应力腐蚀裂纹（Stress Corrosion Cracking，SCC）是金属构件在拉应力和一定腐蚀介质的共同作用下所产生的低应力脆性破坏形式。据资料统计，造成应力腐蚀的应力主要是残余应力而不是外加应力，其中焊接应力约占30％左右，所以结构焊后即使无载荷存放，只要存在适当的腐蚀介质，也会引起应力腐蚀。由于应力腐蚀开裂具有低应力、脆性破坏的特点，材料在破裂前没有明显的征兆，所以SCC是破坏性和危害性极大的一种失效形式。
1.SCC的特征
不同材料在不同应力状态下和不同的腐蚀介质环境中，所显示的应力腐蚀裂纹特征是不一样的。归纳起来，应力腐蚀裂纹具有以下的共同点。
1）某种金属材料只对特定的某些介质敏感。表8-2为常用材料易产生应力腐蚀破裂的环境示例。一般来说，介质的腐蚀性较弱，呈中性或弱酸性，表面保护膜不能稳定存在，易于产生应力腐蚀开裂；若介质的腐蚀性强，会产生全面的均匀腐蚀，反而不易产生应力腐蚀裂纹。此外，腐蚀介质的温度对应力腐蚀裂纹的产生也有很大影响。
表8-2产生应力腐蚀裂纹的材料—环境组合
2）SCC具有低应力、脆性破坏的特点。低应力破坏是指应力水平往往低于材料的屈服强度，而脆性破坏断裂前没有明显的塑性变形，断裂往往是突然爆发，所以是一种危险的断裂形式，往往会造成严重的事故。
3）SCC往往是金属构件在服役期间发生的延迟破坏。SCC的过程包括金属构件在特定区域产生腐蚀坑（裂纹核心）、裂纹亚临界扩展、机械失稳扩展三个阶段，亚临界扩展阶段的长短决定延迟时间，延迟时间可以从几秒到几年甚至几十年，具体时间长短决定于应力水平和腐蚀介质。
4）SCC是由表及里的腐蚀裂纹。因为腐蚀首先发生在金属与介质的相界面上，所以发生SCC时，首先是在金属材料接触腐蚀介质的表面开裂，然后向金属基体内部扩展，而且SCC一旦发生，裂纹面上试块表面和内部开裂的速度不同，内部扩展速度快、外部慢。所以从表面测量SCC裂纹长度不准确。
5）裂纹形态为根须状、河流状（见图8-35），断口因腐蚀的缘故呈黑色或灰白色，只在最后机械失稳断裂区有金属光泽。实际构件中，如船体、压力容器等板材结构断裂时，断口常出现人字纹花样，人字纹的尖端指向裂纹源。
6）SCC扩展主要有穿晶、沿晶和混合型三种。一般来说，低碳钢、低合金钢、铝合金、α黄铜等，SCC多属沿晶开裂，且裂纹大致是沿垂直于拉应力方向的晶界向金属材料的纵深方向延伸。奥氏体不锈钢在含Cl－的介质中一般为穿晶开裂。对于镁合金则混合型的较多。当然，断口形貌受应力场强度因子K的影响很大，K值越大表明应力越大。随着裂纹的扩展，常用高强度钢断口由裂纹源开始可能首先是沿晶破坏，然后是混合型，最后是穿晶。
7）SCC的破裂速度远大于没有应力（单纯腐蚀）下的破裂速度，但又小于单纯应力作用下的断裂速度。
图8-35 炼油厂奥氏体不锈钢管的应力腐蚀
2.产生SCC的机理
探索应力腐蚀裂纹的起源和扩展的原因和过程，显然是研究应力腐蚀裂纹最重要和最基本的问题。多年来各国科学家在这方面做了大量的工作，也取得了一些显著的成就。但是由于影响应力腐蚀的因素众多而复杂，企图用一种理论去解释应力腐蚀破裂这一复杂的问题是非常困难甚至是不可能的。目前关于应力腐蚀裂纹的产生机理有多种不同的理论，下面仅就一些取得较多共识的理论介绍如下。
（1）阳极溶解理论Hoar和Hines首先提出该理论，他们认为应力腐蚀裂纹的产生是由于微裂纹尖端阳极快速溶解的结果，应力的存在将加速阳极溶解的速度并且促使金属分离。该理论的核心思想是裂纹扩展的过程是腐蚀作用的过程，而应力只起加速作用。
根据阳极溶解理论，产生应力腐蚀裂纹必须首先形成局部阳极，其次要有形成一个连续的阳极通道的条件，第三要有垂直于裂纹发展方向的拉应力存在。拉应力在裂纹起源和扩展过程中均起到一定作用。
1）裂纹源的产生。形成局部阳极（裂纹源）的原因是多方面的，例如，由于金属材料的原始成分不均匀性而形成的局部阳极；由于在应力作用下局部塑变引起的偏析而形成的局部阳极；由于表面保护膜的破裂而产生的局部阳极；由于伴随腐蚀反应过程而产生的局部阳极等。
①材料自身的不均匀性（先天性阳极）。众所周知，工程上常用的一般金属材料，从微观上看，它们的化学成分是不均匀的，由于化学成分的不均匀性，在电解质溶液中，就会有电位差存在。一般说来，晶粒的边界和晶粒内部的化学成分也是不同的，因此，晶粒内部和晶粒边界就有电位差存在，而且在大多数情况下，晶界的电位低于晶粒内部的电位。但是，随着晶界析出物种类和性质的不同，也有可能由于析出物电极电位高于晶粒基体的电极电位而使得在一定的介质中，首先发生应力腐蚀裂纹的不是晶界而是晶粒基体。例如，低碳钢在硝酸盐溶液中，当钢中碳或氮的含量增加时，晶界电位也降低，则应力腐蚀裂纹的敏感性就增大。但是，如果把钢进行淬火，然后在200～600℃温度短时间回火，在晶界上析出碳化物和氮化物，此时，则反而降低了应力腐蚀裂纹的敏感性，这一事实说明晶间析出相的性质与晶界电化学性能和产生应力腐蚀裂纹的倾向性存在一定的关系。
②由于表面氧化膜的破坏而产生的局部阳极。在腐蚀介质中，金属表面都存在不同程度的保护膜，可以隔绝腐蚀介质和金属基体，防止金属遭受腐蚀。保护膜一旦被局部破坏，就会形成以膜为阴极、裸露的金属为阳极的局面，金属发生阳极溶解。
表面保护膜的破坏是由多种因素造成的，例如机械损伤、应力作用等。在应力作用下，表面保护膜的破坏可以用滑移阶梯来说明，如图8-36所示。金属在应力作用下产生的塑性变形，就是金属的位错沿滑移面的运动，结果在表面汇合处出现滑移阶梯，如果表面的保护膜不能随着这个阶梯发生相应的变化（变形），表面保护膜就会被撕裂，局部暴露出活性金属并引起电极电位的降低。
③在应力作用下，位错或C、N原子的聚集产生的阳极。在应力作用下，裂纹尖端产生塑变区，滑移的结果使晶格缺陷增加，C、N等原子容易向缺陷处扩散形成偏析，如图8-37所示。位错聚集和C、N偏析，都会使电位降低形成阳极，从而增加对SCC的敏感性。
图8-36 塑性变形引起的滑移台阶
图8-37 应力引起的局部偏析(www.xing528.com)
2）裂纹的扩展。根据阳极溶解理论，SCC裂纹的扩展沿活性阳极通道进行。所谓活性通道是指合金中存在一条易于腐蚀的大致连续的路线，而材料其他区域是钝态的。
活性通道可由不同的原因构成，如合金成分和微结构的差异、溶质原子可能析出的高度无序晶界或亚晶界、由于局部应力集中及由此产生的应变引起的阳极晶界区、由于应变引起表面膜的局部破裂。最常见的活性通道是晶界，因为杂质元素析集使其难以钝化。例如，敏化处理的奥氏体不锈钢沿晶界析出铬的碳化物，导致晶界处局部区域铬元素的含量减少，这些区域钝化能力差。与腐蚀介质接触，无应力作用时产生晶间腐蚀，有应力作用时即产生SCC。
如图8-38所示为裂纹扩展过程的模型，裂纹侧面（A）由于具有一定的表面膜（氧化膜）使溶解受到抑制，具有很小的溶解速度。而裂纹尖端前沿区因受到了局部应力集中，产生迅速形变屈服，由于在塑性形变过程中金属晶体的位错连续地达到前沿表面，产生为数甚多的瞬间活性点，使裂纹前沿具有非常大的溶解速度，据有关研究指出，裂纹尖端处的电流密度高于0.5A／cm2，而裂纹两侧仅为约10－5A／cm2。相比之下，裂纹尖端的溶解速度要大104倍。
图8-38 SCC裂纹扩展过程模型
阳极溶解理论认为裂纹尖端金属的腐蚀速度决定SCC裂纹扩展的速度，因此抑制腐蚀就可有效地控制SCC。实践证明，利用阴极保护可使敏感金属不发生破裂，或使已经产生裂纹的金属裂纹扩展中止，如取消阴极保护裂纹又会继续扩展。
（2）氢脆理论 氢脆理论认为合金中吸收了腐蚀过程中的阴极反应产物H，诱导脆性，在应力的作用下产生裂纹并扩展。
H可以溶解于所有金属中。H的原子体积小，可以存在于金属原子之间，结果比其他较大的原子扩散起来要快得多。例如，H在室温下铁素体钢中的扩散系数与盐在水中的扩散系数相近。H倾向于向金属结构的三向拉应力区扩散，因此会被吸引到处于应力作用下的裂纹或缺口的前方区域。溶解氢可能降低金属的抗裂能力，或有助于发展强烈的局部塑性变形，从而促进金属开裂。氢致开裂可能是沿晶也可能是穿晶，裂纹扩展速率一般都较高，极限情况下可达1mm／s。
具有体心立方晶格结构的铁素体，金属原子之间的空隙较小，但这些空隙之间的通道较宽，因此H在铁素体结构中溶解度较小，但扩散系数较大。相反，面心立方晶格的奥氏体中，原子之间的空隙较大，而空隙之间的通道较小，所以在奥氏体不锈钢这样的材料中H具有较高的溶解度和较低的扩散系数。结果，H由表面扩散到奥氏体材料内部并使之变脆要比铁素体材料花费更长的时间（几年而不是多少天），因此通常认为奥氏体合金对H扩散具有免疫性。
多数学者认为，结构钢在含硫化氢介质中的SCC机理是氢脆。H2S作为一种强渗氢介质，不仅因为它本身提供了氢的来源，而且起着“毒化剂”的作用，阻碍阴极反应所析出的氢原子结合成氢分子和逸出，而在钢的表面富集，提高钢表面氢浓度，其结果是加速氢向钢中的扩散溶解过程，从而破坏金属基体的连续性，造成氢的损伤（氢脆或氢裂）。由腐蚀所引起的内部氢脆，要经历氢原子的化学吸附→溶解（或吸附）→点阵扩散→形成裂纹或气泡四个阶段，其中点阵扩散是这类脆性的主要控制因素。有学者指出，H2S引起的应力腐蚀破裂敏感性和氢脆一样，都是在室温附近最敏感；调质后的索氏体敏感性最小，二者都随应变速率的降低而增加，这些现象都说明了H2S引起的应力腐蚀裂纹的本身是受扩散过程控制的内部氢脆。
3.影响SCC的因素
金属的应力腐蚀受各方面因素的影响，内因包括金属的组成、组织结构，外因包括材料所处的介质环境以及材料所处的应力以及应变状态。
（1）材质的影响 金属的化学成分及偏析情况、组织、晶粒度、晶格缺陷及其分布情况，材料的物理、化学及力学等方面的性能、材料的表面状况等都影响材料的SCC敏感性。
纯度极高的金属，虽然也发现有产生SCC的现象，但以二元和多元合金的敏感性较高，且组成合金系统的元素相互间的电极电位差越大，此合金系统对SCC越敏感。
对于同一种材质，杂质的含量、金相组织、晶格缺陷、晶格尺寸、合金本身的成分等都是影响SCC敏感性的因素。杂质含量越高，晶界偏析越严重，材料对SCC越敏感。对于钢铁材料，金相组织对SCC的敏感性大体是：渗碳体→珠光体→马氏体→铁素体→奥氏体，SCC倾向依次降低。金属材料的强度级别越高、塑性指标越低，对SCC越敏感。
（2）材料所处的应力及应变状态SCC敏感性与材料所承受的载荷性质、大小及应力分布状态有关，同时还与材料所承受的加工过程和服役过程的应力、应变的大小和历史有关。例如，材料所处的应力状态包括线应力、面应力和体应力，SCC敏感性依次增大，而焊接件又大都处于体应力状态下，所以焊接结构对SCC敏感性大，易产生SCC。载荷性质分为动载荷和静载荷，动载荷比静载荷更容易产生SCC。而应力水平则是应力越高，出现腐蚀开裂的时间越短；应力越集中，越容易产生SCC。变形量越大，越容易产生SCC。
（3）介质环境 由表8-2可知，只有当金属所处的介质能引发其发生应力腐蚀破裂时，金属才能发生应力腐蚀破裂。除了介质成分外，介质的浓度、pH值、温度等都对SCC有很大影响。随有害离子浓度增大，应力腐蚀破裂时间tf缩短，SCC敏感性增大；随介质温度升高，所需发生SCC破坏的有害离子浓度越低，SCC增大。一般，pH值升高，材料对SCC的敏感性下降，不过材质不同、介质不同，情况可能有所变化。
4.防止措施
防止SCC可以从降低和消除应力、控制环境、改变材料三个方面采取措施，其中最为有效的是消除或减轻应力。
设计时设法使最大有效应力或应力强度降低到临界应力σcr或应力腐蚀门槛应力强度因子K1SCC以下。
多数SCC不是由于外部载荷（操作应力），而是由于内部残余应力所引起的，因此组装和焊接过程中应避免产生较大的残余应力。应禁止强行组装，还应避免组装过程中造成的各种伤痕如组装拉筋、支柱及夹具留下的痕迹及随意打弧的灼痕，因为这些都可成为应力腐蚀的裂纹源。已存在的伤痕必须进行修整。应选用合理焊接工艺方法，尽量减小残余应力和残余应力集中。
焊后消除应力处理可有效地降低SCC的倾向和改善接头的组织，因此对于在腐蚀介质条件下工作的焊接结构，必须进行消除应力处理。焊后消除应力处理的方法很多，应根据具体结构的情况和技术上的可行性进行选择。一般有整体热处理、局部热处理、机械拉伸、水压试验等方法。
通过表面处理的方法使焊接结构表面产生压应力，将敏感的拉应力层与环境隔离，只要表面层连续、使用过程中又不被破坏，就有良好的耐SCC效果。具体方法包括机械法（表面喷丸、喷砂、锤击等）、化学法（如渗氮处理等）。
另外，也可以通过采用阴极保护、加缓蚀剂、表面涂覆隔离层等腐蚀防护措施对SCC加以控制。如果上述方法都不能采用，那么只有放弃原来选定的材料，改用在该环境中不发生SCC的材料。具体可选用成分或结构不同的同类型合金或他种金属，例如奥氏体双相不锈钢对含Cl－溶液敏感，高Cl－溶液中可选用18Cr18Ni2Si，或者奥氏体钢中加入少量Mo或Cu。
焊接时应注意正确选择焊接材料，因为调整焊缝金属的合金系统是提高耐应力腐蚀的重要手段之一，但必须同时考虑具体的腐蚀介质。焊接工艺的制定应保证不产生硬化组织及不发生晶粒的严重长大，从而减少应力腐蚀裂纹倾向。
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