苏宏艺等：静水压与溶解氧耦合作用对低合金高强钢腐蚀电化学行为的影响 ·1035· 示.1ATO下形成的腐蚀产物膜厚度不均匀，部分区 发点蚀的形核点，因此可猜测这种乳突状腐蚀产物 域腐蚀产物厚度小，可明显观察到基体表面的划痕， 的形成可能与点蚀有关.值得注意的是，30AT0下 而有的区域已产生了裂纹，如图8(b)所示.而且， 形成的腐蚀产物膜和乳突状腐蚀产物中O/Fe比 30AT0下形成的乳突状腐蚀产物的尺寸大小和数 (物质的量之比)均大于1ATO.这些结果均表明静 量均大于1AT0.分别在图8(a)和图8(b)中随机 水压和溶解氧耦合作用显著促进了腐蚀产物膜的 选区一个腐蚀产物膜的局部区域和一个乳突状腐蚀 生长. 产物进行电子能谱表征，得到位置1、位置2、位置3 图9所示为低合金高强钢分别在30AT0和1 及位置4的能谱图.通过能谱成分分析可知不同测 AT0条件下浸泡192h后去除表面腐蚀产物后得到 试环境下得到的腐蚀产物膜主要含有O、Fe、Cl、Cr、 的微观腐蚀形貌.由图可知，浸泡192h后，低合金 Mn这几种元素，而其中O、Fe这两种元素占比超过 高强钢在30ATO和1ATO条件下的腐蚀形貌均以 90%,这表明腐蚀产物膜的主要成分为铁的氧化物 点蚀形貌为主.30ATO下形成的点蚀坑总体大小和 或羟基氧化物.乳突状腐蚀产物中除了含有以上几 数量均明显大于1ATO,这表明低合金高强钢的主 种元素外，还含有Al、Si或Mg等元素，由于Al、Si、 要腐蚀类型为点蚀，静水压与溶解氧耦合作用促进 Mg这几种元素大多存在于夹杂相中，而夹杂相是诱 了钢表面点蚀坑的数量和生长尺寸. 200um 200um 图9低合金高强钢在30AT0和1AT0条件下浸泡192h后去除腐蚀产物后的扫描电镜形貌.(a)30AT0:(b)1AT0 Fig.9 SEM images of corrosion morphologies of low-alloy high-strength steel without corrosion products at 30 ATO and I ATO after 96 h immersion: (a)30AT0:(b)1AT0 pressure on passivating power of corrosion layers formed on 6061 3结论 T6 aluminum alloy in sea water.Br Corros J,1994,29(1):65 (1)静水压与溶解氧耦合作用对低合金高强钢 [3]Zhang C.Zhang Z W.Liu L.Degradation in pitting resistance of 316L stainless steel under hydrostatic pressure.Electrochim Acta, 的腐蚀过程有促进作用.腐蚀电位随静水压与溶解 2016,210:401 氧的同时增加呈先增大而后逐渐减小的趋势，而腐 [4]Yang Y G,Zhang T.Shao Y W,et al.Effect of hydrostatic pres- 蚀电流密度随着静水压与溶解氧的同时增加而不断 sure on the corrosion behaviour of Ni-Cr-Mo-V high strength 增大，呈对数增长趋势.此外，钢表面腐蚀产物膜的 steel.Corras Sci,2010,52(8):2697 形成大大阻碍了静水压与溶解氧耦合作用对低合金 [5]Yang Y G,Zhang T,Shao Y W,et al.New understanding of the 高强钢的腐蚀促进作用 effect of hydrostatic pressure on the coroion of Ni-Cr-Mo-V high strength steel.Corros Sci,2013,73:250 (2)静水压与溶解氧耦合作用未改变低合金高 [6] Sun H J,Liu L,Li Y,et al.Effect of hydrostatic pressure on the 强钢的腐蚀机理，但增加了低合金高强钢表面腐蚀 corrosion behavior of a low alloy steel.J Electrochem Soc,2013, 产物膜的生长厚度及乳突状腐蚀产物的分布数量和 160(3):C89 尺寸大小，并促进了点蚀坑的生长 [] Zhu X F.Liu L,Song Y,et al.Oxygen evolution and porous anodic alumina formation.Mater Lett,2008,62(24):4038 参考文献 [8] Crossland A C,Habazaki H,Shimizu K,et al.Residual flaws due to formation of oxygen bubbles in anodic alumina.Corros Sci [1]Beccaria A M,Poggi G.Influence of hydrostatic pressure on pit- 1999,41(10):1945 ting of aluminum in sea water.Br Corros J,1985,20(4):183 [9]Feng Z C,Cheng X Q,Dong C F,et al.Effects of dissolved oxy- [2]Beccaria A M,Poggi G,Gingaud D,et al.Effect of hydrostatic gen on electrochemical and semiconductor properties of 316L stain苏宏艺等: 静水压与溶解氧耦合作用对低合金高强钢腐蚀电化学行为的影响 示. 1 ATO 下形成的腐蚀产物膜厚度不均匀,部分区 域腐蚀产物厚度小,可明显观察到基体表面的划痕, 而有的区域已产生了裂纹,如图 8( b)所示. 而且, 30 ATO 下形成的乳突状腐蚀产物的尺寸大小和数 量均大于 1 ATO. 分别在图 8( a)和图 8( b)中随机 选区一个腐蚀产物膜的局部区域和一个乳突状腐蚀 产物进行电子能谱表征,得到位置 1、位置 2、位置 3 及位置 4 的能谱图. 通过能谱成分分析可知不同测 试环境下得到的腐蚀产物膜主要含有 O、Fe、Cl、Cr、 Mn 这几种元素, 而其中 O、Fe 这两种元素占比超过 90% ,这表明腐蚀产物膜的主要成分为铁的氧化物 或羟基氧化物. 乳突状腐蚀产物中除了含有以上几 种元素外,还含有 Al、Si 或 Mg 等元素,由于 Al、Si、 Mg 这几种元素大多存在于夹杂相中,而夹杂相是诱 发点蚀的形核点,因此可猜测这种乳突状腐蚀产物 的形成可能与点蚀有关. 值得注意的是,30 ATO 下 形成的腐蚀产物膜和乳突状腐蚀产物中 O/ Fe 比 (物质的量之比)均大于 1 ATO. 这些结果均表明静 水压和溶解氧耦合作用显著促进了腐蚀产物膜的 生长. 图 9 所示为低合金高强钢分别在 30 ATO 和 1 ATO 条件下浸泡 192 h 后去除表面腐蚀产物后得到 的微观腐蚀形貌. 由图可知,浸泡 192 h 后,低合金 高强钢在 30 ATO 和 1 ATO 条件下的腐蚀形貌均以 点蚀形貌为主. 30 ATO 下形成的点蚀坑总体大小和 数量均明显大于 1 ATO,这表明低合金高强钢的主 要腐蚀类型为点蚀,静水压与溶解氧耦合作用促进 了钢表面点蚀坑的数量和生长尺寸. 图 9 低合金高强钢在 30 ATO 和 1 ATO 条件下浸泡 192 h 后去除腐蚀产物后的扫描电镜形貌 郾 (a) 30 ATO; (b) 1 ATO Fig. 9 SEM images of corrosion morphologies of low鄄alloy high鄄strength steel without corrosion products at 30 ATO and 1 ATO after 96 h immersion: (a) 30 ATO; (b) 1 ATO 3 结论 (1)静水压与溶解氧耦合作用对低合金高强钢 的腐蚀过程有促进作用. 腐蚀电位随静水压与溶解 氧的同时增加呈先增大而后逐渐减小的趋势,而腐 蚀电流密度随着静水压与溶解氧的同时增加而不断 增大,呈对数增长趋势. 此外,钢表面腐蚀产物膜的 形成大大阻碍了静水压与溶解氧耦合作用对低合金 高强钢的腐蚀促进作用. (2)静水压与溶解氧耦合作用未改变低合金高 强钢的腐蚀机理,但增加了低合金高强钢表面腐蚀 产物膜的生长厚度及乳突状腐蚀产物的分布数量和 尺寸大小,并促进了点蚀坑的生长. 参 考 文 献 [1] Beccaria A M, Poggi G. Influence of hydrostatic pressure on pit鄄 ting of aluminum in sea water. Br Corros J, 1985, 20(4): 183 [2] Beccaria A M, Poggi G, Gingaud D, et al. Effect of hydrostatic pressure on passivating power of corrosion layers formed on 6061 T6 aluminum alloy in sea water. Br Corros J, 1994, 29(1): 65 [3] Zhang C, Zhang Z W, Liu L. Degradation in pitting resistance of 316L stainless steel under hydrostatic pressure. Electrochim Acta, 2016, 210: 401 [4] Yang Y G, Zhang T, Shao Y W, et al. Effect of hydrostatic pres鄄 sure on the corrosion behaviour of Ni鄄鄄 Cr鄄鄄 Mo鄄鄄 V high strength steel. Corros Sci, 2010, 52(8): 2697 [5] Yang Y G, Zhang T, Shao Y W, et al. New understanding of the effect of hydrostatic pressure on the corrosion of Ni鄄鄄Cr鄄鄄Mo鄄鄄V high strength steel. Corros Sci, 2013, 73: 250 [6] Sun H J, Liu L, Li Y, et al. Effect of hydrostatic pressure on the corrosion behavior of a low alloy steel. J Electrochem Soc, 2013, 160(3): C89 [7] Zhu X F, Liu L, Song Y, et al. Oxygen evolution and porous anodic alumina formation. Mater Lett, 2008, 62(24): 4038 [8] Crossland A C, Habazaki H, Shimizu K, et al. Residual flaws due to formation of oxygen bubbles in anodic alumina. Corros Sci, 1999, 41(10): 1945 [9] Feng Z C, Cheng X Q, Dong C F, et al. Effects of dissolved oxy鄄 gen on electrochemical and semiconductor properties of 316L stain鄄 ·1035·