1、均勻(全面)腐蝕

對于硝酸，18-8系鋼有良好的耐蝕性，可是含Mo的18-8Mo系，對氧化性酸的耐腐性較為低劣。

對于鹽酸，不銹鋼僅能用于稀鹽酸。但是根據使用條件可能產生孔腐蝕和應力腐蝕，所以也不宜使用。由于Cr是Fe的耐鹽酸性的有害合金元素，所以C系合金鋼的耐鹽酸性非常惡劣。但是，加入改善耐鹽酸性的合金元素Ni、Cu、Mo、W、Co等的耐鹽酸材料如蒙乃爾(Mo、hastelloy等則有良好的耐鹽酸性。

對于硫酸，不銹鋼只限于在很狹的濃度范圍和溫度范圍內具有耐腐蝕性。鎳含量增加或添加Si、Mo、Cu等元素可改善不銹鋼的耐硫酸性能。

對于醋酸，Cr-Ni系不銹鋼，在室溫下可耐所有濃度的醋酸。可是在高溫且濃度高的時候呈活性。Cr系不銹鋼僅耐特別稀的醋酸，沒有利用價值。Ni-Cr系的18Cr-8Ni、18Cr-8Ni-Ti、18Cr-8Ni-Nb可耐50℃以下的99%純醋酸，可是對50℃以上沸騰純醋酸則有顯著的侵蝕。

添加 Mo、Si對耐醋酸性的改善是有效的。

如在醋酸中有不純物存在時，腐蝕情況將會改變，即適量的氧化性離子及空氣的存在，可抑制對不銹鋼的腐蝕。可是，當有鹵族元素時能促進腐蝕，在使用時應予注意。

對于稀堿液，一般具有良好的耐腐蝕性。

由于增加Ni的添加量，對堿的耐蝕性提高。可是奧氏體不銹鋼的優越的耐蝕性界限是溫度100℃，濃度50%。鐵素體系不銹鋼比奧氏體不銹鋼的耐蝕性低劣。

2、局部腐蝕

晶間腐蝕

腐蝕從表面沿品界深入內部，外表看不出腐蝕跡象。晶間腐蝕是由于晶界沉積了雜質或某一元素增多或減少而引起的。以奧氏體不銹鋼為例，它在焊接時焊縫兩側2~3mm 處可被加熱至400~910℃，這時晶界的鉻和碳化合為Cr23C6，從固溶體中析出，由于鉻的流動很慢，不易從晶內擴散到品晶界，因此形成貧鉻區，在適合的腐蝕溶液中，就形成“碳化銘(陰極)一貧鉻區(陽極)”電池，使晶界貧鉻區產生腐蝕。

奧氏體不銹鋼晶間腐蝕，有三種常用的控制方法:

a.熱處理，將材料加熱至1100℃，隨即水淬，即固溶火處理。因在1100℃時碳化銘被溶解，可得到均一的合金;

b.加人與碳素的親合力比鉻更強的元素，如Ti和Nb;

c.將碳含量降低到0.03%以下，產生的碳化鉻量少，就不致引起晶間腐蝕。因此，當使用低碳奧氏體系不銹鋼管即穩定化的奧氏體系不銹鋼管以外的奧氏體不銹鋼管時，由于加工或焊接要加熱至碳化物析出的溫度，應在最終溫度1000~1100℃時急冷，使析出的碳化物固溶，是非常必要的。

當穩定化奧氏體不銹鋼管用于濃硝酸等嚴重的產生品間腐蝕的環境，焊接后原封不動將會引起晶間腐蝕的特殊形態的腐蝕(Knife line attack)。為此，應在840~900℃進行2~4h穩定化處理，使Ti或NbC 充分的析出。

當使用鐵素體不銹鋼時，于925°以上的溫度急冷，在腐蝕環境會產生品間腐蝕，應當注意。

應力腐蝕

金屬和合金在腐蝕與應力的同時作用下產生的腐蝕。它只發生于一些特定的“材料一環境”體系，例如“奧氏體不銹鋼-Cl^-”，“碳鋼-NO3”等，當然還必須存在應力(外力或焊接、冷加工等產生的殘余應力)。

在“奧氏體不銹鋼-Cl^-”體系中，溶液中氧的存在是促進全面鈍化，而Cl破壞局部鈍化，同時進入裂縫尖端，構成鹽酸，使腐蝕加速。

一般應力腐蝕的裂紋形態有兩種，一種是沿晶界發展，稱為晶間破裂；另一種是穿過晶粒，稱為穿晶破裂；也有混合型，如主縫為品間型，支縫為穿晶型。

防止應力腐蝕方法，一般通過熱處理消除或減少應力；設計中取低于臨界應力腐蝕破裂強度值；改進設計結構，避免應力集中；表面施加壓應力；采用電化學保護、涂料或緩蝕劑等。

對于奧氏體系不銹鋼，腐蝕介質濃度高則易產生裂紋，可是盡管在很稀薄的場所，由于吸收或在高溫、高壓下局部濃縮，致使局部濃度增高，所以必須規定腐蝕介質濃度的下限值；腐蝕性介質的溫度影響極大，盡管其他條件不變，溫度高時易于產生裂紋。在沸騰或蒸發溫度條件下是易于產生裂紋的苛刻條件。一般在50~60℃時是沒有問題的；產生裂紋敏感性大的元素Ni，在8%左右最易產生裂紋，45%以上則不產生裂紋。

縫隙腐蝕

這類腐蝕發生在縫隙內，如焊、鉚縫、墊片或沉積物下面，由于滯留的液體構成氧素“濃淡電池”、金屬離子“濃淡電池”而產生腐蝕。像不銹鋼那樣，存在耐蝕性鈍態的金屬，對縫隙腐蝕則敏感。

縫隙腐蝕的破壞形態為溝縫狀，嚴重的可穿透，是孔蝕的一種特殊形態。縫腐蝕和孔蝕一樣，在含Cl^-的溶液中最易發生，而且發生之前通常有一個較長的孕育期，一旦發生就迅速進展。防止縫隙腐蝕的最有效的辦法是消除縫隙。

孔蝕

孔蝕是一種高度局部的腐蝕形態，孔有大有小，孔徑或寬度約為深度的4~10倍，小而深的孔可能使金屬板穿透，引起物料流尖、火災、爆炸等事故，它是破壞性和隱患最大的腐蝕形態之一。

孔蝕通常發生在表面鈍化膜或有保護膜的金屬，如不銹鋼、鈦、鋁合金等。由于金屬表面缺陷或有非金屬夾雜物等和溶液內存在能破壞鈍化膜的活性離子如Cl^-、Br^-等，鈍化膜在局部微小的膜破口處的金屬成為陽極，其電流高度集中，破口周圍大面積膜成為陰極，因此腐蝕迅速向內發展，形成蝕孔。

影響孔蝕的因素有環境因素和金屬因素之分。

環境因素：Cl^-、Br^-等鹵族元素離子或硫氰鹽離子與氧或氧化性金屬離子等在適當的氧化劑存在時會產生孔蝕。當溶液的PH值在3以上中性附近時最易產生孔蝕，PH值增大的堿側則不易發生。通常，當溫度上升時孔蝕增加，液體流動則孔蝕減少。由于介質的流動將除去固形物的沉積，對保持鈍化膜是有利的。所以流速>1.5m/s、管系沒有死角是防止管系產生孔蝕的必要條件。

金屬側因素，不銹鋼中的Cr、Ni、Mo、Si、Cu、N等元素含量的增加，將減少孔蝕。但含C量多則易發生孔蝕。

腐蝕疲勞

腐蝕疲勞是由交變應力和腐蝕的共同作用引起的破裂。當鐵基合金所承受的交變應力低于一定數值時，可經過無限周期而不產生疲勞破裂，這個臨界應力值稱為疲勞極限，對于其他合金，疲勞極限為在一定周期下不破裂的最大交變應力。在腐蝕環境中疲勞極限值大大下降，因而在不高的交變應力下就很容易發生腐蝕疲勞。

腐蝕疲勞的特征是：有許多溶蝕孔，裂縫通過蝕孔，可有若干條，方向與應力垂直是典型的穿晶型(在低頻率周期應力下，也有晶間型)，沒有分支裂縫，縫邊呈現鋸齒形。振動部件，由于溫度變化產生周期熱應力的換熱器管和鍋爐管等都易產生腐蝕疲勞。

氫腐蝕

氫腐蝕有低溫型和高溫型。低溫型是在有水溶液的情況下發生的，被認為是電化學腐蝕。金屬電化學反應生成的原子氫滲透到金屬內，然后結合為分子，形成鼓泡。這就是低溫氫腐蝕。

在產生氫鼓泡的腐蝕環境中，通常含有硫化物、砷化合物、化物、含磷離子等毒素阻止了放氫反應(H+H→H2)，石油化工生產流體中常含有這類毒素。因此在石油化工工業中氫鼓泡是一個重要問題。消除這類毒素是有效的防氫鼓泡的方法。

也可選用沒有空穴的鎮靜鋼代替有許多空穴的沸騰鋼，采用對氫滲透低的奧氏體不銹鋼或鎳的襯里層，或橡膠、塑料保護層、瓷磚襯里和加人緩蝕劑等。

高溫型氫腐蝕是高溫氫侵入低碳鋼內，在無水溶液的情況下進行，與低溫氫腐蝕有本質上的不同。高溫氫分子擴散到鋼的內部會產生氫脆和氫蝕。所謂氫脆，是在高溫、高壓下分子氫部分分解變成原子氫，或者是氫氣在濕的腐蝕性氣體中經過電化學反應而生成氫原子這些氫原子滲透到鋼里之后，使鋼材晶粒間的原子結合力降低，造成鋼材的延伸率、斷面收縮率降低，強度也出現變化，這種現象叫氫脆。

所謂氫蝕是鋼材長期與高溫、高壓氫氣接觸之后，氫原子或分子通過晶格和晶間而向鋼內擴散,這些氫與鋼中的碳化物(滲碳體)發生化學反應生成甲烷(Fe,C+2H,--3Fe+CH。)，即鋼材的內部脫碳。甲烷氣體不能從鋼中擴散出去，而聚積在品間形成局部高壓，造成應力集中，晶間變寬，致使產生微小裂紋或起泡。開始時，裂紋微小，但時間久后，無數裂紋相連，使鋼材的強度及韌性下降失去原有塑性變脆，這就叫氫蝕。氫脆是一次脆化，是可逆現象。而氫蝕是永久的脆化，是不可逆的。

鋼材在高溫高壓下的氫蝕破壞是有一段潛伏期的，超過潛伏期則產生裂紋并降低強度和韌性。潛伏期的長短，根據不同的鋼種、受腐蝕的程度、溫度、壓力、冷變形程度等因素而異。在極苛刻的條件下，潛伏期僅幾小時，潛伏期的長短將決定鋼材在臨氫工況下安全使用的年限。

對于耐高溫高壓氫氣的材料選擇，一般均以納爾遜(NELSON)曲線為準，例如美國埃索(ESSO)標準規定，選擇臨氫材料必須執行NELSON曲線。在法國、意大利、日本等的多數工程公司的臨氫管道材料選用標準，基本上也是以NELSON曲線為基礎而編制的。我國的抗氫材料選擇的依據也是NELSON曲線。如圖1-4-3所示。

圖中上部的虛線表示鋼材與氫接觸后表面有脫碳傾向。圖中實線表示鋼材內部脫碳。產生甲烷而開裂的傾向。所謂表面脫碳，是氣體中有氫或氧存在時，鋼材表面的碳與氫反應生成甲烷或與氧反應生成一氧化碳等含碳的氣體，結果形成表面脫碳。通常表面脫碳的結果可使鋼材的強度及硬度稍為降低，并不產生龜裂。

圖中實曲線的上邊是內部脫碳產生裂紋而破壞的范圍。實曲線的下邊和左邊是碳鋼和各種合金鋼耐氫腐蝕的使用范圍。

在曲線上標注的材料是選擇所需最小合金含量，并非為標準合金。在埃索標準上并規定當溫度和氫分壓落在圖1-4-3(a)所示任一曲線上時，則應選用更高一條曲線所示的所需最小合金含量。

據資料介紹，在稍高于0.7MPa的壓力下，經過長期和氫接觸的碳素鋼管焊接部位有蝕的情況。一根煨彎的彎管，氫蝕集中在受過熱的彎頭部位，而未加熱的直管段未受氫蝕。奧氏體不銹鋼在所有溫度、壓力下都耐氫蝕。圖1-4-3(a)的橫座標分壓僅以氣相為基準，氫分壓等于氣相中氫分子分數乘系統總壓力。

圖中曲線的繪制是對鑄鋼、退火鋼和正火鋼進行應力評價而得出的。

納爾遜曲線是1967年由納爾遜繪制的，再版權授與了API。納爾遜曲線在1969年1977年、1983年和1996年曾進行了修改，本圖是2004年API出版物941中的納爾遜曲線，即臨氫作業用鋼防止脫碳和裂紋的操作極限，它是截至目前最新的版本，將高溫臨氫作業用Cr-0.5Mo和1.25Cr-0.5Mo鋼使用經驗另繪圖，如圖1-4-3(b)所示。

一般抗氫蝕鋼管，不僅要滿足常溫時對強度、延性及韌性的要求還要滿足高溫機械性能的要求；不僅要滿足在交貨狀態時對機械性能的要求，還要考慮在使用時的性能退化(如回火脆性、石墨化)等因素。例如對催化重整裝置中設計溫度540℃、氫分壓1.25MPa的工藝管道，從NELSON曲線中，可選用1.25Cr-0.5Mo合金管，不必選用5.0Cr-0.5Mo合金鋼管。

表1-4-11是1.25Cr-0.5Mo及5.0Cr-0.5Mo鋼管的力學性能數據。

1.25Cr-0.5Mo及5.0Cr-0.5Mo合金鋼均屬耐熱鋼，1.25Cr-0.5Mo是一種較經濟的鋼種，其價格約為5.0Cr -0.5Mo的1/2，有較高的蠕變強度，抗氧化溫度593℃，在≤550℃時1.25Cr-0.5Mo鋼最大許用應力均比5.0Cr-0.5Mo高。在≤550℃時1.25Cr-0.5Mo鋼的高溫短時拉伸強度不低于5.0Cr-0.5Mo鋼，而塑性和延伸率基本相當。5.0Cr-0.5Mo鋼抗腐蝕性能好，具有較高的蠕變斷裂強度，抗氧化溫度為648℃。

但是，在650℃范圍內，1.25Cr-0.5Mo鋼比5.0Cr-0.5Mo鋼有較高的蠕變斷裂強度。從NELSON曲線查得，當氫分壓1.37MPa(200psi)和2.07MPa(300psi)條件下1.25Cr-0.5Mo鋼的脫碳溫度分別為600℃和590℃，完全滿足目前催化重整反應部分操作條件(溫度510~540℃、氫分壓1.25MPa)。

1979年，日本壓力容器研究委員會氫脆分會對日本催化裝置高溫氫蝕情況進行了總結，認為那些氫蝕發生的條件在NELSON曲線相應鋼種操作極限以下的情況中：很大一部分氫蝕發生在焊縫處。未經熱處理焊縫的殘余應力和高硬度的激冷組織，對氫蝕的敏感均比母材高，因而易在焊縫處發生氫蝕現象。

氫分子尤其氫原子，有很高的擴散率，在300℃時，鐵晶格中的擴散率近14^-4cm²/s。在高溫時,由于氫分子的分解，焊接質量不高的焊縫處的氣孔，不連續處和夾雜物，就成為氫和甲烷聚集的場所，由于甲烷不能向鋼內部擴散，所以在內部形成高壓，即在焊縫不夠致密的地方造成裂紋或鼓泡。因此，焊縫和熱影響區是抗氫蝕的薄弱部位。大多數情況下，氫蝕不發生在母材上而是在焊縫和熱影響區。在選擇和使用抗氫蝕鋼時，要特別重視施工時的焊接質量，采用合適的焊接工藝，必要的焊前預熱和焊后熱處理。

生產實踐和試驗表明，Cr-Mo鋼對焊接熱作用相當敏感。對Cr-Mo鋼進行焊接時熱影響區會出現馬氏體組織而產生明顯的脆化。例如Cr-Mo鋼母材的布氏硬度約為200，經焊接的熱作用后希氏硬度增加至450以上。表征熱影響區塑性的彎曲角由180°下降到不足 30°，這種脆化現象隨Cr-Mo鋼中Cr 含量的增加而增加。

5.0Cr-0.5Mo鋼的脆化現象就比1.25Cr -0.5Mo鋼更為嚴重。如果使用環境的分壓偏高，將加劇脆化作用。為穩定和提高高溫強度，增強耐蝕性，提高焊接區的延性和韌性，松弛焊接殘余應力，確保焊接區的高溫耐氫蝕性能，必須進行焊后熱處理。各國標準中有關1.25Cr-0.5Mo及5.0Cr-0.5Mo鋼焊前預熱、層間溫度、焊后熱處理的規定如表1-4-12和表1-4-13 所示。