1Cr18Ni9Ti

1Cr18Ni9Ti（共5篇）

1Cr18Ni9Ti 篇1

1 1Cr18Ni9Ti特点成分与力学性能

奥氏体钢以铬镍为主要合金元素。一般奥氏体钢的含铬量为W(Cr)18%,进一步增加含铬量可提高其对一般酸的耐腐蚀能力。1Cr18Ni9Ti力学性能见表1。

2 1Cr18Ni9Ti管焊接工艺过程

2.1焊前准备

2.1.1下料方法的选择

奥氏体不锈钢中有较多的铬,用一般的氧—乙炔切割有困难,可用机械切割、等离子弧切割及碳弧气刨等方法进行下料或坡口加工。

2.1.2焊接材料选择

选用TGS-308L,φ1.6mm焊丝,焊丝上保持干净。母材与焊丝成分见表2。

2.1.3坡口的制备

坡口采用V型坡口,钝边0.5~1mm,间隙为23氺。因不锈钢收缩变形比较大,故间隙应大一些,坡口角度32.5°, 点固焊内部充氩。点焊长度为10 ~ 15mm,点焊位置处于) 坡口简图如图4所示。

2.1.4焊前清理

将试件坡口两侧10 ~ 15mm范围内的油污用磨光机和锉刀打磨干净,直至露出金属光泽 ;用酒精清洗表面杂质。

2.1.5表面防护

在搬运、坡口制备、装配及定位焊过程中,应注意避免损伤钢材表面,以免使产品的耐蚀性降低。如不允许用利器划伤钢材表面,不允许随意到处引弧等。

2.1.6焊接方法及设备

由于焊接热输入较低,特别适宜对过热敏感的奥氏体不锈钢的焊接。本文采用TIG焊接方法进行焊接。

2.1.7施焊技术要求

焊接工艺参数的选择,焊接电流选择要适当,过大的电流会加重接头的氧化过烧,应采用小电流,对壁厚3mm以上的管道,必须焊接两层以上。表3水平固定管焊接工艺参数。

3结论

1Cr18Ni9Ti焊接时,具有较高的热裂纹敏感性,在焊缝及近缝区都有可能出现热裂纹,并在1Cr18Ni9Ti焊缝和HAZ敏化区也会产生晶间腐蚀和应力腐蚀开裂。本文选用TGS-308L,φ1.6mm焊丝,采用小的焊接电流,最快的焊接速度进行焊接1Cr18Ni9Ti。在操作上尽量采用窄焊缝,多道多层焊,并注意每焊完一道焊缝后要等焊接处冷却至室温再进行下一道焊缝的焊接。通过合理的焊接方法,正确焊接参数,必要防治措施,使焊缝质量得到最大的保证,满足使用要求。

1Cr18Ni9Ti 篇2

宝钢苏冶重工有限公司 (以下简称“苏冶重工”) 按照图1所示的结构装焊了不锈钢1Cr18Ni9Ti钢板和16Mn板, 考虑到不锈钢1Cr18Ni9Ti钢板同16Mn板的热膨胀和热冷缩的系数不一样, 在焊接时控制焊接温度在60 °C以下, 焊接方式采用气体保护焊, 焊丝为昆山天泰公司生产的常用TFW-309L药芯焊丝。焊接结束后发现焊缝出现了裂纹。

结晶器是连铸设备中钢水形成板坯时结晶的重要设备, 要求焊缝强度不低于16Mn的强度, 且焊缝在1.5 MPa的压力下不渗漏, 所以不允许焊缝出现裂纹及未焊透等焊接缺陷。为此, 原来焊接的焊缝除了要清除外, 还必须找出焊缝出现裂纹的原因, 以确保结晶器水箱的焊缝质量。

在检查焊缝时发现焊缝裂纹不仅有纵向的, 也有横向的。通过分析, 初步确定裂纹为热裂纹。形成热裂纹的原因有很多, 其中熔深过深, 在焊接厚板和刚度大的的焊件时, 由于冷却速度过快, 熔敷金属流动不畅易导致裂纹。同时由于不锈钢焊接时, 不锈钢的膨胀系数大、冷却收缩时应力大, 也会产生热裂纹。

在检查焊缝时还发现, 装焊结构中的反面因为无法焊接, 由于反面的装配间隙也导致了延迟裂纹。所以要改善焊缝质量问题, 还必须对钢板之间对接的坡口形式进行重新考虑。

2 原因分析

一般情况下, 在选用焊材时, 必须根据母材的化学成分、力学性能、接头的裂纹敏感性、焊后是否热处理以及耐腐蚀性等使用条件进行综合考虑。所以, 选用的焊材要满足焊缝金属与母材的强度以及其他力学性能指标符合规定的要求。如果焊缝金属的强度超过母材过多且塑性较差时, 就可能造成冷弯角, 甚至出现横向裂纹, 所以选用焊材时只要焊缝强度等于或稍高于母材即可。按等强度选用焊材时, 还要考虑板厚、坡口形式以及焊接线能量等因素的影响, 这些因素对焊缝稀释率、冷却速度及焊缝金属的化学成分和接头的组织都有影响, 并最终影响焊缝金属的力学性能。

对于在各种腐蚀介质中工作的耐蚀不锈钢, 应按介质和工作温度来选择焊材。结晶器水箱的工作温度在300 °C以上, 需有较强的耐腐蚀性, 所选用的焊材要含有Ti或Nb等稳定元素, 或者选择超低碳不锈钢焊材。

另一方面, 要解决异种钢焊接, 就必须了解异种钢焊缝金属成分取决于焊材熔敷金属的成分及被母材稀释的程度。当用不锈钢焊材在16Mn表面进行焊接时, 如果不控制稀释率, 则容易因马氏体组织出现而引起裂纹或因铁素体过多而发生σ相脆化。当用奥氏体不锈钢焊材如A302堆焊时, 只要适当控制稀释率, 就能得到相当18-8化学成分的熔敷金属。

由于需焊接的1Cr18Ni9Ti钢板厚度为200 mm, 如果焊前预热会导致焊接处温度过高, 从而导致晶间腐蚀。因为1Cr18Ni9Ti材料的导热性差, 焊前预热后, 在以后的焊接过程中由于不断有焊接线能量的输入, 会使1Cr18Ni9Ti钢板的焊接处温度不断地升高, 如果温度在450 °C以上停留时间过长, 1Cr18Ni9Ti内晶粒的晶界处铬和碳发生反应形成分解缓慢的碳化铬, 导致晶粒内的铬含量流失, 从而使1Cr18Ni9Ti的机械强度大幅度降低。如果不采取预热的措施, 200 mm厚的1Cr18Ni9Ti钢板和16Mn板又无法进行有效地融合, 无法保证焊缝的水密性和强度要求。

3 改进措施

3.1 焊前准备

为了解决焊接结构容易产生延迟裂纹的现象。在焊接前, 苏冶重工先改变了2种钢板之间的装焊形式, 由图纸上的单面焊接改为双面焊接, 坡口形式也由图纸上的单边V坡口改为双面U型坡口 (见图2) 。

由于200 mm厚的不锈钢1Cr18Ni9Ti钢板和16Mn板之间的焊接容易产生热裂纹, 焊接时尽量使不锈钢的表面温度低于16Mn钢板的表面温度。同时焊接前将表面的铁锈、油渍和水汽等杂物清除干净, 消除产生热裂纹的敏感因素的影响。

3.2 焊接

3.2.1 预热

由于1Cr18Ni9Ti钢板和16Mn板热膨胀系数不同, 冷却速度也不一样。1Cr18Ni9Ti钢板散热比16Mn要慢得多, 且1Cr18Ni9Ti钢板在焊接时对温度敏感性强, 在焊接时尽量保持1Cr18Ni9Ti钢板的表面温度处于最低温度。但为了改善16Mn板的焊接性, 又必须提高16Mn板的焊接层间温度, 所以在焊接前先将16Mn板焊接处的温度用氧乙炔预热至250 °C左右。

3.2.2 焊接

苏冶重工对焊接规范进行了严格控制, 焊接电流控制在200～220 A、电压控制在30～32 V之间。为了减少焊接过程中线能量的直接输入, 焊枪在施焊时尽量不作横向摆动, 采用直线后拖焊接, 减少了熔池体积和焊道宽度。在整个焊接过程中, 为了控制1Cr18Ni9Ti钢板的焊接温度, 每焊完一道焊缝就对1Cr18Ni9Ti钢板进行浇水来降低温度。同时焊接前对16Mn板预热至250 °C, 然后在焊接过程中不断地进行加热, 使其层间温度控制在150 °C左右。焊材选用同A302对应的昆山天泰公司生产的气保焊焊丝MIG-309L, 该焊丝0.083%的超低含碳量有效地降低了焊接过程中碳化铬的生成。在焊接时实行正反两面交替焊接, 这样既可相应地控制焊接变形, 还可以避免因连续焊接导致的层间温度在1Cr18Ni9Ti钢板一侧升高的现象。

由于在焊接过程中对焊接规范进行了严格控制, 同时严格实施相应的温度控制措施, 在焊缝全部焊完后, 不锈钢一侧的温度未没有超过60 °C。为了减少焊缝成形过程中产生的应力, 每焊完一道焊缝, 公司利用超声波振动仪进行一次振动消应力处理, 这样在全部焊缝焊接结束后, 累计产生的应力也大为减少。

3.3 清理

焊接结束, 待焊缝表面完全冷却后, 清除表面飞溅。先通过目测的方式对焊缝进行检查, 再用砂轮磨光焊缝表面对焊缝进行着色探伤, 发现焊缝成形良好, 未出现裂纹等缺陷。再通过超声波对焊缝进行内部探伤, 也未有发现气孔、裂纹及未焊透等焊接缺陷。

3.4 焊后处理

奥氏体不锈钢的焊后一般进行固溶处理和消应力处理, 因为固溶处理的高温容易造成变形、产生氧化皮, 所以本产品取消了固溶处理, 通过后续的振动和消应力退火来消除应力、改善金相组织。焊接结束后, 立即对该焊接件进行了420 °C消应力处理, 以保证后续的机械加工精度的稳定。

4 改进效果

苏冶重工在焊接结束及消应力处理后做了水压试验, 水压为2.31 MPa, 保压时间30 min, 试验结束后, 未发生渗漏现象。该结晶器水箱加工结束后和结晶器其他部件装配成形, 然后在整个结构内进行了循环水压试验, 试验压力和保压时间保持一样, 试验结束后, 也未发生渗漏现象。说明整个水箱无论在毛坯结构件还是在机械加工结束后, 焊接质量都满足了技术要求。经过2年多的运行, 各项性能指标均处于良好状态。

参考文献

[1]张子荣, 时炜, 郑华.焊接材料简明选用手册[M].北京:机械工业出版社, 1997.

[2]高忠民.电焊工基本技术[M].北京:金盾出版社, 2007.

1Cr18Ni9Ti 篇3

关键词：清洗剂,腐蚀,1Cr18Ni9Ti

0 前 言

1Cr18Ni9Ti钢耐蚀性能优良,等级为3级[1,2,3],具有较好的抗晶间腐蚀性能[4]、高温强度和高温抗氧性能,作为无缝钢管的基材已广泛用于飞行器排气管管路、锅炉管道、化学装置、热交换器等[5]。钢管使用过程中产生管垢,清洗中存在腐蚀。新型不锈钢清洗剂NAP[6,7],由于添加了羟基乙叉二膦酸(HEDP),除垢能力增强,对金属的点蚀减弱,可广泛用于工业换热水循环系统的化学清洗。本工作采用深度腐蚀测试、电化学测试和金相观测,研究了1Cr18Ni9Ti在新型不锈钢清洗剂NAP中的腐蚀行为。

1 试 验

1.1 清洗剂

清洗剂NAP由水、65%HNO3及50%HEDP按体积比9.00 ∶0.65 ∶1.00配制而成。

1.2 测试分析

1.2.1 深度腐蚀

将面积为25 mm×50 mm的1Cr18Ni9Ti打磨至光亮,计算其暴露表面积并用电子天平称取初始质量。将试样分别浸入(50.0±0.1) ℃和(80.0±0.1) ℃新型不锈钢清洗剂NAP中恒温腐蚀,浸泡时间8~48 h。浸泡后称取试样质量,计算深度腐蚀速率。

1.2.2 电化学测试

将面积为10 mm×10 mm的1Cr18Ni9Ti试样,背面用锡钎焊铜棒后用环氧树脂封装,制备成工作电极,暴露面积为1 cm2,用320~1 200号金相砂纸逐级打磨至表面光亮后用丙酮除油。试验采用三电极系统,辅助电极为铂电极,参比电极为饱和甘汞电极(SCE),腐蚀介质分别为NAP,10%HNO3及5%HEDP溶液。使用LK2005电化学工作站进行动电位及线性伏安扫描,扫描速度1 mV/s。采用线性极化法得出极化电阻Rp进行比较[8]。

1.2.3 金相观测

将面积为10 mm×10 mm的1Cr18Ni9Ti试样用XQ-2B型镶嵌机封装,打磨抛光后分别用丙酮、蒸馏水清洗后吹干,分别置入10%HNO3及NAP腐蚀溶液中,在(50.0±0.1) ℃及(80.0±0.1) ℃恒温腐蚀48 h。腐蚀后仔细清洗试样表面,用NIKON EPIHOT 200金相显微镜观测腐蚀形貌。

2 结果与讨论

2.1 深度腐蚀速率

1Cr18Ni9Ti在不同温度NAP溶液中深度腐蚀速率随时间变化的曲线见图1。

由图1可知:50 ℃时,1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中48 h内深度腐蚀速率较低(小于0.037 mm/a);80 ℃时的前30 h内,随着时间的延长深度腐蚀速率明显增加,在30~48 h时趋于平缓。升高温度有加深腐蚀的趋势,因此应控制清洗温度,防止温度过高造成腐蚀加重。

2.2 电化学性能

1Cr18Ni9Ti在NAP及10%HNO3溶液中极化电阻随温度的变化曲线见图2。由图2可知:1Cr18Ni9Ti在10%HNO3和NAP溶液中的极化电阻均随温度升高而下降,说明腐蚀随温度升高而加重;相同温度下1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的极化电阻基本高于在10%HNO3溶液中,说明1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的腐蚀比在10%HNO3溶液中轻。

1Cr18Ni9Ti在50 ℃的NAP及10%HNO3溶液中连续12 h内极化电阻的变化见图3。由图3可知:随着时间的延长,1Cr18Ni9Ti在2种溶液中极化电阻均呈减小趋势,说明随着时间的延长腐蚀加重;在浸泡开始的1 h内极化电阻上升,这可能是由于1Cr18Ni9Ti在浸入初期生成钝化膜,钝化速度大于腐蚀速度;5~8 h内1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的极化电阻明显高于在HNO3溶液中,在NAP溶液中的腐蚀速度低于在10%HNO3溶液中。因此,将单次清洗时间控制在5~8 h为宜。

1Cr18Ni9Ti在50 ℃的NAP及10%HNO3溶液中的循环伏安曲线见图4。由图4可知:1Cr18Ni9Ti在NAP和10%HNO3溶液中都具有较好的钝化性能,维钝电流极低,表明1Cr18Ni9Ti 在2种溶液中都有较好的耐蚀性能;1Cr18Ni9Ti在10%HNO3溶液中的点蚀击穿电位约为950 mV,具有较高的耐点蚀能力;由于添加了HEDP,1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的点蚀击穿电位高于在10%HNO3溶液中,达到1 100 mV,1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中耐点蚀能力更强。

1Cr18Ni9Ti在50 ℃的5%HEDP,NAP及10%HNO3溶液中的线性伏安曲线见图5。由图5可知:1Cr18Ni9Ti在10%HNO3溶液中没有二次钝化现象;1Cr18Ni9Ti在HEDP溶液中存在明显的再钝化过程,当电位约1 400 mV时才再次达到点蚀击穿电位,钝化膜被击穿发生孔蚀。因此,1Cr18Ni9Ti在HEDP溶液中的耐点蚀性能优于在10%HNO3溶液中。1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的点蚀击穿电位高于在HEDP溶液中,抗点蚀能力进一步提高, 这可能是因为NAP由HNO3和HEDP复配而成,保留了优良的二次钝化特性和耐点蚀性能,甚至有一定的协同作用。

2.3 腐蚀形貌

1Cr18Ni9Ti在不同温度的NAP及10%HNO3溶液中浸泡48 h后的腐蚀形貌见图6。由图6可知:与在10%HNO3溶液中相比,1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的腐蚀非常轻微,没有发现点蚀及晶间腐蚀等局部腐蚀现象。

3 结 论

(1)1Cr18Ni9Ti在50 ℃ NAP清洗剂中的腐蚀非常轻微,深度腐蚀速率小于0.037 mm/a,温度升高时腐蚀加快。

(2)NAP由HNO3和HEDP复配而成,保留了优良的二次钝化特性和耐点蚀性能,甚至有一定的协同作用。1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的点蚀击穿电位高于在HEDP溶液和10%HNO3溶液中,抗点蚀能力进一步提高。

(3)1Cr18Ni9Ti在NAP清洗剂中的腐蚀很轻微,未发现点蚀和晶间腐蚀等局部腐蚀现象。

参考文献

[1]赵麦群,雷阿利.金属的腐蚀与防护[M].北京:国防工业出版社,2002:142～143.

[2]王培智.1Cr18Ni9Ti不锈钢耐蚀性能研究[J].山东冶金,2004,26(增刊):202～204.

[3]朱龙英.不锈钢材料在酸溶液中耐蚀性的研究[J].钢铁研究,2003(2):45～48.

[4]陈睿.1Cr18Ni9Ti不锈钢晶间腐蚀试验研究[J].河南冶金,2006,16(4):14～17.

[5]郑明新.工程材料[M].北京:清华大学出版社,1991:372～377.

[6]秦国治,李欣红.化学清洗实用技术[M].北京:中国石化出版社,1996:52～53.

[7]Pnggo M,Normanh.The effect of some organic-phosphorus compounds on the corrosion behaviors of iron in6M HCl[J].Anti-Corrosion Methods and Materials,1998,45(6):413～418.

1Cr18Ni9Ti 篇4

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

采用板厚为12mm的Q235钢和板厚为10mm的1Cr19Ni9Ti两种异质材料, 选用E309-15 (Cr25-Ni13) 焊条用手工电弧焊焊接, 对形成的焊接接头进行研究。

Q235的碳当量和合金元素的裂纹敏感指数计算为:

一般认为CE≤0.5%时, 钢在焊接时已具有一定的淬硬倾向, 1Crl8Ni9Ti属于奥氏体不锈钢, 具有非常好的塑性和韧性, 因此在焊接时不会发生任何的淬火硬化现象。

1.2 试验方法

针对异种钢焊接特点和对两种材料的焊接性分析, 采取以下焊接工艺进行焊接。

本试验采用ZX7-400 (PE23-400) 手工直流弧焊机;采用对接接头, 接头坡口形式如图2.3所示。

根据以上对两种材料的焊接性分析, 在焊接时采用焊前预热和焊后热处理, 焊接时层间温度控制在小于60℃范围, 采用小电流快速施焊, 然后按照JB4730标准对试样进行X射线探伤, Ⅱ级合格。其余焊接工艺参数见表1所示。

备注:背面采用角向磨光机清根

采用以上工艺进行焊接, 然后对接头进行拉伸试验、冲击试验、显微硬度测试以及金相观察, 并对试验数据进行分析。

2 试验结果及分析

2.1 拉伸试验分析

焊接接头拉伸试验结果显示, 断面收缩率平均值为80.45%, 伸长率平均值为20.37%。每个试样焊缝金属的抗拉强度均高于Q235母材抗拉强度, (Q235母材的抗拉强度为450MPa) 并且断裂位置位于Q235侧母材, 焊缝的抗拉强度大于一侧母材。

2.2 冲击试验分析

采用V型缺口冲击试验方法在室温下测量了焊缝金属、热影响区金属的冲击吸收功, 实验在294/147J冲击实验机上进行。V型缺口分别开在焊缝区和两侧热影响区, 试验结果如表2所示:

2.3 显微硬度测试分析

试验所使用的显微硬度测试仪型号为HVS-1000型, 载荷为1.96N, 加载时间为20s测试了焊态下焊接接头焊缝金属、热影响区金属和母材金属三个区域的显微硬度。从1Cr18Ni9Ti侧热影响区经焊缝金属至Q235侧热影响区方向测试了接头金属的显微硬度, 显微硬度分布如图2所示。

从图2中可以看出, 在Q235侧熔合区金属显微硬度值偏高, 平均达到了240HV, 从熔合区附近开始显微硬度值慢慢降低, 整个热影响区金属的平均显微硬度值为181.3HV, 比Q235侧的熔合区金属的显微硬度值低58.7HV, 而焊缝区金属的显微硬度值分布比较均匀, 和1Cr18Ni9Ti母材相比变化不大。

2.4 焊缝金相组织分析

如图3所示, 在Q235侧母材区显微组织为小块状铁素体、珠光体和小颗粒状的碳化物, 经过不同的焊后热处理之后, 随着热处理温度的升高铁素体块状增大, 颗粒状的碳化物逐渐减少, 其在靠近熔合区的母材部分主要为铁素体组织。1Cr18Ni9Ti母材的组织比较简单, 为分布比较均匀的单相奥氏体组织, Ti的加入产生少量的δ铁素体。铁素体和奥氏体双相组织的存在, 使得1Cr18Ni9Ti的抗腐蚀性能更加优异。1Cr18Ni9Ti不锈钢和Q235焊接, 焊缝金属的组织主要为奥氏体基体上分布有一定数量的骨架或蠕虫状δ铁素体。

结语

通过上面的分析可以得出如下结论:

(1) 焊接接头在室温下的抗拉强度高于Q235母材、显微硬度峰值位于Q235侧熔合区, 焊缝区冲击吸收功比两侧母材低。

(2) 通过制定合理的焊接工艺, 可以在一定程度上控制热影响区晶粒的长大趋势, 从而提高Q235和1Ci18Ni9Ti异种钢的焊接性, 但不能消除长大现象。

参考文献

[1]潘春旭.异种钢及异种金属焊接[M].人民交通出版社, 1976.

[2]中国机械工程学会焊接学会.焊接手册第二版, 机械出版社, 2003.

[3]李亚江, 王娟, 刘鹏.异种钢焊接材料的焊接及应用[M].化学工业出版社, 2004.

[4]李春范, 中国的钢材与焊材[M].焊接, 2006

1Cr18Ni9Ti 篇5

在退役核设施化学清洗[1～3]去污过程中,为了去除渗透到金属基材内部的放射性元素,常常要求化学清洗剂对金属基材有一定的破坏性,以便将放射性物质剥离去除,这种破坏性清洗对金属基材的腐蚀较为严重,通常要加入一定量的缓蚀剂控制其腐蚀速度。目前,国内外对于退役核设施破坏性清洗及其缓蚀剂机理的研究都鲜有报道。本工作研究了苯并三唑对退役核设施用材1Cr18Ni9Ti不锈钢在HK-1清洗剂破坏性清洗中的缓蚀行为,以期为更好地实现核设施化学清洗的可控性提供一些理论依据。

1 试验

1.1 失重性

退役核设施材料为1Cr18Ni9Ti不锈钢,化学成分见表1。尺寸为25 mm×50 mm,用200号砂纸将其打磨至光亮,计算出暴露表面积,并用电子天平称取初始质量。在常温下将1Cr18Ni9Ti不锈钢浸入含0.02%～0.50%苯并三唑(C6H5N3)的HK-1(10%HNO3+0.5%KMnO4)清洗液中。根据下式计算出腐蚀速率:

式中v———失重腐蚀速度,g/(m2 h)

m0———试样初始质量,g

m1———腐蚀后试样质量,g

S———试样暴露表面积,m2

t———腐蚀时间,h

%

1.2 形貌组织分析

将10 mm×10 mm试样用XQ-2B型镶嵌机进行封装,打磨抛光后分别用丙酮、蒸馏水清洗后吹干;置入添加不同浓度HK-1腐蚀介质的广口瓶中密封,(30.0±0.1)℃下恒温腐蚀24 h。试验后仔细清洗其表面,用NIKON EPIHOT 200金相显微镜和SPI3800N SPA400型扫描探针显微镜分别对试样组织和形貌进行观测。

1.3 电化学性能测试

采用三电极系统[3]:辅助电极为铂电极,参比电极为饱和甘汞电极(SCE),工作电极为直径10 mm的1Cr18Ni9Ti不锈钢;背面与铜棒用锡钎焊后用环氧树脂封装,暴露面积为0.785 cm2,100～1 000号金相砂纸逐级打磨至表面光亮后用丙酮除油。使用PARSTAT2273进行开路电位测试(参数设定:1 point/s,测量时间1 800 s)及电化学阻抗测试[参数设定:相对于开路电位频率范围1.0×(10-2～105)Hz,交流幅值为5 mV]。

2 结果与讨论

2.1 失重试验

表2为不同浓度C6H5N3对1Cr18Ni9Ti不锈钢在HK-1中的缓蚀效率。由表2可以看出:随着HK-1中C6H5N3浓度的增加,1Cr18Ni9Ti不锈钢的腐蚀速度呈明显的下降趋势,缓蚀率逐渐升高;当C6H5N3浓度在0.20%时腐蚀失重低于0.07 g/(m2 h)且缓蚀效率大于90%,当C6H5N3浓度在0.50%时缓蚀效率高达98.78%。

2.2 腐蚀形貌

1Cr18Ni9Ti不锈钢在30℃HK-1清洗剂及其含0.20%C6H5N3中浸泡不同时间后的表面形貌见图1和图2。由图1可以看出,1Cr18Ni9Ti不锈钢发生了晶间腐蚀,且随着时间的推移呈加重趋势。由图2可知,1Cr18Ni9Ti不锈钢的晶间腐蚀得到抑制和消除;表面还有一层薄膜,这是由于沉淀型缓蚀剂苯并三唑在金属表面生成沉淀膜,这是其具有缓蚀作用的原因之一,但沉淀膜的致密性和附着能力较差,有脱附的现象。

2.3 腐蚀前后的表面粗糙度

图3为1Cr18Ni9Ti不锈钢表面的三维形貌。腐蚀前1Cr18Ni9Ti不锈钢表面高差变化在26.94 nm以内,经HK-1体系腐蚀后,表面高差变化增大到99.34 nm以内,经HK-1+0.2%C6H5N3体系腐蚀后的表面高差变化则在83.83 nm以内。这说明HK-1体系虽然会对基材产生一定的腐蚀,造成粗糙度增大,但缓蚀剂C6H5N3的加入减缓了基材的腐蚀,并在金属表面形成了一层吸附膜,从而减轻了金属表面粗糙度下降的趋势。

2.4 缓蚀剂浓度对交流阻抗谱及表面与界面行为的影响

在30℃条件下1Cr18Ni9Ti不锈钢在含不同浓度C6N5H3的HK-1体系中的阻抗谱见图4。

由图4a与4b可以看出:随着C6H5N3浓度的增加,Nyquist谱高频区的容抗弧的半径增大,说明随着C6H5N3浓度的增加,金属腐蚀反应的电荷传递电阻Rt增加,金属发生阳极溶解的阻力增大,电极的耐腐蚀性能增强;除C6H5N3浓度在0.30%及0.50%外,其他浓度的谱在低频区均出现感抗弧以上两点也可分别从图4c中看出。随着C6H5N3浓度的增加,低频点的阻抗模值|Z|增大,而低频点的阻抗模值|Z|越大,电极的耐腐蚀性能越好;C6H5N3浓度在0.30%及0.50%时,由于缓蚀率较大,阻抗谱发生“退化”现象,其Nyquist谱呈现简单的容抗弧[4]。阻抗谱的产生与电极上发生的电极过程有关,在自腐蚀电位下,电极上同时进行着阴、阳极反应;在酸性介质中,阴极反应主要为析氢反应,阳极反应主要为铁溶解反应,自腐蚀电位下的阻抗谱即是这2个电极反应的综合表现。根据文献[5],析氢反应在阻抗谱上表现为一个低频小容抗弧;而铁的阳极溶解反应在阻抗谱上表现为一个低频感抗弧。当只有一个高频容抗弧,低频感抗弧和容抗弧都消失,发生了高覆盖度情况下的阻抗谱“退化”现象,说明阴极析氢过程受到了抑制。

3 结论

(1)随着苯并三唑浓度的提高,1Cr18Ni9Ti不锈钢在HK-1体系中腐蚀速度下降,缓蚀效率上升。苯并三唑浓度在0.20%时腐蚀速度低于0.07 g/(m2 h),缓蚀效率大于90.00%;当苯并三唑浓度在0.50%时缓蚀效率高达98.78%。

(2)苯并三唑在1Cr18Ni9Ti不锈钢表面形成一层沉淀膜,有效抑制其在HK-1体系中的晶间腐蚀,但沉淀膜稳定性较差,易发生脱附。

(3)1Cr18Ni9Ti不锈钢在HK-1体系中表面粗糙度上升,加入苯并三唑后形成的吸附膜降低了表面粗糙度。

(4)随C6H5N3浓度的提高,1Cr18Ni9Ti不锈钢的容抗弧增大,电极耐蚀性能增强,并且发生了阻抗谱中的退化现象

参考文献

[1]冯百川.核电发展与化学[J].大学化学,1988,3(3):5~6.

[2]GB/T1220-1992,不锈钢棒[S].

[3]宋诗哲.腐蚀电化学研究方法[M].北京:化学工业出版社,1994:164~165.

[4]杜天保,陈家坚,曹楚南.硫酸中环己基炔氧甲基胺乙酸盐对铁的缓蚀及与Cl-的协同作用[J].材料保护,1997,30(8):1~2.