雙相不銹鋼因其優異的力學性能、抗腐蝕能力，尤其是在Cl-溶液中的抗局部腐蝕能力，在石油、天然氣、化工以及海水等環境得到廣泛的應用，并已成為目前海上油氣田水下設施的首選材料[1]。然而，在陰極保護條件下，一旦電位過負，也會發生由于陰極反應產生的氫進入雙相不銹鋼而引發的氫致開裂[2]。文獻[3,4]研究了在3.5% （質量分數） NaCl溶液和人工海水中陰極充氫對雙相不銹鋼力學性能的影響。Kim等[5]通過慢拉伸實驗研究海洋用鋼陰極保護的電化學行為時顯示，海洋用鋼適宜施加的陰極保護電位為-770~-850 mV （vs SCE）。EI-Yazgi等[6]研究表明，雙相不銹鋼發生氫致開裂的敏感性取決于慢拉伸實驗時的應變速率。Zucchi等[7]研究顯示，在含有S2-的海水溶液中，當陰極極化電位是-1.0 V （vs SCE） 時，雙相不銹鋼氫致開裂敏感性最大；陰極電位為-1.2 V （vs SCE） 時，由于鈣質沉積作用，敏感性反而下降。王鑫茹等[8]通過實驗室模擬認為，深水油氣田水下設施用22Cr雙相不銹鋼在環境溫度為3 ℃且加載應力達到98%σ0.2、陰極保護電位達到-1.07 V （vs SSC） 及更負時，發生氫致開裂；在-0.97 V （vs SSC） 及更正電位條件下，未發現氫致裂紋。Meinhardt等[9]在研究攪拌摩擦焊的超級雙相不銹鋼在海水溶液陰極保護條件下的氫脆時指出，在施加-895 mV （vs SCE） 的陰極極化后焊接區域的氫脆敏感性要比基體低。

合金成分以及組織結構對于雙相不銹鋼服役性能有較大影響。有研究[10,11]指出，雙相不銹鋼耐Cl-應力腐蝕的能力隨著鐵素體相含量的提高而增大。Ha等[12]研究了Mo含量對雙相不銹鋼應力腐蝕敏感性的影響，指出低于1% （質量分數） Mo含量的合金仍然發生沿晶斷裂；而Mo含量為1.76%時，合金在酸性溶液中的耐點蝕能力升高，從而提高了抗氫致開裂的能力。Silverstein等[13]通過動態充氫與計算機模擬研究了雙相不銹鋼在高應變速率與高應力下的氫脆敏感性，結果表明大變形會讓氫與陷阱的結合能更大，且氫致裂紋擴展的氫增塑性理論就是基于氫陷阱。近年來，隨著海洋資源的開發和利用，雙相不銹鋼在深海苛刻環境下發生失效的條件、機理逐漸成為人們研究的熱點，但氫致開裂機理仍沒有明確的定論[14]。

本文針對近期新研發的、將應用于海工結構的兩種2205雙相不銹鋼，采用氫滲透實驗方法，研究了氫在雙相不銹鋼中的擴散行為；采用慢應變速率拉伸方法研究了人工海水溶液中雙相不銹鋼在不同陰極電位下的服役行為及機制，以期為兩種鋼筋的實際應用提供理論依據。

1 實驗方法

實驗所用材料為新研發的兩種2205雙相不銹鋼鋼筋，其化學成分如表1所示。第一種不銹鋼鋼筋A-DSS為鑄態；第二種不銹鋼鋼筋B-DSS經過固溶處理 （1050 ℃/3 h，水淬）、酸洗與拋丸。沿平行于軋制方向截取試樣，經砂紙打磨、機械拋光后，在成分為10% （質量分數） 的草酸溶液中進行電解侵蝕，輸入電壓為10 V，侵蝕時間為20 s。利用金相顯微鏡觀察其組織，用Image Pro Plus軟件測量鋼筋中的γ相體積分數，每種鋼筋至少選用3個試樣，每個樣測10個不同的區域。

表1   兩種雙相不銹鋼鋼筋的化學成分

氫滲透實驗采用Devnathan-Stachurski雙電解池，圓片試樣逸氫面采用瓦特溶液電鍍一層鎳。雙電解池中充氫池溶液為0.5 mol/L H2SO4+0.5 g/L硫脲，擴氫池的溶液為0.2 mol/L NaOH，實驗前對擴氫池通入N2，以除去溶液中的溶解氧。充氫電流密度設為2 mA/cm2，陽極電位為150 mV （vs SCE）。測量擴氫池中陽極電流i隨時間的變化曲線，再根據以下公式求出氫在試樣中的有效擴散系數D和進入試樣的可擴散氫含量C0，即：

式中，L為試樣厚度 （cm），i∞為飽和陽極電流 （μA），t0.63為滲透曲線上與i/i∞=0.63所對應的時間 （s），S為試樣陽極端面積 （cm2）。

沿平行于軋制方向截取標準拉伸試樣，采用WDML-5慢應變速率拉伸機，根據DIN EN ISO 7539-7標準進行拉伸實驗，應變速率設為4.0×10-6 s-1。外加電位由CS350型電化學工作站控制，采用標準的三電極體系進行測試，本文所有電極電位均相對于飽和甘汞電極。腐蝕介質為參照ASTM D1141-98標準、模擬南海環境的人工配制海水。根據NACE SP0169-2007陰極保護規范，鋼在中性介質中的最小保護電位為-780 mV，因此實驗所施加的陰極電位范圍設置為-700~-1200 mV。拉伸實驗結束后，利用Zeiss Auriga型掃描電子顯微鏡 （SEM） 對試樣斷口 （5% （質量分數） 的檸檬酸溶液清洗斷口） 以及表面 （機械拋光后用上述草酸溶液電解） 進行觀察，研究裂紋的擴展形態以及斷裂模式。

2 結果與討論

2.1 兩種鋼筋的顯微組織

兩種鋼筋的顯微組織如圖1所示，鋼筋中的晶粒均沿軋制方向伸長，其中光亮區域為奧氏體γ相，顏色較深區域為鐵素體α相，γ相呈帶狀分布在α相中。可以看出，B-DSS鋼的晶粒尺寸明顯大于A-DSS鋼的。用Image Pro Plus軟件測得B-DSS鋼筋中的γ相體積分數較A-DSS的高。

圖1   兩種鋼筋的顯微組織

2.2 氫在兩種鋼筋中的擴散行為

根據式 （1） 和 （2） 得到，A-DSS鋼試樣中氫的有效擴散系數D=2.36×10-10 cm2/s，可擴散氫濃度C0=3.53×103 mol/m3；B-DSS鋼試樣中氫的有效擴散系數D=2.31×10-10 cm2/s，可擴散氫濃度C0=3.83×103 mol/m3。由于氫在bcc鐵素體相中的擴散速率高于fcc奧氏體相的，而氫在前者中的固溶度低于后者中的，因此上述測試結果所顯示的兩者之間的差別是由兩種鋼筋中奧氏體相含量不同引起的。

2.3 慢應變速率拉伸實驗

圖2所示為兩種2205雙相不銹鋼鋼筋在空氣中以及人工海水中不同陰極電位下慢應變速率拉伸實驗曲線。表2為A-DSS鋼和B-DSS鋼在不同拉伸條件下的延伸率數據表。可以看出，未施加外加電位時，試樣在空氣中斷裂應變值高于在人工海水中的，B-DSS鋼經過固溶處理后在空氣中以及人工海水中開路電位下的延伸率明顯高于A-DSS鋼的。外加陰極電位后，A-DSS鋼在-800 mV、B-DSS鋼在-700 mV陰極極化下的應變量高于開路電位時的，但隨著陰極極化程度的增大，斷裂應變值逐漸降低。

圖2   A-DSS鋼和B-DSS鋼在不同拉伸條件下的應力應變曲線

表2   A-DSS鋼和B-DSS鋼在不同拉伸條件下的延伸率

圖3所示為兩種2205雙相不銹鋼鋼筋在空氣和人工海水中不同陰極電位下的抗拉強度的變化。可見，陰極極化對不銹鋼鋼筋的抗拉強度影響不大，其抗拉強度值均在680~750 MPa，無相關性[5]。采用下面兩式計算得到相對延伸率損失I （δ） 和相對面收縮率損失I （ψ）：

I（δ）=（1 - δ/δ0）×100%Iδ=1-δ/δ0×100%  (3)

I（ψ）=（1 - ψ/ψ0）×100%Iψ=1-ψ/ψ0×100%  (4)

圖3   A-DSS和B-DSS鋼在不同拉伸條件下的抗拉強度

式中，δ0和ψ0分別為空氣中拉伸試樣的延伸率與斷面收縮率，δ和ψ分別為人工海水中不同陰極電位下拉伸試樣的延伸率與斷面收縮率。

從圖4中斷后延伸率和斷面收縮率來看，兩種鋼在空氣中的塑性變形能力均優于在人工海水中的。A-DSS鋼在-800 mV陰極極化電位下斷后延伸率、斷面收縮率比在開路電位下的高，但是隨著陰極極化程度的增大，塑性下降；當陰極極化電位達到-1200 mV時，塑性損失嚴重，環境斷裂敏感性最大。B-DSS鋼在-700 mV陰極極化電位下塑性達到最高。從環境斷裂敏感性指標來看 （圖5），A-DSS鋼在-800 mV陰極極化下環境斷裂敏感性最小，B-DSS鋼則在-700 mV陰極極化下環境斷裂敏感性最小。

圖4   A-DSS和B-DSS鋼在不同條件下斷裂后的延伸率和斷面收縮率

圖5   A-DSS和B-DSS鋼在不同條件下環境斷裂敏感性的變化

2.4 試樣表面及斷口形貌觀察

從A-DSS鋼試樣斷口附近的表面形貌 （圖6） 來看，在開路電位及-800 mV陰極保護電位下表面并無裂紋。隨著外加電位的負移，表面裂紋開始出現，材料發生氫致開裂的敏感性增大。圖7所示為B-DSS鋼試樣斷口附近的表面形貌。一旦陰極電位負于-700 mV時，試樣表面開始出現裂紋，氫致開裂敏感性增大。圖6與7中裂紋附近存在的黑色區域為氧化層。從圖8和9所示的斷口形貌看，A-DSS鋼在空氣中與在-800 mV陰極極化下的拉伸試樣斷口上存在大量韌窩，表現為韌性斷裂；而當外加電位負于-900 mV時，試樣斷口則呈現準解理斷裂的特征，表現為脆性斷裂。對B-DSS鋼來說，在空氣中和在-700 mV陰極極化下拉伸試樣的斷口表現出韌性斷裂的特征，負于-800 mV時試樣斷口開始出現脆性斷裂的形貌。

圖6   A-DSS鋼在不同外加電位下斷口附近表面形貌

圖7   B-DSS鋼在不同外加電位下試樣斷口附近表面形貌

圖8   A-DSS鋼在不同外加電位下試樣的斷口形貌

圖9   B-DSS鋼在不同外加電位下試樣的斷口形貌

2.5 斷口附近表面裂紋擴展

圖10所示為A-DSS鋼拉伸試樣在-900 mV，B-DSS鋼拉伸試樣在-800 mV陰極極化電位下斷口附近的表面裂紋形貌圖。可以看出，二次裂紋在鐵素體α相中萌生并擴展，終止于奧氏體γ相或者兩相界面上。

圖10   試樣斷口附近表面裂紋形貌

2.6 分析討論

對比在空氣以及人工海水中的拉伸實驗結果，即使在開路電位下，試樣的延伸率以及斷面收縮率相較于空氣中也有所下降 （圖4），說明A-DSS和B-DSS兩種鋼筋在人工海水溶液中具有環境斷裂敏感性。從圖5中可以看出，施加陰極極化后，A-DSS鋼和B-DSS鋼分別在-800和-700 mV時相對延伸率損失與相對面縮率損失均最低，甚至低于開路電位下的。這一結果說明，在人工海水中開路電位下兩種鋼筋的環境斷裂應該屬于陽極溶解型的應力腐蝕開裂。

試樣表面吸附的氫原子會逐漸擴散進入材料的內部。在鐵素體相中氫的溶解度要比奧氏體相低3個數量級，但其擴散速率要比在奧氏體相中高4~5個數量級。本工作中，B-DSS鋼中奧氏體相含量較高，所以氫在B-DSS鋼中的D略低于A-DSS鋼中的，而其C0則略高于后者，但差別并不顯著。

當陰極極化電位比-800 mV （A-DSS鋼） 或-700 mV （B-DSS鋼） 更負時，陰極析氫反應產生的氫原子進入試樣內部，造成材料的塑性下降，表現出相對延伸率損失與相對面縮率損失增大。尤其在-1000 mV及更負電位下，實驗時試樣表面出現了明顯的氣泡，析氫反應劇烈，試樣的塑性損失顯著增大，其斷口呈現出解理或者準解理的脆性斷裂特征 （圖8和9）。因此，若工程中施加陰極保護時，A-DSS和B-DSS兩種鋼筋的最佳陰極保護電位分別為-800和-700 mV。

A-DSS和B-DSS兩種雙相不銹鋼最佳陰極保護電位相差100 mV，其根本原因在于兩者之間鐵素體相、奧氏體相的含量不同。研究[15]表明，奧氏體相的電位要比鐵素體相的電位高約65 mV，因此雙相不銹鋼中的鐵素體相相當于陽極，而奧氏體相充當陰極受到保護。實驗測得A-DSS鋼中的鐵素體相的含量較B-DSS鋼的高，因此A-DSS鋼最佳陰極保護電位要比B-DSS鋼高約100 mV。

對比兩種雙相不銹鋼鋼筋的環境斷裂敏感性，在相同陰極極化條件下A-DSS鋼的氫脆敏感性略低于B-DSS鋼的，如圖5所示。這可能與以下兩種因素有關：其一，A-DSS鋼中奧氏體含量相對較少，因此試樣中可擴散氫濃度低于B-DSS鋼；其二，以往研究[10,11]表明，由于鐵素體相的屈服強度高于奧氏體相，因此雙相不銹鋼中的鐵素體相的體積分數越大，材料在含Cl-介質中發生應力腐蝕的可能性越小。然而，斷裂后斷口附近試樣表面形貌顯示，氫致裂紋通常在鐵素體相中形核、擴展，終止于奧氏體相或兩相界面。雙相不銹鋼充氫后點蝕容易在鐵素體相中形核[16]，在外加應力作用下點蝕演化成微裂紋并在鐵素體相中擴展。但這一現象與A-DSS鋼的環境斷裂敏感性較低是否矛盾，還有待進一步深入的研究工作。

3 結論

（1） A-DSS鋼中氫的有效擴散系數D為2.36×10-10 cm2/s，可擴散氫濃度C0為3.53×103 mol/m3；B-DSS鋼中氫的D為2.31×10-10 cm2/s，C0為3.83×103 mol/m3。

（2） 當A-DSS和B-DSS兩種鋼筋的外加陰極極化電位分別為-800和-700 mV （vs SCE） 時，其環境斷裂敏感性最低。

（3） 氫致裂紋通常在鐵素體相中形核、擴展。