Q235钢在采出液中表面产物膜的结构及其对腐蚀的影响

对Q235钢在模拟某油田采出液中形成的表面产物膜,采用光学显微镜、扫描电镜(SEM)观察其表面形貌,通过X射线(XRD)和能谱分析产物膜的组成,用失重法测定并研究表面垢的生长对腐蚀的影响。结果表明,Q235钢在50℃的试验溶液中形成的表面产物膜有三层结构,外层FeCO3晶体较疏松,内层FeCO3晶体较紧密,中间层介于二者之间,表面膜的主要成分为铁的碳酸盐。试验前3天腐蚀速率最大为0.1531mm/a,随着第一层膜的形成以后腐蚀速率开始下降,24天时形成沉积膜腐蚀速率降到最低为0.0259mm/a,腐蚀至34天时,由于形成的第三层膜比较松散,腐蚀速率开始回升,34天后腐蚀速率基本稳定。     

20钢在气液两相分层流碱性条件下的腐蚀行为

在自主设计的动态腐蚀实验装置下,采用失重法、SEM、EDS和XRD等方法研究了20钢在CO_2/H_2O气液两相分层状流碱性条件下的腐蚀行为。结果表明,腐蚀速率随CO_2分压的增加而增加。从微观形貌特征可看到,腐蚀产物膜分为两层。其中,表层疏松且存在较宽裂纹,而内层相对致密。腐蚀产物主要由Fe、C和O三种元素组成,只有CO_2分压为0.025 MPa时包含少量C_2CaO_4。     

稀土铝黄铜合金在NaCl+NH4Cl腐蚀液中的腐蚀行为

利用失重法、X射线衍射分析、扫描电镜与能谱分析等手段研究了Cu-Zn-Al-Ni-B-Ce合金在自来水和去离子水配置的NaCl(35g/L)+NH4Cl(26.75g/L)腐蚀液中的耐腐蚀性能及其腐蚀行为。结果表明:该合金在溶液中的腐蚀产物均主要为稀土氧化物(Ce4O7)、铜的碱式氯化物(Cu(OH)Cl)和铜氨络合物的水合物(Cu(OH)2NH3.H2O);在去离子水溶液中合金的腐蚀速率为1.60×10-3mm/a,在自来水溶液中的腐蚀速率达到了7.51×10-2mm/a;合金在两种腐蚀液中均有沿晶界腐蚀现象,合金在自来水溶液中的腐蚀产物厚度10~20μm,远大于合金在去离子水中的腐蚀产物厚度1μm左右,且经去离子水溶液腐蚀后的合金表面比经自来水溶液腐蚀后的平滑。     

醋酸钾型除冰液薄液膜厚度对飞机用4130钢腐蚀行为的影响

搭建了薄液膜腐蚀试验装置,使用膨体聚四氟乙烯(E-PTFE)防水透气膜准确控制了薄液膜厚度。利用电化学方法研究了质量分数为5%的醋酸钾型除冰液薄液膜厚度对飞机用4130基材钢腐蚀行为的影响。结果表明:该体系腐蚀过程主要受阴极氧扩散控制,薄液膜下腐蚀产物的溶解与扩散过程对腐蚀速率有较大影响;不同液膜厚度下腐蚀体系的阻抗谱均只有一个时间常数,且溶液电阻随液膜厚度增大而减小。当液膜厚度很薄(30μm左右)时,腐蚀速率很低;随液膜变厚,腐蚀速率先缓慢升高,然后迅速上升;在液膜厚度200μm左右达到极值,然后快速下降;当膜厚进一步增大,接近全浸状态,腐蚀速率又逐渐升高,并趋于稳定。     

3Cr钢在CO2环境中的腐蚀试验研究

利用高温高压反应釜研究了两种3Cr钢在模拟中海油CO2环境中的腐蚀行为,在温度为60℃,CO2分压为1.5MPa以及介质流速为1m/s的条件下,两种3Cr钢呈现较明显的均匀腐蚀,平均腐蚀速率分别达到1.3614mm/a、1.2172mm/a。结合SEM和EDS分析手段研究了3Cr钢的CO2腐蚀产物。结果表明,其产物为富Cr产物膜,Cr的富集程度越高,Cr和Fe原子的分数比越大,产物膜的保护性能就越好。     

埋地热力管道Q235钢盐碱土腐蚀的现场试验研究

采用现场埋片试验方法,研究了典型热力管道材料Q235钢在80℃含有高浓度Cl-的盐碱土中的腐蚀行为。结果表明,在6个月的埋片周期内,随着时间的延长,Q235钢试样表层腐蚀产物不断增厚,而平均腐蚀速率呈先升高后降低的趋势,且最大平均腐蚀速率为0.47mm/a;现场埋片6个月的Q235钢试样表面附着大约1500μm厚的腐蚀产物,外层腐蚀产物主要含有Fe3O4、Fe2O3以及SiO2;内层腐蚀产物主要含有Fe3O4。作者分析认为,埋地热力管线钢在盐碱土中受高温、高Cl-浓度以及季节性冻融带来水分的影响呈现出加速腐蚀状态。     

Na_2SO_4薄层液膜下X70钢腐蚀的电化学行为

采用电化学阻抗法和阴极极化曲线法研究了X70钢在0.20mol/L Na2SO4薄层液膜下的电化学行为。结果表明,液膜厚度减薄,X70钢的极限扩散电流增大,液膜厚度约为50μm时,阴极极限扩散电流达到最大值。液膜厚度约为40~50μm时,阴极极限扩散电流反而降低。液膜厚度进一步减薄,阴极极限扩散电流又增大。在薄层液膜下,随着液膜厚度的减薄,X70钢的腐蚀过程发生变化。液膜厚度减至45μm以下时,X70钢的腐蚀速率控制步骤转变为物质扩散和电荷传递过程的混合控制,腐蚀速率先增大后降低。随着浸泡时间的延长,液膜厚度为100μm的腐蚀速率先增大后减小再增大,200μm的趋于稳定,400μm的和空白溶液中先减小后增大。     

飞机起落架镀镉4130钢在甲酸钾溶液薄液膜下腐蚀电化学行为研究

采用自制薄液膜腐蚀试验装置,研究了飞机起落架镀镉AISI 4130钢在低温除冰液(主要成分甲酸钾)薄液膜下的腐蚀电化学行为。结果表明:镀镉4130钢在甲酸钾溶液中的腐蚀过程主要受氧扩散控制,薄液膜下腐蚀产物沉积对腐蚀过程产生较大影响。液膜较厚(≥240μm)时,液膜厚度变化对阴极极限扩散电流密度和溶液电阻影响不大;液膜较薄时,阴极极限扩散电流密度和溶液电阻随液膜厚度减小而增大。在相同液膜厚度下,镀镉4130钢腐蚀电位随溶液浓度增大而降低。在低浓度甲酸钾溶液中,镀镉4130钢腐蚀速率较低,腐蚀电位和腐蚀速率受液膜厚度影响不大。在高浓度甲酸钾溶液中,镀镉4130钢腐蚀电位随液膜厚度减小而正移;薄液膜下腐蚀速率明显高于全浸,且随液膜厚度减小先增大后减小,在液膜厚度约为150μm时出现极大值。     

注多元热流体环境下流速对N80钢腐蚀行为的影响研究

目的 研究不同流速条件下N80钢在注多元热流体环境中的腐蚀特征,探究流速变化对N80钢腐蚀行为的影响规律及机理。方法 利用自制高温高压多相流冲刷腐蚀环路装置模拟不同流速(0、0.5、1.0、2.0 m/s)的注多元热流体环境,采用失重法计算不同流速下N80钢的平均腐蚀速率,并同时进行原位电化学测试。采用扫描电子显微镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)对不同流速条件下N80钢腐蚀后的腐蚀产物物相组成和表面微观形貌进行分析。结果 N80钢在注多元热流体环境中的平均腐蚀速率随着流速增加而增大。流速增加影响O2的扩散传质过程、近表面离子分布和壁面剪切力的大小,使腐蚀产物膜特征发生变化。0 m/s时,腐蚀产物主要由FeCO3和少量Fe2O3组成,为单层膜结构,腐蚀形态为均匀腐蚀。0.5~2.0 m/s范围内,腐蚀产物种类增加,主要由FeCO3、Fe2O3和少量FeO(OH)组成,呈双层膜结构,同时N80钢表面腐蚀产物膜出现鼓泡,且随流速增加鼓泡数量增加,去除腐蚀产物膜后发现鼓泡下方存在局部腐蚀。原位电化学测试结果表明:随着流速增加,塔菲尔极化曲线的阳极斜率增大,阴极斜率减小。电化学阻抗谱测试结果表明,N80钢表面外层腐蚀产物膜电阻Rf1、电荷转移电阻Rct和扩散电阻W随流速增加而减小。结论 流速增大加快了O2的扩散传质过程,使得腐蚀电化学控制步骤由阴极氧扩散过程转变为阳极溶解过程,且试样表面保护性FeCO3膜厚度减小,导致产物膜保护性降低。另外,Fe²⁺更容易被氧化形成Fe³⁺,局部FeCO3被氧化成为Fe2O3,破坏了内层膜的完整性,导致局部腐蚀发生。     

(NH4)2SO4薄层液膜下X70钢腐蚀的电化学研究

采用交流阻抗法和阴极极化曲线法研究了X70钢在0.1 mol/L(NH4)2SO4薄层液膜下的电化学行为.结果表明: 液膜厚度减薄,X70钢腐蚀电位正移,阴极极限扩散电流增大.液膜厚度约为70μm时,阴极极限扩散电流达最大值;液膜厚度为70μm～59μm时,阴极极限扩散电流反而降低;厚度进一步减薄,阴极极限扩散电流又增大.在薄层液膜下,随着液膜减薄,X70钢的腐蚀过程发生变化;液膜减至60μm以下时,低频出现扩散特征的Warburg阻抗,其腐蚀的控制步骤转变为物质扩散和电荷传递过程混合控制.X70钢的腐蚀速率随液膜减薄先增大后降低.     

X52钢的CO2腐蚀行为

通过扫描电镜观察及X射线衍射分析,研究X52钢在模 拟输送管腐蚀环境条件下的腐蚀行为.结果表明,X52钢的平均腐蚀速率为06289 mm/a ,其表面形成三层形貌及成分各异的腐蚀产物,三层膜中主要的腐蚀产物均是FeCO3和Fe 2O3,宏观腐蚀形态基本为均匀腐蚀,但是在扫描电镜下观察到金属遭受的破坏以局部 腐蚀为主.     

CO2输送管道腐蚀研究进展

在碳捕获、利用与封存(CCUS)的研究中,CO_2管输中的腐蚀控制尤为重要。在CO_2管道腐蚀研究成果的基础上,归纳了CO_2输送管道的腐蚀速率、机理、过程及主要控制措施。研究显示H2O是产生腐蚀的主要因素,输送过程中水含量的均值不应超过0.038%(体积分数)。当存在SO2及O2时,管道的腐蚀速率将达到4.0 mm/a;当存在NO2时,管道的腐蚀速率将达到12 mm/a。O2含量较低时加速腐蚀,当O2含量大于0.057%(体积分数)时出现钝化现象,且腐蚀速率小于0.01 mm/a。CO_2腐蚀产物中的表层是Fe CO3等轴晶粒,中间为棒状晶粒且充满孔洞,最内层为致密的Fe CO3晶粒。形成过程为:钢材基体在最初溶解阶段形成Fe3C架构,Fe CO3晶粒沉积在表面,然后CO_22-和HCO3-向内扩散并与钢基体反应形成中间层和内层。工程中采用抗腐蚀管材、涂镀层管材、加注缓蚀剂以及阴极保护等措施克服腐蚀影响。     

热输入对TC4钛合金微弧氧化膜层性能的影响

目的 研究热输入对TC4钛合金微弧氧化膜层性能的影响,控制微弧氧化过程中的能量消耗。方法 在TC4钛合金表面制备微弧氧化膜层时,通过改变热输入来形成不同的热效应,采用扫描电镜、能谱仪、X射线衍射仪分析在不同热输入下所制备膜层的表面形貌、截面形貌、元素分布和相组成,测试热输入对TC4钛合金微弧氧化膜层耐磨性和耐蚀性的影响。结果 热输入影响了膜层生成过程中的离子传输,提高了膜层中Ti原子与O原子的比值,有利于TiO₂膜层的生成,但过高的热输入会使参与反应的Ti、O原子减少,从而降低膜层的生长速率。膜层的厚度随着热输入的增大先由18.53μm增加至21.56μm,随后减小至17.67μm,膜层主要相的组成为Rutile、Anatase及少量SiO₂。通过改变热输入提高了膜层的耐腐蚀性能,其腐蚀速率从4.516×10^–3 mm/a逐渐减小至3.109×10^–4 mm/a。膜层表面的耐磨性能随着热输入的增大呈先增加后降低的趋势。结论 当热输入为140 W时,膜层的厚度最高,耐磨性能最佳,同时具备良好的耐腐蚀性...     

含砂流动海水中Q235钢冲刷腐蚀行为研究

目的 研究Q235钢在不同流速和不同含砂量环境下的冲刷腐蚀行为。方法 采用旋转冲刷腐蚀试验装置,利用电化学测试手段、表面显微分析以及失重测量等方法分析流速以及含砂量对冲刷腐蚀行为的影响。结果 试样表面主要以腐蚀坑和划痕为主,随流速的增加,试样表面腐蚀坑数目增多,砂粒摩擦造成试样表面有明显划痕。含砂量较小时,试样表面腐蚀坑较大,且比较分散;随着含砂量增加,试样表面腐蚀坑增多,但是腐蚀坑直径减小。随流速的增加,试样表面腐蚀产物膜变得更加致密。随含砂量的增加,试样表面的腐蚀产物膜变厚,出现更加稳定的Fe2O3。海水流速和含砂量均较小时,Q235冲刷腐蚀电化学表征为单层结构腐蚀产物层。随流速和含砂量的增加,电化学表征转变为双层结构的腐蚀产物层,砂粒无法直接作用于基体表面。冲刷流速从1 m/s增加到5 m/s时,冲刷腐蚀速率由0.0113 mm/a增加到0.0309 mm/a,Q235钢最大腐蚀坑深度由34.47 μm增大到281.94 μm。含砂量从0.15%增加到1%时,冲刷腐蚀速率从0.0113 mm/a变为0.0107 mm/a,最大腐蚀坑深度由34.47 μm变化为16.41 μm。结论 Q235钢的腐蚀速率及腐蚀坑深对冲刷流速较为敏感,而对含砂量变化敏感性较小。     

铝合金液浸蚀对H13钢焊合表面的影响

将H13钢在680 ℃热铝合金液中浸蚀1、3和5 h后,对其形成的焊合表面的形貌、厚度和成分进行研究。结果表明,随着浸蚀时间的延长,表面从局部腐蚀扩展为全面腐蚀,表面过渡层平均厚度逐渐增加,5 h后厚度达到106 μm。随着与钢基体的距离增大,焊合表面Fe含量逐渐减少,Al含量逐渐增加,Fe、Al原子相互扩散生成金属间化合物层。     

西沙严酷海洋大气环境下紫铜和黄铜的腐蚀行为

通过现场暴晒实验,研究T2紫铜和H62黄铜在西沙海洋大气环境下分别暴晒3/4、1、2、和4 a的长周期腐蚀行为。利用SEM观察表面、截面腐蚀产物以及去除腐蚀产物后的腐蚀形貌,并分别用EDS及XRD对腐蚀产物的元素分布及相组成进行分析。结果表明,紫铜和黄铜均发生了严重的腐蚀,4 a内其平均腐蚀速度分别为5.90和5.88μm/a;紫铜表面发生了均匀腐蚀,腐蚀产物由内层致密的Cu2O及外层的Cu2Cl(OH)3组成;黄铜发生了明显的脱锌腐蚀,腐蚀产物主要为ZnO和Zn5(OH)8Cl2.2H2O,腐蚀产物层下的基体为20~50μm厚度不等的脱锌层。     

离子渗氮对 X80 管线钢在碱性土壤模拟溶液中腐蚀行为的影响

目的对X80管线钢表面进行离子渗氮处理,研究其渗氮层在库尔勒土壤模拟溶液中浸泡30,60,90 d的腐蚀性能及规律。方法通过动电位极化和交流阻抗谱分析X80管线钢渗氮层对腐蚀性能的影响,采用SEM,XRD和EDS技术对腐蚀产物膜的表面形貌和组成成分进行分析测试。结果随着腐蚀时间的增加,渗氮X80钢的自腐蚀电流密度减小到1.33μA/cm2,自腐蚀电位增加至-225 m V,腐蚀速率显著减小;腐蚀产物主要为Fe2O3,Fe O(OH),Fe(OH)3和Fe3O4。结论浸泡相同时间,离子渗氮试样的自腐蚀电位更正,自腐蚀电流密度降低1个数量级,电荷转移电阻增大2个数量级,比原始X80管线钢更耐蚀。     

P110钢高温高压下CO2腐蚀产物组织结构及电化学研究

模拟油气井深处CO2的超临界流体（35MPa、160℃）状态,在油田采出液中,对P110钢进行4—144h腐蚀测试;采用SEM、XRD、XPS、EIS等分析手段,对试样腐蚀产物膜进行组织结构及电化学交流阻抗分析。结果表明,在CO2含量为4％摩尔分数情况下,腐蚀产物膜在4—8h内迅速生成;48h内腐蚀产物膜由细小的FeCO3晶粒组成;48—144h之间,初始形成的FeCO3膜逐步转化为由（Fe、Ca）CO3、Fe2Ca2O5和CaCO3等腐蚀及沉积产物构成的晶粒细小的复合膜层。该腐蚀-沉积膜与基体结合力强、组织致密、无离子选择性渗透通道,厚度在48h后的腐蚀过程中变化很小。交流阻抗谱分析证明,该膜层对P110钢基体覆盖良好,具有很强的保护作用。     

铝酸钠溶液中S2O32–浓度对12Cr1MoV钢腐蚀行为的影响

目的 通过模拟氧化铝生产过程中的母液蒸发条件,研究在含S2O32?的铝酸钠溶液中12Cr1MoV钢的腐蚀行为,探讨S2O32?浓度对腐蚀的影响.方法 在高压反应釜中对12Cr1MoV钢进行浸泡腐蚀,考察钢的腐蚀速率、腐蚀产物形貌、元素分布及物相组成.结合交流阻抗和极化曲线测试,分析S2O32?浓度对12Cr1MoV钢的腐蚀影响.结果 12Cr1MoV钢的腐蚀速率随着铝酸钠溶液中S2O32?质量浓度的增加而加快,质量浓度由1 g/L增加至5 g/L时,腐蚀速率由0.78 g/(m2·d)增加至1.67 g/(m2·d).腐蚀产物主要由Fe、O及少量的Al和S元素组成.当S2O32?的质量浓度小于4 g/L时,腐蚀产物主要为Fe2O3、FeO和Fe(1?x)AlxOOH(x≤0.19);当S2O32?的质量浓度大于4 g/L时,产物主要为Fe3O4及少量的Al2O3.Rf和Rct随S2O32?浓度的升高而先增大后降低,4 g/L时达到最大值,分别为1284?·cm2和816?·cm2;5 g/L时,Rf和Rct分别降到963?·cm2和434?·cm2.腐蚀电流密度随S2O32?浓度的升高而逐渐增大,由1 g/L增加到5 g/L时,腐蚀电流密度由25.25μA/cm2增加至238.28μA/cm2并达到最大.极化曲线测量与高温浸泡获得的腐蚀速率规律一致.结论 铝酸钠溶液中S2O32?浓度对12Cr1MoV钢的腐蚀速率产生重要影响,浓度的增大会加快钢的腐蚀速率.S2O32?的质量浓度为4 g/L时,钢表面生成的Fe3O4层对钢基体的保护作用最好.S2O32?浓度越大,12Cr1MoV钢的腐蚀电流密度越大.     

CLAM钢表面铝化物涂层的制备与铅液相容性研究

目的探索铝化物涂层的制备工艺,研究其是否能有效抑制铅液对CLAM钢的腐蚀。方法用配制的渗剂对CLAM钢进行包埋渗铝,并通过随后的热扩散和原位氧化处理,在CLAM钢表面制备铝化物涂层,研究不同渗铝时间和热扩散时间对涂层厚度的影响。通过静态氧化试验和铅液腐蚀试验,分别评价铝化物涂层的抗氧化性能及其与铅液的相容性,采用XRD、SEM和EPMA分析涂层的相组成以及铅液腐蚀前后的微观形貌和元素分布。结果包埋渗铝+热扩散+原位氧化处理制备的铝化物涂层主要由约30μm的FeAl相层和约70μm的α-Fe(Al)固溶体层组成。在热处理过程中,由于Al和Fe的互扩散现象,涂层中的Fe-Al相依次经过了Fe₂Al₅、FeAl₂、FeAl、Fe₃Al和α-Fe(Al)的转变。在600℃空气中静态氧化120 h后,铝化物涂层试样氧化质量增量为0.028 mg/cm²,比CLAM钢的氧化质量增量降低了1个数量级,铝化物涂层使CLAM钢的氧化动力学曲线由直线规律转变为抛物线规律。经550℃铅液腐蚀600、1800 h后,铝化物涂层的腐蚀质量增量分别为0.058、0.077 mg/cm²,仅约为CLAM钢的1/120。CLAM钢表面产生了疏松多孔的铁氧化物层,而铝化物涂层没有发生明显的腐蚀,但是腐蚀1800 h后,随着表面铝含量的不断消耗,Al₂O₃层厚度逐渐减小。结论铝化物涂层具有良好的抗氧化性能及与铅液的相容性,能够有效抑制铅液对CLAM钢的腐蚀。