Corrosion-erosion mechanism and research prospect of bare materials and protective coatings for power generation boiler
2
2022
... 能源电力行业是关乎国民经济发展的重要支柱行业，虽然近年来我国大力发展非化石能源，加速能源清洁低碳转型[1 ] ，但我国的资源和能源结构特点决定了燃煤火力发电在未来很长一段时间内仍将在我国电力结构中占据较大的比重(约超过70%)[2 ] ，而燃煤发电会产生大规模的CO2 排放.因此，火电行业要实现“碳达峰-碳中和”的目标面临巨大挑战. ...
... (1) SO2 与金属反应，导致后者发生硫化-氧化，加速金属的高温腐蚀，反应如式(3 )~(5 )所示[1 ] ： ...
发电锅炉材料与防护涂层的磨蚀机制与研究展望
2
2022
... 能源电力行业是关乎国民经济发展的重要支柱行业，虽然近年来我国大力发展非化石能源，加速能源清洁低碳转型[1 ] ，但我国的资源和能源结构特点决定了燃煤火力发电在未来很长一段时间内仍将在我国电力结构中占据较大的比重(约超过70%)[2 ] ，而燃煤发电会产生大规模的CO2 排放.因此，火电行业要实现“碳达峰-碳中和”的目标面临巨大挑战. ...
... (1) SO2 与金属反应，导致后者发生硫化-氧化，加速金属的高温腐蚀，反应如式(3 )~(5 )所示[1 ] ： ...
Research progress of a novel martensitic heat-resistant steel G115
1
2022
... 能源电力行业是关乎国民经济发展的重要支柱行业，虽然近年来我国大力发展非化石能源，加速能源清洁低碳转型[1 ] ，但我国的资源和能源结构特点决定了燃煤火力发电在未来很长一段时间内仍将在我国电力结构中占据较大的比重(约超过70%)[2 ] ，而燃煤发电会产生大规模的CO2 排放.因此，火电行业要实现“碳达峰-碳中和”的目标面临巨大挑战. ...
新一代马氏体耐热钢G115的研究进展
1
2022
... 能源电力行业是关乎国民经济发展的重要支柱行业，虽然近年来我国大力发展非化石能源，加速能源清洁低碳转型[1 ] ，但我国的资源和能源结构特点决定了燃煤火力发电在未来很长一段时间内仍将在我国电力结构中占据较大的比重(约超过70%)[2 ] ，而燃煤发电会产生大规模的CO2 排放.因此，火电行业要实现“碳达峰-碳中和”的目标面临巨大挑战. ...
Oxyfuel combustion for CO2 capture in power plants
1
2015
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
Fundamental and technical challenges for a compatible design scheme of oxyfuel combustion technology
0
2015
Research and development of oxy-fuel combustion for coal-fired boiler in China
1
2020
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
国内燃煤锅炉富氧燃烧技术进展
1
2020
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
Influence of novel cycle concepts on the high-temperature corrosion of power plants
3
2008
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
... 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
... 富氧燃烧产生的烟气中含有少量的SO2 (约0.5%，体积分数)[6 ] ，虽然其浓度比CO2 和H2 O(g)低的多，但比空气燃烧产生烟气中的SO2 浓度增大3~4倍[58 ] .SO2 对锅炉受热面合金高温腐蚀的影响主要分为2类. ...
Oxy-fuel combustion technology for coal-fired power generation
1
2005
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
Fireside corrosion of superheaters: Effects of air and oxy-firing of coal and biomass
2
2012
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
Effect of coal ash on the performance of alloys in simulated oxy-fuel environments
3
2014
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
... [9 ]的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
Microscopy of fireside corrosion on superheater materials for oxy-fired pulverised fuel power plants
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2012
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
Impact of the oxy-fuel combustion on the corrosion behavior of advanced austenitic superheater materials
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2011
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
Fireside corrosion in oxy-fuel combustion of coal
1
2013
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
The oxidation behaviour of the 9% Cr steel P92 in CO2 - and H2 O-rich gases relevant to oxyfuel environments
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2010
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
... 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
Corrosion behavior of austenitic stainless steels in oxidizing and reducing gases relevant to oxyfuel power plants
0
2018
Pre-oxidation effect on oxidation behavior of F91 in carbon dioxide at 550o C
0
2018
Effect of cyclic reaction on corrosion behavior of chromium-containing alloys in CO2 gas at 650o C
1
2020
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
Corrosion behavior of austenitic stainless steel with different Cr contents in 700o C coal ash/high sulfur flue-gas environment
1
2022
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
不同Cr含量的奥氏体不锈钢在700℃煤灰/高硫烟气环境中的腐蚀行为
1
2022
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
Systematical innovation of heat resistant materials used for 630-700o C advanced ultra-supercritical (A-USC) fossil fired boilers
0
2020
630~700℃超超临界燃煤电站耐热管及其制造技术进展
0
2020
Future directions in the field of high-temperature corrosion research
1
2017
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
Corrosion of a new nickel base superalloy in coal-fired boiler environments
2
2004
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
新型镍基高温合金在模拟燃煤锅炉环境中的腐蚀
2
2004
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
Latest development of high-temperature metallic materials in 700o C ultra-supercritical units
1
2013
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
700℃超超临界机组高温材料研发的最新进展
1
2013
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
Phenomenological and microstructural analysis of intermediate temperatures creep in a Ni-Fe-based alloy for advanced ultra-supercritical fossil power plants
2
2016
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Effect and role of alloyed yttrium on the fireside corrosion behaviour of Ni-Fe based alloys for 750o C ultra-supercritical boiler applications
2
2018
... 富氧燃烧技术利用高纯度O2 代替空气在锅炉内与煤粉进行燃烧反应，并且将大部分烟气再循环进入锅炉以调节炉膛燃烧[3 ~5 ] .与传统的空气燃烧相比，富氧燃烧最终产生的烟气中CO2 含量显著提高至60% (体积分数)甚至更高[6 ,7 ] ，而且通过适当的分离处理技术，可以较方便地对CO2 进行收集和储存，大幅度减少燃煤电厂的CO2 排放量.因此，富氧燃烧技术被视作最具潜力的燃煤电厂大规模碳减排技术之一.然而，研究[8 ~10 ] 表明，高含CO2 的富氧燃烧烟气具有极强的腐蚀性，会对锅炉换热器和再热器等热量交换部件使用的T/P91、T/P92等铁素体/马氏体耐热钢甚至TP304、TP347等奥氏体不锈钢造成严重的高温腐蚀[11 ~16 ] ，锅炉的安全稳定运行受到严重威胁.此外，提高燃煤发电机组的蒸汽参数，如发展700℃先进超超临界发电技术，也是提高机组发电效率、降低CO2 排放的有效途径之一[17 ~19 ] ，但高蒸汽参数火力发电机组在带来较高系统效率的同时，也对锅炉材料的高温持久强度提出了更高的要求(> 100 MPa、105 h，700~750℃)[20 ,21 ] .因此，对于采用富氧燃烧技术的700℃先进超超临界发电机组，从蠕变强度和高温耐蚀性角度考虑，目前在600℃蒸汽参数锅炉中使用的铁素体/马氏体耐热钢和奥氏体不锈钢已经不能满足要求，必须考虑使用镍基合金[22 ,23 ] . ...
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
1
2006
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
Alloy corrosion by hot CO2 gases
1
2018
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
Corrosion of 9-12Cr ferritic-martensitic steels in high-temperature CO2
1
2016
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
Impact of oxyfuel atmospheres H2 O/CO2 /O2 and H2 O/CO2 on the oxidation of ferritic-martensitic and austenitic steels
2
2011
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
... ,27 ,44 ,57 ~59 ]普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
Effect of alloy composition and exposure conditions on the selective oxidation behavior of ferritic Fe-Cr and Fe-Cr-X alloys
3
2010
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
... 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
Growth of Cr2 O3 blades during alloy scaling in wet CO2 gas
1
2018
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
Effects of Si, Mn, and water vapour on the microstructure of protective scales grown on Fe-20Cr in CO2 gas
1
2018
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
Sulfur effect on corrosion behavior of Fe-20Cr-(Mn, Si) and Fe-20Ni-20Cr-(Mn, Si) in CO2 -H2 O at 650o C
2
2016
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
High-temperature corrosion of chromia-forming Ni-based alloys in CO2 containing impurities
1
2023
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
High temperature oxidation of Ni alloys in CO2 containing impurities
0
2019
Effects of calcium in ash on the corrosion performance of Ni-based alloys in simulated oxy-fuel environment
3
2016
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
... ,34 ]以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
... ,34 ,97 ,98 ]表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
Effect of temperature on hot corrosion of nickel-based alloys for 700o C A-USC power plants
3
2022
... 抗氧化合金是通过在高温下形成一层致密、连续、生长缓慢的氧化膜(如Cr2 O3 、SiO2 或Al2 O3 )来保护合金基体免受腐蚀性介质的侵蚀[24 ] .大量研究[13 ,25 ~28 ] 表明，在空气或O2 中能够热生长Cr2 O3 保护膜的(9%~12%)Cr系耐热钢在富CO2 气氛中发生快速的“失稳”氧化，氧化产物主要由非保护性的铁氧化物组成，氧化速率显著增大，且在氧化膜下方的基体中还形成了大量的碳化物，大量消耗基体中的Cr，使基体发生Cr贫化而无法维持Cr2 O3 膜的稳定生长.此外，有研究[29 ~31 ] 发现，当CO2 气氛中存在H2 O(g)时，它会改变Cr2 O3 膜的形态，在合金表面生长薄片状Cr2 O3 ，破坏Cr2 O3 膜的稳定生长.总之，合金需要更高的Cr含量才能在富CO2 气氛中形成稳定而致密的Cr2 O3 膜.但是，以上这些发现主要是基于各种Fe-Cr抗氧化合金在富CO2 气氛中的高温腐蚀研究获得的，考虑到O和C在Fe和Ni中具有不同的溶解度和扩散速率，这些结论是否适用于Ni-Cr合金尚不明确，急需有针对性地开展相关研究.目前，有限的研究主要关注商用镍基合金在富氧燃烧烟气环境中的高温腐蚀性能评价[8 ,9 ,12 ,32 ~35 ] ，实验环境同时含有CO2 、H2 O(g)、O2 、SO2 甚至盐或煤灰等，商用合金中添加有Al、Co、Mn、Si等多种合金元素，这些都导致研究结论难以为阐明Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的机理提供基础性的参考. ...
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
... ,35 ,101 ].并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
Corrosion behaviour of Ni-Cr alloys in mixed oxidising gases at 650o C
10
2020
... 目前对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的研究主要集中于CO2 对合金热生长Cr2 O3 保护膜行为的影响.为了揭示CO2 不同于O2 或空气的特殊性，图1 [36 ,37 ] 直观地对比了Ni-30Cr (质量分数，%，下同)合金在650℃下Ar + 20O2 和Ar + 20CO2 (体积分数，%，下同)气氛中腐蚀310 h后的截面形貌.从图中可以很明显看出，该合金在O2 中形成了不连续的Cr2 O3 外氧化膜，氧化膜较薄；而在CO2 中则形成了保护性较差的多层氧化膜，氧化膜厚度明显增大.Nguyen等[38 ] 在研究700℃下Ni-30Cr合金在上述2种气氛中的氧化膜结构时，也发现了类似的结果. ...
... [
36 ,
37 ]
Cross-sectional SEM images of Ni-30Cr exposed at 650<sup>o</sup>C for 310 h in Ar + 20O<sub>2</sub> (a)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R36">36</xref>]</sup> and Ar + 20CO<sub>2</sub> (b)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup> atmospheres (volume fraction, %) Fig.1 ![]()
根据金属高温氧化的Wagner[39 ] 理论，Ni-Cr二元合金发生Cr的选择性氧化，即Cr由内氧化转变为外氧化，形成连续的Cr2 O3 外氧化膜所需的临界Cr含量(N C r ( 1 )
... [
36 ] and Ar + 20CO
2 (b)
[37 ] atmospheres (volume fraction, %)
Fig.1 ![]()
根据金属高温氧化的Wagner[39 ] 理论，Ni-Cr二元合金发生Cr的选择性氧化，即Cr由内氧化转变为外氧化，形成连续的Cr2 O3 外氧化膜所需的临界Cr含量(N C r ( 1 )
... 不同于金属发生粉化时气氛中较高的C活度(a C a C [47 ] .并且，由于C的原子半径小，其扩散系数与O和常见的合金元素相比要高出很多，所以金属材料碳化的主要形式为内碳化[48 ] .虽然CO2 气氛的平衡C活度很低，理应不能导致合金碳化，如热力学计算[36 ] 表明，Ar + 20CO2 气氛在800℃处于平衡状态时的a C -14 ，但是研究[36 ,38 ,49 ] 发现，Cr含量大于20% (质量分数)的Ni-Cr合金在上述气氛中暴露后仍发生了轻微的内碳化，沿晶界析出了少量不连续分布的铬碳化物(图2 [37 ] ). ...
... [36 ,38 ,49 ]发现，Cr含量大于20% (质量分数)的Ni-Cr合金在上述气氛中暴露后仍发生了轻微的内碳化，沿晶界析出了少量不连续分布的铬碳化物(图2 [37 ] ). ...
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
... Values of D ˜ C r N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 2 at different temperatures[36 ,37 ,75 ] ...
... 表1 Ni-Cr合金在不同温度下Ar + 20CO2 高温腐蚀时Cr在合金中的扩散系数(D ˜ C r ) 、形成连续的Cr2 O3 外氧化膜所需的临界Cr含量(N C r ( 1 ) ) 和合金维持单一Cr2 O3 膜生长所需Cr含量(N C r ( 2 ) ) 的数值[36 ,37 ,75 ] ...
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Temperature effect on oxidation behavior of Ni-Cr alloys in CO2 gas atmosphere
15
2017
... 目前对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的研究主要集中于CO2 对合金热生长Cr2 O3 保护膜行为的影响.为了揭示CO2 不同于O2 或空气的特殊性，图1 [36 ,37 ] 直观地对比了Ni-30Cr (质量分数，%，下同)合金在650℃下Ar + 20O2 和Ar + 20CO2 (体积分数，%，下同)气氛中腐蚀310 h后的截面形貌.从图中可以很明显看出，该合金在O2 中形成了不连续的Cr2 O3 外氧化膜，氧化膜较薄；而在CO2 中则形成了保护性较差的多层氧化膜，氧化膜厚度明显增大.Nguyen等[38 ] 在研究700℃下Ni-30Cr合金在上述2种气氛中的氧化膜结构时，也发现了类似的结果. ...
... ,
37 ]
Cross-sectional SEM images of Ni-30Cr exposed at 650<sup>o</sup>C for 310 h in Ar + 20O<sub>2</sub> (a)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R36">36</xref>]</sup> and Ar + 20CO<sub>2</sub> (b)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup> atmospheres (volume fraction, %) Fig.1 ![]()
根据金属高温氧化的Wagner[39 ] 理论，Ni-Cr二元合金发生Cr的选择性氧化，即Cr由内氧化转变为外氧化，形成连续的Cr2 O3 外氧化膜所需的临界Cr含量(N C r ( 1 )
... [
37 ] atmospheres (volume fraction, %)
Fig.1 ![]()
根据金属高温氧化的Wagner[39 ] 理论，Ni-Cr二元合金发生Cr的选择性氧化，即Cr由内氧化转变为外氧化，形成连续的Cr2 O3 外氧化膜所需的临界Cr含量(N C r ( 1 )
... 一般来说，N O ( S ) D O D ˜ C r 式(1) 计算所得N C r ( 1 ) [37 ,42 ] .所以，Ni-30Cr合金在O2 和CO2 中呈现不同的Cr2 O3 膜生长行为应该与N C r ( 2 ) 2 气氛增大了Cr2 O3 膜的k p [38 ] ，导致N C r ( 2 ) 2 气氛中氧化时Ni-Cr合金需要更高的Cr含量才能维持单一Cr2 O3 膜的稳定生长. ...
... 不同于金属发生粉化时气氛中较高的C活度(a C a C [47 ] .并且，由于C的原子半径小，其扩散系数与O和常见的合金元素相比要高出很多，所以金属材料碳化的主要形式为内碳化[48 ] .虽然CO2 气氛的平衡C活度很低，理应不能导致合金碳化，如热力学计算[36 ] 表明，Ar + 20CO2 气氛在800℃处于平衡状态时的a C -14 ，但是研究[36 ,38 ,49 ] 发现，Cr含量大于20% (质量分数)的Ni-Cr合金在上述气氛中暴露后仍发生了轻微的内碳化，沿晶界析出了少量不连续分布的铬碳化物(图2 [37 ] ). ...
... [
37 ]
SEM images of carbides precipitated along the grain boundaries in Ni-25Cr (a) and Ni-30Cr (b) exposed at 700<sup>o</sup>C for 500 h in Ar + 20CO<sub>2</sub> atmosphere<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup> Fig.2 ![]()
对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
... [
37 ]
Fig.2 ![]()
对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
... [37 ]，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
... [37 ])，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
... Values of D ˜ C r N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 2 at different temperatures[36 ,37 ,75 ] ...
...
Note: T —temperature,
D ˜ C r —diffusion coefficient of Cr,
N C r ( 1 ) —the critical Cr content corresponding to the transition from internal Cr
2 O
3 precipitation to external Cr
2 O
3 scaling,
N C r ( 2 ) —the critical Cr content required for maintaining exclusive Cr
2 O
3 scale growth
图6 Ni-25Cr合金在不同温度下Ar + 20CO<sub>2</sub>气氛中腐蚀500 h后的截面SEM像<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup> Cross-sectional SEM images of Ni-25Cr alloy exposed at 650<sup>o</sup>C (a), 700<sup>o</sup>C (b), and 800<sup>o</sup>C (c) for 500 h in Ar + 20CO<sub>2</sub><sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup> Fig.6 ![]()
需注意的是，水蒸气对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的影响也随温度而变化，并且这种影响随温度升高而逐渐减弱[75 ,79 ] ，这主要是由于H2 O(g)比O2 等其他大多数含氧气体分子的吸附和分解能力更强，并且这种差异在低温下表现得更明显[110 ~112 ] .但是，目前还比较缺乏关于温度对H2 O(g)这种影响的机理性解释，需要更进一步深入研究.此外，若气氛的SO2 含量固定，温度升高将导致SO3 的分压降低，同时形成硫酸盐所需的SO3 分压也将升高[91 ] ，所以温度的变化也会对Ni-Cr合金在含SO2 气氛中的高温腐蚀产生影响.Huczkowski等[88 ,89 ] 已经报道Inconel 617合金在550和650℃的含SO2 烟气中形成了许多含有硫酸盐/硫化物的瘤状物，而在700℃却形成了Cr2 O3 保护膜，这是由于700℃下Cr2 O3 比Cr的硫酸盐和硫化物的稳定性更高所致. ...
... [
37 ]
Fig.6 ![]()
需注意的是，水蒸气对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的影响也随温度而变化，并且这种影响随温度升高而逐渐减弱[75 ,79 ] ，这主要是由于H2 O(g)比O2 等其他大多数含氧气体分子的吸附和分解能力更强，并且这种差异在低温下表现得更明显[110 ~112 ] .但是，目前还比较缺乏关于温度对H2 O(g)这种影响的机理性解释，需要更进一步深入研究.此外，若气氛的SO2 含量固定，温度升高将导致SO3 的分压降低，同时形成硫酸盐所需的SO3 分压也将升高[91 ] ，所以温度的变化也会对Ni-Cr合金在含SO2 气氛中的高温腐蚀产生影响.Huczkowski等[88 ,89 ] 已经报道Inconel 617合金在550和650℃的含SO2 烟气中形成了许多含有硫酸盐/硫化物的瘤状物，而在700℃却形成了Cr2 O3 保护膜，这是由于700℃下Cr2 O3 比Cr的硫酸盐和硫化物的稳定性更高所致. ...
... 表1 Ni-Cr合金在不同温度下Ar + 20CO2 高温腐蚀时Cr在合金中的扩散系数(D ˜ C r ) 、形成连续的Cr2 O3 外氧化膜所需的临界Cr含量(N C r ( 1 ) ) 和合金维持单一Cr2 O3 膜生长所需Cr含量(N C r ( 2 ) ) 的数值[36 ,37 ,75 ] ...
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Oxidation behavior of Ni-Cr alloys in CO2 at 700o C
3
2017
... 目前对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的研究主要集中于CO2 对合金热生长Cr2 O3 保护膜行为的影响.为了揭示CO2 不同于O2 或空气的特殊性，图1 [36 ,37 ] 直观地对比了Ni-30Cr (质量分数，%，下同)合金在650℃下Ar + 20O2 和Ar + 20CO2 (体积分数，%，下同)气氛中腐蚀310 h后的截面形貌.从图中可以很明显看出，该合金在O2 中形成了不连续的Cr2 O3 外氧化膜，氧化膜较薄；而在CO2 中则形成了保护性较差的多层氧化膜，氧化膜厚度明显增大.Nguyen等[38 ] 在研究700℃下Ni-30Cr合金在上述2种气氛中的氧化膜结构时，也发现了类似的结果. ...
... 一般来说，N O ( S ) D O D ˜ C r 式(1) 计算所得N C r ( 1 ) [37 ,42 ] .所以，Ni-30Cr合金在O2 和CO2 中呈现不同的Cr2 O3 膜生长行为应该与N C r ( 2 ) 2 气氛增大了Cr2 O3 膜的k p [38 ] ，导致N C r ( 2 ) 2 气氛中氧化时Ni-Cr合金需要更高的Cr含量才能维持单一Cr2 O3 膜的稳定生长. ...
... 不同于金属发生粉化时气氛中较高的C活度(a C a C [47 ] .并且，由于C的原子半径小，其扩散系数与O和常见的合金元素相比要高出很多，所以金属材料碳化的主要形式为内碳化[48 ] .虽然CO2 气氛的平衡C活度很低，理应不能导致合金碳化，如热力学计算[36 ] 表明，Ar + 20CO2 气氛在800℃处于平衡状态时的a C -14 ，但是研究[36 ,38 ,49 ] 发现，Cr含量大于20% (质量分数)的Ni-Cr合金在上述气氛中暴露后仍发生了轻微的内碳化，沿晶界析出了少量不连续分布的铬碳化物(图2 [37 ] ). ...
Reaktionstypen bei der oxydation von legierungen
2
1959
... 根据金属高温氧化的Wagner[39 ] 理论，Ni-Cr二元合金发生Cr的选择性氧化，即Cr由内氧化转变为外氧化，形成连续的Cr2 O3 外氧化膜所需的临界Cr含量(N C r ( 1 )
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
The transition from internal to external oxidation and the formation of interruption bands in silver-indium alloys
1
1961
... 式中，g 为内氧化向外氧化转变时的氧化物临界体积分数，通常为0.3[40 ] ；v 为C r O 1.5 N O ( S ) V m V C r O 1.5 2 O3 的摩尔体积，D O D ˜ C r
Theoretical analysis of the diffusion processes determining the oxidation rate of alloys
2
1952
... 同时，Cr2 O3 外氧化膜一旦在合金表面形成后，为了维持其长期稳定生长，从合金基体内部扩散到达氧化膜-合金界面的Cr通量必须大于氧化膜生长所需的Cr通量.为满足这个条件，合金中的Cr含量必须达到第二个临界值[41 ] ： ...
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
Water vapour effects on corrosion of Ni-Cr alloys in CO2 gas at 650o C
5
2018
... 一般来说，N O ( S ) D O D ˜ C r 式(1) 计算所得N C r ( 1 ) [37 ,42 ] .所以，Ni-30Cr合金在O2 和CO2 中呈现不同的Cr2 O3 膜生长行为应该与N C r ( 2 ) 2 气氛增大了Cr2 O3 膜的k p [38 ] ，导致N C r ( 2 ) 2 气氛中氧化时Ni-Cr合金需要更高的Cr含量才能维持单一Cr2 O3 膜的稳定生长. ...
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
... [42 ]所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
... [
42 ]
Cross-sectional SEM images of Ni-15Cr alloy exposed at 650<sup>o</sup>C for 310 h in Ar + 20CO<sub>2</sub> (a) and Ar + 20CO<sub>2</sub> + 20H<sub>2</sub>O(b), and pure Ni exposed at 650<sup>o</sup>C for 150 h in Ar + 20CO<sub>2</sub> (c) and Ar + 20CO<sub>2</sub> + 20H<sub>2</sub>O (d)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup> Fig.4 ![]()
此外，因H2 O(g)加入CO2 中，Ni-Cr (Cr ≥ 25%)合金生长Cr2 O3 膜的行为也受到了较大影响.如图5 [75 ] 所示，Ni-30Cr合金在CO2 中形成单一的外Cr2 O3 膜，而在CO2 + H2 O(g)中形成的外Cr2 O3 膜表面还含有少量富Ni氧化物，且TEM分析结果表明H2 O(g)的加入使Cr2 O3 晶粒由粗大的柱状晶转变为细小的等轴晶.H2 O(g)这种细化Cr2 O3 膜晶粒的影响已经被广泛报道，目前普遍认为[67 ,82 ~86 ] 这主要是因为H2 O(g)或其分解产物(OH- )沿Cr2 O3 膜晶界的吸附和扩散抑制了Cr2 O3 晶粒的长大，所以气氛中的氧化性物质可以沿着Cr2 O3 膜内的高密度晶界向内快速扩散而使k p 式(2) 可知Ni-Cr合金在CO2 + H2 O(g)中需要更高Cr含量才能维持外Cr2 O3 膜的生长[75 ] . ...
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42 ]
Fig.4 ![]()
此外，因H2 O(g)加入CO2 中，Ni-Cr (Cr ≥ 25%)合金生长Cr2 O3 膜的行为也受到了较大影响.如图5 [75 ] 所示，Ni-30Cr合金在CO2 中形成单一的外Cr2 O3 膜，而在CO2 + H2 O(g)中形成的外Cr2 O3 膜表面还含有少量富Ni氧化物，且TEM分析结果表明H2 O(g)的加入使Cr2 O3 晶粒由粗大的柱状晶转变为细小的等轴晶.H2 O(g)这种细化Cr2 O3 膜晶粒的影响已经被广泛报道，目前普遍认为[67 ,82 ~86 ] 这主要是因为H2 O(g)或其分解产物(OH- )沿Cr2 O3 膜晶界的吸附和扩散抑制了Cr2 O3 晶粒的长大，所以气氛中的氧化性物质可以沿着Cr2 O3 膜内的高密度晶界向内快速扩散而使k p 式(2) 可知Ni-Cr合金在CO2 + H2 O(g)中需要更高Cr含量才能维持外Cr2 O3 膜的生长[75 ] . ...
The theory of the warm-up process
1
1933
... 经典高温氧化理论[43 ] 指出，金属表面氧化膜的生长动力学与O原子和金属原子穿过氧化膜的扩散过程密切相关，所以Cr2 O3 膜生长行为的变化必然与CO2 对其生长机理的影响密不可分.为阐明该机理，Nguyen等[44 ] 和Young等[45 ] 利用透射电子显微镜(TEM)分析了在空气和CO2 中热生长的Cr2 O3 膜的微观结构，发现在后者中形成的Cr2 O3 膜具有更细小的晶粒，同时三维原子探针(APT)发现了C在Cr2 O3 膜晶界处的偏聚，并基于此提出C的这种偏聚抑制了晶界移动，从而导致氧化膜晶粒更细小、生长速率更快.近期，Zhu等[46 ] 利用原位透射电镜技术和密度泛函理论(DFT)研究了Ni-Cr合金在500℃下O2 和CO2 中的氧化行为，发现CO2 分解产生的C进入Cr2 O3 膜晶体点阵的间隙位置，显著促进了Cr2 O3 膜中Cr和O原子空位的形成、聚集和移动，提高了它们的晶格扩散速率，最终导致Cr2 O3 膜的生长速率增大.该研究为从原子尺度解释CO2 气氛增大Cr2 O3 膜生长速率的深层次机理提供了最直接的证据，但考虑到该原位研究是在500℃下完成的，其对于600℃甚至更高温度下实验结果的适用性仍需进一步检验. ...
Microstructures of chromia scales grown in CO2
3
2015
... 经典高温氧化理论[43 ] 指出，金属表面氧化膜的生长动力学与O原子和金属原子穿过氧化膜的扩散过程密切相关，所以Cr2 O3 膜生长行为的变化必然与CO2 对其生长机理的影响密不可分.为阐明该机理，Nguyen等[44 ] 和Young等[45 ] 利用透射电子显微镜(TEM)分析了在空气和CO2 中热生长的Cr2 O3 膜的微观结构，发现在后者中形成的Cr2 O3 膜具有更细小的晶粒，同时三维原子探针(APT)发现了C在Cr2 O3 膜晶界处的偏聚，并基于此提出C的这种偏聚抑制了晶界移动，从而导致氧化膜晶粒更细小、生长速率更快.近期，Zhu等[46 ] 利用原位透射电镜技术和密度泛函理论(DFT)研究了Ni-Cr合金在500℃下O2 和CO2 中的氧化行为，发现CO2 分解产生的C进入Cr2 O3 膜晶体点阵的间隙位置，显著促进了Cr2 O3 膜中Cr和O原子空位的形成、聚集和移动，提高了它们的晶格扩散速率，最终导致Cr2 O3 膜的生长速率增大.该研究为从原子尺度解释CO2 气氛增大Cr2 O3 膜生长速率的深层次机理提供了最直接的证据，但考虑到该原位研究是在500℃下完成的，其对于600℃甚至更高温度下实验结果的适用性仍需进一步检验. ...
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
... ,44 ,45 ,60 ]利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
Penetration of protective chromia scales by carbon
2
2014
... 经典高温氧化理论[43 ] 指出，金属表面氧化膜的生长动力学与O原子和金属原子穿过氧化膜的扩散过程密切相关，所以Cr2 O3 膜生长行为的变化必然与CO2 对其生长机理的影响密不可分.为阐明该机理，Nguyen等[44 ] 和Young等[45 ] 利用透射电子显微镜(TEM)分析了在空气和CO2 中热生长的Cr2 O3 膜的微观结构，发现在后者中形成的Cr2 O3 膜具有更细小的晶粒，同时三维原子探针(APT)发现了C在Cr2 O3 膜晶界处的偏聚，并基于此提出C的这种偏聚抑制了晶界移动，从而导致氧化膜晶粒更细小、生长速率更快.近期，Zhu等[46 ] 利用原位透射电镜技术和密度泛函理论(DFT)研究了Ni-Cr合金在500℃下O2 和CO2 中的氧化行为，发现CO2 分解产生的C进入Cr2 O3 膜晶体点阵的间隙位置，显著促进了Cr2 O3 膜中Cr和O原子空位的形成、聚集和移动，提高了它们的晶格扩散速率，最终导致Cr2 O3 膜的生长速率增大.该研究为从原子尺度解释CO2 气氛增大Cr2 O3 膜生长速率的深层次机理提供了最直接的证据，但考虑到该原位研究是在500℃下完成的，其对于600℃甚至更高温度下实验结果的适用性仍需进一步检验. ...
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
Atomic origin of CO2 -promoted oxidation dynamics of chromia-forming alloys
1
2024
... 经典高温氧化理论[43 ] 指出，金属表面氧化膜的生长动力学与O原子和金属原子穿过氧化膜的扩散过程密切相关，所以Cr2 O3 膜生长行为的变化必然与CO2 对其生长机理的影响密不可分.为阐明该机理，Nguyen等[44 ] 和Young等[45 ] 利用透射电子显微镜(TEM)分析了在空气和CO2 中热生长的Cr2 O3 膜的微观结构，发现在后者中形成的Cr2 O3 膜具有更细小的晶粒，同时三维原子探针(APT)发现了C在Cr2 O3 膜晶界处的偏聚，并基于此提出C的这种偏聚抑制了晶界移动，从而导致氧化膜晶粒更细小、生长速率更快.近期，Zhu等[46 ] 利用原位透射电镜技术和密度泛函理论(DFT)研究了Ni-Cr合金在500℃下O2 和CO2 中的氧化行为，发现CO2 分解产生的C进入Cr2 O3 膜晶体点阵的间隙位置，显著促进了Cr2 O3 膜中Cr和O原子空位的形成、聚集和移动，提高了它们的晶格扩散速率，最终导致Cr2 O3 膜的生长速率增大.该研究为从原子尺度解释CO2 气氛增大Cr2 O3 膜生长速率的深层次机理提供了最直接的证据，但考虑到该原位研究是在500℃下完成的，其对于600℃甚至更高温度下实验结果的适用性仍需进一步检验. ...
1
2016
... 不同于金属发生粉化时气氛中较高的C活度(a C a C [47 ] .并且，由于C的原子半径小，其扩散系数与O和常见的合金元素相比要高出很多，所以金属材料碳化的主要形式为内碳化[48 ] .虽然CO2 气氛的平衡C活度很低，理应不能导致合金碳化，如热力学计算[36 ] 表明，Ar + 20CO2 气氛在800℃处于平衡状态时的a C -14 ，但是研究[36 ,38 ,49 ] 发现，Cr含量大于20% (质量分数)的Ni-Cr合金在上述气氛中暴露后仍发生了轻微的内碳化，沿晶界析出了少量不连续分布的铬碳化物(图2 [37 ] ). ...
1
2003
... 不同于金属发生粉化时气氛中较高的C活度(a C a C [47 ] .并且，由于C的原子半径小，其扩散系数与O和常见的合金元素相比要高出很多，所以金属材料碳化的主要形式为内碳化[48 ] .虽然CO2 气氛的平衡C活度很低，理应不能导致合金碳化，如热力学计算[36 ] 表明，Ar + 20CO2 气氛在800℃处于平衡状态时的a C -14 ，但是研究[36 ,38 ,49 ] 发现，Cr含量大于20% (质量分数)的Ni-Cr合金在上述气氛中暴露后仍发生了轻微的内碳化，沿晶界析出了少量不连续分布的铬碳化物(图2 [37 ] ). ...
1
2003
... 不同于金属发生粉化时气氛中较高的C活度(a C a C [47 ] .并且，由于C的原子半径小，其扩散系数与O和常见的合金元素相比要高出很多，所以金属材料碳化的主要形式为内碳化[48 ] .虽然CO2 气氛的平衡C活度很低，理应不能导致合金碳化，如热力学计算[36 ] 表明，Ar + 20CO2 气氛在800℃处于平衡状态时的a C -14 ，但是研究[36 ,38 ,49 ] 发现，Cr含量大于20% (质量分数)的Ni-Cr合金在上述气氛中暴露后仍发生了轻微的内碳化，沿晶界析出了少量不连续分布的铬碳化物(图2 [37 ] ). ...
Effects of Si, Al and Ti on corrosion of Ni-20Cr and Ni-30Cr alloys in Ar-20CO2 at 700o C
2
2018
... 不同于金属发生粉化时气氛中较高的C活度(a C a C [47 ] .并且，由于C的原子半径小，其扩散系数与O和常见的合金元素相比要高出很多，所以金属材料碳化的主要形式为内碳化[48 ] .虽然CO2 气氛的平衡C活度很低，理应不能导致合金碳化，如热力学计算[36 ] 表明，Ar + 20CO2 气氛在800℃处于平衡状态时的a C -14 ，但是研究[36 ,38 ,49 ] 发现，Cr含量大于20% (质量分数)的Ni-Cr合金在上述气氛中暴露后仍发生了轻微的内碳化，沿晶界析出了少量不连续分布的铬碳化物(图2 [37 ] ). ...
... 为了进一步提高Ni-Cr合金的抗CO2 高温腐蚀性能，Nguyen等[49 ,73 ] 初步探明了添加Si、Al和Ti等合金元素的影响，发现Ni-Cr合金中添加一定量的Si (1%)、Al (1.5%)有助于在Cr2 O3 膜底部形成一层SiO2 或Al2 O3 薄层，它们能够抑制Cr向合金表面的扩散，减慢合金中Cr的贫化速率；添加2%的Ti能促进Cr2 O3 膜在氧化初期的快速形成，所以它们都能起到提高Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的作用.但同时上述合金化也存在以下难题：(1) 由于Si、Al添加量有限，它们在Cr2 O3 膜底部形成的SiO2 或Al2 O3 膜并不连续，导致其不能有效阻止C向合金中的扩散，所以合金仍然发生了沿晶界的碳化；(2) Ni-30Cr-2Ti合金在CO2 + H2 O(g)气氛中的碳化程度显著增大，导致晶界和晶内形成了大量的富Cr/Ti的碳化物(图7 [73 ] )，这被认为与H2 O(g)改变了Cr2 O3 膜晶界的性能有关. ...
Scale formation mechanisms of martensitic steels in high CO2 /H2 O-containing gases simulating oxyfuel environments
1
2009
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
Martensite formation in Fe-9Cr alloys exposed to low carbon activity gas
1
2013
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
Carburisation of ferritic Fe-Cr alloys by low carbon activity gases
2
2011
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
Corrosion and carburization behaviour of Ni-x Cr binary alloys in a high-temperature supercritical-carbon dioxide environment
1
2018
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
Corrosion and carburization behav-ior of chromia-forming heat resistant alloys in a high-temperature supercritical-carbon dioxide environment
2
2015
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
... [54 ]及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
A study on the solubility and distribution of carbon in oxides
1
1985
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
Carbon transport through oxide scales on Fe-Cr alloys
1
1988
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
High temperature oxidation behavior of 9-12%Cr ferritic/martensitic steels in a simulated dry oxyfuel environment
1
2015
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
Carburization of 9%Cr steels in a simulated oxyfuel corrosion environment
1
2013
... 富氧燃烧产生的烟气中含有少量的SO2 (约0.5%，体积分数)[6 ] ，虽然其浓度比CO2 和H2 O(g)低的多，但比空气燃烧产生烟气中的SO2 浓度增大3~4倍[58 ] .SO2 对锅炉受热面合金高温腐蚀的影响主要分为2类. ...
Simultaneous oxidation and carburization of a Fe-9Cr alloy under different oxygen pressures at 800o C
2
2017
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Atom probe study of impurity segregation at grain boundaries in chromia scales grown in CO2 gas
4
2018
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
... [60 ])；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
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60 ]
Atom probe tomography (APT) images of Cr<sub>2</sub>O<sub>3</sub> scale grown on Fe-20Cr exposed at 650<sup>o</sup>C in Ar + 20O<sub>2</sub> and subsequently in Ar + 20CO<sub>2</sub><sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R60">60</xref>]</sup> Fig.3 ![]()
<strong>3</strong> 气氛中<strong>H<sub>2</sub>O(g)</strong>和<strong>SO<sub>2</sub></strong> 的影响 <strong>3.1 H<sub>2</sub>O(g)</strong>的影响 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
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60 ]
Fig.3 ![]()
<strong>3</strong> 气氛中<strong>H<sub>2</sub>O(g)</strong>和<strong>SO<sub>2</sub></strong> 的影响 <strong>3.1 H<sub>2</sub>O(g)</strong>的影响 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
Carburization resistance of nickel-base, heat-resisting alloys
1
2007
... 对于Ni-Cr合金的碳化机理，需要解释以下3个问题：(1) 如此低的碳活度如何能够导致合金的碳化；(2) 气氛中的C怎样穿过合金表面的氧化膜；(3) 为何Ni-Cr合金内部没有像Fe-Cr合金[13 ,27 ,50 ,51 ] 那样发生大面积的碳化物析出.首先，根据目前被广泛接受的Gheno等[52 ] 提出的碳化热力学模型，CO2 分子可以穿过合金表面的氧化膜，并且通过CO2 /CO氧化还原反应在氧化膜-合金界面建立起热力学平衡，该处的a C a C [53 ] 和Alloy 600、690合金[54 ] 经超临界CO2 高温腐蚀后，在Cr2 O3 膜-合金界面形成的一层非晶态碳膜；其次，由于C在氧化物中的溶解度几乎为零[55 ,56 ] ，晶格扩散可以忽略不计，所以研究[26 ,27 ,44 ,57 ~59 ] 普遍认为C是以CO或CO2 气体分子的形式通过氧化膜中的孔洞、裂纹或晶界等微观通道穿过氧化膜，Young课题组[30 ,44 ,45 ,60 ] 利用APT技术对CO2 气氛中生长的Cr2 O3 膜进行了系统研究，证明了C能够以晶界扩散的形式穿过合金表面形成连续致密的Cr2 O3 膜(图3 [60 ] )；Lee等[54 ] 及Becker和Young[61 ] 指出，Cr在镍基合金中更低的活度，Ni相比Fe在Cr23 C6 中更小的固溶度，以及C在合金中的溶解度和扩散系数随Ni含量增大而减小，这些因素都使铬碳化物在Ni-Cr合金内部的析出变得困难，所以Ni-Cr合金没有像Fe-Cr合金那样发生明显的内碳化. ...
The effect of water vapor on high temperature oxidation of Fe-Cr alloys at 1073 K
1
2009
... 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
The effect of water vapor on selective oxidation of Fe-Cr alloys
0
2008
Enhanced internal oxidation as trigger for breakaway oxidation of Fe-Cr alloys in gases containing water vapor
0
2007
Effect of water vapour on the oxidation of Fe-13Cr-5Ni martensitic alloy at 973 K
1
2012
... 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
Chromium volatilization rates from Cr2 O3 scales into flowing gases containing water vapor
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2006
... 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
Effects of water vapour on the oxidation of chromia formers
1
2008
... 此外，因H2 O(g)加入CO2 中，Ni-Cr (Cr ≥ 25%)合金生长Cr2 O3 膜的行为也受到了较大影响.如图5 [75 ] 所示，Ni-30Cr合金在CO2 中形成单一的外Cr2 O3 膜，而在CO2 + H2 O(g)中形成的外Cr2 O3 膜表面还含有少量富Ni氧化物，且TEM分析结果表明H2 O(g)的加入使Cr2 O3 晶粒由粗大的柱状晶转变为细小的等轴晶.H2 O(g)这种细化Cr2 O3 膜晶粒的影响已经被广泛报道，目前普遍认为[67 ,82 ~86 ] 这主要是因为H2 O(g)或其分解产物(OH- )沿Cr2 O3 膜晶界的吸附和扩散抑制了Cr2 O3 晶粒的长大，所以气氛中的氧化性物质可以沿着Cr2 O3 膜内的高密度晶界向内快速扩散而使k p 式(2) 可知Ni-Cr合金在CO2 + H2 O(g)中需要更高Cr含量才能维持外Cr2 O3 膜的生长[75 ] . ...
Calculation of reactive-evaporation rates of chromia
0
2008
A review of the oxidation behaviour of structural alloys in steam
1
2010
... 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
Protective and non-protective scale formation of NiCr alloys in water vapour containing high- and low-p O2 gases
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2008
... 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
... [70 ]的观点一致. ...
Water vapor effects on the oxidation behavior of Fe-Cr and Ni-Cr alloys in atmospheres relevant to oxy-fuel combustion
2
2012
... 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
The effects of water vapor and hydrogen on the high-temperature oxidation of alloys
2
2013
... 富氧燃烧除了使烟气中富集CO2 外，还显著提高了H2 O(g)的浓度(约30%，体积分数)[6 ] .目前，基于Fe-Cr合金在含H2 O(g)气氛的高温腐蚀研究普遍认为H2 O(g)的影响主要体现在以下2个方面，最终都导致Fe-Cr合金的高温腐蚀速率增大：(1) 在低氧分压环境(Ar + H2 O)中，H2 O(g) 通过分解产生的H扩散进入合金中，增大了O在合金中的扩散系数，导致Cr更易于发生内氧化而不是形成Cr2 O3 膜[13 ,28 ,62 ~65 ] ；(2) 在高氧分压环境(Ar + O2 + H2 O)中，H2 O(g)可与Cr2 O3 和O2 反应形成挥发性的CrO2 (OH)2 ，致使合金因Cr被快速消耗而生长非保护性的铁氧化物[66 ~69 ] .但是，H2 O(g)的上述影响对Ni-Cr合金却并不明显，关于这种差异的原因，Essuman等[70 ] 认为这与NiO在H2 O(g)中的低生长速率有关，而Mu等[71 ,72 ] 认为这与Ni比Fe在Cr2 O3 中的固溶度更小有关.因此，有关H2 O(g)对Ni-Cr合金高温腐蚀的影响比较复杂，仍需深入研究. ...
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
Effects of Si, Al and Ti on corrosion of Ni-20Cr and Ni-30Cr alloys in Ar-20CO2 -20H2 O gas at 700o C
5
2020
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
... 为了进一步提高Ni-Cr合金的抗CO2 高温腐蚀性能，Nguyen等[49 ,73 ] 初步探明了添加Si、Al和Ti等合金元素的影响，发现Ni-Cr合金中添加一定量的Si (1%)、Al (1.5%)有助于在Cr2 O3 膜底部形成一层SiO2 或Al2 O3 薄层，它们能够抑制Cr向合金表面的扩散，减慢合金中Cr的贫化速率；添加2%的Ti能促进Cr2 O3 膜在氧化初期的快速形成，所以它们都能起到提高Ni-Cr合金抗CO2 高温腐蚀的作用.但同时上述合金化也存在以下难题：(1) 由于Si、Al添加量有限，它们在Cr2 O3 膜底部形成的SiO2 或Al2 O3 膜并不连续，导致其不能有效阻止C向合金中的扩散，所以合金仍然发生了沿晶界的碳化；(2) Ni-30Cr-2Ti合金在CO2 + H2 O(g)气氛中的碳化程度显著增大，导致晶界和晶内形成了大量的富Cr/Ti的碳化物(图7 [73 ] )，这被认为与H2 O(g)改变了Cr2 O3 膜晶界的性能有关. ...
... [73 ])，这被认为与H2 O(g)改变了Cr2 O3 膜晶界的性能有关. ...
... [
73 ]
SEM images of carbide precipitates in Ni-30Cr-2Ti alloy exposed at 700<sup>o</sup>C for 20 h (a) and 500 h (b) in Ar + 20CO<sub>2</sub> + 20H<sub>2</sub>O<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R73">73</xref>]</sup> Fig.7 ![]()
Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
... [
73 ]
Fig.7 ![]()
Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Corrosion behaviour of Ni-Cr-(Fe) alloys in dry and wet CO2 at high temperatures
0
2018
Corrosion behaviour of Ni-Cr alloys in wet CO2 atmosphere at 700 and 800o C
11
2019
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
... [75 ]，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
... 此外，因H2 O(g)加入CO2 中，Ni-Cr (Cr ≥ 25%)合金生长Cr2 O3 膜的行为也受到了较大影响.如图5 [75 ] 所示，Ni-30Cr合金在CO2 中形成单一的外Cr2 O3 膜，而在CO2 + H2 O(g)中形成的外Cr2 O3 膜表面还含有少量富Ni氧化物，且TEM分析结果表明H2 O(g)的加入使Cr2 O3 晶粒由粗大的柱状晶转变为细小的等轴晶.H2 O(g)这种细化Cr2 O3 膜晶粒的影响已经被广泛报道，目前普遍认为[67 ,82 ~86 ] 这主要是因为H2 O(g)或其分解产物(OH- )沿Cr2 O3 膜晶界的吸附和扩散抑制了Cr2 O3 晶粒的长大，所以气氛中的氧化性物质可以沿着Cr2 O3 膜内的高密度晶界向内快速扩散而使k p 式(2) 可知Ni-Cr合金在CO2 + H2 O(g)中需要更高Cr含量才能维持外Cr2 O3 膜的生长[75 ] . ...
... [75 ]. ...
... [
75 ]
Cross-sectional SEM images of Ni-30Cr alloy exposed at 800<sup>o</sup>C for 500 h in Ar + 20CO<sub>2</sub> + 20H<sub>2</sub>O (a) and Ar + 20CO<sub>2</sub> (b), and cross-sectional BF-TEM images of corresponding scales formed in Ar + 20CO<sub>2</sub> + 20H<sub>2</sub>O (c, d) and Ar + 20CO<sub>2</sub> (e) (Fig.5c is the magnified image at the scale-alloy interface formed in Ar + 20CO<sub>2</sub> + 20H<sub>2</sub>O)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R75">75</xref>]</sup> Fig.5 ![]()
<strong>3.2 SO<sub>2</sub></strong> 的影响 富氧燃烧产生的烟气中含有少量的SO2 (约0.5%，体积分数)[6 ] ，虽然其浓度比CO2 和H2 O(g)低的多，但比空气燃烧产生烟气中的SO2 浓度增大3~4倍[58 ] .SO2 对锅炉受热面合金高温腐蚀的影响主要分为2类. ...
... [
75 ]
Fig.5 ![]()
<strong>3.2 SO<sub>2</sub></strong> 的影响 富氧燃烧产生的烟气中含有少量的SO2 (约0.5%，体积分数)[6 ] ，虽然其浓度比CO2 和H2 O(g)低的多，但比空气燃烧产生烟气中的SO2 浓度增大3~4倍[58 ] .SO2 对锅炉受热面合金高温腐蚀的影响主要分为2类. ...
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
... Values of D ˜ C r N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 2 at different temperatures[36 ,37 ,75 ] ...
... 需注意的是，水蒸气对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的影响也随温度而变化，并且这种影响随温度升高而逐渐减弱[75 ,79 ] ，这主要是由于H2 O(g)比O2 等其他大多数含氧气体分子的吸附和分解能力更强，并且这种差异在低温下表现得更明显[110 ~112 ] .但是，目前还比较缺乏关于温度对H2 O(g)这种影响的机理性解释，需要更进一步深入研究.此外，若气氛的SO2 含量固定，温度升高将导致SO3 的分压降低，同时形成硫酸盐所需的SO3 分压也将升高[91 ] ，所以温度的变化也会对Ni-Cr合金在含SO2 气氛中的高温腐蚀产生影响.Huczkowski等[88 ,89 ] 已经报道Inconel 617合金在550和650℃的含SO2 烟气中形成了许多含有硫酸盐/硫化物的瘤状物，而在700℃却形成了Cr2 O3 保护膜，这是由于700℃下Cr2 O3 比Cr的硫酸盐和硫化物的稳定性更高所致. ...
... 表1 Ni-Cr合金在不同温度下Ar + 20CO2 高温腐蚀时Cr在合金中的扩散系数(D ˜ C r ) 、形成连续的Cr2 O3 外氧化膜所需的临界Cr含量(N C r ( 1 ) ) 和合金维持单一Cr2 O3 膜生长所需Cr含量(N C r ( 2 ) ) 的数值[36 ,37 ,75 ] ...
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Effect of water vapor on the high-temperature oxidation of pure Ni
1
2012
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
Effect of chromium content on the oxidation behavior of Ni-Cr model alloys in superheated steam
1
2015
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
The effect of water vapor on NiO formation by Ni-Cr alloys at 650o C (HTCPM focus issue, FNS-111)
0
2021
Corrosion behaviors of Ni-Cr alloys in O2 , H2 O and H2 O + O2 gases at 700o C and the effect of temperature
2
2023
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
... 需注意的是，水蒸气对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的影响也随温度而变化，并且这种影响随温度升高而逐渐减弱[75 ,79 ] ，这主要是由于H2 O(g)比O2 等其他大多数含氧气体分子的吸附和分解能力更强，并且这种差异在低温下表现得更明显[110 ~112 ] .但是，目前还比较缺乏关于温度对H2 O(g)这种影响的机理性解释，需要更进一步深入研究.此外，若气氛的SO2 含量固定，温度升高将导致SO3 的分压降低，同时形成硫酸盐所需的SO3 分压也将升高[91 ] ，所以温度的变化也会对Ni-Cr合金在含SO2 气氛中的高温腐蚀产生影响.Huczkowski等[88 ,89 ] 已经报道Inconel 617合金在550和650℃的含SO2 烟气中形成了许多含有硫酸盐/硫化物的瘤状物，而在700℃却形成了Cr2 O3 保护膜，这是由于700℃下Cr2 O3 比Cr的硫酸盐和硫化物的稳定性更高所致. ...
Gas phase analysis of CO interactions with solid surfaces at high temperatures
1
2004
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
The kinetic behaviour of metals in water vapour at high temperatures: Can general rules be proposed?
1
2001
... 研究[42 ,73 ~75 ] 表明，H2 O(g)加入CO2 中对气氛的氧分压(p O 2 ) 并无太大影响(650℃, Ar + 20CO2 和Ar + 20CO2 + 20H2 O的p O 2 -4 和1.1 × 10-3 Pa)，但却降低Ni-Cr (Cr ≤ 20%)合金的高温氧化速率，并改变氧化产物的形貌.如图4 [42 ] 所示，Ni-15Cr合金在650℃下Ar + 20CO2 中形成了连续的NiO外层，而在Ar + 20CO2 + 20H2 O中NiO呈零散堆积的片状或羽毛状形态，其中还有未被完全氧化的金属Ni.并且，通过对比纯Ni在这2种气氛中的氧化行为发现[75 ] ，H2 O(g)的加入使氧化速率降低近1个数量级；在Ar + 20CO2 中形成的NiO层较厚且疏松多孔，在Ar + 20CO2 + 20H2 O中形成的NiO层薄而且较致密，类似的结果在对比纯Ni在O2 和H2 O(g)[70 ] 中，以及干和湿空气中[76 ] 的氧化时也有发现.还有研究[36 ,77 ~79 ] 显示，Ni-Cr合金在H2 O(g)与CO2 + H2 O(g)中形成氧化膜的成分和结构基本相同，而这些都被认为与H2 O(g)比CO2 和O2 的吸附能力更强有关[13 ,80 ] .所以，在上述混合气氛中的H2 O(g)通过优先吸附，抑制了O2 和CO2 与Ni、Ni-Cr合金的反应，导致氧化动力学和氧化膜结构呈现与在H2 O(g)中反应时类似的特征.同时，Galerie等[81 ] 指出NiO在H2 O(g)中生长速率很慢，这与其非酸性p型半导体氧化物的本质有关，这与上述Essuman等[70 ] 的观点一致. ...
Growth and adherence of chromia based surface scales on Ni-base alloys in high- and low-p O2 gases
1
2008
... 此外，因H2 O(g)加入CO2 中，Ni-Cr (Cr ≥ 25%)合金生长Cr2 O3 膜的行为也受到了较大影响.如图5 [75 ] 所示，Ni-30Cr合金在CO2 中形成单一的外Cr2 O3 膜，而在CO2 + H2 O(g)中形成的外Cr2 O3 膜表面还含有少量富Ni氧化物，且TEM分析结果表明H2 O(g)的加入使Cr2 O3 晶粒由粗大的柱状晶转变为细小的等轴晶.H2 O(g)这种细化Cr2 O3 膜晶粒的影响已经被广泛报道，目前普遍认为[67 ,82 ~86 ] 这主要是因为H2 O(g)或其分解产物(OH- )沿Cr2 O3 膜晶界的吸附和扩散抑制了Cr2 O3 晶粒的长大，所以气氛中的氧化性物质可以沿着Cr2 O3 膜内的高密度晶界向内快速扩散而使k p 式(2) 可知Ni-Cr合金在CO2 + H2 O(g)中需要更高Cr含量才能维持外Cr2 O3 膜的生长[75 ] . ...
Characterization of chromia scales grown on pure chromium in different oxidizing atmospheres
0
2000
Effect of water vapour on growth and adherence of chromia scales formed on Cr in high and low pO2 -environments at 1000 and 1050o C
0
2005
Effect of in-situ gas changes on thermally grown chromia scales formed on Ni-25Cr alloy at 1000o C in atmospheres with and without water vapour
0
2015
Water vapour effects on the oxidation of chromia-forming alloys
1
2011
... 此外，因H2 O(g)加入CO2 中，Ni-Cr (Cr ≥ 25%)合金生长Cr2 O3 膜的行为也受到了较大影响.如图5 [75 ] 所示，Ni-30Cr合金在CO2 中形成单一的外Cr2 O3 膜，而在CO2 + H2 O(g)中形成的外Cr2 O3 膜表面还含有少量富Ni氧化物，且TEM分析结果表明H2 O(g)的加入使Cr2 O3 晶粒由粗大的柱状晶转变为细小的等轴晶.H2 O(g)这种细化Cr2 O3 膜晶粒的影响已经被广泛报道，目前普遍认为[67 ,82 ~86 ] 这主要是因为H2 O(g)或其分解产物(OH- )沿Cr2 O3 膜晶界的吸附和扩散抑制了Cr2 O3 晶粒的长大，所以气氛中的氧化性物质可以沿着Cr2 O3 膜内的高密度晶界向内快速扩散而使k p 式(2) 可知Ni-Cr合金在CO2 + H2 O(g)中需要更高Cr含量才能维持外Cr2 O3 膜的生长[75 ] . ...
Transport properties of sulfide scales and sulfidation of metals and alloys
1
1985
... 由于Ni、Cr、Fe等大多数金属硫化物的缺陷浓度明显高于对应金属氧化物[87 ] ，所以同等条件下它们的硫化速率比氧化速率更快(如Cr的硫化速率比相应的氧化速率高4~5个数量级)，大多数含Cr耐热合金在含SO2 气氛中难以形成保护性氧化膜.有报道[88 ~90 ] 指出，Inconel 617合金在550和650℃不含SO2 的烟气中形成了一层连续的Cr2 O3 保护膜，而在含有SO2 的烟气中形成了许多由硫化物、氧化物及硫酸盐组成的瘤状物，破坏了Cr2 O3 膜的连续性，导致合金的高温腐蚀速率明显增大. ...
Effect of sulphur on the oxidation behaviour of possible construction materials for heat exchangers in oxyfuel plants in the temperature range 550-700o C
3
2018
... 由于Ni、Cr、Fe等大多数金属硫化物的缺陷浓度明显高于对应金属氧化物[87 ] ，所以同等条件下它们的硫化速率比氧化速率更快(如Cr的硫化速率比相应的氧化速率高4~5个数量级)，大多数含Cr耐热合金在含SO2 气氛中难以形成保护性氧化膜.有报道[88 ~90 ] 指出，Inconel 617合金在550和650℃不含SO2 的烟气中形成了一层连续的Cr2 O3 保护膜，而在含有SO2 的烟气中形成了许多由硫化物、氧化物及硫酸盐组成的瘤状物，破坏了Cr2 O3 膜的连续性，导致合金的高温腐蚀速率明显增大. ...
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
... 需注意的是，水蒸气对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的影响也随温度而变化，并且这种影响随温度升高而逐渐减弱[75 ,79 ] ，这主要是由于H2 O(g)比O2 等其他大多数含氧气体分子的吸附和分解能力更强，并且这种差异在低温下表现得更明显[110 ~112 ] .但是，目前还比较缺乏关于温度对H2 O(g)这种影响的机理性解释，需要更进一步深入研究.此外，若气氛的SO2 含量固定，温度升高将导致SO3 的分压降低，同时形成硫酸盐所需的SO3 分压也将升高[91 ] ，所以温度的变化也会对Ni-Cr合金在含SO2 气氛中的高温腐蚀产生影响.Huczkowski等[88 ,89 ] 已经报道Inconel 617合金在550和650℃的含SO2 烟气中形成了许多含有硫酸盐/硫化物的瘤状物，而在700℃却形成了Cr2 O3 保护膜，这是由于700℃下Cr2 O3 比Cr的硫酸盐和硫化物的稳定性更高所致. ...
Corrosion behavior of candidate heat exchanger materials in oxidizing and reducing gases relevant to oxyfuel power plants
1
2018
... 需注意的是，水蒸气对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的影响也随温度而变化，并且这种影响随温度升高而逐渐减弱[75 ,79 ] ，这主要是由于H2 O(g)比O2 等其他大多数含氧气体分子的吸附和分解能力更强，并且这种差异在低温下表现得更明显[110 ~112 ] .但是，目前还比较缺乏关于温度对H2 O(g)这种影响的机理性解释，需要更进一步深入研究.此外，若气氛的SO2 含量固定，温度升高将导致SO3 的分压降低，同时形成硫酸盐所需的SO3 分压也将升高[91 ] ，所以温度的变化也会对Ni-Cr合金在含SO2 气氛中的高温腐蚀产生影响.Huczkowski等[88 ,89 ] 已经报道Inconel 617合金在550和650℃的含SO2 烟气中形成了许多含有硫酸盐/硫化物的瘤状物，而在700℃却形成了Cr2 O3 保护膜，这是由于700℃下Cr2 O3 比Cr的硫酸盐和硫化物的稳定性更高所致. ...
Corrosion behavior of candidate heat exchanger materials in oxidizing and reducing gases, relevant to oxyfuel combustion
1
2016
... 由于Ni、Cr、Fe等大多数金属硫化物的缺陷浓度明显高于对应金属氧化物[87 ] ，所以同等条件下它们的硫化速率比氧化速率更快(如Cr的硫化速率比相应的氧化速率高4~5个数量级)，大多数含Cr耐热合金在含SO2 气氛中难以形成保护性氧化膜.有报道[88 ~90 ] 指出，Inconel 617合金在550和650℃不含SO2 的烟气中形成了一层连续的Cr2 O3 保护膜，而在含有SO2 的烟气中形成了许多由硫化物、氧化物及硫酸盐组成的瘤状物，破坏了Cr2 O3 膜的连续性，导致合金的高温腐蚀速率明显增大. ...
Hot corrosion of metals and alloys
2
2011
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
... 需注意的是，水蒸气对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的影响也随温度而变化，并且这种影响随温度升高而逐渐减弱[75 ,79 ] ，这主要是由于H2 O(g)比O2 等其他大多数含氧气体分子的吸附和分解能力更强，并且这种差异在低温下表现得更明显[110 ~112 ] .但是，目前还比较缺乏关于温度对H2 O(g)这种影响的机理性解释，需要更进一步深入研究.此外，若气氛的SO2 含量固定，温度升高将导致SO3 的分压降低，同时形成硫酸盐所需的SO3 分压也将升高[91 ] ，所以温度的变化也会对Ni-Cr合金在含SO2 气氛中的高温腐蚀产生影响.Huczkowski等[88 ,89 ] 已经报道Inconel 617合金在550和650℃的含SO2 烟气中形成了许多含有硫酸盐/硫化物的瘤状物，而在700℃却形成了Cr2 O3 保护膜，这是由于700℃下Cr2 O3 比Cr的硫酸盐和硫化物的稳定性更高所致. ...
On the hot corrosion of nickel at 700o C
1
2015
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
Determination of the initiation and propagation mechanism of fireside corrosion
1
2015
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
Mechanisms of hot corrosion of pure nickel at 700o C: Influence of testing conditions
1
2018
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
A review on molten sulfate salts induced hot corrosion
1
2021
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
Invited review paper in commemoration of over 50 years of oxidation of metals: Current aspects of deposit-induced corrosion
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2022
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
Laboratory-simulated fuel-ash corrosion of superheater tubes in coal-fired ultra-supercritical-boilers
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2000
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
Fireside corrosion of superheater materials in coal/biomass co-fired advanced power plants
1
2013
... (2) SO2 与煤中的碱金属反应形成Na2 SO4 、K2 SO4 等，沉积在受热面合金表面，当温度超过它们的熔点后就会导致合金发生I型热腐蚀(温度> 900℃)[91 ] ；同时，如 式(6) ⁓(10)所示[34 ,92 ] ，SO2 还可与煤灰、氧化物反应形成Na3 Fe(SO4 )3 和K3 Fe(SO4 )3 三元硫酸盐[9 ,34 ] 以及(Na, K)3 Fe(SO4 )3 、Na2 SO4 -NiSO4 和Na2 SO4 -CoSO4 等共晶物[93 ,94 ] ，它们的熔点均较低(< 700℃)，可导致部分温度较低的受热面合金发生II型热腐蚀.依据熔融Na2 SO4 的相对酸度/碱度[95 ] ，Ni-Cr合金表面形成的保护性Cr2 O3 膜与上述熔盐接触会发生碱性(式(11) )或酸性(式(12) )电化学腐蚀溶解而失效，Meier[96 ] 已对此进行较为系统的总结展望.研究结果[10 ,34 ,97 ,98 ] 表明，在含SO2 烟气+煤灰环境中，Inconel 617、625、740等镍基合金呈现出比T92耐热钢和TP347不锈钢更优异的抗高温腐蚀性能，这主要与前3者较高的Cr含量有关.与此类似，Zeng等[9 ] 的研究也指出，耐热合金中的Cr必须至少达到25%才能在750℃下有效抵御热腐蚀. ...
Corrosion behavior of the Ni-Cr-Fe base superalloy GH984G in a synthetic coal ash and flue gas environment
1
2017
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
Hot corrosion studies on alloy 617 OCC in the context of its use in advanced ultra-supercritical (A-USC) power plants
1
2017
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
Nickel-base superalloys for ultra-supercritical coal-fired power plants: Fireside corrosion. Laboratory studies and power plant exposures
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2013
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
Sulphur diffusion through a growing chromia scale and effects of water vapour
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2023
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
Corrosion behaviour of Fe-Cr-(Mn, Si) ferritic alloys in wet and dry CO2 -SO2 atmospheres at 650o C
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2018
... 此外，对于Inconel 617、GH984G等镍基合金在含SO2 环境中发生硫化的机理[35 ,99 ,100 ] ，可以利用类似前述碳化机理[52 ] 进行解释：在氧化膜-合金界面由SO2 分解产生的硫分压(p S 2 ) 与p O 2 2 O3 分解产生的p O 2 p S 2 [20 ,35 ,101 ] .并且，Sha等[102 ] 最新的研究结果已经证实S可以通过晶界扩散而穿过Cr2 O3 膜.值得注意的是，SO2 通过强竞争吸附可以抑制O2 、CO2 、H2 O(g)在氧化膜表面的吸附，这对降低含Cr耐热合金在H2 O + CO2 + O2 + SO2 多组元混合气氛中的碳化和Cr2 O3 的挥发产生一定的有益影响[31 ,88 ,103 ] ，未来对Ni-Cr合金在上述多组元混合气氛中腐蚀时各组分气体相互作用的研究应给与更多关注. ...
Temperature and water vapour effects on the cyclic oxidation behaviour of Fe-Cr alloys
1
2010
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
Effect of chromium content on the oxidation behaviour of ferritic steels for applications in steam atmospheres at high temperatures
1
2009
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
High temperature oxidation behavior of a novel γ′ -strengthened CoNi-base superalloy
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2024
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
Effect of oxy-firing on corrosion rates at 600-800o C
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2013
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
Simulated fireside corrosion of Ni-base alloys in oxy-fired conditions at 700-800o C
0
2014
Trends in fireside corrosion damage to superheaters in air and oxy-firing of coal/biomass
1
2013
... 根据Wagner[39 ,41 ] 提出的高温氧化理论模型，由 式(1) 和(2)可知，Ni-Cr合金表面热生长Cr2 O3 保护膜的临界Cr含量将随N O ( S ) D O k p D ˜ C r 2 O3 保护膜的热生长具有显著的影响.表1 [36 ,37 ,75 ] 列出了基于Wagner理论模型计算出的Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀时N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [37 ] ，可见在650~800℃范围内，升高温度有助于降低Ni-Cr合金在CO2 气氛中热生长Cr2 O3 保护膜所需的临界Cr含量，这主要与升高温度增大了D ˜ C r 图6 [37 ] )，Ni-25Cr合金CO2 高温氧化时，随着温度从650℃逐渐升高至700和800℃，Cr的氧化产物逐渐从内氧化析出的Cr2 O3 颗粒，转变为氧化前沿的一层连续的Cr2 O3 薄层，直至单一的Cr2 O3 保护膜，验证了该模型的准确性.目前，该模型已被广泛用于解释Fe-Cr合金[28 ,71 ,72 ,104 ,105 ] 和某γ /γ '型CoNi基高温合金[106 ] 热生长氧化膜的成分随温度的变化规律.考虑到先进超超临界锅炉采用富氧燃烧技术时受热面合金表面温度的大致范围(600~800℃)[107 ~109 ] ，该温度影响规律对指导抗CO2 高温腐蚀Ni-Cr合金的成分设计和性能评价具有重要的借鉴意义. ...
The oxidation behaviour of metals and alloys at high temperatures in atmospheres containing water vapour: A review
1
2008
... 需注意的是，水蒸气对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的影响也随温度而变化，并且这种影响随温度升高而逐渐减弱[75 ,79 ] ，这主要是由于H2 O(g)比O2 等其他大多数含氧气体分子的吸附和分解能力更强，并且这种差异在低温下表现得更明显[110 ~112 ] .但是，目前还比较缺乏关于温度对H2 O(g)这种影响的机理性解释，需要更进一步深入研究.此外，若气氛的SO2 含量固定，温度升高将导致SO3 的分压降低，同时形成硫酸盐所需的SO3 分压也将升高[91 ] ，所以温度的变化也会对Ni-Cr合金在含SO2 气氛中的高温腐蚀产生影响.Huczkowski等[88 ,89 ] 已经报道Inconel 617合金在550和650℃的含SO2 烟气中形成了许多含有硫酸盐/硫化物的瘤状物，而在700℃却形成了Cr2 O3 保护膜，这是由于700℃下Cr2 O3 比Cr的硫酸盐和硫化物的稳定性更高所致. ...
In situ observation of whiskers, pyramids and pits during the high-temperature oxidation of metals
0
1984
Role of water and oxygen in wet and dry oxidation of diamond
1
2001
... 需注意的是，水蒸气对Ni-Cr合金CO2 高温腐蚀的影响也随温度而变化，并且这种影响随温度升高而逐渐减弱[75 ,79 ] ，这主要是由于H2 O(g)比O2 等其他大多数含氧气体分子的吸附和分解能力更强，并且这种差异在低温下表现得更明显[110 ~112 ] .但是，目前还比较缺乏关于温度对H2 O(g)这种影响的机理性解释，需要更进一步深入研究.此外，若气氛的SO2 含量固定，温度升高将导致SO3 的分压降低，同时形成硫酸盐所需的SO3 分压也将升高[91 ] ，所以温度的变化也会对Ni-Cr合金在含SO2 气氛中的高温腐蚀产生影响.Huczkowski等[88 ,89 ] 已经报道Inconel 617合金在550和650℃的含SO2 烟气中形成了许多含有硫酸盐/硫化物的瘤状物，而在700℃却形成了Cr2 O3 保护膜，这是由于700℃下Cr2 O3 比Cr的硫酸盐和硫化物的稳定性更高所致. ...
Effect of alloying chemistry on fireside corrosion behavior of Ni-Fe-based superalloy for ultra-supercritical boiler applications
1
2018
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Effect and role of alloyed Nb on the air oxidation behaviour of Ni-Cr-Fe alloys at 1000o C
2
2017
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
... [114 ,120 ]也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Effect of Fe on corrosion of Ni-20Cr and Ni-30Cr alloys in wet CO2 gas at 650 and 700o C
2
2019
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
... [115 ]还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Effects of Fe on oxidation of Ni-20Cr and Ni-30Cr alloys at 800o C in dry CO2 gas
0
2020
Effects of Fe on oxidation of Ni-20Cr and Ni-30Cr alloys at 800o C in wet CO2 gas
1
2020
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Diffusion in Fe-Ni-Cr alloys with an F.C.C. lattice
1
1985
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Interdiffusion in Fe-Ni-Cr alloys at 1100o C
1
1991
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Impact of iron and chromium on coal ash corrosion behavior of Ni-Cr-Co based alloy for advanced ultra-supercritical power plants
1
2018
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
Reactions of Fe-Cr and Ni-Cr alloys in CO/CO2 gases at 850 and 950o C
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1986
... Fe作为一种重要的金属元素，加入Ni-Cr合金中不仅有助于降低成本，还可以提高合金的工艺性能，所以Ni-Cr-Fe基高温合金作为一种潜在的适用于700℃超超临界火电机组的材料，近来也获得了较多的关注[22 ,23 ,113 ,114 ] .本文作者前期研究了Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金在CO2 和CO2 + H2 O(g)气氛中的高温腐蚀行为[115 ~117 ] ，发现Fe对Ni-Cr合金抗高温腐蚀性能的影响随温度和Cr含量而变化：当温度相对较低时(650和700℃)，Ni-20Cr-x Fe系列合金因Cr含量远低于N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) 表1 [36 ,37 ,75 ] )，其高温腐蚀随Fe含量增大变得更严重；而Ni-30Cr-x Fe合金因Cr含量接近N C r ( 1 ) N C r ( 2 ) [118 ,119 ] ，合金随Fe含量的增大而更容易形成单一的外Cr2 O3 膜，类似的作用在800℃下Ni-20Cr-x Fe系列合金的氧化膜结构随Fe含量的变化趋势中也有体现.Xu等[114 ,120 ] 也认为当镍基合金中Cr含量较低时，添加较多的Fe将降低合金的抗高温腐蚀性能.此外，研究[115 ] 还发现，Ni-(20, 30)Cr-(0, 1, 5, 15)Fe系列合金内碳化的程度随Fe含量的升高而有所增大，热力学计算也表明Fe含量增大有助于降低上述Ni-Cr-Fe合金内部形成碳化物所需的碳活度，而这与Fe在Cr23 C6 中的大量固溶有关[59 ,121 ] . ...
