全面腐蚀与局部腐蚀.ppt

3 全面腐蚀与局部腐蚀 n金属腐蚀分为全面腐蚀和局部腐蚀。 n工程技术上看，全面腐蚀腐蚀其危险性小些； n局部腐蚀危险极大。没有什么预兆的情况下，金 属构件就突然发生断裂，甚至造成严重的事故。 n腐蚀失效事故统计：全腐17.8，局腐82.2 。其中应力38，点蚀25，缝隙2.2，晶 间11.5，选择2，焊缝0.4，磨蚀等3.1 。可见局部腐蚀的严重性。 n局部腐蚀类型，主要有点蚀(孔蚀)、缝隙腐蚀、 晶间腐蚀、选择腐蚀，应力腐蚀、腐蚀疲劳、湍 流腐蚀等。 3.1.1 全面腐蚀的特征 n全面腐蚀是常见的一种腐蚀。全面腐蚀是指整个 金属表面均发生腐蚀，它可以是均匀的也可以是 不均匀的。 n钢铁构件在大气、海水及稀的还原性介质中的腐 蚀一般属于全面腐蚀。 n全面腐蚀一般属于微观电池腐蚀。通常所说的铁 生锈或钢失泽镍的“发雾”现象以及金属的高温 氧化均属于全面腐蚀。 3.1.2 全面腐蚀速度及耐蚀标准 n人们关心的是腐蚀速度。知道准确的腐蚀速度， 才能选择合理的防蚀措施及为结构设计提供依据 。全腐速度也称均匀腐蚀速度，常用表示方法有 重量法和深度法。 nA重量法 重量法是用试祥在腐蚀前后重量的变 化(单位面积、单位时间内的失重或增重)表示腐 蚀速度的方法。其表达式为； nV+W = (W1 W0)/st (3-1) nV-W = (W0 W2)/st (3-2) nW0 试样原始重量； W1未清除腐蚀产物的试样 重量； nW2清除腐蚀产物的试祥重量，增重、失重。 B 深度法 n重量法难直观知道腐蚀深度，如制造农药的反应 釜的腐蚀速度用腐蚀深度表示就非常方便。 n B=8.76V/ (3-3) nB 深度计算腐蚀速度，mma；（毫米年） nV 腐蚀速度，gm2h； 材料密度g/cm3. n(3-3)式是将平均腐蚀速度换算成单位时间内的 平均腐蚀深度的换算公式。 C 耐蚀标准 n对均匀腐蚀金属材料，判断其耐蚀程度及选择耐 蚀材料，一股采用深度指标。 3.2 点腐蚀 n点腐蚀(孔蚀)是一种腐蚀集中在金属表面数十微 米范围内且向纵深发展的腐蚀形式，简点蚀。 n点蚀是一种典型局部腐蚀形式，具有较大的隐患 性及破坏性。在石油、化工、海洋业中可以造成 管壁穿孔，使大量的油、气等介质泄漏，有时甚 至会造成火灾，爆炸等严重事故。 n3.2.1 点蚀的形貌与特征 nA点蚀的形貌 n点蚀表面直径等于或小于它的深度。一般只有几 十微米。其形貌各异有蝶形浅孔，有窄深形、 有舌形等等。 B点蚀发生的条件 1) 表面易生成钝化膜金属材料，如不锈钢、 铝、铅合金：或表面镀有阴极性镀层的金 属，如碳钢表面镀锡、铜、镍等。 2) 在有特殊离子的介质中易发生点蚀，如不 锈钢在有卤素离子溶液中易发生点蚀。 3) 电位大于点蚀电位(Ebr)易发生点蚀。 3.2.2 点蚀机理 nA点蚀电位和保护电位 1)EEbr，将形成新的点蚀孔(点蚀形核)，已有 的点蚀孔继续长大： 2)EbrEEp，不会形成新的点蚀扎，但原有的 点蚀孔将继续扩展长大； 3) EEp，原有点蚀孔全部钝化，不会形成新的 点蚀孔。 nEbr值越正耐点蚀性能越好。 nEp与Ebr值越接近，钝化膜修复能力愈强。 B 点蚀源形成的孕育期 n点蚀包括点蚀核的形成到金属表面出现宏观可见 的蚀孔。 n蚀孔出现的特定点称为点蚀源。 n形成点蚀源所需要的时间为诱导时间，称孕育期 。孕育期长短取决于介质中Cl-的浓度、pH值及 金属的纯度一般时间较长。Engell等人认为 孕育期的倒数与Cl-浓度呈线性关系： n 1/ = KCl- (3-4) nCl- 浓度在一定临界值以下不发生点蚀。 C点蚀坑的生长 n点蚀生长机制较公认的是蚀孔内的自催化酸化机制，即 闭塞电池作用。 n不锈钢在充气的含Cl-离子的中性介质中腐蚀过程。 n如图3-2所示，蚀孔一旦形成，孔内金属处于活化状态 (电位较负)，蚀孔外的金属表面仍处于钝态(电位较正) ，于是蚀孔内外构成了膜-孔电池。孔内金属发生阳极 溶解形成Fe+2 (Cr3+、Ni2+等)： n孔内 阳极反应：FeFe+2 + 2e (3-5) n孔外 阴极反应：1/2 2H2O + 2e 2OH- (3-6) n孔口 pH值增高，产生二次反应： n Fe+2 + 2OH- Fe(OH)2 (3-7) nFe(OH)2 + 2H2O + O2 Fe(OH)3 (3-8) nFe(OH)3沉积在孔口形成多孔的蘑菇状壳层。 使孔内外物质交换因难，孔内介质相对孔外介质 呈滞流状态。 n孔内O2浓度继续下降，孔外富氧，形成氧浓差 电池。其作用加速了孔内不断离子化，孔内 Fe2+浓度不断增加，为保持电中性，孔外Cl-向 孔内迁移，并与孔内Fe2+形成可溶性盐 (FeCl2)。 n孔内氯化物浓缩、水解等使孔内pH值下降，pH 值可达2-3，点蚀以自催化过程不断发展下去。 n孔底 由于孔内的酸化，H+去极化的发生及孔 外氧去极化的综合作用，加速了孔底金属的溶解 速度。从而使孔不断向纵深迅速发展，严重时可 蚀穿金属断面。 nD点蚀程度 n点蚀程度可用点蚀系数或点蚀因子来表示: n 点蚀系数=最大腐蚀深度/平均腐蚀深度 n 点蚀因子= P/d n图3-3 最深点蚀、平均侵蚀深度及点蚀 因子的关系。 3.2.3 影响点蚀的因素及预防措施 3.2.3.1 材料因素 1)合金元素的影响 不锈钢中Cr是最有效提高耐 点蚀性能的合金元素。 n随着含Cr量的增加，点蚀电位向正方向移动。 如与Mo、Ni、N等合金元素配合，效果最好。 n降低钢中P、S、C等杂质含量可降低点蚀敏感性 。经电子束重熔超低碳25Cr1Mo不锈钢具有高 的耐点蚀性能。 2)热处理的影响 奥氏体不锈钢经过固溶处理后耐 点蚀。 3.2.3.2 环境因素 1)卤素因素 n不锈钢的点蚀是在特定的腐蚀介质中发生的。在 含卤素离子的介质中，点蚀敏感性增强，其作用 大小按顺序为：C1-Br-I-。 n点蚀发生与介质浓度有关，而临界浓度又因材料 的成分和状态不同而异。 n不锈钢点蚀电位与C1-及Br-浓度关系 n (2-74) n n (2-75)。 2) 溶液中其他离子的作用 n溶液中若存在Fe3+、Cu2+、Hg2+等离子可加速 点蚀发生； n工业常用FeCl3作为不锈钢点蚀的试验剂。 nOH-、SO42-、NO3-等含氧阴离子能抑制点蚀； n抑制18-8不锈钢点蚀作用的大小顺序为： OH- NO3- SO42- ClO4-. n抑制铝点蚀的顺序为: NO3- CrO42- SO42- 。 3)溶液pH值的影响 n在W(NaCl)为3的NaCl溶液中，随着pH值升 高，点蚀电位显著地向正移，如图3-6。 n在酸性介质中，pH值对点蚀电位的影响，目前 还没有一致的说法。 4)温度的影响 n在NaCl溶液中，温度升高能显著地降低不锈钢 点蚀电位Ebr，使点蚀坑数目急剧增多。 n这被认为与C1-反应能力增加有关，见图3-7。 5)介质流动的影响 n介质处于流动状态，金属的点蚀速度 比介质处于静止状态时小。 n实践表明一台不锈钢泵经常运转， 点蚀程度较轻，长期不运转很快出现 蚀坑。 3.2.3.3 预防点蚀的措施 1)加入抗点蚀的合金元素 n含高Cr、Mo或含少量N及低C不锈钢抗点蚀效果 最好。双相不锈钢及超纯铁索体不锈钢抗点蚀性 能非常好。 2)电化学保护 n防止点蚀的较好方法是对金属设备采用恰当的电 化学保护。在外加电流作用下, 将金属的极化电 位控制在保护电位Ep以下。 3)使用缓蚀剂 n对于循环体系，加缓蚀剂可抑制点蚀，常用缓蚀 刑有硝酸盐、亚硝酸盐、铬酸盐、磷酸盐等。 3.3 缝隙腐蚀 3.3.1 缝隙腐蚀条件 n金属结构件一般都采用铆、焊、螺钉等方式连接 ，因此在连接部位容易形成缝隙。 n缝隙宽度一般在0.025-0.1mm；足以使介质 滞留在其中，引起缝隙内金属的腐蚀。这称为缝 隙腐蚀。 n缝隙腐蚀可发生在所有金属和合金上，且钝化金 属及合金更容易发生。 n任何介质(酸碱盐)均可发生缝隙腐蚀，但含Cl- 的溶液更容易发生。 3.3.2缝隙腐蚀机理 n其机理用氧浓差电池与闭塞电池联合作用机制解 3.3.3 缝隙腐蚀的控制 1) 合理设计 结构设计上尽可能合理，避免形成缝隙， 不能避免缝隙时，采取妥善排流、避免死角等。 2) 用垫片 采用非吸湿材料的垫片。 3)阳极保护 采用阳扳保护，使电位低于Ep。 4)选择耐缝隙腐蚀材料 n选含高Cr、Mo、Ni不锈钢，如18Cr-12Ni-3Mo-Ti ，18Cr-19Ni-3Mo-Ti等合金。 nTi-Pd合金具有极强的耐缝隙腐蚀能力，但昂贵。 nTi-0.3Mo-0.8Ni合金具有优良的耐缝隙腐蚀性能且 价廉，在化工、石油，尤其制盐业上代替了Ti-Pd合金 及不锈钢，倍受青睐。 3.4 晶间腐蚀 n晶间腐蚀是金属材料在特定的腐蚀介质中沿着材 料的晶界发生的一种局部腐蚀。 n它是在金属表面无任何变化的情况下，使晶粒间 失去结合力，金属强度完全丧失，导致设备突发 性破坏。 n许多金属都具有晶间腐蚀倾向。 n其中不锈钢、铝合金晶间腐蚀较为突出。 n在石油、化工和原子能工业中，晶间腐蚀占很大 的比例，可导致设备破坏，危及正常生产。 n应力存在，由晶间腐蚀转变为沿晶应力腐蚀破裂 的事故更多。 3.4.1 晶间腐蚀产生的条件 1)组织因素 n晶界与晶内的物理化学状态及化学成分不同，导 致其电化学性质不均匀。 n如晶界的原子排列较为混乱，缺陷多，易产生晶 界吸附(C、S、P、B、Si)或析出碳化物、硫化 物、相等。 n晶界为阳极、晶粒为阴极相，析出第二相一般为 阴极相。 2)环境因素 n腐蚀介质能显示出晶粒与晶界电化学不均匀性。 n易发生晶间腐蚀金属材料有不锈钢、铝合金及含 钼的镍基合金等。 3.4.2 晶间腐蚀的机理 n现代晶间腐蚀理论有两种：贫化理论和晶间杂质 偏聚理论。 3.4.2.1 组织与晶间腐蚀敏感性关系 n多数金属材料一般都要经历热处理和焊接等冶金 过程。这都会引起合金组织变化，如在晶界上析 出碳化物或其他相。 n不锈钢(18-8)中碳的质量分数一般在0.02 0.15范围内。RT 碳在不锈钢中的溶解度为 0.02 0.03(质量分数); n碳处于饱和固溶状态，可见碳在奥氏体中的溶解 度将随温度而变化。 n加热 T=1050 ll00以上时，碳溶解 在奥氏体中、溶解量为0.1 0.15。 n若从高温缓冷至室温时，大量Cr23C6的从 奥氏体中析出； n如从高温急冷至室温(淬火)，则碳过饱和 固溶于钢中，这种过饱和固溶体不稳定的 。 n低温重新加热过程中(回火)，碳以Cr23C6 形成沉淀析出，使奥氏体不锈钢晶间腐蚀 敏感性增加。其变化过程如图3-8所示。 n经高温淬火后的晶粒间界上，无任何析出， 如图3-8(a)； n在回火过程中出现了局部非常细小碳化物， 如图3-8(b) ； n在一定温度范围(敏化温度)内随回火时间的 延长析出的Cr23C6以连续的网状存在如图3 -8(c)、(d)，此时晶间腐蚀最敏感； n在敏化温度温度范围内继续延长时间，即长 时间回火处理，将发生碳化物的聚集，晶间 腐蚀将逐渐消除，如图3-8(e)。 3.4.2.2 贫化理论 n认为晶间腐蚀是由于晶界析出新相，造成晶界附 近某一成分的贫乏化。 n如奥氏体不锈钢回火过程中(400-800)过饱 和碳部分或全部以Cr23C6形式在晶界析出。 n Cr23C6析出后，碳化物附近碳与铬浓度急剧下 降。由于Cr23C6 的生成所需的碳是来自晶粒内 部，铬主要由碳化物附近的晶界区提供。 n铬沿晶界扩散的活化能为162252kJmol， 铬由晶粒内扩散活化能约540kJ/mol，因此铬 沿晶界扩散速度要比晶粒内扩散速度快得多。 n晶界附近区域Cr很快消耗尽，而晶粒内铬 扩散速度慢，补充不上，出现贫铬区。 n当贫铬区的含铬量远低于钝化所需的临界 浓度(12.5原子百分比)时(严重时铬含 量趋近于零)，在晶界上就形成贫铬区， 一般贫铬区约10-5cm宽。 n当处于适宜的介质条件下，就会形成腐蚀 原电池，Cr23C6及晶粒为阴极，贫铬区为 阳极而遭受腐蚀，如图3-9所示 。 3.4.2.3 杂质偏聚或第二相析出理论 n对低碳和超低碳不锈钢，不存在碳化物在晶界析 出引起贫铬的条件。 n实验表明低碳，甚至超低碳不锈钢，特别是高铬 、钼钢在650-850受热时，在强氧化性介 质中，或其电位处于过钝化区时，也发生晶间腐 蚀。 n这种晶间腐蚀与相在晶界析出有关。相是铁 、铬金属间化合物，还可溶解部分合金元素钼， 其形成温度为600-850。 n奥氏体不锈钢在析出相的温度区内长时间受热 ，会产生由相折出引起的晶间腐蚀。 n超低碳18Cr-9Ni钢，经1050固溶处理后， 在强氧化性介质中，发生的晶间腐蚀，显然不是 碳化物相和相析出引起的。 nAmigo 等认为硅含量对不锈钢在强氧化性介质 中晶间腐蚀有影响，见图3-11。 n认为若晶界上有杂质偏析，W(P)0.01， W(si)0.1时，在强氧化性介质中发生选择 性溶解也引起晶间腐蚀。 n Al-Mg-Zn合金及含Mg量较高的Al-Mg合金 ，由于晶界上析出MgZn2或Mg5Al8而发生选 择性溶解，导致这些合金的晶间腐蚀。 3.4.2.4 铁素体不锈钢的晶间腐蚀 n铁素体不锈钢晶间腐蚀问题，在900以 上高温区快冷(淬火或空冷)易产生晶间腐 蚀。 n极低碳、氮含量的超纯铁素体不锈钢也难 免产生晶间腐蚀。 n在700-800重新加热可消除晶间腐蚀。 n铁素体不锈钢焊后在焊缝金属和熔合线处 易产生晶间腐蚀。 n其产生与消除晶间腐蚀倾向的条件及规律 与奥氏体不锈钢不同，甚至相反。 n研究表明铁素体不锈钢的晶间腐蚀的本质 与奥氏体不锈钢相同。 n晶界上析出铬的碳化物。 n碳在铁素体不锈钢中的固镕度远比在奥氏 体不锈钢中少，而且碳原子在铁索体中扩 散速度较在奥氏体中约大两个数量级。 n这使铁素体不锈钢甚至自高温区快冷时也 较易在晶界析出碳化物，形成贫铬区。 n如采用较慢冷却速度或中温退火，铬由晶 内向晶界迅速扩散，从而消除贫铬区。 n引起铁素体不锈钢产生晶间腐蚀的碳化物 为(Cr、Fe)7C3型。 3.4.3 影响晶间腐蚀的因素 3.4.3.1 加热温度与时间 n图3-12表明了18Cr-9Ni钢晶界析出Cr23C6 与晶间腐蚀倾向的关系。 n晶间腐蚀倾向与碳化物析出有关，但二者发生的 温度与加热范围并不完全一致。 nT750，不产生晶间腐蚀，这是由于析出的 碳化物虽聚集成颗粒状但不连续，另外，铬扩散 较快。 n60030，黄铜表面由黄色变为红 色。 n脱锌有两种类型：一种是层状脱锌，即均 匀型脱锌。一般含锌量较高的黄铜在酸性 介质中易产生均匀型说锌； n另一种是塞状脱锌。含锌较低的黄铜在中 性、碱性及弱酸性介质中，如用做海水热 交换器的黄铜，经常出现脱锌腐蚀现象。 B脱锌机理 n两种理论。一种认为黄铜中的锌优先溶解 而残留铜；另一种认为溶解-沉积理论。 n溶解-沉积理论，1)黄铜溶解；2)Zn2+留 在溶液中；3)铜回镀在基体上。 n黄铜在海水中脱锌机理 n该理论认为，脱锌是锌、铜(阳极)溶解后，Zn2+留在 溶液中Cu2+迅速形成Cu2Cl2， Cu2Cl2 又分解成Cu 和CuCl2电化学过程。 n Cu2Cl2 Cu + CuCl2 (3-10) n阳极反应 Zn Zn2+ + 2e (3-11) n Cu Cu2+ + 2e (3-12) n阴极反应 1/2O2 + H2O +2e 2OH- (3-13) nCu2Cl2形成及分解反应： n 2Cu2+ + 2Cl- Cu2Cl2 (3-14) n Cu2Cl2 Cu + CuCl2 (3-15) n分解生成的活性Cu回镀在基体上。 C控制脱锌的方法 1)选用对脱锌不敏感的合金 如锌质量分数低于 15的黄铜，或monel合金（Ni70Cu30）。 2)在黄铜中加入抑制脱锌的合金元素 如在 黄铜中加入少量砷或锑可有效的抑制黄铜脱锌。 n此法不适用于+黄铜。 3)砷的作用。砷可抑制黄铜脱锌，其作用在于降 低了Cu2+浓度，抑制Cu2Cl2分解： n 3Cu2+ + As 3Cu+ + As3+ n黄铜在中性水溶液中电位低于Cu2+/Cu的电位 ，而高于Cu2+/Cu的电位显然只有前者能生 成活性铜。 n黄铜的脱锌必须经过Cu2Cl2形成Cu2+的中间 过程，而砷能抑制Cu2+的产生，也就抑制了 黄铜的脱锌。 nAs3+还可优先沉积在基体上，增加了合金吸氧 过电位，因此降低黄铜的脱锌速度。 n对于+黄铜， Cu2+/Cu及Cu2+/Cu的电位 都高于+黄铜的电位。即Cu2+、Cu+都可参 与阴极反应，加速脱锌过程。 n砷的加入对+黄铜脱锌不起抑制作用。 3.5.2 石墨化腐蚀 n灰口铸铁在土壤、矿水、盐水等环境中使用时常 发生选择性腐蚀。 n灰口铸铁的铁素体相对石墨是阳极， 石墨为阴 极。铁被溶解下来，只剩下粉末状的石墨沉积在 铸铁的表面上，称此现象为“石墨化”腐蚀。 n石墨化腐蚀是一个缓慢而均匀的过程，仍具有一 定的危险性。 n长期埋在土壤中的灰口铸铁管道发生的石墨化腐 蚀，可使铸铁丧失强度和金属特性。 n在实际中，有时也会遇到铝青铜脱铝腐蚀，硅青 铜的脱硅腐蚀以及钨钴合金的脱钴腐蚀。 3.6 应力腐蚀 n3.6.1 概述 n应力与环境共同作用下的腐蚀是局部腐蚀的一大 类型。材料除受环境作用外还受各种应力作用， 会导致较单一因素下更严重的腐蚀破坏形式。 n材料在环境中受应力作用方式不同，其腐蚀形式 也不同。一般可分为：应力腐蚀、腐蚀疲劳、磨 损腐蚀，湍流腐蚀，冲蚀等。这类腐蚀中受拉应 力作用的应力腐蚀是危害最大的局部腐蚀形式之 一，材料会在没有明显预兆的情况下突然断裂。 n应力腐蚀(英文缩写SCC)是指金属材料在特定 腐蚀介质和拉应力共同作用下发生的脆性断裂 SCC是普遍的现象 n19世纪下叶黄铜弹壳开裂； n19世纪末蒸汽机车的锅炉碱脆； n20世纪20年代铝合金在潮湿大气中的SCC； n30年代奥氏体不锈钢SCC； n40年代含S的油、气设备出现的开裂事故； n50年代航空技术中Ti合金SCC等； nSCC的现象是普遍存在，是“灾难性的腐蚀” 。必须考虑SCC对设备安全的威胁。 nSCC广泛涉及国防、化工、电力、石油、宇航 、海洋开发，原子能等部门，是近年来在腐蚀 领域中研究最多的课题。 SCC破坏事故率相当高 n美杜邦统计，19681969年，在全部设备 腐蚀破坏中SCC占21.6; n联邦德国一大化工厂统计，19681972年 ，在全国设备腐蚀破坏事故中，SCC超过总数 的1; n中国未做系统的统计，但问题严重，如2.5万 kw汽轮机末级叶轮由于SCC而造成的叶轮开 裂事故，原子反应堆热交换管由于SCC而发生 严重泄漏事故等。 n由SCC造成的经济损失是相当可观的，因此对 材料的SCC研究已成为腐蚀领域重要课题。 3.6.2 应力腐蚀发生的条件和特征 1 应力腐蚀发生的条件 n发生应力腐蚀断裂需要具备三个基本条件： 1)敏感材料 合金比纯金属更易发生SCC (stress corrosion cracking) n一般认为纯金属不会发生应力腐蚀断裂。 n据报导，纯度达99.999的钢在含氨介质中 没有发生腐蚀断裂，但含W(P)0.004或 W(Sb)=0.01时，则发生了应力腐蚀开裂; n纯铁中碳的质量分数为0.04C时，在热硝酸 盐溶液中就容易产生硝脆等，说明合金比纯金 属更易产生应力腐蚀开裂。 2)特定的腐蚀介质 n对某种合金，能发生应力腐蚀断裂与其所处的 特定的腐蚀介质有关。 n且介质中能引起SCC物质浓度一般都很低 n如N2O4中含有痕量的O2就可使Ti合金贮罐发 生破裂 n核电站高温水介质中仅含质量分数为ppmCl-和 O2时，奥氏体不锈钢就可发生应力腐蚀开裂。 3)拉伸应力 拉伸应力有两个来源。 n一是残余应力(加工、冶炼、装配)，温差热应力 及相变的相变应力; n二是材料承受外加载荷造成的应力。 n一般以残余应力为主，约占事故的80左右， n金属与合金所承受拉应力愈小，断裂时间愈长。 n应力腐蚀可在极低的应力下(如屈服强度的5 10或更低)产生。 n当拉伸应力低于某一个临界值时，不再发生断裂 破坏，这个临界应力称应力腐蚀开裂门槛值，用 K1SCC或临界应力th表示。 SCC在一定的临界电位范围内产生 n一般发生在钝化-活化过渡区或钝化-过钝化区。 3.6.2.2 应力腐蚀断裂特征 n应力腐蚀断裂从宏观上属于脆性断裂。塑性很高 的材料也无颈缩、无杯锥状现象。 n腐蚀介质作用，断口表面颜色呈黑色或灰黑色。 nSCC方式有穿晶断裂、晶间型断裂、穿晶与晶间 混合型 n晶间断裂呈冰糖块状;穿晶断裂具有河流花样等 特征。微断口上往往可见腐蚀坑及二次裂纹。 n断裂的途径与具体的材料-环境有关。裂纹走向 与主拉伸应力的方向垂直。 n裂缝纵深比其宽度要大几个数量级。树枝状 3.6.2.3 应力与断裂时间关系 nscc是材料在应力和环境共同作用下，经过孕育期产生 裂纹，然后裂纹逐渐扩展，达到临界尺寸。当裂纹尖端 的应力强度因子K1达到材料的断裂韧性K1c时，发生失 稳断裂。 nSCC过程可分为三个阶段： 1)孕育期。孕育期是在无预制裂纹或金属无裂纹、无蚀 孔、缺陷时，裂纹的萌生阶段即裂纹源形成所需要的 时间。因此又称为潜伏期、引发期或诱导期。 n孕育期的长短取决于合金的性能、腐蚀环境以及应力大 小。一般约占总断裂时间tf的90左右。 2)裂纹扩展期 n是裂纹成核后直至发展到临界尺寸所经历的时 间。裂纹扩展速度与应力强度因子大小无关。 n裂纹扩展主要由裂纹尖端的电化学过程控制。 裂纹扩展速度介于没有应力下腐蚀破坏速度和 单纯的力学断裂速度之间，一般在0.5 10mm/h的范围内。 3)失稳断裂。 n此阶段，裂纹的扩展由纯力学因素控制。扩展 速度随应力增大而加快，直至断裂。 n在有预制裂纹、蚀坑的情况下，应力腐蚀断裂 过程只有裂纹扩展和失稳快速断裂两个阶段。 3.6.2.4 裂纹扩展速率(da/dt)与K1SCC关系 n当裂纹尖端的K1K1SCC时，裂纹就会不 断扩展。单位时间内裂纹的扩展量叫做应 力腐蚀裂纹扩展速率，用da/dt表示。 n在应力腐蚀断裂过程中，裂纹的扩展速率 da/dt随着应力强度因子K1而变化。 n图3-15所示的曲线称da/dt-K1曲线。 da/dt-K1曲线 n曲线上存在三个不同区域。 1)区域I 当K1稍大于K1SCC时，裂纹经过一段孕育 突然加速发展，即在I区内，裂纹生长速率对K1 较敏感； 2)区域II da/dt与K1无关， 裂纹扩展速率就是指该区速率，它主要由电化学 过程控制，较强烈地依赖于溶液的pH值，粘度 和温度； 3)区域III 失稳断裂区 裂纹深度已接近临界尺寸acr ，当超过这个值时 ，应力强度因子达到K1c时，裂纹生长率迅速增 加直至发生失稳断裂。 3.6.2.5 应力敏感系数 n慢应变速率法(SSRT)是测定材料的SCC 敏感性的快速试验法。评价合金应力腐蚀 敏感性的参数可用应力腐蚀敏感系数f来 表示： f Efh/Efk (3-17) nEfh-介质中塑性应变率，Efk-air应变率 nf 值愈大，愈耐应力腐蚀。 n 表3-7 不同体系SCC的应变速率 n 体 系 应变速率/s-1 nAl合金，氯化物溶液 10-7 nCu合金，含氨和硝酸盐溶液 10-6 n钢，碳酸盐 n不锈钢，氯化物溶液 10-6 n不锈钢，高温高压水溶液 10-7 nTi合金，氯化物溶液 10-5 3.6.3 应力腐蚀机理 1）阳极快速溶解理论 nHoar and Hines首先提出阳极快速溶解理论 n裂纹一旦形成，裂纹尖端的应力集中导致裂纹尖 端前沿区发生迅速屈服，晶体内位错沿着滑移面 连续地到达裂纹尖端前沿表面； n产生大量瞬间活性溶解质点，导致裂纹尖端(阳 极)快速溶解。裂纹尖端处的电流密度高达0.5 A/cm2，而裂纹两测仅约为10-5 A/cm2 。 裂纹尖端的溶解速度 n裂纹尖端的溶解速度(ia)与裂纹扩展速度V有如下关系: ia = V(nF/m) (3-18) m-金属的原子量，-金属的密度，n-溶解金属的离