目前，世界上在運乏燃料后處理廠多使用PUREX流程，該流程使用硝酸加熱溶解乏燃料組件，基于TBP（三丁基膦）有機溶劑萃取鈾钚元素[1-3]。乏燃料后處理設備長期服役于高溫、高放射性、高鹽、強酸環(huán)境中，其結構材料遭受著極嚴苛的腐蝕作用[4-6]，這對材料選型提出了極高的要求。為保證設備的服役壽命，材料必須在嚴苛的服役環(huán)境中保持較低的腐蝕速率和較強的耐晶間腐蝕性能[7-8]。法國和日本等國家針對不同服役環(huán)境中的后處理設備，根據(jù)材料耐蝕性選取了普通商品級奧氏體不銹鋼、后處理專用奧氏體不銹鋼（超純奧氏體不銹鋼和高Si不銹鋼）和耐蝕合金（鋯合金或鈦合金）[9-11]?；谖覈狈筇幚韺Ｓ脢W氏體不銹鋼產(chǎn)品的現(xiàn)狀，有必要針對超純奧氏體不銹鋼C25的耐蝕性進行研究。

晶間腐蝕是奧氏體不銹鋼在強氧化性、強酸性環(huán)境中最常見的腐蝕形式之一[12-14]，關于晶間腐蝕機理，目前主要有晶間貧Cr理論、第二相析出理論和晶界吸附理論等[15-18]。超低碳奧氏體不銹鋼在進行本征晶間腐蝕敏感性試驗前進行敏化處理，可評價經(jīng)歷焊接熱過程的焊接接頭對晶間腐蝕的敏感性[19-21]。

為研究敏化態(tài)超純奧氏體不銹鋼C25在強氧化性及強酸性環(huán)境中的耐蝕性，對進行固溶處理和固溶+敏化處理后的C25不銹鋼進行了化學浸泡腐蝕試驗，分析了敏化處理和敏化制度對C25不銹鋼耐蝕性的影響，以期為后續(xù)后處理廠設備用耐蝕材料的設計選型提供試驗依據(jù)和理論參考。

1. 試驗

1.1 試樣

試驗材料為采用50 kg真空感應爐冶煉并鍛造成型的30 mm×50 mm超純奧氏體不銹鋼C25方坯，化學成分見表1。

1.2 試驗方法

對固溶狀態(tài)（1 050 ℃×2 h水冷）超純奧氏體不銹鋼C25試樣進行敏化處理，敏化制度參考GB/T 4334-2020《金屬和合金的腐蝕　奧氏體及鐵素體-奧氏體雙相不銹鋼晶間腐蝕試驗方法》，除常規(guī)敏化制度（650 ℃×2 h空冷），還增加了兩種調(diào)整保溫溫度的敏化制度，試樣的詳細熱處理制度參數(shù)見表2。

基于后處理設備中結構材料的服役環(huán)境，化學浸泡腐蝕試驗用溶液分別為65%（質(zhì)量分數(shù)，下同）HNO3溶液和30% HNO3+100 mg/L Cr6+溶液，試驗溫度為溶液沸騰溫度，浸泡5個周期，每周期持續(xù)48 h。每個周期結束后，取出試樣并更新腐蝕溶液，將試樣清洗后測定腐蝕速率（每組試驗取兩個平行試樣，結果取其平均值）。浸泡腐蝕試驗完成后清洗試樣，使用砂紙逐級打磨（至1000號）試樣表面并拋光后，使用掃描電子顯微鏡（SEM）觀察試樣表面和截面腐蝕形貌并測定晶間腐蝕深度。

2. 結果與討論

2.1 沸騰65%HNO3浸泡腐蝕試驗

由表3可見，經(jīng)過不同熱處理制度處理后，試樣的腐蝕速率區(qū)別很小，可以認為敏化處理和敏化處理溫度對試樣在沸騰65%HNO3中的腐蝕速率影響很小。

由圖1可見：經(jīng)過固溶處理的試樣（1號）在沸騰65%HNO3中腐蝕后，晶界清晰顯現(xiàn)，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)均勻分布的腐蝕凹坑，晶間腐蝕程度極??；經(jīng)過650 ℃×2 h敏化處理的試樣（2號）腐蝕后并未出現(xiàn)明顯的晶界優(yōu)先腐蝕現(xiàn)象，晶粒內(nèi)凹坑數(shù)量略有減少，晶界出現(xiàn)了連續(xù)凹坑狀的腐蝕形貌，這可能是由于M23C6碳化物或σ相的析出[22-23]。C25不銹鋼含Cr量較高且含C含量極小，因此少量的碳化物或σ相析出并不會在晶界上產(chǎn)生貧Cr區(qū)而對試樣的晶間腐蝕性能產(chǎn)生顯著影響；此外，敏化處理在一定程度上均勻化了P、Si等雜質(zhì)元素[24]，這導致敏化態(tài)試樣腐蝕速率不高于固溶態(tài)試樣。進一步提高敏化溫度后，試樣腐蝕形貌并未出現(xiàn)明顯變化。

圖 1試樣在沸騰65%HNO3中腐蝕5個周期后的表面微觀形貌

Figure 1.Surface micro-morphology of samples after 5 cycles of corrosion in boiling 65% HNO3

由圖2可見：經(jīng)過5個周期腐蝕試驗后，1號和2號試樣的晶界腐蝕深度均較小，且差異不大，2號試樣晶界處出現(xiàn)了少量細小的第二相，即M23C6碳化物或σ相，正是該相的腐蝕脫落形成了圖1中晶界連續(xù)凹坑的腐蝕形貌。由表4可見：與固溶試樣相比，經(jīng)過敏化處理試樣的平均腐蝕深度基本無變化。進一步提高敏化溫度，試樣的平均晶間腐蝕深度略有降低，但由于本身腐蝕很淺，因此變化較小，此外，最大腐蝕深度也略有減少。

圖 2試樣在沸騰65%HNO3中腐蝕5個周期后的截面形貌

Figure 2.The cross-sectional morphology of samples after 5 cycles of corrosion in boiling 65% HNO3

2.2 沸騰30%HNO3+100mg/L Cr6+溶液浸泡腐蝕試驗

由于第1周期腐蝕結果受試樣初始表面狀態(tài)影響較大，腐蝕速率不穩(wěn)定，不參與平均腐蝕速率計算。由表5可見：經(jīng)過650 ℃×2 h敏化處理試樣（2號）的腐蝕速率相較于1號試樣，基本無變化；當敏化溫度從650 ℃提高至700 ℃，試樣（4號）的腐蝕速率下降，說明650 ℃×2 h敏化處理試樣的晶間腐蝕敏感性最強。

由圖3可見，經(jīng)過5個周期腐蝕試驗后，1號試樣出現(xiàn)了顯著的晶間腐蝕，晶界處形成了較寬且深的腐蝕凹槽，視場內(nèi)多個晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了均勻腐蝕，形成大量腐蝕溝槽和凹坑。經(jīng)過650 ℃×2 h敏化處理后，部分晶粒內(nèi)的腐蝕程度略有減輕，但晶間腐蝕程度略有上升，晶間腐蝕溝槽寬度略有增加，由于晶間腐蝕程度較為嚴重，敏化處理后晶界處的析出相對晶界腐蝕形貌基本無影響；此外，由于敏化處理對雜質(zhì)元素具有均勻化的作用，敏化態(tài)試樣的腐蝕速率不高于固溶態(tài)試樣。進一步提高敏化溫度至700 ℃后，晶粒內(nèi)均勻腐蝕的面積有所減少，晶間腐蝕的程度略微減輕。

圖 3試樣在沸騰30%HNO3+100 mg/L Cr6+溶液中腐蝕5個周期后的表面微觀形貌

Figure 3.Surface micro-morphology of samples after 5 cycles of corrosion in boiling 30%HNO3+100 mg/L Cr6+solution: (a) without sensitization; (b) 650 ℃×2 h sensitization; (c) 675 ℃×2 h sensitization; (d) 700 ℃×2 h sensitization

由圖4可見：在沸騰30%HNO3+100 mg/L Cr6+溶液中腐蝕5個周期后，1號試樣晶界處出現(xiàn)了明顯的晶間腐蝕，試樣經(jīng)過650 ℃×2 h敏化處理并進一步提高敏化溫度后，晶界處同樣出現(xiàn)了少量細小的第二相，晶間腐蝕程度無明顯變化。由表6可見：隨著敏化溫度的提升，平均晶間腐蝕深度和最大腐蝕深度均出現(xiàn)了少許降低，說明2號試樣的晶間腐蝕敏感性最強。

圖 4試樣在沸騰30%HNO3+100 mg/L Cr6+溶液中腐蝕5個周期后的截面形貌

Figure 4.Cross-sectional morphology of samples after 5 cycles of corrosion in boiling 30%HNO3+100 mg/L Cr6+solution

3. 結論

（1）超純奧氏體不銹鋼C25試樣在沸騰65%HNO3中表現(xiàn)出良好的耐蝕性，晶間腐蝕程度較小。經(jīng)過不同溫度×2 h空冷敏化處理后的超純奧氏體不銹鋼C25試樣在沸騰65%HNO3中的晶間腐蝕程度未明顯增加，敏化處理未對C25試樣耐蝕性產(chǎn)生負面影響，敏化溫度對試樣耐蝕性的影響由強到弱依次為650、675、700 ℃，即經(jīng)650 ℃×2 h空冷敏化處理的C25試樣的晶間腐蝕敏感性最強。

（2）超純奧氏體不銹鋼C25試樣在沸騰30%HNO3+100 mg/L Cr6+溶液中表現(xiàn)出較為嚴重的晶間腐蝕。經(jīng)過不同溫度×2 h空冷敏化處理后的超純奧氏體不銹鋼C25試樣在沸騰30%HNO3+100 mg/L Cr6+溶液中同樣表現(xiàn)出較為嚴重的晶間腐蝕，但與固溶態(tài)試樣對比基本無差距，說明敏化處理未對C25試樣耐蝕性產(chǎn)生負面影響，敏化溫度對試樣耐蝕性的影響由強弱到弱依次為650、675、700 ℃，即經(jīng)過650 ℃×2 h空冷敏化處理的C25試樣的晶間腐蝕敏感性最強。

文章來源——材料與測試網(wǎng)