晶间腐蚀知识总结

晶间腐蚀：金属材料在特定的腐蚀介质中沿晶界发生的一种局部选择性腐蚀。晶界是不同晶粒之间的交界。由于晶粒有着不同的位向，故交界处原子的排列必须从一种位向逐步过渡到另一种位向。因此，晶界实际上是种“面型”不完整的结构缺陷。晶界上原子的平均能量因晶格畸变变大而**晶粒内部原子的平均能量。所高出的这部分能量称为晶界能。**属的晶界在腐蚀介质中的腐蚀速度比晶粒本体的腐蚀速度快，原因在于晶界的能量较高，原子处于不稳定状态。  
特征 晶间腐蚀的特征是在金属表面还看不出破坏时，晶粒之间已丧失了结合力，也失去了金属的清脆声，严重时只要轻轻敲打就会破碎成粉末。   产生晶间腐蚀的条件： 1、金属或合金中含有杂质，或者有*二相沿晶界析出。 2、晶界与晶粒内化学成分的差异，在适宜的介质中形成腐蚀的电池，晶界为阳极，晶粒为阴极，晶界产生选择性溶解。 3、有特定的腐蚀介质存在。 在某些合金-介质体系中，往往产生严重的晶间腐蚀。例如奥氏体不锈钢在弱氧化性介质（如充气海水）或强氧化性介质（如浓硝酸）的特定腐蚀介质中，可能产生严重的晶间腐蚀。    腐蚀机理 1、贫化理论： 该理论认为，晶间腐蚀是由于晶界易析出*二相，造成晶界某一成分的贫乏化。 （1）对于奥氏体不锈钢，因晶界析出Cr23C6相，造成晶界贫铬，则为贫铬理论； （2）对于镍钼合金，晶界析出Ni7Mo5，晶界贫钼； （3）对于铜铝合金，晶界析出CuAl2，造成晶界贫铜。
例如将奥氏体不锈钢1Cr18Ni9加热至1050~1150℃固溶碳的固溶度为0.10~0.15%，随后进行淬火，经固溶处理的1Cr18Ni9钢是一种碳过饱和体，不会产生晶间腐蚀。在700~800℃温度范围内，碳的固溶量不**过0.02%，过饱和的碳要全部或部分从奥氏体中析出，这时碳将扩散到晶界处，并与晶界处的铁和铬化合生成含铬量高的碳化物Cr23C6，消耗了晶界区的铬，而铬在晶粒内部的扩散速度比其在晶界处的扩散速度要慢得多，来不及补充晶界区消耗的铬，因此在晶界区形成贫铬区。对于不锈钢来说，由于晶界钝态受到破坏，在晶界上析出的碳化铬周围贫化铬区就成为阳极区，而碳化铬和晶粒处于钝态成为阴极区，在腐蚀介质中晶界与晶粒构成活化-钝化微电池，该电池具有大阴极-小阳极的面积比，加速了晶界区的腐蚀。      2、晶间σ相析出理论： 对于低碳的高铬、高钼不锈钢已不存在贫铬的条件，可是在650~850℃内热处理时，会生成含铬42~48%的σ相FeCr金属间化合物。在过钝化电位下，相发生严重的腐蚀。其阳极溶解电流急剧地上升。可能是σ相自身的选择性溶解的缘故。 σ相FeCr金属间化合物一般只能在很强的氧化性介质中才能发生溶解。因而检测这种类型的腐蚀必须使用氧化性很强的65%的沸腾硝酸，才能够使不锈钢的腐蚀电位达到过钝化区。   3、晶界吸附理论： **低碳不锈钢在1050℃固溶处理后，在强氧化性介质中也会出现晶间腐蚀，此时不能用贫铬或σ相析出理论来解释。实验表明，P杂质达100ppm或Si杂质达1000~ 2000ppm时，它们在高温区会使晶界吸附，并偏析在晶界上，这些杂质在强氧化剂介质作用下便发生溶解，导致晶界选择性的晶间腐蚀。这种钢经敏化处理后，反而不出现晶间腐蚀，这是由于碳和磷生成磷的碳化物，限制了磷向晶界的扩散，减轻杂质在晶界的偏析，消除或减弱了刚才对晶间腐蚀的敏感性。 上述几种晶间腐蚀理论并不矛盾，他们各自适用于一定的合金组织状态和介质条件。贫化理论适用于弱氧化性介质，晶间σ相析出理论适用于强氧化剂介质、金相中有σ相的高铬、高钼不锈钢，晶界吸附理论适用于强氧化剂介质。   影响因素 1、热处理温度与时间的影响：不锈钢在能够产生晶间腐蚀的电位区，是否产生晶间腐蚀以及腐蚀程度如何，都由钢的热处理制度对晶间腐蚀的敏感性所决定，即取决于受热的程度、时间及冷却速度。     750℃以上，析出不连续颗粒，Cr扩散也*，不产生晶间腐蚀。 600-700℃之间，析出网状Cr23C6，晶间腐蚀较严重的。 600℃以下，Cr、C扩散缓慢，需更长时间形成碳化物，腐蚀减弱。 低于450℃：难于晶间腐蚀。