深海中存在着一些温度很高的区域,这些区域的海水温度通常为60~464 ℃,这种海水所在的区域即被称为深海热液区^[1,2,3]。研究^[4,5,6]表明深海热液区存在大量矿物及稀土元素,所以深海热液区具有较高的研究及利用价值。深海热液区的海水环境不同于普通的海水环境,其不仅有较高的静水压,还具有很高的温度及各种沉积物等。因此,在深海热液区作业的海洋设备所用的金属材料将面临更加严酷的服役环境。2205钢是一种由铁素体及奥氏体组成的双相不锈钢。2205钢中奥氏体相具有抑制热处理过程中铁素体晶粒长大的倾向,提高钢的韧性及可焊性的作用^[7],此外,2205钢的屈服强度是奥氏体不锈钢的2倍,且耐蚀性能优于铁素体不锈钢^[8]。因此,2205钢作为一种综合性能优良的结构钢已经广泛应用于海洋工程^[9]。本课题组前期研究^[10]表明,在室温下2205钢在模拟深海不同静水压环境下均有较好的耐点蚀性能。

目前关于金属材料在深海热液区中的腐蚀行为报道很少,因此,本工作以2205钢为研究对象,研究其在模拟深海热液区环境下的服役性能。

1 实验方法

1.1 实验材料

所用实验材料为2205不锈钢棒材,其化学成分(质量分数,%)为：C 0.016,Mn 1.48,Si 0.49,S 0.02,P 0.027,Cr 22.41,Ni 5.42,Mo 2.96,N 0.169,Fe余量。利用5 g FeCl₃ +50 mL HCl+100 mL H₂O混合溶液对机械抛光的2205钢表面进行10 s的侵蚀,可以得到2205钢的金相显微组织,如图1所示。图1中浅色区域为铁素体相,深色区域为奥氏体相。

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图1   2205钢的OM像

Fig.1   OM image of 2205 steel

利用线切割机对2205钢进行加工,切取10 mm×10 mm×5 mm试样(10 mm×10 mm表面法向平行于棒材轴向)。用SiC砂纸对试样各个表面进行逐级打磨,打磨至800号砂纸。打磨后依次用丙酮、去离子水和无水乙醇对试样进行清洗,吹干后存放在干燥坩埚中以备测试使用。

1.2 电化学测试

电化学测试均采用CORTEST^®高温高压电化学测试反应釜和IVIUM^®多通道电化学工作站进行测量,电化学测试系统示意图如图2所示。电化学测试采用三电极体系进行测试,测试样品2205钢为工作电极(WE)、辅助电极(CE)为Pt黑电极、参比电极(RE)为Ag/AgCl电极(本文中所有电位均为相对于Ag/AgCl参比电极的电位)。

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图2   电化学测试系统示意图

Fig.2   Schematic of electrochemical measurement system (1—thermocouple (heating resistor ring), 2—thermocouple (solution), 3—liquid inlet (with valve), 4—heating resistor ring, 5—liquid outlet (with valve), 6—liquid inlet (with valve), 7—Pt electrode, 8—sample, 9—salt bridge, RE—reference electrode, WE—work electrode, CE—counter electrode)

实验时,使用704硅橡胶对2205钢非测试面进行密封,仅露出10 mm×10 mm的工作表面,实验溶液为3.5%NaCl溶液(质量分数,pH=6.0)。样品装入釜体后,由进液口向釜体内加满实验溶液并密封釜体,利用加热电阻圈对釜体进行加热并控制釜体内实验溶液温度。待釜体内溶液温度达到目标温度并稳定后(通过自动调节加热功率对溶液进行加热,升温过程时间为40 min),通过手动液压泵向反应釜中压入3.5%NaCl溶液至釜内压力达到20 MPa,以模拟2000 m的深海静水压(若需要,可以通过出液口降低釜内多余的压力)。本工作中设定的实验温度分别为25、60、100、150和200 ℃。

当模拟深海热液区环境达到目标环境后,利用电化学工作站对2205钢试样的开路电位进行30 min的跟踪以等待腐蚀体系达到稳定状态;随后以30 min测得的开路电位(E_ocp)作为电化学交流阻抗测试的电位对试样进行电化学交流阻抗测试,交流激励信号幅值为10 mV,测量频率范围为10⁵~10^-2 Hz,电化学交流阻抗实验数据利用ZSimpWin软件进行拟合;测量线性极化电阻的电位扫描范围为E_ocp-10 mV~ E_ocp+10 mV,扫描速率为0.3 mV/s;动电位极化曲线测试从阴极向阳极进行扫描,扫描速率为1 mV/s,扫描起始电位为E_ocp-0.25 V,当阳极极化电流密度达到5 mA/cm²时,进行反扫,当反扫曲线与正扫曲线相交时(保护电位E_p),测试停止;Mott-Schottky曲线的测试电位范围为-0.5~0.5 V,扫描步长为50 mV,扫描频率为1000 Hz。整个电化学测试时间为2 h。

1.3 腐蚀形貌及能谱分析

模拟不同温度深海热液区环境下腐蚀2 h后的2205钢试样,用去离子水及酒精分别对其进行轻轻冲洗并干燥后,利用SM7500F场发射扫描电子显微镜(SEM)及能谱仪(EDS)对腐蚀后的2205钢的腐蚀表面进行观察和分析,利用3.5 g六次甲基四胺+500 mL盐酸+500 mL H₂O混合溶液对试样在室温下清洗10 min以去除腐蚀产物膜,后利用Contour GT白光干涉仪观察并分析其腐蚀形貌。

2 实验结果及讨论

2.1 电化学测试结果

图3为模拟不同温度深海热液区中2205钢开路电位的跟踪结果。由图3可知,模拟深海热液区中,温度对2205钢开路电位的影响非常明显,随着温度的升高,2205钢开路电位先正移后负移且在150 ℃时其开路电位最正。

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图3   不同温度20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中2205钢开路电位的跟踪结果

Fig.3   Open circuit potentials (E) of 2205 steels in 20 MPa hydrostatic pressure 3.5%NaCl solution with different temperatures

图4为模拟不同温度深海热液区中2205钢的电化学交流阻抗图谱。由图4可知,随着模拟深海热液区温度的升高,2205钢的电化学阻抗先减小后增大,且在150 ℃时其电化学阻抗最小。

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图4   不同温度20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中2205钢的电化学交流阻抗谱(EIS)测试结果

Fig.4   Electrochemical impedance spectroscopies (EIS) of 2205 steels in 20 MPa hydrostatic pressure 3.5%NaCl solution with different temperatures

由于2205钢在高氯离子环境中的腐蚀类型以点蚀为主,故选用图5所示的模拟等效电路对其电化学交流阻抗数据进行拟合分析。图5的等效电路为R(QR(RQ)),其中R_s为溶液电阻,常相位角元件Q_dl为双电层电容,R_t为传质电阻,R_pit为局部腐蚀区域电阻,常相位角元件Q_pit为局部腐蚀区电容。利用图5所示的模拟等效电路对图4中的数据进行拟合分析后,其结果如表1所示。

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图5   电化学交流阻抗的模拟等效电路(R(QR(RQ)))

Fig.5   Equivalent circuit for electrochemical impedance spectroscopy results (R(QR(RQ))) (R_s—solution resistance, R_t—charge transfer resistance, R_pit—pit resistance, Q_dl—double layer capacitance, Q_pit—pit capacitance)

由表1结果可知,R_s随着温度的升高而降低,且当溶液温度超过100 ℃时,R_s急剧减小,这表明模拟深海热液区中溶液的电导率随着溶液的温度升高而升高^[11],这对腐蚀的发生是有利的。随着溶液温度的增加,2205钢在20 MPa静水压下3.5%NaCl溶液中的R_t及R_pit先降低后升高。当溶液温度达到150 ℃时,2205钢的R_t达到最小值;当溶液温度为100和150 ℃时,2205钢的R_pit急剧减小。这说明随着温度的不断增加,2205钢在20 MPa静水压下的3.5%NaCl溶液中的耐腐蚀及抗局部腐蚀倾向均先减小后增大;当溶液温度为150 ℃时,2205钢在模拟深海热液区中的热力学稳定性最差,腐蚀最易发生。

模拟不同温度深海热液区中2205钢的线性极化测试结果如图6所示。线性极化电阻(R_p)是指金属电极的极化曲线在腐蚀电位处的斜率^[12]。本工作采用双方向线性极化方法^[12],对不同温度20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中2205钢分别进行线性极化测试,通过对测试数据进行线性拟合可以计算出其对应的R_p。R_p计算公式为：

Rp=ΔEΔi(1)

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图6   不同温度20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中2205钢的线性极化结果

Fig.6   Linear polarizations of 2205 steels in 20 MPa hydrostatic pressure 3.5%NaCl solution with different temperatures (i—current density)

式中, ΔE为电位扫描范围,通常取±10 mV; Δi为电流密度的变化。经计算,2205钢在25、65、100、150和200 ℃的20 MPa静水压下3.5%NaCl溶液中的R_p分别为4260、3436、2831、1385和2370 Ωcm²。由此可知,2205钢在20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中的R_p随温度的升高呈现出先减小后增大的趋势,且当温度上升到150 ℃时,其R_p最小。此结果与EIS的结果吻合(图4),进一步证实2205钢在150 ℃时腐蚀最易发生。利用R_p可进一步表征材料的自腐蚀电流密度(i_corr)^[13]：

icorr=BRp(2)

式中,在一个具体的腐蚀过程中,B为常数,对于腐蚀体系稍有改变,B的改变很小^[14]。因此,可得,随着溶液温度的升高,2205钢在高温下的i_corr先增大后减小,且在150 ℃时i_corr最大。

图7a为2205钢在不同温度20 MPa静水压下3.5%NaCl溶液中的动电位极化曲线。由图7a可知,在模拟深海热液区中,温度对2205钢腐蚀过程的阴极去极化反应过程的本质没有明显影响,主要影响2205钢的阳极极化过程,且在25 ℃时会在阳极极化过程出现台阶状钝化的现象(如图7b所标区间)。不锈钢在Cl^-环境中,经常会由于Cl^-对钝化膜的破坏而在表面发生点蚀破坏^[15,16,17],由图7a可知,随着溶液温度的增加,2205钢过钝化区间的电流变化率越快。这表明2205钢在模拟深海热液区中形成的钝化膜一旦被破坏,其点蚀发展的腐蚀速率随温度的升高而迅速增大,即温度的升高会促进2205钢在模拟深海热液区中局部腐蚀的扩展,会使点蚀破坏更加严重。为了进一步揭示2205钢在模拟深海环境中的阴极去极化反应过程,本工作利用高纯N₂ (≥99.999%)对腐蚀溶液进行2 h除氧处理后,研究了无氧情况下,2205钢在20 MPa静水压下3.5%NaCl溶液中的动电位极化过程,实验温度为25 ℃,测试结果如图7b所示。由图7b可知,在25 ℃的20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中,2205钢的阴极极化过程没有明显差异,除氧处理后的阳极极化曲线部分没有出现台阶状钝化的现象。这说明2者的阴极反应过程是一致的,分析可知,2205钢在模拟深海环境中的阴极反应过程主要为析氢反应：

2H++2e-→H2(3)

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图7   20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中2205钢的动电位极化曲线

Fig.7   Potentiodynamic polarization curves of 2205 steel in 20 MPa hydrostatic pressure 3.5%NaCl solution with different temperatures (a) and with different dissolved oxygen (b)

2205钢在25 ℃的20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中阳极极化部分出现台阶状钝化现象,这是由于阳极极化产生的金属离子(如Fe²⁺、Cr²⁺)与溶液中的溶解氧进行反应在表面形成致密钝化膜而造成的。因此,经过除氧处理的溶液中没有出现台阶状钝化现象。研究表明,随着溶液温度的升高,溶液中的溶解氧含量亦会明显降低。在图7a中,2205钢只有在25 ℃的模拟深海热液区环境中阳极极化时出现台阶状钝化现象,这说明温度达到65 ℃后,模拟深海热液区溶液中的溶解氧含量减少,已不足以在2205钢表面生成有明显钝化效应的钝化膜。由图7b可知,除氧处理后的维钝电流密度比未除氧时的更大,这表明溶液中的溶解氧更加容易使2205钢表面在模拟深海环境中生成较好的钝化膜,能更好地降低2205钢的维钝电流密度。

定量分析图7,可得2205钢在模拟不同温度深海热液区中的自腐蚀电位(E_corr)、点蚀电位(E_b)、保护电位(E_p)及维钝电流密度(i_p)等腐蚀电化学参数,如表2所示。由表2可知,2205钢在模拟深海热液区环境中,其自腐蚀电位随着温度的升高先升高后降低,这与温度对2205钢在模拟深海环境中的金属阳极溶解反应和析氢反应的影响有关,同时腐蚀过程产生的腐蚀产物及由析氢反应对2205钢造成的材料本征性能的影响程度有关系。2205钢的点蚀电位随着温度的升高先降低后升高,在100和150 ℃时的点蚀电位最低,这与表1的EIS分析结果一致。保护电位随着温度的升高亦会有所降低且65 ℃时的保护电位较低。2205钢在模拟深海热液区中的维钝电流密度随着温度的升高会有增加趋势,这是由于温度的升高会降低模拟热液区中溶解氧的含量,不利于2205钢表面生成较好钝化膜;同时,温度的升高会增加腐蚀产物在腐蚀介质中的溶解度,亦不利于2205钢表面钝化膜的生成。通过对比除氧处理后的维钝电流密度,可以明确在深海热液区中,温度因素对2205钢维钝电流密度的影响比溶液中的溶解氧含量的影响更加显著。

不锈钢的耐腐蚀性能较大程度上取决于其表面钝化膜的致密程度及导电性^[13],其钝化膜通常表现出重参杂、高度简并的半导体性质。利用Mott-Schottky分析法可对其表面钝化膜的半导体性质进行研究^[18]。图8为2205钢在不同温度20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中的Mott-Schottky曲线。由图8可知,随着温度的升高,2205钢在模拟深海热液区中生成的钝化膜的半导体性质愈不明显。当模拟热液区温度较低且不超过100 ℃时,2205钢生成的钝化膜均形成了2种空间电荷层,呈现n-p型的双极性半导体特征;当模拟热液区温度升高到150和200 ℃时,2205钢生成的钝化膜只能形成一种空间电荷层且呈现出n型半导体特征。钝化膜的半导体类型主要取决于其组分,如Cr、Ni和Fe的氧化物及氢氧化物的半导体类型。研究^[19,20,21]表明,Fe的氧化物和Cr、Ni的硫化物由于存在高质量浓度的可作为供体的阴离子空缺而呈现阴离子选择性,且使其具有n型半导体特征;Cr、Ni的氧化物及氢氧化物由于存在高质量浓度的阳离子空缺而呈现出p型半导体特征。n-p型的双极性半导体结构可以减小金属阳极的腐蚀电流,从而呈现出更优良的耐蚀性能^[22]。因此,由图8结果可知,随着温度的升高,2205钢在模拟深海热液区中生成的钝化膜的组分会随之改变,且Cr、Ni的氧化物及氢氧化物等会更难形成,这会降低钝化膜对2205钢的保护性。因而,随着温度的升高,2205钢在深海热液区中生成的钝化膜的保护性愈差。

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图8   不同温度20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中2205钢的Mott-Schottky曲线

Fig.8   Mott-Schottky curves of 2205 steels in 20 MPa hydrostatic pressure 3.5%NaCl solution with different temperatures (C—charge capacitance)

当金属表面钝化膜处于电解质溶液中时,其电容-电位关系符合Mott-Schottky公式^[23,24]。

对于n型半导体：

1Csc2=2εε0eNDU-Us-kTe(4)

对于p型半导体：

1Csc2=-2εε0eNAU-Us-kTe(5)

式中, Csc为电荷层电容, ε为半导体相对介电常数(本工作取较为常用的15.6 F/m^[25]), ε0为真空介电常数,e为元电荷,N_D和N_A分别为供体密度及受体密度,U为外加电位,U_s为平带电位,k为Boltzmann常数,T为热力学温度。基于图8中的数据,利用Mott-Schottky公式可计算出2205钢在模拟不同温度深海热液区中生成的钝化膜的载流子浓度,其计算结果如表3所示。由表3可知,在模拟深海热液区环境中,2205钢生成的n-p型钝化膜中,受体密度均大于供体密度;随着温度的升高,供体密度随之增大。因此,随着温度的升高,2205钢表面钝化膜中Fe的氧化物比重将随之增加;根据点缺陷理论^[26],随着温度的升高,n型半导体膜内的Fe²⁺更易被氧化成Fe^{3+ [27]},即膜内供体浓度增大。

2.2 腐蚀形貌及EDS分析

图9为模拟深海热液区中2205钢经电化学测试后腐蚀表面的形貌。由图9可知,在模拟深海热液区环境中,当温度为25 ℃时,2205钢表面没有发现点蚀坑,其具有良好的耐点蚀能力(图9a);当温度上升至65 ℃时,2205钢表面开始出现较多圆形点蚀坑(图9b);随着温度的升高,点蚀坑的尺寸随之增大,当温度上升至100 ℃后,表面点蚀坑密度有所减少,但点蚀坑形状不再呈现圆形而是变成不规则形状(图9c);当温度升至150 ℃后,2205钢表面开始出现裂纹状点蚀坑,腐蚀坑的尺寸比65和100 ℃时的要大(图9d);当温度升至200 ℃时,在点蚀坑周围生成明显龟裂的腐蚀产物膜(图9e)。由图7a所示的模拟不同温度深海热液区中2205钢动电位极化曲线的过钝化区间的电流密度变化率可知,在65~200 ℃区间内,随着温度的升高,其表面点蚀坑的密度应该有减少的倾向,因此,在65 ℃时2205钢表面的点蚀坑密度较高;同时,由于温度的升高,降低了溶液中的溶解氧含量,并提高了溶液中Cl^-对钝化膜破坏作用的活性,从而会使不锈钢耐蚀性降低,点蚀更加严重且增多。

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图9   2205钢在不同温度20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中腐蚀后的表面形貌

Fig.9   Surface morphologies of 2205 steels after corrosion in 20 MPa hydrostatic pressure 3.5%NaCl solution with different temperatures
(a) 25 ℃ (b) 65 ℃ (c) 100 ℃ (d) 150 ℃ (e) 200 ℃

图10为图9b~e所示区域的背散射电子像,图中亮白区域为奥氏体相、灰色区域为铁素体相、黑色区域为点蚀坑。由图10可知,当溶液温度为65 ℃时,2205钢的点蚀主要发生在奥氏体相内;当温度升高到100 ℃时,点蚀主要发生在铁素体相内;温度进一步升高至150 ℃时,裂纹状点蚀坑主要发生在铁素体相处,且其形状与铁素体相的形状吻合,即产生了对铁素体的择优腐蚀的倾向。2205钢是由具有bcc结构的铁素体相和具有fcc结构的奥氏体相组成,两相不仅晶体结构存在差异,其化学成分亦有明显的差异。2205钢中铁素体相的Cr含量较高,而奥氏体相中Ni含量较高。Ni比Cr有更好的热力学稳定性,而Cr生成的氧化物能更好地提高材料的耐腐蚀性能。因此,在温度较低且O含量充足的条件下,2205钢中铁素体相因Cr元素含量较高,可以表现出更优的耐点蚀能力^[28],故点蚀主要发生在奥氏体相中。腐蚀溶液温度的升高,一方面降低了溶液中的溶解氧含量,不利Cr的氧化物生成;另一方面加速了钝化膜在溶液中的溶解度,且增强了溶液中Cl^-对钝化膜破坏作用的活性,因而,铁素体相上不能形成保护性较好的腐蚀产物,从而使得其自腐蚀电位低于奥氏体相的自腐蚀电位。因此,随着温度升高至100 ℃及以上时,点蚀便主要发生在铁素体相上,且产生了择优腐蚀的倾向。

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图10   2205钢在不同温度20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中腐蚀后表面的背散射电子像

Fig.10   Backscatter electron images of surface of 2205 steel after corrosion in 20 MPa hydrostatic pressure 3.5%NaCl solution with different temperatures
(a) 65 ℃ (b) 100 ℃ (c) 150 ℃ (d) 200 ℃

为进一步研究点蚀坑的深度信息,利用白光干涉仪对模拟不同温度深海热液区中腐蚀后的2205钢试样去膜后的表面进行测试分析,结果如图11所示。由图11统计分析结果可知,当模拟热液区的溶液温度上升时,2205钢表面点蚀坑的平均最大深度(取3个数据的平均值)分别为37.8 μm (65 ℃)、49.0 μm (100 ℃)、164.5 μm (150 ℃)、204.6 μm (200 ℃)。由此可知,随着模拟热液区温度的升高,点蚀坑的深度随之增加,且当溶液温度超过100 ℃后,点蚀坑深度的急剧增大,这种破坏将严重影响材料在深海热液区的服役寿命及服役安全性。这与图7a的分析结果吻合,当2205钢在模拟深海热液区中发生点蚀后,随着温度的升高,材料表面产生新点蚀坑的倾向将降低(过钝化区间的斜率减小),因而腐蚀将更倾向于已发生点蚀的局部区域;同时由于随着温度的升高其腐蚀电流密度的增大速率愈发快,这就使得2205钢表面点蚀坑的深度随着温度的升高而增大。

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图11   不同温度20 MPa静水压的3.5%NaCl溶液中2205钢电化学测试后点蚀坑白光干涉分析结果

Fig.11   White light interference results of the pits of 2205 steel after electrochemical tests in 20 MPa hydrostatic pressure 3.5%NaCl solution with temperatures of 65 ℃ (a), 100 ℃ (b), 150 ℃ (c) and 200 ℃ (d)

利用EDS对图9中2205钢在模拟不同温度深海热液区中腐蚀后的表面进行化学元素定量分析,其结果如表4所示。由表4可知,点蚀坑外区域表面的Ni、Cr等元素随着温度的升高有所增加,这表明随着温度的增加,2205钢的腐蚀程度有所增加;当溶液温度为150 ℃时,表面的Cr含量最低,因此,此时的表面耐点蚀的能力应该最低,这与EIS的分析结果一致。从具体数据可以看出,当环境温度低于200 ℃时,点蚀坑外区域测得的元素含量与基体的EDS成分大致相同,这表明在环境温度低于200 ℃时,2205钢试样的点蚀坑外形成的钝化膜非常薄,因而对EDS分析结果影响不大,这与图9中SEM观测的结果一致;然而当溶液温度达到200 ℃时,在2205钢试样表面点蚀坑外产生了明显的龟裂状腐蚀产物膜(图9e),EDS结果也显示此腐蚀产物中含有大量的O元素,由于此处产物较厚,因而EDS结果主要来源于腐蚀产物,由表4可知,此处应该是由Fe、Cr、Ni等元素的氧化物共同组成的。由于Fe的氧化物的生成且生成的Fe、Cr、Ni等氧化物在2205钢表面上产生明显龟裂,因而使得腐蚀产物膜的半导体性质愈不明显,且在溶液温度较高时,Fe的氧化物增多,因而使得腐蚀产物膜的半导体性质主要显示n型半导体的特性,这与图8中Mott-Schottky曲线分析结果一致。进一步对模拟不同温度深海热液区中2205钢表面点蚀坑处的化学元素进行分析可知,随着温度的升高,Ni元素的含量明显降低,这主要是由于点蚀坑的发生位置由温度较低时的奥氏体相向温度较高时的铁素体相的转变造成的(奥氏体相中Ni元素较多,铁素体相中Cr元素较多);Cr元素也随着温度的升高而升高,一方面与点蚀坑发生的位置有关,另一方面是由于高温增加了材料的腐蚀程度造成的;由表4可知,当溶液温度达到200 ℃时,其点蚀坑中的产物以Fe、Cr的氧化物为主。

随着模拟热液区温度的升高,溶液中Cl^-对2205钢表面钝化膜的破坏作用增强,使得生成的腐蚀产物膜产生明显的龟裂(图9e),因而大大降低了腐蚀产物膜对金属基体的保护作用,增加了材料的腐蚀速率,这与图7a的分析结果一致。综合上述结果及讨论,可以进一步证明2205钢在200 ℃时开路电位、自腐蚀电位的负移(图3、图7a)主要是由于表面生成了较厚的且保护性较差的Fe、Cr等元素的氧化物而造成的。

3 结论

(1) 2205钢在20 MPa静水压下3.5%NaCl溶液的模拟深海热液区中,其电化学阻抗及线性极化电阻随着温度的升高先减小后增大,且在150 ℃的电化学阻抗及线性极化电阻最小;2205钢的点蚀电位随着温度的升高先负移后正移。

(2) 2205钢在20 MPa静水压下3.5%NaCl溶液的模拟深海热液区中的阴极反应为析氢反应;随着温度的升高,2205钢表面钝化膜的半导体性质愈不明显且保护性愈差,其在模拟深海热液区中生成的钝化膜载流子密度随温度的升高而增大。当温度不超过100 ℃时,2205钢生成的钝化膜呈n-p型双极性半导体特征;在150和200 ℃下生成的钝化膜为n型半导体膜。

(3) 在模拟深海热液区环境中,2205钢在25 ℃下具有良好的耐点蚀能力;溶液温度达到65 ℃后,2205钢表面会出现明显的点蚀;溶液温度达到150和200 ℃时,2205钢表面会产生裂纹状点蚀坑。随着温度的升高点蚀坑扩展的速率随之加快;65 ℃时点蚀坑的发生位置主要在奥氏体相内,100~200 ℃时点蚀坑发生的位置主要在铁素体相内。

The authors have declared that no competing interests exist.