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不銹鋼的幾種腐蝕形態(tài)

2022-01-17 15:17:27 作者：設備管理與防腐來源：設備管理與防腐分享至：

一。不銹鋼的刀狀應力腐蝕

1. 現(xiàn)象和識別：

在含Ti,Nb的Cr-Ni奧氏體不銹鋼焊縫與母材之交界處的很窄區(qū)域內產生嚴重腐蝕，而母材和焊縫本身則腐蝕輕微，甚至未見腐蝕，金相顯微鏡下觀察可見敏化態(tài)晶間腐蝕的特徽。研究表明，含Ti的Cr-Ni不銹鋼，無論是在氧化性介質，還是在還原性介質中，均可產生刀狀腐蝕。

2. 機理：

冶煉廠在生產含Ti（Nb）的Cr-Ni奧氏體不銹鋼時（例如1Cr18Ni9Ti，0Cr18Ni9Ti，0Cr18Ni11Ti，0Cr18Ni11Nb等），經冶煉、澆注、鍛、軋等成材后，出廠前一般經過920~1150℃加熱，隨后急冷的固溶處理。此時鋼中的Ti（或Nb）大都應以TiC（NbC）的形式存在。但經焊接后，與焊縫相鄰的高溫（≥1150℃）狹窄區(qū)域內TiC（NbC）就會分解，鋼中碳便會溶于奧氏體基體中。在隨后的冷卻過程中，當此高溫區(qū)通過450~850℃，即敏化溫度范圍時，又會有大量富鉻的M23C6（Cr23C6）沿晶界析出，從而導致晶界鉻的貧化，在介質作用下便會出現(xiàn)刀狀腐蝕。因此，刀狀腐蝕系含Ti（Nb）的Cr-Ni奧氏體不銹鋼在焊縫熔合線上出現(xiàn)的一種晶間腐蝕，是鋼中TiC（NbC）分解，Ti和C溶解，隨后富鉻的M23C6析出，形成貧鉻區(qū)的結果。本質上與敏化態(tài)晶間腐蝕沒有區(qū)別。

3. 材料選擇：

從根本上講，刀狀腐蝕仍然是因含Ti（Nb）的Cr-Ni奧氏體不銹鋼中常常含有比較高的C量而引起的。因此，在選擇材料時首先考慮選用低碳

（0.04~0.06%）和超低碳（≤0.03%）Cr-Ni奧氏體不銹鋼以代替含Ti（Nb）的不銹鋼；當必須選用含Ti（Nb）的Cr-Ni奧氏體不銹鋼時，也須將鋼中的碳量控制在允許的范圍內并盡量低。

二。不銹鋼的點腐蝕

1. 現(xiàn)象和識別：

點蝕是在不銹鋼表面上局部形成的具有一定深度的小孔或銹斑。由于點蝕常常被銹層，腐蝕產物等覆蓋，因而難以發(fā)現(xiàn)。在金相顯微鏡下觀察點蝕，其斷面有多種形貌。

點蝕一般系在特定腐蝕介質中，特別是在含有Cl?（包括Br?,I?）介質中產生。使不銹鋼產生點蝕的常見介質有：大氣，水介質及水蒸氣，海水，漂白液，各種有機和無機氯化物等。

點蝕可在室溫下出現(xiàn)并隨腐蝕介質溫度升高而更易產生并更趨嚴重。

點蝕不僅可導致設備，管線等穿孔而破壞，而且常常誘發(fā)晶間腐蝕，應力腐蝕和疲勞腐蝕。雖然，不銹鋼的點蝕事故僅占化工，石油等系統(tǒng)腐蝕破壞的~20%，但在大氣中使用的不銹鋼，卻有近80%是由于點蝕和銹斑而損壞。

2. 機理：

一般認為，不銹鋼的點蝕是在金屬表面非金屬夾雜物，析出相，晶界，位錯露頭等缺陷處，由于鈍化膜較脆弱，在特定腐蝕介質作用下，鈍化膜修復能力差而造成的破壞。點蝕的出現(xiàn)包括成核和擴展二個階段。

3. 點蝕的成核：

在溶液中有Cl?存在時，金屬表面有硫化錳夾雜的部位，由于難以鈍化，再鈍化而產生優(yōu)先溶解并形成小孔坑。硫化物溶解產生H+（或H2S），對不銹鋼的新鮮表面產生活化作用，防止小孔坑的再鈍化而形成孔蝕源。

三。不銹鋼的縫隙腐蝕

1. 現(xiàn)象和識別：

不銹鋼表面上若存在金屬和非金屬夾雜物，例如金屬微粒，砂粒，灰塵，臟物，海生物，或者由于結構上的原因，例如鉚接，螺栓聯(lián)接，墊片（圈），管與管板脹接，與非金屬接觸等，均可形成縫隙。在腐蝕介質作用下，縫隙內出現(xiàn)腐蝕，就是縫隙腐蝕。

縫隙腐蝕一般根據縫隙形狀不同而具有一定的外形。輕微時，可以是縫隙內的一般（全面）腐蝕，嚴重時，多為成片的點蝕狀或潰瘍狀。

研究表明，幾乎所有的腐蝕介質均可引起不銹鋼的縫隙腐蝕，而沒有特定介質的選擇。但是在含Cl?環(huán)境中的縫隙腐蝕則最為常見；縫隙腐蝕對縫隙尺寸有一定的要求，既要使縫隙內，外溶液之間的物質遷移發(fā)生困難，還要能允許溶液進入縫隙內，不銹鋼產生縫隙腐蝕的縫隙寬度一般在0.025~0.1mm范圍內。

2. 機理：

縫隙腐蝕可分為孔蝕型縫隙腐蝕和活化型縫隙腐蝕二種。前者是以孔蝕為起源的縫隙腐蝕，主要是由于縫隙內鈍化膜的氧化性破壞而引起的；后者的形成機理簡述如下：由于縫隙的存在，縫隙內溶液組成物質遷移產生困難。例如，腐蝕溶液中能使不銹鋼鈍化的氧進入縫隙，只能通過擴散，因而過程緩慢。為了維持不銹鋼鈍態(tài)，縫隙內氧迅速耗掉而又的不到及時補充，致使不銹鋼表面鈍化膜開始還原性溶解。這種溶解的結果使腐蝕產物金屬鹽逐漸濃縮，通過水解，縫隙內溶液的pH值急劇下降。當pH值降低到不銹鋼在溶液中的去鈍化pH值時（即溶液不能使不銹鋼維持鈍態(tài)的臨界pH值），縫隙內不銹鋼表面的鈍化膜便產生還原性破壞而形成縫隙腐蝕。

3. 材料選擇：

不銹鋼的縫隙腐蝕主要是因為縫隙內的溶液酸化，缺氧而引起表面鈍化膜破壞。因而，提高不銹鋼鈍化膜的穩(wěn)定性和鈍化，再鈍化能力同樣是提高不銹鋼耐縫隙腐蝕能力的重要措施。因此，選用耐點蝕材料的一些措施同樣適用于耐縫隙腐蝕材料的選擇。

四。不銹鋼的應力腐蝕

1. 現(xiàn)象和識別：

不銹鋼的應力腐蝕是在靜拉伸應力與特定的工作介質共同作用下而發(fā)生的一種破壞。它是不銹鋼局部腐蝕破壞中最常見，危害最大的一種。

工程事故的分析經驗表明，不銹鋼制設備和部件，包括未經使用的設備和部件，一旦發(fā)生突然性的泄漏或損壞，而泄漏或損壞部位又未見明顯的塑性變形，常常是由應力腐蝕而造成的。

識別應力腐蝕的主要依據是裂紋特征和斷口形貌：

（1）裂紋特征：應力腐蝕的宏觀裂紋均起自于不銹鋼表面且分布具有明顯的局部性；裂紋的走向與所受應力，特別是與殘余應力有密切關系；裂紋常呈龜裂和風干木材狀，裂紋附近未見塑性變形；除裂紋部位外，其它部位腐蝕輕微，且常有金屬光澤。應力腐蝕裂紋的微觀形貌多為穿晶型，但也多見沿晶型和穿晶+沿晶混合型；裂紋的寬度較小，而擴展較深，裂紋的縱深常較其寬度大幾個數量級；裂紋既有主干也有分支，典型裂紋多貌似落葉后的樹干和樹枝，裂紋尖端較銳利。

（2）斷口形貌：應力腐蝕的宏觀斷口多呈脆性斷裂。斷口的微觀形貌，穿晶型多為準解理斷裂，并常見河流，扇形，魚骨，羽毛等花樣；而沿晶型則多為冰糖塊狀花樣。

2. 常見介質：

導致各類不銹鋼應力腐蝕的最常見介質是含有Cl?和氧的大氣和工業(yè)水，海水等。由于Cr-Ni奧氏體不銹鋼用量最大，應力腐蝕事故也最多。

3. 機理：

由于應力腐蝕的影響因素多，過程比較復雜，因此，截至目前為止，對不銹鋼應力腐蝕的尚未取得統(tǒng)一的認識。

對于高強度不銹鋼，例如馬氏體和馬氏體沉淀硬化不銹鋼的應力腐蝕，許多人認為氫脆起主導作用。但也有人認為，在中性水溶液中，對13%Cr馬氏體不銹鋼的應力腐蝕起主導作用的不是氫脆，而是陽極溶解。

對于Cr-Ni奧氏體不銹鋼，許多研究工作者也曾提出氫脆是它們產生應力腐蝕的主要機制。主要依據是在沸騰的Mg,Li,Ca等的氯化物溶液中，在高溫水和蒸汽中，在室溫H2SO4+NaCl混合介質中，由于氫的吸附，鋼的塑性顯著降低；在腐蝕電位和陰極極化下，有氫析出的可能性；在應力作用下，奧氏體形變可在局部產生馬氏體，同時，鋼中氫量增加，可促進這種馬氏體轉變；斷裂后，通過斷口觀察，認為屬于氫脆斷裂。但是，對于大量使用的Cr-Ni奧氏體不銹鋼，從裂紋尖端產生陽極溶解而引起應力腐蝕，目前傾向于用滑移-溶解-斷裂模型來加以解釋。

在介質作用下，Cr-Ni奧氏體不銹鋼表面上存在著籍以耐腐蝕的保護膜（鈍化膜）。在拉伸應力作用下，位錯沿著滑移面運動至金屬表面，在表面產生滑移臺階，使表面膜產生局部破裂并暴露出沒有保護膜的裸金屬。有膜與無膜金屬間形成微電池。在介質作用下，作為陽極的裸金屬產生陽極溶解。此時，保護膜的作用不僅為腐蝕過程提供了陰極，而且又使陽極溶解集中在局部區(qū)域。顯然，保護膜破裂后，若所暴露的裸金屬一直處于活化腐蝕狀態(tài)，則腐蝕必然會同時向橫向發(fā)展。于是，裂紋尖端的曲率半徑增大，應力集中程度隨之減小，進而導致裂紋向縱深發(fā)展的速度變慢直至最后終止。但是，在實驗室內和應力腐蝕工程事故分析中均可看到，不銹鋼應力腐蝕裂紋尖端非常微細。因此，一般認為，在裸金屬受到腐蝕的同時，還存在著一個能阻止腐蝕向橫向發(fā)展的過程，才能使裂紋沿縱向擴展。此過程就是不銹鋼的再鈍化。因此，滑移-溶解-斷裂模型至少包括表面膜的形成；在應力作用下金屬產生滑移引起表面膜的破裂；裸金屬的陽極溶解和裸金屬的再鈍化等四個過程。這些過程的反復進行，導致不銹鋼的應力腐蝕斷裂。

至于Cr-Ni奧氏體不銹鋼的晶間型應力腐蝕，目前的主要見解有：在應力作用下，不銹鋼晶粒間界貧鉻區(qū)的選擇性溶解；在應力作用下，不銹鋼中雜質沿晶界偏聚而引起的優(yōu)先溶解；在應力作用下，不銹鋼中晶界沉淀相本身的溶解等。

4. 材料選擇

研究和實踐表明，任何一種不銹鋼和合金的耐應力腐蝕性能都是有條件的。沒有也不可能有在任何條件下均耐應力腐蝕的不銹鋼和合金。因此，需要針對設備，部件的使用條件和耐應力腐蝕不銹鋼本身的特性加以合理選擇。與此同時，在設備，構件加工，成形，制造，使用過程中，還要適應所選用的不銹鋼的性能特點，做到合理選擇并正確使用，才能取得滿意的效果。

國內外不銹鋼應力腐蝕事故的大量統(tǒng)計表明，由于氯化物而引起的事故約占80%以上。因此，為解決一般Cr-Ni不銹鋼的氯化物應力腐蝕而合理選材就顯得更為重要。

五。不銹鋼的疲勞腐蝕

1. 現(xiàn)象和識別：

在介質與交變應力共同作用下所引起的不銹鋼的破壞稱為腐蝕疲勞。由于不銹鋼多在腐蝕環(huán)境中使用，因此在交變應力作用下，所產生的不銹鋼的破壞多為腐蝕疲勞。與一般機械疲勞相比，不銹鋼的腐蝕疲勞表面上常見明顯的腐蝕和點蝕。腐蝕疲勞既可以是僅有一條裂紋，也可以有多條裂紋并存，這與不銹鋼的腐蝕疲勞既可以在一點又可以在多處生核并擴展有關。不銹鋼腐蝕疲勞裂紋宏觀常見切向何正向擴展并多呈鋸齒狀和臺階狀；微觀上裂紋一般沒有分支且裂紋尖端較鈍。除腐蝕和裂紋外，不銹鋼腐蝕疲勞最重要的特點是斷口上有一般機械疲勞的各種特征。例如，宏觀斷口較平整，呈瓷狀或貝殼狀，有疲勞弧線，疲勞臺階，疲勞源等；微觀斷口則有疲勞條紋等。

不銹鋼在任何腐蝕介質中均可產生腐蝕疲勞，而沒有介質的選擇。

為了驗證是否是腐蝕疲勞，還可根據提高鋼的強度和耐蝕性或排除腐蝕介質的作用后，是否仍出現(xiàn)破壞來斷定。如果由于鋼強度提高，不銹鋼疲勞斷裂消失或壽命延長，則可斷定原斷裂為機械疲勞；如果提高了鋼的耐蝕性或排除了腐蝕介質的作用后，不銹鋼疲勞斷裂消失或壽命延長，則可斷定原斷裂為腐蝕疲勞。

根據斷口特征可以準確的把應力腐蝕與腐蝕疲勞區(qū)別開來。

2. 機理

目前，不銹鋼腐蝕疲勞的機理主要有以下幾種模型。

（1）點蝕應力集中模型：認為不銹鋼點蝕坑底部的應力集中是引起裂紋成核的主要原因；

（2）形變金屬優(yōu)先溶解模型：認為形變金屬為陽極，未變形金屬為陰極，從而導致形變部分的優(yōu)先溶解；

（3）表面膜破裂模型：認為在交變應力作用下，金屬滑移帶穿透表面膜，形成無保護膜的臺階，從而使其處于活化態(tài)而溶解，引起裂紋成核。滑移-溶解反復作用而形成腐蝕疲勞；

（4）吸附模型：認為腐蝕介質中的活化物質吸附到金屬表面上，使表面能降低，改變了材料的力學性能，從而使不銹鋼表面滑移帶的產生和裂紋的擴展更易進行。

3. 材料選擇

選擇耐蝕性更好的不銹鋼和具有復相結構的雙相不銹鋼，是解決不銹鋼腐蝕疲勞的主要措施。

由于不銹鋼的腐蝕疲勞多以點蝕為起源，因此，為了防止腐蝕疲勞可選擇耐點蝕好的各種不銹鋼。例如，含Cr,Mo較高的馬氏體不銹鋼，Cr-Ni奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼等。

由于一些雙相不銹鋼不僅Cr,Mo較高，且多含有N，因此耐點蝕性能好，同時，由于其組織具有復相結構，不僅顯著提高鋼的腐蝕疲勞強度，而且疲勞裂紋的擴展也較單相組織結構困難，所以，選用雙相不銹鋼是解決不銹鋼腐蝕疲勞破壞的重要途徑。

六。鉻鎳奧氏體不銹鋼的敏化態(tài)晶間腐蝕

1. 現(xiàn)象和識別：

敏化態(tài)晶間腐蝕出現(xiàn)在焊接構件的焊縫熱影響區(qū)或構件經過450~850℃加熱的部件，在介質作用下導致這些部位的泄漏或破損；產生敏化態(tài)晶間腐蝕的設備，部件等，其尺寸，外形幾乎沒有變化且無任何塑性變形；除受腐蝕的區(qū)域外，其它部位沒有任何腐蝕的跡象，仍具有明顯的金屬光澤；局部取樣檢查，受腐蝕部位的強度，塑性已嚴重喪失，冷彎時不僅出現(xiàn)裂紋，嚴重時常常出現(xiàn)脆斷和晶粒脫落且落地無金屬聲。

在金相顯微鏡和掃描電鏡下可以明顯看到鋼的晶界由于受腐蝕而變寬，多呈網狀，嚴重時還有晶粒脫落現(xiàn)象。

2. 機理：

常見的敏化態(tài)晶間腐蝕應用貧鉻理論可得到圓滿的解釋。

Cr-Ni奧氏體不銹鋼在使用前或冶煉廠出廠交貨狀態(tài)多為固溶處理狀態(tài)。即將不銹鋼加熱到高溫（1000~1150℃左右，隨鋼種而異），保溫后快冷（一般為水冷）。此時，當Cr-Ni奧氏體不銹鋼中含碳量在0.02~0.03%以上時（隨鋼中的含Ni量而異），碳在鋼中便處于過飽和狀態(tài)。隨后，在不銹鋼的加工及設備，構件的制造和使用過程中，若要經過450~850℃的敏化溫度加熱（例如焊接或在此溫度范圍內使用），則鋼中過飽和的碳就會向晶界擴散，析出并與其附近的鉻形成鉻的碳合物。在常用的Cr-Ni奧氏體不銹鋼中，這種碳化物一般為Cr23C6[M23C6]。由于這種碳化物含有較高的Cr，所以鉻碳化物沿晶界沉淀就導致了碳化物周圍鋼的基體中Cr濃度的降低，形成所謂“貧鉻區(qū)”。當鉻碳化物沿晶界沉淀呈網狀時，貧鉻區(qū)亦呈網狀，不銹鋼耐腐蝕是因為在介質作用下，鋼中含有足以使鋼在此介質中鈍化的鉻量。而貧鉻區(qū)鉻量不足，使鈍化能力降低，甚至消失，而奧氏體晶粒本身仍具有足夠鈍化（耐蝕）能力，因此，在腐蝕介質作用下晶界附近連成網狀的貧鉻區(qū)便優(yōu)先溶解而產生晶間腐蝕。

3. 常見介質：

易使Cr-Ni奧氏體不銹鋼產生晶間腐蝕的常見介質很多，下表僅列出部分供參考：

使Cr-Ni奧氏體不銹鋼產生晶間腐蝕的常見介質

4. 材料選擇：

長期以來，人們選用含穩(wěn)定化元素Ti,Nb的Cr-Ni奧氏體不銹鋼，例如1Cr18Ni9Ti, 0Cr18Ni11Ti,1Cr18Ni12Mo2Ti,1Cr18Ni12Mo3Ti,1Cr18Ni11Nb,0Cr18Ni11Nb等以防止敏化態(tài)晶間腐蝕并取得了滿意的結果。Ti,Nb的作用主要是與鋼中過飽和的碳形成穩(wěn)定的TiC,NbC等碳化物而防止或減少鉻碳化物Cr23C6的形成。

但是含穩(wěn)定化元素Ti,Nb，特別是含Ti的不銹鋼有許多缺點。在不銹鋼冶煉工藝日新月異的今天。有些缺點已嚴重阻礙了不銹鋼冶煉生產的科技進步并給使用帶來了不必要的損失和危害。例如，Ti的加入，使鋼的粘度增加，流動性降低，給不銹鋼的連續(xù)澆注工藝帶來了困難；Ti的加入，使鋼錠，鋼坯表面質量變壞，不僅大大增加冶金廠的修磨量，而且顯著降低鋼的成材率，從而提高了不銹鋼的成本；Ti的加入，由于TiN 等非金屬夾雜物的形成，降低了鋼的純潔度，不僅使鋼的拋光性能變差，而且由于TiN等夾雜常常成為點蝕源而使鋼的耐蝕性下降；含Ti的不銹鋼焊后在介質作用下，沿焊縫熔合線易出現(xiàn)“刀狀腐蝕”，同樣引起焊接結構設備的腐蝕破壞。

由于含Ti不銹鋼的上述缺點，在不銹鋼產量最大的日本，美國含Ti的18-8Cr-Ni不銹鋼的產量僅占Cr-Ni不銹鋼產量的1~2%，而我國仍占Cr-Ni不銹鋼產量的90%以上。這既反映了我國不銹鋼生產和鋼種使用上的不合理，也說明我國在不銹鋼生產和使用中，鋼種結構上的落后狀況。

建議選用超低碳Cr-Ni奧氏體不銹鋼。由于超低碳[C≤0.02~0.03%]Cr-Ni奧氏體不銹鋼的強度較用Ti,Nb穩(wěn)定化的不銹鋼為低，當強度嫌不足時，可選用控氮[N0.05~0.08%]和氮合金化[N≥0.10%]的超低碳Cr-Ni奧氏體不銹鋼，它們不僅強度高且耐晶間腐蝕，耐點蝕等性能也均較含Ti,Nb的不銹鋼為佳。

建議含Ti,Nb的Cr-Ni奧氏體不銹鋼僅用于低碳，超低碳不銹鋼無法替代的條件下，例如作為耐熱鋼使用和在連多硫酸等用途中使用。

七。鉻鎳奧氏體不銹鋼的非敏化態(tài)（固溶態(tài)）晶間腐蝕

1. 鉻鎳奧氏體不銹鋼的非敏化態(tài)晶間腐蝕，1949年才被人們發(fā)現(xiàn)，雖然也開展了一些研究工作，但截止目前為止，從理論到實踐還沒有獲得滿意的解釋和解決。

2. 現(xiàn)象和識別

非敏化態(tài)（固溶態(tài)）晶間腐蝕系指Cr-Ni奧氏體不銹鋼在經過高溫（1000~1150℃）加熱，保溫后迅速冷卻后的固溶狀態(tài)，不需要再經過敏化（焊接或450~850℃敏化溫度加熱）處理，在一些腐蝕介質中同樣出現(xiàn)的晶間腐蝕。產生非敏化態(tài)晶間腐蝕的Cr-Ni奧氏體不銹鋼既包括普通不銹鋼，也包括耐敏化態(tài)晶間腐蝕的超低碳不銹鋼和含穩(wěn)定化元素Ti,Nb的不銹鋼。

非敏化態(tài)晶間腐蝕主要出現(xiàn)在含Cr6+的HNO3中。除65%的HNO3外，在濃HNO3，特別是在發(fā)煙硝酸中最易出現(xiàn)。此外，國內在二氧化碳汽提法生產尿素的條件下，在高溫，高壓尿素甲銨液中，在液相，汽液相交界處，在汽相中均發(fā)現(xiàn)了尿素級和非尿素級的00Cr17Ni14Mo2和00Cr25Ni22Mo2N以及Fe-Ni基耐蝕合金00Cr20Ni35Mo2Cu3Nb（Carpenter 20cd-3）的非敏化態(tài)晶間腐蝕。

非敏化態(tài)晶間腐蝕一般出現(xiàn)在遠離焊縫的母材上。對它的識別基本上與敏化態(tài)晶間腐蝕相同。但是，在金相顯微鏡和掃描電鏡下觀察，在尿素生產裝置中所出現(xiàn)的Cr-Ni奧氏體不銹鋼的非敏化態(tài)晶間腐蝕形態(tài)，發(fā)現(xiàn)與前述敏化態(tài)晶間腐蝕有很大的不同。主要表現(xiàn)在晶間腐蝕裂紋較寬但常常延伸較淺且常伴隨有晶粒脫落，但晶界并未見析出物。

3. 機理：

研究表明，應用溶質（雜質）偏聚理論能夠較滿意地解釋固溶態(tài)（非敏化態(tài)）晶間腐蝕產生的原因。

在含Cr6+的硝酸介質中，選擇高純的Cr-Ni不銹鋼Cr14Ni14和1Cr18Ni11Ti，研究了C,P,Si,B等對非敏化態(tài)晶間腐蝕的影響，當C<0.1%時無明顯影響，p≥0.01%，顯著有害；si量在cr-ni不銹鋼正常含量（~0.8%）范圍附近時，其非敏化態(tài)晶間腐蝕敏感性最大，高于或低于此含量，晶間腐蝕敏感性下降；b量≥0.0008%，對非敏化態(tài)晶間腐蝕便有害。對含si,p極低的高純cr-ni奧氏體鋼的進一步研究表明，這些不銹鋼在非敏化態(tài)均無晶間腐蝕傾向。采用透射電鏡和俄歇譜儀進行晶界分析結果已證實晶界p,si,b等元素的偏聚并優(yōu)先溶解是導致非敏化態(tài)晶界腐蝕的主要原因。< span=“”>

但是，P,Si,B等雜質元素沿晶界偏聚導致非敏化態(tài)晶間腐蝕僅僅是由于晶界和晶內形成化學濃差而引起的單純電化學腐蝕過程，或者是由于偏聚引起晶界耐蝕性下降，還是有其它因素的影響，尚有待于進一步探討。

4. 材料選擇：從理論上講，發(fā)展 P≤0.01%,Si≤0.10%,B≤0.008%的高純Cr-Ni奧氏體不銹鋼是解決非敏化態(tài)晶間腐蝕最根本的措施。

目前，為解決硝酸用途中的非敏化態(tài)晶間腐蝕，主要是選用高硅（Si~4%）不銹鋼0Cr18Ni11Si4AlTi，00Cr20Ni24Si4Ti，00Cr14Ni14Si4，00Cr17Ni15Si4Nb等。

為解決二氧化碳汽提法尿素生產中四大高壓設備，即尿素合成塔，高壓冷凝器，高壓洗滌器，二氧化碳汽提塔用Cr-Ni奧氏體不銹鋼的非敏化態(tài)晶間腐蝕，目前仍需選用已有大量成熟使用經驗的尿素級00Cr17Ni14Mo2和00Cr25Ni22Mo2N。但需盡量控制鋼中C,P,Si量，特別是P量應盡量低。

八。鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕

1. 現(xiàn)象和識別：

鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕與前述Cr-Ni奧氏體不同：它一般出現(xiàn)在高于900~950℃加熱后（或焊后），甚至在水等急冷條件下也無法避免；而經過750~850℃短時間加熱處理，鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕敏感性可減輕，甚至消除；鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕系產生在緊靠焊縫熔合線附近區(qū)域，而不是在Cr-Ni奧氏體不銹鋼的熱影響區(qū)內。除出現(xiàn)部位上的差異外，對鐵素體不銹鋼晶間腐蝕的識別基本上與Cr-Ni奧氏體不銹鋼的敏化態(tài)晶間腐蝕相同。鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕不僅在強腐蝕性介質中產生，而且在弱介質中，例如在自來水中亦可出現(xiàn)。

2. 機理：

大量研究表明，應用貧鉻理論同樣可滿意地解釋鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕現(xiàn)象。

高鉻鐵素體不銹鋼在900~950℃以上加熱時，鋼中C,N固溶于鋼的基體中。由于鋼中Cr在鐵素體內的擴散速度約為奧氏體中的100倍，而C,N在鐵素體內不僅擴散速度快（在600℃，C在鐵素體中的擴散速度約為奧氏體中的600倍），而且溶解度也低（在含Cr26%的鐵素體鋼中，1093℃時，C的溶解度為0.04%，而在927℃僅為0.004%，溫度再低，還要降至0.004%以下；N的溶解度在927℃以上為0.023%，而在593℃僅為0.006%）。因而高溫加熱后，在隨后的冷卻過程中，即使快冷也常常難以防止高鉻的碳，氮化物沿晶界析出和貧鉻區(qū)的形成。而在750~870℃處理，可降低，消除鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕傾向。但是，在500~700℃范圍內，鋼中鉻的擴散速度減小，短期內無法使貧鉻區(qū)消失，故先經高溫加熱，而在冷卻過程中又通過500~700℃溫度區(qū)的鐵素體不銹鋼，由于晶界有貧鉻區(qū)的存在，在腐蝕介質作用下就會產生晶間腐蝕現(xiàn)象。

研究表明，含Cr20%的鐵素體不銹鋼，其貧鉻區(qū)的Cr量可<5%，甚至可為0%，貧鉻區(qū)的寬度為0.05~0.07?m。

3. 材料選擇：為了防止鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕，主要選用含Ti,Nb等穩(wěn)定化元素的鐵素體不銹鋼。

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