σ相对S32760超级双相不锈钢组织和性能的影响

工程科学学报，第38卷，第3期：364-370,2016年3月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.3:364-370,March 2016 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2016.03.010:http://journals.ustb.edu.cn σ相对S32760超级双相不锈钢组织和性能的影响 李国平12)四，裴海祥”，李建春”，张寿禄” 1)山西太钢不锈钢股份有限公司，太原0300032)太钢先进不锈钢材料国家重点实验室，太原030003 ☒通信作者，E-mail:lig即@tisco.com.cm 摘要通过对含W的S32760超级双相不锈钢不同温度时效热处理研究σ相的析出行为.用扫描电镜和透射电镜分析σ 相的形貌和化学组成，并研究σ相对力学性能和耐腐蚀性能的影响.在850~1000℃之间，实验钢析出大量由FeC一Mo一W 组成的具有正方结构的σ相，钢板强度和硬度高，塑性差，延伸率低于4%：1050℃时仍存在少量析出，虽然延伸率大幅度提 高至31.1%，但冲击韧性离散度高，冲击功偏低：直至1080℃，σ相才能完全溶解至基体中，抗拉强度为640MPa,延伸率为 35.5%,纵、横向冲击功平均值分别达到217J和110J.随时效热处理温度升高，点蚀电位提高，点蚀失重率不断下降，1080℃ 热处理的试样点蚀电位高达1246mV.该试样在50℃的3.5%NaC1溶液中腐蚀失重率也仅为0.005-0.007g°m2,h 关键词不锈钢：热处理：析出相：微观组织：力学性能：耐腐蚀性 分类号TG142.71 Influence of o phases on the microstructure and properties of S32760 super duplex stainless steel LI Guo-ping,PEI Hai-xiang,LI Jian-chun),ZHANG Shou-u) 1)Shanxi Taigang Stainless Steel Co.,Ltd.,Taiyuan 030003,China 2)State Key Laboratory of Advanced Stainless Steel Materials,Taiyuan Iron Steel (Group)Co.,Ltd.,Taiyuan 030003,China Corresponding author,E-mail:ligp@tisco.com.cn ABSTRACT The precipitation behavior of o phases in W-containing S32760 super duplex stainless steel was studied by aging treat- ment experiments.The morphology and chemical composition of the o phases were investigated by scanning electron microscopy and transmission electron microscopy.The effects of the o phases on the mechanical properties and corrosion resistance of the stainless steel were analyzed additionally.The o phases composed of Fe-Cr-Mo-W have a tetragonal structure and abundantly precipitate at 850-1000C in the stainless steel with quite high strength and hardness and extremely poor plasticity,for example,the elongation is lower than 4.0%.There are still a few of o phases at 1050 C,though the elongation increases to 31.1%,the values of impact tough- ness are discrete,and the average impact energy is low.Until 1080 C,the o phases completely dissolve to the matrix.The tensile strength and the elongation are 640 MPa and 35.5%,and the longitudinal and the transverse impact energies averagely reached to 217 J and 110J,respectively.As the treatment temperature increasing,the pitting potential (E)improves,and the mass loss rate of pitting corrosion decreases.The pitting potential of the stainless steel treated at 1080C is up to 1246 mV,while the mass loss rate decreases only to 0.005-0.007g*m2.h-when being soaked in a 3.5%NaCl solution at 50C. KEY WORDS stainless steel:heat treatment:precipitates:microstructure:mechanical properties:corrosion resistance S32760是一种新型的含W和Cu的超级双相不 点蚀、耐缝隙腐蚀和耐应力腐蚀性能，在海水高温波动 锈钢，其耐点蚀指数PREN高于40，具有优异的耐CIˉ 中再钝化能力极高，可以适用于海水热交换器及热卤 收稿日期：2015-02-15 基金项目：国家科技支撑计划资助项目(2012BA04B01):国家高技术研究发展计划资助项目(2015AA034301)

工程科学学报，第 38 卷，第 3 期: 364--370，2016 年 3 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 3: 364--370，March 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 03． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn σ 相对 S32760 超级双相不锈钢组织和性能的影响 李国平1，2) ，裴海祥1) ，李建春1) ，张寿禄1) 1) 山西太钢不锈钢股份有限公司，太原 030003 2) 太钢先进不锈钢材料国家重点实验室，太原 030003  通信作者，E-mail: ligp@ tisco． com． cn 摘 要 通过对含 W 的 S32760 超级双相不锈钢不同温度时效热处理研究 σ 相的析出行为． 用扫描电镜和透射电镜分析 σ 相的形貌和化学组成，并研究 σ 相对力学性能和耐腐蚀性能的影响． 在 850 ～ 1000 ℃之间，实验钢析出大量由 Fe--Cr--Mo--W 组成的具有正方结构的 σ 相，钢板强度和硬度高，塑性差，延伸率低于 4% ; 1050 ℃ 时仍存在少量析出，虽然延伸率大幅度提 高至 31. 1% ，但冲击韧性离散度高，冲击功偏低; 直至 1080 ℃，σ 相才能完全溶解至基体中，抗拉强度为 640 MPa，延伸率为 35. 5% ，纵、横向冲击功平均值分别达到 217 J 和 110 J． 随时效热处理温度升高，点蚀电位提高，点蚀失重率不断下降，1080 ℃ 热处理的试样点蚀电位高达 1246 mV． 该试样在 50 ℃的 3. 5% NaCl 溶液中腐蚀失重率也仅为 0. 005 ～ 0. 007 g·m － 2 ·h － 1 ． 关键词 不锈钢; 热处理; 析出相; 微观组织; 力学性能; 耐腐蚀性 分类号 TG142. 71 Influence of σ phases on the microstructure and properties of S32760 super duplex stainless steel LI Guo-ping1，2)  ，PEI Hai-xiang1) ，LI Jian-chun1) ，ZHANG Shou-lu1) 1) Shanxi Taigang Stainless Steel Co． ，Ltd． ，Taiyuan 030003，China 2) State Key Laboratory of Advanced Stainless Steel Materials，Taiyuan Iron ＆ Steel ( Group) Co． ，Ltd． ，Taiyuan 030003，China  Corresponding author，E-mail: ligp@ tisco． com． cn ABSTＲACT The precipitation behavior of σ phases in W-containing S32760 super duplex stainless steel was studied by aging treat￾ment experiments． The morphology and chemical composition of the σ phases were investigated by scanning electron microscopy and transmission electron microscopy． The effects of the σ phases on the mechanical properties and corrosion resistance of the stainless steel were analyzed additionally． The σ phases composed of Fe--Cr--Mo--W have a tetragonal structure and abundantly precipitate at 850--1000 ℃ in the stainless steel with quite high strength and hardness and extremely poor plasticity，for example，the elongation is lower than 4. 0% ． There are still a few of σ phases at 1050 ℃，though the elongation increases to 31. 1% ，the values of impact tough￾ness are discrete，and the average impact energy is low． Until 1080 ℃，the σ phases completely dissolve to the matrix． The tensile strength and the elongation are 640 MPa and 35. 5% ，and the longitudinal and the transverse impact energies averagely reached to 217 J and 110 J，respectively． As the treatment temperature increasing，the pitting potential ( Eb ) improves，and the mass loss rate of pitting corrosion decreases． The pitting potential of the stainless steel treated at 1080 ℃ is up to 1246 mV，while the mass loss rate decreases only to 0. 005--0. 007 g·m － 2 ·h － 1 when being soaked in a 3. 5% NaCl solution at 50 ℃ ． KEY WOＲDS stainless steel; heat treatment; precipitates; microstructure; mechanical properties; corrosion resistance 收稿日期: 2015--02--15 基金项目: 国家科技支撑计划资助项目( 2012BAE04B01) ; 国家高技术研究发展计划资助项目( 2015AA034301) S32760 是一种新型的含 W 和 Cu 的超级双相不 锈钢，其耐点蚀指数 PＲEN 高于 40，具有优异的耐 Cl － 点蚀、耐缝隙腐蚀和耐应力腐蚀性能，在海水高温波动 中再钝化能力极高，可以适用于海水热交换器及热卤

李国平等：σ相对S32760超级双相不锈钢组织和性能的影响 ·365 水腐蚀环境，目前国内外海水淡化，油气、烟气脱硫，采 S32760钢不仅含有较高的Cr和Mo,而且还加入 矿，石化设备等领域对该钢种有急切的需求四 了W.由于W属于铁素体形成元素，理论上会提高σ 双相不锈钢在敏化温度区间时效出现的C2N、 相析出的敏感性，同时σ相的成分和析出温度范围将 M,C6XY2σ等析出相P可将显著降低双相不锈钢的 有一定的变化，这对材料的热处理、焊接过程控制带来 耐腐蚀性和力学性能圆.其中，σ相由于析出温度范 更为不利的影响.因此，研究σ相的析出规律及其对 围宽且析出速度快，对双相不锈钢的危害最大，因此掌 微观组织、力学性能和耐蚀性能的影响，对开发该钢 握σ相的析出规律是制定双相不锈钢轧制、热处理工 种、制定合理的加工工艺和热处理制度，具有重要 艺的关键依据刀.通常认为σ相是一种FeCr-Mo的 意义 金属间化合物，具有四方结构，析出温度范围为600~ 1实验材料及方法 1000℃图：同时，成分中Cr和Mo的含量越高，σ相析 出的敏感性越强，其稳定存在的上限温度越高.2205 1.1 实验材料 双相不锈钢一般在1000℃以上就重新溶解网，而2507 实验材料为经AOD炉治炼、连铸和热轧后获得的 超级双相不锈钢经过1000℃保温30min,水冷，还会析 S32760双相不锈钢钢板.连铸坯厚度160mm,热轧加 出大量σ相0，在1020℃固溶处理时金相组织中仍 热温度1240~1260℃，轧后板材厚度为12mm.实验钢 有3.22%的σ相，在1040℃时可重新溶解四 的化学成分以及ASTM A240/A24OM标准成分见表1. 表1实验钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the tested steel % 试样 C Mn Cr i Mo Cu W N Fe 实验钢0.014 0.52 0.7 0.028 0.0015 25.11 693 3.51 0.69 0.65 0.25 余量 标准 ≤0.03 ≤1.00≤1.00 ≤0.030 ≤0.010240-2606.0~8.03.0~4.00.5-1.00.5~1.00.20-0.30余量 1.2实验方法 200°砂纸和320砂纸研磨，最后在帆布上完成精磨，将 S32760双相不锈钢热轧板经连续退火炉1100℃、 试样表面清洗后，用丙酮除油.电化学测试采用三电 36min固溶处理后，在SX-8-13型高温箱式电炉中 极体系，辅助电极为铂电极，参比电极为饱和甘汞电极 经850,900、950、1000、1050和1080℃保温1h时效析 (SCE),实验介质为3.5%NaCl溶液，用分析纯NaCl 出处理，然后立即水冷.采用Feritscope MP--30E铁素 试剂及去离子水配制，溶液未除氧.动电位扫描法进 体仪对不同热处理后的试样进行铁素体相（相）含 行稳态阳极极化曲线测试，测定点蚀击穿电位E,扫 量测量 描速度为20mVs1 对时效试样按照ASTM A370标准进行室温拉伸 2实验结果及分析 试验，每组做3个试样取平均值.利用布洛氏硬度计 测量各试样的硬度，每个硬度值取3次测试的平均值. 2.1组织转变规律 在不同温度下利用ZBC450B型冲击试验机进行下冲 双相不锈钢中α和Y两相的质量分数比影响材 击韧性试验，每种状态做6个试样并取平均值，试样的 料的服役性能.当a:y接近1：1且组织中不含有其他 断口形貌分析在Nova Nano SEM430型场发射扫描电 析出相时，可以获得最佳的耐腐蚀性和力学性能，尤其 镜上完成 可获得优异的耐应力腐蚀和良好的塑韧性能，同时接 对不同时效试样进行显微组织观察，利用能谱仪 近1：1的相比例还可以改善焊接热影响区的组织和性 对析出相化学成分进行分析，利用EM2100型透射电 能0.表2给出S32760实验钢在不同工艺阶段的a 子显微镜对相结构进行分析.金相显微组织侵蚀试剂 含量测量结果.从表中可以看出，热轧后实验钢中α 为20gK0H+15gK,Fe(CN)。+20mLH,0的混合溶 相的质量分数为47.58%，经1100℃固溶处理以及在 液，各相含量采用图像分析软件（德国徕卡/DM4000) 随后的1050℃和1080℃保温处理过程之后，钢中a 测定，每个试样选取10个视场取平均值，视场大小为 相的质量分数均达到50%左右.实验采用的Ferit-- 250um×250um. scopeMP-30E铁素体仪是根据物质磁性测量结果来分 按照ASTM G48方法A进行点蚀实验，实验温度 析钢中铁素体的含量.由于目前已知的双相不锈钢中 分别为35℃和50℃.用Model3.52进行电化学测试， 主要析出物如Cr,N、MC6X、o和Y2相均无磁，因此 按照GB/T17899一1999的规定，首先将试样线切割尺 在1050~1080℃即a相的质量分数为50%左右的试 寸为3mm×20mm×30mm,然后对所有表面先后用 样中，还无法判定剩余的50%左右的组织是否全部为

李国平等: σ 相对 S32760 超级双相不锈钢组织和性能的影响 水腐蚀环境，目前国内外海水淡化，油气、烟气脱硫，采 矿，石化设备等领域对该钢种有急切的需求［1］． 双相不锈钢在敏化温度区间时效出现的 Cr2 N、 M23C6、χ、γ2、σ 等析出相［2--5］将显著降低双相不锈钢的 耐腐蚀性和力学性能［6］． 其中，σ 相由于析出温度范 围宽且析出速度快，对双相不锈钢的危害最大，因此掌 握 σ 相的析出规律是制定双相不锈钢轧制、热处理工 艺的关键依据［7］． 通常认为 σ 相是一种 Fe--Cr--Mo 的 金属间化合物，具有四方结构，析出温度范围为 600 ～ 1000 ℃［8］; 同时，成分中 Cr 和 Mo 的含量越高，σ 相析 出的敏感性越强，其稳定存在的上限温度越高． 2205 双相不锈钢一般在 1000 ℃以上就重新溶解［3］，而 2507 超级双相不锈钢经过 1000 ℃保温 30 min，水冷，还会析 出大量 σ 相［9--11］，在 1020 ℃固溶处理时金相组织中仍 有 3. 22% 的 σ 相，在 1040 ℃时可重新溶解［12］． S32760 钢不仅含有较高的 Cr 和 Mo，而且还加入 了 W． 由于 W 属于铁素体形成元素，理论上会提高 σ 相析出的敏感性，同时 σ 相的成分和析出温度范围将 有一定的变化，这对材料的热处理、焊接过程控制带来 更为不利的影响． 因此，研究 σ 相的析出规律及其对 微观组织、力学性能和耐蚀性能的影响，对开发该钢 种、制定 合 理 的 加 工 工 艺 和 热 处 理 制 度，具 有 重 要 意义． 1 实验材料及方法 1. 1 实验材料 实验材料为经 AOD 炉冶炼、连铸和热轧后获得的 S32760 双相不锈钢钢板． 连铸坯厚度 160 mm，热轧加 热温度 1240 ～ 1260 ℃，轧后板材厚度为 12 mm． 实验钢 的化学成分以及 ASTM A240/A240M 标准成分见表1． 表 1 实验钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steel % 试样 C Si Mn P S Cr Ni Mo Cu W N Fe 实验钢 0. 014 0. 52 0. 77 0. 028 0. 0015 25. 11 6. 93 3. 51 0. 69 0. 65 0. 25 余量 标准 ≤0. 03 ≤1. 00 ≤1. 00 ≤0. 030 ≤0. 010 24. 0 ～26. 0 6. 0 ～8. 0 3. 0 ～4. 0 0. 5 ～1. 0 0. 5 ～1. 0 0. 20 ～0. 30 余量 1. 2 实验方法 S32760 双相不锈钢热轧板经连续退火炉 1100 ℃、 36 min 固溶处理后，在 SＲJX--8--13 型高温箱式电炉中 经 850、900、950、1000、1050 和 1080 ℃ 保温 1 h 时效析 出处理，然后立即水冷． 采用 Feritscope MP--30E 铁素 体仪对不同热处理后的试样进行铁素体相( α 相) 含 量测量． 对时效试样按照 ASTM A370 标准进行室温拉伸 试验，每组做 3 个试样取平均值． 利用布洛氏硬度计 测量各试样的硬度，每个硬度值取 3 次测试的平均值． 在不同温度下利用 ZBC--450B 型冲击试验机进行下冲 击韧性试验，每种状态做 6 个试样并取平均值，试样的 断口形貌分析在 Nova Nano SEM430 型场发射扫描电 镜上完成． 对不同时效试样进行显微组织观察，利用能谱仪 对析出相化学成分进行分析，利用 JEM 2100 型透射电 子显微镜对相结构进行分析． 金相显微组织侵蚀试剂 为 20 g KOH + 15 g K3 Fe( CN) 6 + 20 mL H2O 的混合溶 液，各相含量采用图像分析软件( 德国徕卡/DM4000) 测定，每个试样选取 10 个视场取平均值，视场大小为 250 μm × 250 μm． 按照 ASTM G48 方法 A 进行点蚀实验，实验温度 分别为 35 ℃和 50 ℃ ． 用 Model352 进行电化学测试， 按照 GB/T17899—1999 的规定，首先将试样线切割尺 寸为 3 mm × 20 mm × 30 mm，然后对所有表面先后用 200# 砂纸和 320# 砂纸研磨，最后在帆布上完成精磨，将 试样表面清洗后，用丙酮除油． 电化学测试采用三电 极体系，辅助电极为铂电极，参比电极为饱和甘汞电极 ( SCE) ，实验介质为 3. 5% NaCl 溶液，用分析纯 NaCl 试剂及去离子水配制，溶液未除氧． 动电位扫描法进 行稳态阳极极化曲线测试，测定点蚀击穿电位 Eb，扫 描速度为 20 mV·s － 1 ． 2 实验结果及分析 2. 1 组织转变规律 双相不锈钢中 α 和 γ 两相的质量分数比影响材 料的服役性能． 当 α∶ γ 接近1∶ 1且组织中不含有其他 析出相时，可以获得最佳的耐腐蚀性和力学性能，尤其 可获得优异的耐应力腐蚀和良好的塑韧性能，同时接 近 1∶ 1的相比例还可以改善焊接热影响区的组织和性 能［1］． 表 2 给出 S32760 实验钢在不同工艺阶段的 α 含量测量结果． 从表中可以看出，热轧后实验钢中 α 相的质量分数为 47. 58% ，经 1100 ℃ 固溶处理以及在 随后的 1050 ℃ 和 1080 ℃ 保温处理过程之后，钢中 α 相的质量分数均达到 50% 左右． 实验采 用 的 Ferit￾scopeMP--30E 铁素体仪是根据物质磁性测量结果来分 析钢中铁素体的含量． 由于目前已知的双相不锈钢中 主要析出物如 Cr2N、M23 C6、χ、σ 和 γ2相均无磁，因此 在 1050 ～ 1080 ℃即 α 相的质量分数为 50% 左右的试 样中，还无法判定剩余的 50% 左右的组织是否全部为 ·365·

·366· 工程科学学报，第38卷，第3期 y相.也就说，还不能判断出1050~1080℃是否还有 析出相. 表2S32760双相不锈钢不同热处理后α相的质量分数 Table 2 Ferrite-x content of S32760 duplex stainless steel at different heat treating temperatures 热处理温度/℃ 热轧 850 900 950 1000 1050 1080 α相的质量分数/9% 47.58 0.57 2.73 5.87 10.93 48.85 50.67 实验钢在850~1000℃之间时效后α含量急剧减 少，其原因是此温度范围内《相发生共析分解反应， 生成无磁的σ和Y2等相.图1为950℃时效试样通过 X射线衍射进行的物相分析结果.可以看出，试样内 除了Y和α相的特征峰之外，还可以看到标志σ相的 (222)、(411)和(212)晶面特征峰，表明此温度下 S32760双相不锈钢中有Yc和σ三相共存. 通过如图2所示实验钢不同状态下的光学显微组 织可以看出，S32760热轧钢板中仍然存在纤维状的形 变组织，其中黑色的：相内部还有大量与轧制方向成 50 60 70 80 90 20/) 45°角的位错胞结构，表明热变形过程中的动态回复和 动态再结晶完成得不充分.经1100℃固溶及固溶后经 图1实验钢950℃时效后的X射线衍射谱 1080℃时效热处理后的试样，组织形貌相似，均为平 Fig.1 XRD pattern of the tested steel after aging at 950 C 504m 504m 图2热处理对S32760双相不锈钢的金相组织的影响.(a)热轧后：(b)900℃时效：(c)1050℃时效：(d)1080时效 Fig.2 Effect of heat treatment on the metallographic structure of S.32760 steel:(a）hot rolling:(b）aging at900℃：(c）aging at 1050℃；(d)ag- ing at1080℃

工程科学学报，第 38 卷，第 3 期 γ 相． 也就说，还不能判断出 1050 ～ 1080 ℃ 是否还有 析出相． 表 2 S32760 双相不锈钢不同热处理后 α 相的质量分数 Table 2 Ferrite-α content of S32760 duplex stainless steel at different heat treating temperatures 热处理温度/℃ 热轧 850 900 950 1000 1050 1080 α 相的质量分数/% 47. 58 0. 57 2. 73 5. 87 10. 93 48. 85 50. 67 实验钢在 850 ～ 1000 ℃之间时效后 α 含量急剧减 少，其原因是此温度范围内 α 相发生共析分解反应， 生成无磁的 σ 和 γ2等相． 图 1 为 950 ℃时效试样通过 X 射线衍射进行的物相分析结果． 可以看出，试样内 除了 γ 和 α 相的特征峰之外，还可以看到标志 σ 相的 ( 222) 、( 411 ) 和 ( 212 ) 晶 面 特 征 峰，表 明 此 温 度 下 S32760 双相不锈钢中有 γ、α 和 σ 三相共存． 图 2 热处理对 S32760 双相不锈钢的金相组织的影响． ( a) 热轧后; ( b) 900 ℃时效; ( c) 1050 ℃时效; ( d) 1080 时效 Fig． 2 Effect of heat treatment on the metallographic structure of S32760 steel: ( a) hot rolling; ( b) aging at 900 ℃ ; ( c) aging at 1050 ℃ ; ( d) ag￾ing at 1080 ℃ 通过如图 2 所示实验钢不同状态下的光学显微组 织可以看出，S32760 热轧钢板中仍然存在纤维状的形 变组织，其中黑色的 α 相内部还有大量与轧制方向成 45°角的位错胞结构，表明热变形过程中的动态回复和 动态再结晶完成得不充分． 经1100 ℃固溶及固溶后经 1080 ℃时效热处理后的试样，组织形貌相似，均为平 图 1 实验钢 950 ℃时效后的 X 射线衍射谱 Fig． 1 XＲD pattern of the tested steel after aging at 950 ℃ ·366·

李国平等：σ相对S32760超级双相不锈钢组织和性能的影响 ·367 行且均匀分布的α+Y两相组织，纤维组织消失并且 分布，在其周围的基体中出现白灰色的新相.对该试 没有观察到析出相.经过1050℃时效热处理的试样， 样进行透射电子显微镜观察后，发现白灰色的新相为 组织中发现少量的析出相，这一点与S31803的析出行 面心立方结构的Y相组织被具有正方结构的σ相包 为有明显差异.而在850~1050℃时效热处理的试样， 围，如图4所示 黑色的铁素体相大量分解，逐步被一些颗粒或短棒状 的析出相吞噬 σ相是FeCr金属间化合物，同时可含有Mo、Ni 等元素，呈体心正方结构，硬脆且无磁.σ相的形成 主要通过合金元素的置换扩散以及在α相和y相中 重新分布来实现四.一般认为，双相不锈钢中。相 的析出机制主要为共析分解反应→Y2+σ.在其析 出敏感温度区间，σ相在《和Y两相界处首先形核， 然后不断地向铁素体内部长大.随着σ相的形核长 大，其周围不断发生Y2相变.本文对S32760实验钢 中σ相和Y,相的成分、大小和位置关系的研究结果 显示：随着时效温度升高，σ相由小颗粒状，转变为短 棒状继而块状：随着保温时间的延长，σ相的数量增 加，尺寸粗化 图3为实验钢经950℃时效后的金相照片.可以 图3实验钢950℃时效后的组织 Fig.3 Microstructure of the tested steel after being aged at 950 C 看出深灰色的析出相在暗灰色的基体上生成，呈岛状 a 1000nm 101mm 101/mm 图4S32760双相不锈钢中析出相的透射电镜分析结果.(a)析出物形貌：(b)Y2相衍射斑：()g相衍射斑 Fig.4 TEM microstructure analysis of precipitates in S32760 stainless steel:(a)morphology of precipitates:(b)diffraction patter of the y2 phase: (c)diffraction pattem of the o phase 对实验钢中各组织进行成分分析，结果如表3 相比，S32760实验钢由于含有W元素，加剧σ相析出 所示，可以看出，σ相具有明显高于Y、Y2和α相的 的敏感性，提高了在钢中稳定存在的上限温度，使得其 Cr、Mo和W含量，其Ni含量则远低于YY2相，甚至 在1050℃热处理之后，仍有少量的g相存在（见 低于a相.而同样在α基体上、伴随σ相生成的Y2 图2) 相，与固溶态的Y相和α相相比，W含量均明显低， 2.2力学性能 说明W元素极大地促进σ相的形成，是组成σ相的 2.2.1表面硬度 重要元素.因此与不含W的S32750超级双相不锈钢 S32760不锈钢具有a+y双相组织并含有较高 表3950℃时效试样中不同组织的化学成分（质量分数） 的N元素，因此强度高且表面硬度大.过高的硬度 Table3 Chemical compositions of various microstructures in the tested 会影响后续加工，并容易造成塑韧性下降，因此 steel aged at950℃ % ASTM A240/A240M标准中规定该钢种的布氏硬度 组织 Fe Cr Ni Mo W Si ≤HB270 铁素体(a)58.9329.405.144.210.901.42 双相不锈钢在敏化析出温度范围内析出的σ相 奥氏体(Y) 61.6126.588.052.310.870.59 质地硬而脆，使钢板的硬度增大.图5为S32760双 二次奥氏体(y2)63.2025.828.412.070.230.68 相不锈钢布氏硬度随时效温度变化的曲线.可以看 g相 49.4934.684.718.752.400.80 出，钢板热轧后硬度HB340,在850~900℃区间时效

李国平等: σ 相对 S32760 超级双相不锈钢组织和性能的影响 行且均匀分布的 α + γ 两相组织，纤维组织消失并且 没有观察到析出相． 经过 1050 ℃ 时效热处理的试样， 组织中发现少量的析出相，这一点与 S31803 的析出行 为有明显差异． 而在 850 ～ 1050 ℃时效热处理的试样， 黑色的铁素体相大量分解，逐步被一些颗粒或短棒状 的析出相吞噬． σ 相是 Fe--Cr 金属间化合物，同时可含有 Mo、Ni 等元素，呈体心正方结构，硬脆且无磁． σ 相的形成 主要通过合金元素的置换扩散以及在 α 相和 γ 相中 重新分布来实现［13］． 一般认为，双相不锈钢中 σ 相 的析出机制主要为共析分解反应 α→γ2 + σ． 在其析 出敏感温度区间，σ 相在 α 和 γ 两相界处首先形核， 然后不断地向铁素体内部长大． 随着 σ 相的形核长 大，其周围不断发生 γ2相变． 本文对 S32760 实验钢 中 σ 相和 γ2相的成分、大小和位置关系的研究结果 显示: 随着时效温度升高，σ 相由小颗粒状，转变为短 棒状继而块状; 随着保温时间的延长，σ 相的数量增 加，尺寸粗化． 图 3 为实验钢经 950 ℃ 时效后的金相照片． 可以 看出深灰色的析出相在暗灰色的基体上生成，呈岛状 分布，在其周围的基体中出现白灰色的新相． 对该试 样进行透射电子显微镜观察后，发现白灰色的新相为 面心立方结构的 γ 相组织被具有正方结构的 σ 相包 围，如图 4 所示． 图 3 实验钢 950 ℃时效后的组织 Fig． 3 Microstructure of the tested steel after being aged at 950 ℃ 图 4 S32760 双相不锈钢中析出相的透射电镜分析结果． ( a) 析出物形貌; ( b) γ2相衍射斑; ( c) σ 相衍射斑 Fig． 4 TEM microstructure analysis of precipitates in S32760 stainless steel: ( a) morphology of precipitates; ( b) diffraction pattern of the γ2 phase; ( c) diffraction pattern of the σ phase 对实验钢中各组织进行成分分析，结 果 如 表 3 所示． 可以看出，σ 相具有明显高于 γ、γ2 和 α 相的 Cr、Mo 和 W 含量，其 Ni 含量则远低于 γ、γ2相，甚至 低于 α 相． 而同样在 α 基体上、伴随 σ 相生成的 γ2 相，与固溶态的 γ 相和 α 相相比，W 含量均明显低， 说明 W 元素极大地促进 σ 相的形成，是组成 σ 相的 重要元素． 因此与不含 W 的 S32750 超级双相不锈钢 表 3 950 ℃时效试样中不同组织的化学成分( 质量分数) Table 3 Chemical compositions of various microstructures in the tested steel aged at 950 ℃ % 组织 Fe Cr Ni Mo W Si 铁素体( α) 58. 93 29. 40 5. 14 4. 21 0. 90 1. 42 奥氏体( γ) 61. 61 26. 58 8. 05 2. 31 0. 87 0. 59 二次奥氏体( γ2 ) 63. 20 25. 82 8. 41 2. 07 0. 23 0. 68 σ 相 49. 49 34. 68 4. 71 8. 75 2. 40 0. 80 相比，S32760 实验钢由于含有 W 元素，加剧 σ 相析出 的敏感性，提高了在钢中稳定存在的上限温度，使得其 在 1050 ℃ 热 处 理 之 后，仍 有 少 量 的 σ 相 存 在 ( 见 图 2) ． 2. 2 力学性能 2. 2. 1 表面硬度 S32760 不锈钢具有 α + γ 双相组织并含有较高 的 N 元素，因此强度高且表面硬度大． 过高的硬度 会影 响 后 续 加 工，并 容 易 造 成 塑 韧 性 下 降，因 此 ASTM A240 /A240M 标准中 规 定 该 钢 种 的 布 氏 硬 度 ≤HB 270． 双相不锈钢在敏化析出温度范围内析出的 σ 相 质地硬而脆，使钢板的硬度增大［14］． 图 5 为 S32760 双 相不锈钢布氏硬度随时效温度变化的曲线． 可以看 出，钢板热轧后硬度 HB 340，在 850 ～ 900 ℃ 区间时效 ·367·

·368* 工程科学学报，第38卷，第3期 后硬度高达HB430,说明在此温度区间析出大量σ 能的影响，对1050℃热处理后的试样进行20℃室温的 相。随着时效温度继续升高，钢板硬度开始降低，但在 冲击韧性测试，并且对1080℃热处理后的试样进行 1000℃时仍高达HB358,表明此温度下仍有大量未溶 -60~20℃室温共5个环境温度的冲击韧性测试试 g相存在.直至1080℃时才降至HB265,可以满足 验.结果表明：1050℃时效热处理后，数据的离散型 ASTM标准要求 大，其中室温纵向冲击功最大为201J,最小36J:而横 450 向平均值仅为70J,最小值为34J.从冲击断口可以发 现其解理断口的脆性特征，这与钢中仍然残留少量脆 400 性σ析出相对冲击韧性的影响有密切关系. 里350 经1080℃热处理的试样冲击功明显高于1050℃ 墨300 处理的试样，并且在各个环境温度下，实验钢的冲击功 数据的离散型均较小.从冲击断口可以发现，断口具 250 有明显的韧性特征.从如图6所示实验数据可以看 2001 出，高温度处理后实验钢的冲击韧性较好，但具有双相 热钆850900950100010501100 热处理温度℃ 不锈钢显著的各项异性，即纵向冲击功明显高于横向 在-60℃情况下，纵向冲击功平均值为217J,横向冲 图5热处理温度对S32760钢表面硬度的影响 Fig.5 Effect of heat treating temperature on the hardness of $32760 击功平均值为110J. steel 300 2.2.2拉伸性能 250 纵向冲击韧性 σ相的析出极大地影响了双相不锈钢的强度和塑 200 性.如上所述，850℃和900℃热处理后σ相析出数量 150 最多，试样表面硬度最高，脆性极大，因此经此温度热 横向冲击韧性 100 处理后的试样在出炉水冷过程中，由于大量析出物造 成试样内应力上升而发生脆裂，未能进行拉伸性能测 50F 试.对950、1000、1050和1080℃热处理后的试样进行 01 拉伸试验，结果如表4所示. 20 -20 -40 -60 测试温度℃ 表4不同热处理温度下S32760双相不锈钢的拉伸性能 图61080℃S32760双相不锈钢的冲击韧性 Table 4 Tensile properties of S32760 duplex stainless steel at various Fig.6 Impact toughness of S32760 steel at 1080 C states 非比例延伸 抗拉强度/ 伸长率/ 断面收缩 2.3耐腐蚀性能 试样 强度MPa MPa % 率/% 当不锈钢中存在碳氮化物、金属间相等析出相时， 标准 ≥550 ≥750 ≥25.0 导致其附近贫C和Mo元素，使得其耐腐蚀性能受到 950℃ 950 1250 3.0 影响.点蚀和晶间腐蚀是双相不锈钢常见的局部腐蚀 1000℃ 800 1000 4.0 形式，采用动电位扫描法和化学浸泡法研究S32760双 1050℃ 650 875 31.0 46.5 相不锈钢不同温度热处理后钢板的点蚀电位和腐蚀失 1080℃ 640 880 35.5 56.5 重率. 实验钢在不同热处理后的点蚀击穿电位E如图7 从表4可以看出，经过950℃和1000℃时效处理 所示.从图中可见，随着时效热处理温度升高，实验钢 的试样，强度明显高于ASTM标准要求，而延伸率则仅 的点蚀电位不断提高，说明实验钢中σ相的数量越来 为3.0%和4.0%，其断裂呈现明显的脆性断裂特征. 越少，直至1080℃处理后点蚀电位高达1246mV.不 在1050℃和1080℃处理后的试样，塑性大幅度上升， 锈钢耐点蚀性能的主要影响因素是合金元素含量，通 强度和延伸率指标均可达到ASTM标准要求.同时可 常用点蚀当量(PRE=(Cr)+3.3m(Mo)+16w(N)) 以发现，1080℃比1050℃延伸率和抗拉强度均有提 来表示不同元素质量分数对耐点蚀性能的贡献.对于 高，说明1050℃时虽然σ相已基本溶解，而1080℃时 双相不锈钢来说，α相和Y相存在微区成分差异，当微 σ相完全溶解后，使得材料的塑性进一步提高. 区的PRE值低于其他区域时，则在这一区域先发生点 2.2.3冲击韧性 蚀.一般来说，a相富集Cr和Mo元素，因此对于不含 为了明确少量σ相对S32760双相不锈钢力学性 N的双相不锈钢，α相耐腐蚀性明显优于y相.实验

工程科学学报，第 38 卷，第 3 期 后硬度高达 HB 430，说明在此温度区间析出大量 σ 相． 随着时效温度继续升高，钢板硬度开始降低，但在 1000 ℃时仍高达 HB 358，表明此温度下仍有大量未溶 σ 相存在． 直至 1080 ℃ 时才降至 HB 265，可以满足 ASTM 标准要求． 图 5 热处理温度对 S32760 钢表面硬度的影响 Fig． 5 Effect of heat treating temperature on the hardness of S32760 steel 2. 2. 2 拉伸性能 σ 相的析出极大地影响了双相不锈钢的强度和塑 性． 如上所述，850 ℃和 900 ℃热处理后 σ 相析出数量 最多，试样表面硬度最高，脆性极大，因此经此温度热 处理后的试样在出炉水冷过程中，由于大量析出物造 成试样内应力上升而发生脆裂，未能进行拉伸性能测 试． 对 950、1000、1050 和 1080 ℃热处理后的试样进行 拉伸试验，结果如表 4 所示． 表 4 不同热处理温度下 S32760 双相不锈钢的拉伸性能 Table 4 Tensile properties of S32760 duplex stainless steel at various states 试样 非比例延伸 强度/MPa 抗拉强度/ MPa 伸长率/ % 断面收缩 率/% 标准 ≥550 ≥750 ≥25. 0 — 950 ℃ 950 1250 3. 0 — 1000 ℃ 800 1000 4. 0 — 1050 ℃ 650 875 31. 0 46. 5 1080 ℃ 640 880 35. 5 56. 5 从表 4 可以看出，经过 950 ℃ 和 1000 ℃ 时效处理 的试样，强度明显高于 ASTM 标准要求，而延伸率则仅 为 3. 0% 和 4. 0% ，其断裂呈现明显的脆性断裂特征． 在 1050 ℃和 1080 ℃处理后的试样，塑性大幅度上升， 强度和延伸率指标均可达到 ASTM 标准要求． 同时可 以发现，1080 ℃ 比 1050 ℃ 延伸率和抗拉强度均有提 高，说明 1050 ℃时虽然 σ 相已基本溶解，而 1080 ℃ 时 σ 相完全溶解后，使得材料的塑性进一步提高． 2. 2. 3 冲击韧性 为了明确少量 σ 相对 S32760 双相不锈钢力学性 能的影响，对1050 ℃热处理后的试样进行20 ℃室温的 冲击韧性测试，并且对 1080 ℃ 热处理后的试样进行 － 60 ～ 20 ℃ 室温共 5 个环境温度的冲击韧性测试试 验． 结果表明: 1050 ℃ 时效热处理后，数据的离散型 大，其中室温纵向冲击功最大为 201 J，最小 36 J; 而横 向平均值仅为 70 J，最小值为 34 J． 从冲击断口可以发 现其解理断口的脆性特征，这与钢中仍然残留少量脆 性 σ 析出相对冲击韧性的影响有密切关系． 经 1080 ℃热处理的试样冲击功明显高于 1050 ℃ 处理的试样，并且在各个环境温度下，实验钢的冲击功 数据的离散型均较小． 从冲击断口可以发现，断口具 有明显的韧性特征． 从如图 6 所示实验数据可以看 出，高温度处理后实验钢的冲击韧性较好，但具有双相 不锈钢显著的各项异性，即纵向冲击功明显高于横向． 在 － 60 ℃ 情况下，纵向冲击功平均值为 217 J，横向冲 击功平均值为 110 J． 图 6 1080 ℃ S32760 双相不锈钢的冲击韧性 Fig． 6 Impact toughness of S32760 steel at 1080 ℃ 2. 3 耐腐蚀性能 当不锈钢中存在碳氮化物、金属间相等析出相时， 导致其附近贫 Cr 和 Mo 元素，使得其耐腐蚀性能受到 影响． 点蚀和晶间腐蚀是双相不锈钢常见的局部腐蚀 形式，采用动电位扫描法和化学浸泡法研究 S32760 双 相不锈钢不同温度热处理后钢板的点蚀电位和腐蚀失 重率． 实验钢在不同热处理后的点蚀击穿电位 Eb如图 7 所示． 从图中可见，随着时效热处理温度升高，实验钢 的点蚀电位不断提高，说明实验钢中 σ 相的数量越来 越少，直至 1080 ℃ 处理后点蚀电位高达 1246 mV． 不 锈钢耐点蚀性能的主要影响因素是合金元素含量，通 常用点蚀当量( PＲE = w( Cr) + 3. 3w( Mo) + 16w( N) ) 来表示不同元素质量分数对耐点蚀性能的贡献． 对于 双相不锈钢来说，α 相和 γ 相存在微区成分差异，当微 区的 PＲE 值低于其他区域时，则在这一区域先发生点 蚀． 一般来说，α 相富集 Cr 和 Mo 元素，因此对于不含 N 的双相不锈钢，α 相耐腐蚀性明显优于 γ 相． 实验 ·368·

李国平等：σ相对S32760超级双相不锈钢组织和性能的影响 ·369 钢中含有0.25%的N元素，而N在Y相中的固溶度远 得实验钢的冲击韧性和耐腐蚀性能偏低 高于α《相，因此明显改善了Y相的耐点蚀性能，使实 (2)经1080℃热处理之后，σ相可以完全溶解 验钢的整体点蚀电位非常高 钢板表面硬度为HB265,非比例延伸强度为640MPa, 1400 延伸率为35.5%，纵向和横向冲击功虽然呈现明显的 1200 各向异性，但其平均值分别可达217J和110J,远高于 ASTM标准要求. (3)经1080℃热处理之后，S32760超级双相不锈 800 钢具有良好的耐蚀性能，点蚀电位达到1246mV,在 600 50℃的3.5%NaCl溶液中浸泡24h,腐蚀失重率仅为 400 0.005-0.007gm2-h1 200 热轧850900950100010501100 热处理温度℃ 参考文献 图7不同热处理后$32760不锈钢的点蚀电位 [Francis R,Byme G.Zeron 100 superduplex stainless steel:an Fig.7 Pitting potentials of $32760 steel after aging treatments at va- advanced alloy for industrial applications /Beijing International rious temperatures Duplex Stainless Steel Conference,2003:135 B] Wu J,Jiang S Z,Han J Y.Duplex Stainless Steel.Beijing:Met- 对900、1050和1080℃热处理后的试样进一步进 allurgical Industry Press,1999 行3.5%NaCl溶液点腐蚀失重实验，结果如表5所 (吴玖，姜世振，韩俊媛.双相不锈钢.北京：治金工业出版 示.从实验结果可以看出，虽然S32760超级双相不锈 社，1999) 钢具有良好的耐C1ˉ点蚀性能，但在敏感温度900℃时 B] Gurrappa I,Reddy C V K.Characterization of newly developed 效处理后，由于σ相大量析出，其耐点腐蚀性能大幅 structural DMR-700 steel and comparison with different steels for 下降，在35℃的实验溶液中浸泡24h后，点蚀试样表 chemical applications.J Mater Process Technol,2007,182(1): 195 面出现大量的腐蚀坑，腐蚀失重高达22.14~33.49g· 4 Garzon C M,Tschiptschin A P.EBSD texture analysis of a high m2h.当1050℃时效处理后，虽然在35℃的实验 temperature gas nitrided duplex stainless steel.Mater Sci Eng A, 溶液中浸泡24h后，腐蚀失重小于0.010g·m2.h; 2006,441(1):230 然而当实验温度达到50℃后，由于钢板内部仍然存在 [5]He F S,Xiang H L,Gu X,et al.Cavitation erosion behavior of 少量颗粒状σ相，因此发生明显的点蚀.当经过1080 Cr32Ni7Mo3N hyper duplex stainless steel.Uni Sci Technol Beng,2014,36(8):1060 ℃热处理后，由于组织中只有《相和y相，没有未溶 (何福善，向红亮，顾兴，等.C32Ni7M3N特级双相不锈钢的 的σ相，因此即使在50℃的溶液中浸泡24h,试样表面 空蚀行为.北京科技大学学报，2014,36(8)：1060) 也未发生任何点蚀迹象，腐蚀失重率仅为0.005~ Huang CS,Shih C C.Effeets of nitrogen and high temperature 0.007gm2h. aging on o phase precipitation of duplex stainless steel.Mater Sci EngA,2005,402(1):66 表5S32760不锈钢时效处理后的耐点蚀性能 ] Momeni A,Kazemi S,Bahrani A.Hot deformation behavior of Table 5 Pitting corrosion resistance of aged $32760m steel microstructural constituents in a duplex stainless steel during high- 时效制度 测试条件 腐蚀率/(gm2h1) temperature straining.Int J Miner Metall Mater,2013,20(10): 35℃，24h 22.14~33.49 953 900℃，1h 8] 50℃，24h 58.75-60.38 Fargas G.Anglada M,Mateo A.Effect of the annealing tempera- ture on the mechanical properties,formability and corrosion resist- 35℃，24h 00.010 1050℃，1h ance of hot-rolled duplex stainless steel.I Mater Process Technol, 50℃，24h 5.05~6.10 2009,209(4):1770 35℃，24h 0.002-0.010 9]Elhoud A,Renton N,Lasebikan D,et al.Inter-metallic observa- 1080℃，1h 50℃，24h 0.005~0.007 tions using a backscattering technique on 25Cr super duplex stain- less steel alloy.Stainless Steel World,2009,21(6):75 [0]Machara Y,Koike M,Fujino N,et al.Precipitation of o phase 3结论 in a 25Cr-7Ni-3Mo duplex phase stainless steel.Trans Iron Steel Inst Jpn,1983,23(3)240 (1)S32760超级双相不锈钢σ相中含有W元素， [11]Chen X H,Ren X P,Xu H,et al.Effect of superplastic deform- 为正方晶体结构，其析出温度范围较宽，温度高达 ation on the bonding property of 00Cr25Ni7Mo3N duplex stain- 1050℃时效后仍然有少量未溶σ相存在于α晶界，使 less steel.Int J Miner Met Mater,2012,19(4):518

李国平等: σ 相对 S32760 超级双相不锈钢组织和性能的影响 钢中含有 0. 25% 的 N 元素，而 N 在 γ 相中的固溶度远 高于 α 相，因此明显改善了 γ 相的耐点蚀性能，使实 验钢的整体点蚀电位非常高［15］． 图 7 不同热处理后 S32760 不锈钢的点蚀电位 Fig． 7 Pitting potentials of S32760 steel after aging treatments at va￾rious temperatures 对 900、1050 和 1080 ℃热处理后的试样进一步进 行 3. 5% NaCl 溶液点腐蚀失重实验，结果如表 5 所 示． 从实验结果可以看出，虽然 S32760 超级双相不锈 钢具有良好的耐 Cl － 点蚀性能，但在敏感温度 900 ℃时 效处理后，由于 σ 相大量析出，其耐点腐蚀性能大幅 下降，在 35 ℃的实验溶液中浸泡 24 h 后，点蚀试样表 面出现大量的腐蚀坑，腐蚀失重高达 22. 14 ～ 33. 49 g· m － 2 ·h － 1 ． 当 1050 ℃时效处理后，虽然在 35 ℃ 的实验 溶液中浸泡 24 h 后，腐蚀失重小于 0. 010 g·m － 2 ·h － 1 ; 然而当实验温度达到 50 ℃后，由于钢板内部仍然存在 少量颗粒状 σ 相，因此发生明显的点蚀． 当经过 1080 ℃热处理后，由于组织中只有 α 相和 γ 相，没有未溶 的 σ 相，因此即使在50 ℃的溶液中浸泡 24 h，试样表面 也未发生任何点蚀迹象，腐 蚀 失 重 率 仅 为 0. 005 ～ 0. 007 g·m － 2 ·h － 1 ． 表 5 S32760 不锈钢时效处理后的耐点蚀性能 Table 5 Pitting corrosion resistance of aged S32760m steel 时效制度 测试条件 腐蚀率/( g·m － 2 ·h － 1 ) 900 ℃，1 h 35 ℃，24 h 22. 14 ～ 33. 49 50 ℃，24 h 58. 75 ～ 60. 38 1050 ℃，1 h 35 ℃，24 h 0 ～ 0. 010 50 ℃，24 h 5. 05 ～ 6. 10 1080 ℃，1 h 35 ℃，24 h 0. 002 ～ 0. 010 50 ℃，24 h 0. 005 ～ 0. 007 3 结论 ( 1) S32760 超级双相不锈钢 σ 相中含有 W 元素， 为正方 晶 体 结 构，其析出温度范围较宽，温 度 高 达 1050 ℃时效后仍然有少量未溶 σ 相存在于 α 晶界，使 得实验钢的冲击韧性和耐腐蚀性能偏低． ( 2) 经 1080 ℃ 热处理之后，σ 相可以完全溶解． 钢板表面硬度为 HB 265，非比例延伸强度为 640 MPa， 延伸率为 35. 5% ，纵向和横向冲击功虽然呈现明显的 各向异性，但其平均值分别可达 217 J 和 110 J，远高于 ASTM 标准要求． ( 3) 经 1080 ℃热处理之后，S32760 超级双相不锈 钢具有良好的耐蚀性能，点蚀电位达到 1246 mV，在 50 ℃的 3. 5% NaCl 溶液中浸泡 24 h，腐蚀失重率仅为 0. 005 ～ 0. 007 g·m － 2 ·h － 1 ． 参 考 文 献 ［1］ Francis Ｒ，Byrne G． Zeron 100 superduplex stainless steel: an advanced alloy for industrial applications / / Beijing International Duplex Stainless Steel Conference，2003: 135 ［2］ Wu J，Jiang S Z，Han J Y． Duplex Stainless Steel． Beijing: Met￾allurgical Industry Press，1999 ( 吴玖，姜世振，韩俊媛． 双相不锈钢． 北京: 冶金工业出版 社，1999) ［3］ Gurrappa I，Ｒeddy C V K． Characterization of newly developed structural DMＲ--1700 steel and comparison with different steels for chemical applications． J Mater Process Technol，2007，182( 1) : 195 ［4］ Garzón C M，Tschiptschin A P． EBSD texture analysis of a high temperature gas nitrided duplex stainless steel． Mater Sci Eng A， 2006，441( 1) : 230 ［5］ He F S，Xiang H L，Gu X，et al． Cavitation erosion behavior of Cr32Ni7Mo3N hyper duplex stainless steel． J Univ Sci Technol Beijing，2014，36( 8) : 1060 ( 何福善，向红亮，顾兴，等． Cr32Ni7Mo3N 特级双相不锈钢的 空蚀行为． 北京科技大学学报，2014，36( 8) : 1060) ［6］ Huang C S，Shih C C． Effects of nitrogen and high temperature aging on σ phase precipitation of duplex stainless steel． Mater Sci Eng A，2005，402( 1) : 66 ［7］ Momeni A，Kazemi S，Bahrani A． Hot deformation behavior of microstructural constituents in a duplex stainless steel during high￾temperature straining． Int J Miner Metall Mater，2013，20( 10) : 953 ［8］ Fargas G，Anglada M，Mateo A． Effect of the annealing tempera￾ture on the mechanical properties，formability and corrosion resist￾ance of hot-rolled duplex stainless steel． J Mater Process Technol， 2009，209( 4) : 1770 ［9］ Elhoud A，Ｒenton N，Lasebikan D，et al． Inter-metallic observa￾tions using a backscattering technique on 25Cr super duplex stain￾less steel alloy． Stainless Steel World，2009，21( 6) : 75 ［10］ Maehara Y，Koike M，Fujino N，et al． Precipitation of σ phase in a 25Cr--7Ni--3Mo duplex phase stainless steel． Trans Iron Steel Inst Jpn，1983，23( 3) : 240 ［11］ Chen X H，Ｒen X P，Xu H，et al． Effect of superplastic deform￾ation on the bonding property of 00Cr25Ni7Mo3N duplex stain￾less steel． Int J Miner Met Mater，2012，19( 4) : 518 ·369·

·370· 工程科学学报，第38卷，第3期 [12]Liu FX.Phase precipitation and its effect on mechanical prop- phase and its effect on microstructure and properties of a super erties of S32205 duplex stainless steel.Iron Steel,2010,45 duplex stainless steel.Trans Mater Heat Treat,2010.31(10): (7):62 75 (刘复兴.S32205双相不锈钢中。相的析出及其对力学性能 (赵志毅，徐林，李国平，等.超级双相不锈钢σ相析出及对 的影响.钢铁，2010,45(7)：62) 组织性能的影响.材料热处理学报，2010,31(10)：75) [13]Yang Y H,Yan B,Zheng X.Research development of o phase [15]He H,Li JY,Qin YL,et al.Microstructure and properties of precipitation in high temperature ageing on duplex stainless steel. 0Cr32Ni7Mo4N duplex stainless steel after various forming Mater Rev,2011,25(10):105 processes.Acta Metall Sin,2014,50(1):1 (杨银辉，严彪，郑鑫.双相不锈钢高温时效σ相析出行为 (贺宏，李静媛，秦丽雁，等。不同变形工艺后 研究进展.材料导报，2011,25(10)：105) 0C32N7Mo4N双相不锈钢的组织及性能.金属学报，2014， [14]Zhao Z Y,Xu L,Li G P,et al.Precipitation behavior of o- 50(1):1)

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