Cr32Ni7Mo3N特级双相不锈钢的空蚀行为

第36卷第8期 北京科技大学学报 Vol.36 No.8 2014年8月 Journal of University of Science and Technology Beijing Aug.2014 Cr32Ni7Mo3N特级双相不锈钢的空蚀行为 何福善四，向红亮，顾兴，刘 东 福州大学机械工程及自动化学院，福州350108 ☒通信作者，E-mail:hfshant@fu.cdu.cn 摘要利用磁致伸缩空蚀试验机对C32N7Mo3N特级双相不锈钢在蒸馏水和人工海水中进行了空蚀实验，并采用扫描电 镜跟踪观察了经不同时间段空蚀后试样的形貌.通过测量失重绘制了材料的累积失重量和失重率曲线.经电化学工作站测 量了材料在静态与空蚀条件下的极化曲线和腐蚀电位变化.对比分析了C32N7Mo3N与SAF2205双相不锈钢在人工海水的 抗空蚀能力.结果表明：C32N7M3N特级双相不锈钢空蚀破坏首先在铁素体薄弱区以及铁素体和奥氏体相界发生，并向铁 素体内扩展，铁素体发生解离断裂脱落：奥氏体随着空蚀的进行，滑移线增多，显微硬度值增加，且人工海水中奥氏体显微硬 度值比在蒸馏水中的高：铁素体大面积破坏后，奥氏体才失稳产生延性断裂脱落，奥氏体的存在延缓了破坏在整个材料表面 上的扩展.空蚀与腐蚀交互影响导致材料在人工海水中加速破坏.C32N7M3N特级双相不锈钢在人工海水中的抗空蚀能 力优于SAF2205双相不锈钢. 关键词双相不锈钢：空蚀：腐蚀：蒸馏水：海水 分类号TG174.2 Cavitation erosion behavior of Cr32Ni7Mo3N hyper duplex stainless steel HE Fu-shan,XIANG Hong-liang,GU Xing,LIU Dong School of Mechanical Engineering and Automation,Fuzhou University,Fuzhou 350108,China Corresponding author,E-mail:hfshan@fzu.edu.cn ABSTRACT The cavitation erosion behavior of Cr32Ni7Mo3N hyper duplex stainless steel in both distilled water and artificial seawa- ter was investigated by a magnetostrictive-induced cavitation facility.The micrographs of damaged surfaces after cavitation for different intervals of time were observed by scanning electron microscopy (SEM).The cumulative mass loss curves and cumulative mass loss rate curves of specimens were drawn by measuring the weight loss.The polarization curves and free-corrosion potentials of specimens were measured by electrochemical workstation in the static state and in the cavitation erosion condition.A comparison of cavitation erosion resistance was performed between the material and SAF2205 steel in artificial seawater.The results show that cavitation damage firstly occurs in the ferrite weak areas and ferrite-austenite phase boundaries,then gradually expands to the ferrite phase,and the ferrite phase dissociates off at last.Its failure mode is cleavage brittle fracture.As the cavitation erosion time prolongs,the austenite phase microhardness value increases because of slip lines generating more.During the entire cavitation,the microhardness value of the austenite phase in artificial seawater is higher than that in distilled water.When the ferrite phase is largely destroyed,austenite phase damage begins to happen and drop off.Its failure mode is ductile failure.So the existence of austenite delays fracture expanding to the entire material surface.In artificial seawater,the interaction of both cavitation erosion and corrosion leads to material failure accelera- tion,and the cavitation erosion resistance of Cr32Ni7Mo3N steel is better than that of SAF2205 steel. KEY WORDS duplex stainless steel:cavitation erosion;corrosion:distilled water;seawater 空蚀是一种由于液体中空泡溃灭产生的瞬间力 和热作用于材料表面所造成的材料表面损伤现 收稿日期：2013-05-25 基金项目：福建省高等学校新世纪优秀人才支持计划资助项目(JA10014):福建省科技厅重点资助项目(2014H003) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.08.011:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 8 期 2014 年 8 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 8 Aug． 2014 Cr32Ni7Mo3N 特级双相不锈钢的空蚀行为 何福善，向红亮，顾 兴，刘 东 福州大学机械工程及自动化学院，福州 350108  通信作者，E-mail: hfshan@ fzu． edu． cn 摘 要 利用磁致伸缩空蚀试验机对 Cr32Ni7Mo3N 特级双相不锈钢在蒸馏水和人工海水中进行了空蚀实验，并采用扫描电 镜跟踪观察了经不同时间段空蚀后试样的形貌． 通过测量失重绘制了材料的累积失重量和失重率曲线． 经电化学工作站测 量了材料在静态与空蚀条件下的极化曲线和腐蚀电位变化． 对比分析了 Cr32Ni7Mo3N 与 SAF2205 双相不锈钢在人工海水的 抗空蚀能力． 结果表明: Cr32Ni7Mo3N 特级双相不锈钢空蚀破坏首先在铁素体薄弱区以及铁素体和奥氏体相界发生，并向铁 素体内扩展，铁素体发生解离断裂脱落; 奥氏体随着空蚀的进行，滑移线增多，显微硬度值增加，且人工海水中奥氏体显微硬 度值比在蒸馏水中的高; 铁素体大面积破坏后，奥氏体才失稳产生延性断裂脱落，奥氏体的存在延缓了破坏在整个材料表面 上的扩展． 空蚀与腐蚀交互影响导致材料在人工海水中加速破坏． Cr32Ni7Mo3N 特级双相不锈钢在人工海水中的抗空蚀能 力优于 SAF2205 双相不锈钢． 关键词 双相不锈钢; 空蚀; 腐蚀; 蒸馏水; 海水 分类号 TG 174. 2 Cavitation erosion behavior of Cr32Ni7Mo3N hyper duplex stainless steel HE Fu-shan ，XIANG Hong-liang，GU Xing，LIU Dong School of Mechanical Engineering and Automation，Fuzhou University，Fuzhou 350108，China  Corresponding author，E-mail: hfshan@ fzu． edu． cn ABSTＲACT The cavitation erosion behavior of Cr32Ni7Mo3N hyper duplex stainless steel in both distilled water and artificial seawa￾ter was investigated by a magnetostrictive-induced cavitation facility． The micrographs of damaged surfaces after cavitation for different intervals of time were observed by scanning electron microscopy ( SEM) ． The cumulative mass loss curves and cumulative mass loss rate curves of specimens were drawn by measuring the weight loss． The polarization curves and free-corrosion potentials of specimens were measured by electrochemical workstation in the static state and in the cavitation erosion condition． A comparison of cavitation erosion resistance was performed between the material and SAF2205 steel in artificial seawater． The results show that cavitation damage firstly occurs in the ferrite weak areas and ferrite-austenite phase boundaries，then gradually expands to the ferrite phase，and the ferrite phase dissociates off at last． Its failure mode is cleavage brittle fracture． As the cavitation erosion time prolongs，the austenite phase microhardness value increases because of slip lines generating more． During the entire cavitation，the microhardness value of the austenite phase in artificial seawater is higher than that in distilled water． When the ferrite phase is largely destroyed，austenite phase damage begins to happen and drop off． Its failure mode is ductile failure． So the existence of austenite delays fracture expanding to the entire material surface． In artificial seawater，the interaction of both cavitation erosion and corrosion leads to material failure accelera￾tion，and the cavitation erosion resistance of Cr32Ni7Mo3N steel is better than that of SAF2205 steel． KEY WOＲDS duplex stainless steel; cavitation erosion; corrosion; distilled water; seawater 收稿日期: 2013--05--25 基金项目: 福建省高等学校新世纪优秀人才支持计划资助项目( JA10014) ; 福建省科技厅重点资助项目( 2014H003) DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 08． 011; http: / /journals． ustb． edu． cn 空蚀是一种由于液体中空泡溃灭产生的瞬间力 和热作用于材料表面所造成的材料表面损伤现

第8期 何福善等：C32Ni7Mo3N特级双相不锈钢的空蚀行为 ·1061· 象口，它极易造成器件效率降低，甚至断裂失效.常 还不多见，而针对其抗空蚀性方面的研究几乎未见 见空蚀破坏形貌为针孔和麻点，严重时为海绵状、蜂 报道.基于此，本文开展了新型特级双相不锈钢抗 窝状等.双相不锈钢(duplex stainless steel,简称 空蚀行为的研究，并与SAF2205双相不锈钢进行了 DSS)具备极佳的力学性能和耐蚀性能，广泛应用于 对比分析 石油化工、船舶、桥梁建筑等行业，并用来制造成遭 受空蚀作用的零部件，如过高液体流量用的管道、泵 1实验方法 以及螺旋桨.按照耐点蚀能力划分，双相不锈钢可 利用316L不锈钢、金属铬、钼铁、电解镍、氮化 分为普通双相不锈钢（点蚀抗力当量值(pitting 合金等原材料，在35kW、8kg中频感应炉中熔炼，分 resistance equivalent number,PREN)40,如 固冷却后获得Cr32Ni7Mo3N和SAF2205材料.通 SAF2507)以及特级双相不锈钢(hyper duplex stain- 过直读光谱分析仪，测得材料化学成分如表1所示. less steel,HDSS,PREN>45).目前，部分学者和科 Cr32Ni7Mo3N材料点蚀抗力当量值为52.1，属于特 技人员已对双相不锈钢的空蚀行为进行了一定的研 级双相不锈钢.Cr32Ni7Mo3N材料固溶处理工艺 究-0，获得了有益的成果，值得借鉴.但是，对于 为：1200℃保温2h,水冷.SAF2205材料固溶处理 特级双相不锈钢这类新型材料如，国内的研究报道 工艺为：1050℃保温2h,水冷. 表1材料化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of materials % 材料 Mn Cr Mo N Cr32 Ni7 Mo3N 0.017 0.78 0.031 0.021 0.78 32.71 7.17 3.49 0.51 余量 SAF2205 0.044 0.48 0.02 0.02 0.45 21.18 4.48 2.18 0.14 余量 空蚀实验前后对试样进行超声波清洗和干燥后 作电极工作面打磨抛光至镜面，非工作表面用环氧 称重，并记录重量和空蚀时间.称重采用感量为 树脂涂覆.空蚀条件下进行电化学测量时，空蚀频 0.1mg的分析天平.空蚀实验设备采用型号为 率、振幅的设定以及工作电极的固定方法同空蚀失 K一1000的磁致伸缩式超声处理仪.将固溶处理后 重测量实验方法一致.磁致伸缩式超声处理仪以及 的Cr32Ni7Mo3N和SAF2205材料加工成表面积（即 电化学测试系统如图1所示. 遭受空蚀的表面)为2cm的圆柱形作为空蚀试样. 出水口 进水口 第1次空蚀时，工作面用砂纸打磨并抛光至镜面. 空蚀振动频率设为20kHz,峰-峰振幅为60m,试 样固定在距离变幅杆端面1mm处，变幅杆端面浸入 CHI650C 计算机 介质的深度为15mm,介质温度控制在(25±2)℃. CE WE RE 温度计 空蚀实验介质为蒸馏水和人工海水，其中人工海水 超声波 发生器 配比如表2所示.空蚀后，试样表面显微硬度测量 采用71型显微硬度计，形貌观察采用XL30-ESEM 实验溶液 冷却水箱 冷却永 环境扫描电子显微镜 超声机床 冷却水池 表2人工海水配比（质量浓度） 图1带有电化学测量系统的空蚀试验机示意图 Table 2 Chemical composition of the artificial seawater Fig.I Schematic diagram of a magnetostrictive-induced cavitation fa- 8L1 cility with an electrochemical test system NaCl MgCl2 Na2 SO4 CaCh H20 25.54 11.1 4.09 1.16 余量 实验结果与分析 空蚀电化学测量采用CHI650C电化学工作站. 2.1失重及形貌分析 电化学测量采用三电极体系，参比电极为饱和甘汞 对在两种介质中经不同时段空蚀后的 电极，对电极为铂电极，工作电极用圆柱形的 Cr32Ni7Mo3N试样进行了称重，其累积失重量和失 Cr32Ni7Mo3N制备，其表面积（空蚀面）为2cm2.工 重率曲线如图2所示.由图可知，前4h材料累积失

第 8 期 何福善等: Cr32Ni7Mo3N 特级双相不锈钢的空蚀行为 象［1］，它极易造成器件效率降低，甚至断裂失效． 常 见空蚀破坏形貌为针孔和麻点，严重时为海绵状、蜂 窝状等［2］． 双相不锈钢( duplex stainless steel，简称 DSS) 具备极佳的力学性能和耐蚀性能，广泛应用于 石油化工、船舶、桥梁建筑等行业，并用来制造成遭 受空蚀作用的零部件，如过高液体流量用的管道、泵 以及螺旋桨． 按照耐点蚀能力划分，双相不锈钢可 分为普 通 双 相 不 锈 钢 ( 点蚀抗力当量值 ( pitting resistance equivalent number， PＲEN ) ＜ 40，如 SAF2205) 、超 级 双 相 不 锈 钢 ( PＲEN ＞ 40，如 SAF2507) 以及特级双相不锈钢( hyper duplex stain￾less steel，HDSS，PＲEN ＞ 45) ． 目前，部分学者和科 技人员已对双相不锈钢的空蚀行为进行了一定的研 究［3--10］，获得了有益的成果，值得借鉴． 但是，对于 特级双相不锈钢这类新型材料［11］，国内的研究报道 还不多见，而针对其抗空蚀性方面的研究几乎未见 报道． 基于此，本文开展了新型特级双相不锈钢抗 空蚀行为的研究，并与 SAF2205 双相不锈钢进行了 对比分析． 1 实验方法 利用 316 L 不锈钢、金属铬、钼铁、电解镍、氮化 合金等原材料，在 35 kW、8 kg 中频感应炉中熔炼，分 别将熔炼好的合金注入不同的红热熔模模壳中，凝 固冷却后获得 Cr32Ni7Mo3N 和 SAF2205 材料． 通 过直读光谱分析仪，测得材料化学成分如表 1 所示． Cr32Ni7Mo3N 材料点蚀抗力当量值为 52. 1，属于特 级双相不锈钢． Cr32Ni7Mo3N 材料固溶处理工艺 为: 1200 ℃ 保温 2 h，水冷． SAF2205 材料固溶处理 工艺为: 1050 ℃保温 2 h，水冷． 表 1 材料化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of materials % 材料 C Si P S Mn Cr Ni Mo N Fe Cr32Ni7Mo3N 0. 017 0. 78 0. 031 0. 021 0. 78 32. 71 7. 17 3. 49 0. 51 余量 SAF2205 0. 044 0. 48 0. 02 0. 02 0. 45 21. 18 4. 48 2. 18 0. 14 余量 空蚀实验前后对试样进行超声波清洗和干燥后 称重，并记录重量和空蚀时间． 称重采用感量为 0. 1 mg的 分 析 天 平． 空蚀实验设备采用型号为 KJ--1000的磁致伸缩式超声处理仪． 将固溶处理后 的 Cr32Ni7Mo3N 和 SAF2205 材料加工成表面积( 即 遭受空蚀的表面) 为 2 cm2 的圆柱形作为空蚀试样． 第 1 次空蚀时，工作面用砂纸打磨并抛光至镜面． 空蚀振动频率设为 20 kHz，峰--峰振幅为 60 μm，试 样固定在距离变幅杆端面 1 mm 处，变幅杆端面浸入 介质的深度为 15 mm，介质温度控制在( 25 ± 2) ℃ ． 空蚀实验介质为蒸馏水和人工海水，其中人工海水 配比如表 2 所示． 空蚀后，试样表面显微硬度测量 采用 71 型显微硬度计，形貌观察采用 XL30--ESEM 环境扫描电子显微镜． 表 2 人工海水配比( 质量浓度) Table 2 Chemical composition of the artificial seawater g·L － 1 NaCl MgCl2 Na2 SO4 CaCl2 H2O 25. 54 11. 1 4. 09 1. 16 余量 空蚀电化学测量采用 CHI650C 电化学工作站． 电化学测量采用三电极体系，参比电极为饱和甘汞 电极，对电极为铂电极，工作电极用圆柱形的 Cr32Ni7Mo3N 制备，其表面积( 空蚀面) 为 2 cm2 ． 工 作电极工作面打磨抛光至镜面，非工作表面用环氧 树脂涂覆． 空蚀条件下进行电化学测量时，空蚀频 率、振幅的设定以及工作电极的固定方法同空蚀失 重测量实验方法一致． 磁致伸缩式超声处理仪以及 电化学测试系统如图 1 所示． 图 1 带有电化学测量系统的空蚀试验机示意图 Fig． 1 Schematic diagram of a magnetostrictive-induced cavitation fa￾cility with an electrochemical test system 2 实验结果与分析 2. 1 失重及形貌分析 对在两种介质中经不同时段空蚀后的 Cr32Ni7Mo3N 试样进行了称重，其累积失重量和失 重率曲线如图 2 所示． 由图可知，前 4 h 材料累积失 · 1601 ·

·1062 北京科技大学学报 第36卷 重量增加并不明显，其失重率极低.在人工海水介 此后，材料空蚀失重率下降，累积失重量增加速度变 质中，随着空蚀时间延长，材料空蚀失重量和失重率 缓.人工海水中试样空蚀39h后，试样失重率到达 都呈增长的趋势，14h后材料失重率达到最大值 稳定期，材料累积失重量曲线出现平台区.空蚀84h 0.23mgh-1.在蒸馏水介质中，也有着同样的规律， 后材料在蒸馏水和人工海水介质中空蚀累积失重量 但试样空蚀20h时失重率才达到最大值0.145mg· 分别为4.5和6.9mg.显然，在人工海水介质中材 h,具有明显的滞后期，而且其值约为前者的2/3； 料空蚀破坏程度要大于蒸馏水中的试样 一人工海水 0.30 。一人工海水 ▲一蒸馏水 ▲一蒸馏水 6 0.25 0.20 0.15 0.05 1020304050607080 1020304050607080 时间h 时间h 图2Cr32Ni7M3N钢的空蚀累计失重量曲线(a)和空蚀失重率曲线(b) Fig.2 Cumulative mass loss curve (a)and cumulative mass loss rate curve (b)of Cr32Ni7Mo3N steel 累积失重量和失重率曲线反映了材料在空蚀破 电镜照片.空泡溃灭作用力超过了材料抗冲击强度 坏过程中导致表面材料脱落造成的质量损失情况， 极值，发生破裂，形成空蚀微孔（如图3(a)所示）. 但无法明确其破坏机理.为了探究材料在海水环境 放大视场观察，空蚀微孔主要分布在铁素体相（α） 工况下的空蚀破坏行为和机理，采用扫描电镜跟踪 内和相界(/y)处（如图3(b)所示)，而在奥氏体 观察了不同时间段空蚀后材料的变形损伤以及断裂 相(y)上有诸多滑移线.因此，空蚀初期材料失重 形貌 主要来源于铁素体相 图3为试样在人工海水介质中空蚀4h后扫描 b 滑移线 y w 图3C32N7M3N钢在人工海水中空蚀4h后扫描电镜形貌.(a)空蚀微孔及滑移线形貌：(b)空蚀微孔分布 Fig.3 SEM micrographs of Cr32Ni7Mo3N steel after cavitation in artificial seawater for 4h:(a)microvoid and slip lines:(b)microvoid distribution 图4为试样在人工海水介质中空蚀14h后的扫 脱落后断面形貌有解离台阶、相互平行的解离面以 描电镜照片.由图可知，部分奥氏体周边的铁素体 及穿过多晶粒的河流花样.因此，铁素体在空泡溃 发生剥离，呈现岛状，而奥氏体相表面滑移线较图3 灭作用力下发生解离断裂脱落，属典型的脆性失效 变得更多更明显.进一步对图4进行观察与分析， 空蚀14h,铁素体大面积破坏而奥氏体相表面却形 铁素体上有大量的小片状脆性剥落痕迹，而且材料 成大量滑移线，说明奥氏体比铁素体耐空蚀.奥氏

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 重量增加并不明显，其失重率极低． 在人工海水介 质中，随着空蚀时间延长，材料空蚀失重量和失重率 都呈增长的趋势，14 h 后材料失重率达到最大值 0. 23 mg·h － 1 ． 在蒸馏水介质中，也有着同样的规律， 但试样空蚀 20 h 时失重率才达到最大值 0. 145 mg· h － 1，具有明显的滞后期，而且其值约为前者的 2 /3; 此后，材料空蚀失重率下降，累积失重量增加速度变 缓． 人工海水中试样空蚀 39 h 后，试样失重率到达 稳定期，材料累积失重量曲线出现平台区． 空蚀84 h 后材料在蒸馏水和人工海水介质中空蚀累积失重量 分别为 4. 5 和 6. 9 mg． 显然，在人工海水介质中材 料空蚀破坏程度要大于蒸馏水中的试样． 图 2 Cr32Ni7Mo3N 钢的空蚀累计失重量曲线( a) 和空蚀失重率曲线( b) Fig． 2 Cumulative mass loss curve ( a) and cumulative mass loss rate curve ( b) of Cr32Ni7Mo3N steel 累积失重量和失重率曲线反映了材料在空蚀破 坏过程中导致表面材料脱落造成的质量损失情况， 但无法明确其破坏机理． 为了探究材料在海水环境 工况下的空蚀破坏行为和机理，采用扫描电镜跟踪 观察了不同时间段空蚀后材料的变形损伤以及断裂 形貌． 图 3 为试样在人工海水介质中空蚀 4 h 后扫描 电镜照片． 空泡溃灭作用力超过了材料抗冲击强度 极值，发生破裂，形成空蚀微孔( 如图 3 ( a) 所示) ． 放大视场观察，空蚀微孔主要分布在铁素体相( α) 内和相界( α /γ) 处 ( 如图 3( b) 所示) ，而在奥氏体 相( γ) 上有诸多滑移线． 因此，空蚀初期材料失重 主要来源于铁素体相． 图 3 Cr32Ni7Mo3N 钢在人工海水中空蚀 4 h 后扫描电镜形貌． ( a) 空蚀微孔及滑移线形貌; ( b) 空蚀微孔分布 Fig． 3 SEM micrographs of Cr32Ni7Mo3N steel after cavitation in artificial seawater for 4 h: ( a) microvoid and slip lines; ( b) microvoid distribution 图4 为试样在人工海水介质中空蚀 14 h 后的扫 描电镜照片． 由图可知，部分奥氏体周边的铁素体 发生剥离，呈现岛状，而奥氏体相表面滑移线较图 3 变得更多更明显． 进一步对图 4 进行观察与分析， 铁素体上有大量的小片状脆性剥落痕迹，而且材料 脱落后断面形貌有解离台阶、相互平行的解离面以 及穿过多晶粒的河流花样． 因此，铁素体在空泡溃 灭作用力下发生解离断裂脱落，属典型的脆性失效． 空蚀 14 h，铁素体大面积破坏而奥氏体相表面却形 成大量滑移线，说明奥氏体比铁素体耐空蚀． 奥氏 · 2601 ·

第8期 何福善等：C32Ni7Mo3N特级双相不锈钢的空蚀行为 ·1063· 体相是面心立方结构，铁素体相是体心立方结构，结 奥氏体相进行了显微硬度测试.可以发现随着空蚀 构的差异将决定这两相对空泡溃灭冲击载荷反应机 时间的延长，奥氏体相显微硬度值越来越大（见 制差异.与面心立方结构奥氏体相相比，体心立方 图5)，而且在人工海水中，试样硬度提高的值比蒸 结构的铁素体相有特定的解离面，解理面处表面能 馏水中要略大。这说明奥氏体内滑移的产生，导致 最小，较易分裂回，因而铁素体相对空泡溃灭冲击 其发生加工硬化现象，从而提高了奥氏体的耐空蚀 载荷的耗散能力就弱.又因奥氏体面心立方结构的 性能.在人工海水中，由于有盐类的存在，具有更大 主滑移面滑移B.和面心立方结构对应变率敏感， 的密度，当空泡破裂时，造成的冲击力增大，使得奥 容纳应变的空间大因，耗散空泡溃灭所产生的冲击 氏体产生更多的滑移线，导致硬度略有提高.总之， 载荷能力大，导致其抗破坏能力比铁素体强.对在 奥氏体的存在会延缓空蚀破坏在整个材料表面的扩 蒸馏水和人工海水中经不同时段空蚀后试样表面的 展，最终提高材料整体耐空蚀能力 h 图4C32N7M3N钢在人工海水中空蚀14h后扫描电镜形貌。(a)奥氏体被空蚀所包围：(b)奥氏体上的滑移线及铁素体上的脆性剥 落、河流花样、解理台阶和解理面 Fig.4 SEM micrographs of Cr32Ni7 Mo3N steel after cavitation in artificial seawater for 14h:(a)austenite islands surrounded by cavities:(b)duc- tile tearing,brittle fracture,river patterns and cleavage steps 孔.如此反复，最终导致铁素体大面积破坏 400 ■一人工海水 ▲一蒸馏水 图6为试样在人工海水介质中空蚀39h后扫描 电镜照片.岛状奥氏体周边铁素体脱落区增大增 360 深，形成了大片空穴（图6(a)和(b)).结合图2进 320 行分析：此阶段由于材料表面有大量空穴的形成，缓 冲了空泡溃灭载荷，起到“水垫”作用，因而此阶段 280 空蚀失重量和失重率降低.但此时，空蚀己造成奥 氏体发生破裂剥落.从图6（©）可以观察到，奥氏体 240 部分区域有深坑，底部还有大的裂纹，显然是整块奥 20 4060 80100 氏体从基体上发生了脱落.从图6(d)还可以观察 时间h 到A区域的奥氏体虽然未脱落，但空泡溃灭冲击力 图5奥氏体相显微硬度随空蚀时间变化 己经使其表面产生了裂纹，而破坏的B区域则出现 Fig.5 Change in microhardness of austenite with cavitation time 了韧窝和撕裂岭，这是典型的韧性断裂.因此，可以 由前面的分析可知，初期空蚀破坏只形成微孔， 认为奥氏体的失效，一方面由于奥氏体缺少了附近 后期既有铁素体小片剥落，又有大面积铁素体破坏， 基体的“支撑”，强度减弱，另一方面产生的应力集 然而与铁素体接触的奥氏体周边只有少量破坏痕 中，促使裂纹在奥氏体根部的扩展和连接，导致奥氏 迹，因此可以认为这个时段内的受损过程为：当材料 体失稳产生断裂脱落 受到空泡破裂产生强大冲击力作用时，在铁素体薄 图7为试样在蒸馏水和人工海水中空蚀84h后 弱区域以及铁素体和奥氏体接触处于高能量的相界 扫描电镜照片.蒸馏水中试样表层材料均己脱落， 首先发生破裂，然后向铁素体内扩展.扩展到一定 分辨不出两相组织，且断口处有明显的疲劳断裂辉 程度时，出现小的剥离片，但同时又会产生新的小微 纹（见图7(a)和(b)).人工海水中试样表层材料不

第 8 期 何福善等: Cr32Ni7Mo3N 特级双相不锈钢的空蚀行为 体相是面心立方结构，铁素体相是体心立方结构，结 构的差异将决定这两相对空泡溃灭冲击载荷反应机 制差异． 与面心立方结构奥氏体相相比，体心立方 结构的铁素体相有特定的解离面，解理面处表面能 最小，较易分裂［12］，因而铁素体相对空泡溃灭冲击 载荷的耗散能力就弱． 又因奥氏体面心立方结构的 主滑移面滑移［3，13］和面心立方结构对应变率敏感， 容纳应变的空间大［6］，耗散空泡溃灭所产生的冲击 载荷能力大，导致其抗破坏能力比铁素体强． 对在 蒸馏水和人工海水中经不同时段空蚀后试样表面的 奥氏体相进行了显微硬度测试． 可以发现随着空蚀 时间的延 长，奥氏体相显微硬度值越来越大( 见 图 5) ，而且在人工海水中，试样硬度提高的值比蒸 馏水中要略大． 这说明奥氏体内滑移的产生，导致 其发生加工硬化现象，从而提高了奥氏体的耐空蚀 性能． 在人工海水中，由于有盐类的存在，具有更大 的密度，当空泡破裂时，造成的冲击力增大，使得奥 氏体产生更多的滑移线，导致硬度略有提高． 总之， 奥氏体的存在会延缓空蚀破坏在整个材料表面的扩 展，最终提高材料整体耐空蚀能力． 图 4 Cr32Ni7Mo3N 钢在人工海水中空蚀 14 h 后扫描电镜形貌． ( a) 奥氏体被空蚀所包围; ( b) 奥氏体上的滑移线及铁素体上的脆性剥 落、河流花样、解理台阶和解理面 Fig． 4 SEM micrographs of Cr32Ni7Mo3N steel after cavitation in artificial seawater for 14 h: ( a) austenite islands surrounded by cavities; ( b) duc￾tile tearing，brittle fracture，river patterns and cleavage steps 图 5 奥氏体相显微硬度随空蚀时间变化 Fig． 5 Change in microhardness of austenite with cavitation time 由前面的分析可知，初期空蚀破坏只形成微孔， 后期既有铁素体小片剥落，又有大面积铁素体破坏， 然而与铁素体接触的奥氏体周边只有少量破坏痕 迹，因此可以认为这个时段内的受损过程为: 当材料 受到空泡破裂产生强大冲击力作用时，在铁素体薄 弱区域以及铁素体和奥氏体接触处于高能量的相界 首先发生破裂，然后向铁素体内扩展． 扩展到一定 程度时，出现小的剥离片，但同时又会产生新的小微 孔． 如此反复，最终导致铁素体大面积破坏． 图 6 为试样在人工海水介质中空蚀 39 h 后扫描 电镜照片． 岛状奥氏体周边铁素体脱落区增大增 深，形成了大片空穴( 图 6( a) 和( b) ) ． 结合图 2 进 行分析: 此阶段由于材料表面有大量空穴的形成，缓 冲了空泡溃灭载荷，起到“水垫”作用，因而此阶段 空蚀失重量和失重率降低． 但此时，空蚀已造成奥 氏体发生破裂剥落． 从图 6( c) 可以观察到，奥氏体 部分区域有深坑，底部还有大的裂纹，显然是整块奥 氏体从基体上发生了脱落． 从图 6( d) 还可以观察 到 A 区域的奥氏体虽然未脱落，但空泡溃灭冲击力 已经使其表面产生了裂纹，而破坏的 B 区域则出现 了韧窝和撕裂岭，这是典型的韧性断裂． 因此，可以 认为奥氏体的失效，一方面由于奥氏体缺少了附近 基体的“支撑”，强度减弱，另一方面产生的应力集 中，促使裂纹在奥氏体根部的扩展和连接，导致奥氏 体失稳产生断裂脱落． 图 7 为试样在蒸馏水和人工海水中空蚀 84 h 后 扫描电镜照片． 蒸馏水中试样表层材料均已脱落， 分辨不出两相组织，且断口处有明显的疲劳断裂辉 纹( 见图7( a) 和( b) ) ． 人工海水中试样表层材料不 · 3601 ·

·1064 北京科技大学学报 第36卷 应方集中 分wnm 2 图6C32N7M3N钢在人工海水中空蚀39h后扫描电镜形貌.(a)表面粗糙形貌及空蚀洞：(b)解理状小平面：（©）失稳裂纹扩展及应 力集中裂纹：()韧性撕裂及空蚀微孔 Fig.6 SEM micrographs of Cr32Ni7Mo3N steel after cavitation in artificial seawater for 39 h:(a)surface roughness and cavities:(b)cleavage-ike facets:(c)unstable crack growth and stress concentration crack:(d)ductile tearing features and microvoids a b 裂 图7C32N7M3N钢在蒸馏水和人工海水中空蚀84h后扫描电镜形貌.(a)蒸馏水中空蚀奥氏体和铁素体的破坏：(b)蒸馏水空蚀疲劳 辉纹及微裂纹形貌：()人工海水空蚀蜂窝状空蚀坑形貌：()人工海水空蚀微裂纹形貌 Fig.7 SEM micrographs of Cr32Ni7Mo3N steel after cavitation in distilled water and artificial seawater for 84 h:(a)damage to ferrite and austenite in distilled water:(b)fatigue striations in distilled water:(c)damage to ferrite and austenite in artificial seawater;(d)severe ductile tearing and microcracks in artificial seawater

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 6 Cr32Ni7Mo3N 钢在人工海水中空蚀 39 h 后扫描电镜形貌． ( a) 表面粗糙形貌及空蚀洞; ( b) 解理状小平面; ( c) 失稳裂纹扩展及应 力集中裂纹; ( d) 韧性撕裂及空蚀微孔 Fig． 6 SEM micrographs of Cr32Ni7Mo3N steel after cavitation in artificial seawater for 39 h: ( a) surface roughness and cavities; ( b) cleavage-like facets; ( c) unstable crack growth and stress concentration crack; ( d) ductile tearing features and microvoids 图 7 Cr32Ni7Mo3N 钢在蒸馏水和人工海水中空蚀 84 h 后扫描电镜形貌． ( a) 蒸馏水中空蚀奥氏体和铁素体的破坏; ( b) 蒸馏水空蚀疲劳 辉纹及微裂纹形貌; ( c) 人工海水空蚀蜂窝状空蚀坑形貌; ( d) 人工海水空蚀微裂纹形貌 Fig． 7 SEM micrographs of Cr32Ni7Mo3N steel after cavitation in distilled water and artificial seawater for 84 h: ( a) damage to ferrite and austenite in distilled water; ( b) fatigue striations in distilled water; ( c) damage to ferrite and austenite in artificial seawater; ( d) severe ductile tearing and microcracks in artificial seawater · 4601 ·

第8期 何福善等：C32Ni7Mo3N特级双相不锈钢的空蚀行为 ·1065· 仅完全脱落，形成了许多细小的蜂窝状空蚀坑，表面 腐蚀：另一方面，奥氏体在空蚀冲击载荷作用下表面 呈现诸多裂纹，且蜂窝状空蚀坑和裂纹向材料基体 塑性变形产生位错、滑移等，在腐蚀溶解作用下，位 内纵向延伸（见截面形貌图8）.因而，人工海水试 错、滑移等移动阻力下降，材料表面出现应力松弛， 样破坏程度比蒸馏水中严重.结合图2进行分析 弱化了表面材料结合力，使奥氏体抵抗空泡溃灭 知：空蚀累积曲线进入平台区域后，此阶段材料失重 载荷能力减弱，同时腐蚀溶解使得铁素体表面硬度 以裂纹扩展连接导致材料脱落和疲劳断裂脱落为 降低，抗冲击能力减弱，最终降低了材料抗空蚀的 主，材料空蚀破坏形貌呈蜂窝状 能力 因此，空蚀的搅拌作用加速了材料表面及其附 近腐蚀介质的电子传质过程，从而导致自腐蚀电位 负移、腐蚀电流密度增大腐蚀降低材料表面力学性 能，使材料空蚀破坏加速，两者交互影响导致材料加 速失效破坏. 2.3两种材料抗空蚀性对比分析 前面对Cr32Ni7Mo3N钢的空蚀累积失重量和 失重率曲线、空蚀发展过程以及空蚀与腐蚀的相互 关系进行了研究和分析，但还无法直接判断这种材 料的抗空蚀能力的优劣.基于此，选取了SAF2205 图8Cr32N7M3N钢在人工海水中空蚀84h后截面扫描电镜 钢作为对比材料，也在人工海水中进行相同的空蚀 形貌 Fig.8 SEM micrographs showing the etched cross section of 实验，实验对比结果如图10所示.SAF2205钢在人 Cr32Ni7 Mo3N steel after cavitation in artificial seawater for 84 h 工海水中空蚀5h时就达到最大失重率7.3mgh-', 其最大失重率是C32Ni7Mo3N的31.7倍，而且 2.2空蚀与腐蚀的交互 SAF2205钢达到最大失重率耗时明显比 图9是静态和空蚀条件下试样的极化曲线.由 Cr32Ni7Mo3N钢的短.SAF2205钢空蚀24h后的累 塔菲尔直线外推法得到静态和空蚀条件下腐蚀电流 积失重量是53.3mg,Cr32Ni7Mo3N钢空蚀84h后的 密度分别为0.89和39.16μA·cm-2,空蚀使材料的 累积失重量只有6.9mg.显然，SAF2205钢空蚀耗 电化学腐蚀速率增大了44倍. 时不到Cr32Ni7Mo3N钢的1/3，空蚀所导致的质量 损失量却是Cr32N7Mo3N的7倍多.采用扫描电镜 空蚀 跟踪观察了SAF2205钢在人工海水中空蚀不同时 1.0 ---静态 间后试样表面形貌，如图11所示.SAF2205材料空 0.5 蚀破坏表面形貌变化与C32Ni7Mo3N钢相似，空蚀 破坏都是先在铁素体相（α）和相界（α/y)发生（见 图11(a),然后在铁素体相上扩展，SAF2205钢在 人工海水中空蚀5h（见图11(b))铁素体发生大面 -05 积破坏，而Cr32N7Mo3N钢中铁素体大面积破坏需 要空蚀14h(见图4)：随着空蚀的进一步进行，奥氏 543 =2 体开始大面积破坏（见图11(c))直至试样表面材 lH∥Acm] 料完全脱落形成蜂窝状空蚀破坏形貌（见图11 图9空蚀和静态下Cr32N7Ma3N钢极化曲线图 (d)).与SAF2205材料空蚀24h的表面形貌相 Fig.9 Polarization curves of Cr32Ni7Mo3N steel in artificial seawa- 比，Cr32Ni7Mo3N钢空蚀84h后表面才形成细小蜂 ter in the presence and absence of cavitation 窝状空蚀坑（见图7(c)).因此，无论从材料的失重 显然在腐蚀介质中，空蚀与腐蚀互为影响，导致 量，还是形貌破坏程度，都说明Cr32N7Mo3N钢比 材料失效率增大.这是由于一方面振幅杆的振动以 SAF2205钢具有更优的抗空蚀能力， 及空泡形成和溃灭产生搅拌作用，加快了材料表面、 3结论 表面一介质附近离子和分子的传输，同时也增强了 离子、分子与材料表面的电子交换，加速了对材料的 (1)空蚀时，C32Ni7Mo3N钢破裂首先发生在

第 8 期 何福善等: Cr32Ni7Mo3N 特级双相不锈钢的空蚀行为 仅完全脱落，形成了许多细小的蜂窝状空蚀坑，表面 呈现诸多裂纹，且蜂窝状空蚀坑和裂纹向材料基体 内纵向延伸( 见截面形貌图 8) ． 因而，人工海水试 样破坏程度比蒸馏水中严重． 结合图 2 进行分析 知: 空蚀累积曲线进入平台区域后，此阶段材料失重 以裂纹扩展连接导致材料脱落和疲劳断裂脱落为 主，材料空蚀破坏形貌呈蜂窝状． 图 8 Cr32Ni7Mo3N 钢在人工海水中空蚀 84 h 后截面扫描电镜 形貌 Fig． 8 SEM micrographs showing the etched cross section of Cr32Ni7Mo3N steel after cavitation in artificial seawater for 84 h 2. 2 空蚀与腐蚀的交互 图 9 是静态和空蚀条件下试样的极化曲线． 由 塔菲尔直线外推法得到静态和空蚀条件下腐蚀电流 密度分别为 0. 89 和 39. 16 μA·cm － 2，空蚀使材料的 电化学腐蚀速率增大了 44 倍． 图 9 空蚀和静态下 Cr32Ni7Mo3N 钢极化曲线图 Fig． 9 Polarization curves of Cr32Ni7Mo3N steel in artificial seawa￾ter in the presence and absence of cavitation 显然在腐蚀介质中，空蚀与腐蚀互为影响，导致 材料失效率增大． 这是由于一方面振幅杆的振动以 及空泡形成和溃灭产生搅拌作用，加快了材料表面、 表面--介质附近离子和分子的传输，同时也增强了 离子、分子与材料表面的电子交换，加速了对材料的 腐蚀; 另一方面，奥氏体在空蚀冲击载荷作用下表面 塑性变形产生位错、滑移等，在腐蚀溶解作用下，位 错、滑移等移动阻力下降，材料表面出现应力松弛， 弱化了表面材料结合力［14］，使奥氏体抵抗空泡溃灭 载荷能力减弱，同时腐蚀溶解使得铁素体表面硬度 降低，抗冲击能力减弱，最终降低了材料抗空蚀的 能力． 因此，空蚀的搅拌作用加速了材料表面及其附 近腐蚀介质的电子传质过程，从而导致自腐蚀电位 负移、腐蚀电流密度增大; 腐蚀降低材料表面力学性 能，使材料空蚀破坏加速，两者交互影响导致材料加 速失效破坏． 2. 3 两种材料抗空蚀性对比分析 前面对 Cr32Ni7Mo3N 钢的空蚀累积失重量和 失重率曲线、空蚀发展过程以及空蚀与腐蚀的相互 关系进行了研究和分析，但还无法直接判断这种材 料的抗空蚀能力的优劣． 基于此，选取了 SAF2205 钢作为对比材料，也在人工海水中进行相同的空蚀 实验，实验对比结果如图 10 所示． SAF2205 钢在人 工海水中空蚀5 h 时就达到最大失重率 7. 3 mg·h － 1， 其最 大 失 重 率 是 Cr32Ni7Mo3N 的 31. 7 倍，而 且 SAF2205 钢达到最大失重率耗时明显比 Cr32Ni7Mo3N 钢的短． SAF2205 钢空蚀 24 h 后的累 积失重量是53. 3 mg，Cr32Ni7Mo3N 钢空蚀84 h 后的 累积失重量只有 6. 9 mg． 显然，SAF2205 钢空蚀耗 时不到 Cr32Ni7Mo3N 钢的 1 /3，空蚀所导致的质量 损失量却是 Cr32Ni7Mo3N 的 7 倍多． 采用扫描电镜 跟踪观察了 SAF2205 钢在人工海水中空蚀不同时 间后试样表面形貌，如图 11 所示． SAF2205 材料空 蚀破坏表面形貌变化与 Cr32Ni7Mo3N 钢相似，空蚀 破坏都是先在铁素体相( α) 和相界( α /γ) 发生( 见 图 11( a) ) ，然后在铁素体相上扩展，SAF2205 钢在 人工海水中空蚀 5 h ( 见图 11( b) ) 铁素体发生大面 积破坏，而 Cr32Ni7Mo3N 钢中铁素体大面积破坏需 要空蚀 14 h ( 见图 4) ; 随着空蚀的进一步进行，奥氏 体开始大面积破坏( 见图 11 ( c) ) 直至试样表面材 料完全脱落形成蜂窝状空蚀破坏形貌 ( 见 图 11 ( d) ) ． 与 SAF 2205 材料空蚀 24 h 的表面形貌相 比，Cr32Ni7Mo3N 钢空蚀 84 h 后表面才形成细小蜂 窝状空蚀坑( 见图 7( c) ) ． 因此，无论从材料的失重 量，还是形貌破坏程度，都说明 Cr32Ni7Mo3N 钢比 SAF2205 钢具有更优的抗空蚀能力． 3 结论 ( 1) 空蚀时，Cr32Ni7Mo3N 钢破裂首先发生在 · 5601 ·

·1066· 北京科技大学学报 第36卷 60 ▲-SAF2205 ▲-SAF2205 50 40 20 10 1020304050607080 1020304050607080 0.3 ■-Cr32Ni7Mo3N -■-Cr32Ni7Mn3N 12 0.1 重。 01020304050607080 1020304050607080 时间h 时间h 图10C32N7M3N钢和SAF2205钢在人工海水中空蚀累计失重量曲线(a)和空蚀失重率曲线(b) Fig.10 Cumulative mass loss curves (a)and cumulative mass loss rate curves (b)of Cr32Ni7Mo3N steel and SAF2205 steel in artificial seawater (a) 50u 50m 50 gm 图11SAF2205钢在人工海水中空蚀不同时间后扫描电镜形貌.(a)0.5h:(b)5h:(c)13.5h:(d)24h Fig.11 SEM micrographs of SAF2205 steel in artificial seawater after cavitation:(a)0.5h:(b)5h:(c)13.5h:(d)24 h 铁素体薄弱区域以及铁素体和奥氏体接触处于高能 Cr32Ni7Mo3N钢在人工海水中的抗空蚀能力优于 量的相界，然后向铁素体内扩展，铁素体发生解离断 SAF2205. 裂脱落：奥氏体因滑移产生加工硬化延缓了破坏在 参考文献 整个材料表面上的扩展；铁素体大面积破坏后，奥氏 体失稳产生断裂脱落。 [1]Rooze J,Rebrov E V,Schouten ]C,et al.Dissolved gas and ul- trasonie cavitation:a review.Ultrason Sonochem,2013,20(1):1 (2)空蚀与腐蚀交互影响导致Cr32Ni7Mo3N Huang J T.Application and Principle of Cavitation.Beijing:Tsin- 钢在人工海水中加速破坏：但在人工海水中，材料经 ghua University Press,1991 空蚀后，其奥氏体硬度值比在蒸馏水中略有提高： (黄继汤.空化与空蚀的原理及应用.北京：清华大学出版

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 10 Cr32Ni7Mo3N 钢和 SAF2205 钢在人工海水中空蚀累计失重量曲线( a) 和空蚀失重率曲线( b) Fig． 10 Cumulative mass loss curves ( a) and cumulative mass loss rate curves ( b) of Cr32Ni7Mo3N steel and SAF2205 steel in artificial seawater 图 11 SAF2205 钢在人工海水中空蚀不同时间后扫描电镜形貌． ( a) 0. 5 h; ( b) 5 h; ( c) 13. 5 h; ( d) 24 h Fig． 11 SEM micrographs of SAF2205 steel in artificial seawater after cavitation: ( a) 0. 5 h; ( b) 5 h; ( c) 13. 5 h; ( d) 24 h 铁素体薄弱区域以及铁素体和奥氏体接触处于高能 量的相界，然后向铁素体内扩展，铁素体发生解离断 裂脱落; 奥氏体因滑移产生加工硬化延缓了破坏在 整个材料表面上的扩展; 铁素体大面积破坏后，奥氏 体失稳产生断裂脱落． ( 2) 空蚀与腐蚀交互影响导致 Cr32Ni7Mo3N 钢在人工海水中加速破坏; 但在人工海水中，材料经 空蚀后，其奥氏体硬度值比在蒸馏水中略有提高; Cr32Ni7Mo3N 钢在人工海水中的抗空蚀能力优于 SAF2205． 参 考 文 献 ［1］ Ｒooze J，Ｒebrov E V，Schouten J C，et al． Dissolved gas and ul￾trasonic cavitation: a review． Ultrason Sonochem，2013，20( 1) : 1 ［2］ Huang J T． Application and Principle of Cavitation． Beijing: Tsin￾ghua University Press，1991 ( 黄继汤． 空化与空蚀的原理及应用． 北京: 清华大学出版 · 6601 ·

第8期 何福善等：C32Ni7Mo3N特级双相不锈钢的空蚀行为 ·1067· 社，1991) tion damage.Acta Metall Sin,2009,45 (5):519 B]Al-Hashem A.Riad W.The effect of duplex stainless steel micro- (刘诗汉，陈大融.双相钢空蚀破坏的力学机制.金属学报， structure on its cavitation morphology in seawater.Mater Charact, 2009,45(5):519) 2001,47(5):389 [10]Jayaprakash A,Choi J K,Chahine G L,et al.Scaling study of 4]Escobar J D,Velasquez E,Santos T F A,et al.Improvement of cavitation pitting from cavitating jets and ultrasonic horns.Wear, cavitation erosion resistance of a duplex stainless steel through fric- 2012,296(1/2):619 tion stir processing (FSP).Wear,2013,297(1/2):998 [11]Chai G,Kivisakk U,Tokaruk J,et al.Hyper duplex stainless [5]Kwok C T.Man H C,Leung L K.Effect of temperature,pH and steel for deep subsea applications D/OL]Stainless Steel World sulphide on the cavitation erosion behaviour of super duplex stain- (2009-03-01)[2013-02-25].http://www.stainless-steeli- less steel.Wear,1997,211(1):84 world.net/pdf/SSW_0903_SANDVIK.pdf [6]Luo S Z,Zhen Y G,Jiang S L,et al.Cavitation corrosion resist- [12]Chai Z C.Brittle and ductile fracture of metallic materials ance of 1Cr18Mnl4N duplex stainless steel in corrosive media. Shanghai Met,1984,6(4)50 Corros Sci Prot Technol,2004,16(6):352 (蔡泽高.金属材料的脆性和延性断裂.上海金属，1984,6 (骆素珍，郑玉贵，姜胜利，等.1Crl8Mnl4N双相不锈钢在腐 (4):50) 蚀介质中的抗空蚀性能.腐蚀科学与防护技术，2004,16 [13]Mesa D H,Garzon C M,Tschiptschin A P.Influence of cold- (6):352) work on the cavitation erosion resistance and on the damage Franc J P,Riondet M,Karimi A,et al.Material and velocity mechanisms in high-nitrogen austenitic stainless steels.Wear, effects on cavitation erosion pitting.Wear,2012,274/275:248 2011,271(9/10):1372 Liu W,Zheng YG,Liu C S,et al.Cavitation erosion behavior of 14]Gu T M.Mechanical Chemical and Corrosion Protection of Metal Cr-Mn-N stainless steels in comparison with OCr13Ni5 Mo stainless Jing S,Translated.Beijing:Science Press,1989 steel..Wer,2003,254(7/8):713 (古特曼.金属力学化学与腐蚀防护.金石译.北京：科学出 9]Liu S H,Chen D R.Mechanics mechanism of duplex steel cavita- 版社，1989)

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