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低溫高錳鋼中C、Mn元素含量較a高，且存在Cr元素，晶界上可能會(huì)析出碳化物，或產(chǎn)生一定程度的成分偏析。當(dāng)材料與腐蝕介質(zhì)接觸時(shí)，析出相(或成分偏析處)與其附近區(qū)域會(huì)形成腐蝕原電池，當(dāng)晶界區(qū)的腐蝕速率遠(yuǎn)大于晶粒區(qū)的腐蝕速率時(shí)，腐蝕會(huì)沿著晶界發(fā)展，在拉應(yīng)力作用下，材料易發(fā)生應(yīng)力腐蝕失效。筆者以低溫高錳鋼為研究對(duì)象，采用恒載荷應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)研究其在模擬人工海水溶液中的應(yīng)力腐蝕行為，為低溫高錳鋼的應(yīng)用生產(chǎn)提供基礎(chǔ)數(shù)據(jù)支持。

1、試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為市售30mm厚低溫高錳鋼板材，狀態(tài)為固溶態(tài)，其化學(xué)成分如表1所示，其室溫拉伸性能如表2所示。

1.2 試驗(yàn)方法

1.2.1 微觀觀察

采用線切割方法截取金相試樣，將試樣磨制、拋光后，采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸乙醇溶液腐蝕試樣表面，并利用光學(xué)顯微鏡觀察腐蝕后試樣表面、橫截面及縱截面的顯微組織形貌。

采用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察腐蝕后試樣表面的微觀形貌，加速電壓為20kV。利用X射線能譜儀(EDS)進(jìn)行穿晶線掃，分析試樣表面的元素分布情況。

采用透射電鏡(TEM)觀察材料的析出相等組織特征。透射電鏡試樣由機(jī)械預(yù)減薄后雙噴穿孔而成，電解液為體積分?jǐn)?shù)為25%的硝酸和體積分?jǐn)?shù)為75%的甲醇混合液，采用液氮冷卻，溫度低于-20℃，加速電壓為200kV。

1.2.2 恒載荷應(yīng)力腐蝕性能測(cè)試

取橫向棒狀應(yīng)力腐蝕試樣，工作段直徑為5mm，試驗(yàn)環(huán)境為35 ℃ 的人工海水，并加載應(yīng)力(通常以屈服強(qiáng)度的百分比計(jì)算)，屈服強(qiáng)度取431MPa。設(shè)計(jì)了兩種應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)，試驗(yàn)1采用逐級(jí)加載的方式，首先在一定應(yīng)力條件下保持7d，若試樣斷裂，記錄斷裂時(shí)間，若試樣未斷裂，繼續(xù)增加應(yīng)力(5%屈服強(qiáng)度)直至試樣斷裂。試驗(yàn)2采用單級(jí)加載的方式，根據(jù)試驗(yàn)1的結(jié)果確定試驗(yàn)時(shí)間，添加對(duì)比試樣，單級(jí)加載不改變應(yīng)力，若達(dá)到一定時(shí)間試樣未斷裂，將試樣在室溫下拉斷，得到試樣的剩余強(qiáng)度。采用式(1)計(jì)算材料的應(yīng)力腐蝕指數(shù)I，在式(1)中，I為0~1，I越趨近于0表明試樣無(wú)應(yīng)力腐蝕敏感性，I越趨近于1表明試樣應(yīng)力腐蝕敏感性增強(qiáng)。具體試驗(yàn)條件如表3所示。

1.2.3 電化學(xué)性能測(cè)試

采用三電極體系，即參比電極- 飽和甘汞電極(SCE)，輔助電極- 鉑電極，工作電極-被測(cè)試樣，對(duì)試樣進(jìn)行電化學(xué)性能測(cè)試，測(cè)試儀器選用Gamry Instruments Framework型電化學(xué)工作站，介質(zhì)條件為室溫人工海水溶液，先測(cè)3600s開(kāi)路電位，之后極化曲線電壓為-0.5~0.5V(相對(duì)于飽和甘汞電極)，掃描速率為30mV/min。

2、試驗(yàn)結(jié)果

2.1 微觀觀察

圖1~3分別為低溫高錳鋼表面、縱截面和橫截面的顯微組織形貌。由圖1~3可知：低溫高錳鋼表面、縱截面和橫截面的顯微組織主要為形變奧氏體，表面局部區(qū)域晶粒度粗大，其余各區(qū)域晶粒度接近。

圖4為經(jīng)輕微腐蝕后高錳鋼試樣的SEM形貌，表4為其EDS分析結(jié)果。由圖4和表4可知：試樣晶粒尺寸為15~50μm，晶界上未見(jiàn)第二相，晶界與基體間元素含量相差不大，表明晶界上未產(chǎn)生元素偏析。

為了進(jìn)一步確定試樣晶界處是否有析出相產(chǎn)生，對(duì)高錳鋼進(jìn)行透射電鏡分析，結(jié)果如圖5所示。由圖5可知：試樣存在位錯(cuò)及孿晶，晶界上未見(jiàn)明顯析出物，與SEM分析結(jié)果一致。

2.2 恒載荷試驗(yàn)結(jié)果

恒載荷應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)結(jié)果如表5所示。由表5可知：將試樣1從75%屈服強(qiáng)度開(kāi)始進(jìn)行逐級(jí)加載，當(dāng)加載到85%屈服強(qiáng)度時(shí)，不到10h后試樣斷裂;將試樣2從85%屈服強(qiáng)度開(kāi)始進(jìn)行逐級(jí)加載，加載到90%屈服強(qiáng)度時(shí)，持續(xù)152h后試樣開(kāi)裂;將試樣3同樣從85%屈服強(qiáng)度開(kāi)始進(jìn)行逐級(jí)加載，在加載到90%屈服強(qiáng)度時(shí)，持續(xù)161h 后試樣開(kāi)裂，試樣2和試樣3在第二級(jí)載荷下均在7d之內(nèi)斷裂，可認(rèn)定該結(jié)果的準(zhǔn)確性;將試樣4從80%屈服強(qiáng)度開(kāi)始進(jìn)行逐級(jí)加載，在85%屈服強(qiáng)度條件下保持145h后試樣斷裂。

以上結(jié)果表明，在逐級(jí)加載條件下，試樣應(yīng)力腐蝕斷裂時(shí)間與起始應(yīng)力大小有關(guān)，但試樣應(yīng)力腐蝕斷裂時(shí)間均未超過(guò)14d，即只經(jīng)歷了兩個(gè)應(yīng)力等級(jí)。試樣1的起始加載應(yīng)力較小，在85%屈服強(qiáng)度下僅保持3h試樣就發(fā)生開(kāi)裂，總時(shí)間與14d接近，說(shuō)明逐級(jí)加載會(huì)加速應(yīng)力腐蝕裂紋的擴(kuò)展，縮短試樣的應(yīng)力腐蝕壽命，且最終的載荷閾值與起始應(yīng)力關(guān)系較大。

對(duì)試樣3斷口進(jìn)行SEM分析，結(jié)果如圖6所示。由圖6可知：試樣斷口為典型的脆性沿晶斷口，表明試樣在該恒載荷環(huán)境下具有較強(qiáng)的應(yīng)力腐蝕敏感性。

基于以上試驗(yàn)結(jié)果，將試樣5在85%屈服強(qiáng)度下保持14d (與逐級(jí)加載失效時(shí)間接近)，同時(shí)將試樣6，7 在35℃的人工海水溶液中直接浸泡14d。對(duì)試樣進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，測(cè)定試樣的剩余強(qiáng)度，結(jié)果如表6所示。由表6可知：試樣5的剩余強(qiáng)度高于試樣6，7。采用式(1)計(jì)算材料的應(yīng)力腐蝕指數(shù)I，可得I<0，表明材料無(wú)應(yīng)力腐蝕敏感性。

對(duì)試樣5，6斷口進(jìn)行SEM分析，結(jié)果分別如圖7，8所示。由圖7，8可知：試樣5，6斷口均呈典型韌窩狀，未見(jiàn)沿晶開(kāi)裂特征，表明試樣在該條件下無(wú)應(yīng)力腐蝕敏感性。

2.3 電化學(xué)性能測(cè)試結(jié)果

為確定高錳鋼在海水中的腐蝕特性，對(duì)試樣進(jìn)行極化曲線測(cè)試。圖9為試樣在人工海水溶液中的極化曲線，擬合后的電化學(xué)參數(shù)如表7所示。由圖9可知：試樣陰極極化區(qū)發(fā)生吸氧反應(yīng)，進(jìn)入陽(yáng)極極化區(qū)后，在活性溶解初始階段，電流密度l先隨電極電位升高緩慢增大，而后隨著電極電位升高，電流密度迅速增大，陽(yáng)極加速溶解，同時(shí)無(wú)明顯鈍化區(qū)間出現(xiàn)，最終當(dāng)電流密度基本不變時(shí)，試樣表面發(fā)生析氧反應(yīng)。

3、綜合分析

由極化曲線分析結(jié)果可知，隨著電流密度的增大，試樣無(wú)明顯鈍化區(qū)形成，說(shuō)明低溫高錳鋼并不屬于鈍化金屬，這是因?yàn)樵嚇又袃H含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.00%~4.00%的Cr元素，遠(yuǎn)小于10%，無(wú)法促使材料表面形成穩(wěn)定的鈍化膜，因而試樣在人工海水中表現(xiàn)為全面腐蝕形貌。在恒載荷應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)中，環(huán)境為靜態(tài)人工海水全浸環(huán)境，屬于弱堿性環(huán)境。當(dāng)試樣與腐蝕介質(zhì)接觸時(shí)，表面會(huì)很快進(jìn)入活化狀態(tài)，試樣表面同時(shí)形成無(wú)數(shù)個(gè)腐蝕原電池，表面活性強(qiáng)、電位為負(fù)(如缺陷處)的區(qū)域優(yōu)先成為陽(yáng)極，金屬發(fā)生溶解，其周圍表面活性稍弱、電位較正的區(qū)域作為陰極，發(fā)生吸氧腐蝕，試樣表面在短時(shí)間內(nèi)就會(huì)形成大量銹點(diǎn)，在Cl-及外加應(yīng)力作用下，局部銹點(diǎn)區(qū)域形成裂紋源。

在應(yīng)力不變的情況下(單級(jí)加載)，裂紋處的應(yīng)力強(qiáng)度因子基本保持不變，小于高錳鋼的應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂閾值，裂紋擴(kuò)展很慢甚至不擴(kuò)展，因而試樣裂紋孕育期很長(zhǎng)，斷裂時(shí)間較長(zhǎng)(14d未產(chǎn)生裂紋，不開(kāi)裂)。在逐級(jí)加載條件下，應(yīng)力增大導(dǎo)致裂紋處的應(yīng)力強(qiáng)度因子增加，即打破試樣微裂紋與應(yīng)力之間的平衡，加速了裂紋的擴(kuò)展，裂紋尖端的應(yīng)力強(qiáng)度因子隨之增加，當(dāng)其大于高錳鋼的應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂閾值時(shí)，裂紋迅速擴(kuò)展，宏觀上表現(xiàn)為試樣斷裂，因此，其斷裂時(shí)間顯著縮短。不論起始應(yīng)力如何選擇，試樣均在14d內(nèi)發(fā)生斷裂，說(shuō)明斷裂時(shí)間與初始應(yīng)力關(guān)系不大，這主要與裂紋的萌生過(guò)程有關(guān)。材料的斷裂過(guò)程包括裂紋萌生、裂紋擴(kuò)展和失穩(wěn)斷裂，而裂紋的萌生需要一定的孕育期，在單一應(yīng)力下，裂紋孕育期較長(zhǎng)，而應(yīng)力的改變將打破穩(wěn)態(tài)，縮短了裂紋孕育期，使材料的應(yīng)力腐蝕敏感性更易于顯現(xiàn)。

4、結(jié)論

（1）高錳鋼晶粒度大小不一，顯微組織主要為形變奧氏體，試樣內(nèi)存在位錯(cuò)及孿晶，晶界上未見(jiàn)明顯析出物。

（2）高錳鋼在使用過(guò)程中發(fā)生應(yīng)力變化，會(huì)導(dǎo)致其在腐蝕環(huán)境下發(fā)生應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂，且恒定應(yīng)力條件下，材料對(duì)應(yīng)力腐蝕不敏感。

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