不同固溶處理的2205不銹鋼在3.5%NaCl溶液中的慢應變拉伸曲線如圖4.3所示。慢應變拉伸數據得到的各相性能指標值如圖4.4和表4.2所示。

  材料的應力腐蝕敏感性的強弱可以用其比值來反映：該值越大，材料的應力腐蝕敏感性越低。從圖4.4可以看出，隨著固溶處理的溫度的升高，雙相不銹鋼在空氣中的斷面收縮率先升高后下降，雙相不銹鋼在溶液中斷面收縮率先升高后下降，以及兩者之比（ψ環(huán)境／ψ空氣）的值先升高后下降，說明隨著固溶處理的溫度從950℃升高至1150℃,雙相不銹鋼的應力腐蝕敏感性先變弱后變強。

  慢應變拉伸斷裂后的雙相不銹鋼的斷口形貌如圖4.5所示。圖4.6為1050℃/30min 固溶處理的雙相不銹鋼在3.5%NaCl溶液中慢應變拉伸后的斷口剖面圖。從圖4.6中可以看出，雙相不銹鋼中的斷口形貌中存在由裂紋，裂紋的源頭在雙相不銹鋼試樣表面，裂紋由雙相不銹鋼表面相試樣內部延伸，并終止于奧氏體，說明奧氏體對應力腐蝕的裂紋的擴展有一定的阻礙作用。

  從表4.2中可以看出，當固溶處理的溫度從950℃升高至1000℃時，雙相不銹鋼在空氣中的斷面收縮率從63.22956%升高至82.92134%,升高幅值約為19%;當固溶處理的溫度升高到1050℃時，雙相不銹鋼在空氣中斷面收縮率為82.50531%;當固溶處理的溫度為1100℃時，雙相不銹鋼在空氣中斷面收縮率為82.67233%;進一步升高固溶處理的溫度至1150℃時，雙相不銹鋼在空氣中斷面收縮率為80.08303%.可以看出，當固溶處理的溫度從1000℃升高至1100℃時，雙相不銹鋼在空氣中的斷面收縮率幾乎沒有變化，當固溶處理的溫度升高至1150℃時，雙相不銹鋼在空氣中斷面收縮率開始下降至80.08303%,這與1150℃/30min固溶處理的試樣中的鐵素體和奧氏體的百分含量有關，此時的鐵素體的百分含量為59%,而奧氏體的百分含量為41%,即1150℃/30min 固溶處理的試樣中含有過量的強度高的鐵素體，以及不足量的塑性優(yōu)的奧氏體，導致該固溶處理狀態(tài)下的試樣在空氣中的斷面收縮率有所下降。對于950℃固溶處理的試樣，其含有6.1%的硬而脆的σ相，這必然導致該固溶處理狀態(tài)下的試樣的斷面收縮率明顯降低，僅為63.22956%。

  從圖4.5(a)、（b)中可以看出，950℃/30min固溶處理的雙相不銹鋼在空氣中和溶液中的斷口均呈現準解理平面；950℃/30min 固溶處理的雙相不銹鋼在空氣中的斷口局部有少量韌窩存在，而在溶液中的斷口幾乎是準解理平面，二者都屬于脆性斷裂，這主要是由于大量脆性σ相沿著晶界析出，降低了材料的耐應力腐蝕性能和力學性能。從圖4.5(e)、（f)中可以看出，1050℃/30min固溶處理的雙相不銹鋼在空氣和溶液中的斷口都存在大量韌窩，雙相不銹鋼在溶液中的韌性損失較小，而（950℃、1000℃、1100℃、1150℃)/30min 固溶處理的雙相不銹鋼在溶液中都存在較大的韌性損失，表明1050℃/30min 固溶處理的雙相不銹鋼具有較好的耐應力腐蝕性能。

  從表4.2中也可以看出，950℃/30min 固溶處理的試樣在3.5%NaCl溶液中的斷面收縮率僅為32.0158%,其ψ3.5%NaCI溶液／空氣也僅為50.6342%,表現出很強的應力腐蝕敏感性，具有差的耐應力腐蝕性能。而1050℃/30min 固溶處理的試樣在3.5%NaCl 溶液中斷面收縮率達到 76.34294%,且其43.5%NaCI溶液／空氣也達到92.5971%,幾乎無應力腐蝕敏感性，表現出較好的耐應力腐蝕性能。1150℃/30min 固溶處理的試樣的43.5%NaCI溶液／4空氣值為69.7453%,與1050℃/30min 固溶處理的試樣相比較，有明顯的下降。將（950℃、1050℃、1150℃)/30min 固溶處理的試樣的微觀組織進行比較，可以看出，1150℃/30min 固溶處理的試樣中的鐵素體百分含量為59%,比1050℃/30min 固溶處理的試樣中的鐵素體百分含量（51.9%)高7.1%,并且950℃/30min 固溶處理的試樣中存在大量σ相；從極化曲線的分析可知，當固溶處理的溫度過高時，鐵素體百分含量升高，鐵素體耐點蝕當量下降，促使點蝕更易于發(fā)生；且當固溶處理的溫度為950℃時，大量的σ相的存在顯著降低了材料的耐點蝕性能。從應力腐蝕性能分析可以看出，由于σ相的存在，950℃/30min 固溶處理的試樣的耐應力腐蝕性能比1050℃/30min固溶處理的試樣的耐應力腐蝕性能差，以及1150℃/30min固溶處理的試樣中的過量鐵素體導致材料的耐應力腐蝕性能比1050℃/30min固溶處理的試樣的耐應力腐蝕性能有所下降。

   一方面，鐵素體含量升高，材料耐點蝕當量下降，點蝕更易發(fā)生，導致鈍化膜性能不穩(wěn)定和易破裂，耐應力腐蝕性能變差；另一方面，σ相的產生使其周圍存在貧鉻區(qū)，降低材料耐點蝕性能，同時使得材料的耐應力腐蝕性能下降。而1050℃/30min固溶處理的雙相不銹鋼中的兩相比例接近1:1,同時具有較好的耐點蝕性能和較好的耐應力腐蝕性能。

  從以上分析可以看出，點蝕和應力腐蝕的發(fā)生存在某種關系，即點蝕會促進應力腐蝕的發(fā)生，而提高材料的耐點蝕性能也能夠提高材料的耐應力腐蝕性能。應力腐蝕的陽極溶解理論認為，應力腐蝕的發(fā)生與材料表面氧化膜的形成一破裂有關。點蝕破壞鈍化膜的完整性，促進了應力腐蝕的發(fā)生。

  1000℃、1050℃、1100℃、1150℃及1200℃固溶態(tài)的2507雙相不銹鋼室溫下在3.5%NaCl溶液中的SSRT結果如圖4.7和表4.3所示。從整體能夠獲得隨固溶處理溫度的增高DSS2507的抗拉強度表現為先降低后上升的變化趨勢，1000℃時抗拉強度是888.36MPa,1100℃時抗拉強度減小成875.886MPa,隨固溶熱處理溫度繼續(xù)增高到1200℃抗拉強度又上升至905.562MPa.從應變量（試樣標距部分的拉伸量）的角度看隨固溶熱處理溫度的上升應變量呈先變大后減小的趨勢，固溶溫度為1000℃時斷裂應變?yōu)?1.0487mm,當固溶溫度升高到1050℃時斷裂應變升高到11.1307mm,而固溶熱處理溫度的繼續(xù)上升又導致斷裂應變開始減小，1200℃時減小到10.0628mm.導致以上現象出現的原因在于固溶熱處理溫度處于1000~1050℃之間時，抗拉強度受材料組織再結晶完全程度的影響，在該溫度范圍內2507雙相不銹鋼的組織再結晶完全程度提高，并且在該溫度范圍內起著主導作用所以剛的強度下降韌性升高；1050~1200℃之間材料的兩相組織轉變發(fā)揮著核心影響作用，鐵素體α相量隨固溶熱處理溫度增高漲幅較大而奧氏體γ相量卻降低，又由于鐵素體α相是bcc結構奧氏體γ相是fcc結構，在室溫條件下前者強度高于后者，所以1050~1200℃范圍內鋼的強度變高而韌性減小。

  雙相鋼應力腐蝕開裂敏感性的強弱能夠通過斷裂時間（tb)來反映：該值越大，表明雙相鋼的SCC敏感性越低，抵抗SCC的性能更強。從表4.3可以看出 DSS2507的斷裂時間（tb)隨固溶熱處理溫度的上升呈先變大后減小的變化走勢。當固溶溫度為1000℃時，DSS2507中的鐵素體跟奧氏體這兩相相界處有σ相析出，由于σ相硬而脆，且其周圍存在貧鉻區(qū)，σ相的存在能夠顯著降低材料的力學性能和耐蝕性能，根據應力腐蝕的陽極溶解機理可知，SCC的發(fā)生跟鈍化膜的“破裂－修復－破裂”過程有關聯。σ相的析出使其所在區(qū)域的鈍化膜變得薄弱，因此經過1000℃固溶的試樣易發(fā)生應力腐蝕斷裂，并且從表4.3也可以看出1000℃時斷裂時間（tb)較低為30.42h;1050℃時斷裂時間（tb)值最大為31.33h,這說明經過1050℃固溶處理30min的DSS2507的SCC敏感性較低，有較優(yōu)的耐SCC能力，這跟其有較優(yōu)的抗點蝕能力以及鋼中兩相均勻分布有關；隨著固溶溫度繼續(xù)升高至1200℃,斷裂時間（tb)又逐漸減小，1200℃時斷裂時間（tb)降低到28.47h,這說明材料的耐應力腐蝕斷裂性能降低。這是因為當固溶熱處理溫度繼續(xù)上升至1200℃時鋼中的鐵素體相量逐漸增高而奧氏體相量逐漸減少，又因為鐵素體的塑性比奧氏體差，進而導致在高固溶溫度下DSS2507的應力腐蝕破裂敏感性增強，具體變現為斷裂時間（tb)降低。

  1000℃、1050℃、1100℃、1150℃及1200℃固溶態(tài)的2507雙相不銹鋼室溫下于3.5%NaCl溶液介質中的SSRT斷口形貌如圖4.8所示。從圖4.8中能夠較為清晰地獲得五種固溶態(tài)下的DSS2507拉伸斷口都具有明顯的韌窩，都表現為韌性斷裂。圖4.8(a)雖然表現為韌性斷裂，但是有明顯的準解理斷裂面的出現，有脆性斷裂的傾向，這說明1000℃下DSS2507的抗SCC能力較弱，容易發(fā)生SCC;隨著固溶溫度升高至1050℃,如圖4.8(b)所示，鋼斷面上的韌窩數量最多且密集表明其應力腐蝕敏感性最弱，即該固溶溫度下鋼的應力腐蝕破裂敏感性較弱；隨著固溶溫度的繼續(xù)升高，如圖4.8(c)~(e)所示，鋼的韌性損失變大，韌窩數量減小且密集度減弱，表明雙相不銹鋼的應力腐蝕破裂敏感性又增強。

  這與表4.3中斷裂時的應變測試結果是相對應的。雙相不銹鋼的應力腐蝕類型是陽極溶解型，跟其耐孔蝕能力有著較為密切的聯系。當鋼表面的氧化膜被破壞形成蝕孔裸露出新鮮表面，該表面與其他覆蓋有氧化膜的表面形成大陰極小陽極的腐蝕電池（裸露出的新鮮表面為陽極，鋼表面覆蓋有氧化膜的表面為陰極），金屬發(fā)生陽極反應，金屬原子溶解成為離子，形成裂紋。裂紋朝著縱深方向處發(fā)展同時又因為應力主要分布在裂紋尖端處，進而導致裂紋周圍區(qū)域產生塑性形變，陽極電位下降提高了陽極溶解速度，最終導致裂紋的擴大。

 根據第3章對2507雙相不銹鋼電化學性能的研究結果可知，隨固溶熱處理度的增高2507雙相不銹鋼抗點蝕能力呈先增強后下降的變化趨勢，1050℃時鋼中的鐵素體相跟奧氏體相這兩相分布較均勻且兩相比例約為1:1,鋼表面保護膜穩(wěn)定性較好，產生點腐蝕的電位較高，不利于促進裂紋的發(fā)展，進而該固溶溫度下2507雙相不銹鋼有較好的抗應力腐蝕開裂性能，這跟SSRT所得結果是相同的?？傊?，固溶熱處理溫度為1050℃時 DSS2507的抗SCC能力較強。

  固溶態(tài)為1050℃的2507雙相不銹鋼在3.5%NaCl溶液中的拉伸斷口腐蝕形貌如圖4.9所示，圖中深色組織是鐵素體α相、淺色是奧氏體γ相。從圖4.9中可以看出裂紋優(yōu)先在鐵素體α相上傳播，終止于奧氏體γ相，且裂紋迂回過奧氏體γ相后繼續(xù)會在鐵素體α相中繼續(xù)傳播，這表明奧氏體γ相對鐵素體α相中裂紋的傳播有一定的抑制作用，這種現象稱為致鎖（Keying)效應。這主要是由于首先鐵素體α相為陽極，優(yōu)先在腐蝕介質中發(fā)生腐蝕因而裂紋優(yōu)先在鐵素體α相上發(fā)生和傳播；其次奧氏體γ相相對于鐵素體α相來說硬度及屈服強度都偏低、延展性能較好，奧氏體γ相比鐵素體α相更易發(fā)生形變且形變能較大，所以在鐵素體α相中發(fā)展的裂紋遇到奧氏體γ相時其尖端形變帶的應力會受到一定的緩和，進而對鐵素體α相中裂紋的傳播有一定的抑制作用。因此，應力腐蝕破裂裂紋優(yōu)先在鐵素體α相上傳播，終止于奧氏體γ相。