預(yù)涂覆堿金屬硫酸鹽的HR3C在含SO2氣氛中的熱腐蝕行為

李 萍,秦 鵬,趙 杰,李廷舉,龐勝嬌

(大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 大連 116023)

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預(yù)涂覆堿金屬硫酸鹽的HR3C在含SO2氣氛中的熱腐蝕行為

李 萍,秦 鵬,趙 杰,李廷舉,龐勝嬌

(大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 大連 116023)

為了探討HR3C耐SO2腐蝕機(jī)制，應(yīng)用XRD，SEM(EDS)和EMPA等分析方法對(duì)預(yù)涂覆堿金屬硫酸鹽的HR3C在不同溫度與含量SO2氣氛中腐蝕行為進(jìn)行研究。結(jié)果表明：腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線呈現(xiàn)“拋物線”趨勢；腐蝕產(chǎn)物主要由(Fe,Cr)氧化物、少量尖晶石結(jié)構(gòu)的復(fù)雜氧化物以及(Fe,Ni)硫化物組成；SO2濃度的提高導(dǎo)致氧化膜明顯增厚，劣化氧化膜與基體的結(jié)合；此外，腐蝕影響區(qū)的孔隙率增加，且在氧化物-腐蝕影響區(qū)界面處生成硫化物帶。分析認(rèn)為HR3C在SO2氣氛中的腐蝕是由合金元素的氧化與硫化所致；而且，金屬氧化物的硫酸鹽化與三元共晶復(fù)合鹽的形成以及合金元素Fe在熔鹽中的溶解也對(duì)HR3C合金腐蝕產(chǎn)生作用。

超超臨界發(fā)電；煙側(cè)腐蝕；堿金屬硫酸鹽；熱腐蝕；硫酸鹽化

早在20世紀(jì)70年代初期，人們就發(fā)現(xiàn)腐蝕過程中基體金屬氧化物與氣氛中的SO3和沉積物Na2SO4相互作用生成低熔點(diǎn)共晶硫酸鹽，這使得含硫氣氛中的金屬或合金在低于多數(shù)硫酸鹽的熔點(diǎn)溫度也能被加速氧化。張知翔等[1，2]比較分析了幾種典型鍋爐水冷壁材料在模擬煙側(cè)氣氛的腐蝕特性，指出：宏觀腐蝕增重、腐蝕層厚度及遷移深度三者結(jié)合起來能表征材料的腐蝕程度；O與S相互促進(jìn)的腐蝕模式比單純H2S腐蝕更嚴(yán)重；趙虹等[3]應(yīng)用熱分析動(dòng)力學(xué)方法研究了20g在不同濃度SO2氣氛下的高溫腐蝕，通過對(duì)活化能和指前因子的計(jì)算，得出溫度的升高和SO2濃度的增加對(duì)腐蝕產(chǎn)物中硫化物含量影響不大，但是對(duì)腐蝕產(chǎn)物結(jié)構(gòu)和腐蝕速率的影響很明顯；Viswananthan等[4]開展了多種合金在模擬水冷壁或過熱器/再熱器管服役環(huán)境下耐煙側(cè)腐蝕行為的研究，提出可用于超超臨界設(shè)備制造的材料選擇依據(jù)與原則；成定南等[5]對(duì)5種過熱器用鋼的高溫腐蝕能力進(jìn)行對(duì)比和分析，指出過熱器腐蝕的主要原因是氣相-熔鹽兩相腐蝕；本課題組曾對(duì)表面預(yù)涂覆堿金屬硫酸鹽的Super304H在不同濃度模擬煙側(cè)氣氛下的腐蝕特性進(jìn)行對(duì)比，發(fā)現(xiàn)：合金在SO2氣氛下的腐蝕增重較無S氣氛提高至少5倍，較升高溫度而致的腐蝕增重提高至少1倍[6]。地理位置的特殊性使中國部分產(chǎn)區(qū)煤炭資源中硫含量高達(dá)6%～8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)[7]，而且電站鍋爐燃煤中S含量一般在 1%～4%，甚至高達(dá)10%[8]；此外，動(dòng)力用煤中高硫煤所占比例逐漸增大，且含硫量大于1%的高硫煤占25%以上[9,10]，這將使得燃煤煙氣中含有更多的SO2(SO3)，由此引發(fā)的高溫腐蝕將愈加嚴(yán)重。

因具有優(yōu)良的耐高溫、抗蒸汽氧化以及焊接性能，HR3C已成為目前服役環(huán)境苛刻的超超臨界電站鍋爐過熱器和再熱器的首選材料之一[11-13]。鑒于此，本課題組認(rèn)為在考慮應(yīng)用HR3C制造過熱器或再熱器設(shè)備時(shí)，有必要對(duì)HR3C在不同濃度SO2氣氛中的腐蝕特性進(jìn)行深入研究，通過對(duì)其腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線、腐蝕產(chǎn)物相以及腐蝕截面形貌特征與截面元素分布進(jìn)行深入細(xì)致的觀察與比較，獲得其在SO2氣氛中腐蝕機(jī)制，為豐富并完善超超臨界電站設(shè)備用鋼耐高溫腐蝕的理論以及數(shù)據(jù)庫，為開發(fā)、選取適合超超臨界電站換熱管的高溫材料提供基礎(chǔ)數(shù)據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 樣品成分

實(shí)驗(yàn)用HR3C(25Cr-20Ni-Nb-N)的化學(xué)成分如表1所示。

表1 HR3C鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 The chemical composition of HR3C (mass fraction/%)

1.2 腐蝕樣品制備

將合金切割成尺寸為11mm×6mm×2mm的薄片試樣，用水磨砂紙打磨至800#后，用超聲波清洗機(jī)振蕩，依次用丙酮和酒精溶液清洗，以去除表面油漬后干燥。將試樣加熱后在試樣表面均勻噴涂硫酸鈉與硫酸鉀飽和溶液(組分比為8∶5，根據(jù)國內(nèi)二十幾家電廠煤粉成分分析結(jié)果以獲得與鍋爐管道相類似的沉積鹽環(huán)境)，直至試樣表面沉積的硫酸鹽量約為5mg/cm2為止。試樣干燥后放入已經(jīng)焙燒過的坩堝中，置于清潔的密封臥式氣氛爐中，通入流量為100mL/min的合成氣體，合成氣體在高溫氣氛爐中被加熱后腐蝕金屬試樣，腐蝕后的氣體經(jīng)過NaOH吸收后被排放到大氣中。考慮到鍋爐過熱器處于氧化性氣氛，故實(shí)驗(yàn)所用兩種組成的合成氣體(體積分?jǐn)?shù)):(1)2%O2+0.25%SO2+97.75%N2和(2)3%O2+0.75% SO2+96.25%N2, 選用鉑絲網(wǎng)作為催化劑以促使反應(yīng)2SO2+O2→2SO3保持平衡。實(shí)驗(yàn)溫度為650，750℃，腐蝕時(shí)間為10～200h。每個(gè)腐蝕條件下，取出1組(3個(gè))樣品進(jìn)行表面形貌的觀察、連同剝落的氧化皮一并進(jìn)行稱重、取其中一個(gè)樣本進(jìn)行XRD進(jìn)行物相分析，隨后對(duì)所有樣品進(jìn)行超聲清洗，以清除表面殘留的硫酸鹽，再進(jìn)行鑲嵌、噴金處理用于SEM實(shí)驗(yàn)。

1.3 腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線測量

實(shí)驗(yàn)過程中有腐蝕產(chǎn)物在樣品表面生成，故采用不連續(xù)增重法，利用感量為0.1mg光電分析天平對(duì)腐蝕前后試樣進(jìn)行增重測量。使用3個(gè)樣品的增重平均值作為增重結(jié)果，以單位面積的質(zhì)量變化表示腐蝕增重，以腐蝕時(shí)間和試樣單位面積增重量為橫、縱坐標(biāo)軸繪制腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線圖，用以分析腐蝕速率的變化。

1.4 腐蝕產(chǎn)物相的識(shí)別以及形貌觀察

為了對(duì)材料的腐蝕行為和機(jī)理有深刻的認(rèn)識(shí)，應(yīng)用XRD對(duì)腐蝕產(chǎn)物的物相組成進(jìn)行識(shí)別，應(yīng)用附帶EDS的SEM以及EPMA對(duì)腐蝕樣品的截面形貌與元素分布等進(jìn)行觀察與分析，從而揭示噴涂堿金屬硫酸鹽的HR3C在兩種SO2氣氛中的腐蝕特性。

2 結(jié)果及討論

2.1 SO2氣氛對(duì)HR3C腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線的影響

圖1所示為HR3C在不同溫度、不同濃度SO2氣氛中的腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線。由圖1可知，隨腐蝕時(shí)間的延長，動(dòng)力學(xué)曲線近似呈拋物線趨勢遞增；腐蝕初期增重較快，腐蝕后期增重趨于平穩(wěn)。對(duì)比相同時(shí)間下的腐蝕增重，腐蝕的早期階段(腐蝕時(shí)間在0～50h之內(nèi))，溫度對(duì)腐蝕增重的影響較為顯著；當(dāng)腐蝕時(shí)間延長到70h以后，與升高溫度相比，SO2濃度的增加使得腐蝕增重更為顯著，加速了合金腐蝕。分析認(rèn)為上述現(xiàn)象的存在與腐蝕初期合金元素的高溫氧化相關(guān)，升高溫度加速合金的氧化過程；延長腐蝕時(shí)間，氣氛中SO2的存在使得前期形成的氧化物傾向于發(fā)生硫酸鹽化以及合金元素Fe在熔鹽中的溶解反應(yīng)。

圖1 HR3C在SO2氣氛中的腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線Fig.1 Corrosion kinetics curves of HR3C in SO2 atmosphere

2.2 SO2氣氛對(duì)HR3C腐蝕產(chǎn)物的影響

將HR3C 在不同溫度的SO2氣氛中腐蝕若干時(shí)

間，其腐蝕產(chǎn)物的XRD圖譜如圖2所示。從圖2可見：除部分樣品表面仍有硫酸鹽殘留外，腐蝕產(chǎn)物主要由含(Fe，Cr)氧化物(Fe2O3，F(xiàn)e3O4，Cr2O3)、少量尖晶石結(jié)構(gòu)的復(fù)雜氧化物AB2O4(FeCr2O4和NiFe2O4)以及(Fe,Ni)硫化物組成。HR3C合金中鉻含量已達(dá)25%，通過選擇性氧化，樣品表面優(yōu)先形成連續(xù)均勻致密的Cr2O3氧化膜，對(duì)基體產(chǎn)生很好的保護(hù)作用；隨著Cr2O3氧化膜的形成，合金與氧化膜界面處氧分壓降低，所以在合金表面又生成不連續(xù)的鐵氧化物，包括Fe2O3以及Fe3O4；Cr，F(xiàn)e的不斷氧化，使得基體中Ni相對(duì)濃度明顯提高，Ni穿過Cr2O3氧化膜向外擴(kuò)散，在膜的表面區(qū)域氧化生成NiO，并與Fe,Cr氧化物發(fā)生固態(tài)反應(yīng)生成尖晶石結(jié)構(gòu)的復(fù)雜氧化物(Ni, Fe)Cr2O4；腐蝕產(chǎn)物中硫化物的形成則歸因于合金元素Fe, Ni在氧化層與腐蝕影響區(qū)的硫化反應(yīng)。

圖2 HR3C在0.25%SO2(1)和0.75%SO2(2)氣氛中的腐蝕產(chǎn)物XRD圖譜 (a)650℃； (b)750℃Fig.2 XRD pattern of corrosion products of HR3C in 0.25%SO2 (1) and 0.75% SO2 (2) (a)650℃； (b)750℃

2.3 SO2對(duì)HR3C腐蝕產(chǎn)物截面形貌特征的影響

2.3.1 HR3C在0.25%SO2中的腐蝕產(chǎn)物截面形貌特征

HR3C在0.25%SO2氣氛中的腐蝕截面形貌如圖3所示，對(duì)應(yīng)部分區(qū)域的EDS分析結(jié)果如表2所示。650℃腐蝕20h(圖3(a-1))，樣品表面形成疏松多孔的腐蝕層，EDS分析表明該層有硫酸鹽殘留，并混合部分(鐵，鉻)氧化物；腐蝕影響區(qū)(腐蝕層與基體交界處)可以觀察到少量的孔隙，孔隙周圍的EDS結(jié)果表明該區(qū)域貧Cr富Fe,Ni，且有內(nèi)硫化、內(nèi)氧化發(fā)生。腐蝕至100h(圖3(a-2))，腐蝕層出現(xiàn)分離現(xiàn)象，外側(cè)的EDS結(jié)果說明該層含有一定的硫酸鹽以及富Fe氧化物，內(nèi)側(cè)與基體結(jié)合緊密的部分富含Cr, O，以Cr的氧化物為主，結(jié)合XRD結(jié)果可知是Cr2O3；腐蝕影響區(qū)中孔隙數(shù)量明顯增多，孔隙變大，孔隙周圍依然貧Cr富Fe, Ni，且含有一定數(shù)量的S和O。

圖3 HR3C在0.25%SO2氣氛中的腐蝕20h(1),100h(2)的截面形貌(a)650℃;(b)750℃ Fig.3 Cross-sectional micrograph of HR3C corroded in 0.25%SO2 for 20h(1) and 100h(2) (a)650℃;(b)750℃

PointONaKCrFeSNi155．3722．132．901．1310．627．85-225．151．62-1．1345．2412．1915．79355．0019．583．310．2713．558．30-455．1719．491．315．338．867．012．82576．75--5．0815．71-0．46

升高溫度至750℃，腐蝕20h的樣品(圖3(b-1))表面形成相對(duì)疏松的腐蝕層，EDS結(jié)果表明在此溫度經(jīng)過短時(shí)腐蝕后，樣品表面仍有硫酸鹽殘留，此層仍為硫酸鹽與氧化物的混合物；腐蝕影響區(qū)可以觀察到明顯的裂紋存在。延長腐蝕至100h(圖3(b-2))，樣品腐蝕層破碎不完整，結(jié)合XRD結(jié)果可知：腐蝕層外側(cè)主要為Fe的氧化物，內(nèi)層則是Cr2O3；腐蝕影響區(qū)孔隙數(shù)量增多，裂紋增長，向基體中延伸。升高溫度，合金元素氧化加劇，殘余硫酸鹽數(shù)量減少甚至消失。

圖4,5對(duì)應(yīng)HR3C在650, 750℃，0.25%SO2中腐蝕100h的截面元素分布。由圖4, 5可見：溫度升高不足以改變截面元素分布。腐蝕層分為內(nèi)外兩層：外層富Fe，內(nèi)層富Cr，除微量存在于腐蝕層外，Ni主要分布于腐蝕影響區(qū)與基體；O則富集于整個(gè)腐蝕層，且在腐蝕影響區(qū)的裂紋與缺陷處有微量O存在，腐蝕影響區(qū)富Fe，Ni區(qū)域均可以看到少量S元素，對(duì)應(yīng)腐蝕層內(nèi)側(cè)富Cr區(qū)有一條清晰的CrS 帶存在。

圖4 HR3C在650℃,0.25%SO2中腐蝕100h的EPMA (a)BEI;(b)Cr;(c)Fe;(d)Ni;(e)O;(f)SFig.4 EPMA micrograph of HR3C corroded in 0.25%SO2 for 100h at 650℃(a)BEI;(b)Cr;(c)Fe;(d)Ni;(e)O;(f)S

圖5 HR3C在750℃, 0.25%SO2中腐蝕100h的EPMA (a)BEI;(b)Cr;(c)Fe;(d)Ni;(e)O;(f)SFig.5 EPMA micrograph of HR3C corroded in 0.25%SO2 for 100h at 750℃(a)BEI;(b)Cr;(c)Fe;(d)Ni;(e)O;(f)S

2.3.2 HR3C在0.75%SO2中腐蝕產(chǎn)物截面形貌特征

HR3C在0.75%SO2中腐蝕40, 100h的截面形貌如圖6所示，表3，4給出圖6中不同區(qū)域的EDS結(jié)果。650℃腐蝕40h(圖6(a-1))，合金表面形成與基體接觸良好的致密的腐蝕層，依據(jù)表3的EDS結(jié)果可知：該層富Cr，以Cr2O3為主且混有少量的硫酸鹽；寬約10μm的腐蝕影響區(qū)存在少量孔隙，周圍貧Cr、富Ni且有少量的O和S存在，結(jié)合XRD可知該區(qū)域有(鐵,鎳)硫化物存在，意味著該區(qū)域發(fā)生了內(nèi)氧化、內(nèi)硫化。腐蝕100h(如圖6(a-2))的樣品表面腐蝕層明顯增厚的，外層破裂，內(nèi)層雖致密但不連續(xù)，結(jié)合EDS可知：腐蝕層外側(cè)主要為Fe的氧化物，且混有硫酸鹽，內(nèi)側(cè)為Cr的氧化物，腐蝕影響區(qū)孔隙數(shù)量明顯增多，裂紋向基體中延伸。

圖6 HR3C在0.75%SO2氣氛中腐蝕40h(1)與100h(2)產(chǎn)物截面形貌(a)650℃;(b)750℃Fig.6 Cross-sectional micrograph of HR3C corroded in 0.75%SO2 for 20h(1) and 100h(2)(a)650℃;(b)750℃

t/hPointNaKSOCrFeNi40(1)100(2)15．443．245．8052．0133．51——2——1．1613．9711．2658．0015．603——13．226．7419．3047．0613．6849．704．683．0445．9110．3326．34—5———47．1241．6711．21—6——1．8451．1946．97——

表4 對(duì)應(yīng)圖6(b)中腐蝕區(qū)域的EDS結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 4 EDS results of corroded areas in fig.6(b) (atom fraction/%)

類似地，HR3C在750℃腐蝕40h(圖6(b-1))的腐蝕層已經(jīng)與基體發(fā)生了剝離，結(jié)合表4的EDS結(jié)果可知：此層以Cr的氧化物為主；自腐蝕影響區(qū)向基體延伸20μm范圍內(nèi)有較多裂紋和孔隙清晰可見，孔隙周圍貧Cr富Fe，Ni，有微量的S,O聚集。延長腐蝕到100h(圖6(b-2))，腐蝕層增厚且與基體發(fā)生剝離，由EDS(表4)結(jié)果可知：該層以富Fe氧化物為主，與基體接觸良好的部分是Cr2O3；腐蝕影響區(qū)孔隙度與裂紋的深度增加，孔隙周圍富鐵，鎳，貧Cr且有S，O存在。對(duì)比發(fā)現(xiàn)：提高SO2含量，位于腐蝕層外側(cè)的富Fe 氧化物因與基體結(jié)合程度較差，樣品制備過程中已剝落，所以合金表面只有富Cr 的氧化物存在，腐蝕影響區(qū)中孔隙數(shù)量明顯增多，裂紋增長。

圖7,8反映了HR3C在不同溫度，0.75%SO2氣氛中腐蝕100h的截面元素分布，類似于HR3C在0.25%SO2中的截面元素分布(見圖4，5)，即氣氛濃度的升高不足以改變合金元素的分布，其中：元素Fe主要存在于腐蝕影響區(qū)，Cr富集于腐蝕層內(nèi)側(cè)，Ni分布于腐蝕影響區(qū)，O集中遍布于腐蝕層間，富集于Cr對(duì)應(yīng)區(qū)域；S除存在于合金表面的硫酸鹽中，以多種硫化物形式存在于氧化層內(nèi)側(cè)以及腐蝕影響區(qū)中，并在孔隙周圍富集；隨著腐蝕溫度的升高，S繼續(xù)向合金內(nèi)部擴(kuò)散。

3 腐蝕機(jī)理分析及討論

3.1 金屬氧化物的硫酸鹽化與合金元素Fe在熔融硫酸鹽中的溶解

實(shí)驗(yàn)條件下，合成氣氛中的SO2在鉑絲的作用下可轉(zhuǎn)化成SO3，與前期形成的部分氧化物作用生成金屬硫酸鹽。熱力學(xué)計(jì)算表明：Cr2O3在實(shí)驗(yàn)條件下轉(zhuǎn)變成的Cr2(SO4)3的活度幾乎等于零，難以形成K-Na-Cr三元復(fù)合共晶鹽，確保了保護(hù)性氧化膜的存在[14]。Fe2O3則不同，通過反應(yīng)Fe2O3+3SO3→Fe2(SO4)3轉(zhuǎn)變生成的Fe2(SO4)3活度小于1，且固溶于K2SO4-Na2SO4中。因此，當(dāng)固溶的Fe2(SO4)3達(dá)某一臨界濃度，可以與表面涂有的K2SO4-Na2SO4鹽膜發(fā)生作用，形成(Na/K)3Fe(SO4)3復(fù)合堿金屬硫酸鹽。盡管合金表面預(yù)涂覆堿金屬硫酸鹽的熔點(diǎn)高于實(shí)驗(yàn)溫度，但由于多種硫酸鹽的協(xié)同作用可以降低硫酸鹽熔點(diǎn)，從而使涂鹽合金表面發(fā)生局部腐蝕；而且，當(dāng)熔鹽中鈉鉀比在1～4之間時(shí)，(Na/K)3Fe(SO4)3在593～760℃范圍內(nèi)呈液態(tài)，這意味著實(shí)驗(yàn)條件下會(huì)有熔融的堿鐵金屬硫酸鹽沉積在合金表面上。Fe與熔融硫酸鹽發(fā)生反應(yīng)(1)，從熔鹽中沉積出疏松的無保護(hù)性的Fe2O3顆粒溶解在熔鹽中，反應(yīng)產(chǎn)生的硫酸鹽則分布在合金腐蝕層的外側(cè)，且與SO3繼續(xù)重復(fù)上述反應(yīng)，所以在合金表面會(huì)發(fā)現(xiàn)殘余的硫酸鹽存在。

2(Na/K)3Fe(SO4)3+6Fe→3/2FeS+
3/2Fe3O4+Fe2O3+3(Na/K)2SO4+3/2SO3

(1)

3.2 合金元素在氧化層及腐蝕影響區(qū)的硫化

在圖5腐蝕層內(nèi)側(cè)富Cr區(qū)域可以觀察到硫化物帶(CrS)生成。這是由于：腐蝕初始階段，氧化物的生成使得氧化-熔鹽交面處的氧分壓很低，但由于合成氣氛中的SO2在熔鹽中發(fā)生化學(xué)溶解以及前述反應(yīng)中SO3的生成，使得交界面處的硫活度明顯升高; Cr與硫的親和勢大，所以在氧化物/熔鹽交界面可以形成富Cr的硫化物CrS。但隨著腐蝕時(shí)間的延長，氧通過熔融鹽及Cr2O3氧化膜向內(nèi)層擴(kuò)散量逐漸增多，氧含量的增高又使得CrS發(fā)生反應(yīng)2CrS+3/2O2→Cr2O3+2S。因此，盡管在EPMA中我們看到硫化物帶的存在，但在XRD中并未檢測出來，這可能是由于發(fā)生了CrS向Cr2O3的轉(zhuǎn)化，從而使該物質(zhì)的數(shù)量減少。

4 結(jié)論

(1)涂覆堿金屬硫酸鹽的HR3C在不同溫度SO2氣氛下的腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線相似，遵循拋物線趨勢；SO2濃度的增加較腐蝕溫度的升高能夠更為顯著地加速HR3C的腐蝕。

(2) 由表及里腐蝕層主要由(鐵，鉻)氧化物(Fe2O3，F(xiàn)e3O4，Cr2O3)，少量復(fù)雜結(jié)構(gòu)的AB2O4氧化物(FeCr2O4和NiFe2O4)與(鐵，鎳)硫化物 (Fe,Ni)xSy組成；腐蝕影響區(qū)貧Cr富Fe, Ni，發(fā)生了內(nèi)硫化與內(nèi)氧化。

(3) HR3C在SO2氣氛中的腐蝕歸因于初始階段合金元素的高溫氧化以及隨后金屬氧化物的硫酸鹽化和合金元素Fe在熔融硫酸鹽中的溶解反應(yīng)；此外，合金元素在氧化層與腐蝕影響區(qū)的硫化反應(yīng)也對(duì)HR3C的耐腐蝕特性產(chǎn)生影響。

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(本文責(zé)編：楊 雪)

Hot-corrosion Behavior of HR3C Pre-coated Alkali Metal Sulphate in SO2Atmosphere

LI Ping，QIN Peng，ZHAO Jie，LI Ting-ju，PANG Sheng-jiao

(School of Materials Science and Engineering,Dalian University of Technology,Dalian 116023，Liaoning, China)

The corrosion behaviors of HR3C pre-coated alkali metal sulphate in SO2atmosphere at different temperatures were investigated by means of XRD, SEM (EDS) and EMPA in order to discuss the corrosion resistance mechanism to SO2of HR3C. The results show that the corrosion kinetic curves follow parabolic law. The corrosion products are mainly composed of (Fe,Cr) oxides, minor compound oxides with spinel structure as well as (Fe,Ni) sulfides. The increment in SO2content increases significantly the oxide films in thickness, and deteriorates the adhesion to the oxide scale and matrix. In addition, the porosities in the corrosion affected zone (the interface between the oxide films and the matrix) increase and a CrS belt exits in the interface between the oxide layer and the corrosion affected zone. The analysis shows that the corrosion of HR3C in SO2environment is resulted from the oxidation, sulfidation of the alloy, moreover，the sulfation of metallic oxides and the formation of ternary composed alkali metal sulfate as well as the dissolution of Fe in melted salt also contribute to the corrosion.

ultra supercritical power generation；fireside corrosion；alkali metal sulfate；hot-corrosion；sulfation

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000295

TK224.9

A

1001-4381(2017)01-0043-09

國家自然科學(xué)基金項(xiàng)目(51134013，51171037);2016NSFC-山西煤基低碳聯(lián)合基金重點(diǎn)項(xiàng)目(U1610256)

2015-03-17;

2016-07-20

李萍(1969-)，女，副教授，博士，現(xiàn)從事材料無損檢測與評(píng)價(jià)方面的研究,聯(lián)系地址：大連理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院(116023), E-mail：liping69@dlut.edu.cn