不锈钢（SS）常按其微观组织分为五类：奥氏体、铁素体、马氏体、双相（铁素体-奥氏体）及沉淀硬化型。其中较常见的奥氏体不锈钢（ASS）、铁素体不锈钢（FSS）及马氏体不锈钢（MSS）均发现于20世纪初第一个十年。

最早的Fe-Cr-Ni体系相图于20世纪30年代初获得（见图1a），表明在900°C以上存在（铁素体+奥氏体）两相区。Bain与Griffith首次记录了Fe-Cr-Ni体系中一种脆性富铬相——即B相的存在。

图1a标示了该早期脆性B相的稳定性，现被界定为富铬金属间化合物四方σ相，通常存在于Fe-Cr-Ni相图中温度低于900°C的（铁素体+σ相）、（奥氏体+σ相）两相区及（铁素体+奥氏体+σ相）三相区。Fe-Cr-Ni体系中稳定的富铬α'相最早于20世纪50年代被观察到，其形成直接源于Fe-Cr体系在约550°C温度下存在的混溶间隙。

从20世纪30年代至60年代，陆续开发并生产了多种成分的双相不锈钢（DSS）。其中大部分DSS兼具优异的耐腐蚀性与高强度，但延展性与断裂韧性相对较低。

至20世纪60年代末，冶金学家已总结出优化DSS延展性与断裂韧性的两条重要经验：一是奥氏体与铁素体两相的理想比例约为50:50；二是存在一个对残余杂质与夹杂物最大含量施加更为严格的上限要求。

随着精炼工艺在工业上的应用，自20世纪70年代起，便能大规模生产夹杂物含量更低、碳、硫、氧及其他残余元素含量更低、且氮含量控制更精确的双相不锈钢部件。

如今，双相不锈钢展现出极为优异的力学性能与耐腐蚀性能组合（见图2a和b），但其制品在服役过程中仍可能遭遇多种失效形式。其中大多数失效均与双相不锈钢特有的相变行为、相稳定性及微观组织特征相关，这正是本文的研究范畴。

自20世纪70年代以来，双相不锈钢持续发展，已生产出大量具有复杂化学成分的商用合金（见表1），其中含有大量合金元素，如铬、镍、钼、氮、锰、钨和铜。

部分新型双相不锈钢合金化程度极高，因而被称为超级双相不锈钢（SDDD），以向用户传达其卓越性能，尤其是在耐点蚀方面。目前已有数十种商用双相不锈钢的化学成分，可进一步划分为以下三个子类。

该类加工态双相不锈钢（DSS）的价格范围为5.8至7.8美元/千克，屈服强度为460至620 MPa，断裂韧性为71至212 MPa·m¹/²，PREN值为24.5至45.7。

目前最常用的加工态双相不锈钢牌号（UNS S31803，见表1）在退火状态下于20°C表现出非常优异的力学性能组合：强度、延展性与韧性俱佳（屈服强度高于450 MPa，延伸率高于25%，夏比V型缺口吸收功达300 J）

在这些铸锭凝固过程中，会形成完全铁素体的微观组织（液相→液相+铁素体），而奥氏体相（定义为二次奥氏体）则通过固态相变（铁素体→铁素体+二次奥氏体）形成，见图1a。

二次奥氏体相的形核与长大发生在1250至600°C之间，其过程涉及部分铁素体相的分解（见图1a），其动力学行为在TTT图中表现为典型的C形曲线。

在1200至1050 °C温度区间对双相不锈钢进行热加工，可促进形成铁素体与奥氏体相比例明确的双相显微组织（见图1a）。

热加工后，需进行固溶退火热处理（温度范围为1000至1100 °C），以维持铁素体与奥氏体相的适当比例及形貌，从而获得所需的力学性能与耐腐蚀性能。

锻轧双相不锈钢通常以固溶退火态供货，其显微组织为双相结构，其中奥氏体相体积分数介于40%至60%之间。该显微组织呈现铁素体与奥氏体交替层片状形貌（见图3a和图3b，图中显示了铁素体/奥氏体相界面，但未显示铁素体晶界和奥氏体晶界）。

图3c展示了相应晶粒界面，从而有效评估轧制双相不锈钢中铁素体与奥氏体相的形态及晶粒尺寸。由于铁素体/奥氏体界面能低于铁素体及奥氏体各自的晶界能，热力学平衡促使形成典型的层状双相微观组织。

低碳双相不锈钢铸件的典型性能参数包括：价格介于7.59至11.1美元/千克之间，屈服强度为365至655 MPa，断裂韧性为51至150 MPa·m¹/²，耐点蚀当量（PREN）为30至40。

铁素体与奥氏体双相不锈钢铸件中有害相的形成取决于其凝固路径及冷却过程中铁素体在固态下的分解反应。一种表征低碳不锈钢（LCSS）凝固路径的方法是绘制Creq与Nieq的双变量图，该图可指示不锈钢凝固过程中最先形成的相（见图4a）。根据Creq与Nieq比值的不同，不锈钢存在四种基本凝固路径（见图4b）。

低碳双相不锈钢铸件通常呈现铁素体凝固模式，且不形成一次碳化物。然而，为提高耐点蚀当量（PREN）并稳定奥氏体而添加氮元素，可能改变其凝固路径。

在此意义上，Fe–25Cr–7Ni–1.5Mo–3W–xN双相不锈钢的凝固路径由铁素体模式（见图5a）转变为铁素体-奥氏体模式（见图5b）。这一转变源于氮添加量增加导致Creq/Nieq比值由1.95降至1.6（见图4a与4b）。

在此情况下，1.5Mo–3W–0.37N低碳双相不锈钢铸件（见图5b）的凝固始于一次铁素体枝晶的形成，随后在枝晶间发生奥氏体相的凝固。冷却过程中，奥氏体相向枝晶中心生长，残留少量枝晶内铁素体。

低碳双相不锈钢铸件的铸态微观组织需进行均匀化热处理，以溶解可能存在的有害相，并获得设计所要求的铁素体与奥氏体相比例（见图5c与5d）。该均匀化热处理可略微降低置换型溶质元素的偏析梯度，并调控最终微观组织中铁素体与奥氏体相的形态及比例。

此外，该热处理还可促进σ相、α′相及二次富铬碳化物相的溶解，这些相的析出程度取决于铸件的冷却速率（受铸型类型、浇注温度、铸造工艺及构件几何形状控制）。

例如，低碳双相不锈钢铸件可用于压水堆（PWR）核电站冷却系统主回路大型部件（如管道、弯头）的制造。在此特定应用中，可选用含20%铁素体的Y4331双相不锈钢铸件。经长期在290至320 °C温度区间长时间（超过10⁴小时）暴露后，此类低碳双相不锈钢铸件易因铁素体发生相分离而产生力学脆化，表现为富铬铁素体（α′相）与贫铬铁素体区域的形成（即475 °C脆化），见图6a与6b。

高碳双相不锈钢凝固过程中首先形成的相同样是铁素体（液相 → 液相 + 铁素体），其中铁素体稳定化元素为Cr、Mo、W和Si。凝固过程中，残余液相富集奥氏体稳定化元素（C、N、Ni、Mn和Cu），从而促进剩余液相中奥氏体相与富铬一次M23C6碳化物（M = Cr、Fe和Mo）的形成（液相 → 奥氏体 + M23C6），具体取决于双相不锈钢的化学成分。

高碳双相不锈钢铸件的凝固模式通常为铁素体-奥氏体+ M23C6模式（见图7a）。最终铸态微观组织由奥氏体、铁素体以及一次和二次富铬碳化物相组成（参见表1与图7b中的W. Nr. 1.4464型双相不锈钢）

铸态微观组织由一次铁素体相构成，其周围分布着共晶碳化物与奥氏体相组成的网络。部分更细小的二次碳化物可能在奥氏体相内部析出，而呈刻面块状的奥氏体相则可能在铁素体相内部先析出。

服役过程中施加机械应力时，一次碳化物可能成为裂纹将优先沿一次碳化物网络扩展（见图7c）。该网络无法通过传统热处理有效改性，因此必须严格控制合金元素成分与铸造工艺，以避免高碳双相不锈钢铸件发生失效。

双相不锈钢铸件（尤其是含更高Cr和Mo含量的超级双相不锈钢）的大尺寸和/或厚截面部件，也可能因在约475 °C温度下形成富铬α′ 相而出现一定程度的脆化。该类双相不锈钢适用于对机械性能、耐腐蚀性和耐磨性要求较高的工况，例如泵用磨损件、船舶制造、阀体等。

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