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高强耐候钢作为一种低合金钢被广泛应用于海洋工程建设等基础建设之中。本文以Q460NH钢为研究对象,采用极化曲线、交流阻抗谱、电子背散射衍射(EBSD)、扫描原子力显微镜(SKPFM)、导电原子力显微镜(CSAFM)、扫描振动电极(SVET)等宏观与微观电化学技术结合浸泡试验、周浸实验和X射线衍射(XRD)等手段,研究了高温、高湿、高盐雾严酷海洋大气环境下耐候钢中夹杂物等微观组织结构诱发腐蚀的微纳米起源机理与调控,并得到以下主要的结论:Al脱氧Q460NH钢中主要的夹杂物为高硬度的A1203夹杂,在其周围存在大量的微缝隙和高密度的晶格畸变区。A1203夹杂作为绝缘体,无法和钢基体构成腐蚀电偶,且其稳定性要高于钢基体。A1203夹杂周围不连续的缝隙,会导致侵蚀性离子的聚集并诱发缝隙腐蚀的萌生。夹杂物周围高密度的晶格畸变可以降低阳极电极电位,提高晶格畸变区钢基体的活性。腐蚀过程中畸变区和非畸变区的钢基体可以构成腐蚀电偶,促进腐蚀的发展。腐蚀萌生早期的局部腐蚀电流主要来于夹杂物周围钢基体的溶解。随着腐蚀的发展,腐蚀产物不断在蚀坑上方堆积,Cl-等侵蚀性离子在蚀坑内富集,形成氧浓差电池效应及酸化自催化效应,两者均可以加速腐蚀的发展。群簇Al2O3夹杂物的危害要大于单颗粒夹杂。钢中的纳米析出相,由于尺寸较小,其诱发的微纳蚀坑稳定性较差,不易发展成稳定的蚀坑。RE-A1复合脱氧的Q460NH钢中夹杂主要为(RE)202S-(RE)xSy和(RE)A1O3-(RE)202S-(RE)xSy。在(RE)A1O3-(RE)202S-(RE)xSy 夹杂的外壳(RE)A103上存在大量的孤立孔洞。两类稀土改性夹杂物周围均无明显的晶格畸变现象发生。两类稀土改性夹杂物和钢基体之间无法构成腐蚀电偶,且(RE)202S-(RE)xSy 夹杂和(RE)A103-(RE)2O2S-(RE)xSy 夹杂中(RE)202S-(RE)xSy部分的稳定性均低于钢基体。(RE)202S-(RE)xSy夹杂在腐蚀环境中会不断发生溶解并形成蚀坑。(RE)A103-(RE)202S-(RE)xSy夹杂外壳(RE)A1O3部分稳定性较高不易发生溶解,但其表面上存在孔洞,可以使侵蚀性溶液和内部(RE)202S-(RE)xSy直接接触,导致(RE)202S-(RE)xSy的溶解。随着腐蚀的不断进行,蚀坑中的pH值逐渐降低,最后导致(RE)A103部分发生溶解。在腐蚀发展的过程中,随着腐蚀产物不断在蚀坑上方堆积,Cl-等侵蚀性离子在蚀坑内富集,蚀坑中会形成氧浓差电池效应及酸化自催化效应促进腐蚀的发展。珠光体和夹杂物在诱发腐蚀的过程中存在竞争关系。在腐蚀早期,Q460NH钢中Al2O3夹杂周围的晶格畸变引起电极电位变化所产生的腐蚀推动力或稀土改性夹杂自身较高的活性在诱发腐蚀过程中起主导作用,使Al2O3夹杂或稀土改性夹杂成为腐蚀早期的主要起源。随着Al2O3夹杂周围高能晶格畸变区的不断溶解或者稀土改性夹杂自身的不断溶解,腐蚀推动力逐渐减弱,到一定程度后由珠光体诱发的电极电位变化所产生的腐蚀推动力开始占据主导作用,推动腐蚀的发展。珠光体自身及周围的铁素体开始在Fe3C的作用下开始溶解,残余的Fe3C逐渐从钢基体脱落。常规的电化学极化曲线和电化学阻抗谱等宏观电化学手段及周浸实验结果表明,经过稀土对Q460NH钢进行成分调控后,稀土可以在腐蚀萌生早期促进腐蚀的发生;长期周浸实验结果表明,稀土可以提高Q460NH耐蚀性。这主要是由于在腐蚀早期,夹杂物在诱发腐蚀过程中占主导地位,经过稀土改性后的Q460NH钢中夹杂物数量变多,大量的稀土改性夹杂物自身溶解后诱发腐蚀,导致腐蚀电流较高。随着腐蚀的进行珠光体在诱发腐蚀过程中的作用凸显,稀土改性Q460NH钢中珠光体面积较大、分布更为均匀,可以促进钢基体的均匀溶解,在试样表面形成较为均匀的锈层,提高Q460NH钢的耐蚀性。