The role of nuclear energy consumption in abatement of ecological footprint: Novel insights from quantile-on-quantile regression
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2022
... 核能作为一种高效、低碳的能源形式，在全球能源结构中占据了重要的位置.第四代核能反应堆因具有安全性高、经济性好、放射性废物量少和有效防止核扩散等优点，是先进核能系统的重要发展方向[1 ] .其中，铅冷快堆因其独特的冷却剂—液态铅或铅铋共晶(LBE)而受到广泛关注.铅铋共晶具备低熔点(125 ℃)、高沸点(1670 ℃)和低中子吸收截面等优势，且因其化学稳定性好，不与空气和水反应的特点，在严重事故情况下能迅速凝固，防止放射性物质扩散，降低了安全风险，这些特性使得LBE成为铅冷快堆理想的冷却剂[2 ] . ...
Development status and prospects of lead-based reactors
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2015
... 核能作为一种高效、低碳的能源形式，在全球能源结构中占据了重要的位置.第四代核能反应堆因具有安全性高、经济性好、放射性废物量少和有效防止核扩散等优点，是先进核能系统的重要发展方向[1 ] .其中，铅冷快堆因其独特的冷却剂—液态铅或铅铋共晶(LBE)而受到广泛关注.铅铋共晶具备低熔点(125 ℃)、高沸点(1670 ℃)和低中子吸收截面等优势，且因其化学稳定性好，不与空气和水反应的特点，在严重事故情况下能迅速凝固，防止放射性物质扩散，降低了安全风险，这些特性使得LBE成为铅冷快堆理想的冷却剂[2 ] . ...
铅基反应堆研究现状与发展前景
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2015
... 核能作为一种高效、低碳的能源形式，在全球能源结构中占据了重要的位置.第四代核能反应堆因具有安全性高、经济性好、放射性废物量少和有效防止核扩散等优点，是先进核能系统的重要发展方向[1 ] .其中，铅冷快堆因其独特的冷却剂—液态铅或铅铋共晶(LBE)而受到广泛关注.铅铋共晶具备低熔点(125 ℃)、高沸点(1670 ℃)和低中子吸收截面等优势，且因其化学稳定性好，不与空气和水反应的特点，在严重事故情况下能迅速凝固，防止放射性物质扩散，降低了安全风险，这些特性使得LBE成为铅冷快堆理想的冷却剂[2 ] . ...
Review of the studies on fundamental issues in LBE corrosion
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2008
... 然而，材料与LBE的相容性问题成为了制约铅冷快堆发展的关键因素之一.在高温LBE环境下，合金中的Fe、Cr、Ni、Mn等元素会发生溶解或严重氧化，即发生液态金属腐蚀(LMC)，破坏材料原本的结构和化学成分，限制其工作温度和使用寿命[3 ~5 ] .此外，材料在应力与腐蚀介质的耦合作用下还可能发生液态金属脆化(LME)，进一步加剧了材料的失效风险.因此，开发具有优异耐腐蚀性能的结构材料，对于提高铅冷快堆的安全性和经济性至关重要[6 ~8 ] . ...
Corrosion behavior of Fe34 Cr30 Mo15 Ni15 Nb3 Al3 high-entropy alloy in molten Pb-Bi eutectic containing 10-6 % oxygen at 500 ℃
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2024
Fe34 Cr30 Mo15 Ni15 Nb3 Al3 高熵合金在500 ℃下氧含量为10-6 %的液态铅铋合金中腐蚀行为研究
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2024
Effect of relative flow velocity on corrosion behavior of high nitrogen austenitic stainless steel in liquid lead-bismuth eutectic alloy
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2021
... 然而，材料与LBE的相容性问题成为了制约铅冷快堆发展的关键因素之一.在高温LBE环境下，合金中的Fe、Cr、Ni、Mn等元素会发生溶解或严重氧化，即发生液态金属腐蚀(LMC)，破坏材料原本的结构和化学成分，限制其工作温度和使用寿命[3 ~5 ] .此外，材料在应力与腐蚀介质的耦合作用下还可能发生液态金属脆化(LME)，进一步加剧了材料的失效风险.因此，开发具有优异耐腐蚀性能的结构材料，对于提高铅冷快堆的安全性和经济性至关重要[6 ~8 ] . ...
相对流速对高氮奥氏体不锈钢在液态铅铋共晶合金中腐蚀行为的影响
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2021
... 然而，材料与LBE的相容性问题成为了制约铅冷快堆发展的关键因素之一.在高温LBE环境下，合金中的Fe、Cr、Ni、Mn等元素会发生溶解或严重氧化，即发生液态金属腐蚀(LMC)，破坏材料原本的结构和化学成分，限制其工作温度和使用寿命[3 ~5 ] .此外，材料在应力与腐蚀介质的耦合作用下还可能发生液态金属脆化(LME)，进一步加剧了材料的失效风险.因此，开发具有优异耐腐蚀性能的结构材料，对于提高铅冷快堆的安全性和经济性至关重要[6 ~8 ] . ...
Research progress on fracture mechanics test of ferritic/Martensitic steel in liquid lead and bismuth
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2023
... 然而，材料与LBE的相容性问题成为了制约铅冷快堆发展的关键因素之一.在高温LBE环境下，合金中的Fe、Cr、Ni、Mn等元素会发生溶解或严重氧化，即发生液态金属腐蚀(LMC)，破坏材料原本的结构和化学成分，限制其工作温度和使用寿命[3 ~5 ] .此外，材料在应力与腐蚀介质的耦合作用下还可能发生液态金属脆化(LME)，进一步加剧了材料的失效风险.因此，开发具有优异耐腐蚀性能的结构材料，对于提高铅冷快堆的安全性和经济性至关重要[6 ~8 ] . ...
铁素体/马氏体钢在液态铅铋中的断裂力学试验研究进展
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2023
... 然而，材料与LBE的相容性问题成为了制约铅冷快堆发展的关键因素之一.在高温LBE环境下，合金中的Fe、Cr、Ni、Mn等元素会发生溶解或严重氧化，即发生液态金属腐蚀(LMC)，破坏材料原本的结构和化学成分，限制其工作温度和使用寿命[3 ~5 ] .此外，材料在应力与腐蚀介质的耦合作用下还可能发生液态金属脆化(LME)，进一步加剧了材料的失效风险.因此，开发具有优异耐腐蚀性能的结构材料，对于提高铅冷快堆的安全性和经济性至关重要[6 ~8 ] . ...
Research progress on compatibility of ferritic/Martensitic steel and austenitic stainless steel in static lead-bismuth eutectic environments
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2023
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
静态腐蚀条件下铁素体/马氏体钢和奥氏体不锈钢与液态铅铋合金相容性研究进展
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2023
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
A review on fatigue behavior of candidate structure materials for lead-cooled fast reactors in liquid lead-bismuth eutectic
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2025
... 然而，材料与LBE的相容性问题成为了制约铅冷快堆发展的关键因素之一.在高温LBE环境下，合金中的Fe、Cr、Ni、Mn等元素会发生溶解或严重氧化，即发生液态金属腐蚀(LMC)，破坏材料原本的结构和化学成分，限制其工作温度和使用寿命[3 ~5 ] .此外，材料在应力与腐蚀介质的耦合作用下还可能发生液态金属脆化(LME)，进一步加剧了材料的失效风险.因此，开发具有优异耐腐蚀性能的结构材料，对于提高铅冷快堆的安全性和经济性至关重要[6 ~8 ] . ...
铅冷快堆候选结构材料液态铅铋共晶环境中疲劳行为研究进展
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2025
... 然而，材料与LBE的相容性问题成为了制约铅冷快堆发展的关键因素之一.在高温LBE环境下，合金中的Fe、Cr、Ni、Mn等元素会发生溶解或严重氧化，即发生液态金属腐蚀(LMC)，破坏材料原本的结构和化学成分，限制其工作温度和使用寿命[3 ~5 ] .此外，材料在应力与腐蚀介质的耦合作用下还可能发生液态金属脆化(LME)，进一步加剧了材料的失效风险.因此，开发具有优异耐腐蚀性能的结构材料，对于提高铅冷快堆的安全性和经济性至关重要[6 ~8 ] . ...
Environmental degradation of structural materials in liquid lead- and lead-bismuth eutectic-cooled reactors
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2022
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
... LMC是结构材料暴露于液态金属冷却剂(例如液态Pb或LBE)时发生的一种潜在的材料性能退化效应，主要形式为氧化腐蚀和溶解腐蚀，不利于结构材料在LBE中的长期服役[9 ] .本节讨论了AFA钢在高温液态LBE中的氧化腐蚀与溶解腐蚀机制. ...
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
... [9 ,24 ]：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
Structural materials for gen-IV nuclear reactors: Challenges and opportunities
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2008
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
Liquid metal embrittlement susceptibility of ferritic-martensitic steel in liquid lead alloys
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2008
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
Influence of liquid lead and lead-bismuth eutectic on tensile, fatigue and creep properties of ferritic/Martensitic and austenitic steels for transmutation systems
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2011
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
T91 cladding tubes with and without modified FeCrAlY coatings exposed in LBE at different flow, stress and temperature conditions
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2008
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
Liquid metal embrittlement of T91 and 316L steels by heavy liquid metals: A fracture mechanics assessment
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2008
Temperature effect in the maximum propagation rate of a liquid metal filled crack: The T91 martensitic steel/lead-bismuth eutectic system
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2009
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
Oxidation studies of Fe10CrAl-RE alloys exposed to Pb at 550 ℃ for 10,000 h
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2013
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
Corrosion studies of low-alloyed FeCrAl steels in liquid lead at 750 ℃
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2019
Long term corrosion resistance of alumina forming austenitic stainless steels in liquid lead
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2015
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
... Ni作为AFA钢中的重要奥氏体稳定化元素，其含量显著影响AFA钢的抗LBE腐蚀性能，图2 为AFA钢在液态LBE中氧化膜厚度与Ni含量的关系.Gan等[34 ] 对比了18Ni-AFA(双相)和25Ni-AFA钢在550 ℃饱和氧LBE中的腐蚀行为(600 h)，表明18Ni-AFA钢表面的氧化膜厚度(3~8 μm)相比于25Ni-AFA钢(7~10 μm)更薄，且能在内氧化层中生成较连续致密的Al2 O3 ，具有更好的抗氧化腐蚀性能.Tsisar等[35 ] 研究了12Ni-AFA钢和20Ni-AFA钢在500 ℃氧浓度为10-6 ⁓10-9 %液态LBE中的腐蚀行为，浸泡10000 h后，12Ni-AFA钢表面形成了约50 nm的富Al氧化膜，表现出优异的耐LBE腐蚀性能；而20Ni-AFA钢表面形成了约200 nm的双层富Cr、Al氧化膜，且试样表面有腐蚀坑形成，局部区域发生溶解腐蚀.Ejenstam和Szakálos[18 ] 亦报道了类似的试验结果.以上结果表明，低Ni的AFA钢在液态LBE中具有更好的抗氧化与溶解腐蚀性能. ...
... [
18 ,
34 ,
35 ]
Ni content dependent oxide thickness of AFA steel tested in liquid LBE<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R18">18</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R34">34</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R35">35</xref>]</sup> Fig.2 ![]()
Mn亦是奥氏体稳定化元素，Wang等[32 ] 研究了不同Al含量(5%、6%、7%)高锰AFA钢在450 ℃液态LBE中的腐蚀行为(430 h)，表明含5%Al的高锰AFA钢依然会发生溶解腐蚀，说明添加Mn会促进溶解腐蚀，这与Mn在LBE中的溶解度与Ni相当有关.而6%和7%Al的高锰AFA钢表面形成更致密且连续的Al2 O3 膜，有效阻挡基体元素的向外扩散，减少局部氧化膜厚度不均现象.此外，随着Al含量从5%增加到7%，饱和氧环境下的高猛AFA钢表面氧化层厚度和液态LBE渗透深度分别从7.3和6.7 μm减少到5.2和2.9 μm，如图1a 所示，表明Al含量的增加有利于提升AFA钢耐LBE腐蚀性能.相比于高Ni的AFA钢，高Mn的AFA钢抗液态铅铋腐蚀性能更差. ...
... [
18 ,
34 ,
35 ]
Fig.2 ![]()
Mn亦是奥氏体稳定化元素，Wang等[32 ] 研究了不同Al含量(5%、6%、7%)高锰AFA钢在450 ℃液态LBE中的腐蚀行为(430 h)，表明含5%Al的高锰AFA钢依然会发生溶解腐蚀，说明添加Mn会促进溶解腐蚀，这与Mn在LBE中的溶解度与Ni相当有关.而6%和7%Al的高锰AFA钢表面形成更致密且连续的Al2 O3 膜，有效阻挡基体元素的向外扩散，减少局部氧化膜厚度不均现象.此外，随着Al含量从5%增加到7%，饱和氧环境下的高猛AFA钢表面氧化层厚度和液态LBE渗透深度分别从7.3和6.7 μm减少到5.2和2.9 μm，如图1a 所示，表明Al含量的增加有利于提升AFA钢耐LBE腐蚀性能.相比于高Ni的AFA钢，高Mn的AFA钢抗液态铅铋腐蚀性能更差. ...
... 高温预氧化可在不改变材料成分的前提下，预先在材料表面形成致密的保护性氧化膜，从而提高材料的抗腐蚀性能.Ejenstam和Szakálos[18 ] 对Fe-19.7Ni-14.2Cr-2.47Al-2.43Mo-0.87Nb钢在氧浓度为10-7 %的550 ℃静态液态铅中开展了1年的腐蚀浸泡，结果表明试样表面发生了Ni溶解和Pb的渗透，其深度可达10~20 μm.而Shen等[39 ] 对20Ni-3Al钢和20Ni-2.5Al-2.5Mo钢进行了800 ℃高温预氧化，钢表面预先形成了约0.3 μm的Al2 O3 膜，其在氧浓度为10-6 ~10-7 %的550 ℃动态液态LBE中(流速v = 1.8 m/s)环境中腐蚀4008 h后，没有发生表层Ni溶解以及Pb-Bi的渗透，有效阻止了液态LBE与奥氏体基体的直接接触.甘舒匀等[34 ] 分别对18-Ni和25-Ni的AFA钢进行20 h的850 ℃高温预氧化处理，在550 ℃饱和氧液态LBE条件下腐蚀600 h，表明预氧化处理的AFA钢表面氧化膜结构为外层Fe3 O4 和内层的富Al、Ni、Mo氧化物组成双层结构，其中Al2 O3 相比原始样品更加连续致密，且氧化膜厚度相比于原始样品减薄2~3 μm，尤其是预氧化处理的18-Ni钢，氧化膜厚度< 1 μm (图2 )，说明AFA钢高温预氧化后表面形成的富Al致密氧化膜能够更好地保护基体免受液态LBE腐蚀.因此，高温预氧化能够显著提升AFA钢的抗液态LBE腐蚀性能. ...
Corrosion and radiation resistant nanoceramic coatings for lead fast reactors
1
2017
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
Creep-resistant, Al2 O3 -forming austenitic stainless steels
3
2007
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
... AFA钢的构想早在上世纪70年代提出，作为一种新型Auss耐热钢被开发，但由于Al是强烈的铁素体形成元素，为保持奥氏体单相组织，在给定Ni含量的条件下需控制Al的添加量，这使得AFA钢形成Al2 O3 膜的能力始终与其蠕变强度相悖，该钢的研发一直未取得成功[26 ,27 ] .直至2007年，美国橡树岭国家实验研究人员[20 ,22 ] 在传统Auss耐热钢的基础上加入适量Al(2.48%)，成功研制出了一种AFA钢(HTUPS4，Fe-14Cr-20Ni-2.4Al)，可以在800 ℃空气或含10%水蒸气中表面自发形成Al2 O3 膜，并在750 ℃、100 MPa条件下蠕变寿命达到2300 h.目前AFA钢系列合金成分一般为Fe-(12-35)Ni-(12-20)Cr-(2-6)Al-(0.1-3)Nb. ...
... Al含量对AFA钢的抗腐蚀性能亦至关重要.Cui等[36 ] 研究了AFA-2Al-1Nb、AFA-3Al-1Nb、AFA-4Al-1Nb在600 ℃饱和氧液态LBE中的腐蚀行为(2000 h)，表明氧化膜厚度随Al含量增加而逐渐减小，且随Al含量增加，内层氧化膜中局部形成Al2 O3 (AFA-4Al-1Nb).Yamamoto等[20 ] 研究亦表明在AFA钢中添加Al > 2.5%时，钢表面在650⁓900 ℃氧化后能形成Al2 O3 膜.Brady等[21 ] 研究表明，将AFA钢中的Al含量增加至4%时，其表面Al2 O3 膜的形成速率更快.因此，较高Al含量可以促进材料表面形成连续致密的Al2 O3 氧化膜，提升AFA钢在液态铅铋中的抗腐蚀性能. ...
Increasing the upper temperature oxidation limit of alumina forming austenitic stainless steels in air with water vapor
1
2011
... Al含量对AFA钢的抗腐蚀性能亦至关重要.Cui等[36 ] 研究了AFA-2Al-1Nb、AFA-3Al-1Nb、AFA-4Al-1Nb在600 ℃饱和氧液态LBE中的腐蚀行为(2000 h)，表明氧化膜厚度随Al含量增加而逐渐减小，且随Al含量增加，内层氧化膜中局部形成Al2 O3 (AFA-4Al-1Nb).Yamamoto等[20 ] 研究亦表明在AFA钢中添加Al > 2.5%时，钢表面在650⁓900 ℃氧化后能形成Al2 O3 膜.Brady等[21 ] 研究表明，将AFA钢中的Al含量增加至4%时，其表面Al2 O3 膜的形成速率更快.因此，较高Al含量可以促进材料表面形成连续致密的Al2 O3 氧化膜，提升AFA钢在液态铅铋中的抗腐蚀性能. ...
The development of alumina-forming austenitic stainless steels for high-temperature structural use
1
2008
... AFA钢的构想早在上世纪70年代提出，作为一种新型Auss耐热钢被开发，但由于Al是强烈的铁素体形成元素，为保持奥氏体单相组织，在给定Ni含量的条件下需控制Al的添加量，这使得AFA钢形成Al2 O3 膜的能力始终与其蠕变强度相悖，该钢的研发一直未取得成功[26 ,27 ] .直至2007年，美国橡树岭国家实验研究人员[20 ,22 ] 在传统Auss耐热钢的基础上加入适量Al(2.48%)，成功研制出了一种AFA钢(HTUPS4，Fe-14Cr-20Ni-2.4Al)，可以在800 ℃空气或含10%水蒸气中表面自发形成Al2 O3 膜，并在750 ℃、100 MPa条件下蠕变寿命达到2300 h.目前AFA钢系列合金成分一般为Fe-(12-35)Ni-(12-20)Cr-(2-6)Al-(0.1-3)Nb. ...
Research progress on liquid metal corrosion behavior of structural steels for lead fast reactor
1
2023
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
铅基堆结构材料液态金属腐蚀行为的研究进展
1
2023
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
A review of recent advances in the understanding of liquid metal embrittlement
3
2019
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
... ,24 ]：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
Research progress on the corrosion resistance of alumina forming austenitic steel in lead?based liquid metals
1
2023
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
新型含铝奥氏体合金的耐铅基液态金属腐蚀性能研究进展
1
2023
... 目前，铁素体/马氏体钢(F/M)和奥氏体不锈钢(Auss)是铅冷快堆关键设备的主要候选材料[9 ,10 ] .相比于面心立方(FCC)结构的Auss钢，体心立方(BCC)结构的F/M钢更容易受到液态金属脆化(LME)的影响[11 ,12 ] .研究表明，在LBE环境中，F/M钢如T-91和HT-9在特定条件下会发生严重的LME，而Auss钢如316L和15-15Ti在相同条件下则表现出较好的抗LME性能[7 ,13 ~15 ] .这种差异被认为与BCC和FCC结构之间的差异有关.但Auss钢中的Ni含量较高，而Ni在LBE中的溶解度远高于Fe、Cr,在低氧条件下，传统Auss钢面临的溶解腐蚀比F/M钢要严重得多，且Ni的优先溶解会导致基体铁素体化[16 ~18 ] .为提升Auss钢在液态LBE中的抗溶解腐蚀性能，主要的解决办法包括：(1) 对钢表面进行涂层处理[19 ] ；(2) 开发性能优良的含硅/铝钢[20 ~23 ] .然而，尽管Al2 O3 涂层对LME不敏感，但如开裂、磨损、分层、溶解等涂层表面性能劣化现象使钢存在失效风险.而含铝奥氏体不锈钢(AFA)钢由于添加了Al，合金表面在高温下形成一层致密的Al2 O3 膜，在高温液态LBE中能够有效保护基体，且氧化膜破裂后能自修复[24 ] .此外，AFA钢为FCC结构，具有良好的高温力学性能与低的LME敏感性，使其在铅冷快堆的严苛工作环境中具有潜在的应用前景[25 ] .因此，有必要系统总结AFA钢在液态LBE中的腐蚀损伤行为研究进展. ...
Oxidation mechanism of Fe-Ni-20-25Cr-5Al alloys—Influence of small amounts of yttrium on oxidation kinetics and oxide adherence
1
1980
... AFA钢的构想早在上世纪70年代提出，作为一种新型Auss耐热钢被开发，但由于Al是强烈的铁素体形成元素，为保持奥氏体单相组织，在给定Ni含量的条件下需控制Al的添加量，这使得AFA钢形成Al2 O3 膜的能力始终与其蠕变强度相悖，该钢的研发一直未取得成功[26 ,27 ] .直至2007年，美国橡树岭国家实验研究人员[20 ,22 ] 在传统Auss耐热钢的基础上加入适量Al(2.48%)，成功研制出了一种AFA钢(HTUPS4，Fe-14Cr-20Ni-2.4Al)，可以在800 ℃空气或含10%水蒸气中表面自发形成Al2 O3 膜，并在750 ℃、100 MPa条件下蠕变寿命达到2300 h.目前AFA钢系列合金成分一般为Fe-(12-35)Ni-(12-20)Cr-(2-6)Al-(0.1-3)Nb. ...
Oxidation of high-aluminum austenitic stainless steels
1
1988
... AFA钢的构想早在上世纪70年代提出，作为一种新型Auss耐热钢被开发，但由于Al是强烈的铁素体形成元素，为保持奥氏体单相组织，在给定Ni含量的条件下需控制Al的添加量，这使得AFA钢形成Al2 O3 膜的能力始终与其蠕变强度相悖，该钢的研发一直未取得成功[26 ,27 ] .直至2007年，美国橡树岭国家实验研究人员[20 ,22 ] 在传统Auss耐热钢的基础上加入适量Al(2.48%)，成功研制出了一种AFA钢(HTUPS4，Fe-14Cr-20Ni-2.4Al)，可以在800 ℃空气或含10%水蒸气中表面自发形成Al2 O3 膜，并在750 ℃、100 MPa条件下蠕变寿命达到2300 h.目前AFA钢系列合金成分一般为Fe-(12-35)Ni-(12-20)Cr-(2-6)Al-(0.1-3)Nb. ...
Review on precipitates and high-temperature properties of alumina-forming austenitic stainless steel
1
2023
... AFA钢优异的持久蠕变性能和耐腐蚀性能与其复杂的组织结构密切相关，在高温下会析出大量弥散分布的纳米级强化相，如NbC、B2-NiAl、Fe2 (Mo, Nb)-Laves等，属于典型的析出强化合金[28 ] .这些析出相通过钉扎位错和晶界，有效阻碍位错运动和晶界迁移，从而显著提高合金的强度和抗蠕变性能.其中，B2-NiAl相通常在Al2 O3 膜附近和晶界处富集，与基体保持良好的共格关系，在强化晶界的同时还能持续供应Al以原位修复Al2 O3 层，使合金保持“自我修复”能力，被视为Al的储存库，能有效提高合金的高温抗腐蚀性能[29 ] .由于AFA钢具有优异抗蠕变性能和抗腐蚀性，使其有望在铅冷快堆等先进核能系统中得到应用[30 ] . ...
Research progress of alumina-forming austenitic stainless steels: A review
1
2022
... AFA钢优异的持久蠕变性能和耐腐蚀性能与其复杂的组织结构密切相关，在高温下会析出大量弥散分布的纳米级强化相，如NbC、B2-NiAl、Fe2 (Mo, Nb)-Laves等，属于典型的析出强化合金[28 ] .这些析出相通过钉扎位错和晶界，有效阻碍位错运动和晶界迁移，从而显著提高合金的强度和抗蠕变性能.其中，B2-NiAl相通常在Al2 O3 膜附近和晶界处富集，与基体保持良好的共格关系，在强化晶界的同时还能持续供应Al以原位修复Al2 O3 层，使合金保持“自我修复”能力，被视为Al的储存库，能有效提高合金的高温抗腐蚀性能[29 ] .由于AFA钢具有优异抗蠕变性能和抗腐蚀性，使其有望在铅冷快堆等先进核能系统中得到应用[30 ] . ...
The development of alumina forming austenitic alloy for core application in advanced nuclear reactors
1
2020
... AFA钢优异的持久蠕变性能和耐腐蚀性能与其复杂的组织结构密切相关，在高温下会析出大量弥散分布的纳米级强化相，如NbC、B2-NiAl、Fe2 (Mo, Nb)-Laves等，属于典型的析出强化合金[28 ] .这些析出相通过钉扎位错和晶界，有效阻碍位错运动和晶界迁移，从而显著提高合金的强度和抗蠕变性能.其中，B2-NiAl相通常在Al2 O3 膜附近和晶界处富集，与基体保持良好的共格关系，在强化晶界的同时还能持续供应Al以原位修复Al2 O3 层，使合金保持“自我修复”能力，被视为Al的储存库，能有效提高合金的高温抗腐蚀性能[29 ] .由于AFA钢具有优异抗蠕变性能和抗腐蚀性，使其有望在铅冷快堆等先进核能系统中得到应用[30 ] . ...
High-resolution characterization revealing the effect of dissolved oxygen in lead-bismuth eutectic (LBE) on oxide scale and subsurface phase transformation layer in alumina-forming austenitic (AFA) steel
7
2025
... 溶解氧浓度是影响AFA钢在液态LBE环境中腐蚀性能的关键因素，图1a 为AFA钢在不同溶解氧浓度液态LBE环境中的表面氧化膜厚度.Zhang等[31 ] 研究了氧浓度(10-3 %、10-6 %、10-8 %)对AFA钢在600 ℃液态LBE中腐蚀性能的影响(500 h)，表明其在氧浓度为10-3 %时被严重氧化，表面形成了3~5 μm的多层氧化膜，外层为Fe3 O4 +少量富Cr、Al氧化膜，中间层为Fe-Cr尖晶石，内层为Cr2 O3 +少量富Al氧化物，且外层氧化膜中产生多处裂纹；氧浓度为10-6 %时表面生成约100 nm的富Cr、Al双层氧化膜，基体界面上的连续Al2 O3 有效保护基体免受氧化和溶解腐蚀；氧浓度为10-8 %时表面生成的颗粒状Cr2 O3 +富Al氧化膜，未完全覆盖基体，发生局部溶解腐蚀.Wang等[32 ] 研究表明，AFA钢在450 ℃饱和氧液态LBE中表面形成较厚的多层氧化膜(平均约6.5 μm)，且观察到部分氧化层(约5.4 μm)被LBE渗透，基体发生沿晶氧化；在氧浓度为10-6 %时，表面形成厚度仅为3 μm的双层氧化膜(外氧化层为Fe3 O4 /MnO，内氧化层为连续的Al2 O3 )，具有良好的抗腐蚀性能，未发生LBE渗透.Chen等[33 ] 开展了Fe-18Ni-16Cr-4Al-2Mo-0.4Nb在550 ℃控氧液态LBE环境中的腐蚀浸泡试验(1000 h)，表明其在氧浓度为10-6 %时表面生成了保护性氧化膜；氧浓度为10-8 、10-9 、10-12 %时发生了溶解腐蚀，试样表面局部生成氧化膜，且随氧浓度降低，表面氧化膜覆盖面积的百分比逐渐降低，如图1b 所示.以上研究结果表明，氧浓度为10-6 %左右时AFA钢内氧化膜中的连续致密Al2 O3 ，能有效保护基体，具有较好的耐腐蚀性能；但随着氧浓度的升高或降低，表面氧化膜抗腐蚀性能下降，高氧条件下发生严重的沿晶氧化，低氧条件下发生局部溶解腐蚀，导致AFA钢基体减薄，服役寿命缩短.因此，AFA钢在高温液态LBE环境中服役的合适氧浓度为10-6 %左右. ...
... [
31 ~
33 ]
Oxyen concentration dependent Oxides film of AFA steel tested in liquid LBE<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R31">31</xref>-<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>]</sup>: (a) oxides thinckness, (b) percentage of protected surface Fig.1 ![]()
<strong>2.2</strong> 合金元素组分影响 AFA钢的元素组分影响其在LBE环境中氧化膜的结构和生长速度，显著影响其抗液态LBE腐蚀性能.由于材料表层在液态LBE腐蚀初期会发生Ni溶解和Al2 O3 膜形成，AFA钢中Ni、Al的含量被广泛关注. ...
... [
31 -
33 ]: (a) oxides thinckness, (b) percentage of protected surface
Fig.1 ![]()
<strong>2.2</strong> 合金元素组分影响 AFA钢的元素组分影响其在LBE环境中氧化膜的结构和生长速度，显著影响其抗液态LBE腐蚀性能.由于材料表层在液态LBE腐蚀初期会发生Ni溶解和Al2 O3 膜形成，AFA钢中Ni、Al的含量被广泛关注. ...
... 合金元素的氧化与温度、溶解氧浓度相关，依据材料在液态LBE中的Ellingham图，AFA钢中主要合金元素的氧化物形成能力为：Al2 O3 > FeAl2 O4 > Cr2 O3 > FeCr2 O4 > Fe3 O4 ，即Al2 O3 、FeAl2 O4 、Cr2 O3 在高温液态LBE中稳定性较高[43 ] .同时，Al与Cr的氧化行为之间存在相互影响，由于Al与氧的亲和力较高，其较高的氧势会吸引Cr向Al2 O3 处扩散，促进了富Cr氧化物在氧化膜中的形成和富集.这种Al与Cr之间的协同作用，有助于AFA钢表面在合适氧浓度下(~10-6 %)形成连续均匀的双层氧化膜(外层Cr2 O3 ，内层Al2 O3 )，如图4a 所示[31 ] .这种氧化膜结构具有较强的附着力，能有效抑制氧的向内扩散和合金元素的向外扩散，减少纳米空洞的形成.因此，相比传统Auss钢在液态LBE中形成的Cr2 O3 及尖晶石(Fe, Cr) x y 2 O3 氧化膜具有更加致密、热稳定性更好的特点[44 ] . ...
... [
31 ]
Schematic diagram of the formation mechanism of the oxidation layer of AFA steel in high-temperature liquid LBE<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R31">31</xref>]</sup>: (a) 10<sup>-6 </sup>% oxygen, (b) 10<sup>-3 </sup>% oxygen Fig.4 ![]()
然而，不同氧浓度下合金元素在液态LBE中形成氧化物所需的氧浓度不同，氧化机制有所差异.在高氧浓度条件下，氧向内扩散速率加快，AFA钢中合金元素氧化倾向增强，由于基体界面上Al含量较低且Al向外迁移速度缓慢，O优先与Fe和Cr反应形成Fe3 O4 和Fe-Cr尖晶石层，这使得基体界面处的氧分压降低，促进了富Cr2 O3 层的形成，富Al氧化物散落于Fe-Cr尖晶石层和Cr2 O3 层中，如图4b 所示[31 ,32 ,44 ] .在腐蚀演变过程中，由于各氧化子层的体积膨胀率有所不同，各层之间压缩应力不断增加，这种厚且多层的氧化膜结构通常会引发界面裂纹，最终导致外部氧化层的剥落，为LBE入侵基体提供通道.因此，尽管AFA钢中含有Al，但在高氧浓度条件下，Al的氧化反应受到抑制，表面氧化膜中未能生成连续的Al2 O3 保护层，不具有良好的保护性. ...
... [
31 ]: (a) 10
-6 % oxygen, (b) 10
-3 % oxygen
Fig.4 ![]()
然而，不同氧浓度下合金元素在液态LBE中形成氧化物所需的氧浓度不同，氧化机制有所差异.在高氧浓度条件下，氧向内扩散速率加快，AFA钢中合金元素氧化倾向增强，由于基体界面上Al含量较低且Al向外迁移速度缓慢，O优先与Fe和Cr反应形成Fe3 O4 和Fe-Cr尖晶石层，这使得基体界面处的氧分压降低，促进了富Cr2 O3 层的形成，富Al氧化物散落于Fe-Cr尖晶石层和Cr2 O3 层中，如图4b 所示[31 ,32 ,44 ] .在腐蚀演变过程中，由于各氧化子层的体积膨胀率有所不同，各层之间压缩应力不断增加，这种厚且多层的氧化膜结构通常会引发界面裂纹，最终导致外部氧化层的剥落，为LBE入侵基体提供通道.因此，尽管AFA钢中含有Al，但在高氧浓度条件下，Al的氧化反应受到抑制，表面氧化膜中未能生成连续的Al2 O3 保护层，不具有良好的保护性. ...
... 然而，不同氧浓度下合金元素在液态LBE中形成氧化物所需的氧浓度不同，氧化机制有所差异.在高氧浓度条件下，氧向内扩散速率加快，AFA钢中合金元素氧化倾向增强，由于基体界面上Al含量较低且Al向外迁移速度缓慢，O优先与Fe和Cr反应形成Fe3 O4 和Fe-Cr尖晶石层，这使得基体界面处的氧分压降低，促进了富Cr2 O3 层的形成，富Al氧化物散落于Fe-Cr尖晶石层和Cr2 O3 层中，如图4b 所示[31 ,32 ,44 ] .在腐蚀演变过程中，由于各氧化子层的体积膨胀率有所不同，各层之间压缩应力不断增加，这种厚且多层的氧化膜结构通常会引发界面裂纹，最终导致外部氧化层的剥落，为LBE入侵基体提供通道.因此，尽管AFA钢中含有Al，但在高氧浓度条件下，Al的氧化反应受到抑制，表面氧化膜中未能生成连续的Al2 O3 保护层，不具有良好的保护性. ...
Corrosion behaviour of Al-added high Mn austenitic steels in molten lead bismuth eutectic with saturated and low oxygen concentrations at 450 ℃
3
2020
... 溶解氧浓度是影响AFA钢在液态LBE环境中腐蚀性能的关键因素，图1a 为AFA钢在不同溶解氧浓度液态LBE环境中的表面氧化膜厚度.Zhang等[31 ] 研究了氧浓度(10-3 %、10-6 %、10-8 %)对AFA钢在600 ℃液态LBE中腐蚀性能的影响(500 h)，表明其在氧浓度为10-3 %时被严重氧化，表面形成了3~5 μm的多层氧化膜，外层为Fe3 O4 +少量富Cr、Al氧化膜，中间层为Fe-Cr尖晶石，内层为Cr2 O3 +少量富Al氧化物，且外层氧化膜中产生多处裂纹；氧浓度为10-6 %时表面生成约100 nm的富Cr、Al双层氧化膜，基体界面上的连续Al2 O3 有效保护基体免受氧化和溶解腐蚀；氧浓度为10-8 %时表面生成的颗粒状Cr2 O3 +富Al氧化膜，未完全覆盖基体，发生局部溶解腐蚀.Wang等[32 ] 研究表明，AFA钢在450 ℃饱和氧液态LBE中表面形成较厚的多层氧化膜(平均约6.5 μm)，且观察到部分氧化层(约5.4 μm)被LBE渗透，基体发生沿晶氧化；在氧浓度为10-6 %时，表面形成厚度仅为3 μm的双层氧化膜(外氧化层为Fe3 O4 /MnO，内氧化层为连续的Al2 O3 )，具有良好的抗腐蚀性能，未发生LBE渗透.Chen等[33 ] 开展了Fe-18Ni-16Cr-4Al-2Mo-0.4Nb在550 ℃控氧液态LBE环境中的腐蚀浸泡试验(1000 h)，表明其在氧浓度为10-6 %时表面生成了保护性氧化膜；氧浓度为10-8 、10-9 、10-12 %时发生了溶解腐蚀，试样表面局部生成氧化膜，且随氧浓度降低，表面氧化膜覆盖面积的百分比逐渐降低，如图1b 所示.以上研究结果表明，氧浓度为10-6 %左右时AFA钢内氧化膜中的连续致密Al2 O3 ，能有效保护基体，具有较好的耐腐蚀性能；但随着氧浓度的升高或降低，表面氧化膜抗腐蚀性能下降，高氧条件下发生严重的沿晶氧化，低氧条件下发生局部溶解腐蚀，导致AFA钢基体减薄，服役寿命缩短.因此，AFA钢在高温液态LBE环境中服役的合适氧浓度为10-6 %左右. ...
... Mn亦是奥氏体稳定化元素，Wang等[32 ] 研究了不同Al含量(5%、6%、7%)高锰AFA钢在450 ℃液态LBE中的腐蚀行为(430 h)，表明含5%Al的高锰AFA钢依然会发生溶解腐蚀，说明添加Mn会促进溶解腐蚀，这与Mn在LBE中的溶解度与Ni相当有关.而6%和7%Al的高锰AFA钢表面形成更致密且连续的Al2 O3 膜，有效阻挡基体元素的向外扩散，减少局部氧化膜厚度不均现象.此外，随着Al含量从5%增加到7%，饱和氧环境下的高猛AFA钢表面氧化层厚度和液态LBE渗透深度分别从7.3和6.7 μm减少到5.2和2.9 μm，如图1a 所示，表明Al含量的增加有利于提升AFA钢耐LBE腐蚀性能.相比于高Ni的AFA钢，高Mn的AFA钢抗液态铅铋腐蚀性能更差. ...
... 然而，不同氧浓度下合金元素在液态LBE中形成氧化物所需的氧浓度不同，氧化机制有所差异.在高氧浓度条件下，氧向内扩散速率加快，AFA钢中合金元素氧化倾向增强，由于基体界面上Al含量较低且Al向外迁移速度缓慢，O优先与Fe和Cr反应形成Fe3 O4 和Fe-Cr尖晶石层，这使得基体界面处的氧分压降低，促进了富Cr2 O3 层的形成，富Al氧化物散落于Fe-Cr尖晶石层和Cr2 O3 层中，如图4b 所示[31 ,32 ,44 ] .在腐蚀演变过程中，由于各氧化子层的体积膨胀率有所不同，各层之间压缩应力不断增加，这种厚且多层的氧化膜结构通常会引发界面裂纹，最终导致外部氧化层的剥落，为LBE入侵基体提供通道.因此，尽管AFA钢中含有Al，但在高氧浓度条件下，Al的氧化反应受到抑制，表面氧化膜中未能生成连续的Al2 O3 保护层，不具有良好的保护性. ...
Effect of oxygen on corrosion of an alumina-forming duplex steel in static liquid lead-bismuth eutectic at 550 ℃
3
2021
... 溶解氧浓度是影响AFA钢在液态LBE环境中腐蚀性能的关键因素，图1a 为AFA钢在不同溶解氧浓度液态LBE环境中的表面氧化膜厚度.Zhang等[31 ] 研究了氧浓度(10-3 %、10-6 %、10-8 %)对AFA钢在600 ℃液态LBE中腐蚀性能的影响(500 h)，表明其在氧浓度为10-3 %时被严重氧化，表面形成了3~5 μm的多层氧化膜，外层为Fe3 O4 +少量富Cr、Al氧化膜，中间层为Fe-Cr尖晶石，内层为Cr2 O3 +少量富Al氧化物，且外层氧化膜中产生多处裂纹；氧浓度为10-6 %时表面生成约100 nm的富Cr、Al双层氧化膜，基体界面上的连续Al2 O3 有效保护基体免受氧化和溶解腐蚀；氧浓度为10-8 %时表面生成的颗粒状Cr2 O3 +富Al氧化膜，未完全覆盖基体，发生局部溶解腐蚀.Wang等[32 ] 研究表明，AFA钢在450 ℃饱和氧液态LBE中表面形成较厚的多层氧化膜(平均约6.5 μm)，且观察到部分氧化层(约5.4 μm)被LBE渗透，基体发生沿晶氧化；在氧浓度为10-6 %时，表面形成厚度仅为3 μm的双层氧化膜(外氧化层为Fe3 O4 /MnO，内氧化层为连续的Al2 O3 )，具有良好的抗腐蚀性能，未发生LBE渗透.Chen等[33 ] 开展了Fe-18Ni-16Cr-4Al-2Mo-0.4Nb在550 ℃控氧液态LBE环境中的腐蚀浸泡试验(1000 h)，表明其在氧浓度为10-6 %时表面生成了保护性氧化膜；氧浓度为10-8 、10-9 、10-12 %时发生了溶解腐蚀，试样表面局部生成氧化膜，且随氧浓度降低，表面氧化膜覆盖面积的百分比逐渐降低，如图1b 所示.以上研究结果表明，氧浓度为10-6 %左右时AFA钢内氧化膜中的连续致密Al2 O3 ，能有效保护基体，具有较好的耐腐蚀性能；但随着氧浓度的升高或降低，表面氧化膜抗腐蚀性能下降，高氧条件下发生严重的沿晶氧化，低氧条件下发生局部溶解腐蚀，导致AFA钢基体减薄，服役寿命缩短.因此，AFA钢在高温液态LBE环境中服役的合适氧浓度为10-6 %左右. ...
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Oxyen concentration dependent Oxides film of AFA steel tested in liquid LBE<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R31">31</xref>-<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>]</sup>: (a) oxides thinckness, (b) percentage of protected surface Fig.1 ![]()
<strong>2.2</strong> 合金元素组分影响 AFA钢的元素组分影响其在LBE环境中氧化膜的结构和生长速度，显著影响其抗液态LBE腐蚀性能.由于材料表层在液态LBE腐蚀初期会发生Ni溶解和Al2 O3 膜形成，AFA钢中Ni、Al的含量被广泛关注. ...
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33 ]: (a) oxides thinckness, (b) percentage of protected surface
Fig.1 ![]()
<strong>2.2</strong> 合金元素组分影响 AFA钢的元素组分影响其在LBE环境中氧化膜的结构和生长速度，显著影响其抗液态LBE腐蚀性能.由于材料表层在液态LBE腐蚀初期会发生Ni溶解和Al2 O3 膜形成，AFA钢中Ni、Al的含量被广泛关注. ...
Corrosion behavior of aluminum reinforced austenitic steel in liquid lead bismuth at 550 ℃
4
2024
... Ni作为AFA钢中的重要奥氏体稳定化元素，其含量显著影响AFA钢的抗LBE腐蚀性能，图2 为AFA钢在液态LBE中氧化膜厚度与Ni含量的关系.Gan等[34 ] 对比了18Ni-AFA(双相)和25Ni-AFA钢在550 ℃饱和氧LBE中的腐蚀行为(600 h)，表明18Ni-AFA钢表面的氧化膜厚度(3~8 μm)相比于25Ni-AFA钢(7~10 μm)更薄，且能在内氧化层中生成较连续致密的Al2 O3 ，具有更好的抗氧化腐蚀性能.Tsisar等[35 ] 研究了12Ni-AFA钢和20Ni-AFA钢在500 ℃氧浓度为10-6 ⁓10-9 %液态LBE中的腐蚀行为，浸泡10000 h后，12Ni-AFA钢表面形成了约50 nm的富Al氧化膜，表现出优异的耐LBE腐蚀性能；而20Ni-AFA钢表面形成了约200 nm的双层富Cr、Al氧化膜，且试样表面有腐蚀坑形成，局部区域发生溶解腐蚀.Ejenstam和Szakálos[18 ] 亦报道了类似的试验结果.以上结果表明，低Ni的AFA钢在液态LBE中具有更好的抗氧化与溶解腐蚀性能. ...
... ,
34 ,
35 ]
Ni content dependent oxide thickness of AFA steel tested in liquid LBE<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R18">18</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R34">34</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R35">35</xref>]</sup> Fig.2 ![]()
Mn亦是奥氏体稳定化元素，Wang等[32 ] 研究了不同Al含量(5%、6%、7%)高锰AFA钢在450 ℃液态LBE中的腐蚀行为(430 h)，表明含5%Al的高锰AFA钢依然会发生溶解腐蚀，说明添加Mn会促进溶解腐蚀，这与Mn在LBE中的溶解度与Ni相当有关.而6%和7%Al的高锰AFA钢表面形成更致密且连续的Al2 O3 膜，有效阻挡基体元素的向外扩散，减少局部氧化膜厚度不均现象.此外，随着Al含量从5%增加到7%，饱和氧环境下的高猛AFA钢表面氧化层厚度和液态LBE渗透深度分别从7.3和6.7 μm减少到5.2和2.9 μm，如图1a 所示，表明Al含量的增加有利于提升AFA钢耐LBE腐蚀性能.相比于高Ni的AFA钢，高Mn的AFA钢抗液态铅铋腐蚀性能更差. ...
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Fig.2 ![]()
Mn亦是奥氏体稳定化元素，Wang等[32 ] 研究了不同Al含量(5%、6%、7%)高锰AFA钢在450 ℃液态LBE中的腐蚀行为(430 h)，表明含5%Al的高锰AFA钢依然会发生溶解腐蚀，说明添加Mn会促进溶解腐蚀，这与Mn在LBE中的溶解度与Ni相当有关.而6%和7%Al的高锰AFA钢表面形成更致密且连续的Al2 O3 膜，有效阻挡基体元素的向外扩散，减少局部氧化膜厚度不均现象.此外，随着Al含量从5%增加到7%，饱和氧环境下的高猛AFA钢表面氧化层厚度和液态LBE渗透深度分别从7.3和6.7 μm减少到5.2和2.9 μm，如图1a 所示，表明Al含量的增加有利于提升AFA钢耐LBE腐蚀性能.相比于高Ni的AFA钢，高Mn的AFA钢抗液态铅铋腐蚀性能更差. ...
... 高温预氧化可在不改变材料成分的前提下，预先在材料表面形成致密的保护性氧化膜，从而提高材料的抗腐蚀性能.Ejenstam和Szakálos[18 ] 对Fe-19.7Ni-14.2Cr-2.47Al-2.43Mo-0.87Nb钢在氧浓度为10-7 %的550 ℃静态液态铅中开展了1年的腐蚀浸泡，结果表明试样表面发生了Ni溶解和Pb的渗透，其深度可达10~20 μm.而Shen等[39 ] 对20Ni-3Al钢和20Ni-2.5Al-2.5Mo钢进行了800 ℃高温预氧化，钢表面预先形成了约0.3 μm的Al2 O3 膜，其在氧浓度为10-6 ~10-7 %的550 ℃动态液态LBE中(流速v = 1.8 m/s)环境中腐蚀4008 h后，没有发生表层Ni溶解以及Pb-Bi的渗透，有效阻止了液态LBE与奥氏体基体的直接接触.甘舒匀等[34 ] 分别对18-Ni和25-Ni的AFA钢进行20 h的850 ℃高温预氧化处理，在550 ℃饱和氧液态LBE条件下腐蚀600 h，表明预氧化处理的AFA钢表面氧化膜结构为外层Fe3 O4 和内层的富Al、Ni、Mo氧化物组成双层结构，其中Al2 O3 相比原始样品更加连续致密，且氧化膜厚度相比于原始样品减薄2~3 μm，尤其是预氧化处理的18-Ni钢，氧化膜厚度< 1 μm (图2 )，说明AFA钢高温预氧化后表面形成的富Al致密氧化膜能够更好地保护基体免受液态LBE腐蚀.因此，高温预氧化能够显著提升AFA钢的抗液态LBE腐蚀性能. ...
含铝强化奥氏体钢在550 ℃液态铅铋中的腐蚀行为
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2024
... Ni作为AFA钢中的重要奥氏体稳定化元素，其含量显著影响AFA钢的抗LBE腐蚀性能，图2 为AFA钢在液态LBE中氧化膜厚度与Ni含量的关系.Gan等[34 ] 对比了18Ni-AFA(双相)和25Ni-AFA钢在550 ℃饱和氧LBE中的腐蚀行为(600 h)，表明18Ni-AFA钢表面的氧化膜厚度(3~8 μm)相比于25Ni-AFA钢(7~10 μm)更薄，且能在内氧化层中生成较连续致密的Al2 O3 ，具有更好的抗氧化腐蚀性能.Tsisar等[35 ] 研究了12Ni-AFA钢和20Ni-AFA钢在500 ℃氧浓度为10-6 ⁓10-9 %液态LBE中的腐蚀行为，浸泡10000 h后，12Ni-AFA钢表面形成了约50 nm的富Al氧化膜，表现出优异的耐LBE腐蚀性能；而20Ni-AFA钢表面形成了约200 nm的双层富Cr、Al氧化膜，且试样表面有腐蚀坑形成，局部区域发生溶解腐蚀.Ejenstam和Szakálos[18 ] 亦报道了类似的试验结果.以上结果表明，低Ni的AFA钢在液态LBE中具有更好的抗氧化与溶解腐蚀性能. ...
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Ni content dependent oxide thickness of AFA steel tested in liquid LBE<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R18">18</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R34">34</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R35">35</xref>]</sup> Fig.2 ![]()
Mn亦是奥氏体稳定化元素，Wang等[32 ] 研究了不同Al含量(5%、6%、7%)高锰AFA钢在450 ℃液态LBE中的腐蚀行为(430 h)，表明含5%Al的高锰AFA钢依然会发生溶解腐蚀，说明添加Mn会促进溶解腐蚀，这与Mn在LBE中的溶解度与Ni相当有关.而6%和7%Al的高锰AFA钢表面形成更致密且连续的Al2 O3 膜，有效阻挡基体元素的向外扩散，减少局部氧化膜厚度不均现象.此外，随着Al含量从5%增加到7%，饱和氧环境下的高猛AFA钢表面氧化层厚度和液态LBE渗透深度分别从7.3和6.7 μm减少到5.2和2.9 μm，如图1a 所示，表明Al含量的增加有利于提升AFA钢耐LBE腐蚀性能.相比于高Ni的AFA钢，高Mn的AFA钢抗液态铅铋腐蚀性能更差. ...
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34 ,
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Fig.2 ![]()
Mn亦是奥氏体稳定化元素，Wang等[32 ] 研究了不同Al含量(5%、6%、7%)高锰AFA钢在450 ℃液态LBE中的腐蚀行为(430 h)，表明含5%Al的高锰AFA钢依然会发生溶解腐蚀，说明添加Mn会促进溶解腐蚀，这与Mn在LBE中的溶解度与Ni相当有关.而6%和7%Al的高锰AFA钢表面形成更致密且连续的Al2 O3 膜，有效阻挡基体元素的向外扩散，减少局部氧化膜厚度不均现象.此外，随着Al含量从5%增加到7%，饱和氧环境下的高猛AFA钢表面氧化层厚度和液态LBE渗透深度分别从7.3和6.7 μm减少到5.2和2.9 μm，如图1a 所示，表明Al含量的增加有利于提升AFA钢耐LBE腐蚀性能.相比于高Ni的AFA钢，高Mn的AFA钢抗液态铅铋腐蚀性能更差. ...
... 高温预氧化可在不改变材料成分的前提下，预先在材料表面形成致密的保护性氧化膜，从而提高材料的抗腐蚀性能.Ejenstam和Szakálos[18 ] 对Fe-19.7Ni-14.2Cr-2.47Al-2.43Mo-0.87Nb钢在氧浓度为10-7 %的550 ℃静态液态铅中开展了1年的腐蚀浸泡，结果表明试样表面发生了Ni溶解和Pb的渗透，其深度可达10~20 μm.而Shen等[39 ] 对20Ni-3Al钢和20Ni-2.5Al-2.5Mo钢进行了800 ℃高温预氧化，钢表面预先形成了约0.3 μm的Al2 O3 膜，其在氧浓度为10-6 ~10-7 %的550 ℃动态液态LBE中(流速v = 1.8 m/s)环境中腐蚀4008 h后，没有发生表层Ni溶解以及Pb-Bi的渗透，有效阻止了液态LBE与奥氏体基体的直接接触.甘舒匀等[34 ] 分别对18-Ni和25-Ni的AFA钢进行20 h的850 ℃高温预氧化处理，在550 ℃饱和氧液态LBE条件下腐蚀600 h，表明预氧化处理的AFA钢表面氧化膜结构为外层Fe3 O4 和内层的富Al、Ni、Mo氧化物组成双层结构，其中Al2 O3 相比原始样品更加连续致密，且氧化膜厚度相比于原始样品减薄2~3 μm，尤其是预氧化处理的18-Ni钢，氧化膜厚度< 1 μm (图2 )，说明AFA钢高温预氧化后表面形成的富Al致密氧化膜能够更好地保护基体免受液态LBE腐蚀.因此，高温预氧化能够显著提升AFA钢的抗液态LBE腐蚀性能. ...
Effect of oxygen concentration in static Pb-Bi eutectic on corrosion mode of aluminum-alloyed austenitic steels at 550 ℃ for 1000 h
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2021
... Ni作为AFA钢中的重要奥氏体稳定化元素，其含量显著影响AFA钢的抗LBE腐蚀性能，图2 为AFA钢在液态LBE中氧化膜厚度与Ni含量的关系.Gan等[34 ] 对比了18Ni-AFA(双相)和25Ni-AFA钢在550 ℃饱和氧LBE中的腐蚀行为(600 h)，表明18Ni-AFA钢表面的氧化膜厚度(3~8 μm)相比于25Ni-AFA钢(7~10 μm)更薄，且能在内氧化层中生成较连续致密的Al2 O3 ，具有更好的抗氧化腐蚀性能.Tsisar等[35 ] 研究了12Ni-AFA钢和20Ni-AFA钢在500 ℃氧浓度为10-6 ⁓10-9 %液态LBE中的腐蚀行为，浸泡10000 h后，12Ni-AFA钢表面形成了约50 nm的富Al氧化膜，表现出优异的耐LBE腐蚀性能；而20Ni-AFA钢表面形成了约200 nm的双层富Cr、Al氧化膜，且试样表面有腐蚀坑形成，局部区域发生溶解腐蚀.Ejenstam和Szakálos[18 ] 亦报道了类似的试验结果.以上结果表明，低Ni的AFA钢在液态LBE中具有更好的抗氧化与溶解腐蚀性能. ...
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35 ]
Ni content dependent oxide thickness of AFA steel tested in liquid LBE<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R18">18</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R34">34</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R35">35</xref>]</sup> Fig.2 ![]()
Mn亦是奥氏体稳定化元素，Wang等[32 ] 研究了不同Al含量(5%、6%、7%)高锰AFA钢在450 ℃液态LBE中的腐蚀行为(430 h)，表明含5%Al的高锰AFA钢依然会发生溶解腐蚀，说明添加Mn会促进溶解腐蚀，这与Mn在LBE中的溶解度与Ni相当有关.而6%和7%Al的高锰AFA钢表面形成更致密且连续的Al2 O3 膜，有效阻挡基体元素的向外扩散，减少局部氧化膜厚度不均现象.此外，随着Al含量从5%增加到7%，饱和氧环境下的高猛AFA钢表面氧化层厚度和液态LBE渗透深度分别从7.3和6.7 μm减少到5.2和2.9 μm，如图1a 所示，表明Al含量的增加有利于提升AFA钢耐LBE腐蚀性能.相比于高Ni的AFA钢，高Mn的AFA钢抗液态铅铋腐蚀性能更差. ...
... ,
35 ]
Fig.2 ![]()
Mn亦是奥氏体稳定化元素，Wang等[32 ] 研究了不同Al含量(5%、6%、7%)高锰AFA钢在450 ℃液态LBE中的腐蚀行为(430 h)，表明含5%Al的高锰AFA钢依然会发生溶解腐蚀，说明添加Mn会促进溶解腐蚀，这与Mn在LBE中的溶解度与Ni相当有关.而6%和7%Al的高锰AFA钢表面形成更致密且连续的Al2 O3 膜，有效阻挡基体元素的向外扩散，减少局部氧化膜厚度不均现象.此外，随着Al含量从5%增加到7%，饱和氧环境下的高猛AFA钢表面氧化层厚度和液态LBE渗透深度分别从7.3和6.7 μm减少到5.2和2.9 μm，如图1a 所示，表明Al含量的增加有利于提升AFA钢耐LBE腐蚀性能.相比于高Ni的AFA钢，高Mn的AFA钢抗液态铅铋腐蚀性能更差. ...
Effect of Al and Nb elements on microstructure and properties of AFA austenitic stainless steel
1
2022
... Al含量对AFA钢的抗腐蚀性能亦至关重要.Cui等[36 ] 研究了AFA-2Al-1Nb、AFA-3Al-1Nb、AFA-4Al-1Nb在600 ℃饱和氧液态LBE中的腐蚀行为(2000 h)，表明氧化膜厚度随Al含量增加而逐渐减小，且随Al含量增加，内层氧化膜中局部形成Al2 O3 (AFA-4Al-1Nb).Yamamoto等[20 ] 研究亦表明在AFA钢中添加Al > 2.5%时，钢表面在650⁓900 ℃氧化后能形成Al2 O3 膜.Brady等[21 ] 研究表明，将AFA钢中的Al含量增加至4%时，其表面Al2 O3 膜的形成速率更快.因此，较高Al含量可以促进材料表面形成连续致密的Al2 O3 氧化膜，提升AFA钢在液态铅铋中的抗腐蚀性能. ...
Al、Nb元素对AFA奥氏体不锈钢组织性能的影响
1
2022
... Al含量对AFA钢的抗腐蚀性能亦至关重要.Cui等[36 ] 研究了AFA-2Al-1Nb、AFA-3Al-1Nb、AFA-4Al-1Nb在600 ℃饱和氧液态LBE中的腐蚀行为(2000 h)，表明氧化膜厚度随Al含量增加而逐渐减小，且随Al含量增加，内层氧化膜中局部形成Al2 O3 (AFA-4Al-1Nb).Yamamoto等[20 ] 研究亦表明在AFA钢中添加Al > 2.5%时，钢表面在650⁓900 ℃氧化后能形成Al2 O3 膜.Brady等[21 ] 研究表明，将AFA钢中的Al含量增加至4%时，其表面Al2 O3 膜的形成速率更快.因此，较高Al含量可以促进材料表面形成连续致密的Al2 O3 氧化膜，提升AFA钢在液态铅铋中的抗腐蚀性能. ...
The influence of Y and Nb addition on the corrosion resistance of Fe-Cr-Al-Ni model alloys exposed to oxygen-containing molten Pb
1
2021
... 微量元素含量对AFA钢的性能也有显著的影响，Shi等[37 ] 研究了添加Y和Nb对AFA钢Fe-(15-16)Cr-(24-28)Ni-4Al在600~650 ℃静态低氧纯Pb中耐腐蚀性的影响.结果表明，添加Y有助于Cr和Al的选择性氧化，而添加Nb则提高了奥氏体中Cr的活性，并在初始腐蚀过程中促进了Cr2 O3 的形成.Kim等[38 ] 研究了添加Ti的AFA钢液态LBE腐蚀性能，发现AFA-Ti合金中微小的TiC沉淀物可以增加氧化元素扩散速率，使材料表面形成约10 μm的保护性氧化层.同时，优化Ti和C的含量，可以减少AFA-Ti合金中产生氧化结节的数量，提升氧化膜的均匀性和致密性. ...
Study on alumina forming austenitic stainless steel exposed to 450 ℃ lead-bismuth eutectic
1
2022
... 微量元素含量对AFA钢的性能也有显著的影响，Shi等[37 ] 研究了添加Y和Nb对AFA钢Fe-(15-16)Cr-(24-28)Ni-4Al在600~650 ℃静态低氧纯Pb中耐腐蚀性的影响.结果表明，添加Y有助于Cr和Al的选择性氧化，而添加Nb则提高了奥氏体中Cr的活性，并在初始腐蚀过程中促进了Cr2 O3 的形成.Kim等[38 ] 研究了添加Ti的AFA钢液态LBE腐蚀性能，发现AFA-Ti合金中微小的TiC沉淀物可以增加氧化元素扩散速率，使材料表面形成约10 μm的保护性氧化层.同时，优化Ti和C的含量，可以减少AFA-Ti合金中产生氧化结节的数量，提升氧化膜的均匀性和致密性. ...
Fe-14Ni-14Cr-2.5Al steel showing excellent corrosion-resistance in flowing LBE at 550 ℃ and high temperature strength
1
2023
... 高温预氧化可在不改变材料成分的前提下，预先在材料表面形成致密的保护性氧化膜，从而提高材料的抗腐蚀性能.Ejenstam和Szakálos[18 ] 对Fe-19.7Ni-14.2Cr-2.47Al-2.43Mo-0.87Nb钢在氧浓度为10-7 %的550 ℃静态液态铅中开展了1年的腐蚀浸泡，结果表明试样表面发生了Ni溶解和Pb的渗透，其深度可达10~20 μm.而Shen等[39 ] 对20Ni-3Al钢和20Ni-2.5Al-2.5Mo钢进行了800 ℃高温预氧化，钢表面预先形成了约0.3 μm的Al2 O3 膜，其在氧浓度为10-6 ~10-7 %的550 ℃动态液态LBE中(流速v = 1.8 m/s)环境中腐蚀4008 h后，没有发生表层Ni溶解以及Pb-Bi的渗透，有效阻止了液态LBE与奥氏体基体的直接接触.甘舒匀等[34 ] 分别对18-Ni和25-Ni的AFA钢进行20 h的850 ℃高温预氧化处理，在550 ℃饱和氧液态LBE条件下腐蚀600 h，表明预氧化处理的AFA钢表面氧化膜结构为外层Fe3 O4 和内层的富Al、Ni、Mo氧化物组成双层结构，其中Al2 O3 相比原始样品更加连续致密，且氧化膜厚度相比于原始样品减薄2~3 μm，尤其是预氧化处理的18-Ni钢，氧化膜厚度< 1 μm (图2 )，说明AFA钢高温预氧化后表面形成的富Al致密氧化膜能够更好地保护基体免受液态LBE腐蚀.因此，高温预氧化能够显著提升AFA钢的抗液态LBE腐蚀性能. ...
Influence of liquid lead and lead-bismuth eutectic on three alumina forming austenitic (AFA) steels through slow strain rate testing
5
2025
... 在液态LBE环境中，结构材料面临的主要挑战是既要避免合金的过度氧化与溶解腐蚀，还要确保其具有良好的力学性能.AFA钢在高温下具有良好的强度与韧性以及较高的蠕变强度.然而，在液态LBE中受应力辅助作用下，AFA钢可能发生液态LBE对基体的润湿，引发LME，显著降低其力学性能.目前，关于AFA钢在液态LBE的力学实验较少，主要研究了温度和应变速率等对其慢拉伸行为的影响[40 ,41 ] . ...
... 温度对金属材料的屈服强度、抗拉强度、延伸率、韧性等力学性能产生较大影响，图3a 为AFA钢在Air和液态LBE/Pb中延伸率与温度的关系.Petersson等[40 ] 研究了3种AFA钢在贫氧(10-10 %)液态LBE (140~600 ℃)和液态Pb (350~600 ℃)环境中的慢拉伸行为(5 × 10-5 s-1 )，表明3种AFA钢在550 ℃以下断口均为延性开裂特征，LME敏感性较低；但温度升高至570 ℃以上时，AFA钢在LBE中的延伸率、抗拉强度相比于Ar/H2 环境下均明显下降，断口表面观察到二次裂纹与沿晶开裂迹象，为典型的LME开裂特征.Proriol和Vogt[41 ] 研究表明AFA钢在液态Pb环境中，400 ℃时对LME不敏感，500 ℃时对LME敏感，表明温度对AFA钢在LBE/Pb环境中的LME敏感性起关键性作用.此外，Gong等[42 ] 研究表明，与AFA钢微观结构相似的Al0.4 CoCrFeNi (FCC+NiAl析出相)高熵合金在350 ℃液态LBE环境中LME敏感性较低；但在500 ℃时延伸率大幅下降，晶界处含NiAl析出相，基体界面被LBE完全润湿，断口以脆性开裂为主.因此，AFA钢的力学性能对温度有较强的依赖性，且普遍在500 ℃以上的液态LBE环境中对LME较为敏感. ...
... [
40 ~
42 ]
Slow tensile test data of AFA steel tested in Air or liquid LBE/Pb<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R40">40</xref>-<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup>: (a) temperature dependent total elongation, (b) strain rate dependent total elongation Fig.3 ![]()
应变速率亦是影响AFA钢在液态LBE中LME敏感性的关键因素，Proriol和Vogt[41 ] 研究了不同应变速率(5 × 10-5 、5 × 10-6 s-1 )对AFA钢在500 ℃液态Pb和空气中慢拉伸行为的影响，表明应变速率为5 × 10-5 s-1 时，AFA钢在液态Pb中相比空气环境下的延伸率下降7.7%，断口呈现局部脆性和大面积韧性开裂特征；而应变速率为5 × 10-6 s-1 时，延伸率下降61.7%，如图3b 所示，断口呈现典型的晶间开裂特征，表明在高温环境下，低应变速率有利于液态LBE与AFA钢裂纹尖端处的基体金属充分接触，增强其LME敏感性，从而促进AFA钢发生LME开裂. ...
... [
40 -
42 ]: (a) temperature dependent total elongation, (b) strain rate dependent total elongation
Fig.3 ![]()
应变速率亦是影响AFA钢在液态LBE中LME敏感性的关键因素，Proriol和Vogt[41 ] 研究了不同应变速率(5 × 10-5 、5 × 10-6 s-1 )对AFA钢在500 ℃液态Pb和空气中慢拉伸行为的影响，表明应变速率为5 × 10-5 s-1 时，AFA钢在液态Pb中相比空气环境下的延伸率下降7.7%，断口呈现局部脆性和大面积韧性开裂特征；而应变速率为5 × 10-6 s-1 时，延伸率下降61.7%，如图3b 所示，断口呈现典型的晶间开裂特征，表明在高温环境下，低应变速率有利于液态LBE与AFA钢裂纹尖端处的基体金属充分接触，增强其LME敏感性，从而促进AFA钢发生LME开裂. ...
... 尽管目前研究表明，相较BCC结构的F/M钢，具有FCC结构的Auss钢的LME敏感性较低，但Serre等[41 ,61 ] 报道AFA钢在500 ℃饱和氧液态LBE环境中的延伸率降低，且断口上出现典型的沿晶开裂，发生LME.主要原因可能是AFA钢在拉伸载荷加载过程中，Pb-Bi原子在应力辅助作用下优先沿晶界向基体内渗透，同时裂纹尖端前沿形成塑性变形区，有利于液态LBE直接润湿，导致晶界结合力降低，脆性裂纹沿晶界扩展.Petersson等[40 ] 还观察到AFA钢在550~600 ℃贫氧液态LBE/Pb环境中的延伸率、抗拉强度降低，断口处观察到沿晶开裂，发生LME，且在断裂表面观察到1~2 μm的Ni溶解区(基体与液态LBE接触时间< 1 h)，其溶解腐蚀速率相较于无应力条件下的显著增大，可能是由于AFA钢在裂纹扩展过程中发生缝隙效应，裂纹尖端处的液态LBE中溶解氧浓度降低，新暴露的基体表面无法迅速形成保护性氧化膜，促进了Ni的优先溶解并伴有基体“铁素体化”风险，导致裂纹尖端处及附近裂纹壁上的基体脆化.Gong等[62 ] 在经典晶界润湿机制基础上提出了一种在高温(> 500 ℃)液态LBE环境中相界润湿的LME机制，这种相界润湿须借助应力作用打开LBE渗透前沿附近的原子空间，辅助Pb-Bi原子润湿裂纹尖端附近的相界面.后续Gong等[42 ] 在Al0.4 CoCrFeNi (FCC+NiAl析出相)高熵合金试验中500 ℃液态LBE环境下观察到断口形貌亦为沿晶开裂，且合金中的FCC相基体晶界和FCC相/NiAl析出相界面接触角为0°，表明合金晶界已被LBE完全润湿，验证了这一存在于Auss钢中的LME系统猜想.以上研究表明，尽管具有FCC结构的Auss钢在液态LBE中以穿晶解理为特征的LME敏感性较低，但AFA钢在高温(> 500 ℃)液态LBE环境下依然可能发生LBE沿晶界、孪晶界、相界面等渗透并偏析，导致沿晶开裂. ...
Mechanical behavior in liquid lead of Al2 O3 coated 15-15Ti steel and an alumina-forming austenitic steel designed to mitigate their corrosion
4
2022
... 在液态LBE环境中，结构材料面临的主要挑战是既要避免合金的过度氧化与溶解腐蚀，还要确保其具有良好的力学性能.AFA钢在高温下具有良好的强度与韧性以及较高的蠕变强度.然而，在液态LBE中受应力辅助作用下，AFA钢可能发生液态LBE对基体的润湿，引发LME，显著降低其力学性能.目前，关于AFA钢在液态LBE的力学实验较少，主要研究了温度和应变速率等对其慢拉伸行为的影响[40 ,41 ] . ...
... 温度对金属材料的屈服强度、抗拉强度、延伸率、韧性等力学性能产生较大影响，图3a 为AFA钢在Air和液态LBE/Pb中延伸率与温度的关系.Petersson等[40 ] 研究了3种AFA钢在贫氧(10-10 %)液态LBE (140~600 ℃)和液态Pb (350~600 ℃)环境中的慢拉伸行为(5 × 10-5 s-1 )，表明3种AFA钢在550 ℃以下断口均为延性开裂特征，LME敏感性较低；但温度升高至570 ℃以上时，AFA钢在LBE中的延伸率、抗拉强度相比于Ar/H2 环境下均明显下降，断口表面观察到二次裂纹与沿晶开裂迹象，为典型的LME开裂特征.Proriol和Vogt[41 ] 研究表明AFA钢在液态Pb环境中，400 ℃时对LME不敏感，500 ℃时对LME敏感，表明温度对AFA钢在LBE/Pb环境中的LME敏感性起关键性作用.此外，Gong等[42 ] 研究表明，与AFA钢微观结构相似的Al0.4 CoCrFeNi (FCC+NiAl析出相)高熵合金在350 ℃液态LBE环境中LME敏感性较低；但在500 ℃时延伸率大幅下降，晶界处含NiAl析出相，基体界面被LBE完全润湿，断口以脆性开裂为主.因此，AFA钢的力学性能对温度有较强的依赖性，且普遍在500 ℃以上的液态LBE环境中对LME较为敏感. ...
... 应变速率亦是影响AFA钢在液态LBE中LME敏感性的关键因素，Proriol和Vogt[41 ] 研究了不同应变速率(5 × 10-5 、5 × 10-6 s-1 )对AFA钢在500 ℃液态Pb和空气中慢拉伸行为的影响，表明应变速率为5 × 10-5 s-1 时，AFA钢在液态Pb中相比空气环境下的延伸率下降7.7%，断口呈现局部脆性和大面积韧性开裂特征；而应变速率为5 × 10-6 s-1 时，延伸率下降61.7%，如图3b 所示，断口呈现典型的晶间开裂特征，表明在高温环境下，低应变速率有利于液态LBE与AFA钢裂纹尖端处的基体金属充分接触，增强其LME敏感性，从而促进AFA钢发生LME开裂. ...
... 尽管目前研究表明，相较BCC结构的F/M钢，具有FCC结构的Auss钢的LME敏感性较低，但Serre等[41 ,61 ] 报道AFA钢在500 ℃饱和氧液态LBE环境中的延伸率降低，且断口上出现典型的沿晶开裂，发生LME.主要原因可能是AFA钢在拉伸载荷加载过程中，Pb-Bi原子在应力辅助作用下优先沿晶界向基体内渗透，同时裂纹尖端前沿形成塑性变形区，有利于液态LBE直接润湿，导致晶界结合力降低，脆性裂纹沿晶界扩展.Petersson等[40 ] 还观察到AFA钢在550~600 ℃贫氧液态LBE/Pb环境中的延伸率、抗拉强度降低，断口处观察到沿晶开裂，发生LME，且在断裂表面观察到1~2 μm的Ni溶解区(基体与液态LBE接触时间< 1 h)，其溶解腐蚀速率相较于无应力条件下的显著增大，可能是由于AFA钢在裂纹扩展过程中发生缝隙效应，裂纹尖端处的液态LBE中溶解氧浓度降低，新暴露的基体表面无法迅速形成保护性氧化膜，促进了Ni的优先溶解并伴有基体“铁素体化”风险，导致裂纹尖端处及附近裂纹壁上的基体脆化.Gong等[62 ] 在经典晶界润湿机制基础上提出了一种在高温(> 500 ℃)液态LBE环境中相界润湿的LME机制，这种相界润湿须借助应力作用打开LBE渗透前沿附近的原子空间，辅助Pb-Bi原子润湿裂纹尖端附近的相界面.后续Gong等[42 ] 在Al0.4 CoCrFeNi (FCC+NiAl析出相)高熵合金试验中500 ℃液态LBE环境下观察到断口形貌亦为沿晶开裂，且合金中的FCC相基体晶界和FCC相/NiAl析出相界面接触角为0°，表明合金晶界已被LBE完全润湿，验证了这一存在于Auss钢中的LME系统猜想.以上研究表明，尽管具有FCC结构的Auss钢在液态LBE中以穿晶解理为特征的LME敏感性较低，但AFA钢在高温(> 500 ℃)液态LBE环境下依然可能发生LBE沿晶界、孪晶界、相界面等渗透并偏析，导致沿晶开裂. ...
Degradation of tensile mechanical properties of two Al x x = 0.3 and 0.4) high-entropy alloys exposed to liquid lead-bismuth eutectic at 350 and 500 ℃
4
2022
... 温度对金属材料的屈服强度、抗拉强度、延伸率、韧性等力学性能产生较大影响，图3a 为AFA钢在Air和液态LBE/Pb中延伸率与温度的关系.Petersson等[40 ] 研究了3种AFA钢在贫氧(10-10 %)液态LBE (140~600 ℃)和液态Pb (350~600 ℃)环境中的慢拉伸行为(5 × 10-5 s-1 )，表明3种AFA钢在550 ℃以下断口均为延性开裂特征，LME敏感性较低；但温度升高至570 ℃以上时，AFA钢在LBE中的延伸率、抗拉强度相比于Ar/H2 环境下均明显下降，断口表面观察到二次裂纹与沿晶开裂迹象，为典型的LME开裂特征.Proriol和Vogt[41 ] 研究表明AFA钢在液态Pb环境中，400 ℃时对LME不敏感，500 ℃时对LME敏感，表明温度对AFA钢在LBE/Pb环境中的LME敏感性起关键性作用.此外，Gong等[42 ] 研究表明，与AFA钢微观结构相似的Al0.4 CoCrFeNi (FCC+NiAl析出相)高熵合金在350 ℃液态LBE环境中LME敏感性较低；但在500 ℃时延伸率大幅下降，晶界处含NiAl析出相，基体界面被LBE完全润湿，断口以脆性开裂为主.因此，AFA钢的力学性能对温度有较强的依赖性，且普遍在500 ℃以上的液态LBE环境中对LME较为敏感. ...
... ~
42 ]
Slow tensile test data of AFA steel tested in Air or liquid LBE/Pb<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R40">40</xref>-<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup>: (a) temperature dependent total elongation, (b) strain rate dependent total elongation Fig.3 ![]()
应变速率亦是影响AFA钢在液态LBE中LME敏感性的关键因素，Proriol和Vogt[41 ] 研究了不同应变速率(5 × 10-5 、5 × 10-6 s-1 )对AFA钢在500 ℃液态Pb和空气中慢拉伸行为的影响，表明应变速率为5 × 10-5 s-1 时，AFA钢在液态Pb中相比空气环境下的延伸率下降7.7%，断口呈现局部脆性和大面积韧性开裂特征；而应变速率为5 × 10-6 s-1 时，延伸率下降61.7%，如图3b 所示，断口呈现典型的晶间开裂特征，表明在高温环境下，低应变速率有利于液态LBE与AFA钢裂纹尖端处的基体金属充分接触，增强其LME敏感性，从而促进AFA钢发生LME开裂. ...
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42 ]: (a) temperature dependent total elongation, (b) strain rate dependent total elongation
Fig.3 ![]()
应变速率亦是影响AFA钢在液态LBE中LME敏感性的关键因素，Proriol和Vogt[41 ] 研究了不同应变速率(5 × 10-5 、5 × 10-6 s-1 )对AFA钢在500 ℃液态Pb和空气中慢拉伸行为的影响，表明应变速率为5 × 10-5 s-1 时，AFA钢在液态Pb中相比空气环境下的延伸率下降7.7%，断口呈现局部脆性和大面积韧性开裂特征；而应变速率为5 × 10-6 s-1 时，延伸率下降61.7%，如图3b 所示，断口呈现典型的晶间开裂特征，表明在高温环境下，低应变速率有利于液态LBE与AFA钢裂纹尖端处的基体金属充分接触，增强其LME敏感性，从而促进AFA钢发生LME开裂. ...
... 尽管目前研究表明，相较BCC结构的F/M钢，具有FCC结构的Auss钢的LME敏感性较低，但Serre等[41 ,61 ] 报道AFA钢在500 ℃饱和氧液态LBE环境中的延伸率降低，且断口上出现典型的沿晶开裂，发生LME.主要原因可能是AFA钢在拉伸载荷加载过程中，Pb-Bi原子在应力辅助作用下优先沿晶界向基体内渗透，同时裂纹尖端前沿形成塑性变形区，有利于液态LBE直接润湿，导致晶界结合力降低，脆性裂纹沿晶界扩展.Petersson等[40 ] 还观察到AFA钢在550~600 ℃贫氧液态LBE/Pb环境中的延伸率、抗拉强度降低，断口处观察到沿晶开裂，发生LME，且在断裂表面观察到1~2 μm的Ni溶解区(基体与液态LBE接触时间< 1 h)，其溶解腐蚀速率相较于无应力条件下的显著增大，可能是由于AFA钢在裂纹扩展过程中发生缝隙效应，裂纹尖端处的液态LBE中溶解氧浓度降低，新暴露的基体表面无法迅速形成保护性氧化膜，促进了Ni的优先溶解并伴有基体“铁素体化”风险，导致裂纹尖端处及附近裂纹壁上的基体脆化.Gong等[62 ] 在经典晶界润湿机制基础上提出了一种在高温(> 500 ℃)液态LBE环境中相界润湿的LME机制，这种相界润湿须借助应力作用打开LBE渗透前沿附近的原子空间，辅助Pb-Bi原子润湿裂纹尖端附近的相界面.后续Gong等[42 ] 在Al0.4 CoCrFeNi (FCC+NiAl析出相)高熵合金试验中500 ℃液态LBE环境下观察到断口形貌亦为沿晶开裂，且合金中的FCC相基体晶界和FCC相/NiAl析出相界面接触角为0°，表明合金晶界已被LBE完全润湿，验证了这一存在于Auss钢中的LME系统猜想.以上研究表明，尽管具有FCC结构的Auss钢在液态LBE中以穿晶解理为特征的LME敏感性较低，但AFA钢在高温(> 500 ℃)液态LBE环境下依然可能发生LBE沿晶界、孪晶界、相界面等渗透并偏析，导致沿晶开裂. ...
1
2015
... 合金元素的氧化与温度、溶解氧浓度相关，依据材料在液态LBE中的Ellingham图，AFA钢中主要合金元素的氧化物形成能力为：Al2 O3 > FeAl2 O4 > Cr2 O3 > FeCr2 O4 > Fe3 O4 ，即Al2 O3 、FeAl2 O4 、Cr2 O3 在高温液态LBE中稳定性较高[43 ] .同时，Al与Cr的氧化行为之间存在相互影响，由于Al与氧的亲和力较高，其较高的氧势会吸引Cr向Al2 O3 处扩散，促进了富Cr氧化物在氧化膜中的形成和富集.这种Al与Cr之间的协同作用，有助于AFA钢表面在合适氧浓度下(~10-6 %)形成连续均匀的双层氧化膜(外层Cr2 O3 ，内层Al2 O3 )，如图4a 所示[31 ] .这种氧化膜结构具有较强的附着力，能有效抑制氧的向内扩散和合金元素的向外扩散，减少纳米空洞的形成.因此，相比传统Auss钢在液态LBE中形成的Cr2 O3 及尖晶石(Fe, Cr) x y 2 O3 氧化膜具有更加致密、热稳定性更好的特点[44 ] . ...
Corrosion behavior of AFA steel in lead-bismuth eutectic alloy with saturated oxygen at 500 ℃
2
2023
... 合金元素的氧化与温度、溶解氧浓度相关，依据材料在液态LBE中的Ellingham图，AFA钢中主要合金元素的氧化物形成能力为：Al2 O3 > FeAl2 O4 > Cr2 O3 > FeCr2 O4 > Fe3 O4 ，即Al2 O3 、FeAl2 O4 、Cr2 O3 在高温液态LBE中稳定性较高[43 ] .同时，Al与Cr的氧化行为之间存在相互影响，由于Al与氧的亲和力较高，其较高的氧势会吸引Cr向Al2 O3 处扩散，促进了富Cr氧化物在氧化膜中的形成和富集.这种Al与Cr之间的协同作用，有助于AFA钢表面在合适氧浓度下(~10-6 %)形成连续均匀的双层氧化膜(外层Cr2 O3 ，内层Al2 O3 )，如图4a 所示[31 ] .这种氧化膜结构具有较强的附着力，能有效抑制氧的向内扩散和合金元素的向外扩散，减少纳米空洞的形成.因此，相比传统Auss钢在液态LBE中形成的Cr2 O3 及尖晶石(Fe, Cr) x y 2 O3 氧化膜具有更加致密、热稳定性更好的特点[44 ] . ...
... 然而，不同氧浓度下合金元素在液态LBE中形成氧化物所需的氧浓度不同，氧化机制有所差异.在高氧浓度条件下，氧向内扩散速率加快，AFA钢中合金元素氧化倾向增强，由于基体界面上Al含量较低且Al向外迁移速度缓慢，O优先与Fe和Cr反应形成Fe3 O4 和Fe-Cr尖晶石层，这使得基体界面处的氧分压降低，促进了富Cr2 O3 层的形成，富Al氧化物散落于Fe-Cr尖晶石层和Cr2 O3 层中，如图4b 所示[31 ,32 ,44 ] .在腐蚀演变过程中，由于各氧化子层的体积膨胀率有所不同，各层之间压缩应力不断增加，这种厚且多层的氧化膜结构通常会引发界面裂纹，最终导致外部氧化层的剥落，为LBE入侵基体提供通道.因此，尽管AFA钢中含有Al，但在高氧浓度条件下，Al的氧化反应受到抑制，表面氧化膜中未能生成连续的Al2 O3 保护层，不具有良好的保护性. ...
Dissolution corrosion of 316L austenitic stainless steels in contact with static liquid lead-bismuth eutectic (LBE) at 500 ℃
1
2017
... 除氧化腐蚀外，溶解腐蚀也是一种重要的金属腐蚀机制，即使存在氧化膜也可能发生.与传统Auss钢相似，AFA钢中的Ni、Fe、Cr等合金元素在高温液态LBE中具有较高的溶解度，在溶解腐蚀初期会发生LBE沿晶界或孪晶界等优先路径的沿晶腐蚀[45 ,46 ] ，局部区域Ni优先溶解而发生铁素体化[47 ] ，如图5a 所示.随着AFA钢在高温LBE环境中暴露时间的延长，基体实际上经历了一个热老化过程.在碳元素的协同作用下，Al会在晶界处交替析出NiAl相和Cr23 C6 相，这些析出相相互填充空隙，并随着时间推移逐渐在原始晶界处形成一层连续而致密的新相界[48 ] .由于新相界中的NiAl相和Cr23 C6 相克服了在固相中的析出阻力，其化学势低于基体，表现出较强的抗溶解腐蚀能力.该新相界可作为一种有效的屏障，将溶解腐蚀限制在单个晶粒范围内，从而显著抑制暴露初期液态LBE对AFA钢的溶解腐蚀，如图5b 所示.同时，析出的NiAl相和Cr23 C6 相分别与基体之间建立新的晶体学取向关系，导致晶格失配程度降低和原始界面能下降[46 ,49 ] .Zhang等[50 ] 的研究进一步表明，在600 ℃低氧(10-8 %)液态LBE环境中：基体/NiAl、基体/Cr23 C6 和NiAl/Cr23 C6 界面处的二面角分别为78°、96°和67°，均远大于0°，表明新相界对液态LBE的浸润性较低，有助于延缓晶间腐蚀和裂纹的萌生与扩展.因此，AFA钢中Al不仅能在表面形成保护性的富Al氧化膜，还能析出NiAl相填充晶界间Cr23 C6 的空隙，组成一层高抗腐蚀性、低液态LBE润湿性的相界.当保护性氧化膜失效时，晶界处的析出相可以作为抵御溶解侵蚀的第二道防线. ...
Twin boundary-accelerated ferritization of austenitic stainless steels in liquid lead-bismuth eutectic
2
2016
... 除氧化腐蚀外，溶解腐蚀也是一种重要的金属腐蚀机制，即使存在氧化膜也可能发生.与传统Auss钢相似，AFA钢中的Ni、Fe、Cr等合金元素在高温液态LBE中具有较高的溶解度，在溶解腐蚀初期会发生LBE沿晶界或孪晶界等优先路径的沿晶腐蚀[45 ,46 ] ，局部区域Ni优先溶解而发生铁素体化[47 ] ，如图5a 所示.随着AFA钢在高温LBE环境中暴露时间的延长，基体实际上经历了一个热老化过程.在碳元素的协同作用下，Al会在晶界处交替析出NiAl相和Cr23 C6 相，这些析出相相互填充空隙，并随着时间推移逐渐在原始晶界处形成一层连续而致密的新相界[48 ] .由于新相界中的NiAl相和Cr23 C6 相克服了在固相中的析出阻力，其化学势低于基体，表现出较强的抗溶解腐蚀能力.该新相界可作为一种有效的屏障，将溶解腐蚀限制在单个晶粒范围内，从而显著抑制暴露初期液态LBE对AFA钢的溶解腐蚀，如图5b 所示.同时，析出的NiAl相和Cr23 C6 相分别与基体之间建立新的晶体学取向关系，导致晶格失配程度降低和原始界面能下降[46 ,49 ] .Zhang等[50 ] 的研究进一步表明，在600 ℃低氧(10-8 %)液态LBE环境中：基体/NiAl、基体/Cr23 C6 和NiAl/Cr23 C6 界面处的二面角分别为78°、96°和67°，均远大于0°，表明新相界对液态LBE的浸润性较低，有助于延缓晶间腐蚀和裂纹的萌生与扩展.因此，AFA钢中Al不仅能在表面形成保护性的富Al氧化膜，还能析出NiAl相填充晶界间Cr23 C6 的空隙，组成一层高抗腐蚀性、低液态LBE润湿性的相界.当保护性氧化膜失效时，晶界处的析出相可以作为抵御溶解侵蚀的第二道防线. ...
... [46 ,49 ].Zhang等[50 ] 的研究进一步表明，在600 ℃低氧(10-8 %)液态LBE环境中：基体/NiAl、基体/Cr23 C6 和NiAl/Cr23 C6 界面处的二面角分别为78°、96°和67°，均远大于0°，表明新相界对液态LBE的浸润性较低，有助于延缓晶间腐蚀和裂纹的萌生与扩展.因此，AFA钢中Al不仅能在表面形成保护性的富Al氧化膜，还能析出NiAl相填充晶界间Cr23 C6 的空隙，组成一层高抗腐蚀性、低液态LBE润湿性的相界.当保护性氧化膜失效时，晶界处的析出相可以作为抵御溶解侵蚀的第二道防线. ...
Dissolution mechanism of 316L in lead-bismuth eutectic at 500 ℃
1
2011
... 除氧化腐蚀外，溶解腐蚀也是一种重要的金属腐蚀机制，即使存在氧化膜也可能发生.与传统Auss钢相似，AFA钢中的Ni、Fe、Cr等合金元素在高温液态LBE中具有较高的溶解度，在溶解腐蚀初期会发生LBE沿晶界或孪晶界等优先路径的沿晶腐蚀[45 ,46 ] ，局部区域Ni优先溶解而发生铁素体化[47 ] ，如图5a 所示.随着AFA钢在高温LBE环境中暴露时间的延长，基体实际上经历了一个热老化过程.在碳元素的协同作用下，Al会在晶界处交替析出NiAl相和Cr23 C6 相，这些析出相相互填充空隙，并随着时间推移逐渐在原始晶界处形成一层连续而致密的新相界[48 ] .由于新相界中的NiAl相和Cr23 C6 相克服了在固相中的析出阻力，其化学势低于基体，表现出较强的抗溶解腐蚀能力.该新相界可作为一种有效的屏障，将溶解腐蚀限制在单个晶粒范围内，从而显著抑制暴露初期液态LBE对AFA钢的溶解腐蚀，如图5b 所示.同时，析出的NiAl相和Cr23 C6 相分别与基体之间建立新的晶体学取向关系，导致晶格失配程度降低和原始界面能下降[46 ,49 ] .Zhang等[50 ] 的研究进一步表明，在600 ℃低氧(10-8 %)液态LBE环境中：基体/NiAl、基体/Cr23 C6 和NiAl/Cr23 C6 界面处的二面角分别为78°、96°和67°，均远大于0°，表明新相界对液态LBE的浸润性较低，有助于延缓晶间腐蚀和裂纹的萌生与扩展.因此，AFA钢中Al不仅能在表面形成保护性的富Al氧化膜，还能析出NiAl相填充晶界间Cr23 C6 的空隙，组成一层高抗腐蚀性、低液态LBE润湿性的相界.当保护性氧化膜失效时，晶界处的析出相可以作为抵御溶解侵蚀的第二道防线. ...
Preferential growth of coherent precipitates at grain boundary
1
2020
... 除氧化腐蚀外，溶解腐蚀也是一种重要的金属腐蚀机制，即使存在氧化膜也可能发生.与传统Auss钢相似，AFA钢中的Ni、Fe、Cr等合金元素在高温液态LBE中具有较高的溶解度，在溶解腐蚀初期会发生LBE沿晶界或孪晶界等优先路径的沿晶腐蚀[45 ,46 ] ，局部区域Ni优先溶解而发生铁素体化[47 ] ，如图5a 所示.随着AFA钢在高温LBE环境中暴露时间的延长，基体实际上经历了一个热老化过程.在碳元素的协同作用下，Al会在晶界处交替析出NiAl相和Cr23 C6 相，这些析出相相互填充空隙，并随着时间推移逐渐在原始晶界处形成一层连续而致密的新相界[48 ] .由于新相界中的NiAl相和Cr23 C6 相克服了在固相中的析出阻力，其化学势低于基体，表现出较强的抗溶解腐蚀能力.该新相界可作为一种有效的屏障，将溶解腐蚀限制在单个晶粒范围内，从而显著抑制暴露初期液态LBE对AFA钢的溶解腐蚀，如图5b 所示.同时，析出的NiAl相和Cr23 C6 相分别与基体之间建立新的晶体学取向关系，导致晶格失配程度降低和原始界面能下降[46 ,49 ] .Zhang等[50 ] 的研究进一步表明，在600 ℃低氧(10-8 %)液态LBE环境中：基体/NiAl、基体/Cr23 C6 和NiAl/Cr23 C6 界面处的二面角分别为78°、96°和67°，均远大于0°，表明新相界对液态LBE的浸润性较低，有助于延缓晶间腐蚀和裂纹的萌生与扩展.因此，AFA钢中Al不仅能在表面形成保护性的富Al氧化膜，还能析出NiAl相填充晶界间Cr23 C6 的空隙，组成一层高抗腐蚀性、低液态LBE润湿性的相界.当保护性氧化膜失效时，晶界处的析出相可以作为抵御溶解侵蚀的第二道防线. ...
Microstructure control to improve creep strength of alumina-forming austenitic heat-resistant steel by pre-strain
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2018
... 除氧化腐蚀外，溶解腐蚀也是一种重要的金属腐蚀机制，即使存在氧化膜也可能发生.与传统Auss钢相似，AFA钢中的Ni、Fe、Cr等合金元素在高温液态LBE中具有较高的溶解度，在溶解腐蚀初期会发生LBE沿晶界或孪晶界等优先路径的沿晶腐蚀[45 ,46 ] ，局部区域Ni优先溶解而发生铁素体化[47 ] ，如图5a 所示.随着AFA钢在高温LBE环境中暴露时间的延长，基体实际上经历了一个热老化过程.在碳元素的协同作用下，Al会在晶界处交替析出NiAl相和Cr23 C6 相，这些析出相相互填充空隙，并随着时间推移逐渐在原始晶界处形成一层连续而致密的新相界[48 ] .由于新相界中的NiAl相和Cr23 C6 相克服了在固相中的析出阻力，其化学势低于基体，表现出较强的抗溶解腐蚀能力.该新相界可作为一种有效的屏障，将溶解腐蚀限制在单个晶粒范围内，从而显著抑制暴露初期液态LBE对AFA钢的溶解腐蚀，如图5b 所示.同时，析出的NiAl相和Cr23 C6 相分别与基体之间建立新的晶体学取向关系，导致晶格失配程度降低和原始界面能下降[46 ,49 ] .Zhang等[50 ] 的研究进一步表明，在600 ℃低氧(10-8 %)液态LBE环境中：基体/NiAl、基体/Cr23 C6 和NiAl/Cr23 C6 界面处的二面角分别为78°、96°和67°，均远大于0°，表明新相界对液态LBE的浸润性较低，有助于延缓晶间腐蚀和裂纹的萌生与扩展.因此，AFA钢中Al不仅能在表面形成保护性的富Al氧化膜，还能析出NiAl相填充晶界间Cr23 C6 的空隙，组成一层高抗腐蚀性、低液态LBE润湿性的相界.当保护性氧化膜失效时，晶界处的析出相可以作为抵御溶解侵蚀的第二道防线. ...
Barrier effect of intergranular precipitation in alumina-forming austenitic steel against dissolution corrosion exposed to lead-bismuth eutectic
1
2025
... 除氧化腐蚀外，溶解腐蚀也是一种重要的金属腐蚀机制，即使存在氧化膜也可能发生.与传统Auss钢相似，AFA钢中的Ni、Fe、Cr等合金元素在高温液态LBE中具有较高的溶解度，在溶解腐蚀初期会发生LBE沿晶界或孪晶界等优先路径的沿晶腐蚀[45 ,46 ] ，局部区域Ni优先溶解而发生铁素体化[47 ] ，如图5a 所示.随着AFA钢在高温LBE环境中暴露时间的延长，基体实际上经历了一个热老化过程.在碳元素的协同作用下，Al会在晶界处交替析出NiAl相和Cr23 C6 相，这些析出相相互填充空隙，并随着时间推移逐渐在原始晶界处形成一层连续而致密的新相界[48 ] .由于新相界中的NiAl相和Cr23 C6 相克服了在固相中的析出阻力，其化学势低于基体，表现出较强的抗溶解腐蚀能力.该新相界可作为一种有效的屏障，将溶解腐蚀限制在单个晶粒范围内，从而显著抑制暴露初期液态LBE对AFA钢的溶解腐蚀，如图5b 所示.同时，析出的NiAl相和Cr23 C6 相分别与基体之间建立新的晶体学取向关系，导致晶格失配程度降低和原始界面能下降[46 ,49 ] .Zhang等[50 ] 的研究进一步表明，在600 ℃低氧(10-8 %)液态LBE环境中：基体/NiAl、基体/Cr23 C6 和NiAl/Cr23 C6 界面处的二面角分别为78°、96°和67°，均远大于0°，表明新相界对液态LBE的浸润性较低，有助于延缓晶间腐蚀和裂纹的萌生与扩展.因此，AFA钢中Al不仅能在表面形成保护性的富Al氧化膜，还能析出NiAl相填充晶界间Cr23 C6 的空隙，组成一层高抗腐蚀性、低液态LBE润湿性的相界.当保护性氧化膜失效时，晶界处的析出相可以作为抵御溶解侵蚀的第二道防线. ...
Atomic-scale investigation of liquid-metal-embrittlement crack-path: Revealing mechanism and role of grain boundary chemistry
3
2021
... 除氧化腐蚀外，溶解腐蚀也是一种重要的金属腐蚀机制，即使存在氧化膜也可能发生.与传统Auss钢相似，AFA钢中的Ni、Fe、Cr等合金元素在高温液态LBE中具有较高的溶解度，在溶解腐蚀初期会发生LBE沿晶界或孪晶界等优先路径的沿晶腐蚀
[45 ,46 ] ，局部区域Ni优先溶解而发生铁素体化
[47 ] ，如
图5a 所示.随着AFA钢在高温LBE环境中暴露时间的延长，基体实际上经历了一个热老化过程.在碳元素的协同作用下，Al会在晶界处交替析出NiAl相和Cr
23 C
6 相，这些析出相相互填充空隙，并随着时间推移逐渐在原始晶界处形成一层连续而致密的新相界
[48 ] .由于新相界中的NiAl相和Cr
23 C
6 相克服了在固相中的析出阻力，其化学势低于基体，表现出较强的抗溶解腐蚀能力.该新相界可作为一种有效的屏障，将溶解腐蚀限制在单个晶粒范围内，从而显著抑制暴露初期液态LBE对AFA钢的溶解腐蚀，如
图5b 所示.同时，析出的NiAl相和Cr
23 C
6 相分别与基体之间建立新的晶体学取向关系，导致晶格失配程度降低和原始界面能下降
[46 ,49 ] .Zhang等
[50 ] 的研究进一步表明，在600 ℃低氧(10
-8 %)液态LBE环境中：基体/NiAl、基体/Cr
23 C
6 和NiAl/Cr
23 C
6 界面处的二面角分别为78°、96°和67°，均远大于0°，表明新相界对液态LBE的浸润性较低，有助于延缓晶间腐蚀和裂纹的萌生与扩展.因此，AFA钢中Al不仅能在表面形成保护性的富Al氧化膜，还能析出NiAl相填充晶界间Cr
23 C
6 的空隙，组成一层高抗腐蚀性、低液态LBE润湿性的相界.当保护性氧化膜失效时，晶界处的析出相可以作为抵御溶解侵蚀的第二道防线.
图5 AFA钢在高温液态LBE中的溶解腐蚀与析出相互作用示意图<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R51">51</xref>]</sup> Schematic diagram of interactions between dissolution corrosion and precipitation in AFA steel exposed in high temperature LBE<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R51">51</xref>]</sup>: (a) initial stage of dissolution corrosion, (b) long-term dissolution corrosion Fig.5 ![]()
<strong>5 AFA</strong>钢在液态<strong>LBE</strong>中的<strong>LME</strong>机制 LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
... [
51 ]: (a) initial stage of dissolution corrosion, (b) long-term dissolution corrosion
Fig.5 ![]()
<strong>5 AFA</strong>钢在液态<strong>LBE</strong>中的<strong>LME</strong>机制 LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
A first principles investigation of zinc induced embrittlement at grain boundaries in bcc iron
1
2015
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
Multiscale investigation of quasi-brittle fracture characteristics in a 9Cr-1Mo ferritic-martensitic steel embrittled by liquid lead-bismuth under low cycle fatigue
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2016
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
Corrigendum to "liquid metal embrittlement of an Fe10Cr4Al ferritic alloy exposed to oxygen-depleted and -saturated lead-bismuth eutectic at 350 ℃
1
2020
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
1
1960
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
Mechanisms and kinetics of environmentally assisted cracking: Current status, issues, and suggestions for further work
1
2013
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
Concerning liquid metal embrittlement, particularly of zinc monocrystals by Mercury
1
1963
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
Crack propagation in a liquid metal environment
1
1963
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
The mechanisms of crack initiation and crack propagation in metal-induced embrittlement of metals
1
1982
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
A phenomenological model of embrittlement of metals under conditions of the adsorption action of liquid metal media
1
1983
... LME是一种环境辅助开裂现象，广泛存在于各种固态金属/液态金属体系中.表现为当固态金属与某些液态金属接触时其延展性和韧性会大幅下降，引起金属材料从韧性到脆性断裂行为的转变[9 ,24 ] .目前，LME机制尚未有统一解释，Gong综述了LME机制的两大分类[9 ,24 ] ：一种是基于晶界润湿的开裂，当环境温度超过润湿温度时，固体/液体界面能<晶界界面能，液态金属无需施加应力即可自发进入固态金属的晶界，如Al/Ga、Fe/Zn等系统[51 ,52 ] .另一种则需要应力加载来辅助液态金属渗透固态金属的晶界或整体引发脆性开裂，如T91/LBE和FeCrAl/LBE系统[53 ,54 ] .目前，已提出多种模型来描述LME机制，包括：吸附诱导表面能降低[55 ] 、吸附增强位错发射[56 ] 、吸附诱导原子间结合能降低[57 ,58 ] 、应力作用下的晶界渗透[59 ] 、应力辅助溶解[60 ] 等.其中，在液态LBE环境中普遍接受的是吸附诱导表面能或原子间结合能降低模型. ...
Alumina-forming austenitic (AFA) steels and aluminium-based coating on 15-15Ti steel to limit mechanical damage in presence of liquid lead-bismuth eutectic and liquid lead
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2021
... 尽管目前研究表明，相较BCC结构的F/M钢，具有FCC结构的Auss钢的LME敏感性较低，但Serre等[41 ,61 ] 报道AFA钢在500 ℃饱和氧液态LBE环境中的延伸率降低，且断口上出现典型的沿晶开裂，发生LME.主要原因可能是AFA钢在拉伸载荷加载过程中，Pb-Bi原子在应力辅助作用下优先沿晶界向基体内渗透，同时裂纹尖端前沿形成塑性变形区，有利于液态LBE直接润湿，导致晶界结合力降低，脆性裂纹沿晶界扩展.Petersson等[40 ] 还观察到AFA钢在550~600 ℃贫氧液态LBE/Pb环境中的延伸率、抗拉强度降低，断口处观察到沿晶开裂，发生LME，且在断裂表面观察到1~2 μm的Ni溶解区(基体与液态LBE接触时间< 1 h)，其溶解腐蚀速率相较于无应力条件下的显著增大，可能是由于AFA钢在裂纹扩展过程中发生缝隙效应，裂纹尖端处的液态LBE中溶解氧浓度降低，新暴露的基体表面无法迅速形成保护性氧化膜，促进了Ni的优先溶解并伴有基体“铁素体化”风险，导致裂纹尖端处及附近裂纹壁上的基体脆化.Gong等[62 ] 在经典晶界润湿机制基础上提出了一种在高温(> 500 ℃)液态LBE环境中相界润湿的LME机制，这种相界润湿须借助应力作用打开LBE渗透前沿附近的原子空间，辅助Pb-Bi原子润湿裂纹尖端附近的相界面.后续Gong等[42 ] 在Al0.4 CoCrFeNi (FCC+NiAl析出相)高熵合金试验中500 ℃液态LBE环境下观察到断口形貌亦为沿晶开裂，且合金中的FCC相基体晶界和FCC相/NiAl析出相界面接触角为0°，表明合金晶界已被LBE完全润湿，验证了这一存在于Auss钢中的LME系统猜想.以上研究表明，尽管具有FCC结构的Auss钢在液态LBE中以穿晶解理为特征的LME敏感性较低，但AFA钢在高温(> 500 ℃)液态LBE环境下依然可能发生LBE沿晶界、孪晶界、相界面等渗透并偏析，导致沿晶开裂. ...
Liquid metal embrittlement of a dual-phase Al0.7 CoCrFeNi high-entropy alloy exposed to oxygen-saturated lead-bismuth eutectic
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2021
... 尽管目前研究表明，相较BCC结构的F/M钢，具有FCC结构的Auss钢的LME敏感性较低，但Serre等[41 ,61 ] 报道AFA钢在500 ℃饱和氧液态LBE环境中的延伸率降低，且断口上出现典型的沿晶开裂，发生LME.主要原因可能是AFA钢在拉伸载荷加载过程中，Pb-Bi原子在应力辅助作用下优先沿晶界向基体内渗透，同时裂纹尖端前沿形成塑性变形区，有利于液态LBE直接润湿，导致晶界结合力降低，脆性裂纹沿晶界扩展.Petersson等[40 ] 还观察到AFA钢在550~600 ℃贫氧液态LBE/Pb环境中的延伸率、抗拉强度降低，断口处观察到沿晶开裂，发生LME，且在断裂表面观察到1~2 μm的Ni溶解区(基体与液态LBE接触时间< 1 h)，其溶解腐蚀速率相较于无应力条件下的显著增大，可能是由于AFA钢在裂纹扩展过程中发生缝隙效应，裂纹尖端处的液态LBE中溶解氧浓度降低，新暴露的基体表面无法迅速形成保护性氧化膜，促进了Ni的优先溶解并伴有基体“铁素体化”风险，导致裂纹尖端处及附近裂纹壁上的基体脆化.Gong等[62 ] 在经典晶界润湿机制基础上提出了一种在高温(> 500 ℃)液态LBE环境中相界润湿的LME机制，这种相界润湿须借助应力作用打开LBE渗透前沿附近的原子空间，辅助Pb-Bi原子润湿裂纹尖端附近的相界面.后续Gong等[42 ] 在Al0.4 CoCrFeNi (FCC+NiAl析出相)高熵合金试验中500 ℃液态LBE环境下观察到断口形貌亦为沿晶开裂，且合金中的FCC相基体晶界和FCC相/NiAl析出相界面接触角为0°，表明合金晶界已被LBE完全润湿，验证了这一存在于Auss钢中的LME系统猜想.以上研究表明，尽管具有FCC结构的Auss钢在液态LBE中以穿晶解理为特征的LME敏感性较低，但AFA钢在高温(> 500 ℃)液态LBE环境下依然可能发生LBE沿晶界、孪晶界、相界面等渗透并偏析，导致沿晶开裂. ...
