因为第一例管道SCC失效发生在高pH值环境，所以在随后的时间里，许多国家在实验室里对管线钢在高pH值情况下进行了广泛的研究。选择性溶解机理已经成为了共识，此理论认为阳极不断溶解导致了应力腐蚀的形核及扩展。但对阳极金属是如何溶解的、应力所起的作用则存在不同观点，如滑移-溶解、膜致解理、沿晶择优溶解、隧道腐蚀、应力吸附断裂、蠕变膜破裂等。Parkins采用动电位极化方法测试，认为阴极极化促进了涂覆层下高pHSCC环境的形成，使得涂覆层破损处的管线表面电位处于活化－钝化转变区。在裂纹尖端，滑移台阶的存在造成金属表面的氧化膜破裂－再钝化－破裂交替进行，进而形成开裂。沿晶应力腐蚀开裂同材料内部存在不同的微观组织结构及成分有关，由于管线钢晶界碳化物偏析的存在，使晶界成分与晶粒内部成分差异很大。晶界区的原子能量较高且电位较负，在溶液中相对晶粒内部相当于阳极，能够优先溶解，从而引起强烈的晶间腐蚀。

　　三、近中性pHSCC

　　1985年，加拿大首次发生了在管道脱落涂层下的穿晶型SCC，随后其他国家如墨西哥、意大利、前苏联以及沙特阿拉伯等也陆续发生了穿晶型SCC。这些裂纹都比较宽，发生腐蚀的部位基本上在防腐层剥落处，同时存在着Na2CO3-NaHCO3溶液或NaHCO3晶体，液体为pH值6~8中性的碳酸盐溶液。TGSCC多数发生在气温较低的地区，这可能同地下水中CO2浓度较高有关，TGSCC发生时没有明显的电位衰减，通常将这类SCC称为近中性pH SCC或非经典的SCC，用以区别浓碳酸盐－碳酸氢盐溶液中的IGSCC。这两种类型的SCC有一些相似之处，如裂纹均沿着与管道轴向平行的方向发展并引起管线开裂，裂纹多数在管道的下底侧形核，裂纹的侧壁通常覆盖有磁铁矿膜或碳酸铁膜。

　　到目前为止，国内外学者对管线钢在近中性pHSCC提出了三种机制：阳极溶解机制、氢致开裂机制和阳极溶解与氢脆交互作用机制。

　　（一）阳极溶解机制。在近中性pHSCC机理研究的中，对于形成的机理没有任何一种观点能达到广泛的共识。Wilmott等在414钢+NS4溶液杯中进行了电化学实验和裂纹扩展实验，得出近中性pHSCC可能是AD机制，但同时氢的作用也不能忽视。Gonzalez-Rodriguez等采用SSRT试验方法，对通过不同热处理状态的X80管线钢在稀NaHCO3溶液中的SCC行为研究表明：在室温下X80管线钢的SCC是阳极溶解和膜破裂机制。

　　（二）氢致开裂机制。经典的氢致开裂理论认为由于腐蚀的阴极反应析出氢，氢原子扩散到裂缝尖端的金属内部，集中在晶格中三轴向应变的局部区域，使得这一区域变脆，在一定的拉应力作用下产生脆断。HIC机制普遍认为：氢能促进位错的发生和运动，因此在比空拉时更低的外应力作用下，由于氢促进的局部塑性变形就会发展到临界条件，促使金属局部地区的应力集中等于被氢降低了的原子键结合力，或降低了裂缝前缘原子键结合能，或由于吸收氢而降低了表面能，或形成H2造成了内高压，促进了位错运动，生成了氢化物等，从而导致了氢致微裂纹在该处形核。

　　（三）阳极溶解和氢脆交互作用机制

　　Parkins提出的阳极溶解和氢脆交互作用机理得到了更多学者的认可。其阳极溶解与氢脆交互作用的模型为：裂纹起始于钢管表面的蚀坑处，此处局部环境的pH较低，并在蚀坑内产生了氢原子；地下水中CO2促进形成了近中性pH环境；某些电解原子氢渗入钢的基体，使钢的局部力学性能退化，裂纹就可以在阳极溶解和氢脆联合作用下起始和长大。

　　管线钢的应力腐蚀受到材料、力学及环境因素的影响，这些因素通过影响对材料的电化学行为、传质动力学、氢的吸附和扩散聚集等发生作用，进而对裂纹的形核、扩展过程产生影响。因此，研究其开裂机理必须综合考虑这三方面的协同作用。