Fe-15Ce合金的高温硫化腐蚀

研究了含15wt%Ce的Fe-Ce合金在600～800℃、H2-H2S气氛中的硫化行为,其硫的分压为10-3Pa.结果表明,Fe-15Ce合金的腐蚀速度比纯Fe慢,但比纯Ce快得多,随温度升高其腐蚀速度加快.该合金硫化后形成复杂的腐蚀产物膜,最外层为纯Fe的硫化物层,其下为Ce的硫化物与Fe的硫化物的混合物层;内层为Ce的内硫化区,与之相邻的基体金属层中没有贫Ce现象发生.Ce不能从合金的腐蚀区中向外扩散,而是在腐蚀区内原位地形成Ce的硫化物与Fe的硫化物的混合物.与纯Fe相比,尽管Fe-Ce合金的腐蚀速     

Co-15wt?合金在600℃10~(-8)atm S_2中的腐蚀

研究了含15wt％Ce的Co-15Ce合金及纯Ce、纯Co在600℃、H_2-H_2S中的腐蚀行为,介质的硫分压为10~(-8)atm。结果表明,Co-15Ce合金的腐蚀速度比纯Co慢得多,但高于纯Ce。Co-15Ce合金腐蚀后形成复杂的腐蚀产物膜,最外层为纯Co的硫化物层,其下为Ce的硫化物与Co的硫化物的混合物层,内层为Ce的硫化物与金属Co的混合物。15％Ce不足以阻止基体金属Co的硫化腐蚀,这可能与Ce在Co中有限的溶解度及富Ce第二相的出现有关。     

Fe-Y合金在600～800℃H_2-CO_2-H_2S中的腐蚀

研究了纯Fe、纯Y、Fe-15Y和Fe-30Y合金在600～800℃高硫压(10-3Pa)-低氧压(10-19Pa于600℃或10-15Pa于700℃和800℃)混合气中的腐蚀行为.Y在600℃和700℃发生加速腐蚀,但在800℃形成的腐蚀膜有保护性.加入Y能够降低合金的腐蚀速率,但在所有条件下,合金都形成FeS最外层膜、由两金属的化合物组成的中间层和由α-Fe和Y的硫氧化物的细微混合物所组成内硫化-氧化区.Fe似以相当高的速率穿过中间层形成FeS外层.在合金/氧化膜界面内侧不产生Y的贫化现象.从Y在Fe     

Cu—Cr合金在H2—H2S混合气中的腐蚀行为

研究了Cu-Cr合金及纯铜、纯铬在500－600℃，硫分压为10^-5Pa时的硫化腐蚀。两种Cu-Cr合金的腐蚀速度均介于两种纯金属之间，并随温度的升高而增大，但在两种Cu-Cr合金的表面均形成了复杂的腐蚀产物膜，外层为Cu2S层，有时不连续甚至剥落，中间层为二元Cu-Cr硫化物CuCrS2，内层为二元Cu-Cr硫化物CuCr2S4和CrS的混合物，有时也包含未被腐蚀的金属铬颗粒。在腐蚀区以下的合金基体中没有铬的贫化现象发生。这种腐蚀膜结构的形成是合金中存在两相的结果。     

Fe-15Ce合金的氧化-硫化腐蚀

研究了Fe-15Ce合金及纯Fe、纯Ce在600和700℃下H 2-H2S-CO2中的腐蚀行为.Fe-15Ce合金的腐蚀速度比纯Fe慢但比纯Ce快得多.腐蚀后合 金表面形成多层的腐蚀产物膜,最外层是基体金属的硫化物（FeS）,中间层为两种金属化 合物组成的混合区,最内层为Ce在O和S作用下的内腐蚀区.合金中15 mass%的Ce不足以阻止 基体金属的硫化,这主要与Ce在Fe中有限的溶解度及合金中存在富Ce相有关.     

Cu-Cr合金在H_2-H_2S混合气中的腐蚀行为

研究了Cu Cr合金及纯铜、纯铬在 5 0 0～ 60 0℃ ,硫分压为 10 -5Pa时的硫化腐蚀。两种Cu Cr合金的腐蚀速度均介于两种纯金属之间 ,并随温度的升高而增大 ,但在两种Cu Cr合金的表面均形成了复杂的腐蚀产物膜 ,外层为Cu2 S层 ,有时不连续甚至剥落 ,中间层为二元Cu Cr硫化物CuCrS2 ,内层为二元Cu Cr硫化物Cu Cr2 S4和CrS的混合物 ,有时也包含未被腐蚀的金属铬颗粒。在腐蚀区以下的合金基体中没有铬的贫化现象发生。这种腐蚀膜结构的形成是合金中存在两相的结果     

纯Y和Co—Y合金在800℃不同硫压下的硫化—氧化

研究了纯Ｙ和Ｃｏ－Ｙ合金在８００℃Ｈ２－ＣＯ２混合气中的腐蚀,以检验添加Ｙ对纯Ｃｏ耐硫－氧混合气腐蚀中影响。给定温度下纯Ｙ的腐蚀膜具有保护性。并有助于降低纯Ｃｏ的腐蚀速率,１０＾０２Ｐａ硫压下,合金表面形成的腐蚀产物为多层、以为硫化钴,中间层为由两金属化合物怕成分复杂的混合物层,最内层是由氧和硫引起的Ｙ的内腐蚀区;在１０＾－３Ｐａ硫压下,合金没有形成外层硫钴,仅在表面形成较薄的Ｙ的硫氧化物,其下为Y的内氧化区。在Y含量较高条件下未发生Y的选择性外硫化/氧化,这与Y在基体金属中的有限固溶度以及合金中出现富Y的金属间化合物相有关。     

Co-15wt%Y合金的高温硫化氧化腐蚀

为检验添加钇对纯钴耐高硫低氧混合气腐蚀的影响,研究了Ｃｏ１５ｗｔ％ Ｙ 合金在６００ ～７００ ℃Ｈ２Ｈ２ＳＣＯ２ 混合气中的腐蚀。合金腐蚀后形成多层结构的腐蚀产物膜,最外层是单一的硫化钴,中间层为由两金属化合物组成的混合物层。最内层是由氧和硫引起的钇的内腐蚀区。在钇含量达到１５ｗｔ％ 的条件下未发生钇的选择性外硫化／ 氧化,这与钇在基体金属中有限的固溶度和合金中出现富钇金属间化合物有关。     

FeWAl涂层及其耐高温硫腐蚀性能

通过在碳钢上电镀FeW合金镀层然后固相渗Al,获得了FeWAl涂层.对比研究了在800℃硫压为103Pa,氧压为10-21Pa或10-3～1Pa条件下FeAl和FeWAl涂层的硫化行为.结果表明,在高硫压(103Pa)、低氧压(10-21Pa)环境中,FeAl和FeWAl涂层均发生了灾难性腐蚀,腐蚀产物呈粉状.而适当提高环境中的氧分压(10-3～1Pa)时,FeWAl涂层具有良好的抗硫化性能.当在Fe-WAl涂层表面涂敷Fe2O3+SiO2混合层时,提高了涂层表面的氧分压,在高硫压低氧压的环境中促进了由硫     

Co-15wt%Y合金的高温硫化-氧化腐蚀

为检验添加钇对纯钴耐高温－低氧混合气腐蚀的影响,研究了Ｃｏ－１５ｗｔ％Ｙ合金在６００￣７００℃ＣＨ２－ＣＯ２混合气中的腐蚀。合金腐蚀后形成多层结构的腐３蚀产物膜,最外层是单一的硫化钴,中间层为由两金属化合物组成的混合物层。最内层是同氧和硫引起的钇的内腐蚀区。在钇含量达到１５ｗｔ％的条件下未发生钇的选择性外硫化／氧化,这与钇在基体金属中有限的固溶度和合金中出现富钇金属间化合物有关。     

Fe-15Ce合金在H2-CO2、H2-H2S及H2-H2S-CO2气氛下的腐蚀

研究了600℃时Fe-15Ce合金在H2-CO2、H2-H2S及H2-H2S-CO2 3种气氛中的腐蚀行为，Fe-15Ce合金腐蚀后发生了Ce的内氧化或形成了复杂的腐蚀产物膜，而未出现Ce的选择性氧化或硫化，这主要是合金中存在着两相及Ce在Fe中极低的溶解度的结果。Fe-15Ce合金在本实验条件下的氧化-硫化腐蚀速度低于相同温度、压力下的纯硫化。     

Co—15Ce合金在S—O双重氧化剂中的腐蚀

研究Ｃｏ－１５Ｃｅ（质量分数,％,下同）合金在Ｓ－Ｏ双重氧化剂作用下的腐蚀特征。结果表明,在６００及７００℃下该合金均形成了复杂的腐蚀产物膜,包括外层单一的Ｃｏ的硫化物、中间层Ｃｏ的硫化物与Ｃｅ的化合物的混合物区及内层Ｃｅ的内腐蚀区。且Ｃｏ－１５Ｃｅ合金在６００及７００℃氧化－硫化混合气氛中的腐蚀速度低于相同温度、相同Ｏ,Ｓ分压下的纯氧化与纯硫化。     

Fe50Mo在不同硫压下的高温硫化行为

用ＴＧＡ、ＸＲＤ、ＳＥＭ观察分析了Ｆｅ５０Ｍｏ合金在９００℃、１０～５０ｋＰａ的硫蒸气中的高温硫化动力学曲线和硫化产物层的组成及结构。发现硫化动力学基本不受硫压的影响，但高硫压下合金发生较严重的硫化，其产物层由低硫压时的一、二层变为类似于Ｆｅ４０Ｍｏ产物层的三层结构：外层ＦｅＳ／中间层ＭｏＳ２／内层Ｆｅ、Ｍｏ的复杂硫化物。内层虽然在硫化后期生成，但发展速度比中间层快，密度也较低。中间层是阻止合金进一步硫化的主要产物，但仍允许Ｆｅ２＋通过，使外层ＦｅＳ得以继续生长，合金进一步硫化。     

两相Fe—Cu合金铁硫化腐蚀特性

研究了Ｆｅ－２５Ｃｕ、Ｆｅ－５０Ｃｕ和Ｆｅ－７５Ｃｕ在硫压高于二组元硫化物分解压条件下的高温硫化,并着重于硫化反应产物持征,各合金的腐蚀速率均低于纯铁和铜,其中Ｆｅ－２５Ｃｕ最慢而Ｆｅ－５０Ｃｕ最快。合金形成复杂的硫化膜结构：其外层为两种二凶复合硫化物的细胞混合层;其内层含未被硫化的金属态α（Ｆｅ）相粒子和源于β（Cu)的内硫化物Cu5FeS4.由于金属向外迁移的结果,该区域常有大量孔洞形成.硫向合金内的渗透速率随铜含量和温度的升高面增加.此外,在外/内硫化界面上形成一些纯金属铜颗粒,它们或呈粒状并被硫化物所包裹\或呈胡须状突出于硫化膜之外.就双相合金腐蚀区别于固溶体合金的特性,对所得实验结果进行了讨论.     

镍基铸造高温合金K35的热腐蚀行为

研究了涂有7596Na2SO4＋25％NaCl盐膜的镍基铸造高温合金K35在800℃～900℃的热腐蚀行为．结果表明．该合金在实验条件下发生高温热腐蚀．在800℃，腐蚀动力学曲线大体遵循抛物线规律．腐蚀产物分为3个区域：即外层是以Cr2O3为主相对致密的具有保护性的氧化层，中间层是富Ti层，内层是以舢、Ti为主的氧化物．腐蚀形貌观察说明，热腐蚀的发展主要伴随着致密氧化层的增厚以及Cr2O3保护性氧化膜的挥发，且涂盐导致Cr2O3挥发温度降低．在800℃及850℃表面有少量硫化物形成，随腐蚀温度增高有内硫化物产生．腐蚀动力学和腐蚀形貌特点支持热腐蚀的硫化-碱融机理模型。     

两相Fe-Cu合金的硫化腐蚀特性

研究了Ｆｅ－２５Ｃｕ、Ｆｅ－５０Ｃｕ和Ｆｅ－７５Ｃｕ在硫压高于二组元硫化物分解压条件下的高温硫化，并着重于硫化反应产物结构特征．各合金的腐蚀速率均低于纯铁和铜，其中Ｆｅ－２５Ｃｕ最慢而Ｆｅ－５０Ｃｕ最快．合金形成复杂的硫化膜结构：其外层为两种二元复合硫化物（Ｃｕ５ＦｅＳ４和ＣｕＦｅＳ２）的细微混合层；其内层含未被硫化的金属态α（Ｆｅ）相粒子和源于β（Ｃｕ）的内硫化物Ｃｕ５ＦｅＳ４．由于金属向外迁移的结果，该区域常有大量孔洞形成．硫向合金内的渗透速率随铜含量和温度的升高而增加．此外，在外／内硫化膜界面上形成一些纯金属铜颗粒，它们或呈粒状并被硫化物所包裹、或呈胡须状突出于硫化膜之外．就双相合金腐蚀区别于固溶体合金的特性，对所得实验结果进行了讨论．     

合金元素（Cr,Ni,Al,Y）对Cr,Ni,Fe基合金高温硫腐蚀的影响

研究了带有不同含量Cr、Ni、Al、Y合金元素的CrNiFe基合金在600℃,Ps_2为64×10~2Pa,Po_2为0.53×10~(-2)Pa的硫蒸气环境下的高温硫化腐蚀。测定并比较了这些合金的硫化腐蚀失重,通过金相、X光衍射相分析和电子探针技术分析研究了硫化物锈层的形貌和结构特征。研究结果表明:加入Cr对于降低合金硫化速率是有益的,而Ni含量的增加对合金的抗硫化性能是有害的,而加入少量的Al、Y对于提高合金抗硫化性能的作用十分显著。在硫化物锈层组成和结构分析的基础上,讨论并提出了添加不同合金元素的合金的硫化机制。     

Fe-25Cr-9Mn三元合金高温硫化特性

研究了Fe-25Cr-9Mn合金在800℃、10-3─1Pa硫分压的H2-H2S混合气体中的硫化行为,并与Fe-25Cr合金进行了对比。结果表明:Mn的加入提高了Fe-25Cr合金的抗硫化性能,但作用并不显著。在Fe-25Cr-9Mn合金的多层结构硫化层中形成了较厚且独立的α-(Mn.Fe)S层,但它并没有效地阻挡Fe2+和Cr3+向外的扩散。文中讨论了这种现象的原因以及硫化层分层对铁铬合金硫化行为的影响。     

Fe50Mo在硫蒸气中的高温硫化

应用TGA、XRD、SEM/WDS技术研究了Fe50Mo合金在1kPa,700～900℃的硫蒸气中的高温硫化行为.发现在700℃时硫化遵从抛物线规律,800和900℃时则变为线性规律.Fe50Mo的硫化速度常数比纯Fe的低3～4个数量级,比Fe20Mo和Fe40Mo的抗硫化性能有了显著提高.热处理对合金硫化行为无显著影响.最初只出现FeS单一硫化产物层,合金中发生μ相晶界处α-Fe相的选择硫化.长时间硫化后,FeS层下出现MoS2内层,其晶体片层垂直于样品表面,有助于扩散传质.但MoS2层致密、微观缺陷少     

硫压对Fe40Mo高温硫化行为的影响

观察分析了Ｆｅ４０Ｍｏ合金在１０￣５０ｋＰａ的硫蒸气中的高温硫化动力学规律和硫化产物层结构变化。结果表明，硫压对Ｆｅ４０Ｍｏ的硫化动力学规律和硫化速度有一定影响，５０ｋＰａ时比１０ｋＰａ硫化还慢些；高硫压及较高温度下合金硫化由其中Ｆｅ的硫化控制，而不象低硫压时只受Ｍｏ的硫化控制。这些表现与Ｆｅ２０Ｍｏ的相近，表明在高温和高硫压的苛刻环境中，合金中添加Ｍｏ的作用被削弱了。合金硫化动力学表现与产物层结