第10期 孙敏等：300M超高强度钢电化学性能及应力腐蚀开裂 ·1161· 得出300M钢的快扫电流密度，和慢扫电流密度i, 属表面的腐蚀速率大于非裂纹尖端区域的腐蚀速 值，见表1. 率，阳极溶解作用会促进应力腐蚀裂纹扩展，所以 裂纹尖端倾向于发生阳极溶解型应力腐蚀开裂 -0.2 -10.5mVs1 5.0mV.s! (3)电位在-652~-1020mV区间时，由于 0.4 -315mVs- -4 30 mV.s 慢扫电流转变为阴极电流(i,<0),而快扫电流仍 -0.6 -550mVs- 处于阳极区(>0)，故裂纹尖端发生阳极溶解反 -0.8 应，而非裂纹尖端区域发生阴极反应.并且裂纹尖 端作为小阳极，非裂纹尖端区域作为大阴极，由于 -1.0 电化学作用使裂纹容易产生和扩展.同时对300M =2 钢来说，此电位区间位于-650mV以下，析氢反应 6 Igfi/(mA·cm〗 在热力学上已经具备发生的可能，因此阴极反应有 析氢反应的参入.另一方面，超高强度钢因为其强 图1300M超高强度钢在不同扫描速率下的极化曲线 Fig.1 Polarization curves of 300M steel at different scanning rates 度太高而韧性降低，对氢致开裂的敏感性很高。非 裂纹尖端区域发生阴极析氢反应生成的氢，吸附在 -02 试样表面并扩散入基体内，增加了氢致开裂的可能 -0.5mVg -0.4 性.因此该电位区间应力腐蚀开裂是由阳极溶解和 ◆-50mV.s 人◆灯 氢致开裂共同作用所致 -06 -600mV 心 +2区 (4)电位低于-1020mV时，i,<0且i<0,裂 ≤-0.8 -800mV 纹尖端与非裂纹尖端均发生阴极反应，金属表面难 3区 -950mV 以形成腐蚀产物膜，阴极反应均发生在新鲜的金属 -1.0 -1100mV 4区 表面上·300M钢完全处于阴极析氢过程控制电位 -1.2 范围内，受到渗入基体的H与拉应力的协同作用， -5-4-3-2-10 lgli/(mA.cm】 引发氢致开裂，导致应力腐蚀开裂敏感性增加的 图2300M超高强度钢的快慢扫描极化曲线 根据快慢扫极化曲线分析，外加电位为 Fig.2 Polarization curves of 300M steel at fast and slow scanning -600mV时处于第二电位区间，应力腐蚀开裂机制 rates 为阳极溶解机制：外加电位为-800mV和-950mV 表1300M钢不同电位下的和i,值 时处于第三电位区间，应力腐蚀开裂机制为阳极溶 Table 1 i and i.values of 300M steel at different potentials 解和氢致开裂的混合机制：外加电位为-1100mV 电位ImV i/(mA.cm-2) i./(mA.cm-2) 时处于第四位区间，应力腐蚀开裂机制为氢致开裂 -400 0.843 37.068 机制. -500 0.235 2.083 以上是由电化学实验推断得出的300M钢在 3.5%NaCl溶液中不同电位下可能的应力腐蚀开裂 -600 0.228 0.038 机制，具体情况将由慢应变速率拉伸试验进行验证 -800 0.158 -0.007 2.2慢应变速率拉伸试验结果 -950 0.082 -0.033 图3(a)为300M钢在空气中和不同电位下的 -1100 -0.350 -0.551 慢应变速率拉伸试验中的应力一应变曲线对比图， (1)电位大于-565mV时，i,>i>0,即快扫 图3()为其放大图.从图中可见，与空气中的值相 和慢扫的阳极区都表现为阳极溶解，并且阳极溶解 比，300M钢在溶液中开路电位(OCP)下的延伸率 电流相差不大，由电化学差异造成的裂尖扩展的动 和断裂强度都有明显下降，说明300M钢在3.5% 力较小.随着外加电位的提高，快慢扫的阳极溶解 NaCl溶液中存在应力腐蚀敏感性.与开路电位相 电流差异变大，300M钢的应力腐蚀敏感性略有 比，阳极和阴极电位对延伸率和断裂强度的影响则 提高 有不同趋势. (2)电位在-565~-652mV区间时，i>i,> 300M钢在空气中和不同电位下的延伸率和断 0,表明裂纹尖端与非裂纹尖端区域（如金属表面和 面收缩率如图4所示.从图中可见，延伸率和断面 裂纹侧壁)均发生阳极溶解，并且裂纹尖端新鲜金 收缩率的变化呈现相同趋势.在空气中，延伸率和第 10 期 孙 敏等: 300M 超高强度钢电化学性能及应力腐蚀开裂 得出 300M 钢的快扫电流密度 if和慢扫电流密度 is 值，见表 1． 图 1 300M 超高强度钢在不同扫描速率下的极化曲线 Fig． 1 Polarization curves of 300M steel at different scanning rates 图 2 300M 超高强度钢的快慢扫描极化曲线 Fig． 2 Polarization curves of 300M steel at fast and slow scanning rates 表 1 300M 钢不同电位下的 if和 is值 Table 1 if and is values of 300M steel at different potentials 电位/mV if /( mA·cm － 2 ) is /( mA·cm － 2 ) － 400 0. 843 37. 068 － 500 0. 235 2. 083 － 600 0. 228 0. 038 － 800 0. 158 － 0. 007 － 950 0. 082 － 0. 033 － 1 100 － 0. 350 － 0. 551 ( 1) 电位大于 － 565 mV 时，is ＞ if ＞ 0，即快扫 和慢扫的阳极区都表现为阳极溶解，并且阳极溶解 电流相差不大，由电化学差异造成的裂尖扩展的动 力较小． 随着外加电位的提高，快慢扫的阳极溶解 电流差异变大，300M 钢的应力腐蚀敏感性略有 提高． ( 2) 电位在 － 565 ～ － 652 mV 区间时，if ＞ is ＞ 0，表明裂纹尖端与非裂纹尖端区域( 如金属表面和 裂纹侧壁) 均发生阳极溶解，并且裂纹尖端新鲜金 属表面的腐蚀速率大于非裂纹尖端区域的腐蚀速 率，阳极溶解作用会促进应力腐蚀裂纹扩展，所以 裂纹尖端倾向于发生阳极溶解型应力腐蚀开裂． ( 3) 电位在 － 652 ～ － 1 020 mV 区间时，由于 慢扫电流转变为阴极电流( is ＜ 0) ，而快扫电流仍 处于阳极区( if ＞ 0) ，故裂纹尖端发生阳极溶解反 应，而非裂纹尖端区域发生阴极反应． 并且裂纹尖 端作为小阳极，非裂纹尖端区域作为大阴极，由于 电化学作用使裂纹容易产生和扩展． 同时对 300M 钢来说，此电位区间位于 － 650 mV 以下，析氢反应 在热力学上已经具备发生的可能，因此阴极反应有 析氢反应的参入． 另一方面，超高强度钢因为其强 度太高而韧性降低，对氢致开裂的敏感性很高． 非 裂纹尖端区域发生阴极析氢反应生成的氢，吸附在 试样表面并扩散入基体内，增加了氢致开裂的可能 性． 因此该电位区间应力腐蚀开裂是由阳极溶解和 氢致开裂共同作用所致． ( 4) 电位低于 － 1020 mV 时，is ＜ 0 且 if ＜ 0，裂 纹尖端与非裂纹尖端均发生阴极反应，金属表面难 以形成腐蚀产物膜，阴极反应均发生在新鲜的金属 表面上． 300M 钢完全处于阴极析氢过程控制电位 范围内，受到渗入基体的 H 与拉应力的协同作用， 引发氢致开裂，导致应力腐蚀开裂敏感性增加［15］． 根据 快 慢 扫 极 化 曲 线 分 析，外 加 电 位 为 － 600 mV时处于第二电位区间，应力腐蚀开裂机制 为阳极溶解机制; 外加电位为 － 800 mV 和 － 950 mV 时处于第三电位区间，应力腐蚀开裂机制为阳极溶 解和氢致开裂的混合机制; 外加电位为 － 1 100 mV 时处于第四位区间，应力腐蚀开裂机制为氢致开裂 机制． 以上是由电化学实验推断得出的 300M 钢在 3. 5% NaCl 溶液中不同电位下可能的应力腐蚀开裂 机制，具体情况将由慢应变速率拉伸试验进行验证． 2. 2 慢应变速率拉伸试验结果 图 3( a) 为 300M 钢在空气中和不同电位下的 慢应变速率拉伸试验中的应力--应变曲线对比图， 图 3( b) 为其放大图． 从图中可见，与空气中的值相 比，300M 钢在溶液中开路电位( OCP) 下的延伸率 和断裂强度都有明显下降，说明 300M 钢在 3. 5% NaCl 溶液中存在应力腐蚀敏感性． 与开路电位相 比，阳极和阴极电位对延伸率和断裂强度的影响则 有不同趋势． 300M 钢在空气中和不同电位下的延伸率和断 面收缩率如图 4 所示． 从图中可见，延伸率和断面 收缩率的变化呈现相同趋势． 在空气中，延伸率和 ·1161·