表面改性GH2135合金高溫腐蝕性能分析畢業(yè)論文

1、. . . . 畢 業(yè) 設(shè) 計(jì)（ 論 文 ）題目表面改性GH2135合金高溫腐蝕性能研究摘 要熱腐蝕在通常情況下為自由能降低的過(guò)程，而且是自發(fā)進(jìn)行的，腐蝕過(guò)程中會(huì)導(dǎo)致一些金屬損耗，使得材料各個(gè)方面的性能下降，最終導(dǎo)致材料的失效，從而造成巨大的經(jīng)濟(jì)損失。對(duì)于在高溫條件下使用的材料，無(wú)論是在設(shè)計(jì)時(shí)的選擇材料還是運(yùn)行過(guò)程中的安全性，研究抗腐蝕的方法十分有必要的。本文通過(guò)對(duì)表面改性后的GH2135合金在600、650和700三種溫度下進(jìn)行熱腐蝕實(shí)驗(yàn)，研究其低溫?zé)岣g行為，通過(guò)電子顯微鏡、SEM進(jìn)行表面觀察分析，探討了GH2135合金的低溫?zé)岣g機(jī)理。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：GH2135合金添加了大量的Ni，Cr

2、，Mo，B，Al，Ti等合金元素，組織形貌發(fā)生了明顯的變化，包括奧氏體枝晶軸和枝晶間一些合金元素富集，并出現(xiàn)硼化物(M3B2相)與 相的共晶成分時(shí)；熱處理后共晶組織量增加，并在合金晶界處形成M3B2與TiC二次粒子。合金的相結(jié)構(gòu)變化相應(yīng)的影響了低溫?zé)岣g機(jī)制；GH2135合金的腐蝕總重量變化動(dòng)力學(xué)曲線基本符合拋物線規(guī)律，在腐蝕條件為650100h時(shí)合金表面膜出現(xiàn)少量剝落，腐蝕溫度進(jìn)一步升高，剝落現(xiàn)象變得嚴(yán)重。合金在熱腐蝕過(guò)程出現(xiàn)貧鉻現(xiàn)象，即在腐蝕過(guò)程Cr2O3形成揮發(fā)性物質(zhì)，在合金表面形成鐵等非保護(hù)性氧化膜。關(guān)鍵詞：表面改性；高溫?zé)岣g；GH2135ABSTRACTThe hot corros

3、ion process was carried out in spontaneous mode with the decreasing of free energy in the usual situation. Moreover, the corrosion process could lead to the consumption some metal component, which caused the reducing of mechanical properties for the used material, and that finally led to the inactiv

4、ation for the tested material and created the huge economic loss. It was important to investigate the corrosive properties in both the safe moved in the process and the choice in the design time for utilized materials which used under the high temperature conditions.The low temperature hot corrosion

5、 behavior was investigated under isothermal conditions included 600、650 and 700 for GH2135 alloy in this dissertation. The microstructure of GH2135 alloy before and after the low temperature hot corrosion behavior was analyzed by the optical microscope(OM), SEM and TEM. The mechanism of low temperat

6、ure hot corrosion was discussed for the GH2135 alloy. The experimental results revealed that large amount of alloyed elements, such as Ni，Cr，Mo，B，Al，Ti, transferred the single phase structure (austenite phase) to multiphase structures (including austenite phase base phase and interdentic region solu

7、te phases) for GH2135, which made the mechanism of the low temperature hot corrosion behavior become complicated. The Cr2O3 protective film was prepared by chemical precipated. The corrosive dynamic curves was fit to the parabolic rule. The spllation was occurred under the corrosive condition of 650

8、 and 100h. with the improving testing temperature, the anti-corrosive properties became deteriored, and the larger amount spllation was occurred. At the same time, poor-Cr and rich-Mo phases was appeared. The non-protective oxideation film of FeO et al was foemed on the surface of experimental alloy

9、. The volatile matter could be formed for Cr2O3. Keywords: Surfacial modification；Hot corrosion at high temperature；GH2135- 29 - / 34目 錄第一章 緒論11.1 GH2135的發(fā)展的背景11.2合金的熱腐蝕機(jī)理11.2.1熱腐蝕的酸-堿熔融機(jī)理11.2.2氯化鈉的腐蝕機(jī)理21.2.3 氯化物和硫酸鹽的綜合作用31.3鐵基合金的腐蝕研究結(jié)果41.3.1 堿金屬硫酸鹽沉積對(duì)鐵基合金的腐蝕41.3.2 鐵基合金在KCl鹽膜下的腐蝕51.3.3 鐵基合金在（Na、K）2S

10、O4和NaCl混合鹽膜下的腐61.4本文的研究意義和容7第二章 實(shí)驗(yàn)方法82.1 試樣制備82.2高溫腐蝕82.3SEM電子顯微鏡掃描和金相顯微鏡觀察102.3.1 SEM電子顯微鏡觀察樣品的表面形貌102.3.2 金相顯微鏡觀察樣品的截面組織102.4 本論文研究的實(shí)驗(yàn)技術(shù)路線10第三章 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析123.1GH2135合金表面顯微結(jié)構(gòu)12 3.2試樣經(jīng)過(guò)表面改性的表面形貌133.3 試樣增重分析143.4 腐蝕表面形貌觀察分析173.4.1 對(duì)600的試樣表面形貌分析183.4.2 對(duì)650的試樣表面形貌分析193.4.3 對(duì)700的試樣表面形貌分析203.4 截面腐蝕形貌分析21第四

11、章 實(shí)驗(yàn)結(jié)果對(duì)比討論23第四章 結(jié)論25參考文獻(xiàn)26致28第一章 緒論1.1 GH2135的發(fā)展背景高溫合金具有良好的高溫強(qiáng)度和抗腐蝕性能、優(yōu)異的抗疲勞和抗蠕變性能、以與甚佳的斷裂能和組織穩(wěn)定性，是現(xiàn)代國(guó)防建設(shè)和國(guó)民經(jīng)濟(jì)發(fā)展不可替代的關(guān)鍵材料。隨著航空航天工業(yè)的迅速發(fā)展，為了滿足燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的高推重比、高增壓比和高渦輪前溫度的三高要求，對(duì)高溫結(jié)構(gòu)材料的要求也越來(lái)越高1。鐵基高溫合金是以鐵為基，配以多種元素的合金化作用來(lái)提高其高溫機(jī)械性能和高溫抗腐蝕性能的特種合金。鐵基高溫合金相對(duì)于鎳基和鈷基高溫合金而言，價(jià)格低廉，是一種普遍應(yīng)用于國(guó)防，能源，航空以與核反應(yīng)等領(lǐng)域的高溫結(jié)構(gòu)材料。而GH2135

12、合金作為我國(guó)獨(dú)創(chuàng)的第一個(gè)渦輪盤(pán)鐵基高溫合金，它是我國(guó)自行研制的鐵基沉淀強(qiáng)化高溫合金中使用最早、使用量最大、使用品種最多、研究工作最深入的一種合金，在我國(guó)高溫合金的發(fā)展史上占有非常重要的一頁(yè)。它對(duì)推動(dòng)我國(guó)高溫合金的發(fā)展，特別是鐵基高溫合金的發(fā)展起了不可磨滅的作用。它的研制成功為我國(guó)高溫合金人材培養(yǎng)也起了非常重要的作用。GH2135合金的研制于1978年獲得全國(guó)科學(xué)大會(huì)重大科研成果獎(jiǎng)。在20世紀(jì)70年代，曾大量制作 WP-6和 WP-6甲發(fā)動(dòng)機(jī)一、二級(jí)渦輪盤(pán)，裝備1 000多架殲擊機(jī)和強(qiáng)擊機(jī)在外場(chǎng)正式投入使用，其中還有 300多架飛機(jī)援外。在那個(gè)年代這是一種值得稱(chēng)贊的奇跡2。1.2合金的熱腐蝕機(jī)理

13、高溫腐蝕包括高溫氧化腐蝕、鈉硫腐蝕、碳腐蝕、釩蝕與沖蝕。除高溫氧化腐蝕外，其余統(tǒng)稱(chēng)為熱腐蝕。合金的熱腐蝕是指在高溫燃?xì)庵泻蛉剂虾秃}環(huán)境中由于燃燒而沉積在表面的硫酸鹽引起的加速氧化現(xiàn)象。它對(duì)合金高溫零件的破壞作用比單純高溫氧化要嚴(yán)重得多3,4。下面就從熱腐蝕的酸-堿熔融機(jī)理、氯化鈉的腐蝕機(jī)理、硫酸鈉和氯化鈉的綜合腐蝕機(jī)理三方面進(jìn)行熱腐蝕機(jī)理的介紹。1.2.1熱腐蝕的酸-堿熔融機(jī)理熱腐蝕的酸-堿熔融機(jī)理目前為許多人所接受，最初由Bornstein等提出。該模型認(rèn)為，在熱腐蝕時(shí)，由于金屬或合金的表面上形成的具有保護(hù)性的膜層在沉積的液態(tài)熔鹽中不斷地被溶解而造成加速腐蝕。其要點(diǎn)是氧化膜在熔鹽中的溶解

14、度。合金中如果表面上形成Al2O3膜，則可能存在下列反應(yīng)；Al2O3+O2-=2AlO2-當(dāng)熔鹽中存在氧離子活度梯度時(shí)，Al2O3膜在氧離子活度高的氧化物/熔鹽一側(cè)被溶解，而在熔鹽/氣體界面上再沉淀出來(lái)，此時(shí)Al2O3已是無(wú)保護(hù)性的。此外，如果生成Al2S3，由于Al2O3氧化迅速，可能促使整個(gè)熱腐蝕反應(yīng)加速進(jìn)行。NiAl基合金的表面形成Cr2O3時(shí)，則發(fā)生：Cr2O3+2O2-+3/2O2=2CrO42-該反應(yīng)降低了熔鹽中的氧離子活度，使NiO的溶解被抑制。同時(shí)，硫酸鈉中的氧離子活度即使在熔鹽/氣體界面上也不會(huì)低到使上述反應(yīng)向左進(jìn)行。當(dāng)熔鹽中CrO42-的濃度達(dá)到飽和時(shí)，熱腐蝕也就停止了，合

15、金表面上保持著連續(xù)的Cr2O3保護(hù)膜。氧離子濃度越高，溶液的堿性越大，因此，這種形式溶解的過(guò)程稱(chēng)為堿性熔融。如果液態(tài)硫酸鈉中的氧離子活度很低，氧化膜可以以另外一種方式分解：NiO=Ni2+ O2-Al2O3=2Al3+ 3O2-但合金中含有相當(dāng)數(shù)量的鉬、鎢、釩等合金元素時(shí)，在熱腐蝕初期形成的NiO、Al2O3的同時(shí)，也形成MoO3、WO3、V2O5等氧化物，它們與液態(tài)硫酸鈉中的氧離子的反應(yīng)能力很強(qiáng)：MoO3+ O2-= MoO42-WO3+ O2-= WO42-V2O5+ O2-= 2VO3-上述反應(yīng)的結(jié)果，使氧化膜/熔鹽界面上的氧離子活度降地很低，因而使NiO和Al2O3發(fā)生上述分解反應(yīng)，熔

16、鹽中的Ni2+、Al3+、MoO42-、WO42-等離子都向熔鹽外部擴(kuò)散，在熔鹽/氣體界面上，由于MoO3等氧化物和SO3不斷揮發(fā)，使反應(yīng)式 以與反應(yīng)SO42- = SO3+ O2-都向產(chǎn)生氧離子方向進(jìn)行，使氧離子活度顯著升高，從而促使反應(yīng)式向反方向進(jìn)行，重新在熔鹽/氣體界面上沉淀出多孔的非保護(hù)性的NiO和Al2O3MoO3等易發(fā)的氧化物在氧化物/熔鹽界面上的溶解和在熔鹽/氣體界面上的揮發(fā)，維持了熔鹽的氧離子活度梯度，從而維持了氧化物在熔鹽中溶解度的負(fù)梯度，使反應(yīng)不斷進(jìn)行5。這種熱腐蝕反應(yīng)是在氧化膜表面沉積的鹽膜中氧離子活度很低的情況下進(jìn)行的，因此稱(chēng)為酸性熔融。合金表面沉積有鹽膜是產(chǎn)生熱腐蝕酸

17、-堿熔融機(jī)理的先決條件。酸堿熔融可以不斷地自持進(jìn)行，熱腐蝕的速度很快，而堿性熔融則必須存在能維持熔鹽膜兩端氧離子活度梯度的反應(yīng)，一般情況下，堿性熔融進(jìn)行到一定程度就不在進(jìn)行了，熱腐蝕速度相對(duì)較慢，腐蝕產(chǎn)物層較薄。但兩種熔融是互相聯(lián)系的，對(duì)成分復(fù)雜的合金和涂層來(lái)講，堿性熔融往往是酸性熔融的前奏，發(fā)展到后期，產(chǎn)生災(zāi)難性的酸性熔融反應(yīng)6,7。1.2.2氯化鈉的腐蝕機(jī)理當(dāng)前，相關(guān)人員對(duì)合金在含氯環(huán)境中的高溫腐蝕已有研究8,9，在大量的熱腐蝕實(shí)驗(yàn)中，人們發(fā)現(xiàn)，無(wú)論固態(tài)，液態(tài)或氣態(tài)的氯化鈉對(duì)Cr2O3氧化膜都有破壞作用，固態(tài)時(shí)的破壞作用一般在400以下就開(kāi)始發(fā)生。氣態(tài)浸蝕的臨界溫度較高，一半在700750

18、左右。隨著溫度的升高，氯化鈉的蒸氣壓力越來(lái)越高，越有利于NaCl蒸氣向氧化膜深處滲透，再加之高溫下反應(yīng)速率加快，所以，一般NaCl在高溫區(qū)對(duì)氧化膜的破壞性比低溫區(qū)更為嚴(yán)重。據(jù)有關(guān)資料介紹，700時(shí)，NaCl能使Nimonic90合金表面氧化膜（Cr2O3）的32%遭到破壞，750800時(shí)，破壞程度達(dá)到60%左右。氯化鈉對(duì)保護(hù)性氧化膜（Cr2O3）的破壞程度如此之嚴(yán)重，與其特別的反應(yīng)機(jī)理有關(guān)。一方面，氯化鈉（或蒸氣）直接與表層保護(hù)性氧化膜Cr2O3反應(yīng)，生成易揮發(fā)的CrCl3（見(jiàn)圖2.1a）：6NaCl+Cr2O3=2CrCl3+3Na2O另一方面，氯化鈉蒸氣通過(guò)氧化膜的微裂紋進(jìn)入氧化膜和合金基

19、體之間，反應(yīng)生成的氣態(tài)氯氧化物的壓力足以使氧化皮向上浮動(dòng)并破裂，從而造成大面積氧化膜的破損，如圖2.1b）、c）所示。c）b）a）圖2 NaCl對(duì)Cr2O3氧化膜的破壞過(guò)程有關(guān)反應(yīng)方程式如下4NaCl+Cr2O3+3O2=2Na2CrO4+2CrO2C12(氣)4NaCl+Cr2O3+2SO3+3/2O2=2CrO2C12(氣)+Na2SO4氣態(tài)CrO2C12在發(fā)動(dòng)機(jī)中存在時(shí)間極短，很快轉(zhuǎn)化成鉻酸鹽，這可由對(duì)腐蝕產(chǎn)物含有鉻酸鹽的定量分析得到證明。其反應(yīng)方程式為：CrO2C12+2NaCl+2H2O(氣)=Na2CrO4+4HCl要注意的是純Na2SO4對(duì)Cr2O3氧化膜也有浸蝕作用，但不如Na

20、Cl嚴(yán)重。在950時(shí), Na2SO4對(duì)Nimonic90的氧化膜破壞程度僅為5%左右,在1000時(shí),也僅達(dá)到20%,其腐蝕產(chǎn)物也是鉻酸鹽:Cr2O3+2Na2SO4+1/2O2=2Na2CrO4+2SO2此外，NaCl對(duì)WO3氧化膜與對(duì)Cr2O3氧化膜的破壞機(jī)理相似，生成氣態(tài)的氯氧化鎢（WO2Cl2）。1.2.3 氯化物和硫酸鹽的綜合作用由于在現(xiàn)實(shí)環(huán)境里，物體一般大都不會(huì)只受單一腐蝕因素的影響，往往是很多種腐蝕介質(zhì)同時(shí)共存產(chǎn)生錯(cuò)綜復(fù)雜的影響，其中Na2SO4和NaCl共存的可能性相當(dāng)大。尤其在海洋大氣環(huán)境里工作的渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)往往要受到Na2SO4和NaCl腐蝕介質(zhì)的綜合作用。從前面的論述，我們已

21、經(jīng)知道堿性熔融或酸性熔融，是一個(gè)通過(guò)化學(xué)反應(yīng)來(lái)加速氧化的過(guò)程。而氯化鈉對(duì)合金基體的腐蝕，除去單純的化學(xué)腐蝕外，還有氣態(tài)氯氧化物的機(jī)械剝離作用。實(shí)驗(yàn)和實(shí)踐都已證明，在Na2SO4和NaCl組合作用下的腐蝕程度要比兩者單獨(dú)作用的腐蝕程度嚴(yán)重得多。盡管Na2SO4單獨(dú)對(duì)形成Cr2O3氧化膜的合金的破壞作用較小，但如果合金表面有NaCl共存，則形成的氣態(tài)氯氧化鉻可使連續(xù)緊密的氧化膜破裂，甚至與基體合金分離。而后，新形成的氧化膜再次遇到NaCl的浸蝕剝離（當(dāng)然也有Na2SO4的加速氧化作用）。它們?nèi)绱讼嗷ヅ浜?、反?fù)作用，其腐蝕程度必然比它們的單獨(dú)作用要嚴(yán)重得多3,10。浸蝕過(guò)程如圖3所示。c）b）a）圖

22、3 Na2SO4和NaCl對(duì)氧化膜的綜合作用1.4鐵基合金的腐蝕研究結(jié)果在當(dāng)今，航空、航海用燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)上使用的熱端部件，經(jīng)常受到工業(yè)環(huán)境、海洋氣氛以與燃料燃燒時(shí)產(chǎn)生的硫酸鹽、鹵化物或其它混合鹽的污染，而導(dǎo)致合金葉片熱腐蝕失效。為此，許多研究者對(duì)新研制的合金，在其力學(xué)性能研究取得一定進(jìn)展的前提下，對(duì)其耐高溫腐蝕性能進(jìn)行了大量的研究 。以下是相關(guān)研究者對(duì)鐵基合金在不同腐蝕介質(zhì)下腐蝕的一些研究結(jié)果。1.4.1 堿金屬硫酸鹽沉積對(duì)鐵基合金的腐蝕鐵基高溫合金，廣泛應(yīng)用于民用鍋爐、火力發(fā)電站等工業(yè)鍋爐與其他燃燒裝置中。它們的耐高溫腐蝕性能，特別是耐沉積物引起的熱腐蝕性能，對(duì)上述裝置的安全運(yùn)行是至關(guān)重要

23、的。硫酸鹽熱腐蝕不僅發(fā)生在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上，在沿海發(fā)電廠的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)中高溫部件同樣發(fā)生硫酸鈉或硫酸鈉與氯化鈉混合鹽層的熱腐蝕11，人類(lèi)發(fā)現(xiàn)的第一個(gè)熱腐蝕事例就是電站鍋爐管耐熱鋼由Na2SO4沉積導(dǎo)致的破壞。鑒于此，研究者允書(shū)、史良權(quán)等對(duì)Na2SO4沉積引起的鐵基合金Fe-Cr和Fe-Al在中溫下的熱腐蝕進(jìn)行了研究。具體研究容如下：鐵基合金發(fā)生熱腐蝕反應(yīng)后，其腐蝕產(chǎn)物大體上分為兩層，即與鹽混在一起的疏松氧化物層和緊靠金屬表面的相對(duì)較致密的氧化物層。疏松氧化物為Fe2O3，而致密氧化物層的組成與材料有關(guān)。Fe-Cr和Fe-Al合金的致密氧化物層分別由Fe2O3、Cr2O3、FeCr2O4和Fe2O

24、3、Al2O3、FeCr2O4組成，其相對(duì)含量因合金中Cr、Al含量而異。以Fe-5Al為例，涂鹽的Fe-5Al合金在650，O2-0.5%（SO2+ SO3）氣氛中腐蝕2h后，其致密氧化層會(huì)出現(xiàn)兩個(gè)亞層，即富Fe2O3表層和富Al氧化物層。富Al氧化物層中有頗多的富Al硫化物。在腐蝕8h后，隨著熱腐蝕的進(jìn)行，疏松Fe2O3沉積層和合金表面致密氧化層均在成長(zhǎng)，前者的成長(zhǎng)速度并不快于后者。其他合金的結(jié)果與Fe-5Al合金類(lèi)似。研究結(jié)論顯示：在SO3氣氛中，Na2SO4沉積可引起Fe-Cr和Fe-Al合金在中溫下的熱腐蝕，這一熱腐蝕是由液相二元共晶硫酸鹽所致，其熱腐蝕行為與溫度、氣體組成、合金元素

25、含量有關(guān)。在現(xiàn)實(shí)中，我們必須要控制介質(zhì)對(duì)合金的腐蝕。允書(shū)、史良權(quán)等在研究文獻(xiàn)中論述，在鐵基合金中，合金元素Cr和Al能發(fā)生優(yōu)先氧化，增加他們的含量有助于富Cr或Al氧化層的形成，因而對(duì)提高合金耐蝕性能是有益的。但由于Al的氧化物Al2O3也易于與硫酸鹽化反應(yīng)，其產(chǎn)物也可與Na2SO4反應(yīng)生成液態(tài)共晶硫酸鹽，因而即使鋁化物涂層也難以避免在中溫下發(fā)生的熱腐蝕。而Cr2O3在同樣的條件下不會(huì)發(fā)生硫酸鹽化反應(yīng)，因而具有足夠高Cr含量的合金與滲Cr涂層，可迅速發(fā)展出富Cr2O3保護(hù)層，阻止熱腐蝕的發(fā)生12。1.4.2 鐵基合金在KCl鹽膜下的腐蝕近年來(lái)，很多國(guó)家都在大力發(fā)展垃圾焚燒計(jì)劃，以減輕工業(yè)和市政

26、垃圾對(duì)環(huán)境的壓力。人們除了關(guān)注材料的高溫氧化、硫化外，還更加關(guān)注垃圾中經(jīng)常出現(xiàn)的氯化物，如KCl，NaCl，HCl等在垃圾焚燒中的腐蝕問(wèn)題13-15。而研究表明，在垃圾焚燒中，氯化占比較大比例。馬海濤、郭貴芬、王來(lái)等研究了幾種鐵基合金在KCl鹽膜下的腐蝕。具體研究容如下：將20碳鋼、12CrLMoV低合金和310不銹鋼分別在750和800下進(jìn)行腐蝕（因?yàn)镵Cl的熔點(diǎn)是770）。腐蝕后，經(jīng)過(guò)觀察，三種材料都形成了疏松的氧化層，而隨著時(shí)間延長(zhǎng)，表面的腐蝕產(chǎn)物與基體的黏附性能變差。氧化膜都在不同的時(shí)間開(kāi)始脫落。其中20剛表面膜主要是疏松的Fe2O3和少量的FeCl3。對(duì)12CrLMoV來(lái)說(shuō)，其氧化膜

27、外側(cè)基本上是不含Cr的Fe2O3，氧化層則由混合的Fe2O3和Cr2O3組成，并且Cr含量由外向逐漸升高。310SS的腐蝕產(chǎn)物包括Fe2O3、Cr2O3、NiO、k2O。分析如下：在表面有固態(tài)氯鹽沉積物出現(xiàn)時(shí)，金屬或合金腐蝕作用機(jī)制往往被描述為“活化氧化”過(guò)程16。該過(guò)程材料發(fā)生的加速腐蝕現(xiàn)象通常與金屬氯化物具有較高的蒸汽壓和低的熔點(diǎn)有關(guān)，包括在氧勢(shì)較低的氧化膜/基體界面形成揮發(fā)性的氯化物，然后氯化物通過(guò)氧化膜的缺陷部位向外逸出，并隨著氧勢(shì)升高又向氧化物轉(zhuǎn)變，其中Cl2起到一種自催化作用。實(shí)際上，合金在熔鹽沉積物下的耐蝕性與表面保護(hù)性氧化物在熔融鹽中的熱力學(xué)穩(wěn)定性密切相關(guān)，而后者又主要取決于氧

28、化物在熔鹽中的溶解度以與溶解度與熔鹽堿度、氧壓的相互關(guān)系。由材料在熔融氯化物鹽膜下的腐蝕結(jié)果可以看到，純Cr與高Cr合金并沒(méi)有表現(xiàn)出比碳鋼或低合金鋼更優(yōu)的保護(hù)性，原因之一就是Cr2O3在氯化物熔鹽中的溶解度比在Fe、Ni的氧化物高得多17，容易以CrO42-的形式溶解，也可能生成揮發(fā)性極強(qiáng)的氧氯化物。另一個(gè)原因是:不同的金屬氧化物向氯化物轉(zhuǎn)變所需的臨界氧分壓存在顯著差異,相應(yīng)的不同金屬在氧化膜中發(fā)生上述的轉(zhuǎn)變位置也不同。相對(duì)于Fe，Ni，Cr 的氯化物向氧化物轉(zhuǎn)變所需的氧分壓更低18，所以，Cr 的氯化物向氧化物轉(zhuǎn)變?cè)诳拷趸?基體界面附近處就可能發(fā)生。而Fe，Ni的氯化物則需擴(kuò)散到距氧化膜

29、/ 氣相界面相對(duì)較近的位置，即氧勢(shì)相對(duì)較高處才能轉(zhuǎn)變?yōu)橄鄳?yīng)的氧化物。因此，相對(duì)于Fe，Ni來(lái)講，Cr的氧化膜中會(huì)產(chǎn)生更大的生長(zhǎng)應(yīng)力。使氧化膜與基體的粘附性即氧化膜本身的致密性遭到嚴(yán)重的破壞。研究結(jié)論顯示：幾種鐵基合金在固態(tài)/熔融態(tài)的KCl鹽膜下均發(fā)生了加速腐蝕，Cr含量的提高并沒(méi)有顯著提高本實(shí)驗(yàn)條件下鐵基合金耐蝕性；鐵基合金在熔融KCl鹽膜下的腐蝕比固態(tài)KCl鹽膜下腐蝕更嚴(yán)重19。1.4.3 鐵基合金在（Na、K）2SO4和NaCl混合鹽膜下的腐蝕最近，一些相關(guān)人士研究了預(yù)氧化處理對(duì)合金熱腐蝕行為的影響，以與經(jīng)稀土氧化物作用后形成的氧化膜抗熱腐蝕性能。具體研究容如下：選用鑄態(tài)鐵基合金HK40，

30、經(jīng)表面涂覆CeO2后進(jìn)行預(yù)氧化處理，并且用未涂覆CeO2但經(jīng)一樣條件頂氧化處理的試樣作對(duì)比。由實(shí)驗(yàn)得知，HK40腐蝕后表面形成疏松、多孔的氧化膜，組織粗大，凸凹不平，肉眼可見(jiàn)到氧化膜的局部開(kāi)裂，大塊剝落或鼓泡。HK40- CeO2的氧化膜均勻、連續(xù)地分布于合金表面，僅有微弱腐蝕的跡象，其組織有顯明的改進(jìn)。而HK40-CeO2則由于CeO2在預(yù)氧化物變成斷續(xù)、彌散分布的微小顆粒，并且，顆粒臺(tái)有相當(dāng)數(shù)量的鈰。氧化層的鉻含量明顯增加，相應(yīng)地，氧化層中的鐵含量大大減少。這表明：表面涂覆CeO2預(yù)氧化物處理能使合金在熱腐蝕過(guò)程中形成相對(duì)穩(wěn)定的富鉻氧化膜，具有更好的保護(hù)性。HK40-CeO2的表面氧化膜基

31、本上由Ce2O3-CeO2構(gòu)成，其中CeO2的含量和膜厚均相當(dāng)可觀，而CeO2能夠通過(guò)促進(jìn)穩(wěn)定氧化鉻膜的形成20。在高溫腐蝕過(guò)程中，這層氧化膜的組織結(jié)構(gòu)基本上不發(fā)生變化，在熔鹽中顯示出很好的穩(wěn)定性。上述有益結(jié)果的獲得歸結(jié)于預(yù)氧化處理和CeO2在氧化層中作用的雙重貢獻(xiàn)。一方面，合金HK40-O2在1100的氧化氣氛中預(yù)先形成了一層較為均勻、連續(xù)的含鉻和鐵的混合氧化膜；而CeO2的存在抑制了基體氧化物的形成，得到了更為均勻、致密、穩(wěn)定的富Ce2O3-CeO2的氧化層且降低氧化速率。其原因是在氧化期間，CeO2和Ce2O3部分互溶，四價(jià)的鈰離子能夠固溶于Ce2O3之中，增加Ce2O3的空位濃度，從而

32、有利于在Ce2O3之間以空位擴(kuò)散的形式進(jìn)行質(zhì)量遷移，促進(jìn)了氧化層中Ce2O3顆粒之間的燒結(jié)。而這種燒結(jié)過(guò)程能促使存在于氧化膜中的應(yīng)力通過(guò)塑性變形得以釋放，并且，燒結(jié)后的外氧化層具有較高的聚力，勢(shì)必增加氧化膜的穩(wěn)定性和抗剝落能力。研究結(jié)論顯示：合金HK40經(jīng)表面涂覆CeO2后頂氧化處理，在其表面形成均勻、致密的CeO2-Ce2O3氧化層。CeO2通過(guò)促進(jìn)穩(wěn)定氧化鉻膜的形成，改善氧化膜的保護(hù)性能以與提高氧化膜化學(xué)穩(wěn)定性等方式顯著地提高合金HK40在熔鹽中的腐蝕抗力。并且，CeO2的這種有益作用有較高溫度下表現(xiàn)得尤為明顯，能夠很好地抑制由于溫度上升而引起的腐蝕反應(yīng)加劇的效應(yīng)21。1.5 本文的研究意

33、義和容航空、航海用燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)上使用的熱端部件，經(jīng)常受到工業(yè)環(huán)境、海洋氣氛以與燃料燃燒時(shí)產(chǎn)生的硫酸鹽、鹵化物或其它混合鹽的污染，而導(dǎo)致合金葉片熱腐蝕失效。作為燃?xì)廨啓C(jī)上熱端部件中渦輪盤(pán)，大部分是在750以下工作，而鐵基高溫合金的使用溫度一般為600850，因此鐵基高溫合金在作為渦輪盤(pán)材料的使用中占有重要地位6。為此，許多研究者，對(duì)新研制的鐵基高溫合金，在其力學(xué)性能研究取得一定進(jìn)展的前提下，對(duì)其耐高溫腐蝕性能進(jìn)行了大量的研究22 ，提出了高溫腐蝕的一系列機(jī)理。本研究通過(guò)表面改性技術(shù)來(lái)研究鐵基合金GH2135的腐蝕性能，在本研究的試驗(yàn)溫度下，本文通過(guò)在實(shí)驗(yàn)樣品表面鍍上重鉻酸鉀膜，再將樣品放在溫度

34、分別設(shè)置為600、650、700的箱式電阻爐中進(jìn)行100h腐蝕，從溫度上近似模擬GH2135的工作環(huán)境，研究了一下容：（1）測(cè)定GH2135的高溫腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線；（2）分析GH2135在腐蝕后表面膜的成分以與其腐蝕產(chǎn)物；（3）闡明GH2135的高溫腐蝕機(jī)理與防護(hù)措施。第二章 實(shí)驗(yàn)方法2.1試樣制備在腐蝕實(shí)驗(yàn)之前，需要將原材料制作成試樣，其具體步驟如下：（1）制作樣品。實(shí)驗(yàn)用料為直徑20mm圓棒材，其成份見(jiàn)表2.1，棒材經(jīng)1080（8h）空冷+830（8h）空冷+700（16h）空冷熱處理，在線切割機(jī)上經(jīng)線切割加工成尺寸為d20mm×4mm的高溫腐蝕樣品，再用砂紙將樣品打磨光亮。表2.

35、1 GH2135的元素成分表元素CCrNiWMoAlTiFeBCe含量（%）0.0816.034.51.951.952.42.3Bal0.0150.030（2）表面改性處理。將樣品打磨光亮以后，取出其中9個(gè)樣品，在其表面涂上一層重鉻酸鉀溶液，之后，將樣品放入真空鉬絲爐熔煉，使樣品表面形成一層氧化膜（Cr2O3）。同時(shí)將坩堝在箱式電阻爐中進(jìn)行10h的1200恒溫處理，以去除坩堝雜質(zhì)，恒重坩堝。并將樣品和樣品坩堝稱(chēng)重。（3）涂鹽。由于GH2135用于做飛機(jī)上的零部件，一般情況下的其應(yīng)用溫度為4507506，為了使實(shí)驗(yàn)具有連貫性，故實(shí)驗(yàn)溫度選取為600，650，700。將經(jīng)過(guò)表面改性后的樣品，平均分

36、為三組。采用金相顯蝕劑濃度為Fe2（SO4）3和HCl，Na2SO4溶液按體積比V（Fe2（SO4）3）：V（HCl）：V（Na2SO4）=1:1:1配制50mL溶液，三組樣品分別涂上該溶液，以使樣品表面形成混合鹽膜，并對(duì)每組試樣再具體編號(hào)放入已編號(hào)的對(duì)應(yīng)坩堝中，再稱(chēng)重。2.2 高溫腐蝕目前評(píng)價(jià)合金抗熱腐蝕性能常用的方法有坩堝試驗(yàn)、涂鹽試驗(yàn)、淋鹽試驗(yàn)、電化學(xué)試驗(yàn)和燃燒裝置試驗(yàn)。該實(shí)驗(yàn)采用坩堝稱(chēng)重法，此法的優(yōu)點(diǎn)是簡(jiǎn)單、方便。作為篩選合金和成分很有用處。 具體操作如下：將3組編號(hào)后裝有試樣的坩堝放入型號(hào)為SX-6-14的箱式電阻爐中進(jìn)行恒溫腐蝕，總共恒溫100h。每隔一定時(shí)間取出坩堝，在精度為1&

37、#215;10-4g的AB304-S電子天平上稱(chēng)重。為了使腐蝕數(shù)據(jù)具有代表性，本實(shí)驗(yàn)中采用3平行樣品。在進(jìn)行恒溫?zé)岣g1h后取出坩堝稱(chēng)量一次，以后依次在3h、5h、10h、25h、50h、75h、100h的時(shí)間點(diǎn)取出坩堝進(jìn)行稱(chēng)量。每組的腐蝕增重值為每組3個(gè)熱腐蝕試樣增重值的平均值。為了試驗(yàn)的需求，每次稱(chēng)重都需對(duì)樣品和樣品與坩堝分別稱(chēng)重。整個(gè)試驗(yàn)過(guò)程中的數(shù)據(jù)記錄如表2.2和2.3：表2.2 樣品在不同溫度下腐蝕各時(shí)間點(diǎn)的重量表溫度（）編號(hào)原重（g）恒溫1h（g）恒溫3h（g）恒溫5h（g）恒溫10（g）恒溫25h（g）恒溫50h（g）恒溫75h（g）恒溫100h（g）600114.054114.

38、096814.103414.101614.108414.123914.153414.183914.1893214.044814.091614.104914.107214.115014.134614.152514.179714.1927314.033614.063514.070014.071714.076314.090714.095114.099314.1103650413.999814.037214.038414.034014.050214.058714.063714.071814.2393513.981814.019214.020414.016014.032214.040714.045714

39、.053814.0528614.021714.025614.029714.026514.038714.047614.049614.052314.0534700714.077914.105014.118614.130114.155814.170614.171714.175914.1794813.947413.980813.995914.003414.039614.036914.010514.085114.0904914.245614.276014.282714.198914.311414.328914.333414.339214.3416表2.3 樣品和坩堝在不同溫度下腐蝕各時(shí)間點(diǎn)的重量表溫度（

40、）編號(hào)原重（g）恒溫1h（g）恒溫3h（g）恒溫5h（g）恒溫10（g）恒溫25h（g）恒溫50h（g）恒溫75h（g）恒溫100h（g）600429.140529.201929.208829.210129.222329.234229.262129.292229.2979534.107634.159434.172434.176634.187434.207034.226634.253934.26741135.111735.144935.151935.154135.162335.177935.181435.186035.1962650334.317334.353034.397034.391334.

41、401534.415434.424034.453134.4586739.947240.005440.009040.004440.021740.030340.035440.044040.041615134.118434.146334.148734.145234.152134.158034.163134.169534.1710700232.431032.465832.481832.501332.528032.543732.545532.550932.53751335.555735.615335.635135.658835.699335.737835.739835.741735.74451535.0

42、54335.087535.100335.119435.132235.147835.153835.161435.16402.3 SEM電子顯微鏡掃描和金相顯微鏡觀察2.3.1 SEM電子掃描顯微鏡觀察樣品表面形貌試樣在各實(shí)驗(yàn)溫度下，經(jīng)過(guò)100h的熱腐蝕后，再對(duì)其進(jìn)行掃描。取試樣放在型號(hào)為S6280N的掃描電子顯微鏡下觀察其表面腐蝕形貌，掃描前需要對(duì)試樣噴金，并用掃描電子顯微鏡系統(tǒng)中的能譜儀（EDS）對(duì)有明顯特征的部位做能譜分析，以確定CH2135在經(jīng)過(guò)硫酸鈉和氯化鈉的混合鹽沉積腐蝕后的表面膜的成分，為后期的數(shù)據(jù)分析提供事實(shí)依據(jù)。2.3.2金相顯微鏡觀察樣品截面組織樣品鑲嵌。使用型號(hào)為XQ-2B的

43、金相鑲嵌機(jī)和酚醛樹(shù)脂粉末鑲嵌試樣，放入樣品，添加酚醛樹(shù)脂粉末，加墊塊和蓋上蓋子，設(shè)定恒溫?zé)釅簳r(shí)間時(shí)間為10min，溫度為140，在鑲嵌過(guò)程中要注意加壓。磨制金相。鑲嵌結(jié)束后，在P-2金相試樣拋光機(jī)上拋光試樣。先在360#砂紙上磨去表面腐蝕物與雜質(zhì)，然后分別在600#、1500#、2000#砂紙和金相拋光布上對(duì)試樣表面精磨，直至出現(xiàn)鏡面效果。然后在金相顯微鏡下觀察合金金相顯微組織。如果幾乎觀察不到劃痕或劃痕很少，能觀察到清晰的金相組織，證明金相磨制成功。分析金相。用一體化數(shù)碼液晶金相顯微鏡分別拍攝試樣在不同放大倍數(shù)下截面組織結(jié)構(gòu)的金相圖。2.4本論文研究的實(shí)驗(yàn)技術(shù)路線將實(shí)驗(yàn)用棒材在1080（8h

44、）空冷，830（8h）空冷和700（16h）空冷熱處理；再將鑄好的實(shí)驗(yàn)原材料用線切割機(jī)切d20mm×4mm的試樣若干個(gè)，然后把試樣在360#、600#SiC砂紙打磨光亮；同時(shí)坩堝在箱式電阻爐中進(jìn)行10h的1200恒溫處理，以去除坩堝雜質(zhì)，恒重坩堝；并將其中9個(gè)試樣平均分成三組，給每個(gè)樣品上涂上重鉻酸鉀溶液，在型號(hào)為ZM-45-15的真空鉬絲爐里熔煉為其鍍上一層氧化膜（Cr2O3），并稱(chēng)重，記錄好試樣涂膜后的重量與坩堝和試樣的總重量；再將分好組的試樣放入已經(jīng)編號(hào)處理過(guò)的坩堝中，然后把坩堝放入編號(hào)為SX-6-14的電阻爐中恒溫腐蝕，分別設(shè)置溫度為600，650，700，每隔一定的時(shí)間將腐

45、蝕后的試樣拿出來(lái)冷卻以后稱(chēng)重；恒溫腐蝕完以后，在電子掃描顯微鏡上觀察恒溫腐蝕100h后的表面形貌，以確定并分析試樣在經(jīng)過(guò)硫酸鈉和氯化鈉的混合鹽沉積腐蝕后的表面腐蝕產(chǎn)物；然后再將剩余沒(méi)有經(jīng)過(guò)恒溫腐蝕的沒(méi)有涂膜的試樣在砂紙上拋光，用于觀察金相。根據(jù)實(shí)驗(yàn)過(guò)程，本論文的研究方案與技術(shù)路線如下：原材料1080（8h）空冷+830（8h）空冷+700（16h）空冷熱處理線切割制備樣品研磨鍍膜，稱(chēng)量鍍膜后樣品的重量涂鹽700，100h腐蝕 650，100h腐蝕 600，100h腐蝕u取樣時(shí)間間隔，稱(chēng)重SEM分析樣品形貌樣品研磨、拋光高溫腐蝕機(jī)理在金相顯微鏡上觀察四個(gè)溫度熱氧化3h；60h；100h后樣品截面

46、的樣品第三章 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析3.1GH2135合金表面顯微結(jié)構(gòu)GH2135合金由于添加了大量的Ni，Cr，Mo，B，Al，Ti等合金元素，組織形貌發(fā)生了明顯的變化。當(dāng)鐵基高溫合金GH2135從液態(tài)熔體凝固時(shí)，首先長(zhǎng)出的是奧氏體枝晶軸，在枝晶間一些合金元素富集，如B，當(dāng)進(jìn)一步降低凝固溫度，最終凝固的液體中B含量達(dá)到M3B2相與相的共晶成分時(shí)，發(fā)生L(+M3B2)共晶反應(yīng)，形成硼化物共晶。但在冶金廠熔煉的鑄錠，經(jīng)過(guò)擴(kuò)散退火，反復(fù)加熱、鍛造和軋制，生產(chǎn)出的棒材的組織中無(wú)共晶，符合質(zhì)量要求。由于B偏聚于晶界，降低晶界區(qū)域的熔點(diǎn)，當(dāng)加熱溫度超過(guò)晶界區(qū)域的熔點(diǎn)時(shí)，出現(xiàn)晶界局部熔化，在冷卻過(guò)程中產(chǎn)生(+M3

47、B2)共晶。對(duì)合金中正常的B含量(0.015%)，晶界形成硼化物共晶的溫度為1260；當(dāng)B含量達(dá)到0.05%時(shí)，共晶溫度降到1240。當(dāng)B含量達(dá)到0.092%時(shí)，(+M3B2)共晶溫度降至1220，形成硼化物共晶的溫度隨B含量的增加而下降，近似成直線關(guān)系。當(dāng)B含量一定時(shí)，晶界硼化物共晶的數(shù)量隨固溶處理溫度的升高而增多，結(jié)果如圖3.1a)和b)所示23。這是因?yàn)楣倘軠豣）a）c）圖3.1 GH2135合金中硼化物共晶與固溶溫度和B含量的關(guān)系度提高，晶界局部熔化的體積增大所致。當(dāng)固溶處理溫度一定時(shí)，硼化物共晶的數(shù)量隨B含量的增加而增多，結(jié)果如圖3.1a)和c)所示。為了確定合適的固溶處理溫度和模鍛

48、零件的加熱溫度，進(jìn)行了一系列實(shí)驗(yàn)所得結(jié)果與郭建亭研究的棒材加熱溫度對(duì)晶界出現(xiàn)共晶的影響實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致24。3.2 試樣經(jīng)過(guò)表面改性的表面形貌在腐蝕試驗(yàn)之前，對(duì)試樣進(jìn)行了表面改性，鍍上了一層Cr2O3保護(hù)膜，下面對(duì)鍍膜后試樣的表面形貌進(jìn)行分析圖3.2a）為放大200倍后的表面圖像。從圖a）中可以看到，其表面的膜層均勻的覆蓋在試樣的表面，而表面還有少量劃痕，顯然膜層并不厚。圖3.2b）為放大1000倍后的表面圖像。進(jìn)一步觀察，從圖b）中可以看到其表面有許多的小顆粒，這些小顆粒分布比較均勻，同時(shí)也有部分大顆粒，但分布相對(duì)無(wú)序。a)b）C）圖3.2 GH2135經(jīng)過(guò)表面改性之后的形貌圖3.2c）為放大5

49、000倍后的表面圖像。再進(jìn)一步觀察，從圖c）中可以看到覆蓋在試樣表面的大小顆粒鑲進(jìn)在了試樣的表面，對(duì)試樣表面起到了釘扎作用，這樣的結(jié)構(gòu)可以有效的阻止表面涂膜和腐蝕膜的脫落，減小試樣的應(yīng)力，試樣表面的這種顆粒相當(dāng)于混凝土中的沙子一樣，起連接和穩(wěn)固作用。3.3 試樣增重分析在腐蝕試驗(yàn)中，試樣的重量變化是兩個(gè)方面的重量變化的綜合結(jié)果。一方面，雖然試樣表面的兩種鹽的熔點(diǎn)都高于該試驗(yàn)溫度，但是這種混合鹽在試驗(yàn)溫度下會(huì)發(fā)生共晶物熔融，由于蒸氣壓的作用，導(dǎo)致蒸發(fā)失重；另一方面，試樣在表面混合鹽沉積的作用下會(huì)發(fā)生腐蝕，從而導(dǎo)致增重。所以試樣重量的變化趨勢(shì)取決于這兩方面平衡的移動(dòng)。下面從各個(gè)實(shí)驗(yàn)溫度對(duì)試樣增重進(jìn)

50、行分析?？紤]到試樣在高溫腐蝕下，可能會(huì)在表面形成比較疏松的腐蝕產(chǎn)物膜層，膜層脫落到坩堝中而導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)分析的不合理性的現(xiàn)象，所以，我們將從兩個(gè)方面，即純?cè)嚇痈g動(dòng)力學(xué)曲線和試樣與坩堝總體的腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線，對(duì)試樣在混合鹽膜作用下的腐蝕進(jìn)行綜合分析。圖3.3a）為試樣600高溫腐蝕100h的平均增重曲線。我們可以從二個(gè)階段分析該曲線。第一個(gè)階段，在該圖中我們可以看到，在剛剛開(kāi)始腐蝕的時(shí)候，試樣增重速度比較快，這是由于涂鹽后的表面是一種新鮮表面，并沒(méi)有腐蝕產(chǎn)物覆蓋在試樣的表層，此時(shí)在腐蝕過(guò)程中吸氧速度較快，腐蝕自然也隨之加速。雖然鹽會(huì)熔化蒸發(fā)而有一定程度的失重，但是這時(shí)的平衡是傾向于增重的，這個(gè)階段叫做

51、化學(xué)反應(yīng)控制階段；第二個(gè)階段，從圖中可以看到，隨著腐蝕的進(jìn)行，試樣的增重速度開(kāi)始慢慢變得平緩。這是因?yàn)?，隨著試樣被腐蝕，在其表面會(huì)形成一層由腐蝕產(chǎn)物構(gòu)成的氧化膜，并且這層膜會(huì)逐漸變厚，這使得氧的擴(kuò)散難度加大，吸氧速度變慢，從而腐蝕變慢。同時(shí)，鹽熔化蒸發(fā)導(dǎo)致失重的影響仍然存在。但是在這個(gè)過(guò)程中，會(huì)發(fā)生下面的反應(yīng)：Fe+Na2SO4Na+FeSO4FeSO4+FeFeFeSO4而形成的FeFeSO4是一種液態(tài)共晶物，這種表面物質(zhì)對(duì)氧的擴(kuò)散阻力小，利于腐蝕過(guò)程的吸氧行為。另外，從以下反應(yīng)Na2SO4Na2O+SO3可知，隨著Na2SO4的分解，供氧源也隨之增多，試樣的腐蝕加速。此外，當(dāng)發(fā)生反應(yīng)NaC

52、lNa+Cl-后，可能有兩種情況出現(xiàn)。第一種情況，會(huì)發(fā)生反應(yīng)Fe+Cl-FeCl3+e-顯然，此時(shí)Cl-試樣的Fe進(jìn)行了腐蝕，雖然這種情況可能性較小，但是還是存在；第二種情況，由于NaCl的分解，試樣的表面將會(huì)有一定量的Cl-，而Cl-與Cr2O3發(fā)生反應(yīng)，形成的CrO2Cl2再分解，此時(shí)就會(huì)出現(xiàn)空位并對(duì)氧進(jìn)行引導(dǎo)，從而有利于氧通過(guò)Cl-層向里滲入，這個(gè)現(xiàn)象叫做Cl-的誘導(dǎo)作用。綜合這些因素，雖然試樣增重速度放緩，但是總體趨勢(shì)還是增重。通過(guò)對(duì)比圖3.3a）和圖3.3b），發(fā)現(xiàn)兩條曲線的變化趨勢(shì)基本一致，而在每個(gè)時(shí)刻試樣的增重量也大致一樣，所以，我們可以確定，試樣在600下腐蝕，其表面基本未形成

53、相當(dāng)疏松的氧化膜，而脫落在坩堝中。b) 試樣-坩堝腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線a) 試樣腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線圖3.3 GH2135在600下的腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線圖3.4a）為試樣650高溫腐蝕100h的平均增重曲線，我們可以從四個(gè)階段分析該曲線。在一個(gè)階段，試樣增重速度很快，腐蝕比較迅速。這是由于在實(shí)驗(yàn)開(kāi)始階段，涂于試樣表面的混合鹽沉積，在實(shí)驗(yàn)溫度下形成了混合鹽的共晶物，并且由于熔化蒸發(fā)而造成了一定程度的失重。但是在剛剛開(kāi)始腐蝕的時(shí)候，由于涂鹽后的表面是一種新鮮表面，并沒(méi)有腐蝕產(chǎn)物覆蓋在試樣的表層，此時(shí)在腐蝕過(guò)程中吸氧速度較快，腐蝕自然也隨之加速，這時(shí)的平衡是傾向于增重的，這個(gè)階段叫做化學(xué)反應(yīng)控制階段；第二個(gè)階段，隨著腐蝕的進(jìn)行，在試樣表面形成的膜逐漸增厚，此時(shí)氧在這層表面膜里的擴(kuò)散速度變慢，阻礙了腐蝕時(shí)的吸氧過(guò)程，從而致使腐蝕相對(duì)變?nèi)酰鲋厮俣茸兙?。而另一方面，由鹽蒸發(fā)導(dǎo)致的失重過(guò)程一直繼續(xù)，同時(shí)NaCl與Cr2O3反應(yīng)生成的CrO2Cl2具有很強(qiáng)的揮發(fā)性，從而引起試樣失重。所以總體來(lái)說(shuō)，這些因素的綜合作用使得相對(duì)于上一階段出現(xiàn)曲線下降，試樣失重的現(xiàn)象。這一階段叫做膜層擴(kuò)散控制階段；第三個(gè)階段，從圖中可以看到，此時(shí)試樣又出現(xiàn)增重現(xiàn)象，但是隨著腐蝕的繼續(xù)進(jìn)行，增重逐漸變得平緩。在這一階段試樣的腐蝕機(jī)制與試樣在600下的腐蝕第二個(gè)階段類(lèi)似。一方面，隨著腐蝕的進(jìn)