9Cr-1Mo钢在含水蒸汽气氛中的氧化行为

研究了9Cr-1Mo(ASME T91)钢在(Ar 10%H_2O)气氛中600℃、650℃和700℃下的高温氧化行为.在恒温氧化10 h过程中,在600℃氧化遵从抛物线规律;而在650℃和700℃氧化则遵从分阶段抛物线规律,且后一阶段的速度常数高于前一阶段的;随着温度的升高,氧化速度明显增大;氧化激活能为157.2 kJ/mol.T91钢氧化时表面形成了多层结构的氧化膜,从外到内依次为Fe_2O_3、Fe_3O_4和(Fe,Cr)_3O_4;钢基体也发生了内氧化,内氧化物为FeO和Cr_2O_3.只有在700℃氧化时没有外层Fe_2O_3形成和内氧化发生.9Cr-1Mo钢氧化后冷却至室温后,氧化膜发生开裂或局部剥落.最外层Fe_2O_3与次外层Fe_3O_4间出现很大的裂隙,Fe_2O_3层容易剥落.同时探讨了9Cr-1Mo钢在含水蒸汽气氛中的氧化机制.     

12Cr2MoWVTiB钢高温再热器管氧化膜的特征

电厂的12Cr2MoWVTiB钢高温再热器管实际运行中易出现氧化失效,为了对其实施有效的监督,采用扫描电镜、电子探针和X射线衍射对高温高压水蒸气下运行5.0×10~4h形成的氧化膜形貌、结构、成分及物相进行了分析.结果表明:氧化膜蒸汽侧形貌呈丘状或蘑菇云状,氧化膜基体侧呈方解石状,氧化膜横断面呈石状;氧化膜结构明显分为3层,外层、中间层和内层氧化膜均由粗大的柱状晶构成,各柱状晶层间有大量孔洞,而内层氧化膜与基体结合处氧化膜晶粒为细小等轴晶;O元素含量从外层氧化膜到靠近基体处,存在正的浓度梯度分布,而Fe,Cr,Mo元素含量存在负的浓度梯度分布,Cr,Mo元素在紧靠基体的氧化膜侧产生富集,含量均高于钢基体中的含量;氧化膜物相为Fe_3O_4和FeCr_2O_4.     

Ni-Cr-Co-Mo-W-Ta-Al合金在900℃和1000℃的高温氧化行为

采用X射线衍射(XRD),扫描电镜(SEM)及能谱(EDAX)等方法,研究了Ni-4.66Cr-5.87Co-7.54Mo-2.90W-4.97Ta-6.32Al合金在900℃和1000℃的高温氧化行为。结果表明,合金氧化动力学曲线遵循氧化初期氧化增重速率较快,氧化期间氧化动力学曲线呈波浪式变化,且呈现氧化温度越高波浪式越明显的特征;氧化300h后合金表面氧化物膜分为2层,外层氧化物为NiO、Ni_2Cr_2O_4、Ni_2CoO_4和CoTa_2O_6,分布在外层的CoTa_2O_6抑制基体中元素Al向外扩散,形成内层氧化物Al_2O_3。在氧化期间,合金内部生成了内氮化物AlN,且在合金内部AlN与Al_2O_3成规律性分布,与外氧化膜相邻的为元素Al的内氧化物Al_2O_3区域,远离外氧化膜的基体内部为元素Al的内氮化物AlN区域,随氧化温度升高,内氧化区和内氮化区的深度增加,内氧化物和内氮化物的尺寸增大。     

不同Cr含量的Fe-Cr合金高温高压水蒸气氧化行为

Fe-Cr合金钢广泛用于锅炉的受热面管,但目前研究多针对Cr在高温常压环境中的氧化行为,对高温高压下的研究较少。对Cr的质量分数分别为9%、12%、18%、25%的Fe-Cr合金试样在650℃、25 MPa的高压水蒸气环境中的氧化行为进行研究,并与Cr-9的常压水蒸气氧化进行对比,采用扫描电镜(SEM)观察形貌、能谱分析成分变化、X射线衍射仪(XRD)分析物相组成并称重绘制氧化动力学曲线,以此来探究不同Cr含量的Fe-Cr合金的氧化膜生长规律和压强对其氧化行为的影响。结果表明:随着Cr含量的提高,Fe-Cr合金的孕育期增长,抗氧化能力得到提高;Cr含量的增加对氧化行为有一定影响,氧化66.0 h,Cr-9与Cr-12氧化动力学符合抛物线规律,在氧化初期就出现内外氧化层分层,内层为尖晶石FeCr2O_4,外层为Fe_3O_4,而Cr-18、Cr-25则仍处于孕育期,动力学几乎处于稳定状态,这个阶段主要是元素的扩散准备,氧化物的出现只是附加产物;表面的氧化物并不能构成一层完整的氧化膜,外加压强能够增加Fe-Cr合金位错和空位浓度,从而提高氧化速率,并且压强影响了氧化膜的形貌,在压应力的作用下,氧化膜主要由粒状氧化物构成。     

W元素对CrWMn铁基TIG焊熔敷层耐液态PbBi腐蚀性能的影响

研究了550℃时,CrWMn铁基熔敷层在动态液态PbBi共晶合金(LBE)中的耐磨耐蚀性能以及钨化物对其的影响。4个W含量不同的试样放置在相同流速处。4个试样均出现明显的腐蚀,元素溶解,以及少量的PbBi渗透。熔敷层表面均生成双氧化层,外层为疏松多孔的Fe_3O_4,内层为致密的FeCr_2O_4和(Fe_(0.6)Cr_(0.4))_2O_3,且内外层均含少量的钨化物。WC添加量在3.73%~5.33%时,熔敷层显微硬度值最大,外层厚度较大,磨损较少,内层厚度较小。含量适中的钨化物提高了熔敷层耐蚀耐磨性能,保护熔敷层下铸造316L构件表面。     

水蒸气温度对700℃先进超超临界锅炉候选合金GH2984氧化行为的影响

采用X射线衍射仪、扫描电子显微镜对比研究GH2984合金在750℃和850℃纯水蒸气中的氧化行为。结果表明:GH2984合金的氧化动力学遵循抛物线规律;温度升高,Cr挥发加速,外氧化和内氧化的速率急剧增加,氧化膜的组成结构发生明显的变化。750℃时,合金表面形成单层致密的(Cr,Mn)_2O_3膜;温度升至850℃,氧化膜中空洞的数量大幅增加,氧化膜转变为由薄的外层Fe_2TiO_5和厚的次外层(Cr,Mn)_2O_3及薄的内层(Nb,Mo)_2O_5组成的三层结构。Ti,Al优先于晶界处发生内氧化,分别形成TiO_2和Al_2O_3;两种内氧化产物的尺寸和数量均随温度升高而增加。     

316L钢表面CrWMn铁基熔敷层在液态PbBi中耐腐蚀性分析

采用TIG焊在316L钢表面熔敷CrWMn铁基合金,研究了熔敷层在550℃动态(相对流速为1.70,2.31和2.98m/s)液态PbBi中的耐腐蚀性能。结果表明,受腐蚀试样表面均存在元素溶解现象,并生成了双氧化层,外层为疏松多孔的Fe3O4,内层为致密的FeCr_2O_4。相对流速超过2.31m/s时,加快Fe、O的扩散,内层已出现新相(Fe_(0.6)Cr_(0.4))_2O_3。短期内,流速越快,外层受腐蚀越严重,其厚度越薄;而内层厚度变化很小。尤其致密的内层很好地保护了熔敷层基体,从而保护316L钢表面,阻止了Ni等元素的溶解。     

一种镍基合金在900和1000℃的高温氧化行为

采用X射线衍射(XRD),扫描电镜(SEM)及能谱(EDAX)等方法,研究了Cr5.0 Co8.0 Mo0.9W5.5 Ta7.4 Al6.0 Re4.2合金在900和1 000℃的氧化行为。结果表明,氧化动力学曲线遵循氧化初期氧化增重速率较快,氧化期间氧化动力学曲线呈波浪式变化,且呈现氧化温度越高波浪式越明显的特征。在900℃氧化300 h后合金表面氧化物膜分为3层,外层为Ni O、Ni2Cr2O4、Ni2Co O4和Cr Ta O4;中间层为平直的Al2O3层,内氧化层为Al2O3,氧化期间,分布在外层的Cr Ta O4抑制基体中Al向外扩散,并抑制氧化膜的生长,使氧化速度降低。1 000℃时合金表面的氧化物膜分为2层,外层为Ni O、Ni2Cr2O4、Ni2Co O4和Cr Ta O4;内氧化层为Al2O3。在900和1 000℃氧化期间,合金均发生元素Al的内氧化和内氮化,与外氧化膜相邻的区域为元素Al的内氧化区,远离外氧化膜的基体内部形成元素Al的内氮化区,随氧化温度升高,内氧化区和内氮化区的深度增加,内氧化物和内氮化物的尺寸增大。     

模拟热轧工艺对氧化铁皮组织性能的影响

采用热模拟实验机、场发射扫描电子显微镜、电化学测试等试验方法,研究了开轧温度、终轧温度和卷取温度对氧化铁皮组织和耐蚀性能的影响规律.研究表明:热轧钢板表面氧化铁皮由3层结构组成,即最外层Fe2O3、中间层Fe3O4和最内层FeO.随着开轧温度和终轧温度的降低,FeO先共析转变的驱动力增大,FeO在整个氧化铁皮层中的含量逐渐减少,Fe2O3和Fe3O4含量逐渐增多.随着卷取温度由650℃降低到500℃,在FeO层中析出的Fe3O4粒子数量不断增加,粒子尺寸越来越细小.析出的Fe3O4越多,氧化铁皮的耐蚀性能越高.当卷取温度降低至450℃时,FeO发生了共析转变,生成片层状Fe+Fe3O4的共析组织,这些片层状组织形成微电池,使氧化铁皮的耐蚀性能急剧降低.     

中铬铁素体不锈钢18CrNb高温氧化行为

对中铬铁素体不锈钢18Cr Nb在700-1000℃间不同温度下开展了连续氧化实验,绘制了该钢种的氧化动力学曲线,并利用XRD、SEM和EDS等方法对氧化皮结构进行了分析和表征。结果表明,18Cr Nb铁素体不锈钢在900℃以下可形成连续致密的富Cr氧化皮,使其具备优良的抗氧化性能。当温度提高至950℃以上时,氧化膜表面的组成由富Cr的氧化物向富Cr的铬锰氧化物、富Mn的锰铬氧化物、铁的氧化物和纯铁的氧化物转变;内层氧化物由富Cr氧化物向富Fe的Fe/Cr氧化层转变,这种转变使氧化皮疏松,从而导致异常氧化,表明该钢不适合在950℃以上使用。     

氧化铁皮微观组织对热轧带钢耐侯性能的影响

通过加速腐蚀实验研究4种氧化铁皮组织对热轧带钢腐蚀性能的影响。实验结果表明,经过80周期的加速腐蚀后,组织由Fe_3O_4和FeO构成的氧化铁皮最耐腐蚀。组织由Fe_3O_4、共析产物(Fe_3O_4+Fe)构成的氧化铁皮耐腐蚀性能最差。在腐蚀初期,腐蚀产物在氧化铁皮表面的缺陷处优先形核,随后外锈层形成。随着外锈层逐渐长大,在氧化铁皮缺陷处形成的腐蚀产物的体积变大。氧化铁皮缺陷处会形成裂纹并扩展到基体,形成内锈层的腐蚀核。在腐蚀后期,外锈层厚度继续长大,结合面处的腐蚀核长大形成内锈层,这时氧化铁皮失去保护作用。     

1Cr18Ni9Ti不锈钢表面Al_2O_3阻氚涂层磁控溅射-微弧氧化法制备技术研究

采用磁控溅射技术在1Cr18Ni8Ti不锈钢表面制备出铝镀层,并对其进行微弧氧化处理,获得了氧化铝阻氚涂层。采用XRD,SEM表征涂层的结构和形貌。结果表明,磁控溅射制备的铝镀层非常致密,微弧氧化得到的氧化铝涂层由外层的疏松层和内层的致密层组成,微弧区瞬间高温烧结作用使微弧氧化膜具有晶态氧化物陶瓷相结构。氧化铝涂层由α-Al_2O_3相和γ-Al_2O_3相组成,冷却速率大,外层形成γ-Al_2O_3相,由于外层γ-Al_2O_3包覆和热扩散阻挡作用,内层的氧化铝冷却速度小,生成稳态相α-Al_2O_3的含量增加,随着涂层厚度增加,α-Al_2O_3相含量提高。     

Al和Mo含量对热等静压制备的FeCrAlMo合金组织及拉伸性能的影响

FeCrAl合金由于具有良好的高温抗氧化性能和力学性能而广泛应用于高温和氧化性气氛环境。本研究通过粉末热等静压制备出Fe-22Cr-3Al-3Mo和Fe-22Cr-2Al-5Mo两种成分的合金,对粉末的显微组织、热等静压后两种成分合金的组织及拉伸性能进行对比分析,结果表明:Fe-22Cr-3Al-3Mo合金20℃时的强度和塑性都高于Fe-22Cr-2Al-5Mo合金,而500℃时的强度和塑性都低于Fe-22Cr-2Al-5Mo合金;Fe-22Cr-3Al-3Mo合金中析出相主要为分布在晶界及晶内的细小AlN相及少量粗大的富Cr相,Fe-22Cr-2Al-5Mo合金中析出相主要为大尺寸的富Cr碳氧化物;Al含量降低、Mo含量增加,晶界形成较多的大尺寸富Cr相,导致Fe-22Cr-2Al-5Mo合金在20℃时塑性较差。     

炮钢表面的抗高温氧化性能研究

为了研究炮钢表面抗高温氧化性能,针对某型火炮身管材料PCr Ni3Mo钢进行了500,600,700℃、10 h恒温氧化试验,考察了其氧化动力学性能,利用纳米压痕仪测试了炮钢在不同氧化温度下的硬度与弹性模量,采用激光共聚焦显微镜、扫描电子显微镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)测试分析了不同氧化温度下的表面形貌和物相组成。结果表明:炮钢在空气中500℃氧化10 h后表面形成Fe_3O_4和Fe_2O_32种氧化物,600,700℃氧化10 h后表面形成Fe O、Fe_3O_4和Fe_2O_33种氧化物,其中700℃时表面氧化膜出现大量分层和剥落。     

Ti-Nb-Si基超高温合金Si-Cr共渗涂层在1250℃的氧化行为

利用包埋共渗法在Ti-Nb-Si基超高温合金表面制备了Si-Cr共渗涂层,共渗温度为1350℃,时间为10h。将Si-Cr共渗后的试样在1250℃下分别氧化5,10,20,50h和100h。利用SEM,EDS和XRD等分析方法研究了涂层及氧化后氧化膜的结构、元素分布及相组成。结果表明,氧化前Si-Cr共渗涂层分为4层:最外层为(Ti,X)5Si3(X代表Nb,Hf和Cr元素)和(Nb1.95Cr1.05)Cr2Si3,次外层为(Ti,X)5Si3,中间层为(Ti,X)5Si4,过渡层为(Ti,X)5Si3。涂层试样在1250℃氧化后形成的氧化膜分为两层:外层为(Ti,Nb,Cr)O2,下层为SiO2。未加涂层的试样在1250℃氧化遵循直线规律。加涂层的试样在1250℃氧化遵循分段抛物线规律,5~20h内为y=15.81+3.92t1/2,20~100h内为y=-82.71+27.12t1/2。在20~100h内氧化的抛物线速率常数比5~20h内氧化的大约高1个数量级。具有高Cr含量的外层比中间层及过渡层具有较好的抗氧化性。     

SIMP钢和T91钢在800℃的高温氧化行为

研究了ADS嬗变系统候选结构材料新型低活化马氏体耐热钢SIMP钢和T91钢在800℃空气中的高温氧化行为。结果表明,SIMP钢和T91钢在空气中氧化500 h后在表面形成了不同结构的氧化膜:在SIMP钢表面形成了连续致密的Cr_2O_3层,在Cr_2O_3层分布一层颗粒状的铬锰尖晶石,在基体和氧化膜之间出现硅的富集;而在T91钢表面形成了外层为Fe_2O_3和内层为铁铬尖晶石的双层结构氧化膜。新型SIMP钢的高温氧化速率远比T91钢的低,表现出优异的抗高温氧化性能。SIMP钢中较高的铬和硅元素含量,是其抗高温氧化性能优于T91钢的主要原因。     

温度对TiAl合金表面Si-Al-Y共渗层组织结构的影响

通过在1000,1050,1100℃和1150℃下Si-Al-Y扩散共渗4h的方法,在TiAl合金表面制备了Y改性Si-Al共渗层,采用SEM,EDS和XRD分析了共渗温度对共渗层组织及相组成的影响。结果表明:不同温度所制备的Si-Al-Y共渗层均具有多层复合结构,共渗层的内层都是由TiAl2和γ-TiAl相组成,互扩散区为富Al的TiAl相,随温度的升高,共渗层外层和中间层的组成相都发生改变。经1000℃/4h共渗的最外层主要为TiAl3相;温度为1050℃时,由外向内依次为TiSi2外层,(Ti,X)5Si4及(Ti,X)5Si3(X表示元素Nb和Cr)中间层;1100℃和1150℃/4h条件下共渗层具有相似的结构,在1100℃/4h条件下其外层由(Ti,X)5Si4,(Ti,X)5Si3相组成;在1150℃/4h条件下其外层由(Ti,X)5Si3相组成。在四种温度条件下,1050℃/4h下制备的共渗层较厚,组织致密,适合用于Si-Al-Y共渗层的制备。     

Nb-Ti-Si基超高温合金表面Si-Al-Y共渗层的组织形成

研究了包埋共渗温度和渗剂中Al含量对Nb-Ti-Si基超高温合金表面Si-Al-Y共渗层显微组织的影响.采用组成为10Si-10Al-3Y-5NaF-72Al2O3(wt%)的渗剂,分别在1050、1080和1150℃保温10h所制备的渗层具有相似的结构,由(Nb,X)Si2(X代表Ti,Cr和Hf)外层、(Nb,X)5Si3中间层、(Cr,Al)2(Nb,X)和(Nb,X)Al3相构成的次内层及(Nb,X)2Al内层组成.在1050℃/10h所制备渗层的外层和中间层的组成相随渗剂中Al含量增加而变化,但次内层和内层的组成相不改变.当渗剂中Al含量为15wt%时,渗层外层仍为(Nb,X)Si2,但中间层却由(Nb,X)Al3和(Nb,X)5Si3两相组成;当渗剂中Al含量为20wt%时,渗层外层转变为由(Nb,X)Si2和(Nb,X)3Si5Al2两相组成.对1050℃/10h所制备的渗层(采用Al含量为15wt%的渗剂)进行1250℃/0.5h氧化,氧化膜厚度约为10μm,主要由Al2O3、TiO2和SiO2组成.     

帘线钢表面氧化优化工艺及控制机理研究

采用OM和SEM分析方法研究了帘线钢空气气氛下连续氧化行为以及高线精轧、吐丝温度对热轧盘条表面氧化铁皮厚度和相组成的影响,同时采用热模拟方法分析了FeO层发生先共析、共析转变生成Fe3O4的条件.实验结果表明,945℃是帘线钢快速氧化起点温度,随着温度升高,氧化速率急剧增加;而当温度降低到700℃时,氧化过程极其缓慢.控制700~945℃范围内的冷速是控制氧化铁皮厚度及相组成的关键工艺.高线生产控制精轧和吐丝温度在900~940℃,氧化铁皮厚度7~20μm,FeO质量分数为65%~80%,具有最佳除鳞性能.热模拟分析表明,400~500℃是FeO层发生共析转变的"鼻尖"温度,孕育期最短.提高400~500℃区间冷速可抑制FeO层发生共析转变,使机械除鳞率提高3%左右.     

Ti_3Al金属间化合物的熔盐热腐蚀

采用电化学方法并结合扫描电镜、X 射线衍射、电子探针和能谱等物相分析技术研究了 Ti_3Al 金属间化合物在800℃熔融 NaCl-(Na,K)_2SO_4体系中的腐蚀行为。结果表明,Ti_3Al 合金耐熔盐腐蚀性能远低于 Ni 基 IN738合金。腐蚀时在合金表面形成外层为 TiO_2;内层为富 Nb 的Nb_2O_5,Al_2O_3,TiO_2的混合层和中间层为富 Al 的 TiO_2,Al_2O_3混合层的多层腐蚀层结构。Ti 快速向外扩散和氧向内扩散使合金表面腐蚀产物层迅速增厚。腐蚀产物内层的富 Nb 氧化物破坏了膜层与合金基体的粘附性。