第一作者：Xing Gong

通讯作者：Xing Gong，Pei Wang，Jing Liu

通讯单位：深圳大学物理与光电工程学院核科学与技术系

论文链接：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2025.120963

参考资料：Acta Materialia 290 (2025) 120963

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一、论文摘要

    本文研究了激光粉末床熔融（LPBF）制备的316L钢及其后续热等静压（HIP）处理后的样品在静态铅铋共晶（LBE）中的溶解腐蚀机制。实验条件为反应堆相关氧浓度（~5×10⁻⁷ wt.%）、500℃、最长4000小时。结果表明，两种钢均发生溶解腐蚀，LBE优先侵蚀缺陷区域。LPBF 316L钢的平均溶解深度显著大于LPBF+HIP 316L钢，表明LPBF产生的非平衡缺陷加剧了溶解腐蚀，而HIP处理后耐蚀性恢复。溶解区均发生奥氏体向铁素体的相变，其中Kurdjumov-Sachs（K-S）和Nishiyama-Wassermann（N-W）为α/γ相的主要取向关系（OR），尤其在LPBF+HIP 316L钢中占主导；Pitsch OR虽存在但占比很小。原子分辨率表征发现，在沿机械纳米孪晶界的渗透尖端处，钢基体与纳米非晶氧化层界面形成1纳米厚的富Bi/Ni相干界面相，介导Ni的浸出。理论计算证实Bi比Pb更易在奥氏体钢表面偏聚，其界面偏聚通过Ni-Bi体系的负混合焓促进Ni向外扩散。Fe和Cr也通过氧化/分解过程被提取，因此溶解腐蚀涉及三种钢基元素的同步流失，而非仅Ni。研究最终提出了原子尺度的溶解腐蚀机制模型。

二、图文解析

图1：(a,c)晶界分布图及(b,d)取向差角分布：(a,b)为"LPBF 316L"钢，(c,d)为"LPBF+HIP 316L"钢在LBE暴露前的状态；(e)两种钢的取向差角及(f)晶界密度对比。

图2：(a,d)EBSD取向图，(b,e)晶界分布图与CSL型晶界统计，(c,f)晶粒尺寸分布："LPBF 316L"与"LPBF+HIP 316L"钢在LBE暴露前的显微组织特征。

图3：(a,d)晶粒取向差(GOS)图，(b,e)几何必需位错(GND)分布图，(c,f)GND密度分布：两种钢在LBE暴露前的缺陷状态。

图4：SEM背散射电子图像显示500℃、~5×10⁻⁷ wt.%氧浓度LBE中暴露不同时长（约500h和4000h）后的表面形貌：(a,b)"LPBF 316L"钢，(c,d)"LPBF+HIP 316L"钢。

图5："LPBF+HIP 316L"钢在500℃、3094h暴露后：(a)背散射图像，(b)EDS面扫描，(c)线扫描分析溶解区与基体界面（浅虚线为分界线）。

图6：两种钢在500℃LBE中暴露4000h内的平均溶解深度随时间变化曲线。

图7：(a,e)背散射图像，(b,f)EBSD取向图，(c,g)物相图，(d,h)GND密度图：(a-d)"LPBF 316L"钢与(e-h)"LPBF+HIP 316L"钢在3094~3393h暴露后的对比。

图8："LPBF 316L"钢3393h暴露后：(a)γ/α相界面取向关系（K-S、N-W、Bain、Pitsch）的失配角频率分布，(b)典型γ/α界面EBSD取向图，(c)对应极图的立体投影分析。

图9："LPBF+HIP 316L"钢3094h暴露后：(a)γ/α相界面取向关系的失配角频率分布，(b)典型界面EBSD取向图，(c)特征晶面/晶向的极图投影。

图10："LPBF 316L"钢3393h暴露后：(a,b)孪晶界处LBE渗透通道的TEM明场像，(c,d)渗透尖端HAADF-STEM图像与EDS成分图，(e)非晶氧化物/钢基体界面的高分辨TEM图像，(f,g)渗透端面特征与基体选区衍射谱。

图11："LPBF+HIP 316L"钢中：(a)含台阶缺陷的共格纳米孪晶界HAADF图像，(b)四原子高度台阶处Shockley不全位错的IFFT分析，(c)矩形区GPA应变场分布。

图12："LPBF 316L"钢在500℃、3393h LBE暴露后：(a)渗透通道产物的HAADF-STEM图像，(b)EDS成分图，(c,d)HRTEM图像及对应FFT衍射花样（插图为放大显示）。

图13："LPBF 316L"钢3393h暴露后：(a)非晶氧化层/钢基体界面的原子分辨率HAADF图像，(b)EDS面扫描，(c)线扫描及(d)局部放大，显示(220)晶面存在富Ni/Bi表面层；(e,f)原子尺度HAADF图像显示Bi原子在钢表面吸附或进入晶格（STEM二维投影下观测），界面相化学宽度约1nm并与fcc-Fe晶格保持共格。

图14："LPBF+HIP 316L"钢3094h暴露后：(a,b)黄虚线标记LBE优先渗透路径的TEM明场像与HAADF图像；(c-e)显示孪晶界处形成指状渗透通道（根部呈负曲率）；(f)HAADF图像显示LBE与钢基体间存在非晶氧化物；(g)EDS分析表明氧化物分为富Fe/O外层和富Fe/Cr/O内层（尖晶石结构），并观察到表面富Ni纳米层。

图15："LPBF+HIP 316L"钢3094h暴露后：(a)渗透尖端的原子分辨率HAADF图像，(b)EDS面扫描，(c)线扫描及(d)放大图显示尖端表面富集Ni/Bi；(e,f)原子尺度HAADF显示界面由交替(111)/(200)晶面（下半部）和(111)/(111)晶面（上半部）构成，界面相化学宽度约1nm。

图16：(a)表面吸附（0层）与固溶（1-3层）体系的形成能；(b,d,f)fcc-Fe_0.5Cr_0.18Ni_0.32界面相(100)/(110)/(111)面的Pb/Bi吸附自由能与化学势关系；(c,e,g)DFT计算的电荷密度模型（橙色/浅绿色分别表示电荷增加/减少）。

图17：增材制造316L钢纳米孪晶界窄通道内溶解腐蚀（伴随轻度氧化）机制的示意图，箭头表示原子扩散方向。

三、结论

    本文研究了经激光粉末床熔融（LPBF）制备的两种316L钢（分别进行与未进行热等静压处理）在含反应堆级氧浓度（~5×10⁻⁷ wt.%）的静态铅铋共晶（LBE）中、500℃条件下暴露长达4000小时的多尺度溶解腐蚀机制。研究结果从原子尺度揭示了增材制造钢/LBE体系的溶解（伴随轻度氧化）机理，主要结论如下：

1）两种钢均发生溶解腐蚀，平均溶解深度与暴露时间呈近似线性关系。经HIP处理的"LPBF+HIP 316L"钢溶解速率（0.0067 μm/h）显著低于未处理的"LPBF 316L"钢（0.02643 μm/h）。

2）HIP处理通过消除LPBF 316L钢中的位错胞等非平衡微观结构，可有效提升其抗溶解腐蚀性能。

3）溶解区均发生γ→α相变。两种钢中γ/α相的取向关系以K-S和/或N-W型为主，Pitsch型仅占少数。

4）原子尺度STEM-HAADF成像显示，沿机械纳米孪晶界的渗透尖端处，两种钢具有相似的界面结构：钢基体与纳米非晶氧化层之间存在1纳米厚的富Bi/Ni相干界面相（而非铁素体或Ni-Bi金属间化合物等常见腐蚀产物）。由于缺陷密度更高，未处理钢中Bi的界面偏聚更显著。该相干界面相对介导Ni从基体的浸出起关键作用。

5）理论计算证实Bi比Pb更易在奥氏体钢表面偏聚。Bi的优先偏聚通过Ni-Bi体系的负混合焓促进Ni从钢基体外扩散。

6）溶解腐蚀过程中，虽然Ni优先被Bi吸引，但所有主要合金元素（Fe、Cr、Ni）均同步脱离基体，而非传统认为仅Ni被选择性提取。Fe和Cr在氧势足够时通过氧化/分解过程流失。溶解腐蚀产物（如铁素体）是在合金元素进入LBE并达到各自溶解度极限后通过沉淀/冷凝形成，而非直接在钢-非晶氧化物界面生成。