304NG奧氏體不銹鋼在超臨界水環(huán)境中的腐蝕行為

胡 夢,沈 朝,張樂福

(上海交通大學(xué) 核科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240)

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304NG奧氏體不銹鋼在超臨界水環(huán)境中的腐蝕行為

胡 夢,沈 朝,張樂福

(上海交通大學(xué) 核科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240)

采用腐蝕增重法研究了304NG奧氏體不銹鋼在550～650 ℃/25 MPa的超臨界水(SCW)中的腐蝕行為。使用SEM和EDS分析了材料的氧化動力學(xué)、氧化膜表面形貌、氧化膜截面形貌和合金元素分布。結(jié)果表明：304NG奧氏體不銹鋼在SCW中的腐蝕增重服從拋物線生長規(guī)律；在550 ℃的SCW中具有較好的抗腐蝕性能，當(dāng)溫度升高到650 ℃時，腐蝕增重速率急劇升高;304NG奧氏體不銹鋼在SCW中腐蝕初期形成薄而致密的氧化膜，之后則會出現(xiàn)癤狀腐蝕，并且腐蝕島的尺寸隨著腐蝕時間的延長而逐漸增大，650 ℃時尤為明顯;腐蝕生成的氧化膜形態(tài)為典型的雙層結(jié)構(gòu)。

超臨界水；304NG奧氏體不銹鋼；癤狀腐蝕

為了提高先進核反應(yīng)堆的發(fā)電效率，在第四代超臨界水冷堆(SCWR)中，冷卻劑出口溫度被提高到550 ℃，壓力提高到25 MPa，其熱效率由目前第二代輕水反應(yīng)堆(LWRs)的33%提高到44%左右。SCWR運行在水的臨界點(374 ℃,22.1 MPa)以上，此時冷卻劑對金屬材料的腐蝕性極強，現(xiàn)有的LWR堆芯構(gòu)件和包殼材料已不再適用，結(jié)構(gòu)材料的腐蝕已成為開發(fā)SCWR的一個關(guān)鍵問題[1]。

對應(yīng)用于超臨界火電站和壓水堆燃料組件等高溫環(huán)境中的材料進行了初步篩選與評估，提出了一系列SCWR候選材料，其中包括鐵素體-馬氏體(F/M)鋼、奧氏體不銹鋼、鎳基合金及氧化物彌散強化(ODS)鋼[2]。其中，奧氏體不銹鋼因具有優(yōu)良的耐蝕性、加工性能、可焊性和高溫力學(xué)性能，在核電站結(jié)構(gòu)件中被大量應(yīng)用[3-4]。

304NG奧氏體不銹鋼(簡稱304NG鋼)是使用最廣且價格相對低廉的一種奧氏體不銹鋼，常用于反應(yīng)堆的堆內(nèi)構(gòu)件中，鉻含量約為20%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，鎳含量約為9%。與普通的低鉻奧氏不銹鋼相比，鉻含量超過18%的304NG鋼具有更加優(yōu)良的耐均勻腐蝕性能。為了研究304NG鋼在SCW中的均勻腐蝕性能以及溫度對其腐蝕性能的影響，本工作分別在550 ℃和650 ℃的低容氧(<10 μg/L)SCW中對304NG鋼進行腐蝕增重試驗。

1　試驗

1.1試樣

試驗選用304NG，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為：wCr19.41%，wNi9.35%，wMn1.21%，wSi0.58%，wN0.089%，wCu0.062%，wCo0.028%，wP0.018%，wC0.018%，wS0.007 2%，wB0.001 5%，余量為鐵。試樣尺寸見圖1，并且通過在試樣表面打鋼號對其進行編號，避免發(fā)生混淆。采用180～2 000號SiC水砂紙逐級打磨試樣表面，以消除加工硬化層對材料腐蝕性能的影響，之后在機械磨拋機上用氧化鋁拋光劑對試樣表面進行拋光處理，拋光期間用金相顯微鏡觀察拋光的效果。試樣拋光后用乙醇超聲清洗并烘干，之后用游標(biāo)卡尺測量試樣的原始尺寸，并且采用高精度天平(精度為0.01 mg)對試樣進行稱量。本工作采用腐蝕增重的方法研究材料在SCW中的腐蝕速率隨腐蝕時間的變化關(guān)系，取樣周期設(shè)定為100 ，300，600，1 000，1 500 h，每個試驗周期結(jié)束后對所有試樣進行稱量。

1.2試樣方法

均勻腐蝕試驗在高溫高壓循環(huán)水回路腐蝕系統(tǒng)中進行。如圖2所示，該設(shè)備主要包括一臺容積為1.5 L的高壓釜，高壓釜的最高設(shè)計使用溫度為700 ℃，壓力為35 MPa，并且為了降低試驗過程中其他物質(zhì)由于氧化釋放出雜質(zhì)離子對試驗產(chǎn)生干擾，所用高壓釜釜體、釜蓋、熱電偶套管以及釜內(nèi)配件等均采用625鎳基合金作為原材料，設(shè)備的低溫管路部分則采用316L不銹鋼，設(shè)備中的溫度測量單元和壓力測量單元分別為K型熱電偶和4～20 mA輸出的高精度的壓力傳感器。本工作中的所有均勻腐蝕試驗均在控制水化學(xué)環(huán)境的循環(huán)水條件下進行，其中高壓泵給水流量大約為0.9 L/h。

試驗條件如下：試驗介質(zhì)采用超純水，采用H2除氧，溶液中溶解氧≤5 μg/L，試驗溫度(550/650±0.5) ℃，試驗壓力為(25.0±0.1) MPa，回水電導(dǎo)率≤0.1 μS/cm。試驗結(jié)束后對材料在不同溫度下的腐蝕增重數(shù)據(jù)進行擬合，以得到材料的腐蝕增重規(guī)律，并且對其進行氧化動力學(xué)分析。同時采用SEM和EDS對試樣表面氧化膜的形貌、結(jié)構(gòu)和成分進行研究，以得到材料在SCW中的腐蝕機理。

2　結(jié)果與討論

2.1氧化動力學(xué)

由圖3可見，腐蝕初期材料增重明顯，隨后腐蝕增重隨著腐蝕時間的延長而減小。由圖3還可見，相同腐蝕時間條件下， 試樣在550 ℃時的腐蝕增重低于在650 ℃時的。304NG鋼在550 ℃和650 ℃的低溶氧SCW中的腐蝕增重曲線可以用式(1)擬合。

(1)

式中：k是氧化速率常數(shù),mg/(dm2·h);t是腐蝕的時間,h;n是時間指數(shù);ΔW代表增重,mg·dm-2。擬合結(jié)果見圖3，其中R2為擬合精度。

由擬合結(jié)果可知，304NG鋼在550 ℃和650 ℃的SCW中的氧化速率常數(shù)分別為0.35和4.66，表明304NG鋼具有良好的耐蝕性，尤其是在550 ℃條件下，材料的腐蝕速率極低。當(dāng)溫度升高至650 ℃時，試樣的腐蝕速率明顯加快，1 500 h后腐蝕增重由550 ℃的18.50 mg/dm2升高到143.05 mg/dm2，腐蝕速率大約升高了8倍，這表明溫度對304NG鋼在SCW中的均勻腐蝕性能影響顯著。試樣在550 ℃和650 ℃時腐蝕增重所對應(yīng)的時間指數(shù)分別為0.55和0.47。時間指數(shù)主要反映材料的腐蝕增重速率同腐蝕時間的關(guān)系，數(shù)值越小表明腐蝕增重的速率隨腐蝕時間的變化越快。試樣在SCW中的腐蝕速率隨著腐蝕時間的延長而下降，這是因為一旦表面形成氧化膜,會降低離子的擴散速率，因此時間指數(shù)越大表明腐蝕增重速率在腐蝕后期越快。304NG鋼在兩種溫度下的腐蝕增重雖然存在著巨大的差別，但是其時間指數(shù)類似，表明腐蝕過程中腐蝕速率的變化趨勢是類似的，而試樣的腐蝕增重變化規(guī)律反應(yīng)其表面氧化膜的變化規(guī)律?？傮w來說，304NG鋼在550 ℃ SCW中具有較好的耐蝕性，但是當(dāng)溫度升高到650 ℃時，其腐蝕增重急劇升高。

2.2氧化膜表面形貌

304NG鋼在550 ℃的低溶氧SCW中腐蝕1 000 h內(nèi),其表面氧化膜形貌沒有明顯變化，試樣表面仍然呈現(xiàn)出金屬光澤，表明試樣表面氧化膜的厚度很低。腐蝕1 500 h后,在試樣表面的局部區(qū)域觀察到了少量的癤狀腐蝕,見圖4。腐蝕1 500 h后材料表面的氧化膜依然很薄，并且能清楚地看到材料表面的劃痕，見圖4(a)，同時在試樣表面還零星分布著少量癤狀腐蝕島，這些腐蝕島的尺寸較小，直徑約為20 μm。為了更清楚地觀察材料表面癤狀腐蝕以及非癤狀腐蝕區(qū)的微觀形貌，分別對A、B區(qū)進行了局部形貌分析，見圖4(b)和圖4(c)。觀察發(fā)現(xiàn)，試樣表面非癤狀腐蝕區(qū)的表面氧化膜極其致密，并且零星分布著尺寸很小的Fe3O4晶粒，因此該區(qū)域的氧化膜具有很好的保護性能；而癤狀腐蝕區(qū)域表面氧化膜形貌同F(xiàn)/M鋼表面氧化膜形貌類似，由大量的氧化物顆粒堆積而成，并且在這些顆粒物中還觀察到了少量的孔洞缺陷。在304NG鋼表面還觀察到了白色物質(zhì)，分別對表面氧化膜的不同特征區(qū)進行EDS分析，結(jié)果見表1。由表1中不同區(qū)域的元素含量分析結(jié)果可知，區(qū)域1為癤狀腐蝕島，其主要成分為氧和鐵。癤狀腐蝕島是由基體材料內(nèi)部的鐵擴散到材料表面被氧化后所形成的，由此可以推斷同其他金屬元素相比，鐵元素能夠以更快的速率通過癤狀腐蝕的形核區(qū)，擴散到表面被氧化后形成了腐蝕島。區(qū)域2為非癤狀腐蝕區(qū)，對比可知區(qū)域2中的鉻含量明顯高于區(qū)域1中的，表明該區(qū)域氧化膜的成分為鐵、鉻氧化物的固溶體，該結(jié)構(gòu)比單純的鐵的氧化物更加致密，因此對基體材料具有更好的保護性。區(qū)域3的白色物質(zhì)中含有大量鐵以及少量的鉻和氧，因此該白色物質(zhì)為鐵單質(zhì)和鐵、鉻氧化物的混合體，這是由于降溫過程中原本溶解在SCW中的氧化物和鐵單質(zhì)由于溶解度下降而析出在氧化膜表面。為了更加直觀地觀察材料表面的癤狀腐蝕形貌，對試樣表面的一個獨立的癤狀腐蝕島進行三維形貌分析，見圖5。試樣表面癤狀腐蝕島為半球狀，是由基體材料內(nèi)部的鐵元素向外擴散然后被氧化所形成的，腐蝕過程中，腐蝕島的體積會逐漸增大，然后孤立的腐蝕島之間相互連接，逐漸發(fā)展成為形狀各異尺寸更大的腐蝕島。

當(dāng)溫度由550 ℃升高到650 ℃時，304NG鋼在SCW中的腐蝕過程同550 ℃時的情況類似，即腐蝕前期材料表面形成薄而致密的富鉻氧化膜，該氧化膜能夠有效抑制金屬離子以及氧的擴散，隨著腐蝕時間的延長，材料表面開始出現(xiàn)癤狀腐蝕，并且腐蝕島的尺寸隨著腐蝕時間的延長逐漸增大，然后不同的腐蝕島之間相互連接從而發(fā)展成為一個尺寸更大的腐蝕島。但是試樣在650 ℃的超臨界水中，其表面的癤狀腐蝕形核以及生長的速率更快，腐蝕100h就能在其表面觀察到大量的癤狀腐蝕島，癤狀腐蝕島的平均尺寸也遠(yuǎn)大于550 ℃時腐蝕1 000 h后其表面的癤狀腐蝕島?？梢?，溫度對304NG鋼在SCW中的腐蝕性能有著重大的影響。溫度≤550 ℃，304NG鋼的耐蝕性良好，當(dāng)溫度升高到650 ℃后材料表面出現(xiàn)了嚴(yán)重的癤狀腐蝕，導(dǎo)致材料的耐蝕性急劇下降。由圖6(a)可見,材料表面大部分區(qū)域已經(jīng)被癤狀腐蝕所覆蓋,在非癤狀腐蝕區(qū)繼續(xù)有新的癤狀腐蝕形核。650 ℃時試樣表面癤狀腐蝕島的形貌與550 ℃時的也不同，不僅尺寸更大，并且癤狀腐蝕島表面的氧化物晶粒的形貌也存在著差異。EDS分析表明,650 ℃時在SCW中腐蝕1 500 h后，腐蝕產(chǎn)物主要成分為鐵的氧化物，與550 ℃時的情況相同，但是650 ℃時幾乎所有的氧化膜晶粒都發(fā)生破裂，見圖6(c)，從而使氧化膜的保護性能大大降低，并且加速了癤狀腐蝕的生長速率。而導(dǎo)致氧化膜晶粒發(fā)生開裂的原因可能是因為在腐蝕過程中，癤狀腐蝕區(qū)域所形成的氧化膜并不具有很好的保護性能，使得基體材料中的鉻、鎳發(fā)生流失，從而導(dǎo)致氧化膜內(nèi)部的鉻和鎳的含量極低，見表2，最終在生長應(yīng)力的作用下發(fā)生破裂[4-5]。對于650 ℃時的非癤狀腐蝕區(qū)，其元素含量同550 ℃時的類似。對650 ℃時的腐蝕試樣進行了三維形貌分析可知，此時癤狀腐蝕的密度更大，且腐蝕島的平均尺寸也更大，這表明溫度能夠加速304NG表面的癤狀腐蝕，見圖7。

2.3氧化膜截面形貌

由圖8可見,癤狀腐蝕氧化膜為典型的兩層結(jié)構(gòu)，即外層腐蝕島以及內(nèi)層氧化膜，并且通常內(nèi)層氧化膜的厚度要大于外層氧化膜的。當(dāng)溫度升高到650 ℃時，材料表面癤狀腐蝕的密度急劇升高，并且不同的癤狀腐蝕島之間相互連接，構(gòu)成一個體積更大的癤狀腐蝕島。在650 ℃的低溶氧SCW中，當(dāng)癤狀腐蝕島相互連接到一起之后，不同的氧化膜之間分層不明顯，并且氧化膜內(nèi)部存在大量的孔洞以及裂紋等缺陷,這也導(dǎo)致氧化膜不具有很好的保護性能。對比兩種溫度下材料表面氧化膜的截面形貌可知，550 ℃的低溶氧SCW中形成的癤狀腐蝕氧化膜結(jié)構(gòu)致密，其厚度在癤狀腐蝕的中心處達到最大值，然后依次向兩側(cè)遞減；650 ℃時材料的癤狀腐蝕嚴(yán)重，并且腐蝕島之間相互融合，表明當(dāng)癤狀腐蝕向基體材料內(nèi)部發(fā)展到一定深度后，由于氧在深度上的擴散阻力增大，從而選擇向兩側(cè)擴散，因此在癤狀腐蝕的發(fā)展后期癤狀腐蝕的深度基本不變，轉(zhuǎn)而在平面內(nèi)繼續(xù)擴展，最終導(dǎo)致不同的癤狀腐蝕區(qū)域相互融合。

由圖9可見,304NG鋼在550 ℃的低溶氧SCW中所形成的癤狀腐蝕內(nèi)層氧化膜中的鉻含量同基體材料類似，沒有明顯的升高，鎳含量略高于基體材料；而外層氧化膜中的成分類似，幾乎全部由鐵的氧化物構(gòu)成，鉻、鎳的含量極低。研究表明，材料表面氧化膜的保護性能主要由內(nèi)層氧化膜的結(jié)構(gòu)決定，內(nèi)層氧化膜中的鉻含量越高則氧化膜的結(jié)構(gòu)越致密，其保護性能也就越好[5-7]。在腐蝕過程中，材料內(nèi)層氧化膜中的鉻會向外擴散，同時基體材料中的鉻也會對其進行補充，因此內(nèi)層氧化膜中的鉻含量由這兩個過程的速率決定[8]。當(dāng)鉻元素向外擴散的速率大于由基體材料向氧化膜內(nèi)補充的速率時，氧化膜中的鉻含量會逐漸降低，反之則會逐漸升高;如果內(nèi)層氧化膜中的鉻含量同基體材料中的相同時，表明兩個過程的反應(yīng)速率相當(dāng)，此時氧化膜的結(jié)構(gòu)不夠致密，鉻會繼續(xù)向外擴散，并且外界的氧也會繼續(xù)向基體材料內(nèi)部擴散，氧化膜的厚度也會進一步增加。當(dāng)溫度升高到650 ℃時，氧化膜內(nèi)部的元素分布呈現(xiàn)出典型的雙層結(jié)構(gòu)，即外層富鐵貧鉻，而內(nèi)層富鉻貧鐵，并且內(nèi)層氧化膜中的鎳含量也明顯高于基體材料中的?？芍藭r的內(nèi)層氧化膜結(jié)構(gòu)致密，能夠有效抑制金屬離子以及氧的擴散，此時氧化膜的厚度基本不變，癤狀腐蝕轉(zhuǎn)而向四周擴展，最終導(dǎo)致不同癤狀腐蝕區(qū)域相互融合。

2.4腐蝕機理研究

通過對氧化膜的表面以及截面形貌分析，可知304NG鋼浸泡在SCW中一定時間后，其表面會產(chǎn)生癤狀腐蝕，并且腐蝕溫度越高，癤狀腐蝕出現(xiàn)得越早，同時發(fā)展也越快。在550 ℃的超臨界水中，由于癤狀腐蝕的發(fā)展比較慢，因此304NG鋼在1 500 h內(nèi)的腐蝕增重較低，但是癤狀腐蝕是一種局部腐蝕，會在后續(xù)過程中繼續(xù)擴展，并且造成非癤狀腐蝕區(qū)的氧化膜失去保護性能。同時，當(dāng)溫度由550 ℃升至650 ℃時，材料表面的癤狀腐蝕嚴(yán)重，因此極大地限制了304NG鋼在SCW中的應(yīng)用，因此有必要探討癤狀腐蝕形成的機理。

當(dāng)前，學(xué)界對癤狀腐蝕形成機理的研究主要集中在鋯合金領(lǐng)域[9-10]，而對于其他材料的癤狀腐蝕卻鮮見報道。在癤狀腐蝕的形成機理方面，目前主要有Kuwae[10]所提出的氫聚集模型以及周邦新等人[11]所提出的形核長大模型。本工作的研究結(jié)果表明，癤狀腐蝕的成因可能同所處的SCW環(huán)境有關(guān)。相關(guān)研究表明，F(xiàn)e-Cr合金在含氧的蒸汽環(huán)境中呈現(xiàn)出同不含蒸汽的純氧環(huán)境中完全不同的氧化性能[12-13]。Asteman[13]的研究表明,304L奧氏體不銹鋼在873 K純氧環(huán)境中發(fā)生氧化反應(yīng)后會生成剛玉型結(jié)構(gòu)(M2O3)的氧化物，然而在含氧的水蒸氣環(huán)境中，表面會形成一層相對較薄的(Cr，F(xiàn)e)2O3氧化物，同時還能在試樣表面觀察到少量的磁鐵礦結(jié)構(gòu)的癤狀腐蝕。Halvarsson[14]的研究結(jié)果表明,在高溫水蒸氣環(huán)境中，304L鋼表面氧化膜內(nèi)的鉻能夠同水發(fā)生反應(yīng)，由于金屬離子以及氧在固態(tài)氧化物和金屬基體中的擴散速率主要由溫度控制，因此可用該理論來解釋304NG鋼在SCW中形成的癤狀腐蝕現(xiàn)象，見圖10。304NG鋼中鉻的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為19.4%，表明該材料的基體內(nèi)有足夠的鉻可以用來補償氧化膜中由于揮發(fā)而損失的鉻。然而，鉻沿著晶界和在晶粒內(nèi)部擴散的速率不同，通常鉻在晶界上的擴散較快，因此能夠及時補償晶界附近的氧化膜中因揮發(fā)而損失的鉻，而遠(yuǎn)離晶界的氧化膜中的鉻由于得不到及時的補充，導(dǎo)致該區(qū)域的氧化膜中貧鉻。貧鉻的氧化膜通常不具備很好的保護性，外界的氧能夠很容易穿過氧化膜同基體材料發(fā)生反應(yīng)，從而在氧化膜表面形成局部腐蝕區(qū)。隨著腐蝕時間的延長，基體材料內(nèi)擴散速率更快的鐵穿過這個局部缺陷在表面同外界的氧發(fā)生氧化反應(yīng)生成富鐵的腐蝕島，即外層氧化膜，同時外界的氧也穿過這個缺陷進入機體材料內(nèi)部，形成內(nèi)層氧化膜，最終導(dǎo)致癤狀腐蝕的形成。

304NG鋼在SCW中發(fā)生癤狀腐蝕的過程見圖11。在高溫高壓的SCW環(huán)境中，水會發(fā)生分解產(chǎn)生氧氣，由于304NG鋼內(nèi)較高的鉻含量，其表面會迅速生成一層保護性氧化膜。在高溫高壓的SCW環(huán)境中，氧化膜中的鉻容易與水發(fā)生反應(yīng)，并且生成易揮發(fā)的CrO2(OH)2，從而導(dǎo)致氧化膜中鉻含量降低；同時，基體材料中的鉻會向氧化膜中擴散，以補充鉻來維持氧化膜的保護性。但是由于鉻在沿著晶界與通過晶粒內(nèi)擴散的速率不同，使得晶界附近的氧化膜富鉻，而遠(yuǎn)離晶界的氧化膜貧鉻。隨著腐蝕過程的進一步發(fā)展，遠(yuǎn)離晶界區(qū)域的氧化膜中的鉻含量將會進一步下降，最終使得該區(qū)域的氧化膜失去保護作用。然后，基體材料中的鐵、鉻、鎳等離子就會沿著這個缺陷處向外擴散，同時外界的氧離子則會沿著缺陷處向內(nèi)擴散。由于鐵的擴散速率要遠(yuǎn)大于鉻和鎳的[10]，使得外層氧化膜主要為鐵的氧化物；另一方面，外界的氧進入基體材料后，會在基體材料內(nèi)部形成鐵、鉻、鎳尖晶石結(jié)構(gòu)，而鉻和鎳在這種物質(zhì)中的擴散速率極慢，使得這兩種元素在該層堆積，被氧化之后使得該層氧化膜變得更加的致密，直到基體內(nèi)的金屬離子以及外界的氧不再能穿過它為止，使得氧化膜在厚度方向上停止生長。此后，由于在深度方向上擴散的阻力逐漸增大，進入到氧化膜內(nèi)的氧會向兩側(cè)擴散，使得癤狀腐蝕向四周擴展，最終同附近的癤狀腐蝕島融合到一起成為一個體積更大的癤狀腐蝕島。

3　結(jié)論

(1) 304NG鋼在550～650 ℃、25 MPa SCW中的腐蝕增重遵循冪指數(shù)規(guī)律，在550 ℃的SCW中具有較好的抗腐蝕性能，但是當(dāng)溫度升高到650 ℃時，其腐蝕增重速率急劇升高。

(2) 304NG鋼在SCW中出現(xiàn)癤狀腐蝕，并且溫度能夠極大地加劇癤狀腐蝕。

(3) 304NG鋼在SCW中的癤狀腐蝕氧化膜為典型的兩層結(jié)構(gòu)，外層富鐵貧鉻，而內(nèi)層富鉻貧鐵，并且內(nèi)層氧化膜的厚度要大于外層氧化膜的。隨著腐蝕時間的延長，腐蝕向周圍發(fā)展，最終導(dǎo)致不同的癤狀腐蝕區(qū)域相互融合。

(4) 304NG鋼中鉻沿著晶界和在晶粒內(nèi)部擴散速率的不同，導(dǎo)致癤狀腐蝕在遠(yuǎn)離晶界處形核，并且最終發(fā)展為癤狀腐蝕。

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Corrosion Behavior of 304NG Austenitic Stainless Steel in Supercritical Water

HU Meng, SHEN Zhao, ZHANG Le-fu

(School of Nuclear Science and Engineering, Shanghai Jiao Tong University, Shanghai 200240, China)

Weight gain measurement was used to investigate the corrosion behavior of 304NG austenitic stainless steel(SS) exposed to 550～650 ℃/25 MPa supercritical water (SCW). The oxidation kinetics, oxide morphology, element distribution and structure of oxide scale were characterized by SEM and EDS. The results show that the weight gain curve of 304NG in SCW environment obeys parabolic rule. The material exhibited good corrosion resistance in 550 ℃ SCW, while the corrosion rate significantly increased when the temperature was increased to 650 ℃. 304NG austenitic SS formed a thin and compact oxide film in SCW at first, and then nodular corrosion islands appeared and the island size gradually increased with the corrosion time, especially at 650 ℃. The oxide film formed by corrosion was typical double-layer structure.

SCW; 304NG austenitic stainless steel; nodular corrosion

10.11973/fsyfh-201607008

2015-04-28

張樂福(1967-),副教授,博士生導(dǎo)師,從事材料科學(xué)研究,13524678702,lfzhang@sjtu.edu.cn

TG172.8

A

1005-748X(2016)07-0565-07