核電站用不銹鋼在液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為研究進展

高玉，于成濤,，余中狄，陳明輝，王福會

核電站用不銹鋼在液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為研究進展

高玉1，于成濤1,3，余中狄2，陳明輝3，王福會3

（1.寧夏理工學院，寧夏 石嘴山 753000；2.西安稀有金屬材料研究院有限公司，西安 710018；3.東北大學 沈陽材料科學國家研究中心，沈陽 110819）

核電系統中，液態金屬腐蝕問題是影響加速器驅動次臨界系統（ADS）穩定服役的關鍵。概述了液態Pb-Bi合金和不銹鋼在核電中的應用背景。在此基礎上，重點綜述了近年來常用不銹鋼材料在液態Pb-Bi合金環境下的腐蝕行為，其中不銹鋼在液態Pb-Bi合金中的腐蝕機制包括：（1）不銹鋼中Ni元素在液態Pb-Bi合金中優先溶解而發生的溶解腐蝕；（2）不銹鋼中Fe、Cr等元素與液態Pb-Bi合金中的溶解氧反應發生的氧化腐蝕；（3）晶界處優先溶解擴散導致的晶界脆化；（4）動態腐蝕條件下液態Pb-Bi合金流動對不銹鋼造成的沖蝕與磨蝕等。針對不銹鋼在液態Pb-Bi合金中的腐蝕情況，分別從腐蝕時間、腐蝕溫度、不銹鋼的合金成分、液態Pb-Bi合金中的溶解氧濃度及其流動速率等影響因素進行分析。同時歸納了其防護技術，包括對不銹鋼的表面處理與改性，精確控制液態合金中的溶解氧濃度等。最后展望了未來液態金屬腐蝕的研究重點及其防護涂層的制備關鍵。

液態Pb-Bi合金；腐蝕行為；腐蝕機制；防護技術

目前，世界能源結構仍然以火力發電為主，通過消耗煤、石油、天然氣等不可再生的礦產資源作為發電燃料。但是這類礦產資源的分布極不平衡，可供人類使用的時間有限，并且大量二氧化碳排放所造成的溫室效應會對全球環境造成嚴重破壞。為了解決能源困境，實現可持續發展，我們迫切需要新的替代能源以滿足全球經濟的持續發展。目前，全球的能源結構正朝著低碳、甚至無碳的方向發展。因而近年來，一系列清潔能源，如風能、太陽能、核能、潮汐能等得到了迅速發展。而在這些能源中，許多能源受天氣情況的影響較大，難以實現穩定持續供電，只有核能，能夠真正實現穩定的大規模工業應用。以我國為例，據2017年的統計數據，目前我國在建核電機組規模為世界第一，核電裝機總量為3582萬千瓦，排名世界第四[1]。同時，在國家“十三五”規劃綱要、“十四五”規劃建議中，也明確提出要在空天海洋、核技術等領域培育發展戰略性新興產業，加速開發新一代核電裝備[2]。預計到2035年和2050年，核電發展規模將依次達到1.69億千瓦和3.35億千瓦，占國家總發電量的22.1%。要想實現以上的核能發展目標，如何實現核電站的長期安全運行是制約核電發展的關鍵。

1 核電中Pb-Bi合金的應用背景

目前，核能發電主要是通過控制核裂變進行，裂變核能在應用過程中存在的關鍵問題就是安全性、經濟性及大量核廢料的產生和后處理等。在核廢料的處理上，加速器驅動次臨界系統（ADS）是目前國際上安全處理核廢料的重要方式之一[3]。該系統包括：加速器、散裂靶和次臨界反應堆。作為一種新型嬗變核廢料的技術，該系統能夠在有效嬗變核廢料的過程中利用核能，實現核燃料增殖，其原理如圖1所示[4]。而液態Pb-Bi合金因其高的原子序數、低熔點（熔點125 ℃）、高沸點（沸點1670 ℃）、良好的導熱性、良好的中子學性能和低的蒸氣壓等特性，常被用作ADS的散裂靶和冷卻劑[5]。不銹鋼因具有良好的抗高溫氧化性、耐腐蝕性、抗中子輻照性[6]、良好的導熱性和冷加工性等優點，常被用作ADS的結構材料[7]，如316L、410、T91、CLAM、15-15Ti等。然而，液態Pb-Bi合金對不銹鋼具有較強的腐蝕性，是目前急需研究解決的問題。

圖1 ADS原理示意圖[4]

2 不銹鋼在液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為分析

2.1 腐蝕機制

目前，針對不銹鋼材料在液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為研究主要分為兩大類：靜態腐蝕與動態腐蝕。靜態腐蝕條件下，隨著實驗溫度的升高和液態Pb-Bi合金中溶解氧濃度的增加，不銹鋼的腐蝕由溶解腐蝕向氧化腐蝕轉變。高溫下，隨著腐蝕時間的延長，不銹鋼表面的氧化膜逐漸被破壞，其腐蝕也可能由氧化腐蝕向溶解腐蝕轉變。因此，靜態腐蝕條件下，溶解腐蝕與氧化腐蝕會共同影響材料的腐蝕行為。此外，不銹鋼與液態金屬間的互擴散，優先發生于晶界處，顯著加劇了材料的脆性斷裂。動態條件下，除了液態金屬的腐蝕外，流動的合金沖刷管路及渦輪葉片會造成嚴重的沖蝕及磨損腐蝕。以下將從溶解腐蝕、氧化腐蝕、晶界脆化和沖蝕與磨蝕等方面綜述相關腐蝕機制。

2.1.1 溶解腐蝕

溶解腐蝕主要與不銹鋼中的合金成分有關，其中，Ni、Co等元素加速溶解腐蝕，Cr、Al、Si等元素減緩溶解腐蝕[8-10]。目前應用于核電站的不銹鋼主要有馬氏體不銹鋼與奧氏體不銹鋼，這兩類不銹鋼在液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為的差異，除了與其自身的相結構有關外，還與不銹鋼成分中的Ni含量有關。通常，馬氏體不銹鋼中的Ni含量（質量分數，全文同）較低（0.6%～3.5%），奧氏體不銹鋼中的Ni含量較高（通常為8%左右，可高達20%以上）[11]，而Ni在液態Pb-Bi合金中的溶解度極高，導致奧氏體不銹鋼在此環境中的腐蝕更嚴重[12]。田書建等[13]對比研究了Ni含量為10.67%的316L奧氏體不銹鋼與Ni含量為0.24%的T91馬氏體不銹鋼，在550 ℃的靜態Pb-Bi合金中的腐蝕行為，如圖2所示。經過1000 h腐蝕后，316L不銹鋼試樣表面遭受了嚴重的溶解腐蝕，其最大腐蝕深度達到83 μm，T91的最大腐蝕深度為59 μm，僅為316L不銹鋼的70%，顯然Ni的優先溶解，造成了較深的腐蝕產物層。

圖2 316L和T91腐蝕樣品的橫截面背散射電子圖像[13]

2.1.2 氧化腐蝕

氧化腐蝕是大多數不銹鋼材料在液態Pb-Bi合金中發生腐蝕的主要形式。一般情況下，不銹鋼表面可形成由Fe3O4及(Fe,Cr)3O4構成的氧化層，連續的氧化層能夠阻礙Pb、Bi向不銹鋼基體滲透，從而保護不銹鋼基體不被進一步腐蝕。但當不銹鋼表面的氧化層生長過厚時，在生長應力的作用下，富鐵的氧化皮容易剝落[14]，導致新鮮的基體又會重新暴露在液態金屬中，再次發生氧化腐蝕。另外，剝落下的氧化皮還可能堆積堵塞管道，進一步影響管道的使用壽命。

為了保證不銹鋼表面形成連續且具有保護性的氧化膜，在液態Pb-Bi合金中通入10?4%～10?2%的氧。常見的氧化層結構包括富Cr的(Fe,Cr)3O4內層及富Fe的Fe3O4外層。Rivai等[15]研究了316Ti不銹鋼在550 ℃的液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為，如圖3所示。腐蝕3000 h后，試樣表面生長著多孔疏松的Fe3O4外層及致密的(Fe,Cr)3O4內層。內、外氧化層厚度的變化規律均隨腐蝕時間的增加滿足拋物線規律。在外氧化層可見Pb的滲透，而溶解度較大的Ni則被內層氧化物阻礙，無法進一步向液態Pb-Bi合金中溶解擴散，延緩了不銹鋼基體的腐蝕速率。類似地，時健等[16]研究了T91、CLAM鋼在600 ℃的氧飽和的液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為。腐蝕300 h后，試樣表面也生成了雙層氧化層，外層是Fe3O4層，內層是FeCr2O4層。因此，在較低的氧分壓條件下，不銹鋼發生氧化腐蝕后，形成的雙層氧化層實則保護了不銹鋼基體不被進一步侵蝕。當這種雙層氧化物結構未被破壞時，擴散機制控制著不銹鋼基體的氧化增重，具體而言，合金元素和液態Pb-Bi合金中的溶解氧，在氧化膜中的互擴散速率決定了合金基體的腐蝕速率，從而使不銹鋼的氧化動力學滿足拋物線規律。

在較高的氧分壓下，除了形成雙層的氧化物，在內層氧化物下方常發生內氧化。農毅等[17]研究了CLAM鋼在動態Pb-Bi合金中的長期腐蝕行為，如圖4所示。試樣表面除了形成上述類似的雙層氧化層外，經腐蝕2000 h后，在內層氧化物與基體界面處還出現了內氧化區域（IOZ）。由鋼基體至表面，Fe、Cr含量逐漸減少，滿足上坡擴散規律。內氧化的發生除了與環境中的氧分壓較高有關外，還與氧化層內的缺陷密切相關。Martinelli等[18-20]將T91鋼在470 ℃、飽和氧濃度的Pb-Bi合金中腐蝕3700 h后，形成了14 μm厚的氧化膜，該氧化膜因為生長應力而開裂，在裂紋前沿形成了富Cr的內氧化物，如圖5所示。裂紋的形成為液態金屬及氧的擴散提供了快速通道，消耗了基體中的有益元素Cr，從而無法滿足合金表面形成連續的富Cr氧化膜，最終導致不銹鋼基體發生更嚴重的溶解腐蝕。

圖3 316Ti鋼在550 ℃的液態Pb-Bi合金中腐蝕300 h后截面的形貌及成分分析[15]

圖4 CLAM鋼在液態Pb-Bi合金中腐蝕2000 h后截面的SEM/EDS線掃描圖[17]

圖5 T91鋼在470 ℃、飽和氧濃度的Pb-Bi合金中腐蝕3700 h后截面的SEM-FEG BSE圖[19]

2.1.3 晶界脆化

晶界脆化現象在液態金屬腐蝕環境中經常被觀察到，一方面，晶界處的原子勢能比晶內的原子勢能高，元素擴散所需要的激活能更低；另一方面，晶界處存在大量的雜質，在反應過程中常常優先被溶解。因此，液態Pb-Bi合金對不銹鋼材料的腐蝕更容易在晶界處發生，從而導致不銹鋼晶界脆化。在各類不銹鋼中，馬氏體不銹鋼中大量的孿晶界對晶界脆化不敏感，而奧氏體不銹鋼中更容易發生晶界脆化，且常常伴隨溶解腐蝕的發生。在此環境下，不銹鋼的晶界脆化與碳化物及氧化物在晶界處的形成有關。陳建偉等[21]研究了316Ti鋼在液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為，發行不銹鋼發生了晶間腐蝕，過飽和的C從基體中析出并向晶界擴散，形成Cr23C6，使晶界處Cr含量減少，導致晶間腐蝕。劉堅等[22]研究了SIMP鋼和T91鋼在600 ℃、飽和氧濃度的液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為，發行大量氧化物在晶界處形成，這些氧化物極大地降低了鋼材的塑性，特別是在應力條件下，不銹鋼拉伸過程的最大應變量減少。類似地，Serre等[23]研究了T91鋼在液態Pb、液態Bi和液態Pb-Bi合金中的脆化行為，在應力腐蝕實驗中，T91鋼試樣在位移速率為0.5 mm/min的400 ℃液態Pb-Bi合金中腐蝕斷裂后，其最大位移量可達(1.21±0.16) mm，試樣表面呈現局部脆性斷裂面，而在400 ℃的高溫空氣中的位移量為(1.64±0.1) mm。因此，不銹鋼的晶界脆化現象常常伴隨溶解腐蝕和氧化腐蝕而發生。應特別關注的是，晶界脆化造成的材料失效較難從外觀上進行辨別，且會導致材料提前失效。

2.1.4 沖蝕與磨蝕

動態腐蝕條件下，流動的液態Pb-Bi合金會對不銹鋼材料產生沖刷摩擦作用，引起材料表面的局部腐蝕。被剝離的合金微粒、氧化皮隨著液態Pb-Bi合金的流動又對不銹鋼材料造成機械磨損，進而發生沖蝕與磨蝕。沖蝕與磨蝕的程度主要取決于材料本身的性質、液態Pb-Bi合金的流動速率、溫度等因素[24]。Kondo等[25]研究了不銹鋼在動態Pb-Bi合金中的沖蝕和腐蝕行為，316不銹鋼在550 ℃、流速為2 m/s的動態Pb-Bi合金中腐蝕1000 h后，腐蝕深度達100 μm，且出現了明顯的沖蝕現象，并進一步分析了沖蝕機理，如圖6所示。首先，浸入高溫Pb-Bi合金中的不銹鋼表面發生溶解腐蝕，液態Pb-Bi合金中的Pb、Bi元素不斷向不銹鋼基體的晶界處滲透。此時，晶界強度減弱，不銹鋼基體表面的合金微粒隨Pb-Bi合金流動的沖刷而剝離。同時，不銹鋼中的合金元素向液態Pb-Bi合金中擴散而形成缺陷，從而造成了大面積的沖蝕，沖蝕現象隨流動速率的增加而加劇。目前，關于沖蝕與磨蝕的研究報道相對較少，而在實際服役過程中，流動的Pb-Bi合金更容易造成材料的提前失效。在液流沖刷、顆粒磨損與腐蝕的協同作用下，相應的腐蝕速率會成倍提高。

2.2 影響因素

不銹鋼材料在液態Pb-Bi合金中的腐蝕過程，主要受腐蝕時間、溫度、不銹鋼的合金成分、液態Pb-Bi合金中的溶解氧濃度和合金的流動速率等因素的影響。

圖6 沖蝕機制原理圖[25]

2.2.1 腐蝕時間

腐蝕時間直接影響不銹鋼表面生長的氧化物的穩定性。在足夠長的氧化時間下，穩定的氧化膜可為基體提供長效防護。而當氧化膜出現缺陷或剝落時，則會加速材料的腐蝕。Zhang等[26]研究了腐蝕時間對T91鋼在450 ℃、飽和氧濃度的液態Pb-Bi合金中腐蝕行為的影響。結果表明，試樣在腐蝕500 h后，在表面形成了一層約6 μm厚的雙層氧化層，外層為多孔的富鐵氧化物層，內層為致密的Fe-Cr-Si氧化物層，內層幾乎無液態Pb-Bi合金的滲透；當腐蝕1000 h時，氧化層的厚度增至約16 μm；腐蝕1500 h時，氧化層的厚度保持不變，這說明在此條件下形成的氧化物可為基體提供有效防護。Sapundjiev等[27]研究了T91鋼在400～600 ℃的液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為，如圖7所示。結果表明，腐蝕175 h后，試樣表面產生了外層富Fe、內層富Cr的雙層氧化層，內層氧化層無液態Pb-Bi合金的滲透，能夠保護基體不被進一步腐蝕；腐蝕500 h后，試樣表面氧化層開始剝落而不連續；腐蝕2300 h后，試樣表面無氧化物，液態Pb-Bi合金向T91鋼大面積滲透擴散，試樣受到嚴重腐蝕，無法繼續為基體提供有效的防護。顯然，腐蝕時間直接關系到合金表面的氧化膜是否完整，能否有效阻礙液態金屬的侵蝕，當腐蝕時間較短時，不銹鋼基體表面形成穩定的氧化層，可有效防護基體；而長時間的腐蝕，造成較厚的氧化膜剝落，會加速腐蝕的發生。通過評估氧化膜的穩定性可指導不銹鋼的穩定服役。

圖7 T91鋼在液態Pb-Bi合金中腐蝕不同時間后的截面形貌[27]

2.2.2 溫度

隨腐蝕溫度的升高，Fe、Cr、Ni等元素在液態Pb-Bi合金中的溶解度變大，擴散運動加劇，對材料的腐蝕更嚴重。Tsisar等[28]研究了15-15Ti、316L和1.4971等奧氏體不銹鋼在液態Pb-Bi合金中的長期腐蝕行為。結果表明，在400 ℃腐蝕4500 h后，試樣表面形成了一層極薄的富鉻氧化物，幾乎不發生腐蝕；腐蝕13 194 h后，3種試樣的最大點蝕深度分別達到14、23、57 μm，對應的腐蝕速率分別為6、10、26 μm/a。而試樣在450 ℃和550 ℃條件下的腐蝕速率分別可達120～220、500～3000 μm/a，說明隨溫度的升高，腐蝕速率急劇增加。Zhang等[29]研究了410不銹鋼在不同溫度、流速為1.90 m/s的液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為，結果發現460 ℃條件下，試樣表面僅產生單層氧化層，而在550 ℃條件下則產生雙層氧化層。Rivai等[30]在不同溫度的液態Pb-Bi合金中對430不銹鋼的腐蝕行為進行了研究，發現550 ℃的實驗條件下，試樣表面產生雙層氧化層；而在700 ℃的實驗條件下，試樣表現出明顯的溶解腐蝕。Cionea等[31]分別在700 ℃和800 ℃的液態Pb-Bi合金中，對316L不銹鋼進行230 h和360 h的腐蝕實驗，結果發現，短時間內，試樣表面就形成了快速生長的非保護性氧化層，且產生大面積剝落，腐蝕嚴重。顯然，在其他條件不變的情況下，腐蝕溫度的升高會顯著加劇腐蝕程度，一方面是快速生長的氧化膜更易積累生長應力；另一方面，高溫下元素的擴散更劇烈，從而導致不銹鋼在短期失效。因此，在核電站的實際運行中，運行溫度一般不超過600 ℃。

2.2.3 合金成分

不銹鋼中各成分在液態Pb-Bi合金中的溶解度不同，在溶解腐蝕過程中，會出現選擇性溶解的現象，鋼中的某些元素會優先溶解到液態Pb-Bi合金中。例如，在液態Pb-Bi合金中，高活性、高溶解度的Ni元素會加速不銹鋼溶解，而適量Cr、Al和Si等元素的添加則會減緩腐蝕速率。

Yamaki等[32]的研究表明，316L等奧氏體不銹鋼因其本身的高Ni含量而在450～550 ℃的液態Pb-Bi合金中發生了嚴重的Ni元素溶解。Kurata等[33]研究了不同材料在550 ℃、飽和氧濃度的靜態Pb-Bi合金中的腐蝕機制，發現材料中Cr含量越高，其腐蝕層越薄，耐蝕性越好，原因在于內層的鐵鉻尖晶石層降低了氧化層的生長速率。魯艷紅等[10]研究了Al、Si元素對9Cr2WVTa鋼耐Pb-Bi腐蝕性能的影響，發現單獨添加1.22%的Al、1.22%的Si，或者復合添加了0.15%的Al和0.71%的Si后，9Cr2WVTa鋼的耐蝕性顯著提高，其原因在于Al、Si的添加，在合金內層氧化層中形成了Al和Si的氧化物，使內層氧化物更致密，有效地降低了鋼中合金成分向外的擴散速率。合金成分對Fe基合金在液態合金中腐蝕行為的影響，主要在于相關元素是否有利于形成保護性的氧化層，從而降低合金的腐蝕速率。反之，若相關元素在Pb-Bi合金中具有較高的溶解度，則會因溶解擴散而加速腐蝕。在Fe基合金選材過程中，尤其要注意合金中的Ni含量。

2.2.4 溶解氧濃度

Balbaud等[34]的研究表明，在氧濃度（質量分數，全文同）低于10?9%的低氧濃度條件下，不銹鋼在液態Pb-Bi合金中主要發生溶解腐蝕；在氧濃度接近其溶解度極限的高氧濃度條件下，不銹鋼材料主要發生氧化腐蝕。田書建等[35]研究了15-15Ti鋼在550 ℃不同氧濃度的液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為，發現在氧濃度為10?6%的條件下腐蝕2000 h后，試樣表面由Fe3O4/(Fe,Cr)3O4雙層氧化膜組成，在氧濃度為10?7%和10?8%的條件下，試樣主要發生溶解腐蝕，樣品表面可見液態Pb-Bi向鋼基體滲透，與上述研究結果一致。Hojna等[36]對T91鋼在不同氧含量的液態Pb-Bi合金中的斷裂機制進行了研究，也表明在(3×10?7)%～ (6×10?6)%的中高氧濃度條件下，試樣表面形成了保護性氧化層。此時，只有在大于拉伸強度的應力條件才會導致試樣表面產生裂紋。Martinelli等[37]研究了純鐵和T91鋼在極低溶解氧濃度下的液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為，在靜態和流動的Pb-Bi合金中均發生了溶解腐蝕，腐蝕程度隨腐蝕時間的增加而增大。顯然，氧濃度的增加促進了不銹鋼中Fe、Cr等元素與液態Pb-Bi合金中O元素的氧化反應，形成了保護性氧化膜，可在一定程度上減緩腐蝕。因此，實際工況下，液態合金中的氧濃度為該溫度下的飽和氧濃度，有利于延長Fe基合金的使用壽命。

2.2.5 液態Pb-Bi合金的流動速率

增大液態Pb-Bi合金的流動速率會加快腐蝕試樣基體表面的傳質速率，加速不銹鋼材料中合金成分在液態Pb-Bi合金中的溶解和擴散。同時，高流速的液態Pb-Bi合金會對材料表面產生較大沖刷，導致沖蝕。Chen等[38]研究了CLAM鋼及其焊縫在動態Pb-Bi合金中的腐蝕行為，如圖8所示。由圖8可知，相對流速為1.7 m/s時，CLAM鋼基體表面存在很多塊狀團粒結構和裂紋，開始出現沖蝕現象；相對流速增至2.31 m/s時，試樣表面因部分團粒脫落而出現腐蝕坑；而當相對流速增至2.98 m/s時，試樣表面大部分團粒剝落。顯然，相對流速的增加促進了沖蝕的發生[39]，加速了材料失效。由于動態條件下的液態金屬腐蝕機制與靜態條件下存在顯著差異，相關動態實驗的開展是未來的重點研究方向。

圖8 CLAM鋼在不同腐蝕流速下的表面形貌[38]

3 材料的表面防護技術

材料的表面處理與改性和氧濃度的測量與控制，是目前國內外研究和應用比較廣泛的兩種表面防護技術手段。此外，添加抑制劑或除氧劑等方法也有研究報道。

3.1 材料的表面處理與改性

材料的表面處理與改性是目前提高不銹鋼材料在液態Pb-Bi合金中耐蝕性的有效方式之一，主要是在材料表面涂覆防護涂層或表面合金化[40]。

3.1.1 表面涂覆防護涂層

目前研究的防護涂層主要為金屬涂層及陶瓷涂層，金屬涂層主要為鋁化物涂層[41]，陶瓷涂層包括氧化物陶瓷及氮化物陶瓷等。

金屬涂層由于其良好的耐高溫、耐腐蝕、熱穩定性及優良的金屬延展性，被廣泛應用于高溫防護涂層。以鋁化物為代表的高溫防護涂層，可在高溫下形成氧化鋁而為基體提供良好的防護。陳小強[41]在CLAM鋼表面制備了蒸發鍍鋁涂層，在550 ℃的液態Pb-Bi合金中腐蝕500 h后，涂層無腐蝕減薄，表現出較好的耐腐蝕性能，涂層表面形貌幾乎保持原始狀態。Deloffre等[42]研究了鍍鋁的316L和T91不銹鋼在500 ℃的低氧濃度液態Pb-Bi中的腐蝕行為，未觀察到試樣質量變化和涂層形貌變化。楊焜等[43]、董偉偉等[44]制備了耐高溫液態Pb-Bi合金腐蝕的FeCrAlY涂層，在液態Pb-Bi合金中表現出良好的耐蝕性。

陶瓷涂層中，利用熱噴涂與激光熔覆法制備的復合陶瓷是目前的研究熱點。農毅等[17]采用火焰熱噴涂-激光原位反應復合工藝，在CLAM鋼表面制備出了組織致密、與基體結合緊密的Al2O3-TiO2復相涂層，Al2O3等氧化物硬質陶瓷相彌散分布在涂層中，起到彌散強化的作用。在500 ℃的液態Pb-Bi合金中動態腐蝕2000 h后，如圖9所示，涂層表面仍保持完好，未發現Pb-Bi合金的腐蝕滲透，有效地保護了CLAM鋼基體，而CLAM鋼基材表面則出現較多的疏松多孔的顆粒狀腐蝕產物。蔣艷林等[45]采用熱噴涂-激光熔覆法在304、CLAM鋼基體上制備了CrFeA1Ti復合涂層，在基體表面形成了一層Cr2O3、Al2O3、TiO2和致密度高的FeCr2O4等復合陶瓷氧化膜。在液態Pb-Bi合金中腐蝕后，CrFeA1Ti復合涂層對基體起到了良好的防護作用，試樣的耐蝕性明顯提高。樊丁等[46]在304不銹鋼表面激光熔覆的FeNiCrAl涂層也達到了同樣的保護效果。

除了氧化物陶瓷，碳化物及氮化物陶瓷也在Pb-Bi合金中表現出良好的耐蝕性。Li等[47]在15-15Ti鋼表面通過磁控濺射法制備了Al2O3/SiC雙層薄膜，并對其耐腐蝕行為進行了分析。如圖10所示，在 500 ℃的液態Pb-Bi合金中腐蝕500 h后，未涂覆的15-15Ti鋼基體表面形成了疏松的Fe3O4氧化層（厚度約為1 μm），不能對基體有效防護；涂覆了Al2O3/ SiC雙層薄膜的15-15Ti鋼表面未出現氧化層。顯然，該涂層明顯提高了15-15Ti鋼的耐液態Pb-Bi合金腐蝕性。他們還研究了表面涂覆Ti/TiN/SiC功能梯度薄膜的15-15Ti鋼在液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為[48]，也得到了類似結果。同時，Ti/TiN緩沖層有效降低了SiC薄膜與鋼基體間的內應力，提高了膜基結合力。

圖9 腐蝕2000 h后試樣表面的SEM形貌[17]

圖10 15-15Ti鋼在500 ℃液態Pb-Bi合金中腐蝕500 h后的斷面形貌[47]

通過在材料表面制備Al2O3、Cr2O3等金屬氧化物涂層，SiC等碳化物涂層及其復合涂層，能夠隔絕不銹鋼基體與液態Pb-Bi合金的直接接觸，有效提高材料的耐蝕性。金屬涂層主要是在服役過程中發生反應形成保護性的氧化層，而保證基體材料不被腐蝕。在防護涂層的選取上，還需要考慮涂層與基體膨脹系數的匹配情況，避免因殘余應力集中造成涂層的局部腐蝕而提前失效。另外，實際服役的管道主要是管道內壁受到液態金屬的侵蝕，因此在設計相應的涂層時，需要考慮是否便于管道內壁施工來制備相應的涂層。

3.1.2 材料的預處理

此外，材料的預處理也會提高其耐蝕性。雷曼等[49]、Lu等[50]利用表面機械軋制技術對9Cr2WVTa不銹鋼進行了表面納米化，并對該試樣進行了預氧化處理。在550 ℃的液態Pb-Bi合金中腐蝕500 h后，未經預氧化的試樣腐蝕深度約為12.8 μm，而預氧化后的試樣表面無氧化層和溶解腐蝕現象，其耐蝕性明顯提高，這與預氧化形成的氧化層使鋼中的合金元素和液態Pb-Bi合金中的氧擴散率降低有關。岳加佳等[51]對CLAM在180 ℃、飽和氧濃度的液態Pb-Bi合金中進行了80 h的預腐蝕，在試樣表面預先形成一層致密的Fe3O4氧化膜，有效降低了液態Pb-Bi合金對基體的腐蝕速度與深度。預氧化處理可在不銹鋼基體表面預先形成致密的保護性氧化層，能夠阻礙或減緩氧化腐蝕的發生。在實際的管材使用前可對其進行預氧化處理，從而提高管材的服役壽命。

3.2 氧濃度的測量與控制

將液態Pb-Bi合金中的溶解氧濃度控制在既保證在不銹鋼材料表面可形成穩定的連續氧化層，又不會形成PbO等氧化物雜質的范圍內，是提高不銹鋼材料耐液態Pb-Bi合金腐蝕性的另一種有效措施。一般情況下，氧濃度上限選擇為液態Pb-Bi合金中的溶解氧濃度達到飽和狀態，以避免PbO的形成；氧濃度下限選擇為能夠在不銹鋼材料表面形成Fe3O4氧化層，以避免不銹鋼溶解，減緩溶解腐蝕和氧化腐蝕的進行。一般選擇高氧濃度條件，以促進保護性氧化膜的生成[52]。

目前，氧濃度的控制方法主要有氣相氧控法和固相氧控法兩種[53]。常海龍[54]對液態鉛鉍合金中的氧控實驗裝置進行了研究，研發成功了可調節不同比例與流量的氣相氧控系統，主要有Ar-H2、Ar-O2或Ar-H2-H2O等混合氣體，同時設計研制了屏蔽泵、氧傳感器等試驗裝置，進而實現了氧濃度的測量與控制。王艷青[55]研制了高溫液態鉛鉍合金氧傳感器，并進行了信號準確性、響應性及穩定性測試。結果表明，在500 ℃以上的液態Pb-Bi合金中，自制的Bi/Bi2O3和Pt/air氧傳感器的響應性好，能較快測定其氧濃度變化，且相對誤差為±10%，并能保證至少100 h的穩定工作時間。雖然在氧濃度的控制上取得了一定成果，但是，目前的氧控技術研究多數針對各影響因素分別進行實驗研究，與鉛鉍反應堆的實際運行工況存在一定差異，需進一步深入開展核環境下氧濃度的控制。

4 總結與展望

核電站常用不銹鋼材料在液態Pb-Bi合金中的腐蝕機制主要有溶解腐蝕、氧化腐蝕、晶界脆化和沖蝕與磨蝕，其腐蝕程度與腐蝕時間、溫度、合金成分、液態Pb-Bi合金中的溶解氧濃度及流動速率等密切相關。腐蝕時間的延長和腐蝕溫度的升高，加劇了不銹鋼在液態Pb-Bi合金中的腐蝕程度；合金成分根據其在液態Pb-Bi合金中的優先溶解或發生氧化反應，而加速或減緩液態金屬腐蝕；溶解氧濃度的增加會使溶解腐蝕轉變為氧化腐蝕，促進合金基體表面形成保護性氧化層而保護基體；而流速的增加則導致沖蝕與磨蝕現象。為了提高材料在液態Pb-Bi合金中的耐蝕性，一方面，在不銹鋼材料表面制備合適的涂層，避免Fe基合金基體與液態Pb-Bi合金直接接觸；另一方面，可通過實時測量液態Pb-Bi合金中的溶解氧量，控制合金的腐蝕速率在合適范圍。此外，可以考慮通過預氧化處理或者添加氧化劑等方法來提高合金的耐蝕性。

在Fe基合金的選材上，在保障合金抗高溫蠕變的前提下，如何減少合金中的Ni含量是選材時需要重點考慮的。在模擬液態金屬腐蝕實驗中，液流沖刷、雜質顆粒磨損等動態腐蝕因素對Fe基合金失效行為的影響，也是未來需要重點研究的。而在設計合理的防護涂層時，如何保證涂層與基體長期穩定結合，避免涂層成分與合金基體在高溫下發生互擴散，同時方便在管道內壁制備與維護，均是涂層設計過程中需要考慮的因素。

[1] 汪永平. 堅持核安全觀和新發展理念規劃推進核電安全高效發展[J]. 中國核電, 2018, 11(1): 75-79.

WANG Yong-ping. Adhering to China's Nuclear Safety Outlook and New Development Concept, and Planning for and Promoting the Safe and Efficient Development of Nuclear Power[J]. China Nuclear Power, 2018, 11(1): 75-79.

[2] 楊金鳳. “十三五”之思: 核能大國的安全挑戰[J]. 中國核工業, 2017(5): 14-17.

YANG Jin-feng. Thoughts of “ the 13th Five-Year Plan : Security Challenges for Nuclear Power Countries[J]. China Nuclear Industry, 2017(5): 14-17.

[3] RUBBIA C, RUBIO J A, BUONO S, et al. Conceptual design of a Fast Neutron Operated High Power Energy Amplifier[M]. Geneva: European organization for Nucl-ear Research, 1995.

[4] 徐雅晨, 亢方亮, 盛選禹. 加速器驅動次臨界系統(ADS)及其散裂靶的研究現狀[J]. 核科學與技術, 2016, 4(3): 88-97.

XU Y C, KANG F L, SHENG X Y. Study on the Dev-elopment of Accelerator Driven System (ADS) and Its Spallation Target[J]. Nuclear Science and Technology, 2016, 4(3): 88-97.

[5] POPA-SIMIL L. Micro-Structured Nuclear Fuel and Novel Nuclear Reactor Concepts for Advanced Power Produ-ction[J]. Progress in Nuclear Energy, 2008, 50(2-6): 539-548.

[6] SHAMARDIN V K, ABRAMOVA M M, BULANOVA T M, et al. Stability of the Structure and Properties of an Ultrafine-Grained Cr-Ni Steel Irradiated with Neutrons in Nuclear Reactor Core Conditions[J]. Materials Science and Engineering: A, 2018, 712: 365-372.

[7] HUANG Qun-ying, GAO Sheng, ZHU Zhi-qiang, et al. Progress in Compatibility Experiments on Lithium-Lead with Candidate Structural Materials for Fusion in China[J]. Fusion Engineering and Design, 2009, 84(2-6): 242-246.

[8] 鞠娜. 不銹鋼在550 ℃鉛鉍共晶合金中腐蝕行為的研究[D]. 鎮江: 江蘇大學, 2019.

JU Na. Research on the Corrosion Behavior of Stainless Steel in Lead Bismuth Eutectic Alloy at 550 ℃[D]. Zhenjiang: Jiangsu University, 2019.

[9] 桑靜. CLAM鋼和不銹鋼焊接接頭在液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為研究及流速模擬[D]. 鎮江: 江蘇大學, 2015.

SANG J. The Study on Corrosion Behavior of CLAM Steel and Stainless Steels Weldment in Liquid Lead Bism-uth Eutectic Alloy and Flow Simulation[D]. zhenjiang: Jiangsu University, 2015.

[10] 魯艷紅, 宋元元, 陳勝虎, 等. Al和Si對9Cr2WVTa鋼力學性能及耐Pb-Bi腐蝕性能的影響[J]. 金屬學報, 2016, 52(3): 298-306.

LU Yan-hong, SONG Yuan-yuan, CHEN Sheng-hu, et al. Effects of Al and Si on Mechanical Properties and Corro-sion Resistance in Liquid Pb-Bi Eutectic of 9Cr2W-VTa Steel[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2016, 52(3): 298-306.

[11] GB/T 20878—2007, 不銹鋼和耐熱鋼牌號及化學成分[S].

GB/T 20878—2007, Stainless and Heat-Resisting Steels— Designation and Chemical Composition[S].

[12] LAMBRINOU K, CHARALAMPOPOULOU E, VAN DER DONCK T, et al. Dissolution Corrosion of 316L Austenitic Stainless Steels in Contact with Static Liquid Lead-Bismuth Eutectic (LBE) at 500 ℃[J]. Journal of Nuclear Materials, 2017, 490: 9-27.

[13] 田書建, 張建武. 316L和T91不銹鋼在550 ℃靜態鉛鉍合金中的腐蝕行為[J]. 中國科學技術大學學報, 2015, 45(9): 751-756.

TIAN Shu-jian, ZHANG Jian-wu. Corrosion Behavior of 316L and T91 Steels in Stagnant Lead-Bismuth Eutectic at 550 ℃[J]. Journal of University of Science and Technology of China, 2015, 45(9): 751-756.

[14] 許詠麗, 龍斌. ADS結構材料在液態Pb-Bi合金中的腐蝕[J]. 原子能科學技術, 2003, 37(4): 325-333.

XU Yong-li, LONG Bin. Corrosion Behavior of Materials in Liquid Pb-Bi Eutectic[J]. Atomic Energy Science and Technology, 2003, 37(4): 325-333.

[15] RIVAI A K, PANITRA M, HEINZEL A. Nano-Channels Early Formation Investigation on Stainless Steel 316Ti after Immersion in Molten Pb-Bi[J]. Makara Journal of Technology, 2017, 21(1): 13.

[16] 時健, 劉峰, 王望根, 等. ADS候選材料在靜態液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為[J]. 熱加工工藝, 2016, 45(20): 93-96.

SHI Jian, LIU Feng, WANG Wang-gen, et al. Corrosion Behavior of ADS Candidate Materials in Stagnant Pb-Bi Alloy[J]. Hot Working Technology, 2016, 45(20): 93-96.

[17] 農毅. Al2O3-TiO2復相涂層制備及其LBE動態腐蝕性能研究[D]. 衡陽: 南華大學, 2017.

NONG Yi. Study on the Preparation of Al2O3-TiO2Mult-iphase Coating and Its Corrosion Resistance in Flowing LBE[D]. Hengyang: University of South China, 2017.

[18] MARTINELLI L, BALBAUD-CéLéRIER F, TERLAIN A, et al. Oxidation Mechanism of a Fe-9Cr-1Mo Steel by Liquid Pb-Bi Eutectic Alloy (Part I)[J]. Corrosion Scie-nce, 2008, 50(9): 2523-2536.

[19] MARTINELLI L, BALBAUD-CéLéRIER F, TERLAIN A, et al. Oxidation Mechanism of a Fe-9Cr-1Mo Steel by Liquid Pb-Bi Eutectic Alloy (Part Ⅱ)[J]. Corrosion Scie-nce, 2008, 50(9): 2537-2548.

[20] MARTINELLI L, BALBAUD-CéLéRIER F, TERLAIN A, et al. Oxidation Mechanism of a Fe-9Cr-1Mo Steel by Liquid Pb-Bi Eutectic Alloy (PartⅢ)[J]. Corrosion Science, 2008, 50(9): 2549-2559.

[21] 陳建偉, 吳慶生, 李京, 等. 包殼材料316Ti在液態鉛鉍中的腐蝕氧化層分析[J]. 原子能科學技術, 2015, 49(S1): 187-193.

CHEN Jian-wei, WU Qing-sheng, LI Jing, et al. Analysis on Corrosion Oxidation of 316Ti Cladding Material in Liquid Lead-Bismuth Environment[J]. Atomic Energy Science and Technology, 2015, 49(S1): 187-193.

[22] 劉堅. 鐵素體/馬氏體耐熱鋼與鉛鉍共晶相容性研究[D]. 北京: 中國科學院大學, 2016.

LIU Jian. Study of Compatibility of Ferritic/Martensitic Materials with Liquid LBE[D]. Beijing: University of Chinese Academy of Sciences, 2016.

[23] PRORIOL SERRE I, VOGT J B. Liquid Metal Embr-ittlement Sensitivity of the T91 Steel in Lead, in Bismuth and in Lead-Bismuth Eutectic[J]. Journal of Nuclear Mat-er-ials, 2020, 531: 152021.

[24] 吳宜燦, 黃群英, 柏云清, 等. 液態鉛鉍回路設計研制與材料腐蝕實驗初步研究[J]. 核科學與工程, 2010, 30(3): 238-243.

WU Yi-can, HUANG Qun-ying, BAI Yun-qing, et al. Pre-l-i-minary Experimental Study on the Corrosion of Struc-tural Steels in Liquid Lead Bismuth Loop[J]. Chinese Journal of Nuclear Science and Engineering, 2010, 30(3): 238-243.

[25] KONDO M, TAKAHASHI M, SUZUKI T, et al. Metal-lurgical Study on Erosion and Corrosion Behaviors of Steels Exposed to Liquid Lead-Bismuth Flow[J]. Journal of Nuclear Materials, 2005, 343(1-3): 349-359.

[26] ZHANG Yu-tuo, DONG Hong, WANG Pei, et al. Comp-atibility of T91 Steel with Liquid Pb-Bi Eutectic Alloy at 450 ℃[J]. China Foundry, 2014, 11(3): 197-200.

[27] SAPUNDJIEV D, DYCK S V, BOGAERTS W. Liquid Metal Corrosion of T91 and A316L Materials in Pb-Bi Eutectic at Temperatures 400-600 ℃[J]. Corrosion Scie-nce, 2006, 48(3): 577-594.

[28] TSISAR V, SCHROER C, WEDEMEYER O, et al. Long- Term Corrosion of Austenitic Steels in Flowing LBE at 400 ℃ and 10–7 Mass% Dissolved Oxygen in Comp-arison with 450 and 550 ℃[J]. Journal of Nuclear Mater-ials, 2016, 468: 305-312.

[29] ZHANG Jin-suo, LI Ning, CHEN Y, et al. Corrosion Beh-aviors of US Steels in Flowing Lead-Bismuth Eutectic (LBE)[J]. Journal of Nuclear Materials, 2005, 336(1): 1-10.

[30] RIVAI A K, TAKAHASHI M. Corrosion Investigations of Al-Fe-Coated Steels, High Cr Steels, Refractory Metals and Ceramics in Lead Alloys at 700 ℃[J]. Journal of Nuclear Materials, 2010, 398(1-3): 146-152.

[31] CIONEA C, ABAD M D, AUSSAT Y, et al. Oxide Scale Formation on 316L and FeCrAl Steels Exposed to Oxy-gen Controlled Static LBE at Temperatures up to 800 ℃[J]. Solar Energy Materials and Solar Cells, 2016, 144: 235-246.

[32] YAMAKI E, GINESTAR K, MARTINELLI L. Disso-lution Mechanism of 316L in Lead-Bismuth Eutectic at 500 ℃[J]. Corrosion Science, 2011, 53(10): 3075-3085.

[33] KURATA Y, FUTAKAWA M, KIKUCHI K, et al. Corr-osion Studies in Liquid Pb-Bi Alloy at JAERI: R & D Program and First Experimental Results[J]. Journal of Nuclear Materials, 2002, 301(1): 28-34.

[34] BALBAUD-CéLéRIER F, MARTINELLI L, TERLAIN A, et al. High Temperature Corrosion of Steels in Liquid Pb-Bi Alloy[J]. Materials Science Forum, 2004, 461-464: 1091-1098.

[35] 田書建. T91和15-15Ti鋼在500 ℃液態鉛鉍合金氧控條件下腐蝕行為與機理研究[D]. 合肥: 中國科學技術大學, 2016.

TIAN Shu-jian. Corrosion Behavior and Mechanism of T91 and 15-15Ti Steels in Liquid Lead-Bismuth Eutectic under Oxygen Control at 500 ℃[D]. Hefei: University of Science and Technology of China, 2016.

[36] HOJNA A, DI GABRIELE F, CHOCHOLOUSEK M, et al. Initiation of LME Crack in Ferritic Martensitic Steel in Liquid Lead-Bismuth[J]. Journal of Nuclear Materials, 2018, 511: 459-472.

[37] MARTINELLI L, GINESTAR K, BOTTON V, et al. Corrosion of T91 and Pure Iron in Flowing and Static Pb-Bi Alloy between 450?℃ and 540?℃: Experiments, Modelling and Mechanism[J]. Corrosion Science, 2020, 176: 108897.

[38] CHEN Gang, LEI Yu-cheng, ZHU Qiang, et al. Corrosion Behavior of CLAM Steel Weld Bead in Flowing Pb-Bi at 550?℃[J]. Journal of Nuclear Materials, 2019, 515: 187-198.

[39] 陳鋼. CLAM鋼母材和焊縫在550 ℃液態鉛鉍合金中的腐蝕機制研究[D]. 鎮江: 江蘇大學, 2019.

CHEN Gang. Study on Corrosion Mechanism of CLAM Steel and Weld Bead in Liquid Pb-Bi at 550 ℃[D]. Zhenjiang: Jiangsu University, 2019.

[40] 蔣艷林. CrFeAITi涂層抗高溫氧化性及耐鉛鉍合金腐蝕性研究[D]. 衡陽: 南華大學, 2015.

JIANG Yan-lin. Study on High Temperature Oxidation Resistance and Corrosion Resistance in Liquid LBE of CrFeAlTi Coatings[D]. Hengyang: University of South China, 2015.

[41] 陳小強. 耐液態鉛鉍腐蝕鋁化物涂層制備及其性能研究[D]. 北京: 中國科學院大學, 2013.

CHEN Xiao-qiang. Preparation and Characterization of Aluminide LBE Corrosion Resistance Coatings[D]. Beijing: University of Chinese Academy of Sciences, 2013.

[42] DELOFFRE P, BALBAUD-CéLéRIER F, TERLAIN A. Corrosion Behaviour of Aluminized Martensitic and Austenitic Steels in Liquid Pb-Bi[J]. Journal of Nuclear Materials, 2004, 335(2): 180-184.

[43] 楊焜, 劉敏, 鄧子謙, 等. 一種耐液態鉛鉍合金腐蝕涂層及其制備方法: CN108866471B[P]. 2020-08-04.

Yang kun, liu min, deng zi-hui, 等. Liquid-State Lead Bismuth Alloy Corrosion Resisting Coating Layer and Preparation Method Thereof: CN108866471B[P]. 2020-08-04.

[44] 董偉偉, 王慶勝, 王愛國, 等. 一種耐高溫液態鉛或鉛鉍腐蝕的FeCrAlY涂層及其制備方法: CN1110-20500A[P]. 2020-04-17.

DONG Wei-wei, WANG Qing-sheng, WANG Ai-guo, et al. FeCrAlY Coating Resistant to High-Temperature Liquid Lead or Lead Bismuth Corrosion and Preparation Method Thereof: CN111020500A[P]. 2020-04-17.

[45] 蔣艷林, 邱長軍, 劉贊. CrFeAlTi復合涂層抗高溫氧化及耐鉛鉍合金腐蝕性能[J]. 中國表面工程, 2015, 28(2): 84-89.

JIANG Yan-lin, QIU Chang-jun, LIU Zan. High-Temp-erature Oxidation Resistance and Corrosion Resistance of CrFeAlTi Composite Coatings[J]. China Surface Engine-ering, 2015, 28(2): 84-89.

[46] 樊丁, 劉紅濤, 張建斌, 等. 304不銹鋼表面激光熔覆FeNiCrAl涂層的研究[J]. 應用激光, 2010, 30(4): 304-309.

FAN Ding, LIU Hong-tao, ZHANG Jian-bin, et al. Research of Laser Cladding FeNiCrAl Coating on 304 Stainless Steel[J]. Applied Laser, 2010, 30(4): 304-309.

[47] LI He-qin, BAI Pei-wen, LIN Zhi-wei, et al. Corrosion Resistance in Pb-Bi Alloy of 15-15Ti Steel Coated with Al2O3/SiC Bilayer Thin Films by Magnetron Sputte-ring[J]. Fusion Engineering and Design, 2017, 125: 384-390.

[48] 柏佩文, 李合琴, 林志偉, 等. 15-15Ti鋼上Ti/TiN/SiC薄膜的制備及耐鉛鉍合金腐蝕性能研究[J]. 合肥工業大學學報(自然科學版), 2019, 42(2): 200-205.

BAI Pei-wen, LI He-qin, LIN Zhi-wei, et al. Preparation of Ti/TiN/SiC Thin Films on 15-15Ti Steel and Corrosion Resistance to Pb-Bi Alloys[J]. Journal of Hefei University of Technology (Natural Science), 2019, 42(2): 200-205.

[49] 雷曼, 董偉偉, 方曉東, 等. Al、(Al,Si)涂層的制備及其在550 ℃液態鉛鉍合金中的防腐蝕性能研究[J]. 核科學與工程, 2018, 38(3): 499-505.

LEI Man, DONG Wei-wei, FANG Xiao-dong, et al. Preparation of Aluminum and (Aluminum, Silicon) Coat-ings and Study of the Coatings Anti-Corrosion Properties in 550 ℃ Liquid Lead-Bismuth Eutectic[J]. Nuclear Scie-nce and Engineering, 2018, 38(3): 499-505.

[50] LU Y H, WANG Z B, SONG Y Y, et al. Effects of Pre-Formed Nanostructured Surface Layer on Oxidation Behaviour of 9Cr2WVTa Steel in Air and Liquid Pb-Bi Eutectic Alloy[J]. Corrosion Science, 2016, 102: 301-309.

[51] 岳加佳, 雷玉成, 路言, 等. 預腐蝕對CLAM鋼在Pb-Bi共晶合金中的腐蝕行為影響的研究[J]. 熱加工工藝, 2017, 46(2): 70-73.

YUE Jia-jia, LEI Yu-cheng, LU Yan, et al. Research on Effect of Pre-Corroding on Corrosion Behavior of CLAM Steel in Lead-Bismuth Liquid Eutectic Alloy[J]. Hot Working Technology, 2017, 46(2): 70-73.

[52] 張敏. 液態鉛鉍合金氣相氧控關鍵影響因素研究[D]. 合肥: 中國科學技術大學, 2013.

ZHANG Min. Main Influence Factors of Gas-Phase Oxygen Control in Liquid Lead-Bismuth Eutectic[D]. Hefei: University of Science and Technology of China, 2013.

[53] 杜曉超. 液態金屬中的固態氧控與相關問題研究[D]. 北京: 華北電力大學(北京), 2017.

DU Xiao-chao. Research on Solid Phase Oxygen Control in Liquid Metal and Related Issues[D]. Beijing: North China Electric Power University, 2017.

[54] 常海龍. 控氧液態鉛鉍合金實驗裝置研究[D]. 北京: 中國科學院大學(中國科學院近代物理研究所), 2018.

CHANG Hai-long. Study on the Experimental Device for Lead-Bismuth Eutectic Alloy with Oxygen Control[D]. Beijing: Institute of Physics, Chinese Academy of Sciences, 2018.

[55] 王艷青. 高溫液態鉛鉍合金氧傳感器研制與實驗研究[D]. 合肥: 中國科學技術大學, 2014.

WANG Yan-qing. Development and Experiment of Oxygen Sensors in High Temperature Liquid LBE[D]. Hefei: University of Science and Technology of China, 2014.

Research Progress on Corrosion Behavior of Stainless Steel Used for Nuclear Power Plant in Liquid Pb-Bi Alloy

1,1,3,2,3,3

(1. Ningxia Institute of Science and Technology, Shizuishan 753000, China; 2. Xi'an Rare Metal Materials Institute Co., Ltd., Xi'an 710018, China; 3. Shenyang National Laboratory for Materials Science, Northeastern University, Shenyang 110819, China)

In nuclear power system, the stable operation of accelerator driven subcritical system (ADS) is restricted by liquid metal corrosion. The background of the stainless steel’s application in liquid Pb-Bi alloy is summarized in nuclear power. Thereafter, the corrosion behavior of stainless steel in liquid Pb-Bi alloy in recent years is mainly reviewed. The corrosion mechanism of stainless steel in liquid Pb-Bi alloy includes: (1) dissolution corrosion of stainless steel by preferential dissolution of Ni in liquid Pb-Bi alloy; (2) oxidation corrosion by the reaction of Fe, Cr in stainless steel with dissolved oxygen in liquid Pb-Bi alloy; (3) grain boundary embrittlement by preferential dissolution and diffusion through grain boundary; (4) erosion and abrasion by the flowing liquid Pb-Bi alloy in dynamic corrosion condition. The corrosion of stainless steel in liquid Pb-Bi alloy is affected by following factors: e.g. time, temperature, alloy composition in stainless steel, dissolved oxygen concentration and flowing rate of liquid Pb-Bi alloy. Meanwhile, the protection technique is summarized, including surface treatment and modification of stainless steel, precise controlling dissolved oxygen concentration in liquid alloy and so on. Finally, the future research focus of liquid metal corrosion and the preparation of protective coating are prospected.

liquid Pb-Bi alloy; corrosion behavior; corrosion mechanism; protection technique

TG172

A

1001-3660(2022)02-0144-12

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.02.013

2020-12-10；

2021-07-27

2020-12-10；

2021-07-27

國家重點研發計劃（2017YFB0306100）

Supported by the National Key R&D Program of China (2017YFB0306100)

高玉（1986—），女，碩士，講師，主要研究方向為液態金屬中的腐蝕與防護。

GAO Yu (1986—), Female, Master, Lecturer, Research focus: corrosion and protection in liquid metal.

余中狄（1990—），男，博士，工程師，主要研究方向為液態金屬中的腐蝕與防護。

YU Zhong-di (1990—), Male, Doctor, Engineer, Research focus: corrosion and protection in liquid metal.

高玉, 于成濤, 余中狄, 等.核電站用不銹鋼在液態Pb-Bi合金中的腐蝕行為研究進展[J]. 表面技術, 2022, 51(2): 144-155.

GAO Yu, YU Cheng-tao, YU Zhong-di, et al. Research Progress on Corrosion Behavior of Stainless Steel Used for Nuclear Power Plant in Liquid Pb-Bi Alloy[J]. Surface Technology, 2022, 51(2): 144-155.