各个合金元素对钢材腐蚀性能的影响总结精华.docx

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各个合金元素对钢材腐蚀性能的影响总结精华

各元素对钢材腐蚀性能的影响

1、大气腐蚀

耐候钢较普碳钢有良好的抗大气腐蚀能力，其中合金元素起到了决定性作用。

包括：

1）降低锈层的导电性能，自身沉淀并覆盖钢表面：

2）影响锈层中物相结构和种类，阻碍锈层的生长；3）推迟锈的结晶；4）加速钢均匀溶解；5）加速Fe2+向Fe3+的转化，并能阻碍腐蚀产物的快速生长；6）合金元素及其化合物阻塞裂纹和缺陷。

进一步研究结果表明，耐候钢中加人的合金元素对其耐大气腐蚀性能的影响不尽相同。

1.1影响大气腐蚀的环境因素

钢在大气中的腐蚀率，除了与钢本身的化学成分、热处理状态有关外，还受大气环境因素影响。

大气腐蚀的典型环境有三种类型，即乡村大气、工业大气与海洋大气。

乡村大气对钢的腐蚀轻微，这是由于污染程度较轻。

影响乡村大气腐蚀的主要因素是降雨量、年平均气温和相对湿度。

钢在大气中的腐蚀是由于在钢表面形成有利于电化学反应的湿膜，致使腐蚀得以进行。

当大气中的湿度超过60%～70%时，钢的腐蚀速度将显著增加。

钢在工业大气中的腐蚀速率差异很大，主要是大气中污染成分和含量不同所致。

主要的污染成分有SO2、H2S、NH3、CO2、NO2、NO及HCl等。

另外大气中还含有水分，加剧了钢的腐蚀。

钢在海洋大气的腐蚀比前两种环境更严重。

主要是因为海洋大气中含有大量的氯化物微粒（如NaCl、MgCl2等），这种微粒随着海雾飘落在钢的表面，形成一层电解质的湿膜。

钢在海洋大气中的腐蚀程度，受距离海平面的高度和海岸线的远近、风速、风向、气温、雨量、降雨周期、大阳辐射、季节、尘埃及鸟粪污染等因素的影响。

1.2影响大气腐蚀的元素

1.2.1铜

早期发现含铜0.05%～0.20%的钢对耐大气腐蚀性能有所改善，从而开发了以铜为主要合金元素的耐大气腐蚀用钢。

钢中含0.2%～0.5%Cu，无论在乡村大气、工业大气或海洋大气中，都具有较普通碳钢优越的耐蚀性能。

一般含铜钢在海洋大气和工业大气中比乡村大气环境的耐蚀效果更佳。

为了提高钢的耐大气腐蚀性能、良好的力学性能和焊接性能，往往还需加入多种合金元素。

关于铜对改善钢的耐大气腐蚀性能作用机理，说法不一：

一种认为，钢与表面二次析出的铜之间的阴极接触，能促使钢阳极钝化，并形成保护性较好的锈层；另一种认为，铜在基体与锈层之间形成以CuO为主要成分的阻挡层，它与基体结合牢固，因而具有较好的保护作用；这些解释都是基于Cu在钢的表面及锈层中的富集现象，因此这些作用很可能同时存在。

1.2.2磷

磷是提高钢耐大气腐蚀性能最有效的合金元素之一，这可能是它促使锈层具有非晶态的缘故。

当磷与Cu联合加入钢时，显示出更好的复合效应。

美国在此基础上，再加入Cr、Ni等元素，研制成著名的耐大气腐蚀低合金钢——Corten钢。

P是提高钢耐大气腐蚀性能最有效的合金元素之一，一般P含量在0.08%一0.15%时耐蚀性最佳.当P与Cu联合加入钢中时，显示出更好的复合效应.在大气腐蚀条件下，钢中的P是阳极去极化剂，它在钢中能加速钢的均匀溶解和Fey+的氧化速率，有助于在钢表面形成均匀的FeOOH锈层，促进生成非晶态经基氧化铁FeOx（OH）3-2x致密保护膜，从而增大了电阻，成为腐蚀介质进入钢基的保护屏障，使钢内部免遭大气腐蚀.当磷形成PO43-时还起到缓蚀作用。

P对实验钢腐蚀锈层形成的影响，磷酸盐在成膜中的作用如下：

P的表面能很低，在钢中易偏聚在晶界和表面上，富集在基体表面的P原子在干湿交替的环境中，与H2O，O2分子发生作用，在基体附近的液膜中生成H3PO4，H3PO4与基体表面的Fe原子发生反应，形成

2H3PO4+Fe→Fe（H2PO4）2+H2

（1）

生成的Fe（H2PO4）2并不稳定，易发生分解反应：

3Fe（H2PO4）2→Fe3（PO4）2+4H3PO4

（2）

Fe（H2PO4）2→FeHPO4+4H3PO4（3）

生成不溶性的Fe3（PO4）2和FeHPO4盐。

这两种磷酸盐在自然界中都是以非晶态形式存在。

在干湿交替的环境下，生成的Fe3（PO4）2再与H3PO4和空气中的O2发生反应，Fe2+被氧化成Fe3+，其反应式为

2Fe3（PO4）2+8H3PO4+（3/2）O2+21H2O→6（FePO4·H3PO4·H2O）（4）

最后生成的FePO4·H3PO4·H2O在自然界中以晶体形式存在，分子之间结合得比较紧凑，空洞和裂纹很少，并且这种磷酸盐能够作为腐蚀产物均匀地覆盖在钢基体表面，O2和H2O分子不易穿透它而与基体Fe发生进一步的腐蚀，也就减少了基体上的腐蚀活性点，有效降低了阳极面积，在稳定锈层形成之前阻止了基体铁的继续腐蚀，降低了腐蚀反应速率。

P能明显提高材料的耐大气腐蚀性能，并且随腐蚀时间的延长，P的作用有减小的趋势。

P提高耐大气腐蚀性能的原因是：

偏聚在材料表面上的磷原子在水和氧的作用下水解，生成一种致密性较高磷酸盐，并且能均匀覆盖在基体表面的空洞和裂纹处，阻碍了水和氧的通过，使基体进一步的腐蚀减弱：

H2PO4能够加速锈层中Fe2+向Fe3+的转化、促进腐蚀初期反应的快速进行、阻止铁锈粒子长大，使腐蚀生成物颗粒细小、结构致密，促进了致密、稳定、均匀的保护膜形成。

1.2.3碳

碳对钢的耐大气腐蚀不利，同时C影响钠的焊接性能、冷脆性能和冲压性能等，耐候钢中C含量被控制在0.12%以下。

碳的存在会使钢材的内部形成化学电池，从而产生电化学腐蚀，这是对于钢材的耐蚀方面的很不利的影响。

同时它的存在也会造成钢材的晶间局部缺Cr，钢的抗敏化态晶间腐蚀性能恶化，增加点蚀倾向。

1.2.4铬

铬能在钢表面形成致密的氧化膜，提高钢的钝化能力。

耐候钢中Cr含量一般为0.4-1%（最高1.3%），当Cr与Cu同时加入钢中时，效果尤为明显.这可能是由于铜在低合金钢的大气腐蚀过程中起着活性阴极作用，促进了钢的钝化。

最近MasatoYamashita等人研究指出Cr含量提高利于细化。

α-FeOOH，当锈层/金属界面的。

α-FeOOH中Cr含量超过5%时。

能有效抑制腐蚀性阴离子，特别是Cl-离子的侵入；同时T.Kamimura等人认为添加Cr元素还可以阻止干湿交替过程中，干燥时Fe3+→Fe2+的还原反应，从而提高钢的耐候性.但在Cl-离子含量较高的地区，添加Cr元素被认为是有害的。

Cr≥12%时，有好的耐蚀性，再加8～9%的Ni，耐蚀性更会大大提高。

Cr提高耐蚀能力的作用随含碳量增加而会有所降低，因为Cr与C结合后不起作用。

Cr≥25～30%时,有好抗氧化性。

如Cr=27～28%即可作1300℃的热电偶温度计的防护罩，当Cr与Si、Al结合时，甚至Cr相当少而抗氧化性也很高。

如Cr6～10%+Si2～3%就有高的耐热性和抗氧性。

含Cr5～6%及含Cr6～10%且含Si2～3%的矽铬钢，尽管强度不是很高，但亦具有足够的耐热性和抗氧化性而用于气阀中及石油、化学工业（氨合成设备等）。

含Cr=12～14%的钢是最典型的不锈钢（1Cr13～4Cr13）它们都有较高的抗蚀力，强度也不错，面CCr12、Cr12MMo等则是典型的具有高淬透性和高耐磨性的模具钢。

（此类多属马氏体钢）。

含Cr=16～18%的钢有的只具单相（铁素体），有的双相（M体—铁素体），此类具单相的Cr钢耐蚀力比含Cr=12～14%的钢还高。

如Cr17、9Cr18等，如再加8～9%的Ni其耐蚀力又将大大增高。

如1Cr18Ni9、1Cr18Ni9Ti等都是典型的不锈钢、耐酸性较好，CrNi钢的缺点是有晶间腐蚀，加Ti、Nb可改善。

含Cr=23～32%的钢具有很好的抗蚀稳定性，极高的抗氧化性，甚至在普通温度下能抵抗浓硝酸、浓磷酸、浓硫酸的浸蚀。

含Cr27～28%的钢可作1300℃的热电偶温度计的防护罩。

这类钢是纯铁素体钢，所以不能通过热处理改变其组织及性能。

且再结晶温度较低，粗晶作用较强，有高的脆性，所以不能作受振及打击零件。

加入Mo、W、V可适当改变性能。

减少Cr含量，加Si量可提高其热强度如Cr9Si2、Cr10Si2Mo等。

加Ni也成，如Cr20Ni14Si、Cr25Ni20、Cr18Ni25Si、Cr14Mn14W、Cr18Ni6Mn5等等。

Cr不同于Mn、Ni，它是缩小γ区。

1.2.5镍

镍是一种比铁稳定的元素，但其钝化能力不如铬，通常当镍含量大于3.5%时，对抗大气腐蚀才较为有效。

加入Ni能使钢的自腐蚀电位向正方向变化，增加了钢的稳定性。

大气暴露试验表明，当Ni含量在4%左右时，能显著提高海滨耐候钢的抗大气腐蚀性能最近日本开发的无Cr含3%N；海滨耐候钢优良的耐蚀性证明，稳定锈层中富集N；能有效抑制G离子的侵入，促进保护性锈层生成，降低钢的腐蚀速率。

ToshiyasuNishimura等人的试验研究也得出了同样的结论，关于这一点还有待进一步验证。

1.2.6硅

硅与其它元素如Cu，Cr，P，Ca配合使用可改善钢的耐候性。

SeiJ.Oh等人经过16年的大气暴露试验认为，较高的S；含量有利于细化。

α-FeOOH，从而降低钢整体的腐蚀速率，其作用机理目前尚在研究中。

硅的质量分数为15％-20％的高硅铸铁，是很好的耐酸材料。

含有硅的的钢在氧化气氛中加热时，表面也将形成一层SiO2薄膜，从而提高钢在高温时的抗氧化性。

1.2.7钙

近年研究表明，微量Ca加入耐候钢中不仅可以显著改善钢的整体耐大气腐蚀性能，而且可以有效避免耐候钢使用时出现的锈液流挂现象。

在耐候钢中加入微量Ca，可以形成CaO和CaS溶解于钢表面薄电解液膜中，使腐蚀界面的碱性增大，降低其侵蚀性，促进锈层转化为致密、保护性好的α-FeOOH。

W.T.Jeong等人经试验指出，Ca、Si的联合使用效果更佳。

当耐候钢中Ca与Si的含量为68xE-4%（Ca）-0.62%（Si）时，耐候性最高。

他们认为Si的加入能与其它元素形成CaOx.SiO2或CaOx.A12O3.2SiO2，由于SiO2是酸性氧化物能减弱Ca引起的碱化，从而使腐蚀界面达到适宜于保护性锈层生成的pH值，促进保护性锈层α-FeOOH的形成。

1.2.8锰

锰对耐蚀性的影响还没有一致认识，较多学者认为Mn能提高钢对海洋大气的耐蚀性，但对在工业大气中的耐蚀性没有什么影响。

耐候钢中Mn含量一般为0.5%-2%。

1.2.9钼

钼能有效地提高钢的抗大气腐蚀能力。

当钢中含0.4%～0.5%钼时，在大气环境下（尤其是工业大气）钢的腐蚀速率可能降低1/2以上。

钼的作用在于改善了锈层的性质，并能促使生成非晶态的氧化膜。

1.2.10钴

钴近期一些研究认为Co同Ni一样。

稳定锈层中富集Co能有效抑制Cl-离子侵入，提高钢在海洋大气下的耐蚀性。

1.2.11硫

硫对耐候性起不良作用，作为残余元素其含量被控制在小于0.04%以下。

稀土元素（RE）：

RE元素是不含Cr，Ni耐候钢的添加元素之一。

通常RE的加入量小于或等于0.2%。

RE元素是极其活泼的元素，是很强的脱氧剂和脱硫剂，主要对钢起净化作用.RE元素的加入可细化晶粒，改变钢中夹杂物存在的状态，减少有害的大夹杂数量，降低腐蚀源点，从而提高钢的抗大气腐蚀性能。

耐大气腐蚀钢中耐蚀合金元素的作用特点是，经长期使用后才显示出明显的耐蚀效果.研究还表明，可以提高钢的伉大气腐蚀性能的合金元素应满足以下条件：

1）在铁中的培解度大于锈层中的溶解度；2）可以和铁形成固溶体；3）可以提高钢的电位。

1.2.12钛

钛是钢中强脱氧剂。

它能使钢的内部组织致密，细化晶粒力；降低时效敏感性和冷脆性。

改善焊接性能。

在铬18镍9奥氏体不锈钢中加入适当的钛，可避免晶间腐蚀。

1）能形成很强固的TiC，可稳定到1300℃，有此稳定到高温的高度分散的TiC质点，所以可细化晶粒，降低钢的过热倾向性。

2）能防止产生晶间腐蚀现象，实践知：

当Ti：

C=5（一般C=0.03）时，效果最佳。

当Ti：

C=3，抗蠕变强度最高。

满足上条件时的钢，因为所有的游离碳都被结合成了强固TiC，所以在加热过程中就不会再沿奥氏体晶界析出碳化铬。

否则，晶界碳化铬的生成就将出现晶界固溶体的贫铬区，其电位就相对地降低了，而与固溶体基体和碳化物形成微温差电偶，晶间固溶体本身即为阳极而被腐蚀。

晶间腐蚀的程度将随含碳量增加而加强。

（粗晶亦易蚀）

1.3耐候钢腐蚀产物的研究概况

1.3.1腐蚀产物的组成

与干腐蚀相比，大气腐蚀在本质上是液膜下的一个电化学反应过程，对Fe及低合金钢来说，大气腐蚀可用下式表示

4Fe+3O2+2H2O→4FeOOH

（1）

电解液中O2的存在使Fe氧化后产生腐蚀产物形成锈层，腐蚀产物的电子导电性及物质转移的性能又影响到大气腐蚀的机制。

因此腐蚀产物的形成过程实际上远比式

（1）复杂得多。

耐候钢暴露于大气中腐蚀初期生成橘黄色锈层，与普通钢暴露于大气中的腐蚀锈层相似。

随腐蚀时间的延长，耐候钢表面的氧化层不断结晶与浓缩，锈层逐渐变成黑褐色，具有保护性。

在相当于干湿循环的日夜交替暴露条件下，耐候钢表面逐渐形成具有保护性的锈层，其腐蚀速率与碳钢相比大大降低。

一般来讲耐候钢表面的腐蚀产物由α-FeOOH、γ-FeOOH、β-FeOOH.Fe3O4、γ–Fe2O3构成，γ-FeOOH相当于电化学活性物质，而α-FeOOH是绝缘的非活性物质，它是最稳定的经基铁氧化物，是保护性锈层的主要构成相；Fe3O4尽管是良导体，但由于它的热动力学稳定性及致密的性能也被认为具有保护性。

在不同大气环境下，腐蚀产物的成分可能不同。

在工业大气环境下，腐蚀产物中Fe3O4含量较少，而。

α-FeOOH及γ-FeOOH的含量较多。

在临海大气环境下，腐蚀产物中Fe3O4含量较多，除了含有少量。

α-FeOOH及γ-FeOOH外，通过氯化物的作用还可生成β-FeOOH。

另外，在酸性溶液及有Fe2+作用的环境中，可促进γ-Fe00H向。

α-FeOOH的转化。

这些化合物的相对含量是决定腐蚀产物锈层保护性能好坏的一个重要因素，α-FeOOH与γ-FeOOH的相对含量决定于大气腐蚀的类型及暴露时间的长短。

在工业污染大气中γ-FeOOH含量一般较少，随着暴露时间的延长，γ-FeOOH有向α-FeOOH转变的趋势。

耐候钢腐蚀产物主要由非晶态无定形物质及晶态物质构成。

非晶态物质是腐蚀产物的一个重要组成部分，它对锈层的抗腐蚀性能有重要影响。

直到今天，锈层中非晶态物质的存在及它随暴露时间的演变至今仍没有一致的看法。

构成低合金耐候钢大气腐蚀锈层中的主要相是非晶态和晶态的羟基氧化铁及赤铁矿。

Dillmann提出，锈层主要由具有保护性的α-FeOOH及活性的γ-FeOOH构成。

在一定程度上，锈层的保护性能可由稳定的。

α-FeOOH及活性的γ-FeOOH成分的比率α/γ

（α/γ=α-FeOOHmass%/γ-FeOOHmass%）来描述，

并把这个参数称作锈层保护性系数。

耐候钢暴露5a~10a后，α/γ=1；当暴露时间大于10a后，α/γ>2。

研究表明，α/γ值随暴露时间延长呈线幽曾加。

指出，随暴露时间的延长，锈层中的α/γ，值逐渐增加，当αlγ值大于一定值Kamimura后，腐蚀速率小于0.1mm/a（或3.17x10-3m/s）；α/γ值可作为耐候钢表面锈层的一个评价指标。

非晶无定形物质在暴露初期占20%~60%（mass%），甚至达到了70%，随后，无定形态物质减少，从而引起α-FeOOH含量的增加。

许多研究者都一致认为耐候钢锈层由疏松的外锈层与致密的内锈层构成。

内锈层主要由Fe3O4，α-FeOOH及无定形的羟基氧化物（FeOx（OH）3-2x，x=0~1）构成，而γ-FeOOH及β-FeOOH存在于外锈层。

一些研究者通过透射电镜观察来研究锈层相的结构，发现耐候钢内锈层中的α-FeOOH晶粒尺寸达到了几个纳米；Yamashita发现，耐候钢与低碳钢中的α-FeOOH晶粒尺寸有明显的差别。

耐候钢内锈层晶粒尺寸可小于10nm，而在低碳钢中，晶粒的平均直径可达几百个微米。

显然耐候钢致密的锈层结构可阻挡外来离子渗透，保护基体金属，提高钢材的抗腐蚀能力。

Kimura采用X射线同步辐射方法，并结合电化学及胶体化学过程，从纳米微观结构方面分析了耐候钢表面保护性锈层形成的过程，指出保护性锈层的形成可分为3步：

首先是形核过程，铁离子开始形成Fe（OH）x，然后转变为锈层核心（FeOOH）；其次是锈层核心长大到一个纳米左右的细微粒；最后这些微粒在基体表面不断豁附、凝结、熟化，形成几个纳米到100nm大小的锈层颗粒。

同时指出，合金元素的加人，增加了形核核心的数量，降低了锈层颗粒长大的速度，使锈层致密，阻止外来离子渗透。

1.3.2电解液作用下腐蚀产物形成的电化学过程

大气暴露过程一般包含干湿交替循环过程，从干燥阶段到湿润阶段电解液建立，由于锈层隔离作用，铁阳极溶解产生的电子不会因电解液中氧的还原而消耗尽。

腐蚀系统电化学过程主要受阴极还原控制，而锈层中的FeOOH是除氧以外的另一种有效的氧，由于α-FeOOH，通常是γ-FeOOH起作用，因而阴极过程主要为γ-FeOOH的还原过程。

Toshiaki等认为，γ-FeOOH的还原受电子转移控制，符合巴特尔-伏尔摩方程，阴阳极反应分别为

3γ-FeOOH+H++e-→Fe3O4+2H2O（FeOOH还原）

（2）

Fe=Fe2++2e（金属基体氧化）（3）

另外，锈层中的Fe2+可与γ-FeOOH发生反应生成Fe3O4，即

Fe2++2γ-FeOOH→Fe3O4+2H+（4）

随后的湿润阶段，系统也受到阴极还原控制，这时由于具有传导性的还原产物γ-FeOOH附着于锈层的细小孔洞的表面，在薄液膜作用下作为阴极区起作用。

系统受到氧扩散过程的控制，阴极反应为O2的去极化反应

O2+4e+2H2O→4OH-（5）

干燥阶段初期，阴极反应仍为O2的还原反应，而阳极受到阻塞，系统反应受到阳极过程控制。

干燥阶段末期，由于电解液蒸发，电化学腐蚀过程停止，还原的锈层再次被空气中的O2氧化为γ-FeOOH，反应式为

3Fe3O4+3/4O2+9/2H2O→9γ-FeOOH（6）

所以，在整个干湿交替中Fe转变为FeOOH的总的过程可表示为

Fe+（FeOOH）rust+1/2H2O+3/4O2→FeOOH+（FeOOH）rust，（7）

然而，Stratmann等在构建腐蚀模型时，则提出干燥阶段到湿润阶段阴极还原反应为

γ-FeOOH+e+H+→γ-Fe.OH.OH（8）

认为还原产物γ-Fe.OH.OH是与Fe（OH）2化学式相同的化合物，但是它保持了与母相γ-FeOOH相同的晶体结构。

它是Fe2+掺杂型的γ-FeOOH。

Fe2+占Fe的位置而OH-占据O的位置，只要Fe2+在晶格中的掺杂量<（2at%-4at%），γ-Fe.OH.OH将保持与γ-FeOOH一样的晶体结构，当Fe2+在晶格中掺杂率继续增加时，会生成Fe3O4；锈层继续氧化时，γ-Fe.OH.OH被氧化为γ-FeOOH，但Fe3O4仍稳定存在或少量被氧化为γ–Fe2O3。

2、海水腐蚀

2.1海水腐蚀环境因素

海洋环境及其对钢的腐蚀影响海洋占地球面积2/3以上，是人类取之不尽的资源宝库，也是各国交往的天然渠道。

钢铁是海洋开发、海上运输和军事建设最基本的工程材料，用量极大。

因此耐海水用钢的研究、试制、生产和应用受到各国的普遍重视。

钢材的耐蚀性能，不仅受钢材本身的化学成分与表面状态等材质因素的影响，也受到海洋环境条件的控制。

同一地区的海洋环境在垂直方向上可以分为大气区、飞溅区、潮差区、全浸区和泥浆区；而海水全浸区又可分为浅水区、大陆架区及深海区。

在这些不同的区域，钢材的腐蚀特性是不同的。

在海洋大气区腐蚀较轻，在死角等处易产生局部腐蚀。

飞溅区：

材料受到海水冲击，处于干湿交替区域，腐蚀最为严重。

潮差区：

材料常受充气海水的接触，对于整体钢桩结构，该区被低潮位以下作为阳极部位的保护，因此腐蚀程度相对较轻。

浅水区：

海水中含氧充足，温度较高，污染严重，该区的腐蚀比海洋大气及潮差区严重，但比飞溅区平均腐蚀率低。

大陆架区：

腐蚀程度随着海水深度的增加而降低。

海泥区：

海泥中的某些细菌如硫酸盐还原菌、铁细菌等对钢铁有明显的腐蚀破坏作用。

由于氧的供应不充分，阳极极化较易实现。

通常钢在泥浆区的腐蚀比海水中轻微。

除了这些区域不同对钢材腐蚀有不同的影响外，就是在一同区域的海洋环境中还含有诸多影响因素，如海水的盐度、pH值、温度、溶解气体（O2、CO2等）流速、微生物以及污染等，这些因素有时交差作用，相互促进，造成了海洋对钢材腐蚀的一个极其复杂的过程。

3、耐硫酸露点腐蚀低合金钢

3.1　硫酸露点腐蚀机理

锅炉大都采用高硫重油或煤炭作为燃料，其烟气则常含有SO2或SO3。

在锅炉的低温部位（如省煤器，空气预热器，集尘器，烟道，烟囱等），温度低于硫酸气露点时，由SO3和水气作用生成的H2SO4就会凝结，附着在设备的表面，引起钢材腐蚀，这就是硫酸露点腐蚀。

其实质就是硫酸腐蚀。

烟气中SO3浓度主要取决于燃料的含硫量和空气过衬系数。

燃料中的含硫量及空气过衬系数又取决于燃料条件及完全燃烧的程度，所以研制耐硫酸露点腐蚀低合金钢具有普遍意义。

硫酸露点腐蚀的机理，随着锅炉的运行可以分为三个阶段：

（1）锅炉开始运行或刚刚停止运行时，可称为低温（≤80°C）低浓度（≤60%H2SO4）硫酸腐蚀，此阶段钢处于活性状态下电化学腐蚀。

由于这一阶段时间短，对整个腐蚀过程影响不大。

（2）锅炉进入正常运行状态，设备已达到设计温度，此时钢受到凝结出的高温（～160°C）高浓度（≥60%H2SO4）硫酸的腐蚀，也处于活性状态下的电化学腐蚀。

（3）在锅炉运行状态下，设备的温度和凝结的硫酸的浓度与第二阶段相同，不同的是硫酸中含有大量未燃烧的炭微粒，它是促使大量Fe3+产生氧化作用的催化剂，使耐蚀钢钝化，腐蚀率降低。

但非耐蚀钢却不能钝化腐蚀率仍然很高。

钢的硫酸露点腐蚀率主要由第二、第三阶段决定，而耐蚀钢比普通碳钢的优越性就主要表现在第三阶段。

3.2　耐硫酸露点腐蚀用钢的化学成分及耐蚀性能

耐硫酸露点腐蚀用钢的耐蚀性能往往是用碳钢或不锈钢在硫酸中的腐蚀试验比较得出或在实际使用中得出。

如09CuWSn钢在50°C的60%H2SO4中的腐蚀率为12.15mm/a，而碳钢（Q235）为743.3mm/a，1Cr18Ni9Ti钢为223.4mm/a也就是前者的耐蚀性比后者分别提高61倍、18.4倍。

4、耐硫化物腐蚀低合金钢

在石油、天然气工业和以油气为原料的化学工业中，因油气中含有S、H2S以及各种有机硫，而引起对钢材的多种腐蚀。

危害性大的有两类，一是硫化物应力腐蚀开裂，另一类是硫化物高温腐蚀。

4.1　硫化物应力腐蚀开裂

硫化物应力腐蚀开裂是由于分子态的H2S经腐蚀而生成大量原子态氢被钢的表面所吸附，使钢因渗氢而脆化。

被吸收的氢，在钢夹杂物及某些显微组织缺陷部位积聚，形成高压，导致钢材的破裂。

这种破裂过程发展很快，使金属在低于屈服强度的应力下发生早期破坏，它具有很大的危险性。

硫化物应力腐蚀和氢脆只发生在90°C以下，破裂最敏感温度为20～50°C。

超过90°C时，只产生CO2、H2S的一般腐蚀。

影响钢材耐硫化物应力腐蚀的因素主要有：

化学成分、显微组织、钢的强度和硬度等。

其中显微组织影响最厉害，对同一成分的钢材而具有不同的金相组织，其抗硫化物应力腐蚀的能力是不同的。

马氏体经高温回火得到的铁素体中均匀分布细微球状碳化物的金相组织，抗硫化物应力腐蚀性能最好。

而未经回火的马氏体组织最