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影響壓力容器晶間腐蝕的主要因素

2021-08-20 11:22:42 作者：工業(yè)小南點(diǎn) 來(lái)源：工業(yè)小南點(diǎn) 分享至：

影響壓力容器晶間腐蝕的主要因素

產(chǎn)生晶間腐蝕的兩個(gè)必須具備的條件，一是材料的晶界物質(zhì)的物理化學(xué)狀態(tài)與晶粒不同；二是特定的環(huán)境條件。腐蝕介質(zhì)能使晶界、晶粒電化學(xué)性質(zhì)不均勻性顯示出來(lái)。

造成晶界、晶粒電化學(xué)性質(zhì)不均勻的原因主要有合金元素貧乏化、晶界析出耐蝕性較差的陽(yáng)極相、雜質(zhì)或溶質(zhì)原子在晶界區(qū)偏析、晶界處因相鄰晶粒的晶向或能量不同造成過(guò)渡性晶體組織、由于新相的析出或轉(zhuǎn)變?cè)斐删Ы缣幘哂休^大的內(nèi)應(yīng)力。合金產(chǎn)生這些現(xiàn)象主要與其經(jīng)歷的熱循環(huán)有關(guān)。

01 加熱溫度和時(shí)間

①TTS（Temperature Time Sensitivity，溫度-時(shí)間-敏化）曲線

表明產(chǎn)生晶間腐蝕傾向的加熱溫度與時(shí)間條件的曲線叫做晶間腐蝕TTS曲線。奧氏體不銹鋼析出碳化物的加熱溫度與時(shí)間的關(guān)系，以及產(chǎn)生晶間腐蝕傾向的加熱溫度與時(shí)間的關(guān)系都呈“C”形曲線關(guān)系，能產(chǎn)生晶間腐蝕傾向的溫度稱(chēng)為敏化溫度。奧氏體不銹鋼的敏化溫度范圍在500～850℃之間，一般以650～700℃為最敏感。在敏化溫度范圍，隨加熱時(shí)間增加，奧氏體不銹鋼的晶間腐蝕傾向增大，達(dá)到最大值后晶間腐蝕傾向反趨減小，直到消除晶間腐蝕傾向。這是因?yàn)榧訜釙r(shí)間過(guò)長(zhǎng)，Cr逐漸擴(kuò)散到晶界區(qū)，消除了貧Cr的緣故。

TTS曲線C形之外的區(qū)域表示不發(fā)生晶間腐蝕的區(qū)域，C形之內(nèi)的區(qū)域?yàn)榘l(fā)生晶間腐蝕的區(qū)域，如圖4-27，但不能反映晶間腐蝕的速度與程度。

圖4-27 18-8型不銹鋼M23C6沉淀對(duì)晶間腐蝕的影響

TTS試驗(yàn)曲線對(duì)說(shuō)明晶間腐蝕十分有用，它給出產(chǎn)生晶間腐蝕傾向的加熱溫度、時(shí)間范圍，從而為采取適當(dāng)防蝕措施提供依據(jù)。圖4-28，所示為Mo對(duì)不銹鋼晶間腐蝕影響趨勢(shì)的TTS曲線圖，與不含Mo的鋼相比，含Mo的鋼可使C形曲線鼻尖所對(duì)應(yīng)的最短敏化時(shí)間從原來(lái)的50s延遲到600s，說(shuō)明在這里Mo有降低晶間腐蝕趨勢(shì)的作用。

圖4-28 Mo對(duì)不銹鋼晶間腐蝕趨勢(shì)影響的TTS圖

-- 18.2%Cr、14.97%Ni，0.026%C，0.027%N

-- 17.78%Cr、14.37%Ni，0.024%C，2.04%Mo

②TTT（Temperature Time Transformation）曲線

TTT曲線又稱(chēng)IT圖（Isothermal Transformation, IT）或C曲線，即過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線，可綜合反映過(guò)冷奧氏體在不同過(guò)冷度下的等溫轉(zhuǎn)變過(guò)程：轉(zhuǎn)變開(kāi)始和轉(zhuǎn)變終了時(shí)間、轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類(lèi)型以及轉(zhuǎn)變量與時(shí)間、溫度之間的關(guān)系等。因其形狀通常像英文字母“C”，故俗稱(chēng)其為C曲線，亦稱(chēng)為T(mén)TT 圖。C 曲線中轉(zhuǎn)變開(kāi)始線與縱軸的距離為孕育期，標(biāo)志著不同過(guò)冷度下過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，稱(chēng)為C 曲線的“鼻尖”。由于過(guò)冷奧氏體在轉(zhuǎn)變過(guò)程中不僅有組織轉(zhuǎn)變和性能變化，而且有體積膨脹和磁性轉(zhuǎn)變，因此可以采用膨脹法、磁性法、金相-硬度法等來(lái)測(cè)定TTT曲線。

TTS圖用于研究材料晶間腐蝕敏感性（趨勢(shì)）與敏化處理的溫度、時(shí)間之間的關(guān)系，它在形式上幾乎與TTT曲線一樣。這是因?yàn)椋c晶間析出相有關(guān)的晶間腐蝕同沉淀相在晶界處的析出量及形狀有關(guān)，而析出狀況取決于TTT曲線。不過(guò)TTT圖中的C曲線與TTS圖中的C曲線有著完全不同的目的和概念，不可將兩者混為一談。

TTT曲線的形狀和位置受合金成分、雜質(zhì)含量、變形、應(yīng)力等多種因素的影響，因此在使用時(shí)必須注意其標(biāo)明的試驗(yàn)條件，包括鋼的成分（包括微量元素）、奧氏體化條件、外界條件等。

③敏化

含C質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過(guò)0.03%的不含穩(wěn)定化元素的奧氏體型不銹鋼（如不含Ti或Nb的10-8型不銹鋼），如這些鋼在425-815℃溫度區(qū)間停留一段時(shí)間，或者緩慢冷卻通過(guò)這個(gè)溫度區(qū)間時(shí)，都會(huì)產(chǎn)生晶間偏析，這樣的熱處理或焊接熱循環(huán)造成碳化物在晶界沉淀（敏化作用），并且造成最鄰近的區(qū)域Cr貧化，使得這些區(qū)域在腐蝕介質(zhì)中應(yīng)用時(shí)容易發(fā)生晶間腐蝕。

450～800℃溫區(qū)稱(chēng)為奧氏體不銹鋼的敏化溫區(qū)。即使含Ti或Nb的穩(wěn)定型不銹鋼，或低碳不銹鋼如果在敏化溫區(qū)長(zhǎng)期停留，仍然有可能發(fā)生敏化。

鐵素體不銹鋼經(jīng)常規(guī)敏化處理，自925℃以上急速冷卻（如空冷、水淬）容易遭受晶間腐蝕。

02 合金成分

①C。C元素是對(duì)不銹鋼敏化起著重要作用的關(guān)鍵性元素，由TTS曲線（圖4-29）可以看出，隨著C含量增加，產(chǎn)生晶間腐蝕傾向的加熱溫度和時(shí)間范圍擴(kuò)大，晶間腐蝕傾向及腐蝕速度將增大。

對(duì)核反應(yīng)堆壓力容器內(nèi)壁堆焊00Cr20Ni0不銹鋼堆焊層晶間腐蝕的原因研究結(jié)果表明，造成其抗晶間腐蝕性能降低的原因不完全是含C量過(guò)高，焊后冷卻速度過(guò)慢或焊后長(zhǎng)時(shí)間在600℃退火處理，而使組織中鐵素體數(shù)過(guò)低，導(dǎo)致碳化物集中析出，從而使其抗晶間腐蝕能力大大降低，甚至低于完全的奧氏體組織[1]。

圖4-29 含C量對(duì)300系不銹鋼出現(xiàn)晶間碳化鉻析出溫度和析出時(shí)間的影響

②Cr、Mo、Ni、Si。Cr、Mo含量增高，可降低C的活度，有利于減輕晶間腐蝕傾向；Ni、Si等非碳化物形成元素降低C在奧氏體中的溶解度，促進(jìn)C的擴(kuò)散和碳化物的析出，有利于產(chǎn)生晶間腐蝕。

少量的Si 降低鋼抗晶間腐蝕的能力，特別是對(duì)含Mo的不銹鋼，Si的有害作用更加顯著。但高含量的Si，可以使非敏化狀態(tài)的不銹鋼在強(qiáng)氧化性介質(zhì)中有著良好的抗晶間腐蝕能力；

③Ti、Nb。Ti和Nb是提高合金抗晶間腐蝕非常有益的元素。Ti和Nb與C的親合力大于Cr與C的親合力，因而在高溫下能先于Cr形成穩(wěn)定的TiC和NbC，使鋼在敏化溫度加熱時(shí)少甚至不析出Cr的碳化物，從而大大降低了鋼中的固溶C含量，使Cr23C6難以析出，從而防止了鉻的貧化。Ti的加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為8倍的碳；

④N。N對(duì)其晶間腐蝕傾向的影響取決于N在合金中的含量及鋼中Ni的含量；

⑤B。在不銹鋼中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)40-50×10-6的B可降低晶間腐蝕的敏感性，這可能是B在晶界的吸附減少了C、P在晶界的偏聚之故。

03 腐蝕介質(zhì)

不銹鋼在酸性介質(zhì)中遭受的晶間腐蝕較為嚴(yán)重。在H2SO4或HNO3中添加氧化性陽(yáng)離子，如Cu2+、Fe3+、Hg2+及Cr6+等都將加速晶界陽(yáng)極溶解的速度，即加速晶間腐蝕。

奧氏體不銹鋼在HNO3中的腐蝕，在質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于68% HNO3中，固溶態(tài)的奧氏體不銹鋼耐蝕性尚好。敏化狀態(tài)奧氏體不銹鋼極易發(fā)生晶間腐蝕破壞，且隨鋼中C含量的增加使腐蝕速率呈直線增加。在質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于68%的HNO3介質(zhì)中，奧氏體不銹鋼能產(chǎn)生非敏化態(tài)晶間腐蝕，當(dāng)固溶體中含有P、Si等偏析在晶界上時(shí)，這些雜質(zhì)在強(qiáng)氧化性介質(zhì)作用下發(fā)生溶解，導(dǎo)致晶間腐蝕。在沸騰的發(fā)煙HNO3中，奧氏體不銹鋼的腐蝕是Cr6+的溶解，Cr6+的氧化能力很強(qiáng)，加速腐蝕反應(yīng)。Cr2O3 鈍化膜已不能保護(hù)奧氏體不銹鋼，即使是硝酸級(jí)和超高純的奧氏體不銹鋼也不適合在這樣條件下使用。

04 熱循環(huán)

材料晶間腐蝕的速度隨熱循環(huán)不同而異，即不同的熱循環(huán)造成材料的敏化程度不同，可參考TTT圖和TTS圖判斷熱循環(huán)對(duì)晶間腐蝕的影響。

電化學(xué)動(dòng)電位再活化法（EPR）研究950℃和1050℃固溶處理S30408 不銹鋼敏化度Ir/Ia、敏化時(shí)間t和敏化溫度T之間關(guān)系，根據(jù)腐蝕速率和微觀腐蝕形貌繪制了S30408不銹鋼敏化的TTS 曲線。結(jié)果表明，1050℃固溶處理試樣的耐晶間腐蝕性能優(yōu)于950℃的[2]。

05 變形

通常，冷變形會(huì)降低鋼對(duì)晶間腐蝕的敏感性。是因?yàn)槔渥冃谓o形變晶粒內(nèi)部提供了碳化物形成核心，從而使鋼在敏化處理時(shí)沿晶界所析出的碳化物減至最少。當(dāng)然，冷變形也可能導(dǎo)致產(chǎn)生形變馬氏體而造成復(fù)雜的腐蝕現(xiàn)象。

塑性變形加速珠光體轉(zhuǎn)變，C曲線左移。但對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變?cè)诟邷兀?00～1000℃）進(jìn)行塑性變形，貝氏體轉(zhuǎn)變的孕育期越長(zhǎng)，貝氏體轉(zhuǎn)變的速度減慢，轉(zhuǎn)變的不完全性增大，C曲線右移；在低溫亞穩(wěn)的奧氏體區(qū)進(jìn)行塑性變形加速貝氏體轉(zhuǎn)變，C曲線左移。

06 應(yīng)力

在奧氏體狀態(tài)下施加拉應(yīng)力或單向壓應(yīng)力，促進(jìn)奧氏體分解，珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變加快，C曲線左移，Ms升高。在奧氏體狀態(tài)下施加多向壓應(yīng)力，減慢奧氏體分解，珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變減慢，C曲線右移，Ms下降。

07 電極電位

不銹鋼都有晶間腐蝕的臨界電位值，高于這個(gè)電位值，材料對(duì)晶間腐蝕敏感。

08 晶粒度

實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，不銹鋼在相同熱處理溫度下，其晶粒大小隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)而增大，在相同的腐蝕條件下，由極化曲線根據(jù)Tafel曲線外延法求得自然腐蝕電流密度隨晶粒的長(zhǎng)大而減小，即晶間腐蝕傾向降低[3]。但也有試驗(yàn)表明，粗晶粒易使晶間腐蝕試驗(yàn)（T法）不合格，細(xì)晶粒抗腐蝕性能強(qiáng)，易使晶間腐蝕合格[4]。

09 幾種常用材料的晶間腐蝕

①奧氏體不銹鋼

奧氏體不銹鋼普遍具有晶間腐蝕傾向，其晶間腐蝕多數(shù)是在經(jīng)427-816℃處理后發(fā)生的，在不同的給定敏化時(shí)間條件下，最大晶間腐蝕速度的峰值是不相同的，出現(xiàn)峰值的溫度也不一樣。由晶間腐蝕的動(dòng)力學(xué)曲線可以得到等晶間腐蝕的溫度-時(shí)間敏化圖（TTS曲線），比較各圖后可得出以下結(jié)論：

a.超低碳的不銹鋼需要較長(zhǎng)的敏化時(shí)間，才能促使其具有晶間腐蝕傾向，并且隨著敏化時(shí)間的延長(zhǎng)其晶間腐蝕速率要比高碳鋼加快。如，在648℃敏化2h，S30403和S34778的腐蝕速度分別為0.254mm·a-1和1.27 mm·a-1；而經(jīng)565℃敏化100h后，分別為25.4mm·a-1和5.08 mm·a-1；

b.含Mo的不銹鋼出現(xiàn)晶間腐蝕傾向的敏化鼻尖時(shí)間延長(zhǎng)；

c.N的含量對(duì)于S30403鋼的晶間腐蝕速率無(wú)不利的影響；

d.采用在900℃下進(jìn)行2h的穩(wěn)定化處理，對(duì)S34778鋼來(lái)說(shuō)，其晶間腐蝕速率可大大減小，僅為未經(jīng)穩(wěn)定化處理時(shí)的1/10。對(duì)S31603來(lái)說(shuō)，沒(méi)顯示出影響。但對(duì)S30403來(lái)說(shuō)，卻顯示出相反的效果，即經(jīng)穩(wěn)定化處理后，晶間腐蝕速率反而大大增快。

一般情況下，經(jīng)固溶處理后的奧氏體不銹鋼沒(méi)有晶間腐蝕傾向，但經(jīng)1050℃固溶處理后的超低碳18-8型奧氏體不銹鋼，在強(qiáng)氧化性介質(zhì)中卻表現(xiàn)出有嚴(yán)重的晶間腐蝕。

防止和控制奧氏體不銹鋼晶間腐蝕的措施有：

a.降低C、N、P等有害雜質(zhì)元素的含量，提高鋼的純凈度；

b.通過(guò)添加少量穩(wěn)定化元素，控制晶界吸附和抑制晶界沉淀。如，在18-8型不銹鋼中加入微量的B（質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.006%），可使晶間腐蝕受到抑制而改善。又如，通過(guò)添加Ti或Nb使C與它們優(yōu)先生成TiC或NbC從而可避免或減少Cr23C6在晶界析出；

c.采用固溶處理，以不使碳化物析出的極快速度冷卻，抑制在晶界析出碳化物；

d.基于Cr23C6沉淀時(shí)最快的速度是在而600～750℃，TiC沉淀時(shí)最快的速度是在900℃，對(duì)工藝溫度進(jìn)行控制，使Ti能充分地同C形成TiC。原則上應(yīng)在900～950℃下處理。如，對(duì)含Ti量低的鋼，要使這些低量的Ti得以發(fā)揮穩(wěn)定化的作用，就必須在850～900℃下穩(wěn)定化處理2～4h。對(duì)于有晶間腐蝕傾向但不知其熱處理經(jīng)歷的鋼，則可將其先在1050℃下進(jìn)行固溶處理，然后，在880℃下，穩(wěn)定化處理2h，便可使其晶間腐蝕傾向消失；

e.在需進(jìn)行冷加工和于相當(dāng)敏化溫度的條件下進(jìn)行處理的場(chǎng)合，應(yīng)遵循先冷加工，后進(jìn)行熱處理的原則；

f.防止和控制晶間腐蝕，應(yīng)增加晶界面積、分散沉淀相。基于這條原則，應(yīng)控制晶粒度，使其細(xì)化。但是，晶粒太細(xì)又易蝕落，而且，不同的晶間腐蝕試驗(yàn)方法對(duì)晶粒度影響的評(píng)價(jià)也不盡相同，所以晶粒度應(yīng)針對(duì)實(shí)際情況予以確定。

②鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕

常見(jiàn)的0Cr13、Cr17、Cr25、Cr28 等4種鐵素體不銹鋼，對(duì)鐵素體不銹鋼要求在高、低溫時(shí)均無(wú)γ相而僅有α相。不含Ti、Nb等穩(wěn)定化合金元素的鐵素體不銹鋼與奧氏體不銹鋼一樣，焊后也可以發(fā)生晶間腐蝕。與奧氏體不銹鋼相似，鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕也具有TTS曲線。在高純的鐵素體不銹鋼中加入Mo，可使TTS曲線右移。但在強(qiáng)氧化性介質(zhì)（例如沸騰的65%（mass）HN03）中，高M(jìn)o并沒(méi)有優(yōu)點(diǎn)，鈦也不能抑制晶間腐蝕。Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)在16%～28%范圍內(nèi)，對(duì)晶間腐蝕趨勢(shì)沒(méi)有影響，但導(dǎo)致其具有晶間腐蝕傾向的敏化處理以及抑制或消除其晶間腐蝕傾向的處理?xiàng)l件正好與奧氏體不銹鋼的相反。奧氏體不銹鋼的固溶處理溫度恰好是使430（Cr17）鐵素體不銹鋼產(chǎn)生晶間腐蝕傾向最敏感的溫度，而使S30408鋼產(chǎn)生晶間腐蝕傾向的敏化溫度卻是消除430鋼晶間腐蝕傾向的解消處理溫度，表4-5。

鐵素體自925℃以上急冷敏化，這種敏化態(tài)經(jīng)過(guò)650～815℃短時(shí)回火，便可消除或減少。奧氏體鋼和鐵素體鋼焊接接頭晶間腐蝕的區(qū)域也有差異，前者距熔合線有一段距離，而后者常在焊縫金屬本身和緊鄰熔合線處。

與奧氏體不銹鋼另一個(gè)不同點(diǎn)是鐵素體不銹鋼除了有表征晶間腐蝕存在的C形敏化區(qū)外，還會(huì)出現(xiàn)表征晶間腐蝕消失的區(qū)，此區(qū)稱(chēng)為敏化消失區(qū)。如果將有晶間腐蝕傾向的材料在該區(qū)域內(nèi)進(jìn)行加熱處理的，也可使晶間腐蝕傾向消失。

作用機(jī)理，鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕本質(zhì)，與奧氏體不銹鋼一樣，都是因析出鉻的碳化物、氮化物造成的，絕大多數(shù)情況都可以用貧Cr理論來(lái)解釋?zhuān)欢趶?qiáng)氧化性介質(zhì)中的晶間腐蝕也可用晶界處σ相或碳化物的選擇溶解來(lái)說(shuō)明。

鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕現(xiàn)象之所以同奧氏體不銹鋼相反，是由鐵素體基體組織的特點(diǎn)決定的。高鉻鐵素體中C、N的固溶度遠(yuǎn)小于奧氏體。這使鐵素體不銹鋼自高溫區(qū)即使是快冷時(shí)也較易析出碳化物、氮化物，形成晶界貧Cr區(qū)；而隨后中溫退火時(shí)鉻自晶粒內(nèi)部向晶界迅速擴(kuò)散，從而消除貧Cr區(qū)。例如00Cr17不銹鋼700℃退火3min即可消除晶間腐蝕傾向。鋼中Cr含量愈高，在其它條件相同的情況下，晶間腐蝕傾向愈小（TTS曲線右移）。

影響鐵素體不銹鋼抗晶間腐蝕性能的重要因素有：

a.間隙原子（C+N）含量的影響。鐵素體不銹鋼即使C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)降到0.03%以下，還不足避免晶間腐蝕，需要更高的純度，C＜0.005%、N＜0.015%，才能降低晶間腐蝕敏感性。如，含C質(zhì)量分?jǐn)?shù)已低到0.012%的Crl7鐵素體不銹鋼，經(jīng)常規(guī)敏化處理（927℃，水淬）后，陽(yáng)極極化曲線還存在著標(biāo)志有晶間腐蝕傾向的二次活化峰。通常，C含量越高，這個(gè)峰的峰值越高。

高純的鐵素體不銹鋼中C+N含量很低，C曲線孕育期長(zhǎng)，因而，有可能通過(guò)固溶后快冷來(lái)避免晶間腐蝕。但是，對(duì)于間隙原子含量較高的高鉻鋼，如質(zhì)量分?jǐn)?shù)為26%Cr鋼中含有0.095%C及0.077%N，由于孕育期很短，即使水淬，也不能避免晶界沉淀和晶間腐蝕。間隙原子對(duì)于17%Cr鋼的影響，也有類(lèi)似的結(jié)果。

b.C與N的區(qū)別。晶界沉淀的碳化物及氮化物分別是Cr23C6及Cr2N，沉淀所引起的貧Cr，氮化物小于碳化物，故避免晶間腐蝕所容許的N量大于C量。

防止和控制鐵素體不銹鋼晶間腐蝕的措施有：

a.和奧氏體不銹鋼相似，C、N、P等雜質(zhì)元素的存在，對(duì)鐵素體不銹鋼也是不利的，應(yīng)盡量降低它們的含量，提高鋼的純凈度，才能降低鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕傾向。但必須注意，不同的鋼種對(duì)C+N的最低含量的要求是不同的。

b.對(duì)鐵素體不銹鋼來(lái)說(shuō)，原則上，應(yīng)在700～800℃下進(jìn)行回火處理。但必須注意，鋼的成分不同，消除晶間腐蝕傾向所要求的回火溫度是不同的，如，Cr17鋼的回火溫度應(yīng)為760～780℃；Cr28NiN鋼應(yīng)在800～850℃；而鋼1CrNi7則為650～720℃。

c.添加穩(wěn)定化元素，例如Ti，但Ti的劑量要依鋼種和介質(zhì)條件，通過(guò)實(shí)驗(yàn)研究確定。

d.當(dāng)鐵素體不銹鋼中含有Ni時(shí)，為防止晶間腐蝕，應(yīng)依據(jù)Ni量的不同，采用不同的熱處理規(guī)范。如，C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.08%的Cr18，在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為65%的沸騰HNO3中，當(dāng)鋼中的Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0～0.25%時(shí)，應(yīng)根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果確定熱處理工藝。當(dāng)Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于3%時(shí)，則需采用與奧氏體不銹鋼相似的固溶處理工藝。

③奧氏體鐵素體雙相不銹鋼

具有優(yōu)良的耐晶間腐蝕性能，性能與兩相含量比及第二相的形狀與分布有關(guān)。以?shī)W氏體基的1Cr20Mn13NB雙相不銹鋼為例，隨鋼中鐵素體含量增加，晶間腐蝕傾向減弱。當(dāng)鐵素體實(shí)際含量達(dá)到8%時(shí)，不產(chǎn)生晶間腐蝕。鐵素體呈條狀排列比塊狀稀疏分布更能阻擋晶間腐蝕的發(fā)展。目前壓力容器、壓力管道常用的2205雙相鋼母材和焊態(tài)焊接接頭即具有很高的耐晶間腐蝕性能。

試驗(yàn)還證實(shí)，隨著加熱時(shí)間的延長(zhǎng)，敏化將消失，貧Cr區(qū)Cr的再補(bǔ)充不是來(lái)自鐵素體相，而是來(lái)自?shī)W氏體相。Devines模式認(rèn)為，晶界上的M23C6中的Cr主要取自鐵素體相，并造成較寬的貧Cr 區(qū)，很少的Cr取自?shī)W氏體，但造成窄而Cr含量更低的貧Cr區(qū)，這一貧Cr區(qū)是敏化的主要原因，但由于它很窄，故比較容易在奧氏體相內(nèi)由Cr的擴(kuò)散而得到補(bǔ)充，從而使鋼的耐蝕性得以快速恢復(fù)。在800～1000℃溫度范圍加熱2min～30h，可造成σ相、x相、M23C6、Cr2N等相的析出，這些相的析出可導(dǎo)致晶間腐蝕的產(chǎn)生。

④鐵基高鎳耐蝕合金

鐵基高鎳耐蝕合金即俗稱(chēng)的鐵鎳基耐蝕合金。它是介于不銹耐酸鋼和鎳基耐蝕合金之間的一種合金，一般質(zhì)量分?jǐn)?shù)Ni≥30-35%，F(xiàn)e+Ni≥60%。主要有Incoloy系列（Fe-Ni-Cr合金）、Sanicro系列（Fe-Ni-Cr合金）和Carpenter系列（Ni-Fe-Cr-Mo-Cu合金）等。

由Incoloy 800（0Cr20Ni32AlTi）合金的晶間腐蝕傾向與敏化條件的關(guān)系圖可以看出，C含量對(duì)該合金的晶間腐蝕傾向有很大影響，C含量越高，晶間腐蝕越嚴(yán)重。但是，C的影響可以通過(guò)添加Ti給以抑制。降低固溶溫度可使C曲線右移；添加與C有強(qiáng)親合力的元素（如Ti），除可進(jìn)一步使C曲線右移外，還可縮小C形敏化區(qū)的區(qū)域；加Ti后還可以細(xì)化晶粒，進(jìn)一步使C曲線右移和縮小C形敏化區(qū)的區(qū)域。

鐵鎳基耐蝕合金TTS圖中的C曲線還會(huì)受Ni含量的影響。如Fe-20Cr-Ni合金，盡管C含量降低了，但其表征有晶間腐蝕的敏化區(qū)卻朝不利的方向擴(kuò)大了。

當(dāng)在上述合金中加入元素Mo后，則晶間腐蝕問(wèn)題會(huì)變得更加復(fù)雜。從TTS圖可看出，因C高或含Mo所導(dǎo)致的晶間腐蝕行為規(guī)律是不一樣的。合金雖因C低而在晶界處不可能析出碳化物，但因含Mo，在晶界處可形成大量的σ相，故有晶間腐蝕傾向。

鐵基高鎳耐蝕合金的防止和控制晶間腐蝕的措施有：

a.降低C使其減至最少的程度；

b.添加穩(wěn)定化元素，如Ti；

c.使晶粒細(xì)化。

⑤鎳基合金

a.Ni-Cr合金。這類(lèi)合金在927～982℃短時(shí)加熱后以及在427～871℃長(zhǎng)時(shí)間加熱后，通常都會(huì)呈現(xiàn)嚴(yán)重的晶間腐蝕傾向。這是因?yàn)镃在高鎳合金中的溶解度低，所以即使在固溶溫度下，也能使合金在晶界析出M7C3型碳化物。例如，含C質(zhì)量分?jǐn)?shù)低至0.2%以下的Inconel 600合金，經(jīng)固溶處理后，就具有晶間腐蝕傾向。

若經(jīng)長(zhǎng)時(shí)間退火和水淬處理后，雖然可以改善其抗晶間腐蝕的能力，但在HNO3+Cr6+介質(zhì)中仍表現(xiàn)出有晶間腐蝕的趨勢(shì)，且這種趨勢(shì)隨著Ni含量的增加而明顯變大。增加這類(lèi)合金中的Cr含量是有利的，因?yàn)樵黾覥r含量可抵消C帶來(lái)的不良影響。例如，在Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到35%的情況下，即使合金含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.15%的C，經(jīng)650℃敏化處理后，于沸騰的HNO3溶液中試驗(yàn)，仍然顯示不出C對(duì)晶間腐蝕帶來(lái)的不良影響。

Inconel 600合金在產(chǎn)生晶間腐蝕的介質(zhì)中，在應(yīng)力作用下，很容易由晶間腐蝕誘發(fā)晶間SCC（例如在高溫高壓水、連多硫酸及熱濃堿液中）。

b.Ni-Mo合金。這類(lèi)鎳基合金的特點(diǎn)是不含Cr（如Hastelloy A，Hastelloy B），耐還原性介質(zhì)（如HCl）腐蝕的能力很強(qiáng)。但經(jīng)焊接后，在沸騰的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20% HCl或60%H2SO4中，都會(huì)發(fā)生晶間腐蝕，在接近焊縫的熱影響區(qū)部位會(huì)出現(xiàn)“刀口腐蝕”現(xiàn)象。

在TTS圖中，這類(lèi)合金的特點(diǎn)是，有兩個(gè)C形敏化區(qū)，其中之一位于高溫區(qū)（1200～1300℃，另一個(gè)位于中溫區(qū)（600～900℃）。高溫出現(xiàn)晶間腐蝕敏化區(qū)是因在晶界析出M6C型碳化物（在1149℃時(shí)為Ni3Mo3C，在高于1149℃時(shí)為Ni2Mo4C）所致。低溫出現(xiàn)晶間腐蝕敏化區(qū)是因晶界析出金屬間化合物（Ni4Mo）所致。

當(dāng)在這類(lèi)合金中加入V后，不僅可消除高溫下的敏化區(qū)，還可使中溫處的敏化區(qū)移向右方，即推遲了出現(xiàn)晶間腐蝕傾向所需的敏化時(shí)間；

c.Ni-Cr-Mo合金。這類(lèi)鎳基合金的Cr、Mo含量都較高，F(xiàn)e質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般＜10%。典型的有Hastelloy系列中的Hastelloy C和Hastelloy F等，以及Chromet系列中的Chromet-3等。

由于這類(lèi)合金中的Ni、Cr、Mo的含量都高，而且成分復(fù)雜，故在熱處理的過(guò)程中很容易出現(xiàn)M23C6、M6C、σ相、μ相和Ρ相等。

Hastelloy C-276合金在合金成分上較C合金減少了Si和C，從而顯著減少了碳化物和σ相、μ相和Ρ相的析出，減小了晶間腐蝕傾向。

C-4合金（00Cr16Ni65Mol6Ti）在時(shí)效組織中消除了Ρ相，從而把晶間腐蝕傾向減小到輕微程度。

鎳基耐蝕合金的防止和控制晶間腐蝕的措施有：

a.將C、N、P等雜質(zhì)元素降至最低的程度；

b.提高元素Cr的含量；

c.添加V；

d.選擇合理的熱處理規(guī)范，使貧乏區(qū)的元素可以得到補(bǔ)充和使析出相轉(zhuǎn)成球狀。

⑥鋁合金及其它合金

鋁合金及其它合金的防止和控制晶間腐蝕的措施有：