多元氯化物熔盐中表面改性Inconel 625的腐蚀行为.pdf

Engineering,2024,37(1):87-99.Citation format:CHEN Siyu,ZHANG Xian,LI Teng et al.Corrosion behavior of surface modified alloy Inconel 625 in chloride molten saltsJ.China Surface引用格式：陈思雨，张弦，李腾，等。多元氯化物熔盐中表面改性Inconel625的腐蚀行为 J中国表面工程，2 0 2 4，3 7(1)：8 7-99.Feb.CHINASURGINEERING20242024年2 月No.1Vol.37国面中表程第3 7 卷第1期doi:10.11933/j.issn.1007-9289.20221121001多元氯化物熔盐中表面改性Inconel625的腐蚀行为陈思雨1张弦1李腾刘静1吴开明1（1.武汉科技大学冶金工业过程系统科学湖北省重点实验室武汉430081;2.中国原子能科学研究院放射化学研究所北京102413)摘要：氯化物熔盐作为传热蓄热介质，对太阳能热发电储能系统中金属部件产生严重腐蚀，而针对镍基合金在氯化物熔盐中的高温腐蚀行为研究较少。以镍基合金Inconel625和经过表面改性后的Inconel625（ST I n 6 2 5）为研究对象，利用组织表征、微拉伸试验及高温熔盐浸泡试验，研究不同样品的力学性能变化以及在二元和三元氯化物熔盐中的腐蚀行为。结果表明：STIn625合金强度明显提升，拉伸塑性有所下降。腐蚀初期，两种样品在氯化物熔盐中形成的氧化膜以Cr2O3和NiCr2O4为主，STIn625表面产生的腐蚀坑较少；腐蚀后期，在两种样品表面均检测到NiO，二元氯化物熔盐中两种样品表面未生成明显氧化层，出现明显腐蚀坑，而三元氯化物熔盐表面会生成新的Cr2O3和NiCr2O4絮状氧化层，无腐蚀坑出现。因此，在氯化物熔盐中STIn625的腐蚀失重较小，耐蚀性明显提高，且两种样品在二元氯化物熔盐中的腐蚀速率较低、但存在明显晶间腐蚀；在三元氯化物熔盐中腐蚀速率更高，而晶间腐蚀较为轻微。通过表面改性提高了镍基合金在氯化物熔盐环境中的耐蚀性，可为太阳能热发电储热材料的金属部件选择提供全新的思路。关键词：镍基合金；氯化物熔盐；表面改性；微拉伸；高温腐蚀中图分类号：TG156；T B114Corrosion Behavior of Surface Modified Alloy Inconel 625 inChloride Molten SaltsCHEN Siyu 1LI TengLIU Jing21ZHANG Xian 1WU Kaiming(1.Hubei Province Key Laboratory of Systems Science in Metallurgical Process,Wuhan University of Science and Technology,Wuhan 430081,China;2.Institute of Radiochemistry,China Institute of Atomic Energy,Beijing 102413,China)Abstract:With the implementation of a global sustainable development strategy,further development of solar energy resources hasbeen pushed to commanding heights.Presently,nitrate and carbonate are the main energy storage materials in solar tower powergeneration systems;however,the application temperature is generally lower than 700 C.The maximum temperature of chloridemolten salt can reach 900 a s a h e a t t r a n s f e r a n d h e a t s t o r a g e m e d i u m,b u t i t c a u s e s s e r i o u s c o r r o s i o n t o m e t a l p a r t s.A s anickel-based superalloy,Inconel 625 has the advantages of high-temperature resistance,corrosion resistance,oxidation resistance,andfatigue resistance.However,there are few studies on the high-temperature corrosion behavior of Inconel 625 in chloride molten salt.In this study,Inconel 625 and the surface modified Inconel 625(ST In625)after surface mechanical grinding and annealing at 750 Care evaluated.The microstructures and mechanical properties of the two alloys are characterized using backscattered electrondiffraction(EBSD)and microtensile tests.The two alloys are immersed in molten binary and ternary chloride salts,and their static收稿日期：2 0 2 2-11-2 1；修改日期：2 0 2 3-0 5-2 2；接受日期：2 0 2 3-0 9-0 6；上线日期：2 0 2 3-12-15。Received November 21,2022;Revised May 22,2023;Accepted in revised form September 6,2023;Available online December 15,2023.88中面2024年表国程corrosion rates are analyzed using the weight loss method.Field emission electron microscopy(SEM/EDS),laser confocalmicro-Raman spectrometry(Raman),and field emission electron probe analysis(EPMA)are used to characterize the surface andcross-sectional morphologies,analyze the composition of the corrosion products and evaluate the high-temperature corrosionmechanism of the two alloys in chloride molten salt.The results showed that the grain size of ST In625 obtained after mechanicalgrinding and annealing was smaller and more uniform than that of In625.Moreover,ST In625 has small-angle grain boundaries with auniform distribution,and its alloy strength increases significantly,whereas its tensile plasticity decreases.At the initial corrosion stage,Cr2O,and NiCr2O4 were the main oxide films formed in the molten chloride salt of the two samples,and the corrosion pits on thesurface of ST In625 were fewer than those of In625,which was due to the lower corrosion sensitivity and better self-passivationperformance of the nano-twin layer on the surface of ST In625.In the later stage of corrosion,NiO was detected on the surface of bothsamples.No obvious oxide layer was formed on the surface of the two alloys in the binary chloride molten salt,and obvious corrosionpits appeared,whereas new Cr2O3 and NiCr2O4 oxide layers were formed on the surfaces of the two alloys in the ternary chloridemolten salt,and no corrosion pits appeared.Therefore,the corrosion loss of ST In625 in the chloride molten salt was small,and thecorrosion resistance was significantly improved.The corrosion rates of the two alloys in the binary chloride molten salt were low;however,intergranular corrosion was evident.Moreover,the corrosion rate was high in the ternary chloride molten salt,and theintergranular corrosion was slight.This study improves the corrosion resistance of nickel-based alloys in chloride molten saltenvironments by surface modification and provides a new idea for the selection of metal components for solar thermal power storagematerials.In the future,surface modification and heat treatment can improve the corrosion resistance of nickel-based alloys and otherhigh-temperature-resistant metals in molten salt environments,which have the potential for industrial application.The servicebehavior of high-temperature-modified alloys in industrial environments is worthy of further investigation.Keywords:nickel base alloy;chloride molten salt;surface modification;micro tensile;high temperature corrosion0前言随着全球范围内可持续发展战略的实施，太阳能资源的进一步开发被推向制高点。但目前太阳能技术还存在一些问题使太阳能系统无法连续工作，导致其工作效率大大降低 2-3 。为了解决这一问题，需要配置一套储能装置。目前，在太阳能光热利用的塔式发电系统中，硝酸盐和碳酸盐是主要的熔盐相变储能材料，但使用温度一般低于7 0 0，并具有溶解热较小，热导率较低等缺点，不利于提高太阳能热发电系统的热利用效率 4-5。氯化物熔盐最高使用温度可达90 0，作为传热储能介质的经济性优于硝酸盐和碳酸盐，但对太阳能热发电储能系统金属部件的腐蚀程度要严重很多。因此，将氯化物熔盐作为太阳能热发电储热材料，首先要解决它与金属部件的相容性问题 6-10 。Inconel625合金作为一种镍基高温合金，具备耐高温、耐腐蚀、抗氧化、抗疲劳等优点 1-12 ，使用范围非常广泛，可以适应不同的高温环境，不仅作为新型超超临界发电机组关键设备的候选材料，也因其优秀的抗氯离子腐蚀性能在海洋环境中广泛应用。因此，近年来越来越多国内外学者开始研究镍基合金在氯化物熔盐中的腐蚀行为。LU等 13 在研究镍基合金8 50 在NaC1熔盐中的腐蚀行为时发现，Cr元素从金属基体内向外扩散致使Cr流失是合金质量损失的主要原因。VIGNAROOBAN等 14研究了哈氏合金C-276、C-2 2 和N型合金浸没在250、50 0 的三元NaC1-KCl-ZnCl2共晶氯化物熔盐中的腐蚀行为，结果表明C-276和C-22合金中较高的Cr含量使其拥有比N型合金更好的耐腐蚀性。GOMEZVIDAL等 15 通过质量损失法和电化学方法研究了氩气氛围下经预氧化过的Inconel702和Haynes224在MgCl2-KCl熔盐中的腐蚀行为，结果表明，高的Ni含量可以增强合金在氯化物熔盐耐腐蚀性。金属材料表面的状态对材料的整体性能与行为有着重要影响，表面纳米化即利用各种物理或化学方法将材料的表层晶粒细化至纳米级，制备出具有纳米晶粒结构的表层，但是基体仍然保持原有的粗晶状态，借以提高材料的表面性能，如疲劳强度、抗蚀性和耐磨性等 16 。近年来，采用塑性变形方法制备超细晶或纳米晶材料的相关研究受到极大关注，强烈塑性变形的常用方法主要有等通道挤压法、高压扭转法和累计叠轧法等 17 。MENG等 18 利用Mott-Schottky关系和点缺陷模型，分别从动力学和热力学角度研究了纳米李晶层结构对镍的钝化膜性能的影响，发现其对缺陷在钝化膜中的扩散系数有显著影响，与铸态纯镍金属相比，纳米李晶层表现出良好的自钝化性和耐蚀性。目前国内外学者对于镍基合金在氯化物熔盐中89陈思雨，等：多元氯化物熔盐中表面改性Inconel625的腐蚀行为第1期的腐蚀行为研究主要集中在哈氏合金，对于Inconel合金的研究较少，且对于表面改性后的镍基合金在熔盐中的耐蚀性研究几乎没有。因此本文通过机械研磨的方式对Inconel625进行表面改性使其表面形成一层塑性流变层，并对其进行退火处理，随后将得到的试样与Inconel625在二元（NaCI+KCl）和三元（NaC1+KCl+CaCl2）氯化物熔盐中进行浸泡腐蚀试验，研究Inconel625在氯化物熔盐中的腐蚀机理以及表面改性对镍基合金在氯化物熔盐中耐腐蚀性的影响，进而为氯化物熔盐作为太阳能热发电储热材料的金属部件选择提供新的方向。1试验准备本文主要试验材料为板材镍基合金Inconel625，其化学成分分（质量分数）见表1。表1镍基合金Inconel625的化学成分（质量分数/wt.%）Table1The chemical composition of Inconel 625(wt.%)NiCrMoNbFeA1TiMnSiCS61.021.59.0 3.6 2.00.20.20.20.20.050.001利用机械加工工艺，对镍基合金Inconel625（简称In625）进行研磨，使其表面形成一层厚度约为200m的塑性流变层，该塑性流变层具有高强度、高硬度、高延展性和韧性以及优异的耐磨耐腐蚀性等。随后将冷轧样在气氛保护炉中进行7 50 的退火试验，保温时间为3 0 min，随后水淬处理，获得样品表面具有塑性流变层并退火处理后的表面改性Inconel625（简称STIn625）。通过线切割将材料切割成尺寸为2 0 mmX10mm2.5mm的块状试样，随后用40 0#一2 0 0 0#的SiC砂纸逐级打磨，再用去离子水和无水乙醇超声清洗、吹干，放入干燥皿备用。将称量好的二元氯化物熔盐（NaCI+KCI摩尔比1：1）和三元氯化物熔盐（NaCI+KC1+MgCl2质量比2：5：3）分别放入氧化铝埚并置于箱式气氛炉（GF14Q）中200真空烘干12 h，随后放入马弗炉中加热至850并保温3 0 min，得到熔融态的共晶盐，待其随炉冷却后将共晶盐研磨至粉末状，干燥保存备用。熔盐的比例是根据其比热容大小选择的，比热容是熔盐重要的热物性参数，是衡量熔盐作为传热介质储热能力的重要指标，在NaCI-KCI二元熔盐中，两者摩尔比为1：1时比热容最大 19；在NaC1-KC1-MgCl2三元熔盐中，三者质量比为2：5：2 时比热容最大 2 0 高温熔盐试验在马弗炉中进行，二元氯化物熔盐加热温度为7 50，三元氯化物熔盐加热温度为700，分别在不同腐蚀周期（6 h、2 4h、7 2 h 和168h）后取出样品。腐蚀试验结束后，将埚从炉中取出，待埚冷却至室温后取出试样，并去除表面的氯化物熔盐 2 1。将腐蚀后的样品放入除锈剂中除锈后，用酒精冲洗并烘干，然后用电子分析天平称量，采用式（1）计算样品的腐蚀失重。Wcor=(mo-m)/S(1)式中，Wcor为试样的腐蚀失重，g/m；mo 和m1分别为试样腐蚀前后的质量，g；S为试样的表面积，m。2利用ApreoSHivac型扫描电子显微镜（EBSD）表征两种不同合金的显微组织中的晶粒度、晶粒取向及应力分布。对试样进行微拉伸试验，表征两种不同合金的力学性能。采用ApreoSHivac型扫描电子显微镜（SEM）观察腐蚀后试样的表面形貌，并利用附带的能谱仪（EDS）对样品表面的元素及质量占比进行分析，通过inViaQontor型激光共聚焦显微拉曼光谱仪（Raman）分析腐蚀产物的物相组成，明确样品表面氧化物的成分。2结果与讨论2.1镍基合金表征通过对In625和STIn625进行EBSD分析，得到晶粒取向及晶界图，如图1所示，KAM图如图2所示。其中图1灰色的晶界代表小角度晶界（晶体学角度差大于2 且小于15），黑色的晶界代表大角度晶界（晶体学角度差大于15）。通过对比图1a和图1b可以看出，STIn625相较于In625晶粒度更小，晶粒尺寸更均匀，生成了更多的李晶，并且生成了均匀分布的小角度晶界。通常小角度晶界表征了材料表面位错密度的演变情况，小角度晶界的分数越高，则表明材料表面的位错亚结构数量越多，应力集中的区域也越多 2 。图2 中KAM值越大意味着样品的位错密度越大，储存能越高，残余应力越大，通过对比图2 a和图2 b可以看出，STIn625相较于In625残余应力更大、应力集中的区域也更多。镍基合金通过等温退火工艺可以减小晶粒尺寸、消除内应力 2 3 ，但STIn625相较于In625应力集中的区域更多，这是由于在通过机械研磨工艺形成塑性流变层过程中产生的内应力在退火过程中并没有完全消除。根据上述现象可以得出结论，In625在经过机械研磨得到塑性流变层并在7 50 退火后，能90面中表国程2024年够达到晶粒细化和晶粒尺寸均匀化的效果，同时也增大了材料表面的位错亚结构和应力集中。200um200m(a)In625(b)ST In625图1EBSD分析得出的晶粒取向（IPF）及晶界图Fig.1Grain orientation(IPF)and grain boundary mapobtained by EBSD analysis0505200m200um(a)In625(b)ST In625图2EBSD分析得出的KAM图Fig.2KAM map obtained by EBSD analysis对In625和STIn625分别进行三组微拉伸试验，其拉伸过程中的应力-应变曲线如图3 所示，得到的平均屈服强度、抗拉强度和延伸率如表2 所示。可以看到STIn625相较于In625而言，平均抗拉强1000-In625ST In6258006004002000-1001020304050607080Tensile strain/%图3In625和STIn625的应力一应变曲线Fig.3Stress-strain curves of In625 and ST In625表2In625和STIn625样品力学性能Table2Mechanical properties of In625 andST In625samplesMean yieldAveragetensileAverageTypestrength/MPastrength/MPaelongation/%In625446.791(12.594)796.370(13.600)60.652(2.414)STIn625692.476(10.445)895.370(6.410)36.761(1.484)度和屈服强度明显提高，而延伸率下降。这表明In625在经过机械研磨得到塑性流变层并在7 50 退火后，合金的强度明显提升，这是由于在机械研磨形成表面塑性流变层的过程中，其表面硬度增加、表面晶粒更细小均匀。而延伸率下降的原因与其他纳米晶、超细晶材料一样 2 4，材料中仍存在大量位错、位错亚结构，同时样品晶粒尺寸较小，难以为后续位错的积累提供足够的空间，这两个原因使得塑性变形过程中位错持续增殖变得更加困难，拉伸塑性下降 2 52.2腐蚀失重分析图4和图5所示分别为In625和STIn625在750二元氯化物熔盐（NaCI+KCI）和7 0 0 三元氯化物熔盐（NaC1+KCI+CaCl2）中的腐蚀失重曲线，腐蚀过程中的质量变化可以反映出腐蚀速率的大小。可以看出，在两种多元氯化物熔盐中，腐蚀初期，In625和STIn625的腐蚀速率并没有明显区别；而随着腐蚀时间的延长，在腐蚀7 2 h和16 8 h后，STIn625的腐蚀速率明显低于In625。这表明In625在经过机械研磨得到塑性流变层并在7 50 退火处理后，在二元氯化物熔盐（NaC1+KCI）和三元氯化物熔盐（NaCI十KC1十CaCl2）的耐蚀性明显增强，这是由于表面处理使得STIn625晶粒更细小均匀，且生成了更多的李晶，与铸态纯镍金属相比，纳米李晶层腐蚀敏感性降低，具有更好的自钝化性能和耐蚀性 2 6 700In625600ST In625500400F300F200F100F-1001-20020406080100120140160180200Time/h图4In625和STIn625在7 50 二元氯化物熔盐(NaCI+KCI）中的腐蚀曲线Fig.4Corrosion curves of In625 and ST In625 inbinary chloride molten salt(NaCI+KCI)at 750 C通过对比图4和图5发现，经过6 h、2 4h、7 2 h、168h四个腐蚀周期后，In625和STIn625在7 50 二元氯化物熔盐（NaCI十KCI）中的腐蚀失重均大于在7 0 0 三元氯化物熔盐（NaC1+KCI+CaCl2）中的腐蚀失重。这说明7 50 二元氯化物熔盐对91陈思雨，等：多中表面改性Inconel625的腐蚀行为第1期In625和STIn625的腐蚀性强于7 0 0 三元氯化物熔盐。300n625250STIn625u200150100F500-501-2002040 6080100120 140 160 180 200Time/h图5In625和STIn625在7 0 0 三元氯化物熔盐（Na CI+K CI+Ca Cl 2）中的腐蚀曲线Fig.5Corrosion curves of In625 and ST In625 in ternarychloride molten salt(NaC1+KC1+CaCl2)at 700 C2.3腐蚀产物分析In625和STIn625在7 50 二元氯化物熔盐（Na CI+K CI）中腐蚀不同周期后的样品表面拉曼光谱如图6 所示，其中图6 a6 d 分别为In625腐蚀6 h、24h、7 2 h 和16 8 h后的拉曼光谱，图6 e6 h 分别为STIn625腐蚀6 h、2 4h、7 2 h 和16 8 h后的拉曼光谱。在腐蚀6 h和2 4h后，两种样品表面均检测到了Cr2O3和NiCr2O4，这是因为合金元素Ni和Cr在熔盐中发生溶解反应，在合金表面与O形成Cr2O3氧化膜，而后Ni元素与O在含Cr环境下优先生成NiCr2O4而不会生成NiO。在腐蚀7 2 h和16 8 h后两种样品表面均只检测到了NiO，而没有检测到Cr的氧化物，这是由于初始生成的Cr2O3富集在样品表面疏松多孔，很快就被溶解掉，而后Ni发生氧化反应生成NiO，Ni O 比Cr2O3在氯化物熔盐的中性环境中更稳定 2 7 1000(ACr203800B(A1Cr2033000 x(Eg)xFe203950(A1g)NiCr204NiCr2048NiO90070025008506002000800X(Eg50015007508(2TO)7004001000650300500600l1130040050060070080090010003004005006007008009001000300400500600 7008009001000Raman shift/cm-!Raman shift/cm-1Raman shift/cm-!(a)In625-6h(b)In625-24h(c)In625-72h90045011008NiOCr203(B2g)Cr203(A1g)8(2TO)NiCr204NiCr2044001000800(AxFe203350900700 x(Eg*Eg)3008006002507005002006004001505001一300400500600700 8009000100030040050060070080090010003004005006007008009001000Raman shift/cm-1Raman shift/cm-!Raman shift/cm-!(d)In625-168h(e)ST In625-6h(f)STIn625-24h140016008(2TO)8Nio8(2TO)8Nio130015001200140011001000130090012008001.1007001000600500900300400500 600700 80090010003004005006007008009001000Raman shift/cm-1Raman shift/cm-!(g)ST In625-72h(h)ST In625-168h图6 In625和STIn625在二元氯化物熔盐（NaCI+KCI）中腐蚀后的表面拉曼光谱Fig.6Raman spectra of In625 and ST In625 corroded in binary chloride molten salt(NaC1+KCI)at 750 C92中面2024年表程国In625和STIn625在7 0 0 三元氯化物熔盐（Na Cl+K CI+Ca Cl 2）中腐蚀不同周期后的样品表面拉曼光谱如图7 所示，其中图7 a7 d 分别为In625腐蚀6 h、2 4h、7 2 h 和16 8 h后的拉曼光谱，图7 e7h分别为STIn625腐蚀6 h、2 4h、7 2 h 和16 8 h后的拉曼光谱。在腐蚀前中期，其腐蚀机理与在二元熔盐中相近：在腐蚀6 h和2 4h后，样品表面检测到Cr2O3和NiCr2O4，7 2 h 后样品表面均只检测到NiO。在腐蚀后期，其腐蚀机理与在二元熔盐中则不同：腐蚀16 8 h后，样品表面又检测到Cr2O3和NiCr2O4而没有NiO，这是由于三元熔盐中存在碱土金属氯化物熔盐（CaCl2）吸水性强，空气中的氧扩散到熔盐中与合金表面的Cr、Ni 等原子生成新的氧化层。3005000(A/g)Cr203Cr2038Nio1800NiCr2O4NiCr20445008(2TO)250160040003.5001400200300012002.50015010002.000100150080010001113004005006007008009001000300 4005006007008009001000300400500600 7008009001000Raman shift/cm-!Raman shift/cm-!Raman shift/cm-l(a)In625-6h(b)In625-24h(c)In625-72h24004501100Cr203(A1g)Cr203 Cr2032200NiCr204NiCr2041000(A1g)400NiCr2O42000(B2g)90018800350B(A1g(A1g)8001600(E300700140060025012005001000200400800150130011130040050060070080090010003004005006007008009001000300400500600 7008009001000Raman shift/cm-!Raman shift/cm-!Raman shift/cm-1(d)In625-168h(e)ST In625-6h(f)ST In625-24h3.5008Nio900Cr2038(2TO)NiCr2043.000(A1800ne/2.5007002.00060015005001000500400上300 4005006007008009001000300400 5006007008009001000Raman shift/cm-1Raman shift/cm-!(g)ST In625-72h(h)ST In625-168h图7 In625和STIn625在7 0 0 三元氯化物熔盐（NaCI+KCI+CaCl2）中腐蚀后的表面拉曼光谱Fig.7Raman spectra of In625 and ST In625 corroded in ternary chloride molten salt(NaC1+KC1+CaCl2)at 700 C2.4表面腐蚀形貌表征图8 为In625和STIn625在7 50 二元氯化物熔盐（NaCI+KCI）中的表面腐蚀形貌，图中相应区域的EDS分析结果列于表3 中。从图8 a和8 e中可以观察到，In625和STIn625在腐蚀6 h后表面均产生了疏松的针状和圆球状氧化物，结合文献 2 8 可知，针状氧化物与Cr2O3的形貌一致，圆球状的氧化物与NiCr2O4的形貌一致，结合区域1和区域5的元素占比可以推出，在腐蚀6 h后In625和STIn625表面均产生了针状的Cr2O3和圆球状的NiCr2O4,这一结果与Raman检测到的结果一致（图5），Cr2O3和NiCr2O4是合金元素Ni、Cr、O在熔盐中发生溶解反应所生成的。STIn625表面氧化物颗粒更大、更致密，这是由于STIn625的93陈思雨，等：多元表面改性Inconel625的腐蚀行为第1期表面晶粒更细小均匀，腐蚀生成的氧化物在样品表面分布也更均匀。从图8 b和8 f中可以观察到，腐蚀时间延长到2 4h后，In625和STIn625表面的针状和圆球状氧化物变得更加致密，这是由于随着腐蚀时间的增长，样品表面氧化物也随之增多，结合区域2 和区域6 的元素占比可以推出，表面氧化物依旧以针状的Cr2O3和圆球状的NiCr20O4为主，且STIn625表面氧化物颗粒更大、更致密。从图8 c、8 d、8 g 和8 h中可以观察到，当腐蚀时间达到7 2 h后，In625表面开始出现腐蚀坑，而STIn625表面还很平整，并没有出现腐蚀坑；当腐蚀时间达到16 8 h后，In625表面已经出现大量明显的腐蚀坑，而STIn625依旧比较平整，只有少量微小的腐蚀坑。腐蚀坑的生成是由于样品表面氧化物与氯离子发生溶解反应同时生成氯气向基体内扩散，而表面处理使得STIn625晶粒更细小均匀，耐蚀性更强，不容易生成腐蚀坑 2 6 。结合区域3、4、7、8 的元素占比以及拉曼检测结果（图5）可以推出，腐蚀7 2 h和16 8 h后，In625和STIn625表面只有少量的NiO存在，这是由于NiO比Cr2O3在氯化物熔盐的中性环境中更稳定。上述结果表明，在7 50 二元氯化物熔盐（NaCl十KCI）中，STIn625的耐蚀性强于In625，这一结果与失重结果相一致。35um5umum5um(a)In625-6h(b)In625-24h(c)In625-72h(d)In625-168h58675um5um5um5um888888088888(e)ST In625-6h(f)ST In625-24h(g)ST In625-72h(h)ST In625-168h图8 In625和STIn625在7 50 二元氯化物熔盐（NaCI+KCI）中的表面腐蚀形貌Fig.8Surface corrosion morphology of In625 and ST In625 in binary chloride molten salt(NaCI+KCI)at 750 C表3EDS分析得到的二元熔盐中腐蚀表面元素含量(wt.%)Table3Content of corrosion surfaceelements inbinary molten salt obtained by EDS analysis(wt.%)Area12345678017.6322.341.182.1131.2025.5614.081.37Cr34.572.755.530.6565.5470.166.823.49Fe6.753.402.511.941.010.9511.225.03Ni41.0660.8975.4977.842.253.3365.4279.55Mo一10.6215.2817.47一一2.4610.56图9为In625和STIn625在7 0 0 三元氯化物熔盐（NaCI+KCI+CaCl2）中的表面腐蚀形貌，图中相应区域的EDS分析结果列于表4中。从图9a和9e中可以观察到，In625和STIn625在腐蚀6 h后表面比较平整，只有极少量的针状和圆球状氧化物，结合区域1和区域6 的元素占比可以推出，在腐蚀6 h后In625和STIn625表面均产生了针状的Cr2O3和圆球状的NiCr2O4，这一结果与Raman检测到的结果一致（图7），Cr2O3和NiCr2O4的生成与二元氯化物熔盐中机理相同。从图9 b和9 f中可以观察到，腐蚀时间延长到2 4h后，In625和STIn625表面均出现了颗粒状的物质，颗粒状物质的下层则很平整，结合区域2、3、7 和8 的元素占比可以推出，表面的颗粒状氧化物为Ni和Cr的尖晶石，下层以Cr20O3和NiCr2O