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316l不锈钢在纯水里的极化曲线316L不锈钢是一种常用的不锈钢材料，具有优良的耐腐蚀性能。
在纯水中的极化曲线可以用来研究其在电化学条件下的腐蚀行为和电化学行为。
极化曲线是通过电化学极化实验得到的，该实验是通过施加外加电压的方法，使电极表面发生氧化和还原反应，从而研究材料在特定环境下的耐腐蚀性能。
在实验过程中，我们测量了电流密度和电位之间的关系，得到了极化曲线。
316L不锈钢在纯水中的极化曲线可以分为两个阶段：主反应控制阶段和扩散控制阶段。
在主反应控制阶段，当外加正向电压增大时，316L不锈钢表面发生阳极氧化反应，即金属表面的铁原子失去电子形成Fe2+离子，然后与水中的氧发生反应生成水合氧化物。
这个过程称为阳极溶解反应。
随着电压的增加，阳极溶解速率逐渐增大，电流密度也随之增加。
在极化曲线上，这一阶段通常表现为一个较陡峭的斜坡，称为活动区。
在活动区之后，进入了扩散控制阶段。
这个阶段中，电流密度逐渐趋于稳定，电位仍然在增加。
这是因为在活动区发生的阳极溶解反应引起表面形成氧化物层，从而改变了电极表面的特性，使得电子传导能力降低，电位随之上升，而电流密度逐渐趋于平稳。
极化曲线在这一阶段通常表现为一个平缓的增长区域，称为穿透区。
通过分析不同电流密度和电位之间的关系，我们可以得出316L不锈钢在纯水中的极化曲线。
由于316L不锈钢具有良好的耐腐蚀性能，所以在纯水中，极化曲线通常表现为一个较陡峭的斜坡，然后逐渐趋于稳定。
不锈钢的耐腐蚀性能可归因于其表面形成的致密的氧化物层。
这一层能够阻止氧和水的进一步反应，从而保护金属表面免受进一步的腐蚀。
此外，316L不锈钢还含有一定量的铬元素，可以形成一层致密的钝化膜。
这些特性使得316L不锈钢在纯水中具有良好的耐腐蚀性能。
总之，316L不锈钢在纯水中的极化曲线是通过电化学极化实验得到的，通过分析曲线可以了解316L不锈钢的耐腐蚀性能和电化学行为。
通过研究这些曲线，可以进一步优化316L不锈钢的材料性能，并有助于开发更加耐腐蚀的不锈钢材料。
316L不锈钢在外界高温条件下的冲击反应和微观组织演变
316L不锈钢在高温下具有高强度、耐腐蚀、抗敏化、抗晶间裂纹等特性，被广泛用作化学、石化、能源、汽车、航空等行业的结构材料。
采用316L不锈钢制造的部件在加工或服役过程中，常常要承受高速的变形率和各种高温，因此为确保其力学完整性，技术人员对316L不锈钢在一系列温度和变形率条件下的冲击性能和微观组织进行了研究。
试验的变形率范围：1×103～5×103s-1，温度：298K～1073K（25℃～800℃），方法采用分离式霍普金森压杆和透射电子显微镜。
结果显示，316L不锈钢的流体特性、机械强度和加工硬化性受变形率和温度的显著影响。
根据透射电子显微镜的观察数据，位错密度随变形率的提高而增加，随温度的升高而减小。
只在变形温度为298K（25℃）的试样中发生了孪生现象，这说明在冲击荷载下孪生的界限应力高于滑移。
此外，技术人员还发现，相变α′马氏体的体积比随变形率的提高或温度的下降而增加。
最终结果说明，在高变形率和低温条件下，316L不锈钢流变应力的提高取决于位错叠合、孪晶形核与生长以及马氏体转变的多重作用。
无机酸对316L不锈钢的腐蚀1.前言不锈钢是含铬11%以上或同时含镍的钢种的统称。
它在常温氧化性环境（如大气、水、强氧化性酸等）中容易钝化，使表面产生一层氧化铬为主，保护性很强的薄膜，其腐蚀速率极低。
但当温度增高或环境的氧化能力减小时，将由钝态变为活态，腐蚀显著增大。
各类不锈钢对有机酸、有机化合物、碱、中性溶液和多种气体都有良好耐蚀性。
在非氧化性酸（硫酸、盐酸等）中腐蚀严重。
不锈钢设备的腐蚀常常为局部腐蚀，当处于钝态和活态边缘，在含有卤素离子的盐溶液中，可能产生孔蚀。
在含有对应力腐蚀敏感离子（如Cl-、OH-等）的溶液中，受应力的部分（如焊缝附近）则可能产生危险的应力腐蚀破裂。
焊缝两侧的敏化区还易产生晶间腐蚀。
铬镍钢的耐蚀性和机械性能都超过单纯铬钢。
镍的加入促进奥氏体结构的生成，可以得到更好的机械性能，特别是使韧性提高，同时又增大了钝化范围，使它更容易钝化。
316L不锈钢和一般的铬镍不锈钢相似，但由于加入了2%的钼，所以在许多方面比铬镍不锈钢更为优越，特别是在非氧化性酸和热的有机酸、氯化物中的耐蚀性要比铬镍不锈钢好得多，抗孔蚀的能力也较好。
2.不锈钢成分牌号对照表各种不锈钢的成分表中外不锈钢牌号对照表3.无机酸对316L不锈钢的腐蚀铬镍钢对一切浓度和温度的盐酸都不适用，316L在盐酸中的溶解度少许降低一些，但也只能用于极稀的酸。
如某些氯化物的溶液中，由于水解作用可能产生极微量的盐酸，可使用316L不锈钢，但一般容易发生孔蚀。
铬镍不锈钢可使用于常温下5%以下的稀硫酸和90%以上的浓硫酸，316L的耐蚀性比较好，但使用温度也不宜超过50~70℃。
对于中等浓度的硫酸和发烟酸，所有的铬镍钢腐蚀都很大，不适用。
所有的铬钢对一般浓度的不充气的硫酸都不适用。
硫酸中如含有其它物质，如铬酸、重铬酸钠、硝酸钠和大多数硫酸盐类，对不锈钢具有缓蚀效果。
各种牌号的铬和铬镍不锈钢对硝酸都有良好的耐蚀性。
对70%以下的稀硝酸，适用温度可到沸点上下。
316l钢在不同温度下疲劳裂纹扩展的规律研
究
1研究背景
316L不锈钢是一种重要的工程材料，应用范围广泛。
然而，在实际应用中，由于受到外部载荷的影响，不锈钢很容易出现疲劳裂纹，对其使用寿命产生了一定的影响。
因此，研究316L钢在不同温度下疲劳裂纹扩展规律对于提高材料的强度和使用寿命具有重要意义。
2研究方法
本研究采用了疲劳试验的方法，分别在室温、200℃和400℃下进行，通过观察材料的裂纹扩展情况来探究316L钢在不同温度下的疲劳裂纹扩展规律。
3实验结果
经过实验发现，随着温度的升高，316L钢的疲劳寿命逐渐缩短。
比如在室温下，疲劳寿命大约为13000次，而在400℃下，疲劳寿命缩短至400次左右。
此外，在相同的应力水平下，随着温度的升高，裂纹生长速率也随之加快。
而且在高温下，由于晶界处形成了氧化物和硬化表层，导致材料疲劳寿命的降低和裂纹的扩展速度的增加。
4结论
通过上述实验发现，316L钢在不同温度下的疲劳裂纹扩展规律存在明显差异。
因此，在材料的应用中需要充分考虑温度因素，采取相
应措施来避免材料出现疲劳裂纹，提高其使用寿命。
研究结果对于加强316L不锈钢的应用及维护具有一定的指导意义。
316L不锈钢在Saline溶液中的微动磨蚀行为研究近年来，316L不锈钢在生物医用领域得到了广泛应用，然而，它在生物环境中的微动磨蚀行为研究仍然是一个挑战。
本文研究了316L不锈钢在Saline溶液中的微动磨蚀行为，通过扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)和失重法等方法对其进行分析。
实验结果表明，316L不锈钢在Saline溶液中的微动磨蚀行为表现为磨损和附着两种主要形式。
在磨损过程中，316L不锈钢表面出现微小粒子剥落和表面凹坑等现象，表明其表面结构遭受了损坏。
同时，不锈钢表面还出现有明显的疲劳条纹，表明其表面经受了较强的摩擦力。
在附着过程中，316L不锈钢表面会发生沉积或附着一些离子、小颗粒或生物组织等，这将会在不锈钢表面产生腐蚀反应，形成局部蚀孔，加剧了不锈钢的损伤。
综上所述，316L不锈钢在Saline溶液中的微动磨蚀行为是由于磨损和附着两种力学过程协同作用引起的。
在生物环境中，生物组织和溶液中的离子等物质会进一步影响其微动磨蚀行为。
因此，为了保证316L不锈钢在生物医用领域的应用质量，必须对它在生物环境中的微动磨蚀行为进行深入研究，以寻求有效的抗蚀、抗磨损措施。
针对316L不锈钢在Saline溶液中的微动磨蚀问题，研究人员提出了多种方法来优化其性能。
例如，可通过改进不锈钢表面的处理工艺，提高其表面的抗蚀性和耐磨性。
此外，还可以通过涂覆一层具有良好耐蚀性和耐磨性的涂层来保护316L不锈钢表面。
在材料组成方面，有研究指出，添加微量的微量元素（如钼、钒、铌等）到316L不锈钢中可以显著提高其抗腐蚀性和耐磨性。
此外，对材料表面进行负载纳米颗粒也可提高其耐磨性能。
对于生物环境中存在的问题，研究人员也提出了相应的解决方案。
例如，可以使用生物相容性较好的材料来取代316L不锈钢，以减少生物组织对不锈钢的腐蚀和磨损。
另外，通过调节溶液的成分和pH值等参数，可以减少生物体内发生的化学反应，从而减少对316L不锈钢的腐蚀和磨损。
金属材料的高温氧化行为研究随着工业和科技的发展，金属材料在各个领域得到了广泛的应用。
然而，在高温环境下，金属材料容易发生氧化反应，从而导致材料的性能下降甚至失效。
因此，研究金属材料在高温氧化条件下的行为，对于提高材料的使用寿命和可靠性具有重要意义。
高温氧化是指金属材料在高温下与氧气反应生成金属氧化物的过程。
这种反应会导致材料的表面形成一层氧化膜，如果氧化膜的生成速度超过了其脱落速度，就会形成一层稳定的氧化层。
氧化层的形成可以起到一定的保护作用，防止进一步的氧化反应发生。
然而，在某些条件下，氧化层可能会变薄或失去保护能力，从而加速材料的氧化过程。
金属材料的高温氧化行为研究主要包括氧化动力学、氧化机理和氧化产物等方面。
氧化动力学研究的主要内容是研究金属材料在高温下氧化反应的速率和机理。
通过测量氧化速率，可以推导出金属材料的氧化反应速度方程，并研究影响氧化速率的因素，如温度、氧分压、材料成分和微观结构等。
氧化机理的研究则着重于揭示氧化反应的基本过程和机理。
根据金属材料的成分、晶体结构和氧分压等参数，可以推导出不同金属材料的氧化机理。
氧化产物的研究则主要关注氧化反应生成的产物的组成、结构和性质。
通过分析氧化产物的形貌和成分，可以了解氧化反应的特性和机制。
金属材料的高温氧化行为不仅受到材料本身的影响，还与环境条件密切相关。
例如，材料暴露在高温气体中的时间、气体成分和气体压力等都会影响材料的氧化行为。
此外，外加应力、热循环和化学腐蚀等因素也会对金属材料的氧化行为产生影响。
因此，研究金属材料的高温氧化行为需要综合考虑这些因素，并进行全面的实验和理论研究。
在金属材料的高温氧化行为研究中，表面分析技术扮演着重要的角色。
例如，扫描电子显微镜（SEM）和能量散射X射线光谱（EDS）可以用于观察和分析氧化层的形貌和成分。
X射线衍射（XRD）可以用于表征氧化层的结晶结构。
拉曼光谱可以提供氧化层的化学键信息。
这些表面分析技术能够揭示氧化层的微观结构和特性，为研究金属材料的高温氧化行为提供有力的实验手段。
316L不锈钢表面耐高温氧化涂层的制备与性能樊新民;任小敏【摘要】采用溶胶-凝胶法,以异丙醇铝为前驱体制备Al2O3溶胶,浸渍提拉后800℃下真空烧结,在316L奥氏体不锈钢表面制备出无裂纹的Al2O3涂层,研究涂层层数对316L奥氏体不锈钢高温抗氧化性能的影响.通过XRD和DSC对干凝胶粉末进行分析,并使用SEM研究Al2O3涂层表面形貌特征.涂层的高温抗氧化性能则使用氧化称重法来表征,对比有涂层试样和空白试样在高温氧化环境中的增重比.结果表明:制备出的涂层Al2O3颗粒均匀细小,有效阻止了氧化的进程,提拉3次制备的涂层的抗高温氧化效果最佳,在800℃使用的情况下至少延缓氧化时间165 h.【期刊名称】《材料科学与工艺》【年(卷),期】2014(022)001【总页数】5页(P105-109)【关键词】溶胶-凝胶法;316L不锈钢;浸渍提拉;Al2O3涂层;高温氧化【作者】樊新民;任小敏【作者单位】南京理工大学材料科学与工程学院,南京210094;南京理工大学材料科学与工程学院,南京210094【正文语种】中文【中图分类】TG174.45316L不锈钢是为改善耐腐蚀性能而发展出的一种超低碳奥氏体不锈钢，具有优良的耐腐蚀性能，广泛用于石油、化工、生物领域中［1-2］.但该钢只能在800℃以下连续使用，而在更高温度氧化环境中无法长时间工作［3］，随着高端科技的发展，对其高温抗氧化性能提出更高要求［4］.溶胶-凝胶法制备氧化物陶瓷涂层是一种有效的保护钢铁材料、延长材料在氧化或者腐蚀等恶劣环境寿命的途径［5-7］.目前在316L不锈钢表面制备高温抗氧化涂层的研究鲜有报道.溶胶-凝胶法作为制备陶瓷涂层的一种方法，具有可在大面积或任意形状的基体上成膜，在多元组分体系中化学均匀性可达分子水平，反应过程可实现精确控制，并且掺杂范围宽，易于改性等优势［8］，相比于 CVD、PVD等方法简单易行，设备成本低.溶胶的制备过程对涂层的性能有很大影响，其微观结构，如微粒大小极大的影响了涂层的烧结温度和阻隔腐蚀介质的性能［7，9］.用溶胶-凝胶法制备表面涂层时，很多文献都追求提高涂层的厚度，认为厚度达到一定的程度时，涂层的抗氧化、耐腐蚀等性能会提高，为了达到期望厚度值，会采用提高溶胶粘度［10-11］、增加层数［12］等方法，得到厚度为1～6 μm 的涂层，这种方法在短期内能有效隔绝基体与外界氧化腐蚀介质，但同时会导致涂层厚度不均匀，与基体结合力差，易产生裂纹并脱落等问题，并且耗时长，不利于工业化大规模生产.本文采用溶胶-凝胶法，以异丙醇铝为前驱体，与水按一定比例混合，在恒温水浴中水解，加入作为胶溶剂的HNO3得到勃姆石(γ-AlOOH)溶胶，使用浸渍提拉法，在316L不锈钢表面制备了Al2O3涂层，并对不同层数的涂层表面形貌以及高温抗氧化性能进行研究.1 实验1.1 基体预处理实验用316L不锈钢化学成分为:0.032C，16.48Cr，10.31Ni，2.12Mo，1.11Mn，0.70Si，余量Fe.试样尺寸为15 mm×15 mm×1 mm.试样表面经不同规格的砂纸依次磨至600#，随后分别放入去污剂、乙醇中超声波清洗，最后在80℃热脱脂并干燥.1.2 溶胶制备采用异丙醇铝(Al(iso-OC3H7)3)为前驱体，加入过量去离子水，在90℃恒温水解2 h，并伴以电动搅拌，整个过程敞口，水量过少时添加至足量，最终保持摩尔比Al(iso-OC3H7)3∶H2O=1∶100.随后缓慢滴入胶溶剂HNO3，调节pH值至2，继续搅拌1 h，将得到的溶胶放入恒温水浴锅中，70℃下回流老化24 h，得到稳定澄清的勃姆石溶胶.将溶胶密封置于室温未控制湿度的环境中，具有很高的稳定性，放置6个月，没有出现沉淀、粘度升高或者凝胶化等现象.1.3 涂层制备涂层的涂覆方法主要有浸涂法、喷涂法、旋转法、电泳法，其中最简单和应用最广泛的是浸涂法，也称浸渍提拉法［13］.本文采用浸渍提拉法，将备用的基体试样固定在浸渍提拉仪上，调节升降速度为10 mm/min，浸渍时间为300 s.每次浸渍提拉结束后，将试样放入100℃干燥炉中干燥30 min.按照试验的设计，分别制备出1层、3层、6层涂层、15层的试样.在基体上涂覆溶胶后，需要经干燥并烧结，除去干凝胶中残留的有机溶剂等，最后得到致密无裂纹的涂层.将试样放入真空管式炉中，加热升温速度为5℃/min，为防止加热中涂层开裂，先加热至300℃保温60 min，然后加热至800℃保温60 min，之后随炉冷却，最终得到均匀无裂纹的涂层.1.4 样品性能表征溶胶的性能检测采用德国Bruker D8 ADVANCE型X射线衍射仪，对干凝胶粉末进行分析，扫描参数为:Cu靶(Kα1)，管流40 mA，管压40 kV，扫描角度范围为10°～80°.为了确定涂层的烧结温度等，对干凝胶粉末进行了DSC测试，得到DTA和TG曲线.涂层表面形貌采用扫描电镜观察.采用非连续称重法表征涂层的高温抗氧化性能，得到时间-增重曲线.将样品置于干燥的坩埚，放入马弗炉中，气氛为静态空气，氧化温度为800℃，每10 h左右取出坩埚，并在室温冷却10 min至室温，用镊子夹取出试样，使用精度为10-4g的电子天平称量，共氧化165 h，确定氧化速度.在同样的实验条件下，每2 h取出试样一次，每次取出以同样的方法室温冷却10 min并称量，循环36次，检验涂层的抗热震性能.2 结果与讨论2.1 溶胶性能表征为了制成高质量的涂层，溶胶必须达到一定的粘度、稳定度、颗粒度.溶胶粘度过高或过低都难以得到好的涂层.若粘度过低，得到的涂层厚度太薄，无法起到保护基体免于腐蚀氧化等侵蚀;若粘度过高，单层涂层厚度过大，烧结过程中，凝胶失水过多，涂层在垂直于基体表面方向的收缩力大于涂层与表面的附着力，容易导致开裂并脱落.经台阶仪测试，3层涂层的厚度为300 nm左右，属于较为适合的厚度范围.图1为制备出的溶胶在120℃烘干并研磨后得到的干凝胶粉末的扫描电镜照片，由图1(a)中可见研磨后的粉末，为团聚颗粒，图1(b)则是单个颗粒的表面形貌，可见粉末颗粒是由粒径大小在几至几十纳米级的小颗粒组成，表明所得的溶胶中粒子细小均匀，这对于涂层的致密性至关重要，说明溶胶性能达到预期效果.从上述分析已知干凝胶成分为勃姆石，对粉末进行DSC分析，得到TG-DSC曲线，升温速度设为10 K/min，得到的曲线如图2所示.由TG曲线可知，在整个升温过程中，干凝胶的初始质量为10.466 mg，到500℃左右质量变为6.120 mg，随后曲线趋于平稳，质量变化率，即剩余质量占原质量的比率(1-Δm/m0)为58.5%.在75℃有一个尖锐的吸热峰，这是干凝胶中的溶剂水和异丙醇铝水解形成的异丙醇在75℃左右吸收热量缓慢挥发引起.在274℃和506℃附近有两个较为平缓的放热峰，分别是粉末失去化学结合水和其中残留的一部分有机基团的燃烧造成.506℃后，将TG和DSC曲线结合分析，TG和DSC曲线均趋于水平，说明粉末已经没有质量损失和增加，也没有明显的吸放热，表明506℃以后勃姆石已经转化成Al2O3，其后的升温主要是对Al2O3的晶型变化产生影响.从800℃附近开始，DSC曲线有上升趋势，开始放热，而TG曲线基本保持水平，粉末样品的质量几乎没有变化，主要是因为Al2O3在800℃附近发生了晶型转变.图1 干凝胶粉末SEM照片通过XRD物相分析，由图2可以看出，所有的特征峰均为勃姆石(AlOOH)，无其他物质的峰存在，所得溶胶纯度高.图2 干凝胶粉末的XRD谱图从上述分析已知干凝胶成分为勃姆石，对粉末进行DSC分析，得到TG-DSC曲线，升温速度设为10 K/min，得到的曲线如图3所示.由TG曲线可知，在整个升温过程中，干凝胶的初始质量为10.466 mg，到500℃左右质量变为6.120 mg，随后曲线趋于平稳，质量变化率，即剩余质量占原质量的比率(1-Δm/m0)为58.5%.在75℃有一个尖锐的吸热峰，这是干凝胶中的溶剂水和异丙醇铝水解形成的异丙醇在75℃左右吸收热量缓慢挥发引起.在274℃和506℃附近有两个较为平缓的放热峰，分别是粉末失去化学结合水和其中残留的一部分有机基团的燃烧造成.506℃后，将TG和DSC曲线结合分析，TG和DSC曲线均趋于水平，说明粉末已经没有质量损失和增加，也没有明显的吸放热，表明506℃以后勃姆石已经转化成Al2O3，其后的升温主要是对Al2O3的晶型变化产生影响.从800℃附近开始，DSC曲线有上升趋势，开始放热，而TG曲线基本保持水平，粉末样品的质量几乎没有变化，主要是因为Al2O3在800℃附近发生了晶型转变.图3 勃姆石干凝胶粉末的DSC曲线图4为对干凝胶粉末按照涂层热处理相同的热处理制度下热处理后所得粉末的XRD谱图.从图中可以看出，经过热处理后，粉末的主要成分从勃姆石(AlOOH)变为γ-Al2O3、δ-Al2O3及少量η-Al2O3.图4 干凝胶粉末经煅烧后的XRD谱图2.2 涂层表面形貌图5为热处理密实化后得到的不同层数Al2O3涂层表面形貌SEM照片.图5(a)(b)(c)分别为涂覆1层、3层、15层后得到的涂层.图5(a)中1层涂层平整无裂纹，可见颗粒状结构特征，且颗粒细小均匀，但有小幅起伏，可能是由砂纸打磨后留下的划痕所致.图5(b)中在均匀颗粒状的涂层表面偶见白色大颗粒，为部分溶胶在浸渍提拉后聚集而成的小胶滴干燥后形成的二次粒子，这种现象在图5(c)中表现得更为明显，整个涂层表面布满此类颗粒.从图5(a)(b)(c)的渐变趋势看出，有越来越多的溶胶在已有涂层表面凝结，形成二次粒子，而没有用于成膜，对照Stephane Parola等的实验结果，涂层数从1增加至3层的过程中，单层增加量逐渐减小，可能正是由于在层数增加的过程中，表面形成的二次粒子越来越多，成膜的效率降低.这表明，随着涂层层数增加，涂层厚度也随之增加，但是增加速度越来越小，因为有部分溶胶在成膜过程中形成二次粒子，且层数越多，二次粒子越多.图5 不同层数的涂层扫描电镜照片另外，表面的二次粒子还会对涂层产生有害影响，因为二次粒子是由Al2O3干凝胶组成，在高温下膨胀系数较大，而粒子与涂层相连，如同楔子嵌入涂层，受热膨胀后可能将涂层撑破，产生裂纹，不能阻隔外界的氧化物质侵蚀基体，导致涂层抗氧化性能失效.2.3 涂层高温抗氧化性能图6是316L不锈钢为基体的带Al2O3涂层层数分别为1、3、6时的样品以及不锈钢裸样在800℃，空气气氛条件下恒温氧化165 h以及循环氧化36次的氧化增重曲线.从图6(a)恒温氧化曲线看出，裸样和涂层试样在开始阶段均有小幅增重，随后裸样和涂层试样便出现极大差别.由于316L不锈钢不能在800℃以上长期连续服役，裸样在前10 h中质量增加值大于所有涂层试样，并且可见金属光泽消失，表面氧化发黑，可见氧化膜脱落，增重值变为负值，从20 h直至50 h时段，质量开始上升，说明新裸露出来的表面又被氧化，试样再次出现氧化增重，后面的过程如此重复，曲线呈现阶梯状，整个过程在剥落和氧化竞争的机制中进行.相比于裸样，涂层试样整个过程质量较为稳定，只有单层涂层的试样在150 h附近开始出现剥落，根据观察，单层涂层在100 h左右表面即发黑暗哑，明显开始有氧化迹象，表明单层涂层相比于多层涂层抗氧化有效时间较短，没有多层涂层抗氧化持久.对比涂层为3层和6层的试样，在整个氧化过程中3层试样的增重比6层低，表明3层抗氧化保护性能优于6层试样.此结果与文献［14］中随着涂层厚度的增加，氧化速率Kp先减小后增大相符，抗氧化效果并不是随着厚度增加而提高.试验结果表明，3层涂层在恒温氧化过程对基体的防护效果最佳.循环氧化曲线如图5(b)所示，经过常温-800℃循环36次后涂层试样质量几乎没有变化，而裸样在10 h左右即开始氧化严重并且剥落，质量急剧下降.结果说明涂层的抗热震性能很好.图6 涂层试样和裸样在800℃氧化增重曲线3 结论1)采用溶胶-凝胶法，制备出澄清稳定的溶胶后，以浸渍提拉法制备涂层.当涂层的层数不同时，得到的涂层表面形貌也有所差异，从SEM照片可见随着层数的增加，表面出现的二次粒子越多，溶胶的利用率下降.2)对试样进行氧化动力学实验，从恒温氧化和循环氧化的结果可见，相比于裸样，涂层对样品的保护效果很明显.3)适量的涂层层数可以有效防止氧化，1层涂层时，抵抗不住持久的氧化，在165 h时已经开始氧化剥落，而涂层层数多时经济效益不明显，并且表面的二次粒子可能会对涂层有伤害.3层涂层时制备周期相对较短，抗氧化效果佳.参考文献:［1］梁潞华.304、304L、316、316L在化工容器上的应用［J］. 化学工程与装备，2009，2:54-55，62.LIANG Luhua.The applications of 304、304L、316、316L in chemical containers［J］. 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不锈钢和镍基合金在高温高压醋酸溶液中的腐蚀行为摘要: 采用特制高压釜设备,研究304L 不锈钢、316L 不锈钢、317L 不锈钢和镍基合金( Incoloy 800) 在高温高压醋酸溶液中的腐蚀,初步探讨了不锈钢和镍基合金在醋酸溶液中的腐蚀机理及Ni 和Mo 元素对提高不锈钢耐蚀性能的影响. 结果表明,温度对不锈钢和镍基合金耐蚀性有显著影响,随着温度的升高,腐蚀速率逐渐增大,当温度升高到一定值,不锈钢的耐蚀性会急剧下降. 在低温醋酸溶液中,Ni 对于提高不锈钢耐蚀性是有益的;在高温醋酸溶液中,Ni 对于提高不锈钢耐蚀性没有显著影响. 在低温醋酸溶液中,Mo 对于提高不锈钢耐蚀性没有显著影响;在高温醋酸溶液中,Mo 对于提高不锈钢耐蚀性是有益的.1 前言醋酸是一种腐蚀性很强的有机酸,是石油化工、化纤生产及许多基本有机合成的重要原料[1 ,2 ] . 化工生产设备中不锈钢由于其良好的钝化性能常作为优先选择的材料. 但在接触高浓度醋酸的化工生产严酷工况(如高温高压等) 下,不锈钢也发生不同程度的腐蚀,给设备选材和防护、设备管理和维修等带来了一系列问题[3 ,4 ] . 人们已经对不锈钢在醋酸溶液中的腐蚀进行了许多研究[5～7 ] ,但由于醋酸强挥发性和较强的腐蚀性,使大部分研究限制在醋酸沸点(118 ℃,常压) 以下开展的,这与实际生产中醋酸常以高温高压形式存在不符. 本文采用特制高压釜设备,研究不锈钢在高温高压醋酸溶液中的腐蚀行为,为高温高压醋酸设备选材提供理论依据,同时为安全评定提供了基础数据.2 实验方法实验选用材料304L 不锈钢、316L 不锈钢、317L 不锈钢和镍基合金( Incoloy 800 , 以下简写In800) 的化学成分见表1 ,在特制高压釜中进行浸泡实验, 该高压釜内胆材料是钛材. 试样加工成215mm ×10mm ×10mm 的长方体,用酚醛塑料高温加压封边,试样表面用金相砂纸打磨、抛光,并用丙酮擦洗除油. 高压釜由专用控温设备控温,实验溶液用浓度为90 %的醋酸水溶液. 将试样浸泡在装有醋酸水溶液的高压釜中,密封高压釜,并设置实验温度分别为60 ℃、100 ℃、130 ℃、160 ℃和190 ℃. 72h 后取出试样,用SEM 观察试样表面腐蚀形貌,用EDS检测试样表面膜的成分,分析腐蚀机理. 清除试样表面腐蚀产物,用失重法计算材料腐蚀速率.3 结果与讨论311 不同温度下浸泡试验后表面形貌的变化和EDS分析由4 种材料在100 ℃、90 %醋酸溶液中经72h腐蚀试验后的微观组织照片(图1) 可知,宏观试样表面没有发现点蚀坑,试验前试样表面的划痕,在试验后仍然清晰可见,微观放大后没有发现其它类型的局部腐蚀. 对4 种材料表面进行电子衍射能谱分析,表面主要合金元素和氧含量分别为:304L 表面Cr 1812 % , Ni 8121 %;316L 表面Cr 1619 % , Ni1212 % , Mo 2106 %;317L 表面Cr 1816 % , Ni1413 % , Mo 3111 %;In800 表面Cr 1916 % , Ni3113 %.4 种材料的表面元素含量和基底成分基本一致. 表明4 种材料在100 ℃、90 %醋酸溶液中有很好的耐蚀性.4 种材料在130 ℃、90 %醋酸溶液中,经72h 的腐蚀试验,304L 和316L 不锈钢表面宏观观察即可发现表面有少量点蚀坑,表面失去试验前的金属光泽(图2a ,2b) ,表明有均匀腐蚀发生,微观放大后没有发现其它类型局部腐蚀;317L 不锈钢表面宏观和微观均没有发现点蚀坑,且试样表面仍然保持试验前的金属光泽(图2c) ; In800 宏观观察表面点蚀坑连成片,微观放大可见表面大量溃疡状腐蚀(图2d) .Table 1 Compositions of samples(mass %)sample Si Mn P Mo Cr Ni C S Ti others304L 0150 1106 01024 - 18170 8131 01050 010080 - Cu/ 0128316L 0160 0180 01013 2128 17114 12158 01014 010073 - -317L 0142 1165 01014 3131 18175 14160 01030 010086 - -In800 0 40 - - - 20 00 31 00 < 0 1 - 0 5 Al/ 0 5对4 种材料表面电子衍射能谱分析显示,主要合金元素和氧含量分别为:304L 表面Cr 1816 % , Ni8102 % , O 2112 %;316L 表面Cr 17103 % , Ni11124 % , Mo 1126 % , O 1126 %;317L 表面Cr1817 % , Ni 1412 % , Mo 3102 %;In800 表面Cr1916 % ,Ni 3113 % ,O 10109 %.可见,304L 、316L 和In800 的表面有氧元素,表明这3 种材料的表面确实存在一定量的腐蚀产物;317L 表面成分和基底成分基本一致,表明其仍然具有较好的耐蚀性.4 种材料在160 ℃、90 %醋酸溶液中,经72h 的腐蚀试验后,304L 不锈钢和In800 均发生严重均匀腐蚀,试样表面均匀附着黑色腐蚀产物(图3a ,3d) .316L 和317L 不锈钢试样表面均失去试验前的光泽,微观放大, 试样表面有明显腐蚀特征(图3b ,3c) . 对4 种材料表面电子衍射能谱分析指出,主要合金元素和氧含量分别为:304L 表面Cr 14101 % ,Ni 3108 % ,O 16112 %;316L 表面Cr 16143 % , Ni10163 % , Mo 0126 % , O 3126 %;317L 表面Cr1717 % ,Ni 1315 % ,Mo 2114 % ,O 2197 %;In800 表面Cr 816 % , Ni 2116 % , O 22118 %.可以看出,304L 、316L 和In800 的表面氧元素含量较130 ℃条件下结果有明显增大,317L 表面也发现了一定量氧元素,表明这4 种材料的表面确实存在一定量的腐蚀产物.312 腐蚀速率的变化在各试验条件下,对4 种材料进行浸泡腐蚀试验,用失重法计算腐蚀速率,结果如图4. 可知,随着温度的升高,4 种材料的腐蚀速率均逐渐增大. 当温度在100 ℃以下时,304L 不锈钢和In800 的腐蚀速率增长缓慢,超过100 ℃以后,腐蚀速率急剧增大.130 ℃时,304L 不锈钢腐蚀速率比其在100 ℃时增大了67 倍;相应In800 增大了532 倍. 而316L 不锈钢和317L 不锈钢在130 ℃以下保持较低的腐蚀速率,超过130 ℃以后,腐蚀速率急剧增大,160 ℃时,316L 不锈钢腐蚀速率比其在130 ℃时增大了312倍; 相应317L 不锈钢增大了417 倍, 但即使到190 ℃时,两者腐蚀速率仍保持在较低数值.313 讨论31311 温度对不锈钢和In800 在高温醋酸溶液中耐蚀性的影响 金属在醋酸中的腐蚀速度可由下式[8 ]来计算:Effects of temperature on corrosionI = ( E0c - E0a) / ( Pc + Pa + R) (1)其中: I 是腐蚀电流,与腐蚀速度成正比, E0c 是阴极反应的平衡电位,受H+ 还原、氧的离子化影响, E0a 是金属平衡电位, Pc 、Pa 是阴极极化率和阳极极化率, R 是腐蚀体系的电阻.金属在醋酸溶液中发生腐蚀的主要反应[5 ]为:阳极反应:Me →Men + + n e阴极反应:2H+ + 2 e →H2或O2 + 4H+ + 4 e →2H2O金属发生腐蚀时的主要阴极反应是溶液中的H+ 或溶解氧的还原. 醋酸溶液中的氧化剂主要是醋酸电离的H+ 和溶解在溶液中的氧气. 在低温时,由于醋酸是弱电解质,且醋酸溶液中氧的溶解量大,阴极反应主要是溶解氧的还原,即醋酸溶液具有一定的氧化性;阳极反应是受钝化控制的活化溶解过程,金属处于钝化区,其平衡电位E0a增大,从而导致腐蚀电流I 减小. 宏观表现为在金属表面生成致密的钝化膜,钝化膜的形成阻止了腐蚀的继续发展. 因此,不锈钢和In800 在低温醋酸溶液中具有优良的耐蚀能力,图4 也证明了这一点.随着温度的升高,醋酸电离度增大,溶液中电离出大量H+ ,同时温度升高导致溶液中溶解氧量下降,阴极反应逐渐由溶解氧的还原反应转变成H+的还原反应,这导致阴极反应的平衡电位E0c 显著增大,同时溶液电阻R 下降,使金属腐蚀速度增大.阳极反应的结果不再是形成钝化膜,而是以离子形式溶入溶液,一旦金属表面的钝化膜破损,金属表面钝化膜不能自动修复,从而腐蚀速率会迅速增大.图4 显示,当温度升高到一定值,4 种材料的耐蚀性能会急剧下降. 具体表现为, 304L 不锈钢和In800 ,在温度为100 ℃以下其腐蚀速率很小,当温度超过100 ℃其腐蚀速率会急剧增大; 而316L 和317L 不锈钢当温度超过130 ℃其腐蚀速率会急剧增大.31312 合金元素对不锈钢和In800 在高温醋酸溶液中耐蚀性的影响 为了研究Cr 、Ni 和Mo 元素在合金中的作用,将纯铬、纯镍和纯钼置于90 %醋酸溶液中,控制温度分别为90 ℃和110 ℃,72h后测量Table 2 Corrosion potential of pure nickel , pure chromium and molybdenum in acetic acid T pure Cr pure Ni pure Mo 90 ℃ 450mV 10mV 85mV110 ℃ 420mV -50mV 80mV其腐蚀电位,测试结果见表2. 可知,在90 ℃时,3 种单质的自腐蚀电位均大于0 ,提高合金中Cr 、Ni 和Mo 含量,有利于提高金属平衡电位E0a值,从而达到减小腐蚀电流I 的目的. 当温度达到110 ℃时,纯镍的自腐蚀电位为- 50 mV ,已经由钝化区过渡到活化溶解区,此时已不能形成稳定钝化膜,纯铬和纯钼的自腐蚀电位仍保持在0 以上,因此继续提高合金中镍含量对提高合金耐蚀性已经没有作用了.(1) Ni 对金属耐蚀性影响比较In800 和304L 不锈钢的化学成分,可以发现其铬含量相差不大,而镍含量In800 是304L 的317 倍;由图4 试验结果可知,在60 ℃和100 ℃时,In800 的腐蚀速率比304L 不锈钢要低. 这表明在低温醋酸溶液中,Ni 对于提高不锈钢耐蚀性是有益的. 当温度超过100 ℃, In800 腐蚀速率大于304L 不锈钢,这可能是由于304L 不锈钢中存在的其它微量元素如Mn 和Ti 对腐蚀有一定抑制作用. 具体机理还有待进一步研究. 在高温醋酸溶液中,Ni 对于提高不锈钢耐蚀性没有显著影响.(2)Mo 对金属耐蚀性影响比较In800 、304L 不锈钢、316L 不锈钢和317L不锈钢的化学成分可知,4 种金属的含Cr 量相差不大,含Mo 量依次递增. 图4 结果告之, 在温度为60 ℃和100 ℃,4 种金属耐蚀性随Mo 含量递增变化并不明显,表明在低于100 ℃的醋酸溶液中,Mo 对于提高不锈钢耐蚀性没有明显影响. 当温度超过100 ℃时,4 种金属耐蚀性随Mo 含量递增明显增强,文献[9 ,10 ]认为Mo 能促使不锈钢表面形成稳定的钝化膜,从而抑制腐蚀的发生,表明在高温醋酸溶液中,Mo 对于提高不锈钢耐蚀性是有益的.4 结论(1) 在90 %的醋酸溶液中,当温度超过100 ℃时,304L 不锈钢和In800 的腐蚀速率急剧增大;当温度超过130 ℃时,316L 和317L 不锈钢的腐蚀速率急剧增大.(2) 在90 %的醋酸溶液中,在任一试验温度下3种不锈钢耐蚀性能递增顺序为:304L 不锈钢< 316L不小于100 ℃时, In800的耐蚀性优于304L 和316L 不锈钢; 当温度超过100 当温度小于锈钢< 317L 不锈钢;当温度℃时,304L 和316L 不锈钢耐蚀性优于In800.(3) 在90 %醋酸溶液中,当温度小于100 ℃时,提高不锈钢中Ni 含量有利于形成稳定的钝化膜,从而增强不锈钢的耐蚀性;当温度超过100 ℃时,提高不锈钢中Ni 含量对不锈钢形成钝化膜没有明显帮助. (4) 在90 %醋酸溶液中,当温度超过100 ℃,提高不锈钢中Mo 含量,能显著增强不锈钢的耐蚀性.。
不锈钢和镍基合金在高温高压醋酸溶液中的腐蚀行为摘要: 采用特制高压釜设备,研究304L 不锈钢、316L 不锈钢、317L 不锈钢和镍基合金( Incoloy 800) 在高温高压醋酸溶液中的腐蚀,初步探讨了不锈钢和镍基合金在醋酸溶液中的腐蚀机理及Ni 和Mo 元素对提高不锈钢耐蚀性能的影响. 结果表明,温度对不锈钢和镍基合金耐蚀性有显著影响,随着温度的升高,腐蚀速率逐渐增大,当温度升高到一定值,不锈钢的耐蚀性会急剧下降. 在低温醋酸溶液中,Ni 对于提高不锈钢耐蚀性是有益的;在高温醋酸溶液中,Ni 对于提高不锈钢耐蚀性没有显著影响. 在低温醋酸溶液中,Mo 对于提高不锈钢耐蚀性没有显著影响;在高温醋酸溶液中,Mo 对于提高不锈钢耐蚀性是有益的.1 前言醋酸是一种腐蚀性很强的有机酸,是石油化工、化纤生产及许多基本有机合成的重要原料[1 ,2 ] . 化工生产设备中不锈钢由于其良好的钝化性能常作为优先选择的材料. 但在接触高浓度醋酸的化工生产严酷工况(如高温高压等) 下,不锈钢也发生不同程度的腐蚀,给设备选材和防护、设备管理和维修等带来了一系列问题[3 ,4 ] . 人们已经对不锈钢在醋酸溶液中的腐蚀进行了许多研究[5～7 ] ,但由于醋酸强挥发性和较强的腐蚀性,使大部分研究限制在醋酸沸点(118 ℃,常压) 以下开展的,这与实际生产中醋酸常以高温高压形式存在不符. 本文采用特制高压釜设备,研究不锈钢在高温高压醋酸溶液中的腐蚀行为,为高温高压醋酸设备选材提供理论依据,同时为安全评定提供了基础数据.2 实验方法实验选用材料304L 不锈钢、316L 不锈钢、317L 不锈钢和镍基合金( Incoloy 800 , 以下简写In800) 的化学成分见表1 ,在特制高压釜中进行浸泡实验, 该高压釜内胆材料是钛材. 试样加工成215mm ×10mm ×10mm 的长方体,用酚醛塑料高温加压封边,试样表面用金相砂纸打磨、抛光,并用丙酮擦洗除油. 高压釜由专用控温设备控温,实验溶液用浓度为90 %的醋酸水溶液. 将试样浸泡在装有醋酸水溶液的高压釜中,密封高压釜,并设置实验温度分别为60 ℃、100 ℃、130 ℃、160 ℃和190 ℃. 72h 后取出试样,用SEM 观察试样表面腐蚀形貌,用EDS检测试样表面膜的成分,分析腐蚀机理. 清除试样表面腐蚀产物,用失重法计算材料腐蚀速率.3 结果与讨论311 不同温度下浸泡试验后表面形貌的变化和EDS分析由4 种材料在100 ℃、90 %醋酸溶液中经72h腐蚀试验后的微观组织照片(图1) 可知,宏观试样表面没有发现点蚀坑,试验前试样表面的划痕,在试验后仍然清晰可见,微观放大后没有发现其它类型的局部腐蚀. 对4 种材料表面进行电子衍射能谱分析,表面主要合金元素和氧含量分别为:304L 表面Cr 1812 % , Ni 8121 %;316L 表面Cr 1619 % , Ni1212 % , Mo 2106 %;317L 表面Cr 1816 % , Ni1413 % , Mo 3111 %;In800 表面Cr 1916 % , Ni3113 %.4 种材料的表面元素含量和基底成分基本一致. 表明4 种材料在100 ℃、90 %醋酸溶液中有很好的耐蚀性.4 种材料在130 ℃、90 %醋酸溶液中,经72h 的腐蚀试验,304L 和316L 不锈钢表面宏观观察即可发现表面有少量点蚀坑,表面失去试验前的金属光泽(图2a ,2b) ,表明有均匀腐蚀发生,微观放大后没有发现其它类型局部腐蚀;317L 不锈钢表面宏观和微观均没有发现点蚀坑,且试样表面仍然保持试验前的金属光泽(图2c) ; In800 宏观观察表面点蚀坑连成片,微观放大可见表面大量溃疡状腐蚀(图2d) .Table 1 Compositions of samples(mass %)sample Si Mn P Mo Cr Ni C S Ti others304L 0150 1106 01024 - 18170 8131 01050 010080 - Cu/ 0128316L 0160 0180 01013 2128 17114 12158 01014 010073 - -317L 0142 1165 01014 3131 18175 14160 01030 010086 - -In800 0 40 - - - 20 00 31 00 < 0 1 - 0 5 Al/ 0 5对4 种材料表面电子衍射能谱分析显示,主要合金元素和氧含量分别为:304L 表面Cr 1816 % , Ni8102 % , O 2112 %;316L 表面Cr 17103 % , Ni11124 % , Mo 1126 % , O 1126 %;317L 表面Cr1817 % , Ni 1412 % , Mo 3102 %;In800 表面Cr1916 % ,Ni 3113 % ,O 10109 %.可见,304L 、316L 和In800 的表面有氧元素,表明这3 种材料的表面确实存在一定量的腐蚀产物;317L 表面成分和基底成分基本一致,表明其仍然具有较好的耐蚀性.4 种材料在160 ℃、90 %醋酸溶液中,经72h 的腐蚀试验后,304L 不锈钢和In800 均发生严重均匀腐蚀,试样表面均匀附着黑色腐蚀产物(图3a ,3d) .316L 和317L 不锈钢试样表面均失去试验前的光泽,微观放大, 试样表面有明显腐蚀特征(图3b ,3c) . 对4 种材料表面电子衍射能谱分析指出,主要合金元素和氧含量分别为:304L 表面Cr 14101 % ,Ni 3108 % ,O 16112 %;316L 表面Cr 16143 % , Ni10163 % , Mo 0126 % , O 3126 %;317L 表面Cr1717 % ,Ni 1315 % ,Mo 2114 % ,O 2197 %;In800 表面Cr 816 % , Ni 2116 % , O 22118 %.可以看出,304L 、316L 和In800 的表面氧元素含量较130 ℃条件下结果有明显增大,317L 表面也发现了一定量氧元素,表明这4 种材料的表面确实存在一定量的腐蚀产物.312 腐蚀速率的变化在各试验条件下,对4 种材料进行浸泡腐蚀试验,用失重法计算腐蚀速率,结果如图4. 可知,随着温度的升高,4 种材料的腐蚀速率均逐渐增大. 当温度在100 ℃以下时,304L 不锈钢和In800 的腐蚀速率增长缓慢,超过100 ℃以后,腐蚀速率急剧增大.130 ℃时,304L 不锈钢腐蚀速率比其在100 ℃时增大了67 倍;相应In800 增大了532 倍. 而316L 不锈钢和317L 不锈钢在130 ℃以下保持较低的腐蚀速率,超过130 ℃以后,腐蚀速率急剧增大,160 ℃时,316L 不锈钢腐蚀速率比其在130 ℃时增大了312倍; 相应317L 不锈钢增大了417 倍, 但即使到190 ℃时,两者腐蚀速率仍保持在较低数值.313 讨论31311 温度对不锈钢和In800 在高温醋酸溶液中耐蚀性的影响 金属在醋酸中的腐蚀速度可由下式[8 ]来计算:Effects of temperature on corrosionI = ( E0c - E0a) / ( Pc + Pa + R) (1)其中: I 是腐蚀电流,与腐蚀速度成正比, E0c 是阴极反应的平衡电位,受H+ 还原、氧的离子化影响, E0a 是金属平衡电位, Pc 、Pa 是阴极极化率和阳极极化率, R 是腐蚀体系的电阻.金属在醋酸溶液中发生腐蚀的主要反应[5 ]为:阳极反应:Me →Men + + n e阴极反应:2H+ + 2 e →H2或O2 + 4H+ + 4 e →2H2O金属发生腐蚀时的主要阴极反应是溶液中的H+ 或溶解氧的还原. 醋酸溶液中的氧化剂主要是醋酸电离的H+ 和溶解在溶液中的氧气. 在低温时,由于醋酸是弱电解质,且醋酸溶液中氧的溶解量大,阴极反应主要是溶解氧的还原,即醋酸溶液具有一定的氧化性;阳极反应是受钝化控制的活化溶解过程,金属处于钝化区,其平衡电位E0a增大,从而导致腐蚀电流I 减小. 宏观表现为在金属表面生成致密的钝化膜,钝化膜的形成阻止了腐蚀的继续发展. 因此,不锈钢和In800 在低温醋酸溶液中具有优良的耐蚀能力,图4 也证明了这一点.随着温度的升高,醋酸电离度增大,溶液中电离出大量H+ ,同时温度升高导致溶液中溶解氧量下降,阴极反应逐渐由溶解氧的还原反应转变成H+的还原反应,这导致阴极反应的平衡电位E0c 显著增大,同时溶液电阻R 下降,使金属腐蚀速度增大.阳极反应的结果不再是形成钝化膜,而是以离子形式溶入溶液,一旦金属表面的钝化膜破损,金属表面钝化膜不能自动修复,从而腐蚀速率会迅速增大.图4 显示,当温度升高到一定值,4 种材料的耐蚀性能会急剧下降. 具体表现为, 304L 不锈钢和In800 ,在温度为100 ℃以下其腐蚀速率很小,当温度超过100 ℃其腐蚀速率会急剧增大; 而316L 和317L 不锈钢当温度超过130 ℃其腐蚀速率会急剧增大.31312 合金元素对不锈钢和In800 在高温醋酸溶液中耐蚀性的影响 为了研究Cr 、Ni 和Mo 元素在合金中的作用,将纯铬、纯镍和纯钼置于90 %醋酸溶液中,控制温度分别为90 ℃和110 ℃,72h后测量Table 2 Corrosion potential of pure nickel , pure chromium and molybdenum in acetic acid T pure Cr pure Ni pure Mo 90 ℃ 450mV 10mV 85mV110 ℃ 420mV -50mV 80mV其腐蚀电位,测试结果见表2. 可知,在90 ℃时,3 种单质的自腐蚀电位均大于0 ,提高合金中Cr 、Ni 和Mo 含量,有利于提高金属平衡电位E0a值,从而达到减小腐蚀电流I 的目的. 当温度达到110 ℃时,纯镍的自腐蚀电位为- 50 mV ,已经由钝化区过渡到活化溶解区,此时已不能形成稳定钝化膜,纯铬和纯钼的自腐蚀电位仍保持在0 以上,因此继续提高合金中镍含量对提高合金耐蚀性已经没有作用了.(1) Ni 对金属耐蚀性影响比较In800 和304L 不锈钢的化学成分,可以发现其铬含量相差不大,而镍含量In800 是304L 的317 倍;由图4 试验结果可知,在60 ℃和100 ℃时,In800 的腐蚀速率比304L 不锈钢要低. 这表明在低温醋酸溶液中,Ni 对于提高不锈钢耐蚀性是有益的. 当温度超过100 ℃, In800 腐蚀速率大于304L 不锈钢,这可能是由于304L 不锈钢中存在的其它微量元素如Mn 和Ti 对腐蚀有一定抑制作用. 具体机理还有待进一步研究. 在高温醋酸溶液中,Ni 对于提高不锈钢耐蚀性没有显著影响.(2)Mo 对金属耐蚀性影响比较In800 、304L 不锈钢、316L 不锈钢和317L不锈钢的化学成分可知,4 种金属的含Cr 量相差不大,含Mo 量依次递增. 图4 结果告之, 在温度为60 ℃和100 ℃,4 种金属耐蚀性随Mo 含量递增变化并不明显,表明在低于100 ℃的醋酸溶液中,Mo 对于提高不锈钢耐蚀性没有明显影响. 当温度超过100 ℃时,4 种金属耐蚀性随Mo 含量递增明显增强,文献[9 ,10 ]认为Mo 能促使不锈钢表面形成稳定的钝化膜,从而抑制腐蚀的发生,表明在高温醋酸溶液中,Mo 对于提高不锈钢耐蚀性是有益的.4 结论(1) 在90 %的醋酸溶液中,当温度超过100 ℃时,304L 不锈钢和In800 的腐蚀速率急剧增大;当温度超过130 ℃时,316L 和317L 不锈钢的腐蚀速率急剧增大.(2) 在90 %的醋酸溶液中,在任一试验温度下3种不锈钢耐蚀性能递增顺序为:304L 不锈钢< 316L不小于100 ℃时, In800的耐蚀性优于304L 和316L 不锈钢; 当温度超过100 当温度小于锈钢< 317L 不锈钢;当温度℃时,304L 和316L 不锈钢耐蚀性优于In800.(3) 在90 %醋酸溶液中,当温度小于100 ℃时,提高不锈钢中Ni 含量有利于形成稳定的钝化膜,从而增强不锈钢的耐蚀性;当温度超过100 ℃时,提高不锈钢中Ni 含量对不锈钢形成钝化膜没有明显帮助. (4) 在90 %醋酸溶液中,当温度超过100 ℃,提高不锈钢中Mo 含量,能显著增强不锈钢的耐蚀性.。
