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贵宾会员zhuh提供----火电厂超临界机组对流受热面管材高温氧化研究-材料

发布时间：2010/1/12 阅读次数：2570 字体大小: 【小】【中】【大】

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火电厂超临界机组对流受热面管材高温氧化研究-材料
李志刚
西安热工研究院有限公司化学工程技术部，陕西西安 710032；
[摘要] 本文火电厂围绕对流受热面金属内壁水蒸汽氧化现象讨论了材料的影响问题，论述了不同材料氧化的机理和
影响条件，并探讨了高温条件下金属表面氧化膜和金属材质和合金元素以及微量元素之间的关系，提出了关于奥氏体耐热钢
氧化层容易剥落是与材料本身特性和氧化层缺陷有关的机理以及对流受热面金属表面的三氧化二铁的增长是因基体铁离子
扩散受到阻碍所致的机理。
[关键词] 高温水蒸汽氧化、合金元素、三元合金氧化、氧化层剥落、三氧化二铁生成机理
前言
超临界机组锅炉对流受热面指的是布置在水平烟道的过热器和再热器，本文主要涉及末级过热器和高
温再热器。对流受热面管材常用的金属材料为T23、T91、TP304H、TP347H 和 12Cr18Ni12Ti 。这些材料
在不同厂家制造的锅炉中使用的量和种类也有很大的不同，有的机组在锅炉对流受热面全部采用TP347H
或12Cr18Ni12Ti 奥氏体不锈钢，有的机组主要采用T23 和T91 钢，配备少量的TP347H 或TP304H 奥氏
体不锈钢。
不论采用哪种钢，也不论各种钢材的比例如何搭配、用在过热器还是再热器，所有在超临界机组使用
的钢材均发生过高温氧化引起的爆管问题，只不过程度和范围以及所造成的危害有所不同。虽然所有的材
料都出过问题，但是使用同一种材料的机组之间却有非常大的差别。例如，国内苏供机组一般采用
12Cr18Ni12Ti 作为对流受热面管材，但所有这些机组并没有都发生氧化皮相关的问题，有的机组运行多年
从未发生高温氧化引起的堵塞和爆管事故，有的机组却事故连连，蒙受了巨大的损失。
本文从材料的角度研讨超临界机组对流受热面高温氧化的问题，试图为解决该问题提出一些观点和思
路。
1 对流受热面的管材
1.1 常用金属材料的化学成分
超临界机组对流受热面常用金属材料为T23、T91、TP304H、TP347H 和 12Cr18Ni12Ti。
表1 锅炉对流受热面管材化学成分
材料 C Si Mn Ni Cr Mo Nb 其它
T23 0.04～
0.10 0.50 0.10～
0.60 1.90～
2.60
0.05-
0.30
0.02～
0.08
1.6W
0.25V
T91 0.08～
0.12
0.20～
0.50
0.30-
0.60 0.40 8.00～
9.50
0.85～
1.05
0.06～
0.10
0.5N
0.22V
TP304H 0.08 0.6 1.6 8.0 18.0
Super304H 0.10 0.2 0.8 9.0 18.0 0.4 3.0Cu
0.1N
TP321H 0.08 0.6 1.6 10 18
TP316H 0.08 0.6 1.6 12 16 2.5
TP347H 0.08 0.6 1.6 10.0 18.0 0.8
TP310N 0.06 0.4 1.2 20.0 25.0 0.45 0.2N
12Cr18Ni12Ti 0.053 0.2 1.38 12.38 18.9 0.27Ti
表一是国产超临界机组对流受热面常用金属材料的化学成分。从化学成分表可以看出，随着使用温度
的不同，铁基合金的铬含量和镍含量有很大的不同，各种微量元素的添加量也不同。
1.2 金属材料的化学微量元素
为了适应超临界机组运行参数，锅炉对流受热面管材均采用耐热不锈钢。在设计耐热不锈钢时，除了
考虑更好的高温强度和蠕变断裂性能外，还要考虑增加耐热腐蚀性能以及抗高温氧化性能。
铬用来增加钢管抗蒸汽氧化和抗烟气腐蚀能力。从表中可以看出，除过T23以外，对流受热面管材的
铬含量达到9%以上。其中TP310N的铬含量高达25%，表现出优异的高温抗氧化能力。
镍与铬配伍，起到固溶强化、相稳定和防止脆化的作用，镍含量随着铬含量的增加而增加。
碳对增加奥氏体不锈钢的强度作用非常明显,但由于碳与铬非常容易化合生成碳化铬, 造成奥氏体晶
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界贫铬, 显著降低抗晶间腐蚀性能。因此, 降低含碳量是防止晶间腐蚀最有效的措施。
其他微量元素的添加旨在通过元素固溶化、碳化物在晶内和晶界沉淀或析出的强化作用，进一步改善
材料的机械性能，以满足材料在恶劣环境的使用的要求。
但元素的添加量必须适当，否则在增加强度的同时，可能会引起材料的脆化，导致蠕变断裂强度降低。
1.3 对流受热面管材的特点
T23、T91 均为铁素体钢。但两种钢的热处理工艺不同，T23 钢为回火贝氏体钢，T91 钢为回火马氏体
钢。T23 钢是是一种新型低合金耐热钢管。其理论许用温度578℃（25MPa）。
T91 钢含铬量达到9%，其中加入的微量元素旨在提高钢材的许用应力和抗热疲劳性能。T91 可以作为
温度593℃以下超临界锅炉高温过热器和再热器管材。
TP304H、TP316、Super304H、TP347H和12Cr18Ni12Ti为18-8不锈钢，TP310N为25-20不锈钢，它们
同属于奥氏体钢。
TP304H、TP316和TP347H和12Cr18Ni12Ti这类18-8不锈钢高温机械性能良好，在正常使用工况下运行
长达10万小时左右，是超临界锅炉高温过热器和再热器在温度620℃以下使用首选的管材。但是，这类奥
氏体耐热钢的氧化层附着性极差，只要氧化层生成，就极易随温度变化剥落。
Super304H 和TP347HFG 是18-8 耐热钢的改进型钢种。应用细化晶粒工艺HFG 和表面喷丸处理工艺，
Super304H、TP347HFG 均获得了更好的高温机械性能和抗水蒸汽氧化以及抗氧化层剥落的性能。但是其
价格也升高了许多。
Super304H 和TP310N（高铬、高镍含量，并依靠Nb、N 和Cu 的强化作用）是超超临界锅炉高温过
热器和再热器用钢，在温度600℃-700℃，具有良好的高温强度和绝佳的耐水蒸汽氧化能力材料，但是目
前使用的年限少，国内运行经验不多。
2 对流受热面的材料氧化特点
2.1 铁素体钢的氧化膜
纯铁与氧反应可以生成多相多层氧化膜。一般说来，温度低于570℃，只生成Fe3O4 和Fe2O3 相，高于
570℃生成FeO、Fe3O4 和Fe2O3 相。在1000℃温度下三者的厚度比为95:4:1[1]。
FeO 为p 型金属不足半导体，阳离子与电子经由空位与电子空穴扩散运动性很高，故温度大于575℃，
FeO 层的增长速度很快，并且与外界氧的分压无关。通过标记试验证明，在高温条件下，FeO 氧化层向外
生长。因此高温下铁氧化的总速度几乎和外界氧分压无关。温度下降，低于575℃时，FeO 层将分解成为
Fe 加Fe3O4 的密合的混合物。
Fe3O4 为p 型金属不足半导体，在400～575℃之间， Fe3O4 向外长大成为较厚的氧化层。温度大于
575℃，Fe3O4 中铁离子的自扩散系数远远大于氧的自扩散系数，在Fe3O4/ Fe2O3 界面上形成Fe3O4。如果
因某种原因减少铁离子的供应速率，将有利于形成Fe2O3。
Fe2O3 为氧不足n 型半导体，在高温下为稳定的斜方面体α－ Fe2O3。该氧化层根据温度高低，向里或
向外增长。在较高的温度下，Fe2O3 在 Fe2O3/H2O 相界面生成。在较低的温度条件下或者减小铁离子的供
应量，Fe2O3 在 Fe2O3/Fe3O4 相界面生成。
T23 钢是低铬铁素体钢，其氧化产物大体与纯铁相似。T23 钢用作超临界机组高温再热器和高温过热
器管材，在运行条件差的情况下，可能会冒加速其氧化过程，加快氧化层增厚速度的风险。
T91 的铬含量虽然增加到9%，但由于合金中的铬扩散的速度低， Cr2O3 不能形成连续的膜，主要形
成的是FeO、Fe3O4 和Fe2O3。Fe3O4 和Fe2O3 组成的外层氧化膜比较厚，氧化膜内氧化层会形成的Cr、Mo、
Si、V 和N 的固溶体。T91 材料的成分搭配合理，金属基体和氧化膜以及氧化膜内外层的粘附力比较强，
使得 T91 氧化层内层比低Cr 铁素体内层具有较高的保护能力，氧化层外层抗剥落性能也相对18 铬系列不
锈钢要好。
2.2 奥氏体耐热钢钢的氧化膜
奥氏体TP304H、TP321H、TP316H、TP347H 和12Cr18Ni12Ti 的铬含量为18%，镍含量为8%-12%。
它们的氧化行为要用二元和三元合金的氧化理论来解释。多元合金的氧化理论也是从纯金属的氧化理论发
展而来。多元合金的氧化的氧化产物主要取决于动力学因素。
铁基合金属于贱金属基合金，组成多元合金的铁、镍和铬这三种成分均可以被氧化，从热力学因素考
虑，铬的活性比镍和铁高，氧化应该形成Cr2O3，但实际上由于合金中铬和镍含量相对较低，氧化初始到
最后形成的氧化层外层产物主要是氧化铁。除过动力学因素外，活性高的元素在合金中的扩散速度，以及
高活性元素扩散的渠道或路径均可以影响复合氧化膜的结构和性质。
如果几种合金元素的氧化物可以完全互溶，氧化膜就可能是一种复合氧化物。当三元合金在高温下开
始氧化时，铁、镍和铬同时氧化分别生成FeO、NiO 和Cr2O3，由于合金中的铁含量最高，铬镍含量比较
低，FeO 继而氧化成Fe3O4 和Fe2O3，合金表面主要形成Fe3O4 膜，而铬发生内氧化。随着氧化的进行，
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MO（FeO、NiO）层和Fe3O4 膜向外增厚，同时氧化膜/合金界面向逐渐合金内部移动。FeO、NiO 和初始
氧化及内氧化形成的Cr2O3 发生固相反应，生成复杂的尖晶石结构包括[(Fe,Cr,Ni)2O3 和(Fe,Cr,Ni)2O4]等产
物的内层氧化层。这一过程还会受到合金其他微量元素氧化、合金晶粒度、温度、温度变化、氧化层剥落
等因素的影响。
如果形成的尖晶石成为连续结构，这种尖晶石结构会对合金内部的金属离子的向表层扩散起到阻碍作
用，由此对氧化层的氧化行为产生影响。
TP347HFG 耐热钢晶粒细，有利于铬元素的扩散，因而在氧化膜/金属界面发生置换反应，即
2Cr+3FeO→Cr2O3+3Fe，2Cr+3NiO→Cr2O3+3Ni，使初始氧化形成的FeO、NiO 还原成Fe 和Ni。在这种情
况下，有利于形成内层单一的Cr2O3 膜，大大降低金属氧化的速度。同时Nb 的存在利于高铬钢保护性三
氧化二铬的形成。
Super304H 和HR3C 是超超临界机组锅炉对流受热面采用的耐热钢，这两种耐热钢氧化膜的状态和特
点正在研究和评价过程中。
3 金属氧化膜的剥离
3.1 奥氏体不锈钢的氧化层剥落原理
低铬铁素体钢的氧化层通常比较厚，一般不容易剥落。而改进型18-8 奥氏体不锈钢TP347HRG、
Super304 和HR3C 不锈钢抗水蒸汽氧化的能力强，氧化层增厚的速度很缓慢，在短期内不会发生氧化层大
面积剥落的问题。经典的18-8 奥氏体不锈钢的氧化层最容易剥落。
氧化膜的内应力和氧化膜的结合强度应该是氧化膜的剥落机理研究的重点。氧化膜的剥落与氧化膜和
基体的膨胀系数不同有关，这是目前较为普遍的说法。奥氏体不锈钢膨胀系数大，热传导率小，所以产生
的热应力大，这是奥氏体不锈钢氧化层比其他材料氧化层容易剥落的应力条件。当温度从600℃冷却至
20℃，奥氏体钢管直径收缩明显大于T91 钢管直径收缩，而铁素体钢管介于二者之间[2]。
除了应力，还有氧化层/金属、氧化层内层/氧化层外层和氧化层各层之间的结合强度也是影响氧化层
剥落的因素。内壁氧化物剥落总是沿着氧化物的薄弱环节，例如外层/内层界面的孔洞带、微裂纹和晶界等。
从理论上分析，氧化层的内应力和热应力是运行环境下必然存在的，氧化层的缺陷也是必然会产生的，
后者也许是可以人为干预的，因此，尽量减少金属材料氧化层各界面的缺陷是提高抗氧化层剥落能力的最
佳途径。
3.2 影响氧化层剥落的主要因素
氧化层剥落是高温氧化过程氧化层生长的继续，外层氧化层剥落也可能是内层氧化层增长的结果，由
于产生缺陷，外层氧化层终将剥落。外层氧化层剥落后，新的内外氧化层会加速生长，周而复始。在正常
情况下，氧化层生长到剥落的临界厚度，就会在温度变化时剥落，或者在非正常情况下，例如超温、机组
频繁起停等情况下氧化层还未达到临界剥落厚度，也发生了剥落现象。氧化层剥落有可能是局部剥落或者
是大面积剥落，也有可能发生在氧化物和合金之间界面、外层的赤铁矿/磁铁矿界面，这些均取决于氧化层
内部的缺陷形式和缺陷严重的程度。在此，特别要关注奥氏体耐热钢氧化层的缺陷。
3.2.1 孔洞缺陷
孔洞缺陷指的是在氧化膜内部出现孔洞，孔洞相连成链。这是氧化层缺陷中影响氧化层剥落的最重要
的缺陷。下图是几种常见的18 铬耐热钢氧化层剖面图。
图2 12Cr18Ni12Ti 耐热钢氧化层图3 304 耐热钢钢氧化层
图4 347 耐热钢钢氧化层图5 TP316 耐热钢钢氧化层
奥氏体不锈钢蒸汽侧氧化皮通常可分为外层和内层两部分氧化物，其断面形貌如图2、3、4、5 所示。
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奥氏体不锈钢在原始内表面为基点向两侧生成的较薄的氧化物，外层是为棒状型粗颗粒结构的 Fe3O4，并
含有一定量的空穴，空穴在氧化层生长过程中逐渐长大并彼此相联形成孔洞缺陷。内层为细颗粒的铁铬尖
晶石结构（FeCr2O4），该层氧化物与不锈钢基体的结合面是不规则的齿状结构。在600℃以下，在Fe3O4
外层还有少量的不连续的α- Fe2O3 氧化物，在600℃以上，会形成连续的α- Fe2O3 层。
形成氧化膜孔洞缺陷的原因如下：
􀁺 在高温条件下生成的氧化层有不同结构的内层和外层。由于致密内层氧化层的某种程度的阻挡作
用，基体金属离子（铁离子、铬离子和镍离子）向外运动受到阻碍，同时这些合金元素、微量元素析出在
氧化层局部偏聚，加剧了氧化膜的底部或内外层之间形成空穴的效应，随后空穴联合起来形成空腔。
􀁺 氧化膜内应力的增长导致氧化膜和金属的变形，在膜内产生空洞和其他缺陷。
􀁺 合金中如果有微量杂质碳和氢，也会在界面造成空位凝聚形成的空洞。
TPRI 研究发现超温程度越高，氧化层产生孔洞缺陷的时间越短，形成的孔洞越大[3]。当膜内形成成链
状的孔洞时，主要造成几方面的影响：
其一是改变了膜内应力分布，使氧化膜产生裂纹；其二是破坏了氧化层和金属基体、氧化层各层之间
的的粘附性；其三是减少了了基体铁离子的流通量，加快了外层Fe2O3 氧化膜的生长速度（在最后一节详
述）。其四是内壁氧化皮的内外层之间的孔洞或鼓包妨碍热传导。
相比之下，对流受热面所有管材中奥氏体耐热钢的氧化层孔洞缺陷最为严重（TP316 钢的氧化层孔洞
缺陷相对较少，见图5）。
3.2.2 氧化层脆化缺陷
在同样管径和同样运行温度下，为什么奥氏体耐热钢比马氏体和铁素体耐热钢的氧化层更容易剥落，
除了应力因素以外，18 铬系列的氧化层脆化是原因之一。
18 铬系列的氧化层生成以后，其氧化层间的粘附力比较弱，在温度变化时沿孔洞链分离，剥落的氧化
层为Fe3O4 和Fe2O3 的外层，在外力作用（例如敲击、剧烈震动）下氧化层沿氧化物和基体的界面分离，
剥落的氧化层为尖晶石结构的内层，剥落的氧化层皮非常酥脆，大片的氧化皮甚至无法用手拿起来。
造成氧化层脆化的原因有：
􀁺 在高温条件下，材料在发生蠕变的过程中，合金中的元素（铬离子和镍离子）和微量元素析出，
改变了合金材料原始的元素比例，特别是在氧化层和金属基体的界面以及氧化层内层区域造成局部贫铬、
贫镍，或者富铬、富镍，使得内氧化层质地不均匀，铬镍比例失调，氧化层材料必然脆化。
􀁺 碳化物或氮化物在内层氧化层局部偏聚，形成粗大的粒状物的或者是条状物，改变了氧化层内层
结构，形成了促进氧化层剥落的缺陷点。
这些变化造成氧化层内层的脆化和内外氧化层结构上的差异，形成各种缺陷。这个过程会随着温度上
升而加速。超温无疑会加剧这一过程的进行。
3.2.3 合金中铬含量的影响
铬含量在氧化层剥落机理中扮演着重要的角色。高温氧化的理论研究提出了二元合金中铬的临界浓度
的概念NCr
(c)，NCr
(c)表示形成连续Cr2O3 膜时在合金/氧化膜界面铬的临界浓度值。理论上，Fe-Cr 合金的
NCr
(c)为20%（质量分数），实际上，在600℃-700℃，该值必须达到22%以上，Cr2O3 膜才有自愈能力。
HR3C 不锈钢中铬含量高达25%，超过了NCr
(c)，另外依仗高铬、高镍含量，并依靠Nb、N 微量元素
的强化作用，在金属表面生成保护性的Cr2O3 膜。在正常使用温度范围，HR3C 钢氧化层生长的缓慢，目
前在使用的温度范围内还没有氧化层剥落的担忧。
T23 钢最少，只有2%左右，T91 钢的铬含量有9%，二者都依靠Nb、V、N 或W 微量元素的强化作
用，取得了良好的机械性能和抗水蒸汽氧化性能。在正常使用温度范围，这两种铁素体钢的氧化层可以很
厚而不容易剥落。这两种钢的氧化膜组成与纯金属相当，除了三层膜相似以外，主要不同的是内层尖晶石
结构中含有FeCr2O4 弥散相。铁素体钢的内层氧化物的韧性要比奥氏体钢好得多，
18-8 奥氏体不锈钢的铬含量虽然达到18%左右，但其铬含量仍然小于NCr
(c)，这类不锈钢的氧化层反
而最容易剥落。其中最主要的原因是，相对高的铬含量还没有达到形成稳定Cr2O3 保护膜所需要浓度，在
氧化层中不连续的Cr2O3 可能是缺陷，尤其是与之相配的镍由于镍离子扩散速度快，或者NiO 被还原为金
属镍后在局部偏聚所造成的含量降低，使得此浓度范围的不连续Cr2O3 可能反而成为氧化层脆化的原因。
3.2.4 其他因素的影响
18 铬粗晶粒钢的氧化层容易剥落。TP347HFG 和Super304H 具有较细的晶粒，细的晶粒尺寸有助于
形成富铬保护膜并减少氧化物的剥落，晶粒细度、晶界是离子扩散通道。通过晶粒细化工艺可以成倍提高
铬离子从基体到表面的扩散系数，在铬含量不增加情况下，在氧化层表面也可以形成Cr2O3 保护性氧化膜。
水蒸汽在高温条件下存在促使挥发性氧化物的形成的作用，一些研究表明[4]，如果Cr2O3 膜与含水蒸
汽的气氛接触时，能生成挥发性产物，如Cr2(OH）和CrO2(OH)2。挥发性氢氧化物的形成使得内层Cr2O3
膜的保护性下降或完全消失。因此，如果氧化层产生裂纹或发生局部剥落，水蒸汽就会与Cr2O3 反应，破
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坏 Cr2O3 膜的保护性，。
如果氧化膜表面出现裂纹，这些微裂纹导致水蒸汽与金属基体直接反应，氢气在金属/氧化膜界面进行
还原。可能在某些条件下，金属/氧化膜界面处会产生很高的氢压，也会引发氧化膜未达到临界剥落厚度时
发生剥落。
3.2.5 管材氧化层表面Fe2O3 氧化膜的形成
有观点认为当α- Fe2O3 出现在Fe3O4 表面时，氧化层脱落现象明显增加。
关于对流受热面管材表面出现Fe2O3 氧化膜的原因有不同的观点，有的观点误以为蒸汽侧金属表面
Fe2O3 氧化膜的生成与介质中的氧气有关，认为只有蒸汽中的氧气才能将金属表面的Fe3O4 膜氧化为为
Fe2O3。实际情况并不是如此。
TPRI 的实机研究试验发现[5]，某600MW 超临界锅炉在AVT（O）工况运行两年半，对流受热面高温
过热器和高温再热器所用的三种材料（T23、T91、和TP347H）的金属氧化层表面均形成了三氧化二铁的
外层， Fe2O3 的量分别为12%、 3%和23%。
样品分析发现，三种材料的氧化层均有不同程度的剥离现象。其中奥氏体钢TP347H 的剥落量最多。
同时发现三种材料中，氧化层内部孔洞缺陷的严重程度与氧化层剥落成正比。T91 马氏体钢的孔洞缺陷最
少，其表层的Fe2O3 的量也最低。
上述试验结果说明，随着运行时间推移，温度越高，氧化速度越快，氧化层内部形成孔洞缺陷的时间
越早，由于孔洞阻碍了铁离子从基体的扩散，Fe3O4/Fe2O3 界面向生成Fe2O3 方向发展，继而金属表面Fe2O3
膜开始明显增厚。
以下所示的现象可以进一步证明此机理。
图6 新剥落的氧化皮图7 剥落的氧化皮经历8 个月运行
图6 是某台600MW 直流炉某次停机时在对流受热面管子中取出的氧化皮，从形貌上可以看到附着在
Fe3O4 上的白亮的α- Fe2O3 氧化层，图7 是该机组再运行8 个月后取出的氧化物（估计是8 个月前起机时
剥落的氧化皮），氧化皮两侧均形成了α-Fe2O3 氧化层。这种两面都是α- Fe2O3 的脱落氧化皮样品在其他的
电厂也见过，取样发现脱落氧化皮的内外表面均呈浅灰蓝色，即表明氧化皮脱落后锅炉又运行一段时间。
该锅炉的水工况一直为AVT（O），水蒸汽中没有氧气，氧化皮所接触的介质的氧分压没有改变，但是在管
弯头聚集的氧化皮堵塞造成蒸汽流量减少，此处的局部环境温度会更高，造成氧化皮进一步加剧氧化为金
属氧化的最终产物。
观察氧化皮形貌，可以看出Fe3O4 氧化物转变为Fe2O3 氧化物时，氧化皮内部会析出弥散的细孔，而
在表层形成新的致密层。氧化皮离开金属基体后，没有铁离子补充，原先的Fe3O4 几乎全部氧化为α- Fe2O3，
α- Fe2O3 在形成过程中，不断消耗氧化皮内部的亚铁离子，使得脱落氧化物内部再次出现孔洞。
由此说明α- Fe2O3 的形成虽然与高温条件下水蒸汽本身的氧化性有关，但是关键之处在于基体的铁离
子是否充分供应，这与给水系统金属表面依靠加入氧气形成棕红色的γ- Fe2O3 的机理完全不同。
综上所述，在超临界参数锅炉运行条件下，高温氧化发生时，温度作为原始驱动力，促使金属产生离
子化效应，铁离子由里向外扩散与水蒸汽反应生成氧化膜，氧化膜的增长速度以及氧化膜的结构自始至终
受制于铁离子供应的程度。
4 结论
1) 根据超临界锅炉运行温度正确的选材对于防止对流受热面管材高温氧化至关重要。
2) 超临界锅炉对流受热面管材内壁的氧化层内层氧化层由复杂的尖晶石结构包括[(Fe,Cr,Ni)2O3 和
(Fe,Cr,Ni)2O4]等产物组成，外层产物主要由Fe3O4 和 Fe2O3 组成，Fe2O3 的增长取决于基体铁离子供应的程
度。
3) 在氧化层内应力和热应力的叠加作用下形成了导致氧化层的剥落的各种缺陷。
4) 18-8 系列耐热钢氧化层容易剥落的主要原因是其氧化层内部易生成孔洞缺陷和内层氧化层发生
脆化。
5) 对流受热面管材的铬的含量、铬离子在基体中的扩散速度、铬镍比例等因素均可以影响18-8 的高
温氧化行为。
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