150Mn20Al10 奧氏體基低密度鋼的流動海水腐蝕性能研究

江 雁 ，桂在濤 ，楊 凱 ，張寧飛

(1.南京鋼鐵股份有限公司 特鋼事業部中棒廠, 江蘇 南京 211500；2.泉峰汽車精密技術(安徽)有限公司模具車間部門, 安徽 馬鞍山 243032；3.安徽工業大學 冶金工程學院, 安徽 馬鞍山 243032)

隨著我國海洋經濟的蓬勃發展，遠洋船舶及護航艦船的需求量急劇增加，同時對船舶的性能和可靠性提出了更高要求。船舶在海洋環境中服役時會受到化學腐蝕、電化學腐蝕、微生物腐蝕、鹽霧腐蝕及低頻往復應力和沖擊作用，嚴重影響其使用壽命，表面金屬的耐腐蝕面臨極大的考驗[1-2]。奧氏體基低密度鋼在海洋工程等應用領域中，可作為價格較高的Fe-Cr-Ni 基不銹鋼抗腐蝕性能的潛在替代品。通常，材料的組織狀態會對耐蝕性產生影響。奧氏體基低密度鋼分為兩類，一類為雙相奧氏體基低密度鋼，另一類為奧氏體低密度鋼。雙相Fe-Mn-Al-C 系低密度鋼的耐蝕性比奧氏體Fe-Mn-Al-C鋼的差，這是由于雙相低密度鋼中點蝕是主要的腐蝕類型，且優先發生在鐵素體晶粒內和鐵素體/奧氏體晶界[3]。Ruscak 等[4]研究鐵素體對NaCl 溶液中Fe-Mn-Al 鋼腐蝕性能的影響，發現鈍化區域隨鐵素體含量的增加而減小，而點蝕程度隨之增加，點蝕主要發生在鐵素體或沿鐵素體和奧氏體之間的晶界。此外，低密度鋼中含有的Al 元素可促進κ-碳化物的析出[5]，納米級κ-碳化物的析出促使奧氏體基低密度鋼擁有高強度、高硬度和良好延展性[6-8]。然而，Ha 等[9]研究表明，低密度鋼中晶界處κ-碳化物的析出易導致κ-碳化物與基體交界處發生局部腐蝕。

海水中微生物會導致海水的pH 發生變化，從而影響鋼的耐蝕性能[10]。Kannan 等[11]研究不同pH模擬海水中浸泡的TWIP 鋼腐蝕性能，發現堿性條件下TWIP 鋼的耐蝕性能較強；Grajcar 等[12]研究26Mn-3Si-3Al和27Mn-4Si-2Al 鋼在氯化鈉溶液和帶SO42-溶液中的電化學腐蝕行為，發現在氯化鈉溶液中鋼的耐蝕性能優于SO42-溶液，酸性條件下出現點蝕。Bosch 等[13]研究22.6～30.0Mn-5.2～8.5Al-3.1～5.1Cr-0.68～1.00C 鋼的腐蝕行為，發現在質量分數為10%的HCl 溶液中，添加Al 或Cr 的合金沒有發生鈍化行為，而合金在質量分數為10%～50% NaOH溶液中可自發鈍化。除此之外，腐蝕時間和海水流速也會影響鋼的腐蝕性能。目前，對于奧氏體基低密度鋼電化學腐蝕行為的研究，主要通過加入Si，Cr 等抗氧化元素來提高其耐蝕性[13-14]，對于Fe-Mn-Al-C 系低密度鋼本身的耐蝕性關注較少。因此，以150Mn20Al10 鋼為研究對象，采用正交試驗研究不同工藝條件下的150Mn20Al10 鋼在不同腐蝕環境下的耐蝕性，為后續奧氏體基低密度鋼的合金設計提供依據。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗用的低密度鋼設計成分為Fe-20Mn-10Al-1.5C。在真空感應爐中使用Ar 氣氛制備50 kg 鑄錠，切頭去尾隨爐升溫至1 150 ℃保溫2 h 后，鍛造成尺寸Ф53 mm×1 000 mm 的柱形棒材，得到真空感應熔煉鍛棒。將真空感應熔煉鑄錠隨爐升溫至1 150 ℃保溫2 h 后，鍛造成尺寸10 mm×200 mm 的板材，得到真空感應熔煉鍛板。將真空感應熔煉鍛棒用車床加工至直徑為50 mm，且將表面打磨至有金屬光澤，采用Ar 保護并選用70%(質量分數，下同)CaF2和30%CaO 作為電渣料進行電渣重熔，得到尺寸Ф100 mm×200 mm 的鑄錠，將電渣重熔原始鑄錠沿中心切開，隨加熱爐逐漸升溫至1 100 ℃后保溫2 h，再在1 050～1 100 ℃下鍛造成型為250 mm×200 mm×20 mm 的板材，得到電渣重熔鍛板。

使用紅外吸收、電感耦合等離子體原子發射光譜法(ICP–AES)等分析方法對真空感應熔煉鍛棒、真空感應熔煉鍛板及電渣重熔鍛板3 種試樣的主要合金元素成分進行測定，結果如表1。

表1 試驗鋼的主要合金元素成分 w/%Tab.1 Main alloy element composition of test steel w/%

1.2 海水腐蝕試驗

采用四因素三水平正交試驗方案(表2)對試樣進行海水腐蝕試驗，四因素為海水流速、腐蝕時間、海水pH 及材料生產工藝。采用NaCl (分析純)和超純去離子水配制質量分數為3.5%的NaCl 溶液，向溶液中滴入稀釋后的HCl 和NaOH 溶液將pH 調配為5，7，9。采用線切割分別在真空感應熔煉鍛棒、鍛板及電渣重熔鍛板上切割尺寸為20 mm×20 mm×5 mm 的方形試樣，用環氧樹脂固定試樣并保留1 個加工面，用200～800#水磨砂紙對試樣加工面逐步打磨后，用去離子水和酒精清洗，直至試樣加工表面平整無明顯劃痕和污漬并吹干。使用電子天平對試樣稱重，然后將試樣固定在涂有防銹層攪拌棒底部的中心位置；再將試樣置于2 000 mL 的燒杯中部并由攪拌棒以一定轉速帶動旋轉，燒杯下方采用恒溫水浴鍋加熱至30 ℃，每隔5 h 向燒杯添加配置好的溶液，保證試驗鋼浸沒在溶液下方，使腐蝕持續不斷地進行。試驗結束，使用電子天平對腐蝕后的試樣稱重，同時將參與腐蝕過程的水溶液使用抽濾機抽濾，將濾紙及腐蝕產物送入真空干燥箱內烘干后稱重。試驗裝置示意圖如圖1。

表2 海水腐蝕正交試驗設計方案Tab.2 Orthogonal experimental design scheme ofseawater corrosion

圖1 模擬海水腐蝕試驗示意圖Fig.1 Schematic diagram of simulated seawater corrosiontest

1.3 組織結構表征

采用電火花線切割機從3 種不同工藝試樣上切取尺寸為Ф10 mm×5 mm 的試樣，使用200#～800#的金相砂紙依次將試樣表面打磨拋光，再將其清洗干凈并干燥后，用質量分數為4%硝酸酒精溶液腐蝕，隨后用酒精清洗干凈并吹干。采用TESCAN MIRA3型場發射掃描鏡及能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS) 對原始試樣和模擬海水腐蝕試樣進行組織、試驗產物觀察。

使用美國Thermo Scientific K–Alpha X 射線光電子能譜儀表征試樣的電子結合能信息，選用的Al Kα 靶為X 射線源(射線源光子的能量1 486.6 eV)，設置真空度優于5.0×10-7mPa、工作電壓為12 kV、燈絲電流為6 mA，掃描區域為400 μm×400 μm，全譜掃描通能為100 eV、步長為1 eV，精細譜掃描通能為50 eV、步長為0.1 eV，精細譜循環信號累加次數大于5 次，模擬海水腐蝕試樣的精細譜元素軌道為Fe 2p，Mn 2p，Al 2p，O 1s，C 1s。

2 結果與分析

2.1 海水腐蝕增重統計分析

為確定試驗過程中4 種因素(流速、時間、pH及生產工藝)對試樣腐蝕行為的影響，對腐蝕增重結果進行統計分析，結果如表3。對表3 中的數據進行極差分析，結果如表4。其中Kn(n=1，2，3)為某因素下的腐蝕增重最大值，kn(n=1，2，3)為某因素下的腐蝕增重最小值，R為因素的極差，極差為腐蝕增重平均最大值與最小值之差，代表某因素對腐蝕增重的影響程度。由表4 可知：影響試驗鋼腐蝕增重的因素水平為流速>時間>pH>生產工藝。

表3 海水腐蝕試樣增重Tab.3 Weight gain of seawater corrosion samples

表4 腐蝕增重極差分析結果Tab.4 Analysis results of corrosion weight gain range

圖2 為腐蝕增重主效應圖。由圖2 可知：感應熔煉鍛板在pH=5、流速為500 r/min 的流動海水中腐蝕144 h 的增重最大(腐蝕增重均值最大組合)；電渣重熔鍛板在pH=7、流速為0 的模擬海水中腐蝕48 h 的增重最小(腐蝕增重均值最小組合)；3 種不同工藝試樣中電渣重熔鍛板腐蝕增重較少。由此表明：在腐蝕增重過程中，海水流速對腐蝕增重影響最大，且隨時間的延長，腐蝕增重會繼續增大。

圖2 腐蝕增重主效應圖Fig.2 Main effect diagram of corrosion weight gain

腐蝕增重最低與最高的2 組試驗不在試驗方案內，為驗證主效應圖的分析結果，進行補充試驗，結果如表5。由表5 可知：試樣腐蝕增重為0.34 g；最小為0.000 1 g，進一步驗證主效應圖的正確性。3 種不同工藝試樣在模擬海水腐蝕過程受海水流動影響較大，這與試驗鋼表面產物與基體間的結合力有關[15]，結合力較大的腐蝕產物較難被海水沖刷產生的剪切力剝落，制造工藝不同導致電渣重熔鍛板的耐海水腐蝕性能優于感應熔煉鍛板，而生成的產物及含量差別需通過X 射線光電子能譜分析(X ray photoelectron spectroscopy，XPS)結果和形貌進行分析。

表5 腐蝕增重最高與最低值的驗證試驗結果Tab.5 Validation experimental results of the maximum and minimum values of corrosion weight gain

2.2 原始組織形貌分析

圖3 為3 種試樣的原始組織形貌。由圖3 可知：真空感應熔煉鍛棒的組織由奧氏體和鐵素體組成，奧氏體晶界處有少量的κ-碳化物；真空感應熔煉鍛板的組織由奧氏體及晶界處的κ-碳化物組成，且在奧氏體晶粒內存在退火孿晶；電渣重熔鍛板的組織由奧氏體和κ-碳化物組成，但奧氏體和κ-碳化物的晶粒尺寸比真空感應熔煉鍛板的小。真空感應熔煉鍛棒與鍛板的生產工藝不同，導致變形量不同，從而造成組織有所差異。與真空感應熔煉不同的是，經電渣重熔后晶粒破碎嚴重，這主要是由于電渣重熔過程中的電磁攪拌作用造成的[16]。

圖3 試樣的原始組織形貌Fig.3 Original microstructure morphology of the sample

2.3 海水腐蝕表面產物分析

對3 種試樣表面氧化產物中Fe，Mn 和Al 元素的2p 軌道XPS 精細譜進行分峰擬合，研究表面腐蝕產物的物相組成，腐蝕產物的結合能(2p3/2特征峰)參考文獻[17]，FeO(709.4 eV)，Fe3O4(710.4 eV)，γ/α-Fe2O3(710.9 eV)，γ-FeOOH(711.4 eV)，α-FeOOH(711.8 eV)，β-FeOOH(710.8 eV)，MnO(640.7 eV)，Mn3O4(641.4 eV)，MnO2(642.5 eV)，Al2O3(74.3 eV)。此外，646.6 ，719.2，714.3 eV 等特征峰分別為MnO，Fe2O3和FeO 的衛星峰。

由表3 可知，真空感應熔煉鍛棒在pH 為7，5的條件下，腐蝕增重較多，選取該工藝下的腐蝕產物進行XPS 分析。圖4 為真空感應熔煉鍛棒腐蝕產物中Fe 和Mn 元素的2p 軌道精細譜擬合結果。由圖4(a)(b)可知：在pH 為7、轉速為1 000 r/min 及腐蝕時間為48 h 條件下，真空感應熔煉鍛棒Fe 和Mn元素的腐蝕產物主要有α-FeOOH，Fe3O4，Fe2O3，MnO，MnO2和Mn3O4。不同相x-FeOOH(x為α/β/γ) 均能降低腐蝕速率[18]，但多孔鐵銹并不能防止腐蝕。腐蝕產物的最終成分是更穩定的Fe3O4，Fe3O4鐵銹可填充空隙，避免腐蝕性物質與鋼材直接接觸，使內部鐵銹層更致密，從而提高鋼的耐腐蝕性[19]。由圖4(c)(d)可知：在pH 為5、轉速為500 r/min 及腐蝕時間為144 h 下，真空感應熔煉鍛板中Fe 和Mn 元素的腐蝕產物與pH 為7、轉速為1 000 r/min 及腐蝕時間為48 h 條件下的一致。

圖4 真空感應熔煉鍛棒XPS 表征結果Fig.4 XPS characterization results of vacuum induction melting forged rod

圖5 為真空感應熔煉鍛板腐蝕產物中Fe 和Mn 元素的2p 軌道精細譜擬合結果。由圖5 可知：在pH 為5、轉速為0 以及腐蝕時間為48 h 條件下，真空感應熔煉鍛板Fe 和Mn 元素的腐蝕產物主要有α-FeOOH，Fe3O4，FeO，MnO，MnO2和Mn3O4；在pH 為9、轉速為1 000 r/min 以及腐蝕時間為144 h條件下，腐蝕產物主要有α-FeOOH，Fe3O4，Fe2O3，MnO2和Mn3O4。在堿性條件下，真空感應熔煉鍛板的腐蝕產物中α-FeOOH 含量高于酸性條件，而α-FeOOH 是一種比較穩定的物質，在銹層中可起到較好的保護作用[20]。說明在堿性條件下，真空感應熔煉鍛板銹層的保護較強，可減少基體的腐蝕。

圖5 真空感應熔煉鍛板XPS 表征結果Fig.5 XPS characterization results of vacuum induction melting forged plate

圖6 為電渣重熔鍛板腐蝕產物中Fe 和Mn 元素的2p 軌道精細譜擬合結果。由圖6 可知：電渣重熔鍛板中Fe 和Mn 元素的腐蝕產物主要有α-FeOOH，Fe3O4，FeO，MnO，MnO2和Mn3O4；在1 000 r/min 條件下真空感應熔煉鍛板氧化膜中Al2O3，α-FeOOH和Fe3O4均小于500 r/min 電渣重熔鍛板，Al2O3和Fe3O4的減少會降低氧化層的致密度，高流速引起的表面剪切力較大，使真空感應熔煉鍛板表面的α-FeOOH 減少，進一步增加真空感應熔煉鍛板的腐蝕速率，因此電渣重熔鍛板的耐蝕性較高。

圖6 電渣重熔鍛板XPS 表征結果Fig.6 XPS characterization results of electroslag remelting forged plate

綜上所述：腐蝕過程中3 種試樣表面均存在Fe，Mn 和Al 元素的氧化物，包括α-FeOOH，Fe3O4，Fe2O3，FeO，MnO，MnO2，Mn2O3，Mn3O4和Al2O3，腐蝕產物種類并沒有明顯的區別，腐蝕產物含量有差異。這是由于3 種試樣的組織結構有所差異，導致表面腐蝕動力學發生改變。奧氏體基低密度鋼具有高Al特性，在腐蝕過程中生成較多的Al2O3和Fe3O4，形成較為致密且完整的氧化膜，在靜態海水中能阻礙腐蝕性離子與基體接觸，還可阻礙氧化膜的剝落以及氧氣與氯離子在氧化膜中的移動，利于提高耐蝕性。

2.4 海水腐蝕表面形貌分析

圖7 為真空感應熔煉鍛棒的海水腐蝕表面宏觀形貌和微觀形貌，圖8 為圖7 中部分腐蝕產物的EDS能譜結果。

圖7 真空感應熔煉鍛棒海水腐蝕后的表面形貌Fig.7 Surface morphology of vacuum induction melting forged bar after seawater corrosion

圖8 圖7(d)(f)中EDS 能譜結果Fig.8 EDS results in fig.7 (d)(f)

綜合圖7(a)(d)及圖8(a)可知：在pH 為5、轉速為1 000 r/min 及腐蝕時間為48 h 的條件下，真空感應熔煉鍛棒表面蝕坑較小，存在流線型腐蝕溝槽和大面積的腐蝕剝落；一大一小兩點蝕坑連接在一起，蝕坑內部凸起，覆蓋住周邊的氧化膜；O 元素在基體的白色腐蝕產物中均勻分布，在基體和腐蝕產物之間有Al 元素富集，基體和腐蝕產物之間的為Al2O3保護層。由圖7(b)(e) 可知：轉速為0 時，真空感應熔煉鍛棒表面存在少量蝕孔，表面較為光滑，整體為均勻腐蝕；蝕孔內部無明顯氧化物，僅在氧化膜上存在氧化物顆粒，氧化膜表面有細微開裂，加速腐蝕速率。綜合圖7(c)(f)及圖8(b)可知：在pH=5、轉速為500 r/min 及腐蝕時間為144 h 的條件下，真空感應熔煉鍛棒腐蝕后的蝕坑面積與深度顯著高于其他2 種條件，受水流沖刷影響，表層氧化膜在蝕坑處沿水流方向開裂剝落，裸露出的亞表層氧化膜較粗糙，同時產生裂紋；亞表層中有Al 富集、表層有Mn 元素富集，表面粗糙的富Fe–Mn–O 氧化層受到流動NaCl 溶液的剪切力更大，致使表面剝落得更徹底。推測在此條件下，外層氧化膜的受損面積隨時間延長而增大，內層腐蝕性物質沿裂紋方向移動至基體，腐蝕基體，且發生少量剝落，致使腐蝕逐漸向內拓展，進而增加蝕坑的深度。

圖9 為真空感應熔煉鍛板的海水腐蝕表面宏觀形貌和微觀形貌。圖10 為圖9(a) 中氧化產物的EDS 能譜結果。結合圖9(a)(d)及圖10 可知：在pH為5、轉速為0 及腐蝕時間為48 h 條件下，真空感應熔煉鍛板表面無明顯點蝕，腐蝕表面出現較多的絨毛狀和顆粒狀的腐蝕產物，氧化膜表面有較多的細小裂紋，出現大量多孔結構銹層；Al 和O 元素在絨毛狀腐蝕產物處富集，Fe 元素在基體和腐蝕產物中均勻分布，此時Al2O3和Fe3O4會填充銹層中的孔隙，形成致密的氧化膜。大量疏松的產物黏附在腐蝕表面，但并不能隔絕海水與內層的接觸，氧化膜裂紋中O2和離子的移動速度較快，導致腐蝕加重。由9(b)(e)可知：在pH 為7、轉速為500 r/min 及腐蝕時間為96 h 條件下，真空感應熔煉鍛板表面存在大量的點蝕坑，蝕坑的深度和面積遠大于500 r/min 條件下的真空感應熔煉鍛棒(圖7(c))；蝕坑處有多道裂紋向外延伸，部分氧化膜存在剝落的趨勢；相較于流速500，1 000 r/min，腐蝕表面蝕坑數顯著減少，存在少量的大型蝕坑和海水沖刷導致的流線型腐蝕溝槽。由圖9(c)(f)可知：在pH 為9、轉速為1 000 r/min 以及腐蝕時間為144 h 條件下，真空感應熔煉鍛板表面腐蝕坑中未有裂紋產生，說明堿性條件下的氧化膜穩定性高于酸性條件。完整光滑的氧化膜表面能降低腐蝕速率，一方面阻止隔絕海水與基體的直接接觸面積，另一方面減輕因海水流動引起的氧化膜剝落。

圖9 真空感應熔煉鍛板海水腐蝕后的表面形貌Fig.9 Surface morphology of vacuum induction melting forged plate after seawater corrosion

圖10 圖9(d)中插圖的EDS 掃描結果Fig.10 EDS scan results of the illustration in fig.9(d)

圖11 為電渣重熔鍛板的海水腐蝕表面宏觀形貌和微觀形貌。表6 為圖11(d)中腐蝕產物的EDS能譜結果。由圖11(a)(d) 及表6 可知：在pH 為9、轉速為500 r/min 及腐蝕時間為48 h 條件下，電渣重熔鍛板表面存在較多的蝕坑。腐蝕表面存在3 層氧化膜，1 和2 分別為內層和亞表層，內層表面有凹坑和從凹坑處延伸的微小裂紋，亞表層存在明顯的氧化層，產生的裂紋導致出現剝落現象，3 為表層，剝落的邊緣含較多的白色氧化物顆粒。內層和亞表層的表面較光滑，能有效阻止腐蝕的向內發生，但表面產生孔洞，導致裂紋延伸，進而破壞內層的完整性，腐蝕性物質沿縫隙向內部移動快，可降低氧化膜與基體間的結合力，使氧化膜因沖刷導致剝落。亞表層和表層均為Fe 的氧化物。由圖11(b)(e)可知：在pH 為5、轉速為1 000 r/min 以及腐蝕時間96 h 條件下，電渣重熔鍛板表面存在水流沖刷的流線型腐蝕溝槽痕跡，蝕坑呈水滴狀，溝槽和蝕坑有銹層覆蓋。蝕坑整體呈凹坑狀，并存在較少的白色凸起。點蝕坑的擴展是通過蝕坑內外形成原電池，發生電化學腐蝕，Fe，Mn 在蝕坑內溶解形成Fe2+和Mn2+，隨后Fe2+與Cl-形成FeCl2，在經過水解反應后生成的Fe(OH)2、H+和Cl-，在靜態海水中局部的H+濃度上升，加快腐蝕速率。由圖11(c)(f) 可知：在pH 為7、轉速為0 及腐蝕時間144 h 條件下，電渣重熔鍛板表面的蝕坑周邊僅有小范圍的腐蝕凹陷，蝕坑內部離子濃度上升難以向外擴散，充滿強電解質溶液，電化學反應的電阻較低，逐漸腐蝕蝕坑的內壁和底部，主要加深蝕坑深度，形成蝕孔。

表6 圖11(d)中紅色箭頭處的點掃EDS 結果Tab.6 Spot-scan EDS results at red arrows in fig.11 (d)

圖11 電渣重熔鍛板海水腐蝕后的表面形貌Fig.11 Surface morphology of electroslag remelting forged plate after seawater corrosion

由圖7，9，11 可知：3 種試樣在海水流動條件下，腐蝕表面均有明顯沖刷痕跡，表面主要為黑色致密的腐蝕產物，轉速為0 時，試樣整個表面覆蓋有紅棕色銹層，銹層主要成分為α-FeOOH，Al2O3和Fe3O4，黑色銹層中含較多的Fe3O4，這些腐蝕產物均能有效阻礙腐蝕的發生；3 種試樣在不同pH 的海水中均存在顯著的點蝕現象，真空感應熔煉鍛板和鍛棒的單個蝕坑尺寸大于電渣重熔鍛板，且在點蝕密集的區域蝕坑之間相互連接，形成面積更大的蝕坑，加劇腐蝕。

腐蝕增重最低與最高試驗方案的試樣表面形貌如圖12。由圖12 可知：腐蝕增重最低試樣的表面氧化物比腐蝕增重最高試樣的致密，致密的氧化層使腐蝕性物質與基體隔絕，阻礙腐蝕的進行。

圖12 腐蝕增重最低與最高試樣的表面形貌Fig.12 Surface morphology of samples with the lowest and highest corrosion weight gain

圖13 為2 組驗證試樣的點蝕微觀形貌。由圖13可知：試樣點蝕坑中心向內凹陷(圖13(a))；點蝕坑內主要為Al 的氧化物，且蝕坑處富集較多的Cl–圖13(d)；蝕坑內部產生白色顆粒狀氧化物(圖13(b) )；白色顆粒物為Al2O3(圖13(e))，Al2O3穩定存在水溶液中，導致相鄰基體腐蝕優先腐蝕溶解，在周邊形成凹陷發生點蝕，同時蝕坑邊緣產生裂紋，導致腐蝕物質沿此處進入，在海水流動條件下，會發生剝落，增大腐蝕速率；蝕坑表面被氧化物完全覆蓋，腐蝕表面呈現疏松多孔結構(圖13(c))，與前文相同腐蝕時間的電渣重熔鍛板相比，鈍化膜的致密度較差，嚴重影響腐蝕性能；該氧化物為Al2O3(圖13(f))。

3 種不同工藝試樣在模擬海水中，通常會發生均勻腐蝕和局部腐蝕。在腐蝕過程中，表面逐漸生成多種氧化產物構成的鈍化膜，阻礙腐蝕性物質與基體的接觸，流動的模擬海水中含更多的溶解氧，導致奧氏體基低密度鋼通過較薄的腐蝕產物膜與基體發生化學或電化學反應，參與陰極的電化學腐蝕加速腐蝕或與金屬表面形成氧化膜從而阻礙腐蝕，同時pH 不同會導致反應不同。在酸性條件下析氫腐蝕總反應式：

式(6)，(7)表明：奧氏體基低密度鋼在模擬海水中溶解氧的作用下表面會生成Fe2O3，Fe3O4和FeOOH等產物，在酸性條件下部分氧化產物溶解；在中性或堿性條件下吸氧腐蝕占據主要地位，同樣會生成Fe2O3，Fe3O4和FeOOH 等產物，但中性和堿性環境條件下氧化產物溶解較少或基本不溶解。

奧氏體基低密度鋼在腐蝕初期表面會產生α-FeOOH，還會產生較多的Fe2O3，Fe3O4和Al2O3等氧化物填充α-FeOOH 銹層，形成一層致密的鈍化膜可阻礙試樣的均勻腐蝕，腐蝕初期后腐蝕速率降低。根據XPS 分析結果可知，構成鈍化膜的氧化物含量會影響試樣的耐蝕性能，含α-FeOOH，Fe3O4和Al2O3較高的電渣重熔鍛板表面更致密，在腐蝕過程中不僅能通過阻礙Cl-和O2的移動，降低腐蝕速率，還能通過減少海水流動對鈍化膜的剪切作用，降低鈍化膜的剝落，進而降低腐蝕速率。

點蝕會破壞鈍化膜的致密性，由微觀形貌(圖7，9，11)還可發現，蝕坑周邊通常是氧化膜裂紋產生的起點。在靜止的海水中，蝕坑周邊的裂紋會導致腐蝕性物質由此處接觸基體加速腐蝕，同時蝕坑內部不斷溶解產生離子導致濃度升高，腐蝕逐漸加深，引起孔蝕。根據正交試驗數據的數理統計結果(表4)，海水流動速率對腐蝕增重影響最大。這是因為海水流動時，溶液中各處離子濃度相對均勻，且海水中的O2會有所上升，在酸性、中性和堿性條件下均有較多O2參與反應，O2濃度提高促進腐蝕的進行；流動沖刷部分疏松的氧化產物，減薄鈍化膜，離子和O2在鈍化膜中移動加快，甚至部分區域基體會暴露在海水中，增大腐蝕速率；點蝕引起的鈍化膜產生裂紋，導致在流動海水剪切應力的作用下，腐蝕性物質更快地在鈍化膜中移動，侵入鈍化膜與基體之間，進而導致基體與鈍化膜結合力減弱，表層裂紋拓展直至剝落，從宏觀表面看，多數沖刷形成的溝槽主要起源于蝕坑，蝕坑邊緣形成多層結構，上層鈍化膜剝落后，蝕坑面積沿水流方向擴大，下層逐漸被腐蝕鈍化再剝落，周而復始。通過觀察1 000 r/min 條件下的蝕坑發現，蝕坑表面富集較多的Al 和O，形成的Al2O3產物完全覆蓋蝕坑內部及周邊，阻礙腐蝕性物質沿裂紋方向侵入基體引起鈍化膜剝落，但高流速的海水導致鈍化膜減薄和氧濃度上升，腐蝕速率高于靜止海水而低于500 r/min 的海水。

3 結 論

采用正交試驗方案，對奧氏體基低密度鋼的真空感應熔煉鍛棒、真空感應熔煉鍛板和電渣重熔鍛板3 種試樣進行海水模擬試驗，分析影響海水腐蝕的主次因素和腐蝕產物的種類和含量對腐蝕表面的影響，得到如下主要結論：

1) 影響海水腐蝕的因素按影響程度從大到小排列依次為流速、時間、pH、材料生產工藝，其中電渣重熔鍛板在pH=7、轉速為0 的條件下浸泡48 h的腐蝕增重最小，為0.01 g；真空感應熔煉鍛板在pH=5、轉速為500 r/min 的條件下浸泡144 h 的腐蝕增重最大，為0.34 g。

2) 在相同流速條件下，電渣重熔鍛板表面存在較多的Al2O3，Fe3O4等產物，而真空感應熔煉鍛棒和鍛板表面的Al2O3、Fe3O4和FeOOH 總體含量較低，導致其耐蝕性能低于電渣重熔鍛板。

3) 海水流動會導致試樣表層疏松的氧化物和因點蝕產生裂紋，進而導致鈍化膜發生剝落，同時流動海水導致氧濃度的上升提高均勻腐蝕速率，在高速流動的海水中，蝕坑表面存在Al2O3覆蓋，可減輕海水流動對蝕坑處的沖刷作用和腐蝕性物質沿裂紋方向的侵蝕作用。