2205双相不锈钢（）相当于我国钢[1,2]，含22%Cr、5.5%Ni、3.05%Mo和0.14%N合金元素，主要成分为40%～60%铁素体和60%% ~40% 奥氏体成分 [3,4]。 大量的合金元素和均衡的显微组织使其具有奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢的双重特性，具有优良的综合性能。 当铁素体含量为45%时性能最佳[5-7]。 强度高，屈服强度是普通奥氏体不锈钢的2倍，疲劳强度和耐腐蚀性优于奥氏体不锈钢。 其韧性高，耐晶间腐蚀性能和焊接性能也优于铁素体不锈钢。 耐酸、碱、点蚀、缝隙腐蚀、应力腐蚀开裂和冲刷腐蚀[8]。 在含有Cl-的腐蚀性介质中，一般认为可以在最高氯化物含量为500 g/m甚至更高的环境中使用[3,9,10]。 因此，它被广泛应用于石油天然气输送管道、海洋工程、化工、核电站、造纸、能源和造船等领域，而且其应用范围也在不断扩大[2,7,11]。 优异的力学性能和耐腐蚀性取决于均匀的合金元素分布、平衡的铁素体和奥氏体比例，并且要求无结构缺陷[5-7,10,12-14]。 在许多情况下，这些条件并不总是同时满足。 电化学腐蚀行为会受到热处理工艺和复杂环境因素的影响。 例如，合金元素的分布和显微组织的转变与热处理工艺和焊接参数有关。 钝化膜的形成和腐蚀发展过程也会受到电解液温度、离子种类、浓度、pH等因素的影响[3,15-17]。
实际应用中最常见的失效形式是局部腐蚀，特别是在含氯环境中[11]。 此外，高温下韧性和耐腐蚀性的降低也是DSS应用中的典型问题[18]。
本文介绍了实际应用中各种因素对电化学腐蚀行为的影响。 随着电化学电化学材料的应用越来越广泛，了解其在各种因素下的电化学腐蚀行为对于实际介质中正确选择材料、延长设备使用寿命、扩大材料的应用范围具有重要意义。
2 热处理工艺对腐蚀行为的影响
影响耐蚀性的热处理因素主要包括时效温度和时效时间。 不合适的时效温度和时效时间会导致铁素体-奥氏体比偏离平衡范围，产生金属间化合物，降低其力学性能和耐腐蚀性能。 铁素体含量低于25%会导致强度下降并增加应力腐蚀开裂的风险； 铁素体含量超过75%会降低材料的耐腐蚀性和冲击韧性[7]。 由于热处理会引起铁素体内部或晶界上的一些微观结构转变，因此高含量的铁素体稳定元素，如Cr、Mo和Si，可以促进铁素体中σ相的生成。 σ相硬而脆，富含Cr、Mo，降低金属的韧性，导致周围基体相合金元素贫乏，优先固溶。 其他中间相，如χ相，因其含量小、影响小而被忽略。
文献[18]研究了时效时间对力学性能和耐腐蚀性能的影响。 结果发现，时效温度为850 ℃时，随着时效时间的增加（直至60 min），σ相含量显着增加（60 min时σ相含量达到6%），材料硬度增加，影响韧性下降，伸长率显着下降。 但抗拉强度和屈服强度并没有相应提高。 SEM结果表明，冲击试样的断裂模式由韧性断裂转变为穿晶脆性断裂。 电解液温度越高，点蚀电位越低。 在点蚀成核的孕育期内，老化时间和电解液温度的共同作用降低了点蚀电位。 老化时间15 min后，电解液温度的升高比老化时间的增加对降低点蚀电位的作用更大。
文献[19]对时效温度为350~950℃、不同时效时间的样品进行冲击试验和硬度测量，发现时效温度低于550℃时，材料的力学性能在过程中没有变化。所有老化时间。 ，未发现有害金属析出相。 但时效温度为550~650℃时，材料的韧性明显下降，硬度增加。 分析认为，σ相等金属析出相是材料力学性能下降的主要原因。
文献[20]研究了时效温度和时效时间对2205双相不锈钢在3.5% NaCl溶液中腐蚀行为的影响。 结果表明，随着时效温度（800~900 ℃）的升高，材料的腐蚀电位降低，腐蚀速率先增大后减小； 随着老化时间（2、8、16 h）的延长，腐蚀电位变为负值。 ，腐蚀速率逐渐增大。 在800~900℃时效时，腐蚀速率首先随着σ相的增加而增加。 温度过高时，σ相减少，腐蚀速率降低。 相同时效温度下，随着时效时间的延长，σ相析出量逐渐增加。 850℃时效处理将使钢中σ相析出量达到最大值。 文献[21]发现，时效温度为850℃时，金相组织中的第二相仅为σ相，也证明了这一点。 在时效温度850℃时，随着时效时间的增加，析出更多的σ相，导致腐蚀速率增加。
热处理时影响耐蚀性的因素主要是组织中生成的σ相。 σ相生成的敏感温度范围为600~900 ℃，850 ℃时σ相含量达到最大值[1,20]。 时效时间的影响可能与σ相附近Cr、Mo的消耗有关。 贫 Cr 和 Mo 区域上保护性较差的钝化膜可能导致点蚀成核并引发点蚀 [18]。 随着时效温度和时效时间的增加，钢中铁素体和奥氏体的比例发生变化，铁素体含量减少，奥氏体含量增加，材料强度下降； σ相含量的增加导致点蚀电位越来越低，耐腐蚀性能显着下降[3]。
3 活性阴离子对腐蚀行为的影响
引起腐蚀损害的环境因素主要是活性阴离子。 一般来说，在含有卤素阴离子的溶液中，金属最容易受到腐蚀，其次S-、CO-、OH-也会影响材料的腐蚀行为[22]。 了解它们的作用规则对于腐蚀控制具有重要意义。
3.1 Cl-对腐蚀行为的影响
文献[23]发现点蚀电位的降低是Cl-浓度和温度共同作用的结果。 在0.1 mol/L NaCl溶液中，发生钝化向点蚀转变的温度范围为55~65℃。 腐蚀速率与温度呈指数关系，与HCl浓度呈二次关系[14]。 温度和Cl-浓度不仅影响点蚀速率，而且影响点蚀形貌。 当NaCl浓度较低且温度低于临界点蚀温度时，点蚀较小，呈半球形分布； 当NaCl浓度较高且温度达到70℃时，凹坑较大并具有花边状覆盖物[24]。 文献[25]发现6%FeCl+1%HCl溶液中的临界点蚀温度为38℃，点蚀形貌分为表面开放型和表面封闭型两种类型。
含氯溶液中的缝隙腐蚀是最严重的局部腐蚀类型之一，因为它具有难以察觉和致命的破坏性。 环境因素可以改变腐蚀行为，其中温度、Cl浓度和pH值是三个最重要的因素。 温度可以改变钝化膜的电化学特性，促进或抑制缝隙腐蚀的形核和扩展； pH值可以改变水溶液的化学环境，影响腐蚀的电化学特性； 金属元素的水解和Cl-的迁移导致离子浓度降低，pH值降低，容易形成缝隙腐蚀成核的关键化学条件[25-27]。 4% NaCl溶液中的临界缝隙腐蚀温度CCT约为28℃，CCT随lg[Cl-]线性增加。 当pH值等于8.5时，CCT达到最大值，约为43℃[26]。
钝化膜非常薄，通常小于5nm，并且可以在不锈钢表面自发形成。 它具有双层结构，内层为n型半导体，外层为p型半导体。 应力腐蚀开裂SCC是由于钝化膜的破坏和溶解而成核的[27]。 文献[28]研究了90 ℃ 26% NaCl溶液中的SCC行为，发现当电位小于-160 mv（SCE）时，对SCC不敏感； 当电位超过-(SCE)时，韧性显着下降。 鳞状细胞癌易感性增加。 实验条件下，SCC发生的临界电位与点蚀电位一致，表明点蚀促进了SCC裂纹的形核； 同时，选择性溶解也参与了SCC的扩张过程。
3.2 Br-对腐蚀行为的影响
Br-和Cl-是化工生产中常见的活性阴离子。 以往的腐蚀研究主要集中在Cl-，对Br-的讨论相对有限。 文献[29]发现其耐Br点蚀能力优于304L和316L，但对缝隙腐蚀较敏感。 Cr和Mo含量的增加大大增强了钝化膜的稳定性，微量N的添加有效抑制了点蚀的发展。 但间隙造成的“遮挡区”的腐蚀环境更为严峻，钝化膜仍有可能被Br-破坏，引起腐蚀。 因此，在结构设计时应尽可能消除间隙，以减少缝隙腐蚀的发生。 可能性。
随着乙酸溶液中Br-浓度的增加（800、1000、1200、1500 mg/kg），腐蚀速率增加，点蚀尺寸也增大； 在醋酸环境中，Cl-的点蚀危害比Br大。 ，因为半径小的Cl-更容易穿透钝化膜； pH值的降低和Cl-浓度的降低使腐蚀孔内的环境类似于HCl，比HBr更具破坏性[30]。
3.3 S2-对腐蚀行为的影响
文献[31-33]研究了S浓度对腐蚀行为的影响。 在低浓度下，随着S浓度的增加，点蚀倾向减弱，而腐蚀电位降低，均匀腐蚀加剧。 文献[34]在NaCl溶液中添加S腐蚀介质，发现随着S含量的增加，样品的耐腐蚀性能下降。 可见S-对具有促进腐蚀的作用。 S-通过破坏钝化膜来降低金属的钝化性[21]。 可见，低浓度的S-可以降低材料的点蚀敏感性，而高浓度的S-则加速金属腐蚀。
3.4 CO-对腐蚀行为的影响
在卤水介质和盐水中，低浓度CO-与Mg2+、Ca2+、Fe2+等离子结合，在金属表面形成碳酸盐保护膜，增强了材料的抗均匀腐蚀能力； 当其浓度增加到一定值时，保护膜会部分水解，膜的均匀性和稳定性被破坏，材料的均匀耐腐蚀性能下降； 同时，CO-浓度的增加也会使溶液的碱度增加并产生新的Fe(OH)，材料的点蚀倾向略有降低。 因此，少量的CO-对盐水中的抗点蚀能力影响不大，甚至具有微弱的保护作用。 随着CO-浓度显着增加，金属基体材料的耐点蚀能力减弱[31-33, 35]。
3.5 pH值（OH-）对腐蚀行为的影响
文献[31,32]研究了pH值对盐介质和盐水中腐蚀行为的影响。 30℃时，随着pH值（7.35~9.45）升高，腐蚀电位和点蚀电位正移，表明钝化膜得到改善，点蚀倾向减弱，耐蚀能力增强。 可能的原因是阴极发生了耗氧反应：O+2HO+4e-→4OH-。 提高pH值相当于提高OH-浓度，抑制阴极反应，让更多的O到达金属表面形成或修复。 钝化膜。 文献[33]的测试结果表明，在30℃下不同pH值的盐水溶液中，随着pH值（7.35~9.35）升高，腐蚀电位负移，击穿电位降低，即盐水中的耐点蚀能力随着pH值的增加而降低。 文献[26]介绍了pH值对缝隙腐蚀温度CCT的影响。 击穿电位随温度升高而迅速降低的温度称为临界间隙温度CCT。 在4% NaCl溶液中，当pH值等于8.5时，CCT达到最大值（约28°C）。 这可能是因为缝隙中金属离子水解产生的弱碱环境具有缓蚀作用，延长了缝隙腐蚀的诱发期。 无论主溶液中Cl-的浓度如何，缝隙中溶液的pH值始终在5左右，表明存在稳态缝隙腐蚀的临界pH值。 在高pH值（pH值为10）的碱性溶液中，耐腐蚀性变差，可能是由于氢氧化物膜的不稳定和电化学腐蚀的共同作用，增加了钝化膜的损伤，导致CCT随随pH值升高而降低。
4 缓蚀剂离子对腐蚀行为的影响
除上述一些活性阴离子外，在一定条件下，还有一些不具有腐蚀性的阴离子，如铬酸根离子CrO-、重铬酸根离子CrO-、钼酸根离子MoO-等。 了解它们的作用规律对于缓蚀剂的合理应用具有现实意义。
4.1 CrO-对腐蚀行为的影响
铬酸根离子是金属和合金钝化的高效氧化剂，但由于其毒性而被禁止使用。 CrO - 通过在金属表面形成单原子或多原子氧化物来钝化金属。 文献[6]介绍了CrO-对钝化和点蚀行为的影响。 对于点蚀行为，CrO-浓度存在一个临界值。 在1 mol/L NaCl溶液中，CrO-浓度的临界值约为0.03 mol/L。 增加CrO2-浓度（<0.03 mol/L），开路电位增加； 当CrO-浓度高于0./L时，开路电位下降，即少量CrO2-可提高材料的钝化性能。 如果过多，材料的钝度反而会降低。 随着CrO-浓度的增加，钝化电流密度先减小后增大（最小为0.03 mol/L），点蚀孔径先减小后增大（最小为0.03 mol/L），钝化膜厚度先增加后减少（最大0.03 mol/L）。
CrO-可形成不溶性表面膜，使金属钝化，减少腐蚀； 它还可以激活阴极反应：2CrO-+10H++6e-→CrO+5HO，促进腐蚀。 因此，CrO-对具有双重作用。 低浓度时钝化效果大于活化效果，高浓度时活化效果大于钝化效果。
莫特分析发现的钝化膜具有半导体特性交替转变的现象。 p型半导体是Cr的氧化物，n型半导体是Fe的氧化物。 由p型向n型的转变表明钝化膜的主要成分由Cr氧化物转变为Fe氧化物。 在不存在CrO-的情况下，钝化膜半导体的性能发生一次转变，而在存在CrO-的情况下，钝化膜半导体的性能发生两次转变。
4.2 CrO-对腐蚀行为的影响
点蚀过程有两个连续的阶段：早期亚稳态点蚀成核和后期稳定点蚀发展。 材料的点蚀敏感性与CrO-和Cl-的浓度有关。 在0.1 mol/L NaCl溶液中，点蚀电位随着CrO-浓度的增加而增加； 在0.01 mol/L CrO-溶液中，点蚀电位随着NaCl浓度的增加而降低。 临界点蚀温度（CPT）是指在一定条件下点蚀稳定发展的最低温度。 CPT与CrO-和Cl-的浓度比呈正相关。 当CrO-和Cl-均为0.01和0.1mol/L时，CPT等于75℃。 在0.1 mol/L NaCl溶液中，随着CrO-浓度的增加（0.0001、0.001、0.01和0.1 mol/L），CPT增加（0、5、12和87 ℃）[36]。
除了影响点蚀电位和 CPT 外，CrO- 还影响点蚀形态。 在不含 CrO- 的溶液中，可以在奥氏体和奥氏体/铁素体界面处观察到点蚀稳态扩展的痕迹。 点蚀发生的位置与奥氏体的抗点蚀当量系数PREN小于铁素体的事实相一致； 由于合金元素较差或夹杂物浓度较高，奥氏体/铁素体结优先溶解。 相同温度下，溶液中添加CrO-后，腐蚀减轻，腐蚀形貌中很少观察到亚稳态点蚀。 随着CrO-浓度的增加，腐蚀电位和点蚀电位增加，钝化电流密度减小。
CrO-与Cl-竞争吸附，置换钝化膜表面吸附的Cl-，阻止Cl-穿透钝化膜，减轻腐蚀，表现为CrO-浓度、钝化电流密度和亚稳态增加点蚀。 减少。
4.3 MoO-对腐蚀行为的影响
文献[23]介绍了0.1 mol/L NaCl溶液中钼酸根离子浓度对临界点蚀温度CPT的影响。 研究发现CPT与lg[MoO-]呈非线性关系。 当MoO-浓度很低时，缓蚀效果不明显。 当MoO-浓度大于0.01 mol/L时，CPT增加，MoO-表现出缓蚀作用。 MoO-通过与Cl-竞争吸附，减少Cl-对钝化膜的损伤。 同时，随着MoO-浓度的增加，MoO-形成的钼酸盐膜也能阻止Cl-的扩散，提高点蚀电位和CPT。 而MoO-可以减少局部酸化，提高pH值，从而降低坑内金属的溶解速度。 随着MoO-浓度的增加，稳态点蚀发生的温度必须升高，即CPT增加。 在0.0001和0.001 mol/L钼酸根离子浓度下，CPT没有显着增加； 0./L时，CPT等于68℃； 在0.1mol/L时，CPT等于85℃。
MoO-可增加点蚀电位，减缓腐蚀； 但随着温度升高，点蚀电位降低，腐蚀加速。 可见，钼酸根离子和温度对金属腐蚀的影响相反。 当MoO浓度小于0.1 mol/L时，温度起主导作用； 当MoO浓度大于0.1 mol/L时，温度的作用减弱。 因此，MoO-的缓蚀作用在高温下比低温下更明显。
腐蚀形貌观察表明，亚稳态点蚀发生在奥氏体内部和奥氏体/铁素体界面处。 点蚀起源于奥氏体和铁素体之间的界面，然后传播到奥氏体中。 这可能是因为Cr在相界处析出，使得奥氏体中的Cr含量低于铁素体中的Cr含量，或者是因为交界处存在较高浓度的夹杂物。
5 应用中的问题
虽然它具有优异的力学性能和耐腐蚀性能，但在实际应用中仍存在一些问题：
(1)敏感温度范围内的热效应会引起σ相析出，降低材料的强度和耐腐蚀性能。
(2)焊接接头焊缝区和热影响区的耐腐蚀性能较差。 同等条件下，这里的腐蚀更为严重。
(3)由于化学成分和热膨胀系数的差异，在异种金属焊接接头中，残余应力和C从高浓度向低浓度的迁移会产生杂质、裂纹等缺陷。
(4)焊接工艺不当会降低焊接接头的耐腐蚀性能。 与激光焊LBW和电弧焊SMAW相比，钨极惰性气体保护焊GTAW更适合异种金属焊接接头[7,37]。
6 结论与展望
材料的腐蚀行为与其成分、结构和电解质特性有关。 热处理工艺、活性阴离子和缓蚀剂离子从不同方面影响腐蚀行为。 热处理因素主要包括时效温度和时效时间。 时效温度和时效时间影响组织中σ相的析出和铁素体-奥氏体的比例，从而影响材料的力学性能和腐蚀行为。 活性阴离子通过酸化环境或吸附、溶解部分钝化膜而引起裸露金属表面的腐蚀。 离子的种类、浓度和温度影响材料的腐蚀速率和点蚀敏感性。 缓蚀剂离子通过竞争吸附置换钝化膜表面的活性阴离子或形成保护盐膜，达到缓蚀的目的。 其浓度对金属的钝化有很大影响。 这些因素除了影响耐蚀性外，还影响点蚀形貌和钝化膜特性。
自其发展以来，其应用也越来越普遍。 基于其应用中存在的问题，其腐蚀行为越来越受到人们的关注。 主要研究方向如下：
(1)增加腐蚀影响因素种类，扩大材料的应用范围。
(2)从单因素向多因素转变，考虑因素之间的相互作用，深化复杂介质研究。
(3)σ相是造成2205双相不锈钢性能劣化的主要因素。 研究热加工过程对σ相析出的影响具有重要意义。
(4)深入研究焊接工艺和焊接参数对腐蚀行为的影响，提高焊接接头的耐腐蚀性能。
