阳极溶解理论是由E.H.Dix(1940年)首次提出的阳极溶解应力腐蚀的机理包括滑移溶解理论、钝化膜致脆理论、择优溶解理论、腐蚀促进局部塑性变形导致脆断等。每一种类型的机理都得到了一定的实验支持，但又无法解释另一些实验现象[72]。如滑移溶解理论认为，发生SCC的合金表面有一层钝化膜，钝化膜存在局部薄弱点，在应力作用下合金基体内部位错会沿滑移面产生移动，形成滑移阶梯。当滑移阶梯过大、钝化膜又不能随滑移阶梯的形成而发生相应变形时，钝化膜就会破裂并裸露出新鲜表面，并与腐蚀介质接触，发生快速阳极溶解。当溶解相当大的区域后，由于02吸附，活性离子转换，又形成表面膜，使溶解区重新进入钝化状态，便形成“隧洞”。这时位错停止沿滑移面滑移并被锁住，造成位错重新塞积。在应力作用下，位错重新开始移动，表面钝化膜破裂形成无膜区后新露出的表面又快速溶解。这样通过滑移—膜破裂金属阳极溶解—再钝化过程的循环往复，导致了应力腐蚀裂纹的形核和扩展。如此反复，直至发生穿晶型SCC。这种类型的应力腐蚀可以解释腐蚀敏感性与应变速率的关系及应力腐蚀发生在特定的电位范围等实验。但它无法解释:①无钝化膜的应力腐蚀;②裂纹形核的不连续性;③断口的匹配性及解理花样;④裂纹面和滑移面的不一致性。（2）氢致开裂理论:阳极为金属溶解(M→M++ne)，阴极过程是析氢反应(H++e→H(H++e→H)，而且原子氢能扩散进入试样并控制裂纹的形核和扩展，这一类应力腐蚀就称为氢致开裂型应力腐蚀。此机理综合考虑了氢促进局部塑性变形、氢降低原子键合力以及氢压作用。定性地描述为:氢促进局部塑性变形，因此在比常规拉伸更低的外应力下，氢促进的局部塑性变形就会发展到临界条件，使得局部地区(如裂尖无位错区、位错塞积群前端)的应力集中σyy等于被氢降低了的原子键合力σth(H)，从而导致氢致裂纹在该处形核。原子氢进入微裂纹就复合成H2，产生氢压，使微裂纹稳定发展，同时协助局部解理扩展[61]。例如，高强钢在水溶液中的应力腐蚀就是一种氢致开裂型应力腐蚀。这就是说，氢致开裂应力腐蚀是氢致滞后开裂的一种表现形式，故这类应力腐蚀的机理就和氢致滞后开裂机理相同。把氢促进局部塑性变形和氢降低原子键合力结。含钼双相不锈钢在低应力下有良好的耐氯化物应力腐蚀性能。一般用在60℃以上中性氯化物溶液中的18-8型奥氏体不锈钢容易发生应力腐蚀破裂，在微量氯化物及硫化氢的工业介质中用这类不锈钢制造的热交换器、蒸发器等设备都存在着产生应力腐蚀破裂的倾向，而双相不锈钢却有良好的抵抗能力。潘希德，沈风刚等[38]研究了焊接不当对不锈钢应力腐蚀的影响，研究指出设备的断裂主要由氯离子引起，焊接及安装质量差是产生SCC的根本原因，通过控制焊接及安装质量防止设备的再次断裂是完全可能的。郭浩，李光福等[39]采用慢应变速率实验(SSRT)研究了不同电位下x70管线钢在近中性PH溶液中的应力腐蚀破裂(SCC)行为，结果表明，x70管线钢在近中性PH溶液中的开裂方式是穿晶型的，具有准解理特征，并且随着外加阴极电位的降低，SCC敏感性增加。固溶处理后，焊接接头处的奥氏体含量增加有关，使得接头的韧性增加，应力腐蚀不敏感。这与1050℃固溶处理后焊接接头的焊接残余应力消减及耐点蚀性能提高有关。、通过慢应变速率实验，得出，焊接电流为120A的试样的拉伸量增加明显，断裂时间延长，在相同热输入能量下，保护气体中N2的添加使得拉伸量增加，断裂时间延长。四种接头比较，焊接电流110A，保护气体纯Ar的焊接接头的抗应力腐蚀最弱，焊接电流120A，保护气体Ar+2%N2的焊接接头的抗应力腐蚀最好。、1050℃固溶处理后的焊接接头的总体趋势与未经处理的试样相同，最大拉伸强度也基本相同，但延伸率增大明显。焊接电流相同的接头拉伸量差值变小，说明N2的添加对1050℃固溶处理后的接头影响变小。焊接电流120A，保护气体Ar+2%N2的焊接接头接近了母材的抗应力腐蚀性能。1050℃固溶处理后的焊接接头抗应力腐蚀性能较好。、通过对所有试样的断口形貌分析，1050℃固溶处理后的焊接接头主要为韧性断裂，韧窝多而深，600℃热处理及未处理的接头多为准解理的断裂形貌，倾向于脆性断裂。、根据慢应变...
