氯化物熔鹽中鉻的價態對鎳基合金腐蝕性的影響

魏小蘭，戚文杰，丁靜，陸建峰，王維龍，劉書樂

（1 華南理工大學化學與化工學院，廣東 廣州 510640； 2 中山大學材料科學與工程學院，廣東 廣州 510006）

引 言

近年來全球能源消費總量迅速增長，同時全球氣候變化加劇各國對清潔能源的需求。聚光太陽能熱發電技術（concentrated solar power，CSP）是一種有前景的清潔能源利用技術[1]。通過與大規模的儲熱系統相結合，CSP 發電站可一定程度上克服太陽能利用過程中所面臨的間歇性問題，從而提供平穩可調峰的電力。目前CSP發電站的儲熱系統多使用硝酸鹽熔鹽作為傳熱儲熱的工質，但由于硝酸熔鹽在高溫下受熱易分解，并產生對環境有害的氮氧化物，因此限制了系統的最高工作溫度[2]。為滿足商業化需求，CSP發電站須提高運行的工作溫度，以實現更低的單位發電成本以及更高的能源利用效率。而氯化物熔鹽在高溫下有更好的穩定性，且具有儲熱性能好、原料存量大、成本低廉等優勢，有望成為下一代CSP儲熱系統的傳熱儲熱流體[3-4]。

高溫氯化物熔鹽對金屬結構材料的腐蝕是制約其應用的重要因素[5-6]。在高溫氯化物熔鹽儲熱系統中，富鉻（Cr）合金結構材料會受到侵蝕性腐蝕，主要表現為合金表面與晶界中Cr 的優先流失[7-11]，進而使熔鹽熔體中Cr的含量上升。研究表明，腐蝕后的氯化物熔鹽中，Cr 含量可達幾十到數千ppm(1 ppm=1 mg/L)[12-13]，其具體的濃度取決于腐蝕時間、溫度、合金中的Cr含量等。

從合金進入熔鹽中的Cr 元素可以是多種價態的。美國橡樹嶺國家實驗室研究發現[14]，在氟鹽中，由金屬進入鹽中鉻價態有Cr2+和Cr3+兩種，二者含量與氟熔鹽酸堿性相關。Bawane 等[15]通過電子能量損失譜的研究發現，氬氣氣氛下，鉻在ZnCl2以及KCl-MgCl2熔鹽中腐蝕后的價態為+3。王學良[16]研究金屬鉻在NaCl-KCl熔鹽中腐蝕時發現，鉻還會以0價態的形式微量擴散于熔鹽中。

在實際工況下，熔鹽在合金管道中冷熱循環流動，由于溫度的改變，Cr 的溶解度亦會發生變化，從而可能發生局部的積累。這種溶解于熔鹽中的Cr元素一定程度改變了原有熔鹽的組分，對熔鹽的熱物性或腐蝕性可能造成影響。如彭浩[17]在LiFNaF-KF 熔鹽中分別引入CrF2和CrF3后發現，Cr3+因其具有一定氧化性會加劇對316L不銹鋼的腐蝕，而Cr2+則有效抑制腐蝕。陰慧琴[18]為研究進入熔鹽的腐蝕產物對LiF-NaF-KF 熔鹽熱物性的影響而引入6000 ppm CrF3，結果發現CrF3對熱物性影響較小，但會加速對Hastelloy-N 的腐蝕。但這些研究主要集中在氟化物熔鹽中。在氯化物熔鹽中Cr 的溶解亦引起了一些研究者的關注，如通過第一性原理分子動力學研究Cr 在氯化物熔鹽中的微觀結構和擴散情況[19-20]，但對熔鹽腐蝕性的影響研究較少。

已有的實驗研究表明，在氯化物熔鹽中，鐵基合金耐腐蝕性不佳，而鎳基合金則相對較好[7]，為此鎳基合金可以作為儲熱系統中換熱器等關鍵部位的結構合金。而其中哈氏合金(Hastelloy alloy)是應用較為廣泛的商用鎳基合金，一般而言具有良好的抗腐蝕性和熱穩定性[21]。為了解進入氯化物熔鹽中不同價態鉻對金屬后續腐蝕性的影響，本研究在三元NaCl-MgCl2-CaCl2共晶熔鹽中分別引入可能的腐蝕產物Cr、CrCl2、CrCl3，探討不同含鉻熔鹽對一種貧鉻Hastelloy B-2(HB-2)和兩種富鉻Hastelloy C-276(HC-276)、Hastelloy X(HX) 哈氏鎳基合金在高溫下的腐蝕行為。通過測量腐蝕前后合金試樣的質量損失、分析合金試樣表層和剖面的微觀形貌與組成，從而研究進入熔鹽中鉻的價態對三種合金腐蝕性的影響。

為了揭示進入熔鹽中不同價態的鉻對金屬腐蝕性影響的機理，計算了CrCl3分別氧化單質Cr、Fe、Ni、Mo反應的標準Gibbs自由能，根據其代數值判斷CrCl3在熔鹽腐蝕中的作用。

1 實驗材料和方法

1.1 實驗材料

研究所用鎳基合金HB-2、HC-276 與HX 的化學組成如表1 所示。將三種合金切割成30 mm×15 mm×2 mm 尺寸的試樣。腐蝕實驗之前，依次用74.0～10.0 μm 顆粒度的SiC 砂紙打磨試樣表面，以除去油污及氧化層；再分別用粒徑為2.5 μm 和1.0 μm 金剛石拋光劑將試樣拋光至鏡面；經去離子水、無水乙醇清洗后置于90℃烘箱中烘干備用。使用分析天平（T-114，北京賽多利斯天平有限公司）稱量每片試樣的質量。

表1 三種鎳基合金的化學組成Table 1 Chemical composition of three nickel base alloys

以市售NaCl(純度≥99.5%，廣州化學試劑廠)、MgCl2(純度≥99%，上海麥克林生化科技有限公司)、CaCl2(純度≥96%，天津市大茂化學試劑廠)按最低共熔點組成NaCl-MgCl2-CaCl2（39.5%∶39.1%∶21.4%）[22]制備三元共晶熔鹽。熔鹽的制備及腐蝕實驗采用的容器均為剛玉坩堝，其在氯化物熔鹽相關研究中亦較多采用[8,23-24]。首先，將三種原料鹽按比例機械混合于坩堝中，將其置于馬弗爐中于250℃下恒溫3 h以除去鹽中的吸附水，再升溫至600℃并恒溫3 h使之形成均勻混合流體。然后冷卻至室溫，經研磨粉碎即得到三元NaCl-MgCl2-CaCl2熔鹽作為基礎鹽(base salt)，記為BS。

1.2 實驗及表征方法

將所制的NaCl-MgCl2-CaCl2基礎鹽分別置于四個編號為1～4的剛玉坩堝中于高溫下熔化。分別向編號為2、3、4 號的坩堝加入0.4%Cr(純度≥99.5%)，0.95%CrCl2(純度≥97%)和1.22%CrCl3(純度≥98%)，使加入的鉻元素的摩爾比例一致，以制備含Cr0、Cr2+以及Cr3+的熔鹽，分別命名為BS-Cr0、BS-Cr2+和BSCr3+。所加入的Cr、CrCl2和CrCl3均購自上海麥克林生化科技有限公司。

將BS 分別裝入3 個200 ml 的剛玉坩堝中，然后分別浸入拋光的試樣HB-2、HC-276 和HX，蓋上蓋子以減少外界氣氛對體系的影響。分別用BS-Cr0、BS-Cr2+和BS-Cr3+鹽代替BS 進行相同操作。然后將上述12 個坩堝同時置于馬弗爐中，600℃下恒溫腐蝕時間為100 h。腐蝕實驗結束后，從坩堝中取出試樣，經腐蝕后試樣分別用去離子水超聲清洗，以去除殘留的熔鹽。稱量腐蝕后合金的質量，計算單位面積的質量損失，如式(1)所示。

式 中，m1為 試 樣 的 原 始 質 量，mg；m2為 腐 蝕100 h 后的質量，mg；S0為試樣的原始表面積，mm2。以質量損失率表征試樣表觀腐蝕程度。

采用X 射線衍射（XRD，德國Bruker D8 Advance）對腐蝕前后的試樣進行物相分析，通過掃描電鏡（SEM，日本日立3700N 型）分析腐蝕前后試樣表面和截面的形貌，同時利用能量色散光譜儀（EDS）表征試樣表面元素分布。

2 實驗結果與討論

2.1 質量損失

三種合金HB-2、HC-276 和HX 分別在BS 鹽，以及BS-Cr0、BS-Cr2+和BS-Cr3+鹽中600℃下腐蝕100 h 后的質量損失率，如圖1 所示。試樣質量的變化受兩方面的影響：一是合金元素發生一定程度的流失，會導致質量降低；二是合金表面腐蝕氧化層的形成，會導致質量的上升。由圖1可見，所有金屬的質量對比腐蝕前都有所降低，但降低的幅度不一，意味著在該溫度下三種合金在氯化物熔鹽中出現了程度不一的腐蝕，且腐蝕行為主要表現為合金中元素的流失。

圖1 HB-2、HC-276和HX在四種熔鹽中腐蝕100 h后的質量損失Fig.1 Mass loss of HB-2,HC-276 and HX after corrosion in four molten salts for 100 h

與在BS 中的腐蝕情況對比，在BS-Cr0以及BSCr2+熔鹽中，三種合金的質量損失均有所降低。而在BS-Cr3+中，HC-276與HX 的質量損失上升，HB-2質量損失下降。且對于三種合金，其質量損失均隨著所引入鉻的價態增大而上升。

根據表面競爭吸附理論[25]，在氯化物熔鹽中的大量氯離子競爭作用下，氧化物層生成往往較為緩慢。且高溫下增強了原子動能漲落，使得合金中的元素容易流失。以合金中元素流失導致的質量變化初步判斷腐蝕嚴重程度，可見熔鹽中含有低價的Cr0和Cr2+時，能有效抑制腐蝕的質量損失。而當熔鹽中引入較高價的Cr3+時，對富鉻的HC-276 和HX有明顯的促進腐蝕作用，這與316L不銹鋼在氟化物熔鹽中的腐蝕現象類似[17]。而Cr3+引入熔鹽后對于貧鉻的HB-2 表現出一定的抑制腐蝕效果，能減少合金元素流失。

2.2 晶體結構分析

圖2是HB-2、HC-276和HX在腐蝕前后的XRD分析結果。在三種熔鹽中腐蝕100 h后，三種合金均很大程度上保留了其本征物相結構。HC-276及HX在三個主峰對應更高的2θ位置產生了新峰，這可能是由于金屬表面某些元素消耗導致的晶面尺寸減小引起XRD峰的偏移[8,26]。相較于在BS-Cr0中的腐蝕，在添加了Cr2+以及Cr3+的熔鹽中腐蝕后樣品出現了明顯新峰，表明腐蝕后的HC-276、HX合金表面在X射線可及的深度，可能出現了新的物相。圖2中HB-2與HC-276 中均沒有出現明顯的表征氧化物腐蝕產物的物相，這可能與一般的金屬氧化物在氯化物熔鹽中不穩定有關[27]；或是氧化物腐蝕層太薄，在腐蝕實驗中沒有形成附著穩定的氧化物層，難以收集到足夠的腐蝕層信息。而HX 合金Cr、Fe 含量相對較高，氧化后容易與來源于熔鹽中Mg2+水解生成的氧化鎂進一步反應后產生MgCr2O4、MgFe2O4，兩者在XRD上較難分辨。結合后文HX在BS-Cr3+中的線掃結果顯示，在氧化層中Cr的含量相對較高，可能主要產物為MgCr2O4，該氧化物能在氯化物熔鹽中生成[7,28]。

圖2 HB-2、HC-276和HX在BS-Cr0、BS-Cr2+和BS-Cr3+三種熔鹽中腐蝕100 h前后的XRD譜圖Fig.2 XRD patterns of HB-2,HC-276 and HX before and after corrosion for 100 h in molten salts of BS-Cr0、BS-Cr2+and BS-Cr3+

2.3 腐蝕形貌

圖3 是HB-2、HC-276 和HX 在BS、BS-Cr0、BSCr2+和BS-Cr3+熔鹽中600℃腐蝕100 h 并超聲水洗清后的表面形貌。由圖3可見，在BS鹽中，三種金屬均遭到明顯的腐蝕。對于HB-2表面，可以看出其表面整體上略凹凸不平，出現多道“溝壑”，把表面分割成多個小塊，為明顯的晶界腐蝕。在非晶界腐蝕的部位，在表面主要以一些細小晶粒的脫落為主，并未形成明顯的腐蝕孔洞。經過100 h 的腐蝕后，HC-276表面已較不平整，存在晶界腐蝕，且分布著較多的細小的腐蝕孔洞，這是孔蝕發生的早期。而HX的平整度最差，不僅有明顯的晶界腐蝕，還出現了很多腐蝕孔洞以及較大范圍的金屬的脫落。由于熔融狀態下的氯化物熔鹽為離子熔體，具有良好的導電性，其靜態腐蝕反應以電化學腐蝕為主，即熔鹽中的氧化性物質作為氧化劑，而合金上的元素作為還原劑被氧化為對應的離子，其中部分被氧化的合金元素離子溶解在熔鹽中。蝕孔主要是由于在該處形成了活化-鈍化的微電偶腐蝕電池，蝕孔內的合金元素發生陽極溶解反應，金屬陽離子不斷溶解，而氯化物熔鹽體系中大量的穿透性較強的氯離子可穿進蝕孔維持孔內的電中性使腐蝕不斷進行。

圖3 HB-2、HC-276和HX在600℃的BS（a）、BS-Cr0（b）、BS-Cr2+（c）和BS-Cr3+（d）熔鹽中腐蝕100 h后的表面微觀形貌Fig.3 Micromorphology of surface of HB-2,HC-276 and HX after corrosion at 600℃for 100 h in BS(a),BS-Cr0(b),BS-Cr2+(c)and BS-Cr3+(d)molten salts

橫向對比圖3中三種合金在含不同價態Cr的熔鹽中的腐蝕表面形貌，即圖3(b)、(c)、(d)，發現隨著所添加Cr 元素的價態的上升，表面的腐蝕痕跡加深。但具體而言，不同合金的形貌仍有差異。在BS-Cr0鹽中腐蝕后，HB-2 表面平整，腐蝕較輕；HC-276 表面雖比較平整，但表面的蝕孔清晰可辨；HX 表面呈現出明顯的晶界蝕痕。在BS-Cr2+熔鹽中腐蝕后，HB-2 呈現晶界腐蝕的跡象；HC-276 表面的蝕孔已擴大成腐蝕凹坑，但在較平的部分分布著大量蝕孔；HX表面看似平整，但其晶界腐蝕清晰可見。在BSCr3+熔鹽中腐蝕后，HB-2的腐蝕程度比在BS鹽中要輕，但比在BS-Cr0和BS-Cr2+熔鹽中要重；HB-2、HC-276 和HX 在BS-Cr3+熔鹽中的腐蝕程度隨著合金中Cr含量的增大而增大，尤其在HX表面布滿了蝕坑與蝕孔。總之，在熔鹽中分別引入Cr0、CrCl2和CrCl3后，它們對三種金屬的腐蝕嚴重程度表現為Cr3+＞Cr2+＞Cr0，這與圖1所示的質量損失情況相吻合。

對三種合金表面腐蝕前、后進行主要元素的EDS分析，分析區域均取40 mm2，分析結果如表2所示。

由表2 可見，HB-2 在腐蝕前、后表面各元素含量差異不大，說明腐蝕過程中腐蝕層主要元素Ni和Mo 可能均勻消減。HC-276 和HX 被腐蝕后其Cr、Fe 元素含量下降較多，呈現Cr 和Fe 優先流失的現象，而且合金中Cr、Fe 流失程度隨著熔鹽中加入的鉻的價態升高而增大。

圖4 是HB-2、HC-276 和HX 在BS、BS-Cr0、BSCr2+和BS-Cr3+熔鹽中600℃下腐蝕100 h 并超聲水洗后的截面形貌。圖4(a)剖面呈現裂隙，印證了圖3(a)所示HB-2 和HC-276 的晶界腐蝕現象，圖4(a)剖面中的蝕孔也印證了圖3(a)中HX的點蝕行為。

圖4 HB-2、HC-276和HX在600oC的BS（a）、BS-Cr0（b）、BS-Cr2+（c）和BS-Cr3+（d）熔鹽中腐蝕100 h后的截面微觀形貌Fig.4 Microstructure of cross section of HB-2,HC-276 and HX after corrosion at 600℃for 100 h in BS(a),BS-Cr0(b),BS-Cr2+(c)and BS-Cr3+(d)molten salts

比較圖4(b)和圖4(c)發現，HB-2 和HC-276 在BS-Cr0和BS-Cr2+鹽中的腐蝕很淺，剖面平整無明顯裂隙和蝕孔，但HX 剖面出現了蝕孔，圖4(d)顯示HX 在BS-Cr3+鹽中腐蝕后腐蝕層厚度增大，而且其剖面形貌與其在BS 熔鹽中腐蝕后的差別較大。圖4（d）表明，HB-2 在BS-Cr3+鹽中腐蝕后，其剖面出現了腐蝕的跡象，但剖面仍然比較平整，沒有出現明顯的蝕孔和裂隙，與圖3（d）和表2 的分析一致。

2.4 元素分布

為進一步探究Cr 元素對熔鹽腐蝕性的影響機理，分析了各試樣的截面元素分布情況。圖5～圖8是HC-276 分別在BS、BS-Cr0、BS-Cr2+和BS-Cr3+熔鹽腐蝕后其剖面的元素面分布圖及EDS 線掃結果。

圖5 線掃的結果中，HC-276 在BS 熔鹽中腐蝕后，表面數微米內氧含量明顯升高，且線掃（黃線）掠過的腐蝕“通道”的氧含量亦明顯上升，即在氯化物熔鹽中，HC-276 的腐蝕行為并不是單純的元素流失，仍會生成一定的氧化層。從圖6 可見，HC-276 在BS-Cr0中元素的損失集中于表面，且線掃結果顯示，幾種合金元素的含量與HC-276 腐蝕前基本一致，唯有在最初的1～2 μm 處信號下降，意味著在BS-Cr0中主要是各種元素的均勻流失，且流失的量很少，表面未有明顯的氧化層生成。從圖7可見，BS-Cr2+中表面元素亦基本均勻流失，在表面有一定的氧化層。而圖8 中顯示，HC-276 熔鹽在BS-Cr3+中腐蝕后，其腐蝕層中鉻、鐵元素分布明顯降低，特別是鉻降低幅度較大，說明熔鹽中引入CrCl3會促進合金中鉻和鐵的流失。

圖5 HC-276在BS熔鹽中腐蝕100 h后截面EDS線掃結果（沿黃線）及元素分布Fig.5 EDS line scanning results(along yellow line)and cross section element distribution of HC-276 after corrosion in BS molten salt for 100 h

圖6 HC-276在BS-Cr0熔鹽中腐蝕100 h后截面EDS線掃結果（沿黃線）及元素分布Fig.6 EDS line scanning results(along yellow line)and cross section element distribution of HC-276 after corrosion in BS-Cr0 molten salt for 100 h

圖7 HC-276在BS-Cr2+熔鹽中腐蝕100 h后截面EDS線掃結果（沿黃線）及元素分布Fig.7 EDS line scanning results(along yellow line)and cross section element distribution of HC-276 after corrosion in BS-Cr2+molten salt for 100 h

圖8 HC-276在BS-Cr3+熔鹽中腐蝕100 h后截面EDS線掃結果（黃線）及元素分布Fig.8 EDS line scanning results(along yellow line)and cross section element distribution of HC-276 after corrosion in BS-Cr3+molten salt for 100 h

通過消耗所添加的Cr0，避免了氧化性物質直接氧化合金的元素，從而減緩了腐蝕。

對于BS-Cr2+，熔鹽中大量的Cr2+相當于提高了反應式（2）、式（3）中生成物的濃度，降低了Cr 被氧化的化學勢，從而降低了Cr 被氧化的速率，Cr 流失的現象得到減緩。且Cr2+亦能被氧化成更高的價態，從而消耗氧化性物質。

對于BS-Cr3+，Cr3+能氧化合金的元素，且以鐵、鉻元素為主，從而明顯加速腐蝕。

圖9 和圖10 分別為HX 在BS 以及BS-Cr3+熔鹽中腐蝕100 h 后截面EDS 線掃及元素面分布圖。由圖可知，HX 分別在BS 和BS-Cr3+熔鹽中腐蝕后元素分布表現出顯著差異。圖9 所示腐蝕層中O 和Mg元素比圖10 的顯著。這可能是BS-Cr3+熔鹽中CrCl3消耗了部分熔鹽中的溶解O2，使圖10腐蝕層中形成的MgO 減少，但不妨礙CrCl3氧化合金中的Cr和Fe，促進富鉻富鐵合金腐蝕。圖10顯示HX腐蝕層中的鉻和鐵明顯減少，說明熔鹽中引入CrCl3會促進合金中鉻和鐵的流失。

圖9 HX在BS熔鹽中腐蝕100 h后截面EDS線掃結果（沿黃線）及元素分布Fig.9 EDS line scanning results(along yellow line)and cross section element distribution of HX after corrosion in BS molten salt for 100 h

圖10 HX在BS-Cr3+熔鹽中腐蝕100 h后截面EDS線掃結果（沿黃線）及元素分布Fig.10 EDS line scanning results(along yellow line)and cross section element distribution of HX after corrosion in BS-Cr3+molten salt for 100 h

2.5 熔鹽中鉻價態對鎳基金屬腐蝕的熱力學分析

當富鉻合金浸入液態熔鹽中時，鹽中的氧化性雜質，如熔鹽中溶解的O2、H2O 和水解產物HCl 以及由O2在腐蝕過程產生的Cl2等均會引起合金腐蝕[33]。為反映各種元素的流失傾向，計算了構成合金組成元素的標準摩爾生成Gibbs 自由能ΔfG?m，如表3 所示，相關物質參數采用HSC9數據庫中的參數。

表3 合金元素的氯化物600℃下的標準摩爾生成Gibbs自由能Table 3 Molar Gibbs free energy of formation of metal chloride at 600℃

可見，Cr 的氯化物生成Gibbs 自由能最負，因而其還原性最高，最容易被優先氧化；其次是Fe。因而，在表2中顯示Cr與Fe的優先流失。

當熔鹽中引入Cr0，由于所添加的金屬Cr 粉會優先消耗溶解于熔鹽中的氧化性物種（如溶解O2），發生如式(4)、式(5)的反應(ΔrG?m為反應的標準Gibbs自由能)。

上述反應可降低熔鹽中氧化性物種的量，這與添加活性金屬Mg[34]抑制腐蝕機理較為一致，從而使金屬表面被侵蝕最少。

當熔鹽中存在一定濃度的Cr2+可一定程度抑制合金中Cr的陽極溶解，因為合金表面Cr的陽極溶解首先發生式(6)的反應。

從CrCl3氧化Cr 和Fe 在600℃下反應的標準Gibbs 自由能小于-40 kJ/mol（表征反應進行完全的關鍵數據）來看[35]，Cr3+對合金表面Cr與Fe 的氧化進行得十分徹底。而相同溫度下CrCl3氧化Ni、Mo 反應為-29.6 kJ/mol、-22.5 kJ/mol，反應程度均小于上述兩個反應。因而，CrCl3對HB-2 合金的加速腐蝕程度較弱。

同時，Cr3+仍具有一定的還原性，Cr3+還可被熔鹽中的O2等氧化性雜質氧化成更高價的化合物[7,36]，對于低Cr、Fe 的HB-2 合金，在該溫度下Cr3+對金屬鎳和鉬的氧化程度可能有限，而Cr3+被氧化，消耗了熔鹽中的氧化性物質，從而總體上反而抑制其對HB-2 的腐蝕。可見，Cr 和Fe 流失不僅與熔鹽中氧化性物種（例如溶解O2）有關[7]，還與熔鹽中引入鉻的價態有關。

3 結 論

采用靜態浸沒法研究了NaCl-MgCl2-CaCl2熔鹽中引入Cr0、CrCl2和CrCl3后，對鎳基合金HB-2、HC-276 和HX 腐蝕性的影響，通過熱力學計算說明了CrCl3的引入對富鉻合金腐蝕性增強的原因，研究獲得如下結論。

（1）NaCl-MgCl2-CaCl2熔鹽中引入低價態Cr 和CrCl2，能有效降低HB-2、HC-276 和HX 的腐蝕程度；引入Cr3+則會促進兩種富鉻合金的腐蝕，但能抑制低鉻合金HB-2的腐蝕。

（2）進入熔鹽的Cr0和CrCl2，主要通過消耗熔鹽中溶解的氧化性物種（如O2、H2O 等）來抑制金屬的腐蝕。

（3）進入熔鹽的CrCl3，對合金中的單質Cr 和Fe有很強的氧化性，從而促進富鉻富鐵合金HC-276和HX 的腐蝕。同時CrCl3本身具有還原性，對合金中單質Ni的氧化性有限，從而可抑制貧鉻貧鐵的鎳鉬合金HB-2的腐蝕。