最新录用 | 当期目录 | 过刊浏览 | 热点文章 | 虚拟专辑 | 阅读排行 | 下载排行 | 引用排行 | 期刊订阅

中国腐蚀与防护学报, 2022, 42(4): 551-562 DOI: 10.11902/1005.4537.2021.176

研究报告

2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢在NH4H2PO4溶液中的电化学腐蚀行为研究

王通1,2, 孟惠民,1, 葛鹏飞1,2, 李全德,1,2,3, 巩秀芳2,3, 倪荣2,3, 姜英2,3, 龚显龙2,3, 戴君2,3, 隆彬2,3

1.北京科技大学 新材料技术研究院 北京 100083

2.长寿命高温材料国家重点实验室 德阳 618000

3.东方汽轮机有限公司 德阳 618000

Electrochemical Corrosion Behavior of 2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V Steel in NH4H2PO4 Solution

WANG Tong1,2, MENG Huimin,1, GE Pengfei1,2, LI Quande,1,2,3, GONG Xiufang2,3, NI Rong2,3, JIANG Ying2,3, GONG Xianlong2,3, DAI Jun2,3, LONG Bin2,3

1.Institute of Advance Materials and Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China

2.State Key Laboratory of Long-life High Temperature Materials, Deyang 618000, China

3.Dongfang Turbine Co. Ltd., Deyang 618000, China

通讯作者: 孟惠民,E-mail：menghm16@126.com,研究方向为材料电化学腐蚀机理与控制技术李全德,E-mail：quandelee@126.com,研究方向为电站设备腐蚀与防护

收稿日期: 2021-07-23   修回日期: 2021-08-18  

Corresponding authors: MENG Huiming, E-mail:menghm16@126.comLI Quande, E-mail:quandelee@126.com

Received: 2021-07-23   Revised: 2021-08-18  

作者简介 About authors

王通,男,1995年,硕士生

摘要

通过激光共聚焦显微镜、扫描电镜 (SEM)、能谱仪 (EDS)、X射线衍射仪 (XRD)、X射线光电子能谱 (XPS)、开路电位、极化曲线、电化学阻抗谱等研究了NH4H2PO4溶液浓度对2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢电化学腐蚀行为的影响。结果表明,随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢的腐蚀速率先快速增大后缓慢增大；2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢仅在低浓度NH4H2PO4溶液中萌发点蚀,一旦溶液浓度大于或等于30 mmol/L,材料腐蚀形态仅表现为均匀腐蚀；2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢表面腐蚀产物膜为双层结构,外层膜主要由Fe3(PO4)2、FePO4组成,内层膜主要由Fe3O4构成；随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,外层膜覆盖度及致密度均提高,内层膜中Cr、Mo出现富集,一定程度抑制材料腐蚀。

关键词： CrNiMoV钢 ; NH4H2PO4 ; 腐蚀产物膜 ; 电化学腐蚀

Abstract

The electrochemical corrosion behavior of 2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V steel in NH4H2PO4 solutions was investigated by means of open circuit potential measurement, polarization curve measurement, electrochemical impedance spectroscopy, laser scanning confocal microscopy, scanning electron microscopy (SEM), energy dispersive spectrometer (EDS), X-ray polycrystalline diffractometer (XRD) and X-ray photoelectron spectroscopy (XPS). The results show that with the increase of NH4H2PO4 concentration, the corrosion rate of 2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V steel was increased rapidly at first and then slowly. Pitting corrosion occurred when the 2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V steel immersed in solutions of 0~1 mmol/L NH4H2PO4 for 20 h. But only uniform corrosion might occur when the steel immersed in solutions of 30-120 mmol/L NH4H2PO4 for 20 h. The corrosion product of 2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V steel was a two layered scale, the outer layer composed mainly of Fe3(PO4)2 and FePO4, and the inner layer composed mainly of Fe3O4. With the increase of NH4H2PO4 concentration, the coverage and compactness of the outer corrosion product layer increased, and Cr, Mo enriched in the inner corrosion product layer, thereby the corrosion resistance of 2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V steel was increased.

Keywords： CrNiMoV steel ; NH4H2PO4 ; corrosion product film ; electrochemical corrosion

PDF (12795KB) 元数据 多维度评价 相关文章 导出 EndNote| Ris| Bibtex  收藏本文

本文引用格式

王通, 孟惠民, 葛鹏飞, 李全德, 巩秀芳, 倪荣, 姜英, 龚显龙, 戴君, 隆彬. 2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢在NH4H2PO4溶液中的电化学腐蚀行为研究. 中国腐蚀与防护学报[J], 2022, 42(4): 551-562 DOI:10.11902/1005.4537.2021.176

WANG Tong, MENG Huimin, GE Pengfei, LI Quande, GONG Xiufang, NI Rong, JIANG Ying, GONG Xianlong, DAI Jun, LONG Bin. Electrochemical Corrosion Behavior of 2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V Steel in NH4H2PO4 Solution. Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection[J], 2022, 42(4): 551-562 DOI:10.11902/1005.4537.2021.176

NH4H2PO4作为一种高效的复合肥料和工业原料,市场前景广阔。目前,NH4H2PO4主要是以热法磷酸或湿法磷酸与氨反应制得,其生产过程中会产生大量的低温余热[1,2]。低温余热资源回收利用的途径主要为用作一般加热热源,被热泵回收利用,低温余热发电[3]。随着我国对低温余热发电的大力支持,再加上其自身具有显著的经济效益和社会效益,低温余热发电受到诸多青睐[4]。

低温余热发电技术的核心原理为有机朗肯循环 (ORC),低温余热发电装置主要由循环泵、蒸发器、汽轮机、冷凝器四部分组成[3]。蒸汽在汽轮机中做完功后,其压力和温度不断降低,并在汽轮机转动部件 (如转子) 表面形成较薄的液膜,由于低温余热发电装置中无除氧、除盐等设施,蒸汽中氧气、腐蚀性杂质盐等又会溶于薄液膜中而形成强电解质溶液,诱发转子材料发生腐蚀破坏,给低温余热发电装置的运行带来安全隐患[4]。

目前,关于转子材料的腐蚀研究,更多集中于核电或火力发电汽轮机低压转子材料的腐蚀行为研究[5-12]。Luo等[5-7]利用U型试样研究了核电汽轮机焊接转子25Cr2Ni2MoV焊接接头在180 ℃、3.5% NaCl溶液中的腐蚀行为,研究表明,焊缝区优先产生大量夹杂物诱发的点蚀坑,此外,焊接接头的母材、焊缝、热影响区存在电势差,并诱发电偶腐蚀。欧阳玉清等[8]研究了温度对核电汽轮机焊接转子25Cr2Ni2MoV焊接接头电偶腐蚀的影响,研究表明,随着温度升高,材料电偶腐蚀效应增强。Maeng等[9]通过恒速率拉伸实验研究了高温水中醋酸对火力发电汽轮机低压转子材料3.5NiCrMoV应力腐蚀行为的影响,研究表明,随着醋酸浓度增大,材料的应力腐蚀敏感性增大,此外,高浓度的醋酸也会造成裂纹尖端钝化。与核电或火力发电汽轮机所用的蒸汽不同,利用NH4H2PO4生产行业产生的低温余热资源发电的装置所用蒸汽温度较低、压力较小,造成转子表面更容易形成一层薄液膜。正常情况下,核电或火力发电汽轮机中蒸汽的含氧量限制在5 ×10-3 mg/L以下,而启停机时,从冷凝器进入的氧含量增大,最高氧含量可达20 mg/L,而低温余热发电装置中无除氧设施,造成了其蒸汽中的氧含量远高于核电或火力发电汽轮机所用的蒸汽[13]。低温余热发电装置中也无除盐设施,致使其蒸汽中还含有部分残留的NH4H2PO4,NH4H2PO4易溶于水,形成酸性水溶液。然而,汽轮机转子常见材料在含NH4H2PO4酸性溶液条件下NH4H2PO4溶液浓度等变化对材料腐蚀行为的影响规律及其机理鲜有报道,即NH4H2PO4溶液浓度、溶解氧、温度等腐蚀因素影响的基础研究尚未系统开展。

本文以2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢作为研究对象,研究结果可为利用NH4H2PO4生产行业产生的低温余热资源发电的装置开发及其防护提供理论依据和数据支持。

1 实验方法

实验用材为2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢 (1R钢),主要化学成分 (质量分数,%) 为：C 0.32,Si 0.02,Mn 0.6,S 0.0059,P 0.0015,Cr 2.23,Mo 1.17,Ni 0.95,V 0.22,Al 0.0058,Cu 0.048,As 0.006,Fe余量。1R钢的组织以回火索氏体为主,同时还有少量块状的铁素体组织。

实验用溶液为不同浓度的NH4H2PO4溶液,即纯度为99%的NH4H2PO4药剂与去离子水混合而成的0 (纯去离子水)、1、30、60、90、120 mmol/L NH4H2PO4溶液。

利用线切割的方式将实验用材1R钢加工成所需的试样,失重实验试样规格为50 mm×20 mm×4 mm,XPS试样规格为5 mm×5 mm×2 mm,电化学实验试样规格为10 mm×10 mm×10 mm。试样加工后,认真清洗试样表面的油污和铁锈,电化学实验试样采用环氧树脂对其进行真空冷镶。随后试样表面逐级打磨至2000#水磨砂纸并最终抛光,抛光后,试样在无水乙醇中超声处理5 min,以去除试样表面残留的SiC颗粒,然后用去离子水清洗试样表面,无水乙醇脱除残留水分、冷风吹干,最后放入干燥器中待用,其中失重实验试样在干燥器中静置24 h后称重 (精确至0.1 mg)。去除失重实验试样腐蚀产物的酸洗液由500 mL盐酸 (HCl, ρ=1.19 g/mL)+5 g 1,3-二丁基-2-硫脲+500 mL去离子水配置而成。酸洗液去除腐蚀产物后,用去离子水、无水乙醇清洗试样,冷风快速吹干,在干燥皿中静置24 h后称重 (精确至0.1 mg),并用 公式 (1) 计算材料腐蚀速率[14]。

R=(M-Mt)ST

其中,R均为腐蚀速率,g·m-2·h-1；M和Mt是实验前和酸洗后的质量,g；S是试样表面积,m2；T是实验时间,h。

电化学实验在PARSTAT4000型电化学工作站上进行,三电极体系,1R钢为工作电极,铂片为辅助电极,饱和甘汞电极 (SCE) 为参比电极,测试温度为(25±2) ℃。开始测试前,试样需在0 (纯去离子水)、1、30、60、90、120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h,待试样表面稳定后再进行测试[15]。先测900 s开路电位,开路电位稳定后再进行相应的电化学测试,其中极化扫描在开路电位±0.25 V的范围内进行,扫速为0.1666 mV/s；电化学阻抗谱 (EIS) 测试是在稳定的开路处对工作电极施加一个±5 mV的交流电压扰动下进行的,测试频率范围为105~10-2 Hz,并使用ZSimDemo软件对其数据进行拟合分析。

通过失重法测量1R钢在不同浓度NH4H2PO4溶液中的腐蚀速率,利用LEXT-OLS5000激光共聚焦显微镜 (CLSM) 分析材料表面腐蚀形貌；选取在120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的试样,通过场发射扫描电镜 (FE-SEM,Thermo Fisher APREO) 及其附带的Quantax400能谱仪 (EDS) 分析内外层腐蚀产物形貌及其合金元素分布；在120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的试样表面刮取腐蚀产物粉末,使用X射线衍射仪 (XRD,Bruker D8 Advance) 对其进行物相分析,XRD测试采用Co靶,Kα波长0.15406 nm,管电压40 kV,管电流为40 mA,扫描速度为20°/min,衍射角扫描范围为10°~80°,使用MDI Jade6软件处理数据；选取在30、60、90、120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的试样,用去离子水去除表面疏松的腐蚀产物,通过X射线光电子能谱仪 (XPS,AXIS ULTRADLD) 分析与1R钢基体结合紧固的腐蚀产物组成,XPS测试所用光源为单色Al Kα (hν=1486.6 eV),测试深度约5 nm,收集Fe 2p、Cr 2p、Mo 3d等能谱图,通过C 1s (284.6 eV) 荷电校正后,采用XPS PEAK41软件处理数据。

2 结果与讨论

2.1 腐蚀速率

图1为1R钢在0 (去离子水)、1、30、60、90、120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h的平均腐蚀速率。可见,1R钢在去离子水中的腐蚀速率最小,约为0.017 g·m-2·h-1,在1 mmol/L NH4H2PO4溶液的腐蚀速率约为0.152 g·m-2·h-1,其值比1R钢在去离子水中的腐蚀速率大7.973倍。继续增大NH4H2PO4溶液的浓度,发现1R钢的腐蚀速率也随之增大。1~30、30~60、60~90、90~120 mmol/L NH4H2PO4溶液对应的1R钢的腐蚀速率相对于NH4H2PO4溶液浓度的导数分别约为0.001、0.002、0.003、0.001 L·m-2·h-1 mmol-1,即随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,1R钢的腐蚀速率先快速增大后缓慢增大。

图1

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图1   1R钢在不同浓度NH4H2PO4溶液中浸泡20 h的平均腐蚀速率

Fig.1   Average corrosion rate of the 1R steel immersed in NH4H2PO4 solution at different concentrations for 20 h


2.2 腐蚀形貌及成分分析

图2为1R钢在0 (去离子水)、1、30、60、90、120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的腐蚀形貌,图2中所选区域的三维形貌见图3。可见,1R钢在去离子水和1 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后,钢基体表面均出现点蚀坑 (图2a2和b2),从在这两种溶液中浸泡后的试样表面随机选取2个点蚀坑,用激光共聚焦显微镜获取其三维形貌 (见图4a和b),可见1R钢在去离子水中浸泡后而生成的点蚀坑孔径和孔深分别为72.9和11.1 μm,而1R钢在1 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡后生成的点蚀坑孔径和孔深分别73.5和3.1 μm,可见加入少量的NH4H2PO4,可明显抑制点蚀坑向纵向发展。

图2

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图2   1R钢在不同浓度NH4H2PO4溶液中浸泡20 h的表面腐蚀形貌

Fig.2   Corrosion morphologies before pickling (a1-f1) and corrosion morphologies after pickling (a2-f2) of the 1R steel immersed in 0 mmol/L (a1, a2), 1 mmol/L (b1, b2), 30 mmol/L (c1, c2), 60 mmol/L (d1, d2), 90 mmol/L (e1, e2),120 mmol/L (f1, f2) NH4H2PO4 solution for 20 h


图3

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图3   图2中所选区域的三维形貌

Fig.3   Three-dimensional surface corrosion morphologies of the selected region1 (a), 2 (b), 3 (c), 4 (d), 5 (e) and 6 (f) in Fig.2


图4

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图4   在120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的1R钢试样表面微观形貌

Fig.4   Micro-morphologies of the outer corrosion product film (a) and the inner corrosion product film (b) of the 1R steel immersed in 120 mmol/L NH4H2PO4 solution for 20 h


将1R钢放入1 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h,发现材料表面被部分黄色腐蚀产物覆盖,覆盖度约15% (图2b1)。当NH4H2PO4溶液浓度大于或等于30 mmol/L时,1R钢表面均被黄色的腐蚀产物完全覆盖 (图2c1~f1)。利用激光共聚焦显微镜获取1R钢在30、60、90、120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的表面三维形貌 (图3c~f),可见材料表面的最大高度差分别为26.9、20.1、17.2和15.8 μm,说明随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,材料表面起伏程度逐渐减小。表1为1R钢在30、60、90、120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的表面粗糙度参数,可见表面粗糙度参数随NH4H2PO4溶液浓度的增大而减小,这与上述表面起伏程度分析结果一致。随着表面粗糙度的减小,表面积比参数也在减小,表明材料与腐蚀介质接触的有效面积减小,此结果会抑制材料腐蚀速率增大[16]。

表1   1R钢在30、60、90和120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的表面粗糙度参数

Table 1  Surface roughness and specific surface area of the 1R steel immersed in 30, 60, 90, and 120 mmol/L NH4H2PO4 solution for 20 h

SolutionSurface roughness / μmSpecific surface area
RaRqRz
30 mmol/L1.92.612.23.4
60 mmol/L1.41.910.82.1
90 mmol/L0.81.05.12.0
120 mmol/L0.70.94.71.9

Nate: Ra is the arithmetic mean deviation of the surface profile. Rq is the root mean square of the height of each point in the surface profile. Rz is the maximum height of the surface profile. Specific surface area is the ratio of real surface area to apparent surface area in the material surface under test

新窗口打开| 下载CSV


1R钢在30~120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后其表面覆盖的黄色的腐蚀产物较为疏松,用镊子轻轻剥落这些黄色的腐蚀产物,便可看到内部黑色的腐蚀产物。利用激光共聚焦显微镜测得剥落区相较于未剥落区的高度,本文将其高度近似等价于材料表面覆盖的腐蚀产物膜厚度,表明1R钢在30、60、90、120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后其表面覆盖的厚度分别为8.7、10.6、14.8和18.6 μm,即随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,1R钢表面覆盖的腐蚀产物逐渐增厚。去除腐蚀产物膜后,在30、60、90、120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的1R钢基体均光滑平整,均未出现局部腐蚀,材料腐蚀特征为均匀腐蚀 (图2c2~f2)。

为验证1R钢在30~120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后其表面形成的腐蚀产物膜为双层结构,本文选取在120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的1R钢试样,其表面微观形貌见图4。可见1R钢试样表面腐蚀产物膜为双层结构,外层膜较为疏松 (图4a),利用胶布将外层腐蚀产物膜轻轻粘除,可观察到内层腐蚀产物膜 (图4b),内层腐蚀产物膜较薄,可看到膜层下方钢基体晶界,但内层膜致密度高于外层膜[17]。

为了进一步分析在120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的1R钢试样表面内外层腐蚀产物膜的差异性,分别对内外层腐蚀产物膜进行EDS分析。由表2中EDS结果可知,外层腐蚀产物膜主要由O、P和Fe构成,Fe/P/O原子比为1.03∶1∶5.85,Fe含量为31.37% (质量分数),可推测外层腐蚀产物膜主要为钢基体溶解生成的Fe2+及Fe3+ (溶液中的O将钢基体溶解生成的Fe2+氧化为Fe3+) 与溶液中的阴离子 (如PO43-) 结合而形成的疏松膜层,再结合外层腐蚀产物膜中Fe/P/O原子比为1.03∶1∶5.85,说明该腐蚀产物膜层可能为一个FePO4和Fe3(PO4)2混合的膜层[18]。内层腐蚀产物主要由Fe、Cr、Mo、O和P构成,Fe/Cr/Mo原子比为101.95∶3.24∶1,Fe含量为88.70%,内层腐蚀产物中Fe含量约为外层腐蚀产物膜中Fe含量的2.83倍；P/O原子比为1∶10.37,可推测内层腐蚀产物膜主要为钢基体与溶液中的O反应而生成的氧化物膜层[17]。

表2   在120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的1R钢试样表面腐蚀产物EDS分析

Table 2  EDS analysis of the corrosion product film on the 1R steel immersed in 120 mmol/L NH4H2PO4 solution for 20 h

FilmOPFeCrMo
Mass fraction / %Atomic fraction / %Mass fraction / %Atomic fraction / %Mass fraction / %Atomic fraction / %Mass fraction / %Atomic fraction / %Mass fraction / %Atomic fraction / %
Outer corrosion film51.2274.1216.9312.6631.3713.010.480.21------
Inner corrosion film6.0418.261.131.7688.7076.782.632.451.500.75

新窗口打开| 下载CSV


为证实上述猜想,本文对在120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的1R钢表面生成的腐蚀产物进行XRD分析 (图5)。由图可知,有明显的Fe3(PO4)2·8H2O衍射峰,该结果表明,腐蚀产物的主要成分有Fe3(PO4)2,反应过程中,钢基体溶解生成的Fe2+与NH4H2PO4分解而成的PO43-结合并沉积在钢基体上[18]。腐蚀产物的XRD图谱也显现出FePO4、Fe3O4衍射峰,结果表明,钢基体溶解生成的Fe2+被溶液中的溶解氧氧化为Fe3+,该Fe3+与NH4H2PO4分解而成的PO43-结合并沉积在钢基体上,另外,钢基体与溶液中的O反应而生成FePO4。结合图4,5和表2可知,1R钢在120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后形成的腐蚀产物膜为双层结构,外层腐蚀产物膜主要由Fe3(PO4)2、FePO4构成,内层腐蚀产物膜主要由Fe3O4构成,这与龙晋明等[19]的研究结果相似。

图5

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图5   在120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后的1R钢试样表面腐蚀产物的XRD谱

Fig.5   XRD patterns of the corrosion product on the 1R steel immersed in 120 mmol/L NH4H2PO4 solution for 20 h


2.3 XPS测试

通过上述分析,表明1R钢在30~120 mmol/L溶液中浸泡20 h后形成的腐蚀产物膜为双层结构,外层产物膜较疏松,且易脱落,而内层腐蚀产物膜附着力较强,因此本文用去离子水去除表面外层疏松的腐蚀产物,保留与基体结合紧固的内层腐蚀产物,并研究其相组成及其相对含量。

1R钢在30~120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后形成的内层腐蚀产物膜中Fe 2p3/2、Cr 2p3/2、Mo 3d的XPS图谱如图6所示。通过NIST的原子谱数据库和相关文献对图谱进行分峰拟合,主要组成物质的结合能分别为：Fe 2p3/2 Fe3O4/711.4 eV；Fe(OH)3/713.9 eV；Fe3(PO4)2/710.1 eV；FePO4/712.8 eV,Cr2p3/2 CrO3/578.3 eV；Cr(OH)3/577.1 eV,Mo 3d5/2 Mo6+/232.5 eV及Mo 3d3/2 Mo6+/235.8 eV。表3为XPS图谱拟合出的峰面积及各峰的面积比[18-22]。可见内层腐蚀产物膜主要由Fe的氧化物、磷化物、氢氧化物,Cr的氧化物和氢氧化物及Mo6+的相应化合物组成。将NH4H2PO4溶液浓度由30 mmol/L提高到120 mmol/L,虽然溶液浓度增大了3倍,但是Fe3(PO4)2的峰面积比仅由16.8%增至25.7%,FePO4的峰面积比由20.9%减至16.3%,Fe(OH)3的峰面积比由15.6%减至10.1%,Fe3O4的峰面积比基本没变,变化的原因是随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,溶液pH变小,从而抑制Fe2+氧化[23]。实验表明30~120 mmol/L NH4H2PO4溶液中pH在4.1至4.9之间,接近FePO4沉淀产生的最佳pH (3~5),随着Fe3+减少,FePO4的含量便会出现减少的趋势,水解而得的Fe(OH)3也会出现减少的趋势[24,25]。将溶液浓度由30 mmol/L提高到120 mmol/L,腐蚀产物膜中CrO3的峰面积比由31.2%增至61.4%,这或许是因为pH增大会促进稳定的Cr的氧化物生成[26]。

图6

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图6   1R钢在不同浓度NH4H2PO4溶液中形成的内层腐蚀产物膜中Fe 2p3/2,Cr2p3/2和Mo 3d XPS图谱

Fig.6   Fe 2p3/2 (a-d), Cr2p3/2 (e-h) and Mo 3d (i-l) XPS spectra of the inner corrosion product film on the 1R steel immersed in 30 mmol/L (a, e, j), 60 mmol/L (b, f, i), 90 mmol/L (c, g, k), 120 mmol/L (d, h, l) NH4H2PO4 solution for 20 h


表3   内层腐蚀产物膜中Fe 2p3/2、Cr 2p3/2、Mo 3d的XPS图谱拟合出的峰面积及其所占的比重

Table 3  XPS spectra peak aera and its related percentage for Fe, Cr, Mo related compounds in the inner corrosion product film

ProductPeak areas (Percentage of peak area / %)
30 mmo/L60 mmo/L90 mmo/L120 mmo/L
Fe3O43954.9 (46.7)8587.6 (50.4)8173.8 (48.6)8268.6 (48.0)
Fe(OH)31326.4 (15.6)2443.3 (14.3)2400.9 (14.3)1733.0 (10.1)
Fe3(PO4)21421.0 (16.8)2676.1 (15.7)3365.0 (20.0)4425.7 (25.7)
FePO41770.4 (20.9)3347.0 (19.6)2884.4 (17.1)2801.7 (16.3)
CrO31288.6 (61.4)3148.7 (45.5)3547.3 (41.4)2642.8 (31.2)
Cr(OH)3811.4 (38.6)3765.1 (54.5)5016.2 (58.6)5815.3 (68.8)
Mo6+ 3d5/2474.7 (60)2610.9 (60)4025.0 (60)4499.5 (61.8)
Mo6+ 3d3/2316.5 (40)1740.6 (40)2683.3 (40)2778.2 (38.2)

新窗口打开| 下载CSV


为了进一步分析1R钢在30~120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后表面形成的内层腐蚀产物膜的差异性,本文利用 公式 (2) 计算不同浓度NH4H2PO4溶液对应的内层腐蚀产物膜中Fe、Cr、Mo之间原子分数 (Cx )[28]。其计算结果见表4。

表4   内层腐蚀产物膜中主要元素含量

Table 4  Atom percent of the main elements in the inner corrosion product film

SolutionCFe / %CCr / %CMo / %
30 mmol/L73.722.24.1
60 mmol/L60.830.09.2
90 mmol/L53.933.412.7
120 mmol/L54.032.413.6

新窗口打开| 下载CSV


Cx=(Ix/Sx)/(∑Ix/Sx)

其中,Ix 是各元素的峰强度,可用其对应的峰面积表示,Sx 为各元素的灵敏度因子,Fe 2p、Cr 2p、Mo 3d对应的灵敏度因子分别为2.957、2.427、3.321。从表5中可以看出,Fe对应的化合物为内层腐蚀产物膜中最主要的物质,随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,内层腐蚀产物膜中Fe含量呈下降趋势,而Cr、Mo含量却呈递增趋势。这是因为随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,溶液pH变小,电导率增大,内层腐蚀产物膜中Fe、Cr、Mo对应的化合物发生选择性溶解,稳定性较差的Fe的氧化物、氢氧化物、磷化物溶解速度较快,而Cr的氧化物和氢氧化物及高价态Mo6+相应的化合物由于耐蚀性较好,溶解缓慢而出现一定的富集,从而造成内层腐蚀产物膜中Fe含量减少,而Cr、Mo含量增多的结果[27-30]。

表5   1R钢在不同浓度NH4H2PO4溶液中的电化学阻抗谱参数

Table 5  Electrochemical impedance spectroscopy parameters of 1R steel immersed in NH4H2PO4 solution at different concentrations for 20 h

SolutionRs / Ω·cm2QfRf / Ω·cm2RL / Ω·cm2L / HQdlRct / Ω·cm2
Y0 / Ω-1·cm-2·S nnY0 / Ω-1·cm-2·S nn
0 mmol/L7.58 ×104---------------6.76 ×10-50.816.33 ×104
1 mmol/L5816---------------2.16 ×10-40.629977
30 mmol/L297.61.95 ×10-30.97203255.926475.87 ×10-40.77480.4
60 mmol/L1433.03 ×10-30.97114.342.3751.49.64 ×10-40.76331.8
90 mmol/L1033.09 ×10-30.9577.540.03257.71.02 ×10-30.76266.9
120 mmol/L80.763.37 ×10-30.9757.470.01180.41.09 ×10-30.76243.4

新窗口打开| 下载CSV


2.4 开路电位

1R钢在不同浓度NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后测得的稳定开路电位,pH值和电导率如图7所示。由图7a可知,1R钢的开路电位随NH4H2PO4溶液浓度的增大先负移后基本不变,值得注意的是,1R钢在30~120 mmol/L NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后测得的开路电位极为相近 (图7a)。实验发现当溶液由去离子水变成30 mmol/L NH4H2PO4溶液时,溶液pH由6降到4.9,溶液电导率由0.6 μS/cm增到2695 μS/cm,电导率增大了约4491倍 (图7b),随着溶液pH快速下降,电导率快速上升,而此时1R钢表面尚未形成致密的腐蚀产物膜,所以在此浓度范围内,1R钢的腐蚀倾向性随NH4H2PO4溶液浓度的增大而增大,开路电位负移[32]；将NH4H2PO4溶液浓度由30 mmol/L增大到120 mmol/L,溶液pH由4.9降到4.1,溶液电导率由2695 μS/cm增到8995 μS/cm电导率仅增大了约2.3倍；随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,试样表面腐蚀产物形成也会加快,试样表面覆盖腐蚀产物逐渐增厚；内层腐蚀产物膜中Cr、Mo出现一定程度的富集 (表5),一定程度抑制1R钢腐蚀,促进腐蚀因素与抑制腐蚀因素共同作用,最终造成了1R钢的腐蚀倾向性基本不变的结果,故开路电位极为相近[30-33]。

图7

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图7   1R钢在不同浓度NH4H2PO4溶液中的开路电位及不同浓度NH4H2PO4溶液的pH和电导率

Fig.7   Open circuit potentials (a) of the 1R steel immersed in NH4H2PO4 solution at different concentrations for 20 h and the pH, electrical conductivity (b) of the test solution


2.5 极化曲线

图8为1R钢在不同浓度NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后从阴极向阳极方向进行扫描测试的Tafel曲线及其相应的自腐蚀电位和自腐蚀电流密度。由图可见,自腐蚀电位随NH4H2PO4溶液浓度的增大先负移后基本不变,其变化规律与上文开路电位分析结果一致。自腐蚀电位只是反映材料腐蚀的倾向,并不能说明材料腐蚀速率的大小,自腐蚀电流密度却与材料腐蚀速率大小相关,一般材料自腐蚀电流密度越大,材料腐蚀越快[34,35]。从图8b中可获知1R钢的自腐蚀电流密度随NH4H2PO4溶液浓度的增大而增大,所以1R钢的腐蚀速率随NH4H2PO4溶液浓度的增大而增大。

图8

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图8   不同浓度NH4H2PO4溶液下1R钢的极化曲线、自腐蚀电位和自腐蚀电流密度

Fig.8   Polarization curves (a) and electrochemical parameters (b) of the 1R steel immersed in NH4H2PO4 solution at different concentrations for 20 h


2.6 电化学阻抗谱

图9为1R钢在不同浓度NH4H2PO4溶液中浸泡20 h后测得的电化学阻抗谱。从Nyquist图可知,当NH4H2PO4溶液浓度为0~1 mmol/L时,电化学阻抗谱均有两个容抗弧,相应的,在Bode图 (图9a4) 上有两个时间常数,而高频部分的容抗弧只有在低电导率溶液中才会出现,一旦溶液电导率增大到一定程度,高频部分的容抗弧便消失不见 (图9a2),由高频部分的容抗弧拟合出来的电阻的倒数与溶液电导率呈线性关系[38]。随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,1R钢试样表面腐蚀产物增多,电化学阻抗谱表现为高频区和低频区各出现一个容抗弧 (图9a2),其中高频容抗弧与腐蚀产物膜的膜层电容及膜层电阻有关,而低频容抗弧与双电层电容及电荷转移电阻有关,此外,低频区也出现了感抗弧,相应的,在Bode图 (图9a4) 上还有一个低频区的时间常数[17]。

图9

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图9   不同浓度NH4H2PO4溶液下1R钢的电化学阻抗谱

Fig.9   Nyquist plots (a, b) and Bode plots (c, d) of the 1R steel immersed in NH4H2PO4 solution at different concentrations for 20 h


结合图2和4,给出了图10所示的等效电路[37,39],拟合结果如表5所示。图10a为1R钢在0~1 mmol/L NH4H2PO4溶液中腐蚀的等效模型,此时1R钢表面的腐蚀产物较少,其中,Rs为溶液电阻,Qdl为双电层电容,Rct为电荷转移电阻；图10b为腐蚀产物完全覆盖在1R钢表面时的等效电路模型,其中,Rs为溶液电阻,Qf为腐蚀产物膜的膜层电容,Rf为膜层电阻,RL和L为感抗元件,感抗一般出现在腐蚀前期和后期,即尚未生成完整的保护膜层及后期部分膜层脱落时,通常,在局部电极表面出现腐蚀中间产物,Qdl为双电层电容,Rct为电荷转移电阻。其中,常相位角元件 Q的阻抗值可用 公式 (3) 计算[26]。

图10

新窗口打开| 下载原图ZIP| 生成PPT

图10   不同浓度NH4H2PO4溶液下1R钢的等效电路

Fig.10   Equivalent circuits of the 1R steel immersed in 0-1 mmol/L (a) and 30-120 mmol/L (b) NH4H2PO4 solution for 20 h


ZQ=(jω)-n/Y0

其中,ZQ为常相位角Q的阻抗值,Y0为导纳模量,w为角频率,j为虚数单位,n为弥散指数。

从表5中可知,去离子水的溶液电阻最大,其值为7.58 ×104 Ω·cm2,而上文中测得的去离子水的电导率为0.6 μS/cm,转换为电阻率约为1.67 ×106 Ω·cm,造成电化学工作站测出来的溶液电阻偏小的原因是盐桥中的KCl,钢基体溶解生成的Fe2+等进入去离子水中,从而提高了溶液的导电性。将1、30、60、90、120 mmol/L NH4H2PO4溶液的导电率转换为电阻率,其值分别为8961.9、371.1、199.5、139.4、111.2 Ω·cm,与电化学工作站测出来的溶液电阻值相近。此外,膜层电阻Rf、电荷转移电阻Rct、感抗电阻RL均随NH4H2PO4溶液浓度的增大而减小,而且电荷转移电阻Rct随NH4H2PO4溶液浓度的变化趋势与上文腐蚀速率分析结果一致。

1R钢试样的电极反应为：

阳极： Fe-2e-→Fe2+
阴极： O2+2H2O+4e-→4OH-

其中,阳极反应为金属基体中铁的溶解,而阴极反应为氧的去极化反应,部分Fe2+也会被溶液中的溶解氧氧化为Fe3+,随着腐蚀过程的进行,H+、Fe2+、Fe3+、NH4+等向阴极区方向移动,而OH-、H2PO4-、HPO42-、PO43-等向阳极区方向移动,并在活化阳极区附近形成较为稳定的Fe(OH)3、FePO4、Fe3(PO4)2腐蚀产物[17,18]。

3Fe2++2PO43-→Fe3(PO4)2
Fe3++PO43-→FePO4
Fe3++3OH-→Fe(OH)3
Fe2++2OH-→Fe(OH)2
4Fe(OH)2+O2+2H2O→4Fe(OH)3

随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,1R钢试样表面形成的腐蚀产物膜覆盖程度及致密程度均有所提高,内层腐蚀产物膜中Cr、Mo出现一定程度的富集,抑制了1R钢腐蚀,但在所研究的浓度范围内,溶液pH下降、电导率增大、材料表面形成的锈层疏松等促进材料腐蚀的因素处于主导地位,所以1R钢的腐蚀速率随NH4H2PO4溶液浓度的增大而增大,不过随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,抑制材料腐蚀的因素逐渐增强,从而造成1R钢的腐蚀速率随NH4H2PO4溶液浓度的增大先快速增大后缓慢增大的结果。这与上文腐蚀速率分析、形貌观察结果一致。

3 结论

(1) 2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢在去离子水中浸泡20 h后的平均腐蚀速率约为0.017 g·m-2·h-1,在1 mmol/L NH4H2PO4溶液中的腐蚀速率便增大7.973倍。1~30、30~60、60~90、90~120 mmol/L NH4H2PO4溶液对应的2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢的腐蚀速率相对于NH4H2PO4溶液浓度的导数分别约为0.001、0.002、0.003、0.001 L·g·m-2·h-1 mmol-1,即随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢的腐蚀速率先快速增大后缓慢增大

(2) 2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢仅在低浓度NH4H2PO4溶液中萌发点蚀,溶液浓度大于或等于30 mmol/L后,材料腐蚀形态表现为均匀腐蚀。2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢表面腐蚀产物膜为双层结构,外层腐蚀产物膜疏松,且易脱落,主要由Fe3(PO4)2、FePO4组成,而内层腐蚀产物膜附着力较强,主要由Fe3O4构成。随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,外层腐蚀产物膜覆盖程度及致密程度均有所提高,内层腐蚀产物膜中Cr、Mo出现一定程度的富集,抑制了2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢的腐蚀。

(3) 在0~120 mmol/L NH4H2PO4溶液中,随着NH4H2PO4溶液浓度的增大,2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢的稳定开路电位和自腐蚀电位均先负移后基本不变,而自腐蚀电流密度逐渐增大、电荷转移传递电阻逐渐减小,即2Cr-1Ni-1.2Mo-0.2V钢的腐蚀速率随NH4H2PO4溶液浓度的增大而增大。

参考文献

Zhou G Y, Chen S G, Pu Q C.

Technical status of industrial grade monoammonium phosphate production by WPA purification method and industrial application of its key technology

[J]. Phosphate Compd. Fert., 2015, 30(3): 31

[本文引用: 1]

周贵云, 陈仕刚, 蒲秋岑.

湿法磷酸净化生产工业级磷酸一铵的技术现状及关键技术的工业应用

[J]. 磷肥与复肥, 2015, 30(3): 31

[本文引用: 1]

Lian H K, Li Y, Shu G Y Z, et al.

An overview of domestic technologies for waste heat utilization

[J]. Energy Conserv. Technol., 2011, 29: 123

[本文引用: 1]

连红奎, 李艳, 束光阳子 等.

我国工业余热回收利用技术综述

[J]. 节能技术, 2011, 29: 123

[本文引用: 1]

Chu X L, Zhu D S.

Comprehensive utilization of low temperature waste heat resources in chemical industry

[J]. Mod. Chem. Res., 2020, (15): 100

[本文引用: 2]

褚秀玲, 朱德颂.

综合利用化工行业低温余热资源

[J]. 当代化工研究, 2020, (15): 100

[本文引用: 2]

Chang H Q, Zhang Y.

Application and problem analysis of industrial waste heat power generation system

[J]. Energy Conserv., 2015, 34(9): 44

[本文引用: 2]

常海青, 张燕.

工业余热发电系统的应用及问题分析

[J]. 节能, 2015, 34(9): 44

[本文引用: 2]

Luo L H, Huang Y H, Xuan F Z.

Pitting corrosion and stress corrosion cracking around heat affected zone in welded joint of CrNiMoV Rotor steel in Chloridized high temperature water

[J]. Procedia Eng., 2015, 130: 1190

DOI      URL     [本文引用: 2]

Luo L H, Huang Y H, Weng S, et al.

Mechanism-related modelling of pit evaluation in the CrNiMoV steel in simulated environment of low pressure nuclear steam turbine

[J]. Mater. Des., 2016, 105: 240

DOI      URL    

Luo L H, Huang Y H, Xuan F Z.

Deflection behaviour of corrosion crack growth in the heat affected zone of CrNiMoV steel welded joint

[J]. Corros. Sci., 2017, 121: 11

DOI      URL     [本文引用: 1]

Ouyang Y Q, Huang Y H, Weng S, et al.

Galvanic corrosion behavior of nuclear steam turbine welded joint in chloride environment

[J]. Trans. China Weld. Inst., 2019, 40(6): 153

[本文引用: 1]

欧阳玉清, 黄毓晖, 翁硕 等.

核电汽轮机焊接转子接头在氯离子环境中的电偶腐蚀行为

[J]. 焊接学报, 2019, 40(6): 153

[本文引用: 1]

Maeng W Y, Macdonald D D.

The effect of acetic acid on the stress corrosion cracking of 3.5NiCrMoV turbine steels in high temperature water

[J]. Corros. Sci., 2008, 50: 2239

DOI      URL     [本文引用: 1]

Turnbull A, Zhou S.

Pit to crack transition in stress corrosion cracking of a steam turbine disc steel

[J]. Corros. Sci., 2004, 46: 1239

DOI      URL    

Turnbull A, Zhou S, Lukaszewicz M.

Environmentally assisted small crack growth

[J]. Procedia Mater. Sci., 2014, 3: 204

DOI      URL    

Weng S.

Study on the effect of mechanical loadings on galvanic corrosion behavior of the welded joints in the nuclear steam turbine

[D]. Shanghai: East China University of Science and Technology, 2018

[本文引用: 1]

翁硕.

外力对核电汽轮机焊接转子接头电偶腐蚀行为影响的研究

[D]. 上海: 华东理工大学, 2018

[本文引用: 1]

Rosario D A, Viswanathan R, Wells C H, et al.

Stress corrosion cracking of steam turbine rotors

[J]. Corrosion, 1998, 54: 531

DOI      URL     [本文引用: 1]

Zhang F B, Li R, Pan X X, et al.

Behaviors of corrosion and inhibition of X70 steel in (NH4)2CO3 solutions

[J]. Corrros. Prot., 2005, 26(9): 375

[本文引用: 1]

张付宝, 李容, 潘献晓 等.

X70钢在 (NH4)2CO3溶液中的腐蚀及缓蚀行为

[J]. 腐蚀与防护, 2005, 26(9): 375

[本文引用: 1]

Zhang E Y, Chen Y G, Tang Y B, et al.

Corrosion inhibition behavior of LaFe11.6Si1.4 alloy in water solution

[J]. Rare Met. Mater. Eng., 2010, 39: 1627

[本文引用: 1]

张恩耀, 陈云贵, 唐永柏 等.

LaFe11.6Si1.4合金在水溶液中的缓蚀

[J]. 稀有金属材料与工程, 2010, 39: 1627

[本文引用: 1]

Hao Y W, Deng B, Zhong C, et al.

Effect of surface mechanical attrition treatment on corrosion behavior of 316 stainless steel

[J]. J. Iron Steel Res. Int., 2009, 16: 68

[本文引用: 1]

Lu S L.

The formation and impacting mechanism of corrosion product film of low chromium alloy steel in CO2/H2S environment

[D]. Beijing: University of Science & Technology Beijing, 2018

[本文引用: 4]

卢宋乐.

含Cr低合金钢CO2/H2S环境腐蚀产物膜形成及作用机理研究

[D]. 北京: 北京科技大学, 2018

[本文引用: 4]

Li T.

Enhanced phosphate removal efficiency by using ferrous iron and its mechanism

[D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2015

[本文引用: 4]

李婷.

亚铁强化去除水中磷酸盐的作用机制与效能

[D]. 哈尔滨: 哈尔滨工业大学, 2015

[本文引用: 4]

Long J M, Fan A M.

XPS analysis of stainless steel surface in H3PO4/H2SO4 system

[J]. Mater. Prot., 1994, 27(8): 24

[本文引用: 1]

龙晋明, 樊爱民.

H3PO4/H2SO4体系中不锈钢表面膜的XPS分析

[J]. 材料保护, 1994, 27(8): 24

[本文引用: 1]

Li Q D, Ran D, Zhai F Q, et al.

Effect of CO3 2- on the electrochemical behaviour of 14Cr12Ni3Mo2VN stainless steel in a sodium chloride solution

[J]. Int. J. Electrochem. Sci., 2020, 15: 2973

Grosvenor A P, Kobe B A, Biesinger M C, et al.

Investigation of multiplet splitting of Fe 2p XPS spectra and bonding in iron compounds

[J]. Surf. Interface Anal., 2004, 36: 1564

DOI      URL    

Luo H, Dong C F, Xiao K, et al.

Characterization of passive film on 2205 duplex stainless steel in sodium thiosulphate solution

[J]. Appl. Surf. Sci., 2011, 258: 631

DOI      URL     [本文引用: 1]

Singer P C, Stumm W.

Acidic mine drainage: the rate-determining step

[J]. Science, 1970, 167: 1121

PMID      [本文引用: 1]

The rate-determining step in the oxidation of iron pyrite and the formation of acidity in streams associated with coal and copper mines is the oxidation of ferrous iron. Effective pollution abatement necessitates control ling this reaction.

Thistleton J, Berry T A, Pearce P, et al.

Mechanisms of chemical phosphorus removal II: iron (III) salts

[J]. Process Saf. Environ. Prot., 2002, 80: 265

DOI      URL     [本文引用: 1]

De Gregorio C, Caravelli A H, Zaritzky N E.

Performance and biological indicators of a laboratory-scale activated sludge reactor with phosphate simultaneous precipitation as affected by ferric chloride addition

[J]. Chem. Eng. J., 2010, 165: 607

DOI      URL     [本文引用: 1]

Gardin E, Zanna S, Seyeux A, et al.

XPS and TOF-SIMS characterization of the surface oxides on lean duplex stainless steel-global and local approaches

[J]. Corros. Sci., 2019, 155: 121

DOI      [本文引用: 2]

This work reports an innovative methodology based on the coupling of XPS and ToF-SIMS in order to study the surface oxide layer formed on austenite and ferrite phases of duplex stainless steels. The native oxide film obtained after mechanical polishing and the passive film obtained after electrochemical passivation in 0.05 MH2SO4 were investigated. Chromium and molybdenum contents were found to be higher in the oxide layer formed on ferrite phase. Nickel and nitrogen enrichments were found to be more pronounced under the oxide layer formed on austenite phase. The effect of passivation on the surface oxide layer is discussed.

Ran D, Meng H M, Liu X, et al.

Effect of pH on corrosion behavior of 14Cr12Ni3WMoV stainless steel in chlorine-containing solutions

[J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2021, 41: 51

[本文引用: 1]

冉斗, 孟惠民, 刘星 等.

pH对14Cr12Ni3WMoV不锈钢在含氯溶液中腐蚀行为的影响

[J]. 中国腐蚀与防护学报, 2021, 41: 51

[本文引用: 1]

Li Y Y, Wang Z Z, Guo X P, et al.

Galvanic corrosion between N80 carbon steel and 13Cr stainless steel under supercritical CO2 conditions

[J]. Corros. Sci., 2019, 147: 260

DOI      URL     [本文引用: 1]

Zhang X F, Wang J, Fan H Y, et al.

Erosion-corrosion resistance properties of 316L austenitic stainless steels after low-temperature liquid nitriding

[J]. Appl. Surf. Sci., 2018, 440: 755

DOI      URL    

Ren G Q.

The study on the electrochemical corrosion characteristics of a low-alloy steel

[D]. Xi'an: Xi'an Shiyou University, 2015

[本文引用: 2]

任国琪.

一种低合金钢的电化学腐蚀行为研究

[D]. 西安: 西安石油大学, 2015

[本文引用: 2]

Ye F, Ge P L, Xu Y Y, et al.

Effect of PH value on the stability of corrosion product film in H2S/CO2 environment

[J]. Mater. Prot., 2020, 53(7): 55

叶帆, 葛鹏莉, 许艳艳 等.

H2S/CO2环境中pH值对腐蚀产物膜以及腐蚀速率的影响

[J]. 材料保护, 2020, 53(7): 55

Li X, Chen X, Song W Q, et al.

Effect of pH value on microbial corrosion behavior of X70 steel in a sea mud extract simulated solution

[J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2018, 38: 565

[本文引用: 1]

李鑫, 陈旭, 宋武琦 等.

pH值对X70钢在海泥模拟溶液中微生物腐蚀行为的影响

[J]. 中国腐蚀与防护学报, 2018, 38: 565

[本文引用: 1]

Liu M, Cheng X Q, Li X G, et al.

Corrosion resistance mechanisms of passive films formed on low alloy rebar steels in liquor of cement extract

[J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2018, 38: 558

[本文引用: 1]

刘明, 程学群, 李晓刚 等.

低合金钢筋在水泥萃取液中钝化膜的耐蚀机理研究

[J]. 中国腐蚀与防护学报, 2018, 38: 558

[本文引用: 1]

Chen W J, Fang L, Pan G, et al.

Corrosion evolution characteristics of Q235B steel in O3/SO2 composite atmosphere

[J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2021, 41: 450

[本文引用: 1]

陈文娟, 方莲, 潘刚 等.

O3/SO2复合大气环境中Q235B钢的腐蚀演化特性

[J]. 中国腐蚀与防护学报, 2021, 41: 450

[本文引用: 1]

He S, Sun Y J, Zhang Z H, et al.

Corrosion behavior of 20# steel in alkanolamine solution mixed with ionic liquid containing saturated CO2

[J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2020, 40: 309

[本文引用: 1]

贺三, 孙银娟, 张志浩 等.

20#钢在含饱和CO2的离子液体醇胺溶液中的腐蚀行为研究

[J]. 中国腐蚀与防护学报, 2020, 40: 309

[本文引用: 1]

Zhou Q H, Zhang J D, Yang C Z.

Investigation on low conductivity solutions by EIS

[J]. North China Electric Power, 2000, (10): 37

周琼花, 张敬东, 杨昌柱.

低电导率溶液的EIS谱研究

[J]. 华北电力技术, 2000, (10): 37

Xu Z X, Zhou H R, Yao W.

Corrosion behavior of automotive cold rolled steels DC06 and DP600 in NaHSO3 solution

[J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2017, 37: 155

[本文引用: 1]

徐致孝, 周和荣, 姚望.

汽车冷轧钢DC06和DP600在NaHSO3溶液中的腐蚀行为

[J]. 中国腐蚀与防护学报, 2017, 37: 155

[本文引用: 1]

Liu W, Lu S L, Zhang P, et al.

Effect of silty sand with different sizes on corrosion behavior of 3Cr steel in CO2 aqueous environment

[J]. Appl. Surf. Sci., 2016, 379: 163

DOI      URL     [本文引用: 1]

/

〈 〉


版权所有 © 2017 《中国腐蚀与防护学报》编辑部　
地址: 沈阳市文化路72号, 中国科学院金属研究所(110016)
电话: +86-024-23971318，024-23971819　E-mail: jcscp@imr.ac.cn
本系统由北京玛格泰克科技发展有限公司设计开发 技术支持：support@magtech.com.cn