腐蚀疲劳简介与控制防护

腐蚀疲劳简介与控制防护

董超

3090702041，金属0902，材料科学与工程学院

摘要：本文主要对腐蚀疲劳做了一定程度的介绍。首先给出了腐蚀疲劳的定义，然后又对它的特征进行了初步描述，同时给出了现在的腐蚀疲劳标准；接着对它的机理做了详细的描述与分析，同时根据机理提出了一系列控制防护措施；最后对本文进行了总结并对其实际情况进行了简单分析。

关键词：腐蚀疲劳标准腐蚀疲劳机理影响因素控制防护

一、腐蚀疲劳简介

1、定义

腐蚀疲劳是设备循环应力和腐蚀环境双重作用下产生的一种腐蚀形式。它涉及许多工业部门，如传播的推进器、轴、舵，飞机构件，汽车弹簧，矿山绳索等等。即使是抗腐蚀性能很好的金属材料（如不锈钢），也能在像自来水这样的“无害”介质中发生腐蚀疲劳。

腐蚀疲劳是一种很危险的破坏形式,因为它出现的时间和位置都很难事先预计。它不仅发生于处于活化状态的金属材料,而且也发生于处于钝化状态的金属材料。在一定条件下,可在结构设计、选材、制造及操作中采取一些措施,在一定程度上控制构件的腐蚀疲劳。

2、特征

腐蚀疲劳与气相中纯机械疲劳不同，其一系列特征表明它与电化学腐蚀有关，但又远较应力与腐蚀的单纯叠加严重。

（1）表观疲劳极限实际工作中，假设交变应力的某一循环数N下的应力为腐蚀疲劳的极限应力，只要所取N足够大，使设备在使用期内安全使用即可，此应力称表观疲劳极限。

（2）腐蚀环境不是特定的只要环境对设备有腐蚀作用，再加上循环应力的作用均可产生腐蚀疲劳。这是和应力腐蚀的不同处。

（3）裂纹形态腐蚀疲劳所造成的裂纹大多为穿晶型常成群的产生.随腐蚀疲劳过程的发展，裂纹宽度将增大，在扩展过程中常出分枝，裂纹尖端变钝。这是由于扩展过程中受到腐蚀的缘故。

3、腐蚀疲劳标准[1]

（1）GB 国家质检总局

GB/T 20120.1-2006

金属和合金的腐蚀。腐蚀疲劳试验。第一部分：循环失效试验

GB/T 20120.2-2006

金属和合金的腐蚀。腐蚀疲劳试验。第二部分：预裂纹试验裂纹扩展试验（2）ISO 国际标准化组织

ISO 11782-1-1998

金属和合金的腐蚀。腐蚀疲劳试验。第一部分：循环失效试验

ISO 11782-2-1998

金属和合金的腐蚀。腐蚀疲劳试验。第二部分：预裂纹试验裂纹扩展试验（3）EN ISO

EN ISO 11782-1-2008

金属和合金的腐蚀。腐蚀疲劳测试。第一部分：疲劳测试周期

EN ISO 11782-2-2008

金属和合金的腐蚀。腐蚀疲劳测试。第二部分：使用破碎试样的裂纹扩展测试

二、腐蚀疲劳机理[2]

1、气相中的腐蚀疲劳

（1）衔接受阻模型

金属材料加载时表面发生滑移，若有氧气存在,可在滑移带处溶入高浓度的氧，使热效应增加，空位增殖，表面形成氧化膜。在反向加载发生逆方向的滑移时，滑移面俘获的氧进入滑移带，阻碍了断裂面的衔接或焊合,引发裂纹。从而使滑移带转变成疲劳裂纹，使裂纹扩展第I(初始)阶段的过程提前(相对于惰性气氛)，并加速第 阶段裂纹的扩展。

（2）氧化膜下空穴堆聚形成裂纹模型

按理论认为，气相介质与金属发生化学反应在表面生成保护膜，使表面强化。在交变应力作用下，保护膜阻碍位错通过自由表面的逃逸，导致膜下位错堆集，形成空穴与凹陷。在交变应力作用下形成裂纹。

2、液相中的腐蚀疲劳

（1）蚀孔应力集中-滑移不可逆性增强模型

电化学腐蚀环境使金属表面形成的点蚀孔成为应力集中源，当金属受拉应力作用时，在点蚀孔底产生滑移台阶，滑移台阶处暴露出的新鲜金属表面因腐蚀作用使逆向加载时表面不能复原(即逆向滑移受阻)，由此造成裂纹源的产生。疲劳的反复加载，使裂纹不断向纵深扩展。

腐蚀产生点蚀孔→产生滑移台阶→台阶溶解形成新表面→逆滑移形成裂纹（2）滑移带优先溶解模型

金属表面在交变应力作用下产生驻留滑移带，挤出、挤入处由于位错密度高或杂质在滑移带处的沉积等原因，使原子具有较高的活性而成为局部小阳极，而其他部位则处于活性相对低的状态(成为大阴极)，由此导致驻留滑移带处发生优先腐蚀溶解，进而使腐蚀疲劳裂纹形核。

裂纹形核后，交变应力和裂纹内局部电化学腐蚀的协同作用使裂纹不断扩展。

（3）氢脆模型

水合氢离子从裂纹面向裂纹顶端扩散。

氢离子发生还原反应而使裂纹顶端表面吸附氢原子，被吸附的氢原子沿表面扩散到表面的择优位置上，氢原子在交变应力的协同作用下向金属内的关键位置(如晶粒边界、裂纹顶端的三向高应力集中区或孔洞处)扩散与富集，交变应力与富集的氢联合作用导致裂纹的萌生与扩展。

另外，有的研究结果则表明，吸附氢对腐蚀疲劳裂纹的扩展比三向应力集中区富集的氢的作用还大，即吸附氢是推动CF裂纹扩展的主要因素。

三、腐蚀疲劳的影响因素

1、环境因素的影响

（1）温度温度有显著的影响。随着温度的升高，腐蚀现象越发严重，疲劳寿命逐渐下降。不过，若温度上升引起材料的严重孔蚀，产生许多浅裂纹源，从而降低了应力集中，使阳极对阴极的面积比增大。温度增高反而会使材料耐腐

蚀疲劳的性能有所改进。

（2）溶液PH PH<4,PH值降低，腐蚀疲劳寿命降低；PH=4～10寿命保持恒定；PH=10～12，寿命显著增加；PH>12,表观疲劳极限接近于干疲劳极限。

（3）溶液的含氧量溶液含氧量有重要影响。例如：部分真空时铜和软钢均提高了疲劳极限。实验表明，氧对腐蚀疲劳裂纹的引发几乎无影响，其主要影响是裂纹的扩展，从而提高腐蚀疲劳条件疲劳极限值。

2、载荷性质的影响

(1)循环载荷的交变幅度增大，腐蚀速度也随之增大，即使此应力低于表观疲劳极限。实验证实，交变应力对腐蚀速度的加速作用，是由于滑移面上处于“运动”中的金属原子溶入溶液所需的活化能低于处于“静止”状态的金属原子。

(2)频率降低，裂尖张开时间增大，腐蚀介质的作用更加充分；频率降低，降低了裂尖应变速率，致使裂纹尖端的氢含量增加,材料的氢脆敏感性增强；频率降低,裂纹尖端局部溶液与容器中主体溶液混合交换较少,溶液与尖端金属表面作用缓慢,腐蚀产物较薄,闭合作用小；频率降低,裂纹扩展由穿晶型转变为沿晶型[3]。

3、材料性能的影响

研究表明[4],材料低倍组织表达了成分偏析程度、夹杂物含量及分布、缺陷等冶金信息,确认成份偏析是腐蚀疲劳寿命减少的主要原因；同种材料,低倍组织往往也决定了显微组织，如果低倍组织良好,就容易得到均匀的、细小、充分转变的马氏体组织。

4、低碳钢的组织的影响[5]

（1）频率对低碳钢的3.5﹪NaCl水溶液中的疲劳裂纹扩展抗力有显著影响。当频率从5.5Hz降至0.5Hz时，各组织状态的裂纹扩展抗力均大幅度下降。

（2）钢的成分和显微组织对腐蚀疲劳有重要影响。5.5Hz时，马氏体组织腐蚀疲劳抗力最高；0.5Hz时，由于马氏体组织的氢脆敏感性较高，裂纹扩展抗力下降最明显。降低含碳量和提高冶金质量有助于提高钢的腐蚀疲劳强度。

（3）随应力强度因子增加，断裂方式从条纹—沿晶+条纹—准解理+条纹—微孔聚合型变化。

4、热处理工艺的影响

（1）不同热处理制度下获得的显微组织，对于材料在介质中的腐蚀疲劳极限有一定影响，经双重处理后，其正常的强度、塑性、韧性均有所提高，而且其腐蚀疲劳极限也提高。

（2）例如2Cr13钢在不同热处理制度下疲劳裂纹萌生的机制不同,经双重处理后在80℃,3%NaCl水溶液中裂纹萌生与扩展为不稳定钝化态腐蚀疲劳。双重理理提高了腐蚀疲劳性能与其自身有较好的强韧性及良好的点蚀抗力有关[6]。

5、其他工艺因素的影响

（1）电解抛光有使腐蚀疲劳强度下降的倾向，如15Cr钢在NaCl溶液中的

N=107的旋转弯曲疲劳强度由22.5Kg/mm2降至18.5Kg/mm2。

（2）表面轧制可提高材料的腐蚀疲劳强度，如经压力为150Kg的直径为20mm 的钢棒，在25℃5%硫酸溶液中的旋转弯曲疲劳强度为未经轧制的相同钢棒的两倍以上。

四、腐蚀疲劳的控制与防护

1、合理选材与优化材料

采用耐腐蚀疲劳的材料。由于钢的强度愈高，通常其腐蚀疲劳敏感性愈大，