穿晶断裂的阳极溶解应力腐蚀-奧氏体不锈钢氯脆

穿晶断裂，由于奧氏体不锈钢的广泛而大量应用，人们对它在热浓氯化物水溶液中的应力腐蚀，已进行了大量的工作([4-1]p.31~42，137~152)。对于这种典型的穿晶断裂的阳极溶解应力腐蚀，即奧氏体不锈钢的氯脆，目前广泛接受的机理是“滑移~溶解-断裂”。“滑移”是金属在应力作用下的一种主要形变方式;“溶解"是应力协同腐蚀进行的;“断裂”是穿晶的。
在建立这种机理时，电化学工作者确定了奥氏体不锈钢在沸腾的42%MgCl水溶液中可以钝化，并确定了阳极极化曲线，进一步确定了应力破坏钝化膜导致的电位变化;金属物理工作者直接观察到滑移导致钝化膜的破坏，并揭示了溶解隧道的形成、周期性的溶解撕裂特征以及腐蚀的楔入作用，断裂力学工作者则从力学分析，确定各应力分量的作用，并说明裂纹分枝的力学条件。

但是，滑移溶解-断裂机理尚有两个关键问题需要回答:

(1)为什么断口是准解理的?应力腐蚀过程中产生的氢对断裂起什么作用?

(2)应力腐蚀裂纹形核位置与扩展方向与应力分量义有什么关系?

为了回答这两个问题，十多年来，著者进行了一些工作,扼要介绍如下。

(1)氢的作用 支持氢致开裂(HIC) 机理的主要论据有：

①应力腐蚀时，这种系统的裂纹尖端区溶液的pH值测定为0.7-2.0，这为阴极释氢提供了热力学条件;

②收集裂纹区释放的气泡，经质谱仪分析，含92%H2;

③充氢后，塑性下降，并观察到HIC。

上列三个证据还没有充分证明这个应力腐蚀的机制是HIC。因为①及②只是证明了阴极确实放氢，但是氢是否进入不锈钢?进入的量是否足够而引起电解充氢条件下的HIC③?采用离子探针的微区分析结果(表4-4) 同答了第一个问题，开路应力腐蚀时，裂纹尖端区的氢含量ctip远高于样品中氢的整体含量co。

采用图4-5所开的载荷为I、Ⅱ及Ⅲ型的试样，测定了304不锈钢在沸腾的42%MgCl2溶液中的应力腐蚀以及电解充氢条件的门槛值(KISCC及KIH).实验结果(表4-5) 指出:

①KISCC/KIX=0.18，KIX为空气中木充氢试样门槛值。
KIH》KISCC
KⅡH》KⅡSCC
KⅢH》KⅢSCC
因此，所施加的KI若高于KISCC，而又低于KIH，则只发生SCC，而没有HIC,这说明了在这种应力腐蚀体系中，起控制作用的不是氢致开裂机理，而是阳极溶解机理。
奥氏体不锈钢在沸腾的42%MgCl2溶液中，压应力也可产生SCC,由于在这种载荷条件下，不存在三向拉应力区可以富集氢，而断口形貌也与拉伸载荷条件下有本质上差异(前者为条纹状，后者为准解理)，因而也认为HIC不起控制作用。但是，在拉伸载荷下，氢的富集对裂纹的启动扩展以及扩展速度起了加速作用，并改变了断口面貌。此外，氢可使阳极极化曲线右移，并促使不稳定奥氏体转变为马氏体，从而促进SCC。

(2)应力分量作用采用如图4-5 所示的Ⅱ及Ⅲ型试样，可以确定正应力及剪应力分量对SCC及HIC的影响。

对于Ⅲ型试样，由于氢能促进塑性变形及蠕变，充氢的奧氏体不锈钢沿着具有最大剪应力的原缺口或裂纹面形成裂纹;但这种钢在沸腾的42% MgCl2溶液中应力腐蚀时，裂纹却在具有最大正应力的、与原缺口或裂纹面成45°的平面形成。

对于Ⅱ型试样，应力腐蚀裂纹在最大正应力处(图4-7 中B点)形成，沿着与最大正应力(图4-7 中σmax)垂直的平面扩展。

(3)应力与氢的协同作用 该作用可显著地降低电极电位，增加腐蚀速度及SCC敏感性，减小K的临界值。从已有的研究结果，可以认为，奥氏体不锈钢在热浓氯化物溶液中的应力腐蚀属于穿晶的阳极溶解型的SCC，与广泛接受的滑移-溶液机理有所区别，应力腐蚀裂纹是在表而最大正应力处形核，并沿着与最大正应力垂直的平面扩展。阴极过程所释放的氢可以进入金属，并在裂纹尖端区富集，促进SCC的进行。

从方法论考虑，如图4-13所示。

①载荷及化学环境(第1层次)协同作用于材料(第2层次)，导致应力、腐蚀及SCC.(第3层次);
②应力分量有正应力及剪应力，腐蚀有阳极溶解(AD)及阴极释氢(第4层次)，它
们之间交互作用而影响力学性能及化学性能(第5层次);
③开裂在第6层次，力学性能、化学性能及正应力影响开裂;剪应力导致滑移，通过滑移溶解(SD)而开裂，溶解是阳极过程;而阴极所释放的氢通过下小节将要讨论的氢致开裂(HIC)机理而开裂;
④在第7层次，便是裂纹的形核、扩展而至断口形貌。
这便是应力腐蚀开裂(或断裂)的全貌，配合图4-11及4-12，可以协助我们分析各种具体应力腐蚀问题。

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