第10期 孙敏等：300M超高强度钢电化学性能及应力腐蚀开裂 ·1165 拉伸的数值（图3).从图5可见，300M钢在 操作的方法，可以为预测材料的应力腐蚀开裂机制 -800mV电位下的应力腐蚀开裂敏感性大大降低. 提供依据。 图7(c)和(d)为该条件下主断口及断口侧面的形 (2）)300M超高强度钢在3.5%NaCl溶液中开 貌图.相比开路电位和-600mV,主断口上的腐蚀 路电位下的应力腐蚀开裂机制为阳极溶解型，裂纹 坑明显减少，且腐蚀坑的半径变小.断口平整，为 起源于表面的点蚀处.Cˉ明显地增加了材料的应 穿晶断面.侧面有垂直于拉应力的二次裂纹，且裂 力腐蚀开裂敏感性. 纹起源于腐蚀坑处并向两侧生长扩展.图2中极化 (3)阳极电位-600mV下300M钢溶解速率加 曲线表明，在-800mV时，代表非裂纹尖端区域的 快，断面收缩率损失由开路电路的52.6%升高至 慢扫曲线处于阴极反应的状态，试样表面在阴极电 99.5%,表现出较高的应力腐蚀开裂敏感性，断裂 位的保护作用下腐蚀速率降低，腐蚀坑减少，裂纹 机制为阳极溶解型 萌生增加了难度.同时，代表裂纹尖端反应的快扫 (4)阴极电位-800mV下材料处于阴极保护 曲线处于阳极溶解状态，裂纹尖端的阳极溶解在外 电位范围，强度和韧度与空气中拉伸的数值相近， 加阴极电位下受到一定阻碍作用，阳极溶解速率降 应力腐蚀开裂敏感性较低，应力腐蚀开裂由阳极溶 低，裂纹的扩展速率减缓.阴极电位给试样提供保 解和氢致开裂共同控制.在更低电位下300M钢在 护作用的同时，会发生析氢反应而产生H原子，析 H和拉应力的协同作用下表现出更大的脆性，其应 氢反应如下： 力腐蚀开裂机制为氢致开裂 H,O+eˉ→H+OH (6) H原子吸附在试样表面上并向基体扩散，引起 超高强度钢的氢脆敏感性.与开路电位下的断口形 参考文献 貌相比（图6(b)),-8O0mV的准解理断裂形貌表 ] Challenger N V,Phaal R,Garwood S J.Fracture mechanics as- 现出更大的脆性，说明H对应力腐蚀开裂起到一定 sessment of industrial pressure vessel failures.Int Pressure Vessels 的作用.因此在此电位下的应力腐蚀开裂由阳极溶 Piping,1995,61(2/3):433 解和氢致开裂共同控制. 2]Padmanabhan R,Wood W E.Stress corrosion cracking behavior of 图7(e)~(h)为300M钢在-950mV和 300M steel under different heat treated conditions.Corrosion, 1985,41(12):688 -1100mV电位下的主断口和断口侧面形貌.主断 B] Ramamurthy S,Atrens A.The stress corrosion cracking of as- 口和侧面均未有明显的腐蚀坑，断口平整，主要为 quenched 4340 and 3.5NiCrMoV steels under stress rate control in 穿晶的准解理断裂.侧面的二次裂纹长度和数量均 distilled water at 90 C.Corros Sci,1993,34(9):1385 有所增加，-1100mV电位下的二次裂纹多且不连 [4] Ramamurthy S,Atrens A.The influence of applied stress rate on 续，说明在-950mV和-1100mV电位下，断裂主 the stress corrosion cracking of 4340 and 3.5NiCrMoV steels in 要以氢致开裂为主.从快慢扫极化曲线可见，当外 distilled water at 30 C.Corros Sci,2010,52(3):1042 5] Graga M L A,Hoo C Y,Silva O MM,et al.Failure analysis of a 加电位进一步降低到-1020mV以下时，快扫和慢 300M steel pressure vessel.Eng Failure Anal,2009,16(1):182 扫曲线均处于阴极反应状态，析氢反应式(6)的驱 [6] Figueroa D,Robinson M J.Hydrogen transport and embrittlement 动力升高，阴极反应生成大量的H吸附在试样的表 in 300M and AerMet100 ultra high strength steels.Corros Sci, 面.H向材料内部扩散并富集在三向应力集中的裂 2010,52(5):1593 纹尖端.聚集的H会降低Fe-Fe键的结合力网， 7] Lunarska E,Ososkov Y,Jagodzinsky Y.Correlation between criti- 同时氢的扩散和聚集产生氢的附加应力，协助外加 cal hydrogen concentration and hydrogen damage of pipeline steel 拉应力促进材料的局部塑性变形，提高局部断裂的 Int J Hydrogen Energy,1997,22(213):279 8] Hinton B R W,Procter R P M.The effect of strain-rate and ca- 可能，引发微观上的局部氢脆g thodic potential on the tensile ductility of X-65 pipeline steel.Cor- 通过以上分析，在-600、-800和-1100mV os Sci,1983,23(2):101 极化电位下，慢应变速率拉伸试验和电化学分析所 ] Zhang L,Li X G,Du C W,et al.Effect of applied potentials on 得的应力腐蚀开裂机制是相符的，在-950mV时略 stress corrosion cracking of X70 pipeline steel in alkali solution. 有不同.这说明快慢速扫描的电化学方法可以有效 Mater Des,2009,30(6):2259 [10]Tsay L W,Lu H L,Chen C.The effect of grain size and aging 地为预测材料的应力腐蚀开裂机制提供依据. on hydrogen embrittlement of a maraging steel.Corros Sci,2008, 结论 50(9):2506 [11]Liu D X,Jin S,He J W.Stress corrosion cracking of ultra-high (1)快慢速扫描的电化学方法作为一种简单易 strength steel 300M.Spec Steel,1997,18(6):20第 10 期 孙 敏等: 300M 超高强度钢电化学性能及应力腐蚀开裂 拉伸 的 数 值 ( 图 3 ) ． 从 图 5 可 见，300M 钢 在 － 800 mV电位下的应力腐蚀开裂敏感性大大降低． 图 7( c) 和( d) 为该条件下主断口及断口侧面的形 貌图． 相比开路电位和 － 600 mV，主断口上的腐蚀 坑明显减少，且腐蚀坑的半径变小． 断口平整，为 穿晶断面． 侧面有垂直于拉应力的二次裂纹，且裂 纹起源于腐蚀坑处并向两侧生长扩展． 图 2 中极化 曲线表明，在 － 800 mV 时，代表非裂纹尖端区域的 慢扫曲线处于阴极反应的状态，试样表面在阴极电 位的保护作用下腐蚀速率降低，腐蚀坑减少，裂纹 萌生增加了难度． 同时，代表裂纹尖端反应的快扫 曲线处于阳极溶解状态，裂纹尖端的阳极溶解在外 加阴极电位下受到一定阻碍作用，阳极溶解速率降 低，裂纹的扩展速率减缓． 阴极电位给试样提供保 护作用的同时，会发生析氢反应而产生 H 原子，析 氢反应如下: H2O + e － →H + OH － ． ( 6) H 原子吸附在试样表面上并向基体扩散，引起 超高强度钢的氢脆敏感性． 与开路电位下的断口形 貌相比( 图 6( b) ) ，－ 800 mV 的准解理断裂形貌表 现出更大的脆性，说明 H 对应力腐蚀开裂起到一定 的作用． 因此在此电位下的应力腐蚀开裂由阳极溶 解和氢致开裂共同控制． 图 7 ( e ) ～ ( h ) 为 300M 钢 在 － 950 mV 和 － 1 100 mV电位下的主断口和断口侧面形貌． 主断 口和侧面均未有明显的腐蚀坑，断口平整，主要为 穿晶的准解理断裂． 侧面的二次裂纹长度和数量均 有所增加，－ 1 100 mV 电位下的二次裂纹多且不连 续，说明在 － 950 mV 和 － 1 100 mV 电位下，断裂主 要以氢致开裂为主． 从快慢扫极化曲线可见，当外 加电位进一步降低到 － 1 020 mV 以下时，快扫和慢 扫曲线均处于阴极反应状态，析氢反应式( 6) 的驱 动力升高，阴极反应生成大量的 H 吸附在试样的表 面． H 向材料内部扩散并富集在三向应力集中的裂 纹尖端． 聚集的 H 会降低 Fe--Fe 键的结合力［18］， 同时氢的扩散和聚集产生氢的附加应力，协助外加 拉应力促进材料的局部塑性变形，提高局部断裂的 可能，引发微观上的局部氢脆［19］． 通过以上分析，在 － 600、－ 800 和 － 1 100 mV 极化电位下，慢应变速率拉伸试验和电化学分析所 得的应力腐蚀开裂机制是相符的，在 － 950 mV 时略 有不同． 这说明快慢速扫描的电化学方法可以有效 地为预测材料的应力腐蚀开裂机制提供依据． 3 结论 ( 1) 快慢速扫描的电化学方法作为一种简单易 操作的方法，可以为预测材料的应力腐蚀开裂机制 提供依据． ( 2) 300M 超高强度钢在 3. 5% NaCl 溶液中开 路电位下的应力腐蚀开裂机制为阳极溶解型，裂纹 起源于表面的点蚀处． Cl － 明显地增加了材料的应 力腐蚀开裂敏感性． ( 3) 阳极电位 － 600 mV 下 300M 钢溶解速率加 快，断面收缩率损失由开路电路的 52. 6% 升高至 99. 5% ，表现出较高的应力腐蚀开裂敏感性，断裂 机制为阳极溶解型． ( 4) 阴极电位 － 800 mV 下材料处于阴极保护 电位范围，强度和韧度与空气中拉伸的数值相近， 应力腐蚀开裂敏感性较低，应力腐蚀开裂由阳极溶 解和氢致开裂共同控制． 在更低电位下 300M 钢在 H 和拉应力的协同作用下表现出更大的脆性，其应 力腐蚀开裂机制为氢致开裂． 参 考 文 献 ［1］ Challenger N V，Phaal R，Garwood S J． Fracture mechanics as￾sessment of industrial pressure vessel failures． Int J Pressure Vessels Piping，1995，61( 2 /3) : 433 ［2］ Padmanabhan R，Wood W E． Stress corrosion cracking behavior of 300M steel under different heat treated conditions． Corrosion， 1985，41( 12) : 688 ［3］ Ramamurthy S，Atrens A． The stress corrosion cracking of as￾quenched 4340 and 3. 5NiCrMoV steels under stress rate control in distilled water at 90 ℃ ． Corros Sci，1993，34( 9) : 1385 ［4］ Ramamurthy S，Atrens A． The influence of applied stress rate on the stress corrosion cracking of 4340 and 3. 5NiCrMoV steels in distilled water at 30 ℃ ． Corros Sci，2010，52( 3) : 1042 ［5］ Graa M L A，Hoo C Y，Silva O M M，et al． Failure analysis of a 300M steel pressure vessel． Eng Failure Anal，2009，16( 1) : 182 ［6］ Figueroa D，Robinson M J． Hydrogen transport and embrittlement in 300M and AerMet100 ultra high strength steels． Corros Sci， 2010，52( 5) : 1593 ［7］ Lunarska E，Ososkov Y，Jagodzinsky Y． Correlation between criti￾cal hydrogen concentration and hydrogen damage of pipeline steel． Int J Hydrogen Energy，1997，22( 2 /3) : 279 ［8］ Hinton B R W，Procter R P M． The effect of strain-rate and ca￾thodic potential on the tensile ductility of X-65 pipeline steel． Cor￾ros Sci，1983，23( 2) : 101 ［9］ Zhang L，Li X G，Du C W，et al． Effect of applied potentials on stress corrosion cracking of X70 pipeline steel in alkali solution． 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