合金元素鎢對(duì)新型Co-Al-W合金熱腐蝕行為的影響

徐仰濤, 夏天東, 閆健強(qiáng)

(1. 蘭州理工大學(xué) 甘肅省有色金屬新材料省部共建國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 蘭州 730050; 2. 蘭州理工大學(xué) 有色金屬合金及加工教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 蘭州 730050)

合金元素鎢對(duì)新型Co-Al-W合金熱腐蝕行為的影響

徐仰濤1,2, 夏天東1,2, 閆健強(qiáng)1,2

(1. 蘭州理工大學(xué) 甘肅省有色金屬新材料省部共建國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 蘭州 730050; 2. 蘭州理工大學(xué) 有色金屬合金及加工教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 蘭州 730050)

研究Co-Al-W和商用MAN900合金在800 ℃ 75%Na2SO4+25%NaCl混合熔鹽中的腐蝕動(dòng)力學(xué)及熱腐蝕行為。結(jié)果表明：7.5 W、9.8 W和10.7 W合金經(jīng)熱腐蝕后質(zhì)量增加量比MAN900合金的質(zhì)量增加量少，Co-Al-W合金的耐熱腐蝕能力比MAN900合金的耐熱腐蝕能力強(qiáng)。Co-Al-W合金在熔鹽中腐蝕膜結(jié)構(gòu)分成3層，即呈蓬松狀由富鈷氧化物Co3O4組成的腐蝕膜最外層，由Co、Al、W復(fù)雜氧化物組成的中間過(guò)渡層和主要由Al及Co氧化物組成較致密的腐蝕膜內(nèi)層。隨著腐蝕時(shí)間的增加，合金腐蝕膜最外層由于脫落逐漸變薄；中間過(guò)渡層厚度逐漸增加，該層中各元素分布趨于均勻、穩(wěn)定；腐蝕膜內(nèi)層致密性增加使該層增厚不明顯。

Co-Al-W合金; 合金元素鎢; 熱腐蝕

高溫腐蝕作為多學(xué)科的交叉點(diǎn)，其研究必然會(huì)促進(jìn)相關(guān)學(xué)科的發(fā)展[1]。為此，許多研究者對(duì)新研制的合金在其力學(xué)性能研究取得一定進(jìn)展的前提下，對(duì)其熱腐蝕性能進(jìn)行大量研究[2?6]，提出高溫腐蝕的一般機(jī)理[7?8]。 但由于影響合金熱腐蝕的因素非常復(fù)雜，如合金的組成、合金的制備工藝、沉積物的量、腐蝕溫度及腐蝕方式等[9]，不同合金在不同腐蝕條件下其耐腐蝕性能會(huì)有很大差異，因此，模擬合金使用環(huán)境并對(duì)其耐腐蝕性能進(jìn)行研究，是評(píng)價(jià)合金應(yīng)用的重要工作[10]。

最近，SATO等[11]發(fā)現(xiàn)了具有L12結(jié)構(gòu)、較穩(wěn)定γ′-Co3(Al,W)相沉淀強(qiáng)化的新型Co-Al-W合金。隨后，SUZUKI等[12]用懸浮感應(yīng)熔煉方法制備了Co-Al-WTa和Co-Al-W合金。他們發(fā)現(xiàn)，在連續(xù)兩相(γ′+γ)微觀結(jié)構(gòu)中，細(xì)晶粒、多邊形、有規(guī)則連續(xù)密排的γ′相沉積在γ-Co基體上。由于鈷基合金具有良好的抗氧化、耐腐蝕和耐磨損性能，常用于制造燃?xì)鉁u輪機(jī)的葉片[13]。因此，用γ′-Co3(Al,W)相沉淀強(qiáng)化的Co-Al-W合金將成為在高溫、強(qiáng)腐蝕磨損、強(qiáng)氧化性環(huán)境(如汽化煤裝置、發(fā)電系統(tǒng)，常為高硫含量的劣質(zhì)油和燃?xì)?中滿足“極端”使用要求的高溫合金[11?12]。但至今未見(jiàn)有關(guān)新型Co-Al-W合金熱腐蝕行為和鎢對(duì)其熱腐蝕行為影響的報(bào)道。

為此，本文作者研究Manaurite900(MAN900)和真空電弧熔煉不同鎢含量Co-Al-W合金在800 ℃75%Na2SO4+25% NaCl混合熔鹽中的腐蝕行為，為新型Co-Al-W合金在“極端”條件中使用提供科學(xué)依據(jù)和理論指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)

真空電弧熔煉制備Co-Al-W合金的原料為鎢粉(0.98 μm，純度99.8%)、鋁粉(3.59 μm, 純度99.5%)和鈷粉(4.5 μm, 純度99.0%)。按表1中合金理論含量(摩爾分?jǐn)?shù)，%)進(jìn)行配料。用METTLER AE240型電子天平稱取粉末30 g經(jīng)QM?1SP4行星式球磨機(jī)混合均勻(球料比1.3:1，轉(zhuǎn)速250 r/min，球磨3 h)后在島津萬(wàn)能材料實(shí)驗(yàn)機(jī)上用自制模具壓制試樣(壓坯壓力90 MPa)。壓制試樣在石墨坩堝中用WS?4非自耗電弧熔煉爐熔煉(氬氣保護(hù))制備Co-Al-W合金。用能量色散X熒光光譜儀(EDXRF)分析合金成分，其結(jié)果如表1所列。為表述方便，本實(shí)驗(yàn)均以鎢的摩爾分?jǐn)?shù)(%)表示合金。所制備的合金經(jīng)(1 623 K，2 h)+(1 123 K，2 h)均質(zhì)化和時(shí)效處理。商用Manaurite900合金化學(xué)成分為：w(C) 0.10%～0.18%，n(S)/n(P)≤ 0.03, w(Mn)≤1.5%, w(Si)≤0.5%, w(Cr)19%～23%, w(Nb) 0.8%～1.2%, w(Ni) 31%～33%，其余為Fe。

將合金加工成15 mm×12 mm×3 mm的薄片，用400#～1 000#水砂紙打磨后在乙醇和丙酮混合溶液中用KQ?250D超聲波清洗儀清洗，干燥后在試樣表面涂敷75%Na2SO4+25%NaCl飽和水溶液，控制涂鹽量為0.9～1.2 mg/cm2，直至獲得一層均勻的混合鹽膜。將涂鹽試樣與烘烤至質(zhì)量恒定、洗凈的瓷舟一起放入KSF 15?16型意豐電爐(控溫精度為±2 ℃)在800 ℃進(jìn)行熱腐蝕試驗(yàn)。腐蝕時(shí)間為2、4、8、12、16和20 h，不同腐蝕時(shí)間后取出磁舟在DT?100光電分析天平(感量為0.1 mg)稱質(zhì)量，試驗(yàn)值為3個(gè)試樣的平均值。

用JSM?6700F型掃描電子顯微鏡(SEM)和EPMA?1600型電子探針?lè)治鰞x分析腐蝕產(chǎn)物的組成、微觀形貌和元素分布。

2 結(jié)果及分析

2.1 合金微觀形貌

圖1所示為真空電弧熔煉制備Co-Al-W和商用MAN900合金的微觀形貌。由圖1(a)可知，7.5 W合金微觀組織由γ-Co基體及γ′-Co3(Al，W)強(qiáng)化相和少量碳化物共同組成。合金微觀組織中呈不規(guī)則多邊形狀、邊長(zhǎng)大小不等、與γ-Co基體界面連續(xù)的是強(qiáng)化相，γ′-Co3(Al, W)強(qiáng)化相是在合金固溶和時(shí)效處理過(guò)程中逐漸形成的。這與SATO等[11]發(fā)現(xiàn)的新型Co-Al-W合金中γ′強(qiáng)化相的形態(tài)和分布形式相同。由圖1(b)可知，MAN 900合金微觀組織是典型的柱狀晶組織，組織均勻，晶界上分布骨干狀一次碳化物，斷續(xù)相間，也有少量二次碳化物呈彌散分布。

2.2 腐蝕動(dòng)力學(xué)

圖2所示為7.5 W、9.8 W、10.7 W和MAN900合金在800 ℃ 75%Na2SO4+25%NaCl熔鹽中的質(zhì)量變化(Δm) (見(jiàn)圖2(a))及其平方(見(jiàn)圖2(b))隨時(shí)間(t)變化的熱腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線。由圖2可知，合金腐蝕質(zhì)量變化隨腐蝕時(shí)間的增加而增大，MAN900合金的質(zhì)量變化最大，7.5 W和9.8 W合金的質(zhì)量變化較小，其耐熱腐蝕能力優(yōu)于MAN900合金的耐熱腐蝕能力。合金腐蝕質(zhì)量變化梯度隨腐蝕時(shí)間的增加逐漸減小，這與合金表面腐蝕膜的形成速度、腐蝕膜的類型及腐蝕膜的致密度對(duì)基體合金的保護(hù)程度有關(guān)。一般來(lái)說(shuō)，合金熱腐蝕過(guò)程分為起始階段和增長(zhǎng)階段，由于涂鹽腐蝕是一種加速腐蝕，起始階段的時(shí)間較短[14]。腐蝕初期(<8 h)，腐蝕質(zhì)量增加很快。隨著腐蝕的進(jìn)行，腐蝕時(shí)質(zhì)量增加逐漸平穩(wěn)。10.7 W合金的熱腐蝕質(zhì)量增加在12～16 h時(shí)非常緩慢，甚至出現(xiàn)質(zhì)量損失現(xiàn)象[10]。質(zhì)量損失是保護(hù)性腐蝕膜的揮發(fā)或破裂[15]及在腐蝕過(guò)程中反應(yīng)產(chǎn)生揮發(fā)性物質(zhì)[16]所致。

圖1 7.5 W(a)和MAN900(b)合金的微觀形貌Fig.1 Micrographs of 7.5 W (a) and MAN900 (b) superalloys

圖2 7.5 W、9.8 W、10.7 W和MAN900合金熱腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線Fig.2 Kinetic curves of hot corrosion of 7.5W、9.8W、10.7W and MAN900 superalloys: (a) ?m—t; (b) ?m2—t

利用Origin軟件對(duì)圖2中曲線進(jìn)行擬合，結(jié)果如表2所列，方程形式為Y2=A+BX，其中：Y代表單位面積的腐蝕質(zhì)量變化；X代表腐蝕時(shí)間。由表2可知，合金在800 ℃的熔鹽中的腐蝕速度由快到慢的順序?yàn)椋篗AN900、10.7 W、9.8 W和7.5 W。由此可見(jiàn)，Co-Al-W合金耐熱腐蝕能力較強(qiáng)。

表2 7.5W、9.8W、10.7W和MAN900合金腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線擬合結(jié)果Table 2 Fitting results of corrosion dynamic curves of 7.5 W、9.8 W、10.7 W and MAN900 superalloys

2.3 XRD分析

表3所列為合金在800 ℃ 75%Na2SO4+25%NaCl熔鹽中靜態(tài)腐蝕2和16 h后的XRD分析結(jié)果。由表3可知，Co-Al-W合金在熔鹽中腐蝕2 h后，除存在表面殘留鹽(Na2SO4、NaCl)外，這有兩類化合物：一類是含氧化合物CoO、CoWO4和Co2AlO4；另一類是硫化物Co9S8。當(dāng)合金涂鹽腐蝕時(shí)間增至16 h時(shí)，Al2O3的特征峰減弱，其他氧化物、硫化物峰位沒(méi)有變化，但強(qiáng)度增強(qiáng)，并出現(xiàn)Co9S8的多個(gè)衍射峰。說(shuō)明隨著腐蝕時(shí)間的增加，硫化物逐漸增多[10]。

表3 合金在800 ℃ 75%Na2SO4+25%NaCL熔鹽中腐蝕不同時(shí)間后表面熱腐蝕膜的組成Table 3 Phase constitutions of hot corrosion of superalloys corroded in 75%Na2SO4+ 25%NaCl at 800 ℃ for different times

由表3可知，當(dāng)腐蝕時(shí)間為2～16 h時(shí)，腐蝕產(chǎn)物較復(fù)雜。表3所列腐蝕產(chǎn)物不包含涂鹽。由于X射線穿透深度的限制，表3所列氧化物和硫化物主要存在于表面和次表面。因此，Co-Al-W合金經(jīng)800 ℃熔鹽熱腐蝕后，腐蝕產(chǎn)物主要為Co的含氧化合物及硫化物。由于CoO的激活能高于Co3O4的激活能，高溫下優(yōu)先氧化成CoAl2O4，因此，CoO保護(hù)膜的耐高溫?zé)岣g能力較強(qiáng)[17]。

2.4 形貌分析

2.4.1 宏觀形貌

圖3所示為7.5W、9.8W和10.7W合金分別腐蝕4、8和12 h后的宏觀形貌。由圖3可知，隨著腐蝕時(shí)間的增加，合金表面形成一層完整而致密的腐蝕膜，腐蝕產(chǎn)物顆粒細(xì)小。隨著腐蝕時(shí)間的增加，合金表面腐蝕膜逐漸呈蓬松狀突起，外表面變得越來(lái)越不規(guī)則，腐蝕膜脫落程度越來(lái)越嚴(yán)重。腐蝕膜脫落后表面呈灰黑色，在合金表面有形狀和深度不同的蝕孔出現(xiàn)。

2.4.2 微觀形貌

圖3 合金分別腐蝕不同時(shí)間后的宏觀形貌Fig.3 Surface morphologies of different superalloys corroded for different times: (a) 7.5W, 4 h; (b) 9.8W, 8 h; (c) 10.7W, 12 h

圖4 7.5W合金腐蝕2和4 h后的微觀形貌Fig.4 Morphologies of 7.5W superalloy after hot corrosion at 800 ℃ for different times: (a) 2 h; (b) 4 h

圖4所示為7.5W合金在熔鹽中腐蝕后表面腐蝕膜的微觀形貌。由圖4(a)可知，7.5W合金腐蝕2 h后表面出現(xiàn)蓬松狀腐蝕膜團(tuán)聚、氧化皮鼓包和開(kāi)裂現(xiàn)象。由圖4(b)可知，合金熱腐蝕4 h后，表層出現(xiàn)蝕坑和沿晶界開(kāi)裂現(xiàn)象。這是由于熔鹽熱腐蝕導(dǎo)致腐蝕膜熱應(yīng)力集中而破壞其形態(tài)，進(jìn)而引起腐蝕膜沿晶界開(kāi)裂。根據(jù)合金熱腐蝕機(jī)理，熱腐蝕分為兩個(gè)階段，即腐蝕初始階段和腐蝕擴(kuò)展(加速)階段。LUTHRA[18]將Co基合金發(fā)生熱腐蝕的機(jī)制總結(jié)為Co或Co的氧化物在合金表面發(fā)生溶解并由此阻止保護(hù)性氧化膜的形成。在腐蝕初始階段，合金中Co的含量高，在試樣表面迅速生成一層Co3O4膜。合金中Mo和A1等含量低的元素發(fā)生內(nèi)氧化，并在Co3O4膜的內(nèi)側(cè)分布較多。隨著腐蝕的進(jìn)行，合金表面腐蝕膜逐漸增厚，腐蝕膜內(nèi)側(cè)貧Co化加劇，使得其他元素含量顯著提高，在該條件下，Co元素在腐蝕膜中的擴(kuò)散速率增大。Co在腐蝕膜/熔鹽界面溶解并重新在液態(tài)鹽膜中析出氧化物，熔鹽中的Mo3+和Al3+可能參與了Co2+/Co3+還原反應(yīng)并以氧化物的形式在熔鹽中析出[18]。在整個(gè)腐蝕過(guò)程中，Co和CoO在合金表面液態(tài)混合熔鹽的溶解使得合金的腐蝕程度增加[19]。

2.4.3 橫截面形貌

圖5所示為7.5W、9.8W和MAN900合金在75%Na2SO4+25%NaCl熔鹽中腐蝕的橫截面形貌。由圖5可知，3種合金在熔鹽中腐蝕膜結(jié)構(gòu)分3層：呈蓬松狀腐蝕膜最外層、相對(duì)致密的中間過(guò)渡層和致密的腐蝕膜內(nèi)層。

圖5 不同合金經(jīng)腐蝕不同時(shí)間后的橫截面形貌Fig.5 Cross-sectional micrographs of different superalloys after corroded for different times: (a) 7.5W, 4 h; (b) 9.8W, 8 h; (c) MAN900, 2 h

圖6所示為7.5W、9.8W和MAN900合金分別腐蝕不同時(shí)間后的線掃描元素分布。由圖6(a)和(b)可知，7.5W合金腐蝕4 h后，表面腐蝕膜最外層為富鈷氧化物，Al和W含量較低；中間過(guò)渡層由Co、Al和W復(fù)雜氧化物組成，Co和Al氧化膜交替存在，但貧Co；腐蝕膜內(nèi)層由Al和Co氧化物組成，Al含量高于但Co含量低于中間層中各元素含量。由圖6(c)和(d)可知，9.8 W合金腐蝕2 h后，腐蝕膜最外層亦為富鈷氧化物，其他元素含量很低；中間過(guò)渡層是Co和Al的復(fù)雜氧化物層，W含量很低；腐蝕膜內(nèi)層由Co氧化物組成，Al含量低于過(guò)渡層中的Al含量。由圖6(e)和(f)可知，MAN900合金在熔鹽中熱腐蝕膜也分為3層。最外層和最內(nèi)層為Cr的氧化物，Ni含量低于中間過(guò)渡層中的Ni含量。中間過(guò)渡層為Ni、Cr、Mn和Si的復(fù)雜氧化物層，其Cr含量遠(yuǎn)低于腐蝕膜內(nèi)、外層中的Cr含量。

圖6 7.5W、9.8W和MAN900合金腐蝕不同時(shí)間后腐蝕膜及其線掃描元素分布Fig.6 Cross-sectional micrographs and liner scanning element distribution of different superalloys corroded for different times: (a), (b) 7.5W, 4 h; (c), (d) 9.8W, 2 h; (e), (f) MAN900, 2 h

3 討論

從Co-Al-W合金在熔鹽中腐蝕動(dòng)力學(xué)曲線及其擬合結(jié)果可知(見(jiàn)圖2和表2)，隨著腐蝕時(shí)間的增加，該合金腐蝕質(zhì)量增加較MAN900的小，耐熱腐蝕性能優(yōu)于MAN900合金的耐熱腐蝕性能。從圖4～6合金表面腐蝕膜形態(tài)及元素分布來(lái)看，隨著腐蝕時(shí)間的增加，合金表面出現(xiàn)蓬松狀腐蝕膜團(tuán)聚、開(kāi)裂和脫落現(xiàn)象，腐蝕膜最外層由于脫落逐漸變薄；中間過(guò)渡層氧化物種類較復(fù)雜，但隨著腐蝕時(shí)間的增加，各元素分布趨于均勻、穩(wěn)定，腐蝕膜致密性逐漸增加。Al元素形成的氧化膜(Al2O3)比較致密，可對(duì)腐蝕膜內(nèi)層起隔離氧和基體接觸的保護(hù)作用，所以，未出現(xiàn)腐蝕膜和基體分層、開(kāi)裂和蝕孔穿透腐蝕膜的現(xiàn)象。

ZHANG等[20]對(duì)幾種合金化元素在鈷基高溫合金中所起作用的研究時(shí)發(fā)現(xiàn)，元素Al可以促使合金在凝固過(guò)程中形成γ′相，也能提高合金的抗熱腐蝕能力。合金凝固過(guò)程中Mo、Al在枝晶間區(qū)域偏析，而Co、W元素分布在枝晶上。Al元素在氧化性氣氛中形成更穩(wěn)定的氧化膜使合金腐蝕膜更加致密和穩(wěn)定。對(duì)于鈷基高溫合金的熱腐蝕來(lái)說(shuō)，合金中富鈷元素容易在氧化環(huán)境中生成CoO和Co3O4，這兩種鈷的氧化物主要通過(guò)Co沿晶格向外擴(kuò)散生成。根據(jù)熱腐蝕機(jī)制的電化學(xué)模型[21]，陽(yáng)極發(fā)生深度氧化反應(yīng)，逐漸形成Co2+和Co3+離子，但其在氧化物/熔鹽界面氧活度低。Co2+在熱力學(xué)上是穩(wěn)定的，在熔鹽中向外遷移，并在熔鹽/氣體界面發(fā)生氧化反應(yīng)。在靠近氣相的局部熔鹽區(qū)，Co3+和O2?的濃度積超過(guò)其溶度積，于是，它們相互結(jié)合，以疏松的Co3O4粒子形成沉積[22]。在氧化物/熔鹽界面，由于氧參與陰極還原反應(yīng)，氧活度將明顯降低，硫活度明顯升高。硫通過(guò)溶解?擴(kuò)散機(jī)制或含硫氣體分子(如SO2)經(jīng)致密氧化層中的疏松、孔洞、裂紋及氧化物晶界缺陷向內(nèi)遷移，在具有足夠還原性的合金/氧化物界面和致密氧化層中發(fā)生還原反應(yīng)形成硫化物[22]，熔鹽加速物質(zhì)擴(kuò)散是通過(guò)形成硫化物實(shí)現(xiàn)的。

一般認(rèn)為，硫化物的形成有兩種方式[23]：一種是SO先被還原成單質(zhì)硫，單質(zhì)硫通過(guò)腐蝕膜中的物理缺陷滲透到合金基體前沿形成硫化物；另一種是在較低的氧勢(shì)下，金屬直接與SO反應(yīng)形成硫化物與氧化物，這些硫化物會(huì)因氧勢(shì)升高而轉(zhuǎn)變?yōu)檠趸铮瑥亩鴮⒘蛲葡蚋畹那把兀尚碌牧蚧颷23]。另外，由于表面腐蝕層存在裂紋等缺陷，Na2SO4中的硫可以通過(guò)缺陷擴(kuò)散至氧化層、基體界面及基體內(nèi)部，由于氧勢(shì)低而生成硫化物，也可能是Na2SO4熔體在氧化層和基體界面發(fā)生SO還原反應(yīng)，進(jìn)而在Co貧化區(qū)發(fā)生反應(yīng)生成內(nèi)氧化物和內(nèi)硫化物[24]。

4 結(jié)論

1) 在800 ℃75%Na2SO4+25%NaCl熔鹽中，Co-Al-W合金的腐蝕質(zhì)量增加比MAN900的腐蝕質(zhì)量增加小，合金耐熱腐蝕能力較強(qiáng)，其中7.5W和9.8W合金的腐蝕質(zhì)量增加最小。

2) Co-Al-W合金在熔鹽中腐蝕膜結(jié)構(gòu)分為3層：即呈蓬松狀由富鈷氧化物組成的腐蝕膜最外層;由Co、Al和W復(fù)雜氧化物組成的中間過(guò)渡層和由Al和Co氧化物組成較致密的最內(nèi)層。 MAN900合金在熔鹽中的腐蝕膜也分為3層：最外層和最內(nèi)層為Cr的氧化物，Ni含量較低；中間過(guò)渡層為Ni、Cr、Mn和Si組成的復(fù)雜氧化物，Cr含量較低。

3) 隨著腐蝕時(shí)間的增加，合金腐蝕膜最外層由于脫落逐漸變薄，中間過(guò)渡層厚度逐漸增加，各元素在該層中分布趨于均勻、穩(wěn)定，腐蝕膜內(nèi)層致密性增加使該層增厚不明顯。

REFERENCES

[1] 陳 磊, 王富崗. 抗高溫氧化合金的研究進(jìn)展[J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2002, 16(5): 27?29. CHEN Lei, WANG Fu-gang. Process in study on anti-high temperature oxidation alloy[J]. Materials Review, 2002, 16(5): 27?29.

[2] KAI W, LEE C H, LEE T W, WU C H. Sulfidation behavior of Inconel 738 superalloy at 500?900 ℃[J]. Oxidation of Metals, 2001, 56(1/2): 51?71.

[3] MISRA R D K, SIVAKUMAR R. Effect of NaCl vapor on the oxidation of Ni-Cr alloy[J]. Oxidation of Metals, 1986, 25(1/2): 83?92.

[4] ZHU Ri-zhang, GUO Man-jiu, ZUO Yu. Study of the mechanism of internal sulfidation-internal oxidation during hot corrosion of Ni-base alloys[J]. Oxidation of Metals, 1987, 27(5/6): 253?265.

[5] BOURHIS Y, JOHN C S. Na2SO4and NaCl-induced hot corrosion of six nickel-base superalloys[J] . Oxidation of Metals, 1975, 9(6): 507?528.

[6] KAMESWA S R. The role of NaCl in the hot-corrosion behavior of nimonic alloy 90[J]. Oxidation of Metals, 1986, 26(1/2): 33?44.

[7] CUI H, ZHANG J S, MURATA Y. Hot corrosion behavior of Ni-based superalloy with higher Cr contents. Part Ⅱ: Mechanism of hot corrosion behavior[J]. Journal of University of Science and Technology Beijing: English Edition, 1996, 3(2): 91?98.

[8] 黃乾堯, 李漢康. 高溫合金[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 2000: 100?133. HUANG Qian-yao, LI Han-kang. High temperature alloy[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2000: 100?133.

[9] RAPP R I A. Hot corrosion of materials: A fluxing mechanism[J].Corrosion Science, 2002, 44(2): 209?221.

[10] 李 云, 郭建亭, 袁 超, 楊洪才, 徐 寧, 申志明. 鎳基鑄造高溫合金K35的熱腐蝕行為[J]. 中國(guó)腐蝕與防護(hù)學(xué)報(bào), 2005, 25(4): 250?255. LI Yun, GUO Jian-ting, YUAN Chao, YANG Hong-cai, XU Ning, SHEN Zhi-ming. Hot corrosion of nickel-base cast superalloy K35 at 800 ℃[J]. Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection, 2005, 25(4): 250?255.

[11] SATO J, OMORI T, OIKAWA K, OHNUMA I, KAINUMA R, ISHIDA K. Cobalt-base high-temperature alloys[J]. Science, 2006, 312: 90?93.

[12] SUZUKI A, DENOLF G C, POLLOCK T M. Flow stress anomalies in γ/γ′ two-phase Co-Al-W-base alloys[J]. Scripta Materialia, 2007, 56(5): 385?388.

[13] BELTRAN A M. Superalloys Ⅱ[M]. New York: Wiley, 1987: 135.

[14] 李樹(shù)索, 韓雅芳, 肖程波, 宋盡霞. Ni3Al基合金IC6及MCrAlY包覆涂層的抗腐蝕性能[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2003, 13(6): 1451?1455. LI Shu-suo, HAN Ya-fang, XIAO Cheng-bo, SONG Jin-xia. Corrosion resistances of Ni3Al based alloy IC6 and MCrAlYoverlay coatings[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2003, 13(6): 1451?1455.

[15] ECER G M, MEIER G H. Oxidation of high-chromium Ni-Cr alloys[J]. Oxidation of Metals, 1979, 13(2): 119?158.

[16] BEN-ABDERRAZIK G, MOULIN G, HUNTZ A M. Relation between impurities and oxide-scale growth mechanisms on Ni-34Cr and Ni-20Cr alloys.Ⅰ: Influence of C, Mn, and Si [J]. Oxidation of Metals, 1990, 33 (3/4): 191?235.

[17] 劉培生, 陳國(guó)鋒, 梁開(kāi)明. DZ40M鈷基合金的高溫氧化[J]. 中國(guó)腐蝕與防護(hù)學(xué)報(bào), 1999, 19(6): 339?344. LIU Pei-sheng, CHEN Guo-feng, LIANG Kai-ming. High temperature oxidation of DZ40M alloy[J]. Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection, 1999, 19(6): 339?344.

[18] LUTHRA K L. Low temperature hot corrosion of cobalt-base alloys. part Ⅰ: Morphology of the reaction product[J]. Metallurgical Transactions A, 1982, 13: 1843?1852.

[19] 趙雙群, 謝錫善, GAYLORD D S. 新型鎳基高溫合金在模擬燃煤鍋爐環(huán)境中的腐蝕[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2004, 40(6): 659?663. ZHAO Shuang-qun, XIE Xi-shan, GAYLORD D S. Corrosion of a new nickel base superalloy in coal-fired boiler environments[J]. Acta Metallrugica Sinica, 2004, 40(6): 659?663.

[20] ZHANG J S, HU Z Q, MURATA Y, MORINAGA M, YUKAWA N. Design and development of hot-resistant nickel-base single crystal superalloys by the d-electrons alloy design theory. part Ⅱ: Effects of refractory metals Ti, Ta and Nb on microstructure and properties[J]. Metallurgical Transactions A, 1993, 24: 2451?2463.

[21] 李美栓. 金屬的高溫腐蝕[M] .北京: 冶金工業(yè)出版社, 2001: 391?392. LI Mei-shuan. High temperature corrosion of metals[M]. Beijing: Metallurgical Industrial Press, 2001: 391?392.

[22] 蘇 勇, 孫長(zhǎng)波, 尹 麗. Co及Co-10Ce合金在900 ℃空氣中的熱腐蝕行為研究[J]. 遼寧化工, 2006, 35(8): 439?441. SU Yong, SUN Chang-bo, YIN Li. Study on hot corrosion of Co and Co-10Ce alloy in air at 900 ℃[J]. Liaoning Chemical Industry, 2006, 35(8): 439?441.

[23] 王淑荷, 郭建廷, 賴萬(wàn)慧, 譚明輝, 李 輝, 孫 超. NiAl-20%atFe合金的高溫氧化與熱腐蝕行為[J]. 中國(guó)腐蝕與防護(hù)學(xué)報(bào), 1995, 15(2): 135?140. WANG Shu-he, GUO Jian-ting, LAI Wan-hui, TAN Ming-hui, LI Hui, SUN Chao. High temperature oxidation and hot corrosion behavior of NiAl-20%at Fe alloy[J]. Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection, 1995, 15(2): 135?140.

[24] 趙雙群, 謝錫善. 新型Ni-Cr-Co基高溫合金的熱腐蝕行為[J].材料科學(xué)與工藝, 2006, 14(5): 507?509. ZHAO Shuang-qun, XIE Xi-shan. Hot corrosion behaviors of new Ni-Cr-Co base superalloy[J]. Materials Science and Technology, 2006, 14(5): 507?509.

(編輯 陳衛(wèi)萍)

Effect of alloying element tungsten on hot corrosion behavior of novel Co-Al-W superalloys

XU Yang-tao1,2, XIA Tian-dong1,2, YAN Jian-qiang1,2
(1. State Key Laboratory of Gansu Advanced Non-ferrous Metal Materials, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China; 2. Key Laboratory of Non-ferrous Metal Alloys, Ministry of Education, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China)

The hot corrosion kinetics and hot corrosion behavior of Co-Al-W and MAN900 superalloys at 800 ℃ in 75%Na2SO4+25%NaCl molten salt were studied. The results show that the mass gains of 7.5 W, 9.8 W and 10.7 W alloys are less than those of MAN900 superalloy. The hot corrosion resistance of Co-Al-W superalloys is superior to that of MAN900 superalloys. The hot corrosion oxide scale of Co-Al-W superalloys is made up of three layers, that are, the external corrosion layer consisting of Co oxide (Co3O4), the intermediate mixed oxides layer composed of complex oxide and nonuniform-barren oxide layer of Co, Al, W and an internal attacked layer with different compounds of Co, Al and O. With the increase of corrosion time, the intermediate mixed oxide layer becomes thicker, the external layer becomes thinner and internal layer almost has no change, but compactness of internal layer increases gradually.

Co-Al-W superalloys; alloying element tungsten; hot corrosion

TG172.6; TG146.1

A

1004-0609(2011)01-0110-08

2009年中國(guó)科學(xué)院西部之光計(jì)劃資助項(xiàng)目(0901ZBB066)；甘肅省中青年科技基金計(jì)劃項(xiàng)目(099RJYA018); 蘭州理工大學(xué)優(yōu)秀青年教師培養(yǎng)計(jì)劃項(xiàng)目(1001ZCX009); 蘭州理工大學(xué)博士科研啟動(dòng)基金資助項(xiàng)目(01-0282)

2009-12-31;

2010-05-13

徐仰濤, 講師, 博士研究生; 電話: 0931-2973563; E-mail: xuyt@lut.cn