，大多沒有涉及焊接應力對腐蝕行為的影響，也很少涉及兩相間電偶作用對耐蝕性的影響。另外，在實際的TIG焊等手工焊接操作中，熱輸入常會存在一定的波動，這對接頭耐腐蝕性能的影響還未見相關報道。

3.3 保護氣體

雙相不銹鋼焊接時通常需要進行氣體保護，其目的是隔絕空氣和改善接頭的組織。保護氣體以Ar、He等惰性氣體為主，Ar、He具有很高的穩定性，不會在焊接過程中影響雙相不銹鋼的組織成分，具有較好的保護效果[85]；實際焊接時惰性保護氣中通常還會加入少量的N2、CO2等氣體進行輔助，以達到改善焊接工藝性能，進一步提高焊接接頭質量的目的。

保護氣體的成分影響TIG焊縫金屬的化學成分和性能。有研究表明[86-87]，采用純Ar保護時，存在電弧不穩定、熔池流動性差的問題，焊縫根部會析出Cr2N，導致焊縫根部耐點蝕性降低，點蝕發生在焊縫金屬或沿著熔合線發生；Ar+CO2則存在焊縫金屬填充不足、焊縫根部多孔的問題；Ar+30%He的焊接性良好，保護氣體為Ar+30%He+0.5%CO2+1.8%N2時，2507鋼管焊接接頭的耐腐蝕性最好[86]。背面采用保護氣體，可提高TIG焊縫金屬的耐蝕性；采用N2進行背面保護，可提高焊縫耐蝕性，點蝕發生在離熔合線1～3 mm的HAZ；采用90%N2+10%H2進行背面保護，可顯著改善焊縫的耐點蝕性能，TIG根部焊縫的耐蝕性（CPT）接近母材[87]。

在焊接過程中，焊接接頭處于快速加熱和冷卻的狀態，導致焊接接頭中鐵素體相的含量高，甚至析出σ、χ和Cr2N等有害相，而降低接頭的韌性和耐蝕性。而且焊接過程中還會燒損一部分Ni和N，降低接頭中的奧氏體含量[88]，從而影響接頭的耐蝕性。在保護氣體中會添加一定量的N2，不僅可改善兩相比例，還可調節合金元素Cr、Mo、Ni等的分布，從而改善接頭的耐腐蝕性能。保護氣體中的N2體積分數一般為2%～3%，若使用Ni含量高于母材的焊絲時，可適當減少N2含量。Kim等[89]的研究表明，在Ar中加入2%N2提高了焊縫的奧氏體含量，減少了Cr2N析出，提高了焊縫鈍化膜的穩定性及接頭的耐蝕性和耐沖刷腐蝕性能。龔利華等[90]的研究也表明，焊接中較高的熱輸入以及保護氣體中添加2% N2有助于提高焊接接頭中奧氏體相的比例，增大焊接接頭電化學性質的穩定性，從而提高其腐蝕抗力。Zhang等[56]的研究表明，Ar中加入N2，可補償N的燒損，促進N進一步溶入奧氏體尤其是二次奧氏體，可抑制Cr2N在焊縫根部析出，提高焊縫和HAZ的奧氏體含量及其PREN值，提高γ2的PREN值，從而改善焊縫根部、填充金屬、HAZ的耐局部腐蝕性能。但Kim等[89]的研究也表明，N2的添加對HAZ相比例和Cr2N析出沒有明顯的影響。

綜上所述，向以Ar、He等惰性氣體為主的保護氣體中加入一定量的N2可以顯著改善焊縫的組織和耐腐蝕性能，但對HAZ的作用并不明顯。前面的分析表明，雙相不銹鋼焊接接頭HAZ是腐蝕的薄弱區，尤其是HT-HAZ，這表明保護氣體中加入N2對雙相不銹鋼焊接接頭整體耐蝕性的提高有限，而且由于提高了焊縫的耐蝕性，增強了焊縫金屬-HAZ、HAZ-母材的電偶作用，可能對HAZ腐蝕有害。

3.4 焊后熱處理

焊后熱處理主要包括固溶處理和時效處理。前面的分析表明，通過固溶過程中的元素擴散、鐵素體-奧氏體轉變，可改善元素分布、消除二次相及貧Cr區、改善鐵素體/奧氏體相比例，從而提高雙相不銹鋼的耐腐蝕性能。固溶處理也應可以改善焊接接頭的鐵素體/奧氏體相比例、合金元素的分布以及消除σ、χ和Cr2N等有害相。固溶處理的溫度一般在900 ℃以上，根據Fe-Cr-Ni相圖和雙相不銹鋼Thermo-Cal軟件計算的相平衡分數與溫度的關系圖[4-5]，在這個溫度范圍內，不會新析出σ、χ和Cr2N等二次相，已有的σ、χ和Cr2N等會隨著溫度的升高逐漸溶解。Kim等[91]認為，最佳的固溶溫度為1 090 ℃，焊后經固溶處理可以使焊縫和HAZ的Cr2N溶解，N從鐵素體擴散入奧氏體而提高奧氏體比例，減少了兩相耐點蝕性能的差異，進而提高焊接接頭的耐蝕性。龔利華等[90]的研究表明，半自動鎢極氬弧焊的2205鋼焊接接頭，1 050 ℃固溶處理可使HAZ中的σ相重新溶解而消除，對相比例的恢復以及鈍化膜穩定性的提高均具有明顯效果。鄒德寧等[92]的研究也表明，固溶處理可以調節焊接接頭的兩相比例，消除析出的σ相。石巨巖等[93]的研究表明，當固溶溫度為1 020～ 1 070 ℃時，2205鋼焊縫的兩相比例約為1∶1；當固溶溫度為920、970 ℃時，2205鋼焊縫中有σ相析出。以上表明，固溶處理對焊接接頭組織性能的影響與1.2節基本相同，固溶溫度對焊接接頭的組織性能起主要作用。另外，固溶處理雖可提高接頭的耐蝕性，但如何對工程構件進行固溶處理是需要研究的問題，尤其是大型構件的焊接接頭。

時效處理主要用于消除焊接的殘余應力以改善接頭的力學性能。Sim等[94]研究發現，隨著時效溫度的提高，接頭中的鐵素體逐漸減少，原因在于鐵素體相在較低溫度范圍內會逐漸轉變成奧氏體，并且在轉變過程中容易產生σ、χ、γ2和Cr2N等有害相，這些有害相對焊接接頭耐蝕性的降低比奧氏體/鐵素體相比例失衡所造成的影響更大。此外，對于奧氏體含量較高的焊縫，較低的鐵素體含量和狹長的形態會促進σ相的析出，增大焊縫區σ相的析出敏感性[58,92,95]。由此可見，雖然時效處理可以改善雙相不銹鋼焊接接頭的力學性能，但有害相的析出會降低其耐蝕性能，因此雙相不銹鋼焊接接頭一般不宜進行時效處理，即使需要進行時效處理，也必須控制時效溫度在較低的范圍內或采用較短的時效時間，以免產生有害相而降低接頭的耐蝕性。

目前，時效處理對接頭耐蝕性影響的研究主要集中在析出相的影響方面，時效溫度相對較高，而低溫時效對接頭耐蝕性影響的研究還鮮有報道。焊接接頭的耐蝕性不僅與組織有關，還與焊接應力有關[96]。采用合適的低溫時效處理，不改變接頭組織，消除或部分消除焊接應力，可提高接頭的耐腐蝕性能。

4 結語

雙相不銹鋼具有良好的力學性能和耐腐蝕性能，是一種優良的海洋用金屬材料，其焊接接頭的腐蝕問題是其當前應用中面臨的一個主要問題。

1）合金元素和熱處理是影響雙相不銹鋼耐蝕性的主要因素。雙相不銹鋼中鐵素體、奧氏體的耐蝕性及整體的耐蝕性主要受Cr、Mo、N等元素的影響；合金元素分配及其引起的二次相析出及產生的元素貧化區、鐵素體/奧氏體相比例的變化以及兩相間的電偶作用決定雙相鋼的耐腐蝕性能。但目前還難以說清合金元素是提高了奧氏體相或鐵素體相的耐蝕性，還是發揮了兩相的協同作用而提高了雙相不銹鋼的耐局部腐蝕性能。適當溫度的固溶處理可消除二次相及其周圍的貧Cr區，恢復鐵素體/奧氏體的相比例，而提高耐腐蝕性能。時效處理可造成二次相的析出而降低鋼的耐腐蝕性能。

2）雙相不銹鋼焊接接頭的腐蝕主要在熱影響區發生局部腐蝕，焊接工藝和焊后熱處理影響接頭的耐蝕性。焊接熱循環引起的合金元素擴散、鐵素體-奧氏體轉變，可引起二次相析出及產生貧Cr區、鐵素體相PREN值的降低和相比例的失衡，進而引起焊接接頭尤其是HAZ耐腐蝕性能的降低。二次相析出形成的Cr、Mo等元素貧化區成為弱區，或鐵素體相因Cr、Mo等元素含量低成為弱相，是造成焊接接頭耐蝕性低的根本原因。在目前雙相不銹鋼常用的焊接方法中，鎢極氬弧焊（TIG）焊接接頭的耐局部腐蝕性最好。采用合適熱輸入的多道焊，并控制好層間溫度，可提高接頭的耐腐蝕性能。在惰性保護氣體中加一定的N2可提高焊縫的耐蝕性，但因其對熱影響區的效果不明顯，其對整個焊接接頭耐腐蝕性能的影響還需進一步研究。合適溫度的固溶處理可消除二次相，使相比例接近理想比例，從而提高接頭的耐蝕性，但如何對管路等工程構件進行熱處理是需要研究的問題。進行低溫時效降低焊接應力，可能是提高接頭耐蝕性的有效方法。

3）在大多數不銹鋼及焊接接頭耐蝕性研究及測試評價中，主要采用CPT、CCT、動電位掃描、雙環電位掃描法（DL-EPR法）等快速試驗方法評價耐點蝕、晶間腐蝕等局部腐蝕性能，對焊縫、熱影響區的電化學腐蝕行為分開測試的研究很少，幾乎未見自然腐蝕狀態（如靜態海水、流動海水、海生物附著等）下焊接接頭的試驗研究，這些結果與實際焊接接頭腐蝕行為的對應性還需進一步研究確認。

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Research Progress on Corrosion of Duplex Stainless Steel and Its Welded Joint

,,,

(Department of Foundation, Naval University of Engineering, Wuhan 430033, China)

Duplex stainless steels (DSS) are the good materials for marine application because of their well resistance to pitting corrosion, intergranular corrosion and chloride stress corrosion. But the welded joint is usually the weakest zone of DSS which often causes various corrosion problems. The research progress of DSS corrosion has been reviewed from the perspective of material factors. Firstly, the effects of alloy element and heat treatment on the resistance of DSS corrosion were summarized. The corrosion resistance is determined by the distribution of alloy elements, the precipitation of secondary phase and the ratio of ferrite to austenite. The solution treatment can eliminate the secondary phases and the Cr-depleted zones adjacent to the secondary phases, mend the ratio of ferrite to austenite, and improve the corrosion resistance of DSS. Secondly, the corrosion characteristics of DSS welded joints were analyzed, and the effects of welding method, heat input, shielding gas and post-weld heat treatment on the corrosion resistance of welded joints were summarized. The resistance to localized corrosion of tungsten inert gas welding (TIG) joint is well. The corrosion resistance of welded joint can be improved by adopting multi pass welding with suitable heat input and controlling over interlayer temperature. Although the solution treatment can improve the corrosion resistance of the joint, it is difficult to be applied to the welded joint of pipeline and other engineering components. Finally, the current problems of DSS corrosion research are discussed, and the future research trends are pointed out.

duplex stainless steel; welded joint; corrosion resistance; alloy element; secondary phase; welding technology

TG172

A

1001-3660(2022)04-0077-15

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.04.007

2021-02-04；

2021-06-27

2021-02-04；

2021-06-27

艾建陽（1997—），男，碩士研究生，主要研究方向為金屬腐蝕與防護。

AI Jian-yang (1997—), Male, Postgraduate, Research focus: corrosion and protection of metal.

胡裕龍（1973—），男，博士，副教授，主要研究方向為金屬腐蝕與防護。

HU Yu-long (1973—), Male, Doctor, Associate professor, Research focus: corrosion and protection of metal.

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責任編輯：萬長清