Acta Metallurgica Sinica  2016 , 52 (2): 233-240 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2015.00282

论文

新型高氮钢的腐蚀和空蚀交互作用研究*

乔岩欣1, 王硕1, 刘彬1, 郑玉贵2, 李花兵3, 姜周华3

1 江苏科技大学材料科学与工程学院, 镇江 212003
2 中国科学院金属研究所, 沈阳 110016
3 东北大学冶金学院, 沈阳110819

SYNERGISTIC EFFECT OF CORROSION AND CAVITATION EROSION OF HIGH NITROGEN STAINLESS STEEL

QIAO Yanxin1, WANG Shuo1, Liu Bin1, ZHENG Yugui2, LI Huabing3, JIANG Zhouhua3

1 Jiangsu University of Science and Technology, Zhenjiang 212003, China
2 Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China
3 School of Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110819, China

文献标识码:  A

文章编号:  0412-1961(2016)02-0233-08

通讯作者:  Correspondent: QIAO Yanxin, senior engineer, Tel: (0511)84401184, E-mail: yxqiao@just.edu.cn

责任编辑:  QIAO YanxinWANG ShuoLiu BinZHENG YuguiLI HuabingJIANG Zhouhua

收稿日期: 2015-05-27

网络出版日期:  2016-02-20

版权声明:  2016 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  *国家自然科学基金项目51401092, 51305172, 51131008, 51434004, U1435205和51304041资助

作者简介:

作者简介: 乔岩欣, 男, 1980年生, 高级工程师, 博士

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摘要

利用磁致伸缩空蚀试验机研究了高氮钢在蒸馏水、0.5 mol/L NaCl和0.5 mol/L HCl溶液中的空蚀行为, 利用SEM观察了试样表面和截面的空蚀形貌, 对静态和空蚀条件下的极化曲线进行了测量. 结果表明, 高氮钢在3种介质中空蚀8 h后的失重随着介质的腐蚀性增加而增加, 失重率曲线存在一个孕育期, 孕育期随着介质腐蚀性的增加而缩短; 高氮钢的空蚀破坏以韧性断裂为主, 在HCl溶液中, 由于H的存在, 促进了位错的滑移, 导致裂纹失稳扩展, 裂纹扩展并相互连接造成材料的空蚀抗力降低.

关键词: 高氮钢 ; 腐蚀 ; 空蚀 ; 交互作用

Abstract

The cavitation erosion (CE) is a serious problem in engineering components in contact with a liquid in which the pressure fluctuates. The CE resistance of material is related to the microstructure, hardness, work hardening ability, superelasticity and superplasticity, or strain or stress induced phase transformation of material. The high nitrogen stainless steel (HNSS) is attractive for its low cost in application where a combination of good strength and toughness, high work hardening capacity, and corrosion resistance is required. These attractive properties cause the nitrogen alloyed stainless steels to be the good candidates with relatively high CE resistance. In this work, the CE behavior of HNSS in distilled water, 0.5 mol/L NaCl and 0.5 mol/L HCl solutions was investigated on the base of mass loss and polarization curve. The micrographs of damaged surface were observed by using SEM. The results showed that the cumulative mass loss of HNSS after subject to CE for 8 h was the highest in 0.5 mol/L HCl solution and lowest in distilled water. There existed an incubation period in mass loss rate curve and the incubation period shorted with the increase of the corrosive of tested solution. The plastic fracture was the dominant damage mode of HNSS subject to CE condition. The plastic deformation and dislocation motion of HNSS were facilitated by diffusion of hydrogen in HCl solution, therefore the initiation and propagation of crack were accelerated and removal of materials was accelerated by propagation and connection of cracks.

Keywords: high nitrogen stainless steel ; corrosion ; cavitation erosion ; synergistic effect

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乔岩欣, 王硕, 刘彬, 郑玉贵, 李花兵, 姜周华. 新型高氮钢的腐蚀和空蚀交互作用研究*[J]. , 2016, 52(2): 233-240 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2015.00282

QIAO Yanxin, WANG Shuo, Liu Bin, ZHENG Yugui, LI Huabing, JIANG Zhouhua. SYNERGISTIC EFFECT OF CORROSION AND CAVITATION EROSION OF HIGH NITROGEN STAINLESS STEEL[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2016, 52(2): 233-240 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2015.00282

过流部件几乎都在腐蚀介质中运行, 由于受到腐蚀和空蚀力学破坏的联合作用, 造成的损失十分巨大. 腐蚀在空蚀过程有不可忽视的作用, 尤其对耐蚀性相对较差的材料如碳钢、铸铁、铜合金和低合金钢等. 研究[1-3]报道, 铜合金在2.4%NaCl溶液中腐蚀引起的附加空蚀率高达41.4%, 20SiMn低合金钢在3%NaCl中腐蚀引起的附加空蚀率也高达59%, 而铸铁在3%NaCl溶液中空蚀时, 由腐蚀引起的附加空蚀率可高达70%~85%. 酸性介质对空蚀的促进作用通常大于中性介质, 介质的pH值越低, 材料的空蚀破坏越严重[4-6]. 文献[7~13]研究了N对材料空蚀行为的影响, 发现N不但可以提高材料在的抗空蚀能力, 还可以降低材料的腐蚀交互作用分量. Bregliozzia等[4]及Hoeppner和Goss[14]研究了高氮钢在不同pH值的溶液中的空蚀行为, 发现随着pH值降低, 空蚀破坏增加. 骆素珍[11]的研究表明, 1Cr18Mn14N在3%NaCl溶液中的抗空蚀能力高于0Cr13Ni5Mo, 但在HCl溶液中1Cr18Mn14N的抗空蚀能力反而低于0Cr13Ni5Mo.

虽然国内外对含氮钢的空蚀有很多研究, 但是N对钢抗空蚀能力提高的机制仍不十分清楚, 特别是腐蚀性较强的条件下的空蚀研究几乎很少. 本工作以新研发的高氮奥氏体不锈钢为研究对象, 对其在蒸馏水、NaCl和HCl溶液这3种常见介质中的空蚀损伤行为进行研究, 并对其空蚀机理进行探讨.

1 实验方法

实验材料是新研制开发的高氮奥氏体不锈钢, 材料的化学成分(质量分数, %)为: C 0.04, Si 0.24, Mn 15.80, P 0017, S 0.005, Cr 18.40, Mo 2.19, N 0.66, Fe余量. 将原材料在JNL-172KL高真空炉中冶炼, 浇铸成铸锭, 然后进行锻造、热轧和冷轧. 实验前, 对高氮钢进行固溶处理: 首先将SG-XL1200电阻炉加热到1050 ℃, 然后将高氮钢放入炉中, 待试样温度达到炉温后保温30 min, 然后水淬并冷却到室温.

空蚀实验的介质为蒸馏水、0.5 mol/L NaCl和0.5 mol/L HCl溶液(由分析纯试剂和蒸馏水配制而成), 实验温度控制在(20±1) ℃. 采用XL2020磁致伸缩空蚀试验机进行空蚀实验, 设备由磁化电源、超声发生器、换能器和变幅杆等组成, 如图1所示. 功率为500 W, 振动频率20 kHz, 变幅杆的振幅为60 μm. 空蚀实验中, 动态和静态条件下的电化学测试系统采用IM6e电化学工作站, 采用三电极体系, 参比电极为饱和甘汞电极, 辅助电极是Pt电极. 动电位扫描速率为1 mV/s, 扫描通常从低于自腐蚀电位500 mV处开始往电极电位升高的方向扫描.

图1   带电化学测试系统的磁致伸缩空蚀试验机示意图

Fig.1   Schematic a magnetostrictive-induced cavitation facility with electrochemical test system (1: computer, 2: Zahner electrochemical system, 3: water inlet, 4: cooling bath, 5: reference electrode, 6: sound-proof enclosure, 7: transducer, 8: horn, 9: counter electrode, 10: horn tip or specimen for mass loss test, 11: working electrode, 12: water outlet, 13: ultrasonic generator)

失重测量试样用螺纹固定在变幅杆下端, 将试样浸入到测试介质中15 mm, 实验前试样表面依次用水砂纸打磨至800号, 空蚀一定时间后用超声清洗试样并干燥, 然后用精度为0.1 mg的AL204电子天平称量. 用于形貌观察的试样表面先用砂纸打磨到1000号, 然后再用晶粒尺寸为1.5 μm的抛光膏抛光, 而后用3%草酸(质量分数)电解, 空蚀不同时间后用XL30型扫描电镜(SEM)观察试样表面形貌.

2 实验结果

2.1 微观组织和失重率

高氮钢的微观组织如图2所示. 由图可见, 实验钢组织为单相奥氏体, 晶粒内部有孪晶存在.

图2   高氮钢的微观组织结构

Fig.2   Microstructure of high nitrogen stainless steel (HNSS)

图3a为高氮钢在3种溶液中的失重曲线. 由图可见, 在蒸馏水、0.5 mol/L NaCl和0.5 mol/L HCl溶液中空蚀8 h后的失重分别为5.35, 6.55和7.90 mg, 在NaCl中和HCl中的失重分别为其在蒸馏水中的1.22倍和1.48倍. 图3b为高氮钢在3种溶液中的失重率曲线. 空蚀初期(1 h以内), 失重率均随着空蚀时间的增加而增加, 在1 h时达到相对稳定值, 并在一段时间内保持相对稳定(空蚀孕育期), 随着空蚀时间的增加, 失重率逐渐增加. 在蒸馏水中的平台期最长, 约为3 h; 在NaCl和HCl溶液中的平台期较短, 且随着介质腐蚀性的增加而缩短. 从失重和失重率曲线可知, 腐蚀可以对高氮钢的空蚀产生影响, 介质的腐蚀性越强, 影响越显著.

图 3   高氮钢在3种介质中的失重和失重率曲线

Fig.3   Mass loss (a) and mass loss rate (b) curves of HNSS in tested solutions

2.2 极化曲线

图4为高氮钢在0.5 mol/L NaCl和0.5 mol/L HCl溶液中静态和空蚀条件下的极化曲线. 由图可知, 静态和空蚀条件下高氮钢在NaCl溶液中的腐蚀电流密度分别为0.98和102.62 μA/cm2, 空蚀使腐蚀电流密度增加105倍. 在HCl溶液中, 静态和空蚀条件下的腐蚀电流密度分别为5.78和179.82 μA/cm2, 空蚀使腐蚀电流密度增加31倍. 在NaCl溶液中, 静态和空蚀条件下的腐蚀电位分别为-222 和-487 mV, 空蚀使腐蚀电位负移265 mV, 且阴、阳极的腐蚀电流密度都增大, 表明腐蚀的阴、阳极过程都随空蚀的进行而加速, 但空蚀对阳极过程的影响显著大于阴极过程; 在HCl溶液中, 静态和空蚀条件下的腐蚀电位分别为-40和5 mV, 空蚀使腐蚀电位正移45 mV. 空蚀对高氮钢在NaCl和HCl溶液中的腐蚀行为影响截然相反, 这是由于在NaCl溶液中, 高氮钢表面可以生成一层钝化膜, 这层钝化膜对材料有良好的保护性, 使钢处于钝化状态, 此时阳极反应是整个腐蚀过程的控制步骤. 空蚀条件下, 钝化膜发生破裂, 使高氮钢从钝化状态转变为活性溶解状态, 阳极反应速率迅速增加, 同时还造成溶液中传质过程增加, 使阴极反应速率增加, 使得阳极反应的增加大于阴极反应, 导致腐蚀电位负移. 而在静态HCl溶液中, 高氮钢表面不能形成钝化膜或钝化膜不能完全覆盖金属表面, 阳极反应不再是整个反应的控制步骤. 同时, 空蚀加速了阴、阳极反应的传质过程, 对阴极反应增加的影响大于阳极反应, 导致腐蚀电位正移 [15].

图4   高氮钢在0.5 mol/L NaCl和0.5 mol/L HCl溶液中静态和空蚀条件下的极化曲线

Fig.4   Potentiodynamic polarization curves for HNSS in 0.5 mol/L NaCl and 0.5 mol/L HCl solutions under static and cavitating conditions

2.3 空蚀形貌

图5是高氮钢在蒸馏水中空蚀不同时间后的表面形貌. 空蚀1 h后的表面形貌如图5a所示, 在晶粒内部出现了形变孪晶和滑移带, 这是由于空蚀会产生微射流/冲击波, 钢表面在微射流/冲击波作用下发生了以滑移和孪生进行的塑性变形. 不同的滑移系开动, 变形在材料表面累积, 且在表面产生平行或者呈90°或60°的交角, 表面显示出奥氏体晶界, 优先在晶界处脱落. 在部分晶粒内出现了表面浮凸, 晶粒内部的孪晶界在浮凸处中断, 这种现象符合马氏体相变的共格切变特征, 是在空蚀的冲击应力下产生的应力诱发马氏体相变结果. 应力诱发马氏体的出现可以吸收部分作用在钢表面的能量, 使钢的抗空蚀性能增加[16-18]. 空蚀3 h后的表面形貌如图5b所示, 从失重率曲线可知该阶段仍处于空蚀的孕育期, 滑移带的数量和表面浮凸的程度均显著增加, 在滑移带和孪晶界上开始出现由于微小的脱落形成的空蚀微坑, 尤其是滑移带相交呈一定角度时钢的脱落更显著, 晶界和孪晶界处剥落严重, 但是仍然有部分晶粒内部既不发生滑移也不产生孪晶, 这与Mesa等[19]、Santos等[20]和Bregliozzia等[4]对高氮钢和Kwok等[21]对304不锈钢的研究结果一致. 空蚀5 h后的表面形貌如图5c所示, 高氮钢的空蚀损伤进一步加剧, 仅有少量原始表面存在. 当钢表面出现空蚀微坑和剥落时, 空泡会更容易在这些区域形核, 在空蚀产生的应力作用下, 使微裂纹萌生并扩展, 当微裂纹互相连接时, 导致材料的流失. 空蚀8 h后的表面形貌如图5d所示, 钢表面上有微裂纹存在, 空蚀破坏呈现韧性断裂和脆性断裂共存的特征, 以韧性断裂为主, 有大量金属呈块状脱落留下的韧窝状空蚀坑存在.

图 5   高氮钢在蒸馏水中空蚀不同时间后的SEM像

Fig.5   SEM images of HNSS after cavitation erosion (CE) in distilled water (DW) for 1 h (a), 3 h (b), 5 h (c) and 8 h (d)

图6是高氮钢在0.5 mol/L NaC1溶液中空蚀不同时间后的表面形貌. 在NaCl溶液中的空蚀形貌与蒸馏水中的类似, 只是空蚀破坏覆盖整个试样表面所需的时间更短, 表明腐蚀对高氮钢的空蚀破坏有加速作用. 空蚀1 h后, 晶粒内部出现了形变孪晶和滑移带, 奥氏体晶界在空蚀产生的内应力作用下清晰可见, 如图6a所示. 空蚀3 h后, 表面变得非常粗糙, 晶界、孪晶界和滑移带处发生了严重的剥落, 在晶界处材料流失较严重, 如图6b所示. 空蚀5 h后的表面形貌如图6c所示, 与蒸馏水中的形貌相比, 空蚀后材料流失更严重. 空蚀8 h后的表面形貌如图6d所示, 高氮钢的空蚀破坏是韧性断裂和脆性断裂共存的特征, 以韧性断裂为主, 表面上有大量微裂纹存在, 当这些裂纹扩展时将会导致材料呈块状脱落. 与蒸馏水中的韧窝状空蚀坑相比, 在NaCl溶液中空蚀后的韧窝数量更多, 且体积更大.

图 6   高氮钢在0.5 mol/L NaCl溶液中空蚀不同时间后的SEM像

Fig.6   SEM images of HNSS after CE in 0.5 mol/L NaCl solution for 1 h (a), 3 h (b), 5 h (c) and 8 h (d)

图7是高氮钢在0.5 mol/L HCl中空蚀不同时间后的表面形貌. 在HCl溶液中空蚀1 h后的形貌如图7a所示, 钢表面发生显著的活性溶解, 这是由于空蚀的力学作用破坏表面钝化膜, 使材料发生了溶解所致, 在三叉晶界或孪晶与滑移系的交界处出现脱落. 空蚀3 h后的表面如图7b所示, 晶界处的材料流失严重, 局部有较大尺寸的空蚀坑出现; 空蚀5 h后表面破坏更加严重, 已经观察不到“原始”表面, 如图7c所示; 空蚀8 h后的表面的脱落以韧性断裂为主, 微裂纹尺寸更长, 数量更多, 脱落后的韧窝尺寸更大, 表明腐蚀介质对钢材破坏有加速作用, 腐蚀性越强, 加速作用越显著.

图 7   高氮钢在0.5 mol/L HCl溶液中空蚀不同时间后的SEM像

Fig.7   SEM images of HNSS after CE in 0.5 mol/L HCl solution for 1 h (a), 3 h (b), 5 h (c) and 8 h (d)

图8是高氮钢在3种介质中空蚀8 h后的截面形貌. 腐蚀对钢空蚀后的截面形貌没有明显影响, 3种介质中钢的截面上均没有发现向内部扩展的裂纹存在, 有韧窝状小坑存在, 这是由于微裂纹互相连接, 造成材料脱落后留下的痕迹. 介质腐蚀性越强, 截面越平直. 与在NaCl和HCl溶液中空蚀后的截面相比, 在蒸馏水中空蚀材料剥落之后留下的痕迹更尖锐, 这是由于在腐蚀性介质中材料流失之后的“新鲜”表面发生了活性溶解. 在HCl溶液中空蚀后在晶粒内部可以看到明显的滑移带, 这可能是由于腐蚀过程生成的H原子进入材料内部, 使滑移系更容易开动所致, 如图8c所示.

图8   高氮钢在蒸馏水、0.5 mol/L NaCl和0.5 mol/L HCl溶液中空蚀8 h后的截面形貌

Fig.8   Cross section morphologies of HNSS after CE in DW (a), 0.5 mol/L NaCl (b) and 0.5 mol/L HCl (c) solutions for 8 h

3 讨论

3.1 腐蚀和空蚀的交互作用

材料在腐蚀介质中的空蚀是一个复杂的过程, 既有空蚀的纯力学作用又有腐蚀的化学或电化学作用. 腐蚀的化学或电化学因素与空蚀力学因素之间可以产生交互作用[2,22-25], 包括2个方面: 空蚀对腐蚀的影响和腐蚀对空蚀的影响. 材料的总失重由2方面组成, 一方面是由腐蚀因素引起的材料以离子形式脱离材料表面, 另一方面是由于力学因素引起的材料以固体颗粒形式脱离材料表面, 因此腐蚀介质中材料的空蚀失重 WT可用下式表达[2,25]:

WT=W'C+W'E(1)

式中, W'C是空蚀损伤中的腐蚀分量, W'E是力学分量. 由于交互作用的存在, 式(1)又可以表达为:

WT=WC+WE+WCIE+WEIC(2)

WEIC=W'C-WC(3)

WCIE=W'E-WE(4)

式中, WC为静态条件下纯腐蚀失重, WE为在蒸馏水中的纯力学空蚀失重, WEIC是由空蚀力学因素引起的腐蚀增量, WCIE是由腐蚀因素引起的空蚀增量.

为了研究高氮钢在0.5 mol/L NaCl和0.5 mol/L HCl溶液中的腐蚀与空蚀之间的交互作用, 利用式(2)~(4)对各交互作用分量进行计算. 假定蒸馏水中的空蚀失重是由纯力学作用引起, 根据Faraday定律将静态和空蚀条件下的腐蚀电流密度转换成腐蚀速率, 高氮钢的密度近似取7.8×106 g/m3, 则1 mA腐蚀电流相当于1.04 mg/h的腐蚀失重率. 高氮钢在0.5 mol/L NaCl和0.5 mol/L HCl溶液中空蚀8 h后的交互作用各个分量及其在总失重中所占的比例如表1所示. 从表中可知, 高氮钢在NaCl和HCl溶液中的纯腐蚀分量非常小, WE占总失重的比例分别是81.68%和67.71%, 表明材料损失主要是空蚀力学作用为主造成的; 在交互作用中, WEIC的比例尤其明显; 材料的交互作用分量的总和 WEIC+ WCIE分别为18.17%和31.66%, 介质的腐蚀性越强, 交互作用在空蚀失重中比例越大. 强腐蚀条件下耐蚀金属材料的空蚀行为及空蚀与腐蚀的交互作用将是今后空蚀的研究重点.

表1   高氮钢在NaCl和HCl溶液中空蚀和腐蚀交互作用各因素引起的失重及其在总失重中所占的比例

Table 1   Mass loss induced by pure corrosion (WC), pure erosion (WE), erosion-induced corrosion (WEIC) and corrosion-induced erosion (WCIE) and ratios of each factor for HNSS in NaCl and HCl solutions

SolutionMass loss / mgDamage fraction / %
WTWCWEWEICWCIEfCfEfEICfCIE
NaCl6.550.015.350.670.520.1581.6810.227.95
HCl7.900.055.351.451.050.6367.7118.3513.31

Note: fC—ratio of pure corrosion, fE—ratio of pure erosion, fEIC—ratio of erosion-induced corrosion, fCIE—ratio of corrosion-induced erosion, WT—mass loss induced by CE

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3.2 高氮钢空蚀破坏机理

空蚀过程中, 材料在空蚀产生的冲击波/微射流条件下会发生变形, 在变形晶体的内部存在着大量的位错, 成列地塞积在晶界前沿, 形成位错塞积群, 由于晶界的阻碍作用, 导致位错在到达晶界之后运动受到阻碍, 从而在晶界处产生应力集中. 当晶界为小角度晶界时, 运动的位错将被晶界“反射”; 当晶界为大角度晶界时, 应力集中将使相邻晶界内的位错开动[26]. 如果使位错继续运动, 则必须开动另外一个晶粒内部的滑移系, 就要施加更大的剪切应力, 可用图9a所示的模型来解释位错受到阻碍以后的滑移系开动情况. 图中, 滑移系OP, PN和PM相交于晶界的P处, θφ分别为OP和PN, PM的位向差角度, O是A晶粒的外力作用点, 为简便起见, 假设O为晶粒的中心, 可看作是滑移系OP上的位错源, 位错的分切应力为τ. 当外力在滑移系上的分切应力τ大于晶粒内部滑移系开动的临界分切应力τc时, 位错源开动, 释放出位错. 领先的运动位错遇到晶界的阻碍停止于P点, 产生的应力场阻碍滞后的同号位错的运动, 使其停止, 这样就在晶界处形成位错塞积群, 因此就会在P处的B晶粒内部产生应力集中. 当P处的应力集中超过位错可以滑移的分切应力时, 将使A晶粒内部的另一组滑移系PM开动(大角度晶界), 或者B晶粒内部的滑移系PN开始运动(小角度晶界), 如图9b所示, 与晶粒内部已经开动的滑移系相交截, 形成一定的角度. 当变形继续增加, 会产生微裂纹. 一旦形成微裂纹就会充满溶液, 溶液中的Cl-和H+进入裂纹内部并富集, 而溶液中的O2很难通过扩散到达裂纹内部, 此过程类似于不锈钢发生点蚀时的闭塞电池. 这时裂纹内部的pH值降低发生析氢反应, 加上高浓度的Cl-, 裂纹内部很难形成完整的钝化膜, 促进阳极的溶解过程, 如图9c所示. 而空蚀的力学作用又促使裂纹向材料内部扩展或萌生新的裂纹. 裂纹内部发生析氢反应时, 产生的H一部分以H2的形式进入环境中, 另一部分以H原子的形式向裂纹尖端扩散[27], 使位错密度显著增加, 塑性区尺寸增大, 并且H进入金属基体内会促进位错增殖和运动, 导致致塑效应. 同时, H在位错周围聚集使位错的弹性应变能降低, 从而使位错源开动所需的临界切应力下降, 一部分原来不能开动的位错源, 由于有了H的作用而能够开动, 使位错滑移更加容易, 促进宏观上的塑性形变[28]. 力学作用促进表面原子化学位的提高促进了材料的腐蚀, 同时腐蚀的化学作用也促进了位错的滑移, 二者互相影响, 互相促进. 随着空蚀时间的增加, 裂纹不断产生, 并互相连接, 造成材料的剥落, 最终在材料表面形成了如图9d所示的裂纹.

图9   高氮钢空蚀破坏机制示意图

Fig.9   Schematic showing CE mechanism of HNSS ( O—center of grain, OP, PN and PM—slip systems, θ, φ—angle between two slip directions, n1—number of dislocations, τ—critical resolved shear stress, ⊥—dislocation, M n+ —dissolution of metal as cation)

4 结论

(1) 高氮钢在蒸馏水、0. 5mol/L NaCl和0.5 mol/L HCl溶液中的累积失重随着介质的腐蚀性的增加而增加, 失重率曲线存在一个孕育期, 孕育期随着介质腐蚀性的增加而缩短.

(2) 高氮钢在3种介质中的空蚀破坏以塑性断裂为主, 裂纹长度和宽度以及韧窝的体积均随着介质腐蚀性的增加而增加, 在HCl溶液中, 由于H的作用, 促进了位错的滑移, 导致裂纹失稳扩展, 裂纹扩展并相互连接造成材料的空蚀抗力降低.

The authors have declared that no competing interests exist.


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