浙江至德鋼業(yè)有限公司將工廠生產(chǎn)的SAF2507超級(jí)雙相不銹鋼管經(jīng)過(guò)固溶處理之后的試樣動(dòng)點(diǎn)位掃描極化曲線如圖所示，利用Cview軟件擬合的自腐蝕電位、腐蝕電流密度和腐蝕速率如表所示。母材試樣在固溶處理前后自腐蝕電位和腐蝕電流密度變化均很小，自腐蝕電位由-0.123V變?yōu)?0.180V，腐蝕電流密度由9.118E-8A/cm²變?yōu)?.175E-7A/cm²，腐蝕速率經(jīng)過(guò)固溶處理之后略微上升了0.0003mm/a，1050℃固溶處理對(duì)于雙相不銹鋼母材的耐點(diǎn)蝕性能幾乎沒(méi)有影響，因?yàn)楣倘芴幚砬昂螅p相不銹鋼母材的雙相比例變化不大，且都接近1:1的最佳比例，沒(méi)有析出其他析出相及金屬間化合物，因此耐點(diǎn)蝕性能變化不大。LBW接頭經(jīng)過(guò)1050℃固溶處理之后，耐點(diǎn)蝕性能有明顯上升，自腐蝕電位從-0.256V上升到-0.145V，腐蝕電流密度由2.409E-7A/cm²下降到1.180E-7A/cm²，腐蝕速率降低了越0.0015mm/a。

 圖是固溶處理后，SAF2507超級(jí)雙相不銹鋼管母材及三種焊接接頭的極化曲線圖。經(jīng)過(guò)固溶處理之后，LBW焊接接頭的組織改善了許多，大量的鐵素體組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織，奧氏體的耐蝕性高于鐵素體組織，從而提高了焊接接頭的耐蝕性能。其次，經(jīng)過(guò)焊接后，在焊接接頭的熱影響區(qū)產(chǎn)生了氮化鉻膜化合物，使熱影響區(qū)成為焊接接頭耐點(diǎn)蝕性的薄弱區(qū)域，而固溶處理之后，氮化鉻膜溶解于基體，且沒(méi)有其他有害析出相析出，因此LBW接頭固溶處理之后耐蝕性能提高很多。經(jīng)過(guò)固溶處理之后，LMHW和GTAW焊接接頭的耐點(diǎn)蝕性能均有所下降，經(jīng)過(guò)固溶處理之后，在兩接頭的填絲部分，都生成了σ相，σ相導(dǎo)致周圍區(qū)域形成一個(gè)貧鉻區(qū)域，成為點(diǎn)蝕率先萌發(fā)的區(qū)域，大大降低焊接接頭的耐蝕性能，因此這兩種焊接方式并不適合在1050℃下進(jìn)行固溶處理。固溶處理之后，母材的耐點(diǎn)蝕性能依舊最好，LBW接頭耐蝕性次之，由于GTAW焊接接頭析出的σ相最多，因此其耐蝕性能最差。

浙江至德鋼業(yè)有限公司對(duì)SAF2507超級(jí)雙相不銹鋼管試樣在常溫和60℃的條件下進(jìn)行動(dòng)點(diǎn)位掃描測(cè)試，測(cè)得極化曲線結(jié)果如圖所示，利用Cview擬合軟件對(duì)曲線進(jìn)行擬合，數(shù)據(jù)如表所示。當(dāng)溶液溫度從室溫上升到60℃，母材試樣的腐蝕電流密度由9.118E-8A/cm²上升到2.677E-7A/cm²，LBW接頭的腐蝕電流密度由2.409E-7A/cm²上升到4.450E-7A/cm²，LMHW接頭的腐蝕電流密度由1.856E-7A/cm²上升到4.080E-7A/cm²，GTAW接頭的腐蝕電流密度由1.240E-7A/cm2上升到2.711E-7A/cm²，四個(gè)試樣的腐蝕速率均明顯增大，耐蝕性下降很多。

 圖是腐蝕液60℃時(shí)母材及三種焊接接頭的極化曲線圖。提高溫度會(huì)降低SAF2507超級(jí)雙相不銹鋼管耐點(diǎn)蝕性能的原因在于溫度的升高加快了分子運(yùn)動(dòng)速度，分子變得活潑，此外，溫度的升高也會(huì)改變鋼表面鈍化膜的物理性質(zhì)和化學(xué)成分，鋼表面的鈍化膜穩(wěn)定性能就會(huì)降低，加速了鋼的腐蝕速率。電化學(xué)腐蝕的本質(zhì)就是電化學(xué)反應(yīng)，電化學(xué)反應(yīng)的速率與溫度相關(guān)，溫度越高，反應(yīng)速率越快，所以在60℃時(shí)，試樣的腐蝕速率增大。同時(shí)，溫度的升高增加了侵蝕性氯離子在2507超級(jí)雙相不銹鋼電極表面的化學(xué)吸附量和積聚，加速了氯離子在鋼表面鈍化膜缺陷處的侵蝕，減弱了SAF2507超級(jí)雙相不銹鋼表面保護(hù)膜的穩(wěn)定性。溶液溫度為60℃時(shí)，母材試樣的耐蝕性能最好，GTAW接頭次之，LBW接頭的耐蝕性能最差，這個(gè)排序與試樣中鐵素體的含量又少到多排序一致，說(shuō)明鐵素體在高溫下的耐蝕性更差。