1 焊接接頭腐蝕類型及相應研究方法

金屬材料在高溫熔融焊接和焊后溫度下降的過程中會發生相變，導致不同區域的焊縫切面上金屬成分和金相顯微組織的差別，從而引起這些不同區域之間電化學電位的不同，形成腐蝕原電池，電位較低的陽極區域優先發生腐蝕[6]。當焊接接頭的幾個不同熱經歷區域 （焊縫、熱影響區及母材等） 暴露于同一電解質環境時，將構成一個多電極電化學體系。不同的焊接材料通過焊接連接在一起，經受熱冷過程的變化及環境的影響[7],形成更為復雜的焊接接頭，各區域腐蝕狀況又有不同[8]。孫齊磊等[9]通過研究Q235管線鋼焊接接頭表明，熔合線以及不完全正火區作為焊接接頭中復雜多電極體系形成的腐蝕原電池中的陽極，最有可能遭受到優先腐蝕溶解；而焊縫區和母材區則屬于腐蝕原電池中的陰極，腐蝕敏感性相對較低且在一定程度上受到陰極保護作用。金屬組織會影響焊接接頭的腐蝕特性，一般來說，焊縫區如有過量的鐵素體會導致耐蝕性和耐應力腐蝕性能降低，從而影響整個焊接接頭的耐蝕性。另外，在焊接過程中，大量擴散氫會引起氫致開裂、焊接裂紋及孔穴等，而固體夾雜、未熔合、未焊透、形狀缺陷、焊接應力等都會對焊接接頭的狀態造成影響[10],是影響焊接接頭性能的主要因素[11]。可以說焊接接頭腐蝕幾乎包含了目前已知大部分的腐蝕類型，給焊接接頭的腐蝕研究和焊接接頭壽命預測帶來極大的挑戰[12]。

1.1 焊接接頭的整體腐蝕

焊接接頭成型后在使用過程不可避免地會產生腐蝕，接頭整體腐蝕的研究通常是采用失重法及電化學測試方法進行[13]。王磊等[14]采用靜態失重的方法測量了鋁合金攪拌摩擦焊縫在模擬海水介質中的平均腐蝕速率，研究發現焊縫的平均腐蝕速率先是大幅度降低，后又緩慢回升。通過深入分析發現，焊縫的腐蝕經歷了由點蝕到晶間腐蝕，最后發展為剝蝕的過程，焊縫腐蝕機理的變化會在宏觀上影響焊接接頭整體腐蝕速率。經典的電化學測試手段通常以整個焊接接頭為研究對象，可以在宏觀尺度下提供焊接接頭各組成部分的整體平均信息，用于表征焊接接頭各部分的自腐蝕電位、腐蝕電流密度等電化學特性，并且可用于輔助預測焊接接頭局部腐蝕的傾向[15]。趙兵兵[16]通過極化曲線及交流阻抗測試等電化學方法研究低合金鋼焊接接頭在海水介質中的腐蝕行為，研究發現焊接接頭的耐蝕性與焊接工藝相關，氣體保護焊獲得的焊接接頭的耐蝕性要好于焊條電弧焊及埋弧焊焊接接頭。李陽[17]的研究則發現，316L不銹鋼焊接接頭形成腐蝕原電池的傾向與焊縫的元素組成、焊接接頭非金屬夾雜物以及晶粒度大小等因素都有著很大的聯系。焊接接頭不同區域的不均勻性，導致各區域的腐蝕電位及耐蝕性能差異較大，腐蝕電位較低的區域與腐蝕電位較高的區域在電解液環境中容易形成腐蝕原電池，作為陽極的低腐蝕電位區域的腐蝕進程加快。韓麗青等[18]發現，316L不銹鋼一側的焊縫金屬存在組織形變和金屬間化合物相，且相較于母材而言，焊縫和熔合區產生了更多的δ鐵素體相，這些因素致使焊接后的焊接接頭的耐點蝕性能和耐電偶腐蝕性能下降。

1.2 晶間腐蝕

晶間腐蝕是奧氏體不銹鋼最危險的破壞形式之一，焊縫區在經歷熱變化之后更加容易發生組織的變化，從而發生晶間腐蝕。奧氏體不銹鋼產生晶間腐蝕主要是由于組織晶粒邊界產生貧鉻層造成的。其發生過程是在一定的溫度下，C在奧氏體組織中的擴散速度遠大于Cr在奧氏體中的擴散速度，而當奧氏體組織中的含碳量超過它在室溫下的固溶度之后，C就會向奧氏體組織晶界擴散；由于Cr的原子半徑相對較大，擴散速度較小，來不及向晶界擴散，而晶界附近大量的C和Cr會形成碳化鉻，造成奧氏體晶界區域貧鉻。當晶界附近的金屬含鉻量下降至12%以下時，不銹鋼失去了鈍化能力，耐蝕性大幅度降低，同時在腐蝕介質的作用下，即會發生晶間腐蝕。

奧氏體不銹鋼發生晶間腐蝕以后，表面上雖沒有顯著特征，但在受到應力等作用時可能會沿晶界的方向發生斷裂，不銹鋼構件幾乎完全喪失機械強度，有可能會發生嚴重的事故[19]。在焊接過程中，如焊接材料及工藝不當，在焊縫和熱影響區便有可能會造成晶間腐蝕。研究發現，在緊鄰熔合線的過熱區還會產生沿熔合線方向的深溝狀似刀痕的腐蝕，又稱為刀狀腐蝕。晶間腐蝕產生的主要原因是金屬材料晶界和晶內的化學成分不均勻，一般常見于鉻鋼、鉻鎳鋼等不銹鋼，以及鎳、銅、鋁基合金等金屬材料。由于不銹鋼焊接時溫度一般較高，超過不銹鋼敏化溫度，在焊后冷卻的過程中，碳在晶界析出與鉻熔合形成碳化鉻，晶粒附近就容易形成貧鉻區，因此不銹鋼的焊接接頭極容易形成晶間腐蝕。在研究不銹鋼焊接接頭性能時，要綜合評價不銹鋼的焊接性以及耐蝕性，包括其受力情況及其他外界條件，確保焊接接頭的質量[20]。GB/T 4334-2008和ASTM A262中規定了相應的不銹鋼晶間腐蝕研究方法[21],包括草酸電解浸蝕法、硫酸-硫酸鐵腐蝕試驗法、硫酸硫酸銅腐蝕試驗法、65%硝酸腐蝕試驗法以及硝酸-氫氟酸腐蝕試驗法，屬于經典的測試方法，但操作較為復雜。除此之外，還可以利用電化學動電位再活化法 （EPR） 及電化學阻抗法等方法判斷不銹鋼晶間腐蝕的傾向性。姜愛華等[22]采用草酸電解浸蝕法和硝酸-氫氟酸腐蝕試驗法研究了焊接電流對不銹鋼焊接接頭耐晶間腐蝕性能的影響，研究發現不同的焊接方式形成的焊接接頭，焊接電流的影響結果也不盡相同。對于填充304L焊絲的焊接接頭來說，焊接接頭耐晶間腐蝕的性能會隨著焊接電流的增大而逐漸增強；而對于自熔合類型的焊接接頭而言，焊接接頭耐晶間腐蝕性能則隨著焊接電流的增大而減弱。吳東江等[23]認為Mo在焊縫的枝晶間與枝晶干的含量差別是造成焊縫在酸性及中性溶液中枝晶間腐蝕的重要原因之一。焊縫晶格缺陷導致其在堿性溶液中發生點蝕[24]。李新梅等[25,26]利用EPR測試了不同鋼焊接接頭焊縫和母材的晶間腐蝕敏感性。金維松等[27]的研究表明，雙環EPR方法可以定性、定量地檢測不銹鋼的晶間腐蝕敏感性。對304L不銹鋼而言，敏化時間越長，溫度越高，其晶間腐蝕敏感性越強。掃描速度越快，溶液溫度越低，同一材料的再活化率Ra值越小[28]。掃描參比電極技術 （SRET） 也可以被用于研究奧氏體不銹鋼的晶間腐蝕。通過掃描穿過焊接區和熱影響區的微參比電極來測量由于敏化晶界的晶間腐蝕導致的電位變化，用于確定敏化程度和鄰近焊縫的敏化晶界位置。隨著電化學阻抗譜在腐蝕電化學研究越來越廣泛的應用，通過對不銹鋼晶間腐蝕的交流阻抗譜特征進行分析，電化學阻抗譜方法也可用于檢測不銹鋼的晶間腐蝕。Huang等[29]采用電化學交流阻抗譜方法研究了不銹鋼在過鈍化區的晶間腐蝕特征，并提出了檢測過鈍化區晶間腐蝕的新方法。秦麗雁等[30]采用電化學阻抗方法研究了固溶態、敏化態304不銹鋼在不同極化電位下 （在再活化區） 的阻抗譜特征，為應用電化學阻抗譜方法檢測不銹鋼的晶間腐蝕提供了必要的依據。相比于傳統的測試方法，電化學方法操作簡便、迅速靈敏，非常適用于評價焊接接頭晶間腐蝕性能的研究。

1.3 電偶腐蝕

焊接接頭在海水浸泡下形成了復雜多樣的腐蝕形態，其中電偶腐蝕是焊接接頭局部腐蝕行為中較常見的[31]。國內外不少學者曾針對此進行研究，但隨著母材、焊縫材料以及環境的改變，焊縫的電偶腐蝕行為也會發生相應變化。有研究[32]表明，在浸泡初期焊接接頭的熱影響區的腐蝕速率最快。隨著焊接接頭在海水中浸泡時間的增加，母材的腐蝕速率成為快的區域，造成這種現象的原因是母材與熱影響區腐蝕產物不同。最根本的原因還是焊接接頭各個區域的組織及化學成分不同[33]。Shoushtari等[34]使用各種電化學測量方法結合顯微鏡研究了17-4PH修復焊接不銹鋼在NaCl溶液中的各個部分的電偶腐蝕，發現最有可能的電偶是在HAZ和焊縫之間，HAZ作為陽極，焊縫金屬作為陰極。母材金屬/焊縫電偶與母材金屬/HAZ相比，在焊縫金屬/HAZ電偶中使用零電阻電流表的電偶耦合測試顯示出更高的電流密度。微區電化學測試作為先進的測試手段，為了解微小區域的電化學反應情況提供了新的途徑，已被廣泛應用于局部腐蝕的研究[35]。研究顯示，不同的金相組織中，鐵素體相、珠光體相及二者混合相的電位符合混合電位理論，以珠光體相零電流電位最負，腐蝕電流密度最大；鐵素體相零電流電位最正，腐蝕電流密度最小；二者混合相的零電流電位和腐蝕電流密度居中。方智等[36]通過長焦距顯微鏡對混合組織的腐蝕過程進行了原位觀察，發現鐵素體相腐蝕相對較輕，而珠光體相容易優先腐蝕。楊遠航等[37]研究發現，316L不銹鋼焊接接頭形成腐蝕微電池的傾向與元素構成、焊縫區非金屬夾雜物以及金相組織的晶粒度大小等因素緊密相關；焊接接頭的幾個區域的腐蝕電位、腐蝕電流不同，耐蝕性能差異非常大，一般來說腐蝕電位最低的熱影響區與腐蝕電位最高的母材區在電解液中比較容易形成腐蝕微電池，且熱影響區可視為此微電池的陽極，腐蝕進程較快[38]。

1.4 點蝕

點蝕又稱為孔蝕，是一種集中于金屬表面很小范圍并深入到金屬內部的腐蝕形態。點蝕是一種破壞性和安全隱患極大的腐蝕類型之一，是生產及海洋工程中經常發生的腐蝕類型。點蝕經常發生在具有自鈍化性能的金屬或合金上，并且在含Cl-的介質中更易發生，如不銹鋼、Al和鋁合金等在海水中發生的點蝕，碳鋼在表面有氧化皮層或有孔隙的情況下，在含氯離子水中也會出現點蝕[39,40]。李兆登等[41]通過點腐蝕試驗的方法結合顯微組織分析研究不同熱處理方式對不銹鋼焊縫的點蝕性能的影響規律及其作用機制。通過研究發現原始的焊縫中殘留著大量的板條狀δ-鐵素體相，提高敏化區間內的熱處理溫度，會使焊縫中板條狀δ-鐵素體相細化，含量相應降低，從而致使焊接接頭抗點蝕性能下降；而延長同一溫度下熱處理時間，δ-鐵素體相含量下降且沒有析出相析出，焊接接頭抗點蝕性能增強。Kang等[42]采用微電池法和鹽霧試驗對攪拌摩擦焊獲得的Al-Cu合金的焊接接頭不同區域的點蝕進行了研究。研究發現點蝕的發生主要取決于接頭每個區域的沉淀物性質。由于存在粗大的θ ′相，無沉淀區的存在以及基體中溶解的Cu的減少，熱影響區對點蝕具有最差的敏感性。然而，由于θ ′相重新溶解成固溶體，熱影響區的耐點蝕性能略有提高。在肩部影響區 （SAZ），θ ′相和θ相分別完全和部分重新溶解，并且基質中溶解的Cu含量增加，結果SAZ的耐腐蝕性能顯著提高。Atapour等[43]通過循環極化的方法對摩擦攪拌焊雙相不銹鋼接頭的點蝕敏感性進行研究，發現在0.1 mol/L H2SO4中母材金屬和焊縫金屬具有相同的耐腐蝕性能。光學顯微鏡觀察表明，在無氯0.1 mol/L 硫酸溶液中基體金屬和不同的焊縫沒有明顯的點蝕。李循跡等[44]采用失重試驗、點蝕電位測量和FeCl3溶液點蝕的試驗方法，結合化學成分、顯微組織分析以及腐蝕形貌觀察等技術，對采用幾種不同工藝焊接的焊接接頭的焊縫以及熱影響區的耐點蝕性能進行了分析。結果表明采用端部堆焊+625合金焊絲+鎢極氬氣保護焊接工藝方式進行焊接，所形成焊縫及熱影響區有著最好的耐點蝕性能。Garcia等[45]運用動態電化學阻抗譜技術以及動電位陽極極化的方法考察了奧氏體不銹鋼焊接構件在海水中的抗點蝕性能。研究結果顯示焊接熱影響區是不銹鋼焊接接頭發生點蝕的最嚴重的區域，這與其成分和微觀組織特征有著直接的關系[46]。

1.5 縫隙腐蝕

縫隙腐蝕是局部腐蝕的一種，常發生在鉚接、螺絲連接的接縫、焊接接頭、以及堆積的金屬片間等，表現為縫隙處出現斑點或潰瘍狀的宏觀蝕坑[47]。縫隙腐蝕發生的一般原因是由于金屬構件的縫隙處被腐蝕產物覆蓋，同時物質的擴散過程受到阻礙，導致縫隙內部的物質成分和濃度與外部相比存在很大差異，形成“閉塞電池腐蝕”[48]。在焊接過程中出現各種焊接缺陷，如氣孔、夾渣、裂紋等，使介質的流動變得非常困難，造成縫隙處有害物質濃縮，促使腐蝕原電池的生成，這些缺陷都是非常容易發生縫隙腐蝕的位置。另外，如果焊接接頭與其它的構件接觸時，腐蝕產物、砂礫、塵土、臟污、污泥等附著，都可能引起焊接接頭發生縫隙腐蝕[49,50]。張心保等[51]通過研究實際應用過程中焊縫發生縫隙腐蝕失效案例，發現焊接工藝設計不當形成了產生縫隙腐蝕的客觀條件，用焊絲或其他方式將蝕坑修補，并將焊接接頭的縫隙填充，消除縫隙腐蝕產生的先決條件，即可避免產生縫隙腐蝕現象。Yu等[52]通過金相顯微鏡觀察焊接接頭的顯微組織，利用掃描電鏡 （SEM） 和表面輪廓分析等方式，結合電化學方法研究地下水的溫度和氧含量對Q235低碳鋼焊縫縫隙腐蝕行為的影響。實驗結果表明，溫度和氧含量的增加會促進縫隙腐蝕的發生，加速縫隙內外的腐蝕過程。聚集鐵素體微觀結構的熔合區是焊接接頭中最嚴重的腐蝕區域，其次是焊縫金屬，其特征是具有粗糙的多邊形結構。母材和熱影響區的微觀結構較細且分布均勻，腐蝕較為輕微。

1.6 應力腐蝕

在焊接接頭處，因焊接引起的內應力稱為焊接應力。焊縫區易發生應力腐蝕斷裂[53,54]。焊接技術本身所固有的快速加熱和冷卻以及添加焊接材料的工藝特點決定了焊接接頭組織及性能的不均勻性，這種不均勻性導致焊接接頭處易產生焊接缺陷和較大的殘余應力，從而出現應力腐蝕問題[55,56]。研究表明應力促進腐蝕并非是通過增大鐵素體和珠光體之間的電位差，而是通過提高各微區相組織自身的電化學活性來實現的[57,58]。李曉剛等[59]通過研究甘氨酸生產裝置管線焊縫的失效，發現304和316L不銹鋼管道材料在晶界有富鉻和富鉬相析出，沿晶界就產生一個貧鉻和貧鉬區，從而誘發晶間腐蝕。應力腐蝕與晶間腐蝕共同作用促進裂紋擴展，而生產過程中介質沖刷腐蝕也加速了這一進程，最終導致管線焊縫的斷裂失效。Dong等[60]研究了加壓水反應堆一次水中不銹鋼308L-316L焊接接頭熱影響區的應力腐蝕開裂 （SCC）。在含有溶解氧的非正常主水化學中觀察到HAZ中的應力腐蝕裂紋生長，但是在具有溶解氫的正常主水化學中沒有觀察到。這表明，在正常的初級水化學條件下，在HAZ中擴展的應力腐蝕裂紋不太可能到達熔合邊界并滲入焊縫金屬。裂紋尖端的微觀結構分析表明SCC遵循滑動氧化機理[61]。Ma等[62]采用慢應變速率法和電化學測試研究了E690焊接接頭在含SO2的模擬海洋大氣中的應力腐蝕開裂行為和機理。研究結果表明，焊接接頭在含SO2的模擬海洋大氣下具有非常高的應力腐蝕開裂敏感性。因為焊縫中的臨界熱影響區具有較低的強度，較高的負電位和較高的腐蝕電流密度，成為焊接接頭應力腐蝕開裂最脆弱的位置。李先芬等[63]研究了擴散氫含量、緩冷方式、水深等對16Mn鋼水下濕法焊接裂紋率的影響。研究結果表明裂紋率隨接頭擴散氫含量的減少而降低，緩冷和預熱均可較有效地降低裂紋率，隨水深增加接頭的裂紋率增加。蒙永民等[64]研究了裂紋率與水下濕法焊接接頭間隙的關系。研究結果發現隨著接頭間隙的增大，裂紋率逐漸減少。當間隙增大到一定值，可防止冷裂紋的產生。

1.7 焊縫氫損傷

焊接過程中，會產生一定量的氫，其中一部分氫會在熔池冷卻凝固過程中逸出，而在熔池凝固后，來不及逸出的氫則會保留到焊縫當中。保留下來的氫多以原子或離子狀態 （H,H+或H-等形式） 存在，因為其半徑相對較小，可以在金屬晶格中進行擴散，稱之為擴散氫 （Diffuse Hydrogen）。剩余部分則擴散聚集到晶格缺陷、顯微裂紋和非金屬夾雜物邊緣等空隙位置中，結合為分子，而不能自由擴散，稱之為殘余氫 （Residual Hydrogen）[65]。隨著放置時間的增加，一部分擴散氫從焊縫中逸出，一部分則變為殘余氫，總體上來說含氫量下降。焊縫中的氫會導致焊縫或熱影響區產生氫致裂紋 （HAC），影響焊接接頭的力學性能，對焊接結構造成潛在危害[66]。氫的擴散聚集需要數小時或者幾天甚至更長的時間，導致擴散氫造成的裂紋延遲出現，往往會對正在服役的焊接結構造成致命危害。研究焊接接頭氫的擴散行為及對焊接接頭性能的影響，有助于選擇合適的焊接材料和工藝參數，對于提升焊接接頭質量具有重要的意義。擴散氫含量、殘余應力以及裂紋敏感組織是造成裂紋的重要原因，三者之間又相互作用影響，減小或者消除任意一個都會有效防止裂紋的產生，控制擴散氫含量通常被認為是降低氫致裂紋危害最有效的手段[67]。焊接接頭中氫的測定及分析是一項難點，過去的研究過程中，出現了很多測試分析方法，但也有不少問題未能解決。最新研究表明，氫導致接頭嚴重的宏觀塑性和強度損失，且這種損失隨充氫電流密度的增加而增加，充氫電流密度超過50 mA/cm2,塑性和強度損失達到最大；充氫電流密度從10 mA/cm2增加至100 mA/cm2,脆性區失效模式從準解理/解理失效轉變為沿晶失效；這種失效模式的轉變與晶界附近出現的高密度位錯、嚴重局部氫富集、應力誘發α ′馬氏體、形變孿晶的相互作用有關[68]。

2 焊接接頭腐蝕的其他研究方法

2.1 陣列電極技術

陣列電極技術又稱絲束電極技術，是指由多個微小的電極組成大面積的單個陣列式的電極組合。每個微小電極可以單獨進行電化學測試，多個微小電極也可以組合起來進行測試。由于單個電極面積較小，單個電極的電化學反應是相對均勻的[69]。通過監測每個電極的電位及耦合電極間的電偶電流分布，陣列電極技術結合電化學測試方法可以用于研究金屬表面的局部腐蝕行為[70]。林理文等[71]發明了柔性陣列參比電極技術，并將其應用于原位檢測金屬焊縫腐蝕。陣列電極技術能夠獲得焊接件上不同區域的電流、電位分布狀態，也可以原位監測金屬表面陰陽極區域腐蝕狀態的分布。楊旺火等[72]采用自行建立的陣列參比電極技術，原位測量316不銹鋼焊接接頭在12%FeCl3溶液中腐蝕電位分布狀況。同時借助電化學技術和掃描Kelvin探針跟蹤檢測316不銹鋼焊縫腐蝕行為。發現316不銹鋼焊接接頭在12%FeCl3溶液中，起初焊縫區優先發生腐蝕，而在母材區則處于鈍化狀態；隨著浸泡時間增加，焊縫區電位不斷負移，加劇了局部腐蝕，隨著母材局部位置發生電位負移，母材出現腐蝕。掃描Kelvin探針實驗和金相組織觀察的結果顯示，焊縫區有較高的腐蝕敏感性，容易發生腐蝕。金屬結構件在焊接過程中材料成分和組織的改變是致使不銹鋼焊接接頭發生腐蝕的主要因素[73]。

2.2 電化學掃描探針技術

電化學掃描探針技術是將微小探針和電化學測量方法結合，對試樣的微小區域進行電化學測量的原位分析技術，其數據可以真實地反映試樣及介質界面的電化學特性。電化學掃描探針技術有多種，如掃描振動電極測試 （SVET）[74]、掃描Kelvin技術 （SKP）、掃描電解液微滴測試 （SDC），另外還有局部電化學阻抗技術 （LEIS） 等都是近年來新發展的熱點研究方法[75]。由于焊接接頭分成焊縫、熱影響區、母材等多個區域，每個區域形狀不規則，而且金相組織及化學成分分布不均，導致各個微小區域的電化學特性不同。此時電化學掃描探針技術非常適用于焊接接頭的電化學測試。張彭輝等[76]采用掃描振動電極技術對焊縫腐蝕進行測試，測試結果表明，最大陽極電流出現在熱影響區，隨著浸泡時間的延長集中于靠近母材處。焊接接頭不同區域間組織存在較大差別，其中熱影響區是最易發生腐蝕破壞的區域，在海水中在熱影響區發生陽極反應，隨浸泡時間延長腐蝕電流增大，腐蝕加速。陳鎧等[77]采用電化學掃描微電極技術，對天然海水中92L型鋼及其焊接接頭的電位分布進行測定，對其局部腐蝕動態過程行為進行研究。試驗獲得的三維掃描電位分布圖能夠準確直觀地展示焊接接頭表面電位的分布、陽極區和陰極區的分布及隨時間的改變、焊接接頭的腐蝕活性點的發展情況。張士華等[78]用電化學微電極技術研究不銹鋼形成的焊接接頭在不同腐蝕介質中的電位分布，研究結果表明，在不除氧的硫酸溶液中，電位分布均勻并不會構成大電池電偶腐蝕。Huang等[79]采用掃描振動探針方法確定接縫中的敏化程度，以評價焊接接頭的晶間腐蝕敏感性。

2.3 數值模擬技術

隨著計算機模擬技術的發展與應用，計算機模擬及仿真技術在各個領域得到廣泛應用，逐漸成為焊接、腐蝕等領域的重要研究手段[80,81]。趙博等[82]以水下焊接中靜壓力對焊接電弧的壓縮以及水環境中工件冷卻速度的加快為出發點，建立了濕法熔化極氣體保護焊接熱過程的數值分析模型，得出了不同水深和不同水流速度下的工件熱循環曲線、熔池形狀等典型數據。模擬結果表明，隨水深增加，熔池的深度增加而寬度減小，各等溫線的形狀也逐步變得狹窄而且更深；隨工件表面水流速度增大，熔池變小，等溫面所籠罩的體積也顯著減小。在焊接的研究中，數值模擬的方法不但可以用于焊接工藝，同樣適用于焊接應力分布計算、焊接接頭擴散氫的分布和擴散以及焊接接頭腐蝕的模擬和預測。Li等[83]使用有限元方法 （FEM） 模擬焊接接頭的焊接殘余應力分布以及熱負荷和冷卻條件對應力的影響。模擬結果表明，由于溫度場的變化，殘余應力降低。Yan等[84]利用ABAQUS軟件對X80管線鋼焊接接頭中的氫擴散進行了研究，開發了三維有限元模型并進行了擴散分析，最終獲得了焊接接頭的氫濃度分布。模擬結果發現，焊接殘留氫在焊接接頭上呈現非均勻分布，最大等效應力出現在焊縫金屬附近。熱影響區的氫濃度最高，其次是焊接區和母材，仿真結果與理論分析一致。Lu等[85]提出了一個可以預測焊縫腐蝕速率的數值模型，該模型能夠跟蹤焊縫腐蝕成分的變化邊界。將模型得到的腐蝕速率與浸泡試驗、恒電位極化試驗等估算的腐蝕速率進行比較，結果表明，使用該模型預測的腐蝕速率與浸泡實驗得到的結果誤差在20%以內，與恒定電位極化實驗得到的結果誤差在10%以內。楊璐嘉等[86]提出了一種基于數值模擬計算的水下金屬結構腐蝕防護狀態評估方法。該方法利用數值模擬計算構成評估矩陣，結合水下結構外表面監測電位對水下結構整體腐蝕防護狀態進行評估。最終可以通過電位分布圖顯示水下金屬結構腐蝕防護的薄弱區域[87]。

3 總結

電偶腐蝕和應力腐蝕是影響水下金屬焊接接頭腐蝕的重要因素。同時，大量氫的存在及不同區域組織結構的變化會加劇應力腐蝕。因此，針對焊接接頭的耐腐蝕性能研究應該圍繞電偶腐蝕、擴散氫和晶間腐蝕敏感性展開深入探討，明確不同腐蝕形式之間的協同作用，并根據焊接環境及焊材的特點，分析不同腐蝕形式所對應的主要影響因素和影響機制，進而找到減少和控制這些腐蝕過程的有效途徑。