阳极溶解理论是由E.doc

阳极溶解理论是由E.H.Dix(1940年)首次提出的阳极溶解应力腐蚀的机理包括滑移溶解理论、钝化膜致脆理论、择优溶解理论、腐蚀促进局部塑性变形导致脆断等。每一种类型的机理都得到了一定的实验支持，但又无法解释另一些实验现象[72]。如滑移溶解理论认为，发生SCC的合金表面有一层钝化膜，钝化膜存在局部薄弱点，在应力作用下合金基体内部位错会沿滑移面产生移动，形成滑移阶梯。当滑移阶梯过大、钝化膜又不能随滑移阶梯的形成而发生相应变形时，钝化膜就会破裂并裸露出新鲜表面，并与腐蚀介质接触，发生快速阳极溶解。当溶解相当大的区域后，由于02吸附，活性离子转换，又形成表面膜，使溶解区重新进入钝化状态，便形成“隧洞”。这时位错停止沿滑移面滑移并被锁住，造成位错重新塞积。在应力作用下，位错重新开始移动，表面钝化膜破裂形成无膜区后新露出的表面又快速溶解。这样通过滑移—膜破裂金属阳极溶解—再钝化过程的循环往复，导致了应力腐蚀裂纹的形核和扩展。如此反复，直至发生穿晶型SCC。这种类型的应力腐蚀可以解释腐蚀敏感性与应变速率的关系及应力腐蚀发生在特定的电位范围等实验。但它无法解释:①无钝化膜的应力腐蚀;②裂纹形核的不连续性;③断口的匹配性及解理花样;④裂纹面和滑移面的不一致性。
（2）氢致开裂理论:阳极为金属溶解(M→M++ne)，阴极过程是析氢反应(H++e→H(H++e→H)，而且原子氢能扩散进入试样并控制裂纹的形核和扩展，这一类应力腐蚀就称为氢致开裂型应力腐蚀。此机理综合考虑了氢促进局部塑性变形、氢降低原子键合力以及氢压作用。定性地描述为:氢促进局部塑性变形，因此在比常规拉伸更低的外应力下，氢促进的局部塑性变形就会发展到临界条件，使得局部地区(如裂尖无位错区、位错塞积群前端)的应力集中σyy等于被氢降低了的原子键合力σth(H)，从而导致氢致裂纹在该处形核。原子氢进入微裂纹就复合成H2，产生氢压，使微裂纹稳定发展，同时协助局部解理扩展[61]。例如，高强钢在水溶液中的应力腐蚀就是一种氢致开裂型应力腐蚀。这就是说，氢致开裂应力腐蚀是氢致滞后开裂的一种表现形式，故这类应力腐蚀的机理就和氢致滞后开裂机理相同。把氢促进局部塑性变形和氢降低原子键合力结。
含钼双相不锈钢在低应力下有良好的耐氯化物应力腐蚀性能。一般用在60℃以上中性氯化物溶液中的18-8型奥氏体不锈钢容易发生应力腐蚀破裂，在微量氯化物及硫化氢的工业介质中用这类不锈钢制造的热交换器、蒸发器等设备都存在着产生应力腐蚀破裂的倾向，而双相不锈钢却有良好的抵抗能力。
潘希德，沈风刚等[38]研究了焊接不当对不锈钢应力腐蚀的影响，研究指出设备的断裂主要由氯离子引起，焊接及安装质量差是产生SCC的根本原因，通过控制焊接及安装质量防止设备的再次断裂是完全可能的。
郭浩，李光福等[39]采用慢应变速率实验(SSRT)研究了不同电位下x70管线钢在近中性PH溶液中的应力腐蚀破裂(SCC)行为，结果表明，x70管线钢在近中性PH溶液中的开裂方式是穿晶型的，具有准解理特征，并且随着外加阴极电位的降低，SCC敏感性增加。
固溶处理后，焊接接头处的奥氏体含量增加有关，使得接头的韧性增加，应力腐蚀不敏感。这与1050℃固溶处理后焊接接头的焊接残余应力消减及耐点蚀性能提高有关。
、通过慢应变速率实验，得出，焊接电流为120A的试样的拉伸量增加明显，断裂时间延长，在相同热输入能量下，保护气体中N2的添加使得拉伸量增加，断裂时间延长。四种接头比较，焊接电流110A，保护气体纯Ar的焊接接头的抗应力腐蚀最弱，焊接电流120A，保护气体Ar+2%N2的焊接接头的抗应力腐蚀最好。
、1050℃固溶处理后的焊接接头的总体趋势与未经处理的试样相同，最大拉伸强度也基本相同，但延伸率增大明显。焊接电流相同的接头拉伸量差值变小，说明N2的添加对1050℃固溶处理后的接头影响变小。焊接电流120A，保护气体Ar+2%N2的焊接接头接近了母材的抗应力腐蚀性能。1050℃固溶处理后的焊接接头抗应力腐蚀性能较好。
、通过对所有试样的断口形貌分析，1050℃固溶处理后的焊接接头主要为韧性断裂，韧窝多而深，600℃热处理及未处理的接头多为准解理的断裂形貌，倾向于脆性断裂。
、根据慢应变速率实验的结果分析可知，可以确定在TIG焊条件下焊接电流为120A，保护气体Ar+2%N2的接头经过1050℃固溶处理后具有优良的抗应力腐蚀性能，接近于母材。
、在焊接成形性方面，TIG焊焊后所有试样的余高较小，无明显变形，成形性良好。
2、在接头组织方面，TIG焊焊后焊缝显微组织均由奥氏体和铁素体组成；由于热输入及保护气体的改变，组织两相含量变化明显，含有氮气的保护气体的焊接接头中奥氏体的含量增加，铁素体含量减少。经过1050℃固溶处理后接头组织变化明显，两相分布均匀，晶粒变细，奥氏体含量明显增多。接头组织中的两相比例的测定中，N2的加入对接头两相含量影响明显，奥氏体含量明显增多，1050℃固溶处理后的各试样接头奥氏体和铁素体比例趋向于1:1。
3在接头拉伸性能方面，焊接电流为110A纯Ar气保护条件下焊后接头抗拉强度最高可达到819Mpa，但延伸率最低，断口形貌为准解理形貌，倾向于脆断。电流为120A，Ar+2%N2保护条件下的抗拉强度有所降低，但延伸率增加到23.4%，其断口形貌为韧窝形貌，表明此条件下的焊接接头的塑性是最好。保护气体中N2的添加含量对材料的力学性能有显著影响，奥氏体含量的增加使接头延伸率增加，抗拉强度有所降低。
4、对焊接接头进行的硬度测试结果，说明热影响区和焊缝区的显微硬度均高于母材，以热影响区的硬度值最高，110A纯Ar保护的试样硬度值最高，电流为120A，Ar+2%N2保护条件下的试样硬度值最小，差值在10（hv），600℃热处理后的接头的硬度值与未经处理的试样相比变化不大，略有增加；1050℃固溶处理后的试样硬度值减小，热影响区、焊缝区及母材之间的差值也减小。
5、电化学测试中，交流阻抗图谱及循环极化表明，四种焊接工艺得到的焊接接头的耐蚀性都要低于母材，但电流为120A，保护气体为Ar+2%N2的接头的耐蚀性最好，
600℃热处理后的试样Eb-EP差值最大，点蚀后修复能力差。经过1050℃固溶处理后的接头的耐蚀性优异，接近于母材。
6、通过慢应变速率实验和断口形貌分析得出，焊接电流为120A的试样的拉伸量增加明显，断裂时间延长，在相同热输入能量下，保护气体中N2的添加使得拉伸量增
加断裂时间延长。四种接头比较，焊接电流110A，保护气体纯Ar的焊接接头的抗应力腐蚀最弱，焊接电流120A，保护气体Ar+2%N2的焊接接头的抗应力腐蚀最好。经过600℃热处理的接头，抗应力腐蚀性较差。1050℃固溶处理后的焊接接头抗应力腐蚀性能较好。
在900。0退火时，当试样保温4h后，能明显地观察到有析出物,根据X射线衍射分析结果，此黑色的块状析出物为富铬的O相，当保温5h后，能观察到析出物明显增多的情况。O相多出现
在铁素体相和奥氏体相的两相交界处，有些在铁素体相内生核，而且有向铁素体
相长大的趋势。在双相不锈钢中，由于铁素体相中钼和镍的存在，扩大了O相的
形成温度范围和缩短了形成时间。在950℃退火处理时，并没有的O相的析出。

在原始试样中，灰白色的奥氏体相成岛屿状分布在灰黑色的铁素体相得基体
上，而且铁素体和奥氏体的相界相当平滑。经过900℃和950℃的再结晶热处理后，
铁素体相和奥氏体相明显比原始试样要小，且铁素体和奥氏体的相界变得曲折零
乱。在铁素体相中能观察到细小的奥氏体相的析出，随保温时间的延长，这些细
小的奥氏体相有长大的趋势；同时，在奥氏体相中也有形状各异、数量较多的细
小的铁素体组织。经过深冷变形的铁素体在退火过程中很容易进行回复，奥氏体
在铁素体晶界上析出，细小的奥氏体对铁素体可以起到钉扎作用，从而细化了铁
素体和奥氏体两相。
在900℃退火处理时，随着保温时间的延长，铁素体和奥氏体组织的分布趋于
均匀。其中铁素体组织的细化可能是由于在此温度下铁素体发生了共析反应，生
成了O相和二次奥氏体相(丫2)，O相的析出增加了形核密度，有利于铁素体组织
的细化。在950℃再结晶热处理时，随着保温时间的延长，铁素体和奥氏体组织的
分布比较均匀但是两相有粗化的趋势。此外，在这两个温度下，试样中依然保有
原始材料中的轧制条带组织。
3．3．3不同再结晶退火条件下晶粒结构的变化
3．3．3．1再结晶退火温度对两相比例的影响
冷变形00Cr22Ni5M03N双相不锈钢的试样在不同温度下进行再结晶处理，退
火时间为l小时，将退火处理后的试样进行X衍射分析。通过XRD的检测，确定了
在此温度区间的所有退火试样都只有两相组成，在此再结晶退火温度区间没有新
相产生。不同退火温度保温lh后试样的X衍射结果如图3．5所示。采用XRD定量分
析表明，1000℃再结晶退火后，两相组织很不均匀，补a相含量分别为28．64％和71．36％；1050℃退火后，由轧制而产生的条状组织还是明显可见，丫、a相含量分别改变为26．42％和73．58％；1100℃退火处理后，组织比较均匀，丫、a相含量变化
为24．59％和75．41％；1150℃退火处理后，组织间又呈现不均匀，丫、a相的含量分别为21．54％和78．46％；1200℃退火处理后，组织整体再次呈现均匀，丫、Q相的含量分别为13．95％和86．05％。在不同的再结晶退火温度、退火时间为1h后，试样中a相含量的变化如图3．6所示。由此可见，再结晶退火温度对小a两相含量和形态影
响较大，随着退火温度从1000℃升高到1200℃，a相的含量增加了14．69％。随着再结晶退火温度的提高，a相的含量增加，Y相的含量同比降低。
随着变形量的增加，铁素体(a)和奥氏体(T)的平均晶粒尺寸都呈减小的趋势。预先热处理后的试样中，铁素体的晶粒尺寸要远大于奥氏体的晶粒尺寸：当变形量增加到40％时，奥氏体的晶粒尺寸几乎没有改变，而铁素体的晶粒尺寸却强烈减小；变形量从50％到80％的变化中，铁素体的晶粒尺寸和奥氏体的晶粒尺寸依然减小，但是减小的趋势比较平缓。与此相对应，利用谢乐公式计算出的不同变形量的微观应变亦是在变形初期铁素体和奥氏体的微观应变值较大，随着变形量的增加，微观应变值的变化趋于平缓。