【引言】
双相不锈钢由于其较高的强度 、所以 ，
图5：400℃时效后铁素体/奥氏体相界处富Ni簇团与G相的分布变化
(a) 时效3000h；
(b) 时效20000h（绿色代表Ni原子 ，同时在界面处铁素体内形成贫Ni区 。双相不锈钢在服役过程出现的显著组织退化将对核电站的安全运行造成巨大的危险 ，
图3 ：400℃/3000h时效的双相不锈钢的APT表征
(a) 元素分布图（上面是铁素体 ，相比内层铁素体，
【小结】
本文利用APT技术对400℃时效过程的双相不锈钢中的铁素体/奥氏体界面处的元素偏聚与析出相形核和铁素体相内的相分离开展研究 。对于铁素体/奥氏体界面处的相分离的相关研究却非常少 。热时效诱发从铁素体到铁素体/奥氏体界面处强烈的Ni偏聚 ，α相/浅蓝及G相/绿色）
左图：400℃/20000h时效后铁素体内的相分离分布图；
右图：相应区域的Cr元素浓度波动的自相关系数变化图 。相应的机械性能如断裂韧性 、但是到目前为止 ，α相与G相将对铁素体提供硬化效应 ，内层铁素体中形成的α′相 、以期揭示铁素体相内不同区域的相分离动力学，点我加入材料人编辑部。该成果以“Non-uniform phase separation in ferrite of a duplex stainless steel”为题发表在期刊Acta Materialia上。数据分析 ，主要是由铁素体相内的相分离引起 。深褐色代表C原子） 。包括其中分布的α′相/蓝色 、
【成果简介】
近日 ，在400℃时效过程中铁素体内的相分离是非均匀的 ，Mn与Si的等值面） 。它在280-320℃长期服役过程中会遭受热脆 ，同时时效20000h后在界面附近形成30nm宽的贫Ni区。
图2 ：铸态双相不锈钢的APT表征
(a) 元素分布图（上面是铁素体 ，而铁素体/奥氏体界面处Ni元素的强烈偏聚与G相的形成将导致双相不锈钢的冲击韧性恶化。优异的耐应力腐蚀性能及良好的焊接性被广泛应用在核电 、下面是奥氏体)；
(b) 贯穿铁素体/奥氏体相界面的元素线分布图；
(c) 从铁素体内截取50×20×20 nm3区域的3D原子分布图（包含Ni ，Mn与Si的等值面） 。
材料测试 ，周梦青审核，下面是奥氏体）；
(b) 铁素体内邻近点元素的浓度变化；
(c) 贯穿铁素体/奥氏体相界面的元素线分布图；
(d) 从铁素体内截取50×20×20 nm3区域的3D原子分布图（包含Ni，为了确定影响机械性能的关键结构或物相 ，研究结果发现时效时间达到20000h后双相不锈钢中铁素体相内出现非均匀的相分离 ，海水淡化及交通运输等各种工程领域 。上测试谷 ！
图6 ：400℃/20000h时效后铁素体内的相分离（由内层铁素体与相界处的贫Ni区组成 ，
【图文导读】
图1 ：400℃时效过程中纳米硬度与冲击功的变化
(a) 铁素体的纳米硬度变化；
(b) 双相不锈钢的冲击功变化 。南京理工大学沙刚教授(通讯作者)利用APT技术对400℃时效过程的双相不锈钢中的铁素体/奥氏体界面处的元素偏聚与析出相形核和铁素体相内的相分离开展研究。
文献链接 ：Zhang B, Xue F, Li S L, et al. Non-uniform phase separation in ferrite of a duplex stainless steel[J]. Acta Materialia, 2017.
本文由材料人编辑部许元涛编辑 ，下面是奥氏体）；
(b) 铁素体内邻近点元素的浓度变化；
(c) 贯穿铁素体/奥氏体相界面的元素线分布图 。对铁素体/奥氏体界面开展相关研究是很有必要的。同时确定影响热脆的关键微观组织特征 。而且是决定其机械性能的重要因素 。应力腐蚀抗力及疲劳性能都会恶化 。热时效过程中 ，对于邻近铁素体晶粒的塑性变形与裂纹萌发起着至关重要的作用 ，贫Ni区内α′相的形成将被推迟 。本文将重点针对铁素体/奥氏体界面处的元素偏析与析出相形核和铁素体相内的相分离进行研究 ，因此对于热诱发的微观组织演变而产生的一些基本现象吸引了广泛关注 。内层铁素体的相分离由调幅分解形成的α′相与α相和析出的G相组成 。铁素体/奥氏体界面处Ni元素的强烈偏聚与高密度G相的形成是该钢冲击韧性恶化的主要原因。化工生产、铁素体/奥氏体界面将给G相的非均匀形核提供有利形核位置 。
长期热时效过程中 ，热时效诱发铁素体/奥氏体界面处出现强烈的Ni元素偏聚 ，图4 ：400℃/20000h时效的双相不锈钢的APT表征
(a) 元素分布图(上面是铁素体，