铀及其合金的水氧腐蚀机理分析
Cu_Ni合金海水腐蚀行为研究进展
第9卷第1期 1997年1月 腐蚀科学与防护技术CORROSION SCIENCE AND PROTECTION TECHNOLOGY V ol.9N o.1Jan.1997Cu-Ni合金海水腐蚀行为研究进展朱小龙 林乐耘 雷廷权1(北京有色金属研究总院北京100088)(1哈尔滨工业大学哈尔摈150001)摘 要 综述了Cu-N i合金在海水中材料因素和海水环境及其对腐蚀行为的影响.阐述了该合金海水腐蚀热力学和化学成分、微观组织结构、初始表面状态与耐蚀性的关系;并讨论了海水的物理因素(流速、温度)、化学因素(溶解氧、硫化物)和生物因素及其协同效应对Cu-N i合金腐蚀过程的影响.关键词 Cu-N i合金,海水腐蚀,材料特性,海水环境.学科分类号 T G172.5Cu-Ni合金广泛应用于海洋工程中各类舰船的冷凝器管、滨海发电厂的热交换器以及海水淡化处理设备的管道系统等.虽然这种合金进入实际应用已有几十年历史,但是该合金在服役过程中曾发生过严重腐蚀和泄漏事故.因此,人们对Cu-Ni合金海水腐蚀进行了大量研究,由于涉及因素错综复杂,迄今为止Cu-Ni合金的腐蚀机理及如何有效控制尚不完全清楚.随着海洋的不断开发和Cu-Ni合金应用范围的日益拓宽,人们越来越重视研究该合金在海水中耐蚀性以及发掘其潜力,从而延长使用寿命,防止早期失效,充分服务于海洋工程.本文综述了Cu-Ni合金海水腐蚀研究结果,试图从材料本性探讨该合金的腐蚀规律以及这方面研究的发展趋势;还从海水环境方面综述Cu-Ni合金的耐蚀性与海水环境的关系以及影响该合金腐蚀的海水因素.1Cu-N i合金海水腐蚀的材料本性1.1合金海水腐蚀热力学Efird[1]采用电化学方法建立了90Cu-10Ni和70Cu-Ni合金在海水中电位-pH图,电位-pH图可分为免蚀区、腐蚀区、钝化区和脱合金成分敏感区.随着镍含量从10%增至30%,腐蚀与钝化转变线的位置从pH8.5移至pH7.8,一价铜离子和二价铜离子转变也由+0.030V 移至0.070V(SCE).在腐蚀区,脱合金腐蚀为层型;在钝化区,脱合金腐蚀主要发生在缝隙处呈塞型.还应指出这两种合金均位于析氢平衡线上方,这表明合金不能通过H+还原作为阴极反应进行腐蚀,然而当含有硫化物时,合金腐蚀电位负移,这时阴极过程可通过析氢反应进行[2].金属腐蚀与防护国家重点实验室项目,国家自然科学基金资助项目 收到初稿:1996-01-12,收到修改稿:1996-04-15Fig .1Po lar ization cur ves o f Cu-N i alloy s in N aCl solut ion (pH 8.1,scan r ate :0.5mv ・s -1)[3]1.2影响腐蚀行为的材料因素1.2.1化学成分 Crouiser 和Beccaria研究了Cu -Ni 合金随Ni 含量变化在NaCl溶液中的电化学行为[3].结果表明,Cu-Ni合金与纯Cu 的极化曲线主要差异在于阳极极化部分出现一个电流平台,随着Ni 含量增加,电流平台降低,当N i 含量达到30%时,合金的平台电流值与纯Ni 的钝化电流接近(图1).在Ni 含量为10%时,合金的电流平台较宽,表明合金钝态性能稳定,这可能是Cu-Ni 合金含Ni 量为30%和10%的原因.添加0.5～2%Fe 可以显著改善Cu -Ni 合金耐海水腐蚀性能,特别是抗流动海水冲击腐蚀性能.Efir d [4]对不同Ni 和Fe 含量的Cu-Ni 合金在静态和高速流动海水中进行腐蚀试验发现,未添加Fe 的合金形成的腐蚀产物中氧含量高;添加一定量Fe 的合金所形成的腐蚀产物中富Ni.70Cu-30Ni 合金添加0.5～2.0%Fe 明显改善流动海水中耐蚀性,并且在静态海水中也得到证实[5].通常,无论是70Cu-30Ni 还是90Cu -10Ni 合金均添加一定量Fe .添加少量的Fe 有益于耐蚀性,其作用存在两种观点.固溶态铁的作用在于形成含水氧化铁的腐蚀产物膜,这种化合物充当阴极抑制剂.North 和Pry-or [6]认为另一种机制可能起作用,至少起部分作用,他们证实了Ni 能够掺杂到缺陷的Cu 2O 点阵中,因此增加腐蚀产物膜的阳极(离子)和阴极(电子)阻力,并认为Fe 具有相同的效应.70Cu-30Ni 合金与90Cu-10Ni 合金在海水中腐蚀行为尚存在不同看法.用于冷凝器的70Cu -30Ni 合金比90Cu -10Ni 合金能耐流速更高的海水腐蚀;然而,70Cu -30Ni 合金对局部高温区点蚀较敏感,90Cu-10Ni 合金在相对较高温度下服役较为有利.M acdonald 等[7]发现,只要氧浓度不超过6.60mg ・L -1,70Cu-30Ni 合金在流速为1.2m ・s -1海水中比90Cu-10Ni 合金耐蚀性好;铸态70Cu -30Ni 合金在相对较高流速12.2m ・s -1海水中耐蚀性低于90Cu -10Ni 合金;70Cu-30Ni 合金在流动海水中局部腐蚀敏感性远高于90Cu-10Ni 合金;70Cu-30Ni 管在硫化物污染的海水中失效率低于90Cu-10N i 管.这两种合金均对硫化物诱发点蚀倾向敏感,然而导致70Cu-30Ni 合金所需的硫化物浓度更高,长期暴露在硫化物浓度较低的海水中90Cu -10Ni 合金腐蚀比70Cu -30Ni 合金严重.M n 能显著提高Cu-Ni 合金抗冲击腐蚀性能,并且当Fe 含量比较低时,M n 能起到替代Fe 的作用;Mn 还能消除Cu-Ni 合金中过剩C 的影响[8].近年来发展了一种含2%Fe 、2%Mn 耐高速流动海水的70Cu -30Ni 合金.1.2.2微观组织结构 从相图上看,Cu-Ni 合金为无限互溶的连续固溶体.但在322℃以下,该合金存在一个产生亚稳分解的成分-温度区域.当添加某些合金元素如Fe 、Mn 等将改变亚稳分解的成分-温度区域的大小和位置[8].Fe 在Cu -Ni 合金中的溶解度很小,通常70Cu -30Ni 合金中Fe 溶解量约为0.5～1.0%,90Cu -10Ni 合金中Fe 溶解量约为1.0～491期朱小龙等:Cu -Ni 合金海水腐蚀行为研究进展50腐蚀科学与防护技术9卷1.5%.当Fe完全固溶时,合金表现出良好的耐蚀性;若合金出现沉淀态的Fe,所形成的腐蚀产物无Ni的富集且颜色变暗[4].此外,还可能导致Cu-Ni合金在氨环境下耐应力腐蚀性能下降.Cu-Ni合金在一定条件下沉淀析出极小的Ni-Fe富集相,该Ni-Fe富集相不仅明显影响合金的强度,而且降低合金的耐蚀性.Richter和Pepperhoff[9]应用M ossbauer谱探测到缓冷处理的70Cu-30Ni和90Cu-10Ni合金的Ni-Fe颗粒,其中Ni含量约为60%～70%.Drolenga 等[10]系统研究了90Cu-10Ni合金化学成分和微观组织结构对耐蚀性影响,发现固溶处理后在600℃或650℃退火时,合金产生连续沉淀,导致硬度和磁透率增加.仅当退火时间超过100h,才可能在电镜下观察到这种沉淀物;合金在450℃退火时在晶界析出不连续沉淀物.在海水中长时间暴露结果表明:90Cu-10Ni合金为均匀固溶体时腐蚀电位在活化方向略有变化,R-1p值低且稳定,随铁量增加而增大;连续沉淀的合金腐蚀电位在活化方向出现一个电位跃迁,在某些情况下,电位跃迁之后观察到强烈的电位波动,R-1p在含Fe为2.0%和2.5%时达到最大;在晶界上存在不连续沉淀物的合金腐蚀电位在活化方向出现一个电位跃迁,并且R-1p值始终较高且与含Fe量无关,还表明不连续沉淀的90Cu-10Ni合金形成的黑色腐蚀产物膜厚且多孔疏松而易脱落,其下为桔黄色晶体,Efird[4]发现自由腐蚀电位基本在-200至-250m V之间,而与微观组织结构和Fe量(< 3.5%)无关.Cu-N i合金沉淀相析出的条件尚不清楚,目前尚未找到有效地抑制Cu-Ni合金沉淀特别是不连续沉淀发生的途径.1.2.3初始表面膜 Cu-Ni合金在海水中耐点蚀能力取决于初始表面状态或服役条件.对于表面状态的影响,在生产过程中最终光亮退火形成残留碳膜或富锰氧化膜被认为是有害的.Marsde分析了Cu-Ni热交换器管早期失效并指出加工过程中的润滑剂在退火时分解为残留的碳膜,该碳膜相对于Cu为阴极,导致点蚀[11].较普遍观点认为碳膜是有害的,但富锰的氧化膜并不是点蚀的原因,因为富锰的氧化膜在氯化程度较高的海水中相对合金基体为强阴极,使沉积物周围或其下产生局部腐蚀,然而这种氧化膜通常在海水中随时间而消失.管表面有M nO或经喷砂处理后的点蚀敏感性均较低[12].特殊的服役条件对铜合金海水腐蚀影响较大,如海水过氯化.Gusmano和Trav ersa[13,14]研究70Cu-30Ni合金在流动海水中的腐蚀行为,他们指出初始富锰膜本身并不导致局部腐蚀,而海水过分氯化才是局部腐蚀的原因.对于中等氯化海水,自由Cl2量不超过0.5mg/L,该合金耐局部腐蚀性能良好,且与初始表面膜无关.当自由Cl2量为0和1.3m g/L时,该合金耐局部腐蚀性能均较差.至今较普遍认为初始表面的富锰膜不是Cu-Ni合金管局部腐蚀的原因.2Cu-N i合金腐蚀行为的海水环境影响因素海洋是一个富有挑战性的、维持着物理、化学和生物的动平衡体系.海水环境极为复杂,它不仅含有地壳中大多数元素,而且还拥有无数有机分子和海洋生物,此外季节、潮汐和阳光等的介入进一步增加海水环境的不确定性.材料在海水中的腐蚀行为实际上是材料与海水环境相互作用的过程.海水的诸多因素直接或间接参与该过程,同时,这些因素相互作用和协同效应使腐蚀过程更加复杂.2.1物理因素2.1.1流速 Cu-Ni合金在海水中使用时存在一个相对极限流速.超过这个相对极限流速,将因冲击腐蚀而失效.Cu -Ni 合金相对极限流速受诸多因素的影响,无法精确测定.试验表明,90Cu -10Ni 合金能够承受的流速范围为2.5～3.5cm ・s -1海水冲击,该合金允许流速达4.5cm ・s -1.冲击腐蚀的机理迄今为止尚不完全清楚,已经提出的机理主要有如下三种:(1)流动海水在合金表面产生剪切应力,随着流速增加,剪切应力增加.剪切应力超过一定值使得合金表面腐蚀产物机械分离.因此,腐蚀产物膜的机械性能决定了临界流动速度,即临界流动速度对应的剪切应力略超过腐蚀产物与基体之间结合力[15].Efird [15]计算出90Cu-10Ni 和70Cu-30Ni 的临界剪切应力分别为43.1N/m 2和47.9N/m 2.临界剪切应力随管径不同而变化,管径越大,铜基合金允许海水流速越高.Sato 和Nag ata [16]发现冷凝器管入口端的剪切应力等于管内一段距离后剪切应力的两倍,这些结果解释了管道入口端经常发现冲击腐蚀.Ferrara 和Gu-das 研究了旋转园盘上平板试样的流速影响[17],这种条件,90Cu-10Ni 合金在周边速度为7.9至8.8m ・s -2之间的腐蚀速度比70Cu-30Ni 合金低得多.虽然70Cu-30Ni 合金冷凝器和热交换器对入口处的冲击腐蚀表现出很高耐蚀性,但是90Cu -10Ni 合金作为船舶的外壳所遇到海水流速更高却显示更好耐蚀性.(2)高速流动海水由于质量传输系数大,使得表面pH 值降低以及表面膜通过可溶性Cu(I)化合物扩散溶解速度增加;在侵蚀腔内,局部腐蚀形成活化-钝化电池,这种电池具有自催化效应.(3)在流动海水介质中,如果其中气泡尺寸大于界面层厚度,则气泡对保护层产生机械破坏作用.所产生的力可能破坏水力学上界面层,再加上直接局部液体冲击和保护层局部破坏等因素,使腐蚀不断发展.2.1.2温度 Francis 研究发现[18],在10℃以下,Cu-Ni 合金腐蚀速度随温度降低而增大,并认为温度下降导致了腐蚀产物膜中无Fe 富集.温度对Cu -Ni 合金腐蚀行为影响的研究结果各异,即温度升高,Cu-Ni 合金腐蚀速度减小、增加或保持不变.这些差异是由于实验条件不同造成的,包括水流、pH 值变化、溶解氧等.Wang 等[19]研究了Cu-Ni 合金在20～80℃的静态海水中腐蚀失重与时间的关系,其结果与Kato 等[20]在25℃N aCl 溶液中所得到Cu -Ni 合金腐蚀失重曲线一致,失重与时间呈抛物线关系(y =at 1/2),这表明溶解过程在整个温度范围内遵循质量传输极限机制.溶解过程速度控制步骤是Cu +和Ni 2+离子的扩散.这意味与Fe 的氧化膜覆盖能力相关的离子扩散愈慢,合金腐蚀速度亦愈低.2.2化学因素影响腐蚀过程的海水化学因素主要有盐度、溶解氧和硫化物.海水的总盐量可表示为含氯量和盐度.氯含量定义为每千克海水中氯、溴和碘的总量.假设溴和碘均用氯代替,盐度与氯量的关系为盐度S (‰)=0.03+0.1805×Cl (‰).在自然海水中,盐度在32000和36000mg /L 之间变化,氯量在18000和20000mg /L 之间随地理位置变化.Cl 在与Cu 、Fe 形成金属离子络合物时起重要作用,进而影响腐蚀过程.氯化物一方面可以降低金属氧化还原电位,从而扩大可能产生腐蚀反应的范围;另一方面它加速金属的氧化速度,如铜合金腐蚀,氯离子直接参与氧化机制.Cu ++2Cl -=CuCl 2+e-氯化物还影响腐蚀产物.在90Cu-10Ni 合金腐蚀产物分析中发现,氯离子存在于多层腐蚀产物中,并且在金属表面腐蚀层与中间膜层的界面区氯浓度最高.此外,还注意到氯浓度影响产生点蚀和缝隙腐蚀的临界电位及其发展速度,还可能影响保护电位.通常随氯量降低,临界点蚀电位增加,而点蚀速度减小.511期朱小龙等:Cu -Ni 合金海水腐蚀行为研究进展正常海水pH 值在7.8～8.3范围内,一般pH 值在该范围内变化对腐蚀过程影响不大.2.2.1溶解氧 海水中溶解氧量主要决定于盐度和温度.若知绝对温度T (K )和盐度S (‰),就可以计算出溶解氧的平衡浓度.溶解氧对Cu-Ni 合金腐蚀的影响可以用Evans 图来描述(图2)[21].阴极反应: 1/2[O 2]+[H 2O]+2e =2[OH -] ,线AB 表示吸附的氧;阳极反应: 2Cu=2Cu +sol +2e ,线CD 表示不发生钝化时阳极过程.Fig .2Cor ro sion behaviour of co pper -nickel alloy s in aer at-ed and de -aer ated seawat er [21]Cu -Ni 合金浸在充气海水中很快形成一层保护性腐蚀产物:2Cu +sol +2[OH -]=Cu 2O+[H 2O]这使腐蚀产物上产生的I R 降(斜率即阻力)从CD 线所给定的值上升到T 1线所给定的值.T 1线(钝化的阳极过程)与AB 线(阴极过程)交点相对应的腐蚀电位和腐蚀电流分别为E 1和i 1.随着暴露时间增加,腐蚀产物膜随之增厚,因此IR 降即阳极曲线斜率增加,而阴极过程不变化导致腐蚀电位增加,腐蚀电流下降.最终当IR 降充分大时,以致使腐蚀电位达到E Cu 2O/Cu 2(OH)3Cl ,这时外层腐蚀产物Cu 2(OH)3Cl 形成即2[Cu 2+sol ]+3[OH -]+Cl -=Cu 2(OH )3Cl .Cu-Ni 合金腐蚀速度依赖于海水中溶解氧[22].在除气的海水中,腐蚀速度基本为零.这是由于阴极过程缺氧而只可能通过析氢反应进行:2[H +]+2e =H 2,该过程用线EF 表示.EF 与CD 交点对应的腐蚀电位E 2和腐蚀电流i 2较充气海水中腐蚀电位E 1和腐蚀电流i 1低得多.i 1在未污染近乎中性水中很低,相应的腐蚀速度基本为零.在实际体系中,除气海水的腐蚀电位和电流受痕量氧和其他的还原性物质控制.Cu-Ni 合金在流动海水中腐蚀行为在某种程度上也可以用上述模型解释.M acdonald 等[7]发现当氧含量保持在空气溶解度或低于6.60m g/L 时,70Cu-30Ni 合金显示出比90Cu-10Ni 合金更优的耐蚀性,在氧含量较高的条件下,镍含量高的合金耐蚀性出现迅速下降,在氧溶解度[O 2]=26.3mg /L 时,合金的耐蚀性与镍量无关.2.2.2硫化物 硫化物进入海水中途径较多如腐烂的动植物、工业废弃物、自然产生硫酸盐细菌还原等.在完全无氧的情况下,海水中的硫化物使Cu-Ni 合金腐蚀电位向活化方向迁移.在活化电位时,阴极反应依赖于氢离子还原,因此,即使在无氧时,腐蚀反应仍能进行.Cu-N i 合金在硫化物污染海水中的腐蚀行为可以用Evans 图来描述(图3)[21].在除气、硫化物污染海水(DS -Seaw ater )和在充气、硫化物污染海水(AS -Seaw ater )中腐蚀机理讨论如下:在DS 海水中,线IJ 描述的阴极反应与在无污染除气海水中的速度较低的阴极反应相同,即氢离子的还原.阳极反应亦与无污染除气海水中相似,即Cu +形成.然而,在DS 海水中阳52腐蚀科学与防护技术9卷极反应(线AB ′)移至更低电位(线CD),这种迁移是因为Cu +sol 离子与S 2-sol 离子反应沉积使离子活度降低.2[Cu +sol ]+[S 2-sol ]=Cu 2S该硫化亚铜膜为多孔、非保护性腐蚀产物、并且沉积于金属表面.当存在1g ・m -3[S 2-]时,Cu 浓度从向9×10-10降至5×10-12mo l/L.根据Nernest 方程计算,相应腐蚀电位下降值超过600m V.这使得腐蚀电流(i 3)比除气、无污染、海水中腐蚀电流(i 2)大得多.但是污染海水中腐蚀电位(E 3)却比除气、未污染海水中相应腐蚀电位(E 2)低得多.Cu -Ni 合金在海水中不能形成保护性产物,所以腐蚀电流和腐蚀电位应保持相对稳定.然而腐蚀电流和腐蚀电位依赖于海水中S 及O 的介入,S 和O 的含量均难以控制从而导致腐蚀电流和腐蚀电位出现小波动.Fig .3Co rr o sion beha vio ur o f co pper -nickel a lloy s in aerat ed and de-aeraed sulphide -po lluted seaw ater [21]在AS 海水中,Cu -Ni 合金腐蚀速度最高.硫化物与氧共同加速Cu-Ni 合金腐蚀,如前所述,在充气海水中,合金形成保护性腐蚀产物,阳极反应遵循线A'B,如果不存在保护性腐蚀产物,阳极反应遵循AB'线,阳极反应与阴极反应(线EF'交点处腐蚀电流(i 4)很大.Cu -Ni 合金在硫化物存在时不能形成保护性腐蚀产物膜[22],硫化物还与Cu +离子反应降低腐蚀产物与金属的界面上Cu +离子的浓度,从而使阳极曲线从线AB'降至线CD .此外,硫化物还与氧反应从线EF 移至线GH.阴极过程(线GH )与阳极过程(线CD )交点对应腐蚀电位E 5处的腐蚀速度很高(i 5),腐蚀电位E 5位于DS 海水腐蚀电位之间.由于硫化物阻碍保护性腐蚀产物膜形成,腐蚀速度始终维持较高.硫化物在海水中的浓度不稳定,特别是当O 2存在时,在充气海水,硫化物的半寿命仅20min [22].海水中铜离子增大溶解氧对硫化物氧化的速度,硫化物的氧化产物有S (S 0)、S 2O 3(S +2)、S 4O 6(S +2.5)、SO 3(S +4)、SO 4(S +6)以及多硫化物.Latimer 氧化-还原电位描述了一些硫化物与其平衡氧化-还原电位(E i=0)关系:S -2=-+0.51V -S 0-+0.74V -S +32O =3-+0.58V -S +4O +0.66V+0.59V =3 -+0.98V -S +6O =4531期朱小龙等:Cu -Ni 合金海水腐蚀行为研究进展54腐蚀科学与防护技术9卷Haffmann指出在硫化物较低的溶液中,硫化物氧化速度可用下式表示[23]:=K[Cu2+][HS-]式中[Cu2+]和[HS-]表示Cu(Ⅱ)和硫化物离子的浓度,K为常数.在硫化物离子浓度较高时,反应动力学则不同.Hoffm ann证实铜离子与硫化物反应动力学具有不重现性[23].因此,硫化物浓度低或高所遵循的反应动力学不同以及反应动力学的不重现性增大了研究硫化物对Cu-Ni合金腐蚀影响复杂程度,可能是得到不同实验结果的原因.硫化物加速Cu-Ni合金海水腐蚀特别是局部腐蚀愈来愈受到重视.2.3生物因素海生物是海水环境的特征之一.生物因素主要海生物可分为宏观生物如藤壶、牡蛎和石灰虫等以及微生物如细菌.Cu-Ni合金具有良好抗海生物附着的性能.Efir d在Nor th Caroli-na Wr ig ht海滩试验发现[24],90Cu-10Ni和70Cu-30Ni合金经过3a暴露才有轻微宏观海生物附着,经过5a暴露,90Cu-10N i合金所附着的海生物占表面70%,70Cu-30Ni合金附着量达整个表面60%.宏观海生物对腐蚀过程的影响主要通过如下几个方面:(1)阻碍金属表面海水流动,同时增加局部紊流;(2)对金属表面供氧起屏蔽作用,从而形成充气电池;(3)海生物分泌的产物参与腐蚀过程;(4)腐烂的海生物产生硫化物,从而改变金属表面环境.海水微生物影响腐蚀可分为两种情况,一是与腐蚀表面不直接接触的微生物产生化学中间体引起的腐蚀;二是在金属/生物膜界面上的生物膜中产生的化学物质引起微生物诱发腐蚀.微生物最初在Cu-Ni合金上附着的是抗铜能力强的细菌、硅藻和原生动物类[25,26].附着的细菌和硅藻可以改变合金表面的毒性,这样使耐铜能力低的微生物能够附着上去.在Cu-Ni合金海水管道系统中,还发现在缝隙、闭塞处、接缝不规则或焊接处有硫酸盐还原菌存在. Gam ez等[27]研究了厌氧菌、硫酸盐还原菌和需氧菌单独及共存是70Cu-30Ni合金和90Cu-10Ni合金腐蚀行为.海水中的微生物可以改变金属与溶液界面性质,从而影响腐蚀过程,主要途径如下:(1)形成界面扩散障碍层;(2)改变细菌群下腐蚀产物结构特性;(3)形成生物膜与腐蚀产物混合层-层结构,改变腐蚀产物粘附力;(4)产生腐蚀性代谢物,这些代谢物降低氧化物层的保护性.海生物的附着过程及与Cu-Ni合金之间的作用机理方面的研究很不够,主要原因是涉及的因素较多,过程复杂及多因素的协同效应,从而使整个腐蚀过程变得错综复杂.这方面尚有待进一步研究.参考文献1E fird K D.Corrosion,1975,31(3),772M acdonald D D,Syrett B C,W ing S S.Corrosion,1979,35:3673C rousier J,Beccaria A.W erks toffe und Korrosion,1990,41:1854E fird K D.Corrosion,1977,33:3475Beccaria A M,Crous ier J.Br.C or rosion J.,1991,26(3):2156North R F,Pryor M J.Corros.S ci.,1970,10:297M acdonald D D,Syrett B C,W ing S S.Corrosion,1978,34:2898苗善慧.铜加工,1990,(4):839Rich ter F,Pep perhoff W.Z.M etallkde,1983,74:50010Drolenga L J P,J sseling F P I,et al.W erks toffe und Korrosion ,1983,34:16711M orsden D D.M aterials Performance,1978,17:912Nagata K,Atsu mi T ,Yon emits u M .S umitomo L ight M etal T echnical Rep orts ,1992,33(4):2013Gus man o G ,T ravers a E ,Simoncelli C ,et al .M aterials Chemis try and Ph ysics ,1990,24:45714Gus man o G ,S imoncelli C ,Valota N M ,et al .Desalina 1989,74:25915E fird K D.Corrosion,1977,33(1):316Sato S,Nagata K.Sum itomo Light M etal T echnical Reports,1978,19(3～4):8317Ferrara R J ,Gudas J P.Proc.3rd Int.Cong.M arine Corr os.and Fouling ,1972,October.18Francis R.Br.Corros ion J.,1983,18:3519W ang Y Z ,Beccaria A M ,Pogg i G .C orros .Sci .,1994,36(8):127720Kato C,Castle J E,Ateya B C ,et al.J.Electroch emical S oc.,1980,127:189721Eisels tein L E ,S yr ett B C,Wing S S,et al.C or ros.Sci.,1983,23:223.22S yrett B C.Corros.Sci.,1981,21:18723Glas stone S.T extbook of Phys ical Chemistry.New Yor k,NY:D.Van Nostrand Co.Inc.,1940.110424Hoffmann M R ,Environ .Sci .T ech .,1980,14:106125Efird K D.Int.C onf.Corros ion '75,Toronto,Ont.,NACE ,1975,12426Videla H A,de M ele M F L,Br ank vich G B.Corrosion/89,291,(Hous ton ,TX:NACE,1981)27Gom ez de Saravia S G,de M ele M F L,Videla H A .Corros ion ,1990,46(4):302REVIEW ON CORROSION BEHAVIORS OFCu -Ni ALLOYS IN SEAWATERZHU Xiao long ,LIN Ley un ,LEI Tingquan 1(General Resear ch I nstitute f or N on -f err ous M etals ,Beij ing 100088)(1H ar bin I ns titute of T echnology ,H ar bin 150001)ABSTRACT T he cor rosion behav ior o f Cu-Ni alloy s in seaw ater is r ev iew ed in ter ms of pa-rameters related w ith the allo ys and envirom ent .T he relatio n is revealed of the co rrosio n r e-sistance and materials characteristics ,w hich include the cor rosio n ther modynam ics ,chemical co mpo sitions,micr o-structure and initial surface o f the allo ys,T he influences o f physical factors (e.g.flo w velocity ,temper ature),chemical factors (e.g.disso lved oxy gen,sulfide),bio logical factors o f seaw ater and their synerg istic action on cor rosion of Cu -Ni alloy s are dis-cussed.KEY WORDS Cu-Ni allo y ,seaw ater co rrosion,material charateristics,seaw ater enviro n-ment 551期朱小龙等:Cu -Ni 合金海水腐蚀行为研究进展。
CO
文章编 号 ：２ ３９ ５ （０ ２ ０ ０ ４０ ０ ５ —９ ０ ２ ０ ）１０ ３ —４
Ｃ 处理 对 铀 在 ４ ℃ 和 ７ ℃ 潮湿 空气 Ｏ ０ ０ 中抗 蚀 ・ 的 影 响 陛能
杨江荣，８ ５觉生， － 蒋春丽， 红 肖
中 国工 程 物 理研 究 院 ． 四川 绵 阳 ６ １０ ２９７
１２３ ∞ 处 理 。．
将 清 洗 干 净 的 试 样 放 人 容 器
中， 用真 空泵将 系统 真空 度 抽 至 ４Ｐ ， 后 用 ｃ ａ然 Ｏ
气 体返洗 ３次 ， 每次返 洗时 真空 均抽 至 ４Ｐ ， ａ 最后 在 容器 中充 人 预 定 压 力 的 Ｏ 。气 体 。取 下 容 器 ． 放 人恒 温箱 中在室 温下贮 存设 定 时间 。处 理结束 后 ， 出铀试 样 。 取 １１ ４ 腐 蚀 实 验 ．． 铀试 样 经 Ｃ 处 理 后 分 别放 Ｏ
摘要 ： 采用增重洼研 究了金属铀表面经 ∞ 处理 后在 ４ ℃ 和 ７ ℃ 潮湿 空气 中的抗蚀 能力。研究结果 表明 ， ０ ０ 在 ７＂ ０Ｃ镧湿空气 中 ． 其抗蚀 能力增加不 明显； 而在 ４ ℃ 环境中 ， ０ 金属铀表面的抗蚀能 力得 到明 显提高 ， 且在实 验 范 围内其抗蚀能力 随 ㈣ 剂量的增 加而增强 用俄歌 电子谱 （ Ｓ 分 析 了铀试样处 理前后 表层 的成分变化 。 ＡＥ ） 分析结 果表明 ， 铀表面经 Ｃ Ｏ处理后 ， 其表层形成 了一定厚度 的富碳层 ， 显示该 富碳层对提 高铀 表面抗蚀 能 并
性 能 ， 用俄歇 电 子能 谱 （ Ｓ 分 析 试 样 表 层 的 并 ＡＥ ） 成分 ， 以初 步 探讨 Ｃ 处 理 导 致其 抗 蚀性 能 变 化 Ｏ
的微观 机理 。
铀及其合金的水氧腐蚀机理分析_吴艳萍
铀 －氧 －水体系的反应是氧气和水气共同作用的结果 ， 反应速率介于前两种体系之间 。 关键词 ： 铀及其合金 ； 氧化 ； 反应机理 （ ） 中图分类号 ： ９ ５ ３ ２ ６ ７ ４． ４ 文献标志码 ： ３ ０ ２ ０ １ ４ ０ ６ １ Ａ 文章编号 ： ０ ２ ５ Ｔ Ｇ １ ９ ０ ０ － － － ： ／ ｄ ｏ ｉ １ ０． ７ ５ ３ ８ ｈ ｈ ｘ ． ２ ０ １ ４． ３ ６． ０ ６． ０ ３ ２ １
Ｒ ｅ ａ ｃ ｔ ｉ ｏ ｎ ｏ ｆ Ｕ ｒ ａ ｎ ｉ ｕ ｍ ａ ｎ ｄ Ｉ ｔ ｓ Ａ ｌ ｌ ｏ Ｗ ｉ ｔ ｈ Ｏ ｘ ｅ ｎ ａ ｎ ｄ Ｗ ａ ｔ ｅ ｒ Ｖ ａ ｏ ｒ ｙ ｙ ｇ ｐ
＊ ， ， ， ，ＷＵ ｉ ｎ Ｚ ＨＵ ＷＵ Ｙ ａ ｆ ａ Ｌ Ｉ ｅ ｉ Ｐ ｅ ｎ ｎ Ｓ ｈ ｅ ｎ Ｕ Ｔ ｉ ａ ｎ Ｕ Ｚ ｈ ｅ ｎ Ｑ ｕ ａ ｎ －ｐ － －ｗ －ｗ ｇ ｇ
３ ２ ２
核化学与放射化学 第 ３ ６卷
２－ 为： 氧气在金属表面的吸附 、 在晶格中进 解离 ， Ｏ
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应时间的延长 ， 表面白色斑点慢慢变为钉状灰色
３］ 。 突起物 ， 突起氧化物逐渐长大 ， 并连接成片 ［
行扩散 ， 氧化 Ｏ 在 金 属 和 氧 化 物 界 面 发 生 反 应，
； 修订日期 ： ０ ３ ３ １ １ ０ ０ ９ ４ ４ ２ ０ １ ２ ０ １ 收稿日期 ： － － － － ） 表面物理与化学重点实验室基金资助项目 （ Ｋ Ｆ Ｚ ２ ０ １ ２ １ ３ Ｚ Ｄ Ｘ 基金项目 ： ， 女， 河南郑州人 ， 吴艳萍 （ 工程师 ， 材料腐蚀专业 ４—） １ ９ ８ 作者简介 ： ， ：ｗ 男， 四川内江人 ， 巫泉文 （ 博士研究生 ， 核燃料循环与材料专业 ， ａ ｉ ６—） ｌ ｗ ａ ｓ ｅ ２ ６． ｃ ｏ ｍ １ ９ ８ Ｅ－ｍ ＊ 通信联系人 ： ＠１ ｑ
铀合金研究
铀合金研究摘要：本文主要叙述了铀合金基本性质以及一些腐蚀情况，并简析了最新的防腐研究进展。
关键词：铀合金；抗腐蚀性能Research on uranium alloysChen HengAbstract:This paper describes the basic properties of uranium alloys and some corrosion, and the latest anti-corrosion research.Key words:Uraniumalloy;Corrosion resistance1.引言铀是自然界质量数最高的元素，具有很好的核性能，因此在核能领域有广泛应用。
但是，由于非合金铀不耐腐烛、屈服强度低、机械力学性能和可加工性较差，限制了非合金铀的使用。
研究发现，合金化是一种比较有效的途径，能够明显改善铀的机械力学性能和抗腐蚀性能，因此在核材料工程应用中得以推广。
2.研究发展历程在二元合金体系中，U-0.79wt.%TI合金通过少量合金化元素的添加，在没有引起核性能或者密度改变太大的前提下，较好地提升了机械力学和抗腐烛性能而得到工程应用。
但是，铀的化学性质很活拨，极易与各种环境气氛相互作用发生腐烛，在铀材料的生产、存、使用和处置等过程都会带来严重问题。
其中，铀的氧化腐烛——具有反应速度快、点状侵蚀、产物遇空气可燃等特性——对铀材料的损伤极为严重。
因此深入理解铀材料的氧化行为机理，确定氢化成核点影响机制，采取措施抑制和消除氢化腐烛成为铀材料相关研究的重要内容之一。
也备受各个国家特别是各个核武器实验室包括美国的LANA和LLNL，英国AWE的和以色列NRC-Negev的—等机构的关注。
科研工作者对铀氢反应奥秘的探究最早始于美国“曼哈顿”计划。
在过去的数十年间，通过大量实验和理论工作的开展和积累，推进了对铀的氧化腐烛行为的认识。
首先，在氢化反应动力学方面，虽然，铀氧反应的动力学行为比较复杂，会受到包括反应温度、气体压力、气体中的杂质含量、表面氧化层结构、厚度等等诸多因素的影响。
000反应堆材料化学-腐蚀化学
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反应堆腐蚀化学目录
水冷堆的腐蚀
气冷堆的腐蚀
液态金属堆的腐蚀
熔盐堆的腐蚀
反应堆化学的一个分支。研究在反应堆中的温度、压力和辐照条件下，液体、气体对固体材料的化学腐蚀和电化学腐蚀（包括腐蚀机理），影响腐蚀的因素，腐蚀产物的行为和抑制腐蚀的方法等，从而为选择和改进反应堆材料，以及调节冷却剂化学成分提供依据。
冷却剂
水具有良好的传热和流动性，已广泛用作水冷堆的冷却剂；水的辐射分解与水中存在的杂质含量有关，通常采用离子交换法来纯化，水的电导率应小于1×10-6西／厘米。二氧化碳和氦气是气冷堆的主要冷却剂，二氧化碳在高温下能与石墨反应，它只能在温度较低的气冷堆中使用；氦气的化学惰性很大，并且具有良好的热力学性质和核性质，已在高温气冷堆中使用，但是氦气中的杂质（氧和水蒸气等）会引起石墨和结构材料的腐蚀，因此在反应堆运行中必须不断纯化。液态钠具有极好的传热性，它是快中子堆的冷却剂，但是钠在化学上很活泼，遇水强烈反应，使用中必须考虑安全问题。（
气冷堆的腐蚀
在气冷堆中超过 650℃时二氧化碳会与石墨反应：C+CO2─→2CO，反应速率随温度升高而增加；高温时二氧化碳会使不锈钢渗碳；二氧化碳中的一氧化碳和水会引起不锈钢的氧化剥落。纯氦不侵蚀石墨和不锈钢，但氦气中的杂质,主要是水蒸气和空气,会与堆内石墨构件反应，生成一氧化碳、二氧化碳、氢和甲烷。
慢化剂
反应堆中常用的慢化剂有普通水、重水、石墨、金属铍和氧化铍。 普通水只能用在浓缩铀的核燃料系统，重水可以用在天然铀系统。由于水的沸点低，在高温水堆中所需压力就很高。一般情况下石墨是比较惰性的固态慢化剂，不易与其他介质发生化学作用，但在高温下它可与许多元素形成碳化物，尤其是石墨与氧的反应给高温气冷堆采用石墨作慢化剂和结构材料带来一定的困难。石墨的氧化既能造成石墨部件的损坏气冷堆中，冷却剂氦气中的氧和水蒸气含量必须严格控制。金属铍和氧化铍是良好的慢化剂。金属铍的化学性质比较活泼，室温下就开始与氧反应，但在表面形成致密的氧化膜后氧化反应逐渐减慢；150℃以下铍在纯水中稳定,水温升高则表面生成暗色氧化膜,300℃以上腐蚀速率迅速增高。氧化铍在高温下具有良好的化学稳定性。
合金材料腐蚀行为的研究与腐蚀机理分析
合金材料腐蚀行为的研究与腐蚀机理分析第一章：引言腐蚀是金属材料在与环境介质接触时，受到化学或电化学作用而逐渐失去原有性能的过程。
合金材料在实际应用中广泛存在，而合金材料的腐蚀问题则直接关系到其使用寿命和性能稳定性。
因此，深入研究合金材料的腐蚀行为和腐蚀机理，对于提高合金材料的抗腐蚀性能具有重要意义。
第二章：合金材料的腐蚀行为2.1 腐蚀性能评价指标合金材料的腐蚀行为可以通过一系列评价指标来表征。
常见的腐蚀性能评价指标有失重法、电化学测试法、腐蚀速率计算等。
2.2 影响合金材料腐蚀的因素合金材料的腐蚀行为受多种因素影响，其中包括环境介质、温度、氧化还原电位、表面处理等。
这些因素的变化对合金材料的腐蚀行为具有重要的影响。
第三章：合金材料腐蚀机理3.1 常见腐蚀机理合金材料的腐蚀机理多种多样，常见的腐蚀机理包括电化学腐蚀、晶间腐蚀、应力腐蚀等。
每种腐蚀机理都具有自身的特点和机制。
3.2 电化学腐蚀机理电化学腐蚀是最常见的腐蚀机理之一，它包括阳极溶解和阴极保护两个过程。
阳极溶解是指合金材料中阳极区域金属离子的溶解，而阴极保护则是指防止金属被溶解的一系列保护措施。
3.3 晶间腐蚀机理晶间腐蚀是指合金材料晶界处发生的腐蚀现象。
晶间腐蚀主要是由于晶界处存在缺陷，导致晶界处的金属离子溶解更容易。
3.4 应力腐蚀机理应力腐蚀是一种结合了应力和环境因素的特殊腐蚀形式。
在应力作用下，合金材料在特定的环境条件下发生腐蚀，使其性能逐渐降低。
第四章：合金材料腐蚀行为的研究方法4.1 金相显微镜观察金相显微镜是观察合金材料腐蚀行为的重要手段。
通过对合金材料进行金相制样处理，并使用金相显微镜观察合金材料在腐蚀前后的微观结构变化。
4.2 电化学测试方法电化学测试方法可以通过测量电化学参数来研究合金材料的腐蚀行为。
常见的电化学测试方法包括极化曲线法、交流阻抗法等。
4.3 特殊环境条件下的腐蚀实验在特殊环境条件下进行腐蚀实验可以模拟实际应用中的特殊腐蚀环境，更加真实地研究合金材料的腐蚀行为。
热腐蚀过程氧与高温合金元素反应及其扩散 关键技术
热腐蚀过程氧与高温合金元素反应及其扩散关键技术全文共四篇示例，供读者参考第一篇示例：热腐蚀是指高温下金属材料与气体中的腐蚀物质发生反应，导致金属材料表面遭受腐蚀的一种现象。
热腐蚀引起了高温合金元素与氧气之间的反应及其扩散，对于高温合金材料的应用和性能有着重要的影响。
本文将对热腐蚀过程中氧与高温合金元素的反应及其扩散的关键技术进行探讨。
在高温环境下，金属材料容易与氧气发生氧化反应，形成氧化物。
高温合金材料中常用的元素如镍、钴、铬等，容易与氧气发生化学反应，形成氧化物，在高温下则容易发生热腐蚀。
热腐蚀主要是由氧化物的形成和扩散过程引起的。
氧与高温合金元素的反应及其扩散是研究热腐蚀行为和机制的重要内容。
氧化物的形成是热腐蚀过程中的第一步。
当金属表面暴露在氧气环境中时，金属表面的原子会与氧气中的氧原子结合形成氧化物。
氧化物主要包括氧化镍、氧化钴、氧化铬等。
氧化物的形成会导致金属表面的化学成分发生变化，使金属表面逐渐失去原有的性能，导致金属材料的腐蚀和损坏。
氧与高温合金元素的反应是热腐蚀过程中的关键环节。
高温合金材料中的元素与氧气发生反应的速率取决于反应的速率常数和反应的能垒。
在高温条件下，元素原子在金属表面迁移的活动性增加，促使元素与氧气更容易发生反应。
氧与高温合金元素反应生成氧化物的过程是一个复杂的物理化学过程，涉及到原子的迁移、电子的转移等多种机制。
氧与高温合金元素的扩散是导致热腐蚀的另一个重要因素。
氧化物在金属表面形成后，会向金属内部扩散，使得金属材料整体遭受腐蚀。
氧与高温合金元素的扩散速率取决于氧化物的溶解度、原子扩散速率等因素。
扩散过程中，氧化物颗粒会沿晶界、孔隙等通道向金属内部扩散，导致金属内部也受到腐蚀。
针对氧与高温合金元素的反应及其扩散过程，研究人员提出了一系列关键技术来控制和减缓热腐蚀的发生。
首先是合金设计技术，通过改变高温合金材料的成分和结构，提高其抗氧化性能和抗腐蚀性能，减少氧化物的形成和扩散。
氧在金属铀表面的初期动力学
氧在金属铀表面的初期动力学银陈;李赣;张志;杨江荣【摘要】为了获得氧与铀初期反应的动力学性质,实验利用表面吸附分析系统,采用微压PVT方法研究了O2在清洁铀表面的初期吸附反应行为,测量了饱和吸附量和反应概率.结果表明,氧的吸附量趋近一个极大值,约4.3×1015/cm2,粘附概率起初随吸附量增加缓慢减少;氧在清洁铀表面迅速解离,与表面铀原子反应生成氧化物.氧离子扩散通过氧化物层,继续与界面处的铀原子发生反应;气体初期反应动力学进程依赖于表面反应产物的组成和厚度变化对分子解离和离子扩散过程的影响.%The saturation capacity and reaction probability of O2 adsorption on clean uranium surface have been quantitatively measured by low pressure PVT method, and their reactivity and kinetic property were obtained. The experimental results show that O2 exhibited the reaction characteristics of adsorbed gas amount(coverage) is approaching a maximum value,about 4.3 × 1015/cm2 and reaction probability is decreasing with a rise in adsorbed gas amount. Oxygen molecule on the clean uranium is dissociated rapidly, reacted to form oxide with exterior uranium atom. Oxygen particles diffuse to pass through oxide layer and react with uranium atom at interface. The initial reaction kinetics relies on the impacts of both product layer composition and thickness on the molecular dissociation and dissociative particles diffusion process.【期刊名称】《核化学与放射化学》【年(卷),期】2011(033)001【总页数】4页(P61-64)【关键词】铀;PVT;吸附量;粘附概率;动力学【作者】银陈;李赣;张志;杨江荣【作者单位】表面物理与化学国家重点实验室,四川,绵阳,621907;表面物理与化学国家重点实验室,四川,绵阳,621907;中国工程物理研究院,四川,绵阳,621900;表面物理与化学国家重点实验室,四川,绵阳,621907【正文语种】中文【中图分类】TL214.6金属铀在国防和核工业领域有着广泛的用途。
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铀及其合金的水氧腐蚀机理分析吴艳萍;朱生发;刘天伟;蒲朕;巫泉文【摘要】铀及其合金是重要的核材料,其水氧腐蚀研究受到广泛关注。
本文系统总结了铀及其合金在真空和大气环境下的氧化反应过程、腐蚀速率和产物,并对不同研究者提出的反应机理进行讨论分析。
其中铀-氧反应过程为氧气在表面的吸附、解离,O2-在晶格中进行扩散,O2-在金属和氧化物界面发生反应,其中扩散是反应速率的控制步骤。
铀-水体系反应机理存在争议：进行扩散反应的离子是 O2-还是OH-还没有一致的认识。
铀-氧-水体系的反应是氧气和水气共同作用的结果,反应速率介于前两种体系之间。
%The reaction of uranium and its alloy with oxygen and water vapor has attracted widely attention as an important nuclear material.The oxidation process,reaction rate and products of uranium and its alloy with oxygen,water vapor and humid oxygen has been sum-marized and discussed.The process of uranium-oxygen systematic reaction includes the adsorption,solution of oxygen on thesurface,diffuseness in the crystal lattice which is the determinative step and reaction at the interface of the metal and the oxide.However,the reaction mechanism of uranium-water system was dispersive on the diffuse ion.The uranium-oxygen-water systematic reaction is the result combines the uranium-oxygen and uranium-water reaction.【期刊名称】《核化学与放射化学》【年(卷),期】2014(000)006【总页数】6页(P321-326)【关键词】铀及其合金;氧化;反应机理【作者】吴艳萍;朱生发;刘天伟;蒲朕;巫泉文【作者单位】中国工程物理研究院，四川绵阳 621900;中国工程物理研究院，四川绵阳 621900;中国工程物理研究院，四川绵阳 621900;中国工程物理研究院，四川绵阳 621900;中国工程物理研究院，四川绵阳 621900【正文语种】中文【中图分类】TG174.4铀及其合金广泛地应用于核工业领域，但铀化学性质非常活泼，很容易与环境气氛中的水气和氧气发生反应。
在较高的湿度和温度下，氧化会更加剧烈。
严重的氧化腐蚀导致氧化层的破裂，使得铀腐蚀产物颗粒释放在空气中，吸入这些颗粒会对人体健康造成威胁。
对于U-O2(g)体系，因为其反应过程比较简单，目前已开展了系统地研究。
普遍认为氧化过程为：氧气在金属表面的吸附、解离，O2-在晶格中进行扩散，O2-在金属和氧化物界面发生反应，氧化膜增厚，其中扩散是反应速率的控制步骤。
氧化产物为致密的面心立方UO2.2，氧化初期，氧化速率与时间呈抛物线关系，之后呈线性关系。
对于U-H2O(g)体系，一般认为其反应过程和反应机理与U-O2(g)体系比较相似，但是对于其扩散反应的离子是O2-或者OH-存在争议。
基于反应产物为疏松的面心立方UO2，反应速率远大于U-O2(g)体系，笔者认为U-H2O(g)体系的扩散离子为OH-。
对于U-O2(g)-H2O(g)体系，反应比较复杂，反应过程和反应产物也都有差异。
反应速率介于前边两种体系之间，反应机理的争议主要在于反应中水和氧的作用，有些研究者认为是铀与氧的反应，水气起催化作用；有些研究者认为是铀与水的反应，氧气起抑制作用；还有认为是氧气和水气共同反应，两者共同贡献。
本文作者认为此体系中氧化反应是氧气和水气与金属铀共同作用的结果。
铀及其合金的腐蚀不仅对操作人员的健康带来危害，还会造成工件的力学性能下降，甚至导致部件的失效，因此对铀及其合金的腐蚀行为的研究是一项很重要的工作，可以为工程应用提供数据支撑。
本文系统地对U-O2(g)、U-H2O(g)、U-O2(g)-H2O(g)体系反应开展了比较全面的调研，并对相关结果进行讨论。
国内的铀腐蚀性能研究主要集中于中国工程物理研究院，1983年开展了贫铀的抗腐蚀真空热氧化膜研究，实验采用法国产的B60型的热天平，测量真空加热过程中试样质量的微小变化。
实验依照Petit的报道[1]设定。
在实验中制备了两种铀的真空热氧化膜：一种是在真空条件下，将表面具有咖啡色氧化膜的铀试样在625 ℃保温1 h，使表面生成一层银白色的氧化物薄膜，推测为铀氧化物和铀的氧碳化物混合物；另一种是在真空条件下，通入微量的氧，在625 ℃处理1 h，获得各种厚度的蓝色氧化铀薄膜[2]。
采用显微拉曼光谱和原子力显微镜原位研究了铀与干燥空气的反应过程，发现加热后首先出现活性腐蚀亮斑，逐渐积累长大。
经过恒温加热，光谱强度略有增加，并逐渐趋于稳定不变。
升温到200 ℃后，随着反应时间的延长，表面白色斑点慢慢变为钉状灰色突起物，突起氧化物逐渐长大，并连接成片[3]。
采用X射线光电子谱(XPS)分析贫铀与干燥氧气反应的氧化膜成分，由表及里依次为：UO2+x、UO2和碳氧化铀UCxO1-x，认为立方密排结构的碳氧化铀相的存在是延缓铀在大气中腐蚀的关键因素[2]。
采用XPS原位研究了铀铌合金在干氧气氛中的初始氧化反应产物发现：氧气在铀铌合金表面吸附解离后迅速与表面的铀铌原子结合生成UO2、UO2+x和NbO，进一步氧化导致NbO2和Nb2O5产生；原位氧化过程中，生成UO2和NbO时，铀向表面偏析，随着Nb2O5增加，铌向表面偏析[4]。
对贫铀的氧化动力学也进行了研究，椭圆偏振光谱技术(SE)研究了45～95 ℃和500～50 000 Pa氧气动力下贫铀的氧化膜厚度，发现贫铀氧化初期的氧化层厚度随时间变化呈抛物线动力学规律；高碳铀在纯氧中的氧化速率随着温度的升高而迅速增加，氧气压力对氧化速率影响不大[5]。
数值模拟方法研究了铀表面初始阶段的氧化物形成过程，计算得到的活化能为42.266 6 kJ/mol，并得到了实验验证[6]。
国际上，贫铀与氧气的反应集中于美英等国家，美国的研究[7]主要采用微天平、四极质谱等设备。
反应系统可以通入干燥氧气、水蒸气、潮湿氧气，采用计算机程序自动测定试样的质量、系统内总压力和试样温度，间隔几个小时可以采用四极质谱仪取气体进行分析。
测定由于生成氧化物而致的总增重，计算出总的反应速率，实验结束后，移去加热炉，抽去系统内气氛，把样品取出可以对反应生成氧化物进一步研究。
贫铀与氧气反应产物采用X射线衍射分析法(XRD)标定为UO2.2，具有面心结构，晶格参数与JCPDS所列标准值一致，氧化膜极致密，附着良好[8]。
贫铀与氧气在不同的温度和氧气压力下，反应速率在8×10-4～6×10-2 mg/(cm2·h)范围内。
其中氧气压力为0.067～13.3 kPa，反应速率不随氧气压力变化，在反应的最初34～36 h内，反应速率为6×10-2 mg/(cm2·h)，氧化物厚度达到55 nm后，氧化速率为3.2×10-3 mg/(cm2·h)[9]。
Weirick等[8]研究发现在100 ℃、931 PaO2无水气条件下，铀与氧的反应呈线性变化，反应速率约为8×10-4mg/(cm2·h)。
氧分压高于931 Pa时，反应速率与氧分压高低无关。
观察到氧化曲线起始时氧化慢慢接近线性变化，随后完全呈线性变化。
McGillivray等[10]研究了铀与干燥空气在40～350 ℃内的反应数据，提出反应初期符合抛物线型动力学，直到氧化层增长到因为应力而开裂剥落，氧化层的厚度保持不变，反应速率成为线性。
计算得到反应速率方程(见式(1))，R为反应速率，单位mg/(cm2·h)，T 为反应温度，单位为K。
贫铀与氧气的氧化反应初期存在以下现象：(1) 在氧化反应初期，产物背离化学计量比，且存在氧浓度梯度；(2) 氧化速率与时间呈抛物线关系；(3) 氧化反应速率随着温度的升高而提高[5-6,11]。
根据贫铀与氧气的反应现象得到反应过程和氧化反应机理：铀与氧气的反应首先是氧的解离吸附成为O2-，然后O2-从铀晶格的八面体间隙向氧化物和金属的界面扩散，电子向氧气和氧化物的界面扩散，O2-在界面处与铀发生反应，总的氧化反应速率由O2-的扩散速率决定[11]。
反应过程由以下公式表示：对氧化物结构进行标定，式中x=0.2～0.4[8]。
总的反应式为：铀-水反应国内的研究相对较少，熊必涛等[12]采用热重法研究了50～90 ℃、32%～86%湿度范围内水气气氛与铀的腐蚀特性。
实验中使用饱和NaCl溶液、饱和BaCl2溶液、饱和MgCl2溶液和饱和NaNO3溶液，分别用于配制稳定的饱和水气。
研究结果示于图1。
从图1可见：(1) 反应分为3个阶段：在反应的起始阶段，反应比较迅速；然后，反应速率趋于平缓；曲线最后部分的斜率又明显增大，以稳定的线性反应速率持续到腐蚀实验结束；温度越高，反应的前两个阶段持续时间越短；(2) 随着湿度增加，腐蚀增重速率增大；在氧化的起始阶段和平缓阶段，腐蚀速率随湿度稍有增大，反应后期氧化腐蚀速率随湿度增大有较大的提高。
分析试验结果，提出以下反应机理[12]：(1) 反应初期，水分子在清洁的铀表面发生吸附，水分子断开一个O—H键，留下的OH-有极强的化学吸附，H+结合成H2逸出，这个过程持续到表面形成一个完整的氧化层；(2) 当氧化层形成之后，水分子的吸附机理完全改变；没有金属表面促进离解，水分子或氢气在氧化物晶格里与氧原子键合，在这种氢键键合层的顶部形成多层吸附水；与表面氢键结合的水分子能借助水解反应与吸附的晶格中的氧反应而形成晶格OH-和表面OH-，如反应式(6)，式中l、s和i分别代表晶格、表面和间隙位置。
化学吸附的OH-通过氧化物晶格扩散进入体内，OH-的迁移能量小于O-或者O2-，发生反应见式(7)，所以铀与水气的反应速率要高于氧气；(3) 随着时间的延长，金属体相和氧化产物之间的密度不同，表面应力积累到一定程度使膜层破裂，宏观上出现起泡和掉粉现象；氧化膜破裂露出新鲜表面，水分子与新鲜表面反应加快产生更多的氧化物导致破裂，所以在反应后期会出现稳定的反应动力学。