腐蚀机理腐蚀机理(部分)
关键字：铸铁引用来源： GB/T 20801.2-2020 （C.4）
选材相关部分腐蚀机理及对策
铸铁、可锻铸铁、高硅铸铁以及延伸率小干15%的球墨铸铁均属脆性材料，对冲击载荷及热冲击较敏感，应在有限条件下控制使用，并采取相应的防护措施。
关键字：475℃脆化引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.3.2）
选材相关部分腐蚀机理及对策
含铬量≥12%的400系列不锈钢(高铬不锈钢)、铁素体含量较高的锻造或铸造奥氏体不锈钢和双相不锈钢中的铁素体相在316℃~540℃温度范围内停留较长时间后，Cr-P金属中间相析出，材料硬度增加，塑性韧性下降而导致脆化， 脆化的最大速率发生在475℃，故常称为475℃脆化。
含铬量越高以及不锈钢中的铁素体相比例越高，475℃脆化越严重。但这种脆化主要导致材料常温或较低温度下的塑性韧性下降，而对其高温下的塑性韧性影响甚微，因此在压力设备的开停车及压力试验期间容易产生风险。410型马氏体不锈钢对475℃脆化免疫，而405型铁素体不锈钢却不能幸免。
工作温度在上述温度范围或敏感材料在热处理或冷却过程中在此温度范围停留时间过长，都可能产生475℃脆化。
关键字：σ相脆化引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.6.9）
选材相关部分腐蚀机理及对策
σ相脆化是含铬量超过17%的不锈钢，尤其如铬镍奥氏体不锈钢和双相不锈钢在540℃~900℃温度下停留或使用一段时间，形成一种硬而脆的铁-铬金属间化合物而引起的脆化。σ相脆化(即其数量及其形态)取决于不锈钢中σ铁素体相的比例及其铁素体形成元素铬当量(即铬、硅、钼、铝、钨、钒、钛、铌)的高低。反之，奥氏体形成元素镍当量(即碳、镍、氮、锰)可阻滞σ相脆化。
σ相脆化将导致材料韧性的下降(冲击吸收能量及断口纤维率)。随着σ相数量的增加将大大提高不锈钢的脆性转变温度，1%~2%的σ相不锈钢的脆性转变温度尚在-46℃以下，而5%~8%的σ相，不锈钢的脆性转变温度在0℃左右，对压力设备的开停车及压力试验就可能存在风险；如σ相达到10%或以上，脆性转变温度将提高至数百摄氏度，而且显著降低蠕变塑性，降低了压力元件抗热冲击和温度-载荷波动的能力，压力元件在高温下的脆性断裂风险大大增加。
奥氏体不锈钢过量的冷变形及其焊缝中的σ铁素体将促使σ相脆化。重新进行1065℃以上保温较长时间后快冷可溶解σ相，而去σ相脆化。因此控制焊缝中的铁素体数FN≤8，过量的冷变形后应重新固溶处理就成为控制奥氏体不锈钢σ相脆化的主要工程措施。
关键字： 奥氏体不锈钢引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.5.10）
选材相关部分腐蚀机理及对策
奥氏体不锈钢和镍基合金的冶金特征：
奥氏体不锈钢是压力设备用材中仅次于碳钢、碳锰钢的第二大户，选择奥氏体不锈钢的理由大致有两个：首先是一钢多用，洁净美观、耐蚀、高温(800℃~1000℃)、超低温(-253℃)，此外良好机械强度、塑性、韧性 和加工焊接性能。正确使用奥氏体不锈钢，规避其常见的潜在风险，应了解下列各项基本冶金特征：
（a）300系列奥氏体不锈钢的耐蚀性主要来自其铬含量及其表面只有2mm的氧化铬钝化膜完整性、自钝化和修复能力；而Ni的作用主要在于形成奥氏体组织及由此带来的塑性韧性和加工焊接性能。一切有损于钝化膜完整性的因素都将对其耐蚀性带来颠覆性的后果，因此保证钝化膜完整性是应对不锈钢一切腐蚀问题的基础。
（b）不锈钢的不锈是相对碳钢而言，在氧化性介质中有良好的耐蚀性，而300系列奥氏休不锈钢对还原性介质、强氧化性介质、氧化还原性介质、卤式盐以及抗SCC的能力十分有限；高性能奥氏体不锈钢，双相不锈钢以及Inco、哈氏等镍基耐蚀合金的选用正好填补这方面的空白。
（c）奥氏体不锈钢的组织特征，如铬当量、镍当量、Schaeffler图、Delong图、FN数、PRE点蚀指数、A262晶蚀试验B法、C法、E法、G48A点蚀试验和点蚀临界温度，都对分析和应对不锈钢和镍基耐蚀合金各种失效风险至关重要。
关键字：层状撕裂引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.5.7）
选材相关部分腐蚀机理及对策
碳钢或低合金钢厚板中的片状MnS夹杂也易发生焊接部位的层状斯裂。当夹杂邻近T型焊接接头的板材表面时，在焊接热应力和/或z向(厚度方向)载荷的作用下而发生斯梨，如安放式接管与主管、凸形封头与裙座、管板或平封头与壳体或管子的焊接；或当夹杂邻近焊接热影响区，由焊接过程的充氢扩散和焊接热应力的共同作用下发生类似硫化氢SCC中的氢致阶梯状开裂H0HHIC。
层状撕裂的对策：
a)待焊部位UT探伤，排除可能的夹杂
b)改变T型角接为L型角接或对接，如安放式接管改为插入式接管：
c)降低钢材含硫量，片状MnS夹杂将导致钢板z向(厚度方向)拉伸性能，尤其是断面收缩率大幅下降。Z向断面收缩率与含硫量的关系大致为Z15(含硫量≤0.01)、Z25(含硫量≤0.007)、
Z35(含硫量≤0.005)。因此根据具体工况，选用相应z向(厚度方向)性能复板就成为海上平台之类复板焊接钢结构的惯例。
关键字：低温脆性断裂引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.2）
选材相关部分腐蚀机理及对策
碳钢、碳锰钢和合金钢的低温脆性断裂：
低温脆性断裂是金属材料在低温或韧脆转变温度以下，发生突然破裂的灾难性失效现象。发生脆性断裂时，构件承受应力水平远低于材料屈服强度，因比构件断裂前无塑性变形，断口呈脆性。 基于金属材料的韧脆转变温度、使用经验及断裂力学分析，本部分列出了材料最低允许使用温度(MDMT)及相应冲击试验要求。
下列因素应予考虑：
a)降低钢材韧脆转变温度的主要因素并非合金化(-50℃以上)，而是纯净化、细晶化及热处理状态。
b)厚度是影响脆性断裂的重要因素，一方面材料的韧性水平随厚度增加而降低；另一方面厚壁构件更易产生三向应力，而诱发脆性断裂。
c)应力水平(包括缺陷处的应力集中和残余应力、组织应力)也有重大影响，50MPa以下的低载荷状态可大大缓解脆性断裂的风险。而焊接残余应力及焊接热影响区的晶粒粗化使焊缝成为压力元件脆性断裂的首发区域，为此，焊后热处理(PWHT)也成为降低脆性断裂风险的重要措施。
d)压力设备高于转变温度的超载“温压力试验”具有缺陷尖端钝化、降低焊接残余应力、过载保护等多重效能，已成为控制脆性断裂风险的重要措施。
应考虑下列情况规范所列的免除冲击试验的碳钢和碳锰钢管道系统的脆性断裂风险：
a)冲击荷载(管道内部或外部的冲击载荷、流体的撞击等冲击荷载、泄压或排放产生的反力等)；
b)热加工而导致材料韧性损失；
c)奥氏体和铁素体材料之间的异种钢焊接，由于线膨胀系数的差异而产生的附加应力，
d)管道强行装配和冷紧导致的附加轴向应力，尤其是对低温低应力工况评定的影影响；
e)评估上述作用力时，应考虑材料低温下的弹性模量的计算；应考虑由于液态烃、液化气体之类高挥发性流体，由节流、闪蒸、骤冷而导致脆性断裂的风险；应考虑低温(材料产生脆性)或高温(降低材料强度)导致管道支架损坏的可能性。
奥氏体不锈钢的低温脆性断裂：
奥氐休不锈钢为面心立方晶格的奥氏体组织，其韧脆转变温度低干绝对零度(-273℃)，因此300系列奥氏体不锈钢固溶状态下不存在低温脆性断裂的风险。
下列情况，有可能导致300系列奥氏体不锈钢的脆性转变温度提高：
a)剧烈冷变形，导致氏体组织的马氏体转变而脆性转变温度的提高，为此应重新固溶。
b)奥氏体不锈钢的焊缝可能含有高达10%以上的δ铁素体，由此会影响-100℃及以下的焊缝冲击韧性，为此应控制焊缝铁素体FN≤8～10。在控制焊缝FN的同时，也要防止FN过低而引起的热裂纹风险，应加强PT检查。
c)降低含碳量，尽量避免使用321、347，提高含镍量都有利于提高奥氏体不锈钢的低温稳定性。
d)316L、316LN是-253℃液氢管道的通用选材，AWS A5.4 E16-8-2(FN≤5)焊条为其标配。
关键字：高温硫化物腐蚀 引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.5.8）
选材相关部分腐蚀机理及对策
碳钢、合金钢和不锈钢在超过260℃环境下与硫化物发生反应造成腐蚀，氢的存在会加速腐蚀。硫化物腐蚀主要是由H2S和其他活性硫化物引起的，所谓活性硫化物即在高温下容易分解生成H2S的硫化物，而非总硫。因此，H2S和活性硫化物浓度和温度越高，尤其在260℃~425℃，随着温度升高，腐蚀速率呈指数式升高，而在425℃达到峰值。、
碳钢、合金钢、不锈钢和镍基合金的耐蚀性取决于生成保护性硫化物膜的能力。对碳钢而言，含硅量≥0.1%将比含硅量≤0.1%者大大增加耐硫化的能力。对合金钢而言，含铬量可以明显增加耐硫化的能力，但含铬量低于9%，耐蚀性能提高不多。而加氢与高温硫化物腐蚀共存时，含铬量低于12%对耐蚀性能提高不多。因此应采用不锈钢和镍基合金，其耐蚀性同样取决于含铬量。
工程设计时通常按McConomy曲线(无H2、硫化物、温度、含铬量)或CouperGorman曲线(H2+H2S)进行初步选材。
关键字：高温氢侵蚀引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.5.5）
选材相关部分腐蚀机理及对策
碳钢及铬含量不大于3%的铬钼合金钢使用温度177℃以上，且氢分压不低于0.345MPa时，有可能发生高温高压氢侵蚀，又称为“热氢侵蚀”，以区别于常见的氢脆、氢白点、氢致裂纹等在常温或相对较低温度下产生的氢损伤。
随着温度及氢分压的提高，原子氢与钢中的碳反应而生成甲烷，从而在材料表面形成脱碳层；而在钢材内部反应生成的甲烷集聚在晶界或钢材内部的缺陷(如夹杂物)无法扩散逸出而形成很高压力，致使钢材内部脱碳、微裂直至破裂。晶界或夹杂处集聚的高压若接近材料表面则可产生氢鼓泡。
表面脱碳层较薄，对材料整体的强度和延性影响其小，工程上可忽略；但内部脱碳及裂纹将导致临氢压力设备发生灾难性事故。较高温度但较低氢分压，高温氢侵蚀的损伤模式为表面脱碳(见Nelson曲线的虚线)；而较低温度但较高氢分压，高温氢侵蚀的损伤模式为内部脱碳及裂纹(见Nelson曲线的实线)；高温加高压，则两种损伤模式都可能存在，尤以后者为甚。由此可见影响高温氢侵蚀最重要的因素是温度，其次是氢分压。
铬、钼合金元素的加入是工程中应对高温氢侵蚀的常见有效措施，并由此根据长期经验绘制成Nelson曲线，制定了API RP941并不断根据案例剖析进行修订。
a)含铬量大干或等干5%的铬钼合金钢以及不锈钢，从目前工程实例而言，对高温氢侵蚀是免疫的。奥氏体不锈钢常用于内壁堆焊、复合或衬里用于抵御高温硫或其他介质的腐蚀。
b)奥氏体不锈钢的氢溶解度比铁素体钢大一个数量级，氢的扩散速度要低两个数量级，因此可降低复合材料中基层材料的氢分压。
根据Nelson曲线进行选材时应注意如下事项：
a)留有20℃以上安全裕量，切不可超温，防止过热；采用内部隔热衬里可降低基层材料温度时，应防止隔热衬里的完整性破损而引起过热热点；
b)Nelson曲线是基于材料良好的热处理状态，以保证其金相组织及碳化物稳定性，而焊接热影响区及5%以上冷变形将改变金相组织及碳化物形态和移定性，导致其持氢性能的下降。近年来多次碳钢，0.5Mo钢临氢设备在低于但接近Nelson曲线的安全区域发生高温氢侵蚀的重大事故，究其原因都归于焊后未作PWHT或冷变形。因此碳钢及铬钼合金钢临氢设备，如换热器管子与管板，焊后均应作PWHT，否则还应将Nelson曲线留有50℃以上安全裕量，2016年版的APIRP941增加了一条针对碳钢的线。
关键字：焊接裂纹引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.6.6）
选材相关部分腐蚀机理及对策
焊接热裂纹具有如下特征：
a)奥氏体不锈钢和镍基合金的焊接裂纹与碳钢、合金钢的焊接冷裂纹(延迟裂纹或氢致裂纹)不同，它是焊缝凝固结晶的后期，即固液共存温度下产生的裂纹，故称为焊接热裂纹，又称为凝固裂纹；
b)焊接热裂纹的表现形式有两种：一是位于焊缝中央纵向裂纹或收弧弧坑中的放射性裂纹；另一种位于熔合线及临近的母材部位(包括多层焊时，上层焊道与底层焊道的熔合区)的晶间开裂，又称液化裂纹；
c)奥氏体不锈钢和镍基合金，与焊接关系密切的、工程中常见的裂纹，还有应力松弛裂纹和液体金属侵蚀。
焊接热裂纹机理如下：
a)单相的奥氏体熔池在结晶后期，奥氏体柱状晶、树枝状晶之间富集着低熔点的液态共晶物或化合物在冷却收缩变形而形成的拉应力作用下导致的晶间开裂。奥氏体钢凝固裂纹倾向有如下原因：
1)导热系数小、线胀系数大、焊接变形和应力大；
2)铌、硅、硫、磷在首先凝固的γ奥氏体相中溶解度小，而偏析在柱状晶、树枝状晶之间富集形成低熔点的液态共晶物或化合物。而锰、钼、钨、钒、钛有利于防止凝固裂纹。
b)液化裂纹多与过高焊接热量导致熔合线区域中金属重新液化(尤其是低熔点夹杂较多部位的偏析)，后又快速冷却产生应力而造成的开裂。
焊接热裂纹对策如下：
a)当前工程上最有效的措施是：在单相的奥氏体焊接材料中人为地提高铁素体形成元素含量，即铬当量，调整铬镍比，使焊缝金属含有一定量的δ铁素体数，改变熔池的凝固过程，以消除或降低焊接热裂纹风险；通常304、316、321的FN数应不低于3；而347的FN数应不低于5。特殊工况需要控制FN数更低时，可采用16-8-2型低铁素体焊材。
b)焊接工艺的调整改善措施如下：
1)避免过高焊接输入热量，多层焊时让底层焊缝充分冷却后再焊下一道，
2)控制焊道熔深与宽度之比，避免形成既深又窄的熔池(易热裂)；
3)弧坑要填满、焊缝要饱满或凸起，不要形成凹形焊道；
4)采用碱性焊条，抗裂性优于酸性焊条。
关键字：回火脆性与再热裂纹引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.5.9）
选材相关部分腐蚀机理及对策
碳钢和合金钢在343℃~577℃温度停留将导致材料韧性不同程度地下降，由于该温度范围与钢材的回火温度相近，故称为回火脆性。由于铬钼合金钢的使用温度范围又与其高度重合，因此对其格外关注。产生回火脆性的根源在于钢中磷(P)、砷(As)、锑(Sb)、锡(Sn)等有害元素的晶间析出集聚，而硅、锰对此亦有辅助作用。此外大截面构件的热履历也对其回火脆性的敏感性带来显著的影响。
回火脆性导致的韧性下降主要对压力元件开停车阶段以及在转变温度下快速加载或承受冲击载荷构成威胁，尤其是厚壁(≥50mm)及结构不连续构件。因此提高材料的纯净度和原始韧性水平就成为规避回火脆性风险的核心工程措施。
铬钼合金钢中对回火脆性最为敏感的是440℃左右长期使用的2.25~3Cr-1Mo钢的≥38mm厚壁临氢压力设备。为此工程中采用控制措施如下：
母材的J=(Si+Mn)(P+Sn)x10000≤150(wt%)；焊缝的X=(10P+5Sb+4Sn+As)/100≤15x10^-6
通过控制材料经历PWHT和步冷处理后的转变温度增值来控制厚壁临氢压力设备的回火脆性风险。用户应根据自身情况及使用经验，不必盲目套用上述要求。
5%~9%CrMo钢对回火脆性并不敏感。工程界曾担忧1~1.25Cr0.5Mo钢的回火脆性敏感性，研究表明，随着用户对铬钼合金钢韧性要求的提高，1~1.25Cr0.5Mo钢的回火脆性敏感性低于2.25~3Cr-1Mo钢。
近年来铬钼合金钢的冶金技术已由粗晶钢转为铝脱氧的细晶钢，如钢中的含磷量≤0.01%；含硫量≤0.005%，0~-20℃AKV50就足以控制1~1.25Cr0.5Mo厚壁压力设备的回火脆性风险。因此，1~1.25Cr0.5Mo厚壁(≥25mm)压力设备通过下列工程措施以控制再热裂纹及回火脆性的风险：
a)母材及焊缝的X系数≤15x10^-6含碳量≤0.15%
b)采用低氢焊材(H8)、焊接区域PWHT后HV≤235或HB≤225
c)水压试验温度不低于15℃。
材料的回火脆性可通过620℃的回火热处理来恢复韧性，但并不能对再次发生回火脆性免疫。
关键字：绝热层下腐蚀引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.9）
选材相关部分腐蚀机理及对策
绝热层下腐蚀的机理：
绝热层下腐蚀(CIT)是压力容器或管道在绝热层下，由于水或蒸汽的渗入、结露以及在外表某些局部区域集聚、 蒸发及浓缩而造成的局部电化学腐蚀。碳钢、合金钢以及奥氏体不锈钢、双相不锈钢都会发生CUI，但两者的腐蚀机理及其形态不同。前者是相当充气水(饱和氧)对钢的氧化腐蚀，生成氧化铁的锈蚀票；而后者大多与氯离子的浓缩而引起的点蚀和应力腐蚀破裂有关。
影响因素：
影响CUI的主要因素有两个：首先是水渗入绝热层及在管道外表面某些部位的·集聚。对于不锈钢的点蚀和氯化物应力腐蚀开裂(CLSCC)还包含着氯离子的溶入。水的来源有多种；雨水、结露、蒸汽冷凝、跑冒滴漏、绝热层的吸潮都有可能成为腐蚀介质的来源；而特定部位如绝热层外壳的易渗水或破损处、设备外表面的积液处、热蒸汽排放或疏水点、冷却塔或局部酸雨区域都是CUI的敏感区；统计表明，温暖、湿润的东南沿海区域发生CUI的概率要大于寒冷、干燥的内陆区域。
影响绝热层下腐蚀的温度并非一定是正常工作温度或设计温度，还可能是实际影影响腐蚀速率的金属温度乃其温度波动或温差。因为，温度波动、温差或开停车将促使金属外表的冷凝、蒸发、干湿交替，是而提高腐蚀速率。常用金属材料的绝缘层下腐蚀呈现如下规律：
a）碳钢、合金钢发生CUI的温度范围为-12℃~175℃，由于为氧化性腐蚀，腐蚀速率随温度提高而加速，由于低温端通常不重设置绝热层，而高温端大多因渗入的水快速蒸发而干燥，丧失了电化学腐蚀环境，因此，碳钢、合金钢发生CUI的敏感区为75℃~110℃。
b)奥氏体不锈钢、双相不锈钢发生CUI的温度范围为60℃~205℃，同样腐蚀速率随温度提高而加速，因为温度升高促使水的蒸发和氯离子浓缩，并使腐蚀形态由点蚀转变为腐蚀速率更快的SCC应力腐蚀开裂，高温端也因渗入的水快速苤发，从而丧失了电化学腐蚀环境，因此，奥氏体不锈钢发生CUI的敏感区为60℃~175℃；双相不锈钢相对300系列的奥氏体不锈钢有较高的PRE点蚀指数和双相抗SCC应力腐蚀开裂组织，所以发生CUI的概率相对要低一些，但在严酷环境下也未能免疫。
解决CUI的途径主要有三个：
a)消除前述“影响因素”所列入的水的来源及结构泄漏破损部位：
b)选择更换吸潮率低、氯离子含量低或有抑制腐蚀功能的绝热层材料；
c)表面涂料、热喷铝或采用铝箔包裹的保护措施。
关键字:氢脆和氢致开裂引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.5.10）
选材相关部分腐蚀机理及对策
由于碳钢、低合金钢为体心立方晶格，氢在钢中的溶解度比面心立方晶格的奥氏体钢或镍合金要低得多，而且其在相变冷却过程中过饱和的氢大量析出，在晶格畸变、组织应力高或缺陷、空穴处的集聚致使碳钢、低合金钢成为氢脆和氢致开裂的敏感金属。
氢的来源有下列三大渠道：
a)材料冶炼、锻造、焊接过程中进入，而其后快速冷却到常温过程中来不及逸出，而导致脆裂或韧性大幅下降，如氢白点、焊接延迟裂纹(冷裂纹)。
b)材料电化学腐蚀过程中阴极产生的氢原子渗入金属，而导致的氢致裂纹HSC。除上述H2S导致的SSC、HIC外，高浓度的氢氟酸与碳钢、低合金钢腐蚀反应生成的原子氢渗入钢中也将产生与酸性H2S溶液类同的SCC和HIC。此外，钢材的过酸洗和阴极保护中过电位也可能导致阴极充氢而引发的氢脆。
c)氢对金属材料的渗透率随氢分压的提高而加大，除上述高温高压氢侵蚀外，在常温或较低温度下，随着氢分压的提高也将导致高强钢或钢的淬硬组织处产生氢脆。如气体工业将常温氢分压≥1.0MPa的压力设备列入应考虑采取防范氢脆的工程措施；ASME已制定B31.12氢管道和管线规范，专门应对高压下常温与低温的氢脆。
控制氢脆和氢致开裂的对策如下：
a)采用真空脱气或采用低氢焊材，降低钢中含氢量。由于氢在温度升高时，氢在钢中的渗透率大大提高，因此缓冷、脱氢处理也将大大缓解氢脆风险。总之从氢的供给侧采取釜底抽薪的方式控制氢脆风险。
b)控制材料强度、硬度、冷变形、PWHT、板材的含硫量(HIC)等材料及应力(包括内应力、残余应力)侧控制氢脆风险。
关键字：软化（珠光体球化)引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.5.4）
选材相关部分腐蚀机理及对策 软化(珠光体球化)
铬钼合金钢，如15CrMo、1.25CrCrMo、2.25CrMo、12Cr1MoV、5Cr0.5Mo钢长期在440℃以上工作，珠光体中的碳化物不稳定，由原先的片状或弥散分布聚集成球状或块状碳化物，导致材料常温强度和高温长期强度下降。
温度、时间和合金含量是影响珠光体球化的重要因素。退火状态相对优于N+T或QT；硅镇静的粗晶粒钢相对优于铝镇静的细晶粒钢。
虽然珠光体球化致使材料高温强度下降，但伴随塑性的提高，即使在应力集中部位也允许有更大的应变。除高应力水平的应力集中区或伴随其他材料失效风险，仅由于珠光体球化而导致压力设备更换维修的案例其为罕见。
关键字：石墨化引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.5.3）
选材相关部分腐蚀机理及对策
碳钢和0.5Mo钢长期在427℃以上工作，致使稳定性不高的碳化物分解成铁素体和石墨，导致材料常温强度和高温长期强度下降。下降程度对应干石墨化进程。
温度和时间是影响石墨化的最重要因素，温度高于538℃时，热影响区发生严重石墨化仅需5年，而温度为454℃时，产生轻微的石墨化也需要30年~40年。
冷变形及焊接热影响区，相对更易发生石墨化，曾有硅镇静优于铝镇静的论点，但无确切证明，现已忽略。
关键字：通用规定引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.1）
选材相关部分腐蚀机理及对策
1)应考虑管道暴露明火下的可能性以及管道材料的熔点、软化温度、高温下强度的降低和材料的可燃性。
2)应考虑发生火灾或采取灭火措施时，热冲击导致管道材料脆性断裂或损坏的敏感性以及由此而产生的次生灾害。
3)应考虑火灾时，管道绝热材料对管道的损伤(如稳定性、耐火性能及在火中保持原有位置的能力)。
4)管道系统不可免存在众多缝隙，如垫片密封面、螺纹或承插接头等，应考虑管道材料对缝隙腐蚀的敏感性。
5)电偶腐蚀是两种腐蚀电位相差较大的金属材料紧密接触，通过电解质构成腐蚀电流回路，致使腐蚀电位低侧的金属成为阳极加速腐蚀，反之腐蚀电位较高侧的金属成为阴极而得到保护。
电位差越大、阳极/阴极面积比越小(即小阳极/大阴极)，则申偶腐蚀越严重。
材料表面状态，包括非金属或金属涂层及阴极保护(牺牲阳极)都对减轻电偶腐蚀产生重大影响，可采取如下防护措施：
a)对腐蚀电位较高侧的金属施以非金属涂层；
b)碳钢的热镀锌(水温不高于66℃)；
c)埋地管道采用阴极保护(牺牲阳极)及绝缘法兰。
6)应考虑螺纹润滑剂或密封剂与流体工况的相容性。
7)应考虑衬垫、密封件和“o”形环与流体工况的相容性。
8)应考虑诸如胶黏剂、熔剂等材料与流体工况的相容性。
9)考虑管道材料，包括密封剂、垫片、润滑剂和绝热材料与强氧化性流体(如氧气或氟气)的相容性。
关键字：材料设计和选用通则引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.1）
选材相关部分腐蚀机理及对策
材料选用要基于应对由压力载荷而导致的材料强度失效以及延性金属低于韧脆转变温度下的低应力脆断。
材料应对使用环境及介质的腐蚀和选材，业主或设计者可参考相关的腐蚀手册、图表和专著，尤其是类似装置的长期使用经验、现场试验和分析以及新工艺开发中的实验数据。
GB/T20801.2-2020附录C提供了常用管道材料选用时应注意的事项。
关键字：铜合金的氨裂引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.7.1）
选材相关部分腐蚀机理及对策
黄铜与氨接触会发生严重的应力腐蚀开裂，俗称氨裂。铜合金的氨裂有下列特征：
a)含锌量大于15%的海军黄铜和铝黄铜为氨裂敏感材料。降低含锌量可降低氨裂敏感性但不足以免疫，而铜-镍合金和镍-铜合金对氨裂是免疫的。
b)pH大干8.5的液氨、氨水、含氨的溶液如胺液，在各种温度下都可产生氨裂；即使在气相时，空气中氧的污染也将促进氨裂；避免敏感材料在上述环境接触是规避风险的主要途径。
c)拉伸应力可加速氨裂，但材料的残余应力足以导致开裂。
关键字：铜合金的脱锌引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.7.2）
选材相关部分腐蚀机理及对策
铜合金的脱锌有如下特征：
a)铜金和环境组合易发生脱合金现象，所谓脱合金就是铜合金中某一合金元素在特定的介质中发生的选择性腐蚀现象，合金中某一合金元素(或组织)优先快速被腐蚀，而残留的合金呈多孔状而失效，其中以黄铜的脱锌最为多见，故又称为脱锌。
b)铜合金增加某种合金元素可以提高耐脱合金的性能，锡可以提高铜合金的耐脱合金性能；加入非常少量的磷、锑、砷可以提高海军黄铜的耐蚀性能；铝青铜的脱铝可以通过热处理产生α和β微观组织来防护。
发生脱合金的铜合金和环境组合：
1)黄铜(>15%Zn)；环境：水，尤其是静止的凝结水；被脱除的合金元素：锌(脱锌)
2)铝青铜(通常AI的质量分数>8%)；环境：HF酸，含氯化物的酸，海水；被脱除的合金元素：铝(脱铝)
3)硅青铜；环境：高温蒸汽和酸性物质；被脱除的合金元素：硅(脱硅)
4)锡青铜环境：热盐或蒸汽；被脱除的合金元素：锡(脱锡)
关键字：微生物腐蚀引用来源：GB/T208012-2020（C.8）
选材相关部分腐蚀机理及对策
微生物腐蚀的机理：
微生物腐蚀是由微生物代谢作用而导致在大多数金属材料(包括碳钢、不锈钢、镍基合金)表面产生的类似于点蚀的杯状腐蚀现象。各种未经消毒的水，如给水、冷却水、消防水、海水都含有大量的细菌、藻类和真菌，在滞留及流速缓慢的情况下，获得各种无机物(硫、氨、硫化氢等)、有机物(碳氢化合物和有机酸)包括泄漏的介质、结垢或腐蚀产物的营养而大量繁殖代谢，在其附着的金属表面下产生严重的孔蚀。
微生物腐蚀的防护措施：
应结合具体情况选择如下防护措施：
a)采用加氯、溴、臭氧、紫外线等消毒措施，杀灭微生物；
b)清除滞留的积水、提高流速、消除滞流死角；
c)表面涂层、包惠或阴极保护，如理地管道及储罐底板：
d)定期冲刷、化学清洗、消毒等方法清除表面附着的各种污垢、结疤等，也可减轻MIC，延长使用寿命。
关键字：液体金属侵蚀引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.6.8）
选材相关部分腐蚀机理及对策
液体金属侵蚀是金属材料与熔点较低的液体金属接触时引起的晶间脆裂现象。
常见的LME现象有下列两种：
a)不锈钢的热加工或焊接热影响区表面，由于低熔点金属细末的污染，其残留的粉末在热加工或焊接热量下熔化而对不锈钢的晶间侵入所致。典型的低熔点金属有锌、铜、铅、锡、汞；来源于加工环境、机具、切割砂轮、回丝、钎焊料、表面擦痕或标记颜料、墨水等。少量的残留粉末，焊后PT检查热影响区就可检出微裂纹。破裂断口的光谱分析可见低熔点金属痕迹。表面浅层的LME，打磨清除即可。
b)含铜量较高的不锈钢，如316Cu、904L的大截面锻件的锻造过程中，高温加热致使表面氧化后富集的铜在高温熔化后渗入晶界而产生裂纹，又称为铜脆。
关键字：应力松弛裂纹引用来源：GB/T 20801.2-2020（C.6.8）
选材相关部分腐蚀机理及对策
应力松弛裂纹又称为再热裂纹，是含有稳定化元素(如铌、钛)的奥氏体不锈钢和镍基合金，焊后在高温(550℃～750℃)使用或焊后在该温度区间停留后(如热处理或热加工的升温过程)，在焊缝残余应力峰值区域发生开裂的现象。裂纹大多位于焊接热影响区的粗晶区，呈晶间开裂状。黎纹有少量也可能位于焊缝金属以及母材的冷变形区。
产生SRC的机理常归为下列三个因素共同作用的结果：
a)稳定化元素(如铌、钛)的碳化物在焊接热影响作用下，在晶界的大量析出导致该部位的蠕变塑性大大降低 (可检HV≥200；蠕变塑性<2%，其至<0.1%)；
b)焊接，尤其是厚壁(12mm~25mm以上)、角接(如支管座)焊缝的应力集中区和缺陷区的过高残余应力；
c)在高温(550℃~750℃)区间，残余应力松弛的过程中，由于该部位的蠕变塑性过低而导致开裂。
应力松弛裂纹的敏感因素如下：
a)奥氏体不锈钢中：347H最高；321H中等；304H较低；316H免疫；镍基合金中：617、601敏感度高于800HT、625。
b)粗晶粒敏感度高于细晶粒；固溶后的稳定化热处理可降低应力松弛梨纹的敏感性。
应力松弛裂纹的对策如下：
a)除非必要，少用347H，改用316H；617焊材降级为NiCrFe-3；亦有认为，对347H：降低含碳量≤0.02%；提高铌碳质量比≥15；含氮量为0.05%~0.10%可改善347H的抗SRC能力，免除PWHT。
b)晶粒度细于或等于3.5级；进行固溶+稳定化处理。
c)降低焊接线能量(≤2.15kJ/mm)、窄焊道(≤15mm)、控制层间温度≤135℃；改善焊缝表面质量及应力集中(焊缝粗糙、咬边、未焊透、未熔合)；控制支管座焊缝尺寸及成型；如采用焊补，采用16-8-2的316型焊材。
d)焊后PWHT是消除焊接残余应力的有效措施，免除了其后使用过程中发生SRC的隐患。但PWHT的过程，尤其是高于460℃的升温过程，又是产生SRC的高风险区，应快速通过。PWHT温度一般选择稳定化温度，PWHT后空冷即可。
e)PWHT后应对焊接区域全面PT检查，清除可能产生的SRC。
注：本程序的材料腐蚀机理内容主要引自GB/T20801.2等标准或规范
除此处[关键字]之外的其他相关内容可见本网站其他部分