發(fā)展更高溫度和更高壓力的超（超）臨界火電站是降低溫室氣體排放、保證能源安全穩(wěn)定的關鍵技術之一。P92鋼作為成熟的商用馬氏體耐熱鋼，擁有優(yōu)異的抗蠕變性能、焊接性能及一定的抗高溫氧化/腐蝕能力，已被廣泛用作超（超）臨界火電站機組的過熱器、再熱器、集箱、主蒸汽管道和再熱蒸汽管道等關鍵部件的材料[1]。因此，系統(tǒng)評價P92鋼的氧化行為及機制不僅可以為現(xiàn)有材料及電站的服役提供數據支撐，還可以為未來馬氏體耐熱鋼的抗氧化設計提供參考。 

國內已有大量學者研究了9Cr馬氏體耐熱鋼在超（超）臨界水中的氧化行為及機制[2-7]。重點關注了不同溫度、壓力和氧含量下氧化膜隨氧化時間的生長規(guī)律及機制，并主要形成了以下共識：溫度[3,8]和壓力[9]升高均會顯著加速氧化，導致表面形成多孔的氧化物；氧化質量增加及氧化膜厚度隨氧化時間呈近似拋物線規(guī)律[9-12]；氧化膜主要由富Fe的外層、富Fe-Cr的內層及氧化物-基體混合的內氧化層組成[1,11-13]；氧化膜外層由Fe向外擴散與氧結合形成，氧化膜內層由氧向內擴散與Fe和Cr結合而成，內氧化層由沿位錯、板條界等快速擴散通道擴散至基體的氧與Fe-Cr結合而成[14]。高氧含量及長時氧化均可導致表面多孔Fe2O3的形成[15]。 

然而，先前的工作對合金元素在氧化過程中的擴散行為關注度不多。尤其是Cr和Ni元素在氧化膜內層中的微觀分布，Cr元素在氧化膜外層中的分布等。合金元素是影響氧化行為的關鍵材料學因素之一。因此，筆者通過開展P92鋼在650 ℃，30 MPa的含氧超（超）臨界水中的氧化試驗，使用掃描電子顯微鏡（SEM）和拉曼光譜（Raman）等表征手段，研究了P92鋼氧化膜形貌及結構隨氧化時間的演變規(guī)律，揭示了合金元素隨氧化時間的分布規(guī)律。 

1.   試驗

1.1   試驗裝置

試驗裝置為北京科技大學國家材料服役安全科學中心的超（超）臨界水汽環(huán)境結構材料試驗裝置，如圖1所示。該裝置主要包括給水系統(tǒng)、2.5 L高壓釜、水冷裝置、溫度控制系統(tǒng)。給水系統(tǒng)可向高壓釜補水，并實時監(jiān)測和控制水化學條件，包括溶解氧和電導率。經溫控系統(tǒng)加熱至試驗溫度的超（超）臨界水汽進入高壓釜。氧化試驗在高壓釜的均溫段進行。高壓釜中的超（超）臨界水汽經水冷裝置冷卻后經過離子交換器后回流至水箱。 

圖  1  超（超）臨界氧化系統(tǒng)示意

Figure  1.  Schematic diagram of supercritical (or ultra-supercritical) oxidation system

1.2   試樣及試驗

從P92鋼管上垂直于軸向的方向切取尺寸為20 mm×10 mm×2 mm的片狀試樣進行氧化試驗。試樣表面經碳化硅砂紙逐級（200~1000號）打磨后，采用蒸餾水和乙醇超聲清洗。 

將試樣暴露于給水流量為1.8~2.0 L/h、電導率為1.5~2.0 mS/cm的超（超）臨界水（SCW）中，溫度為650 ℃，壓力為30 MPa。氧化時間分別為10，50，150，200，250，400，600，800 h，每個氧化時間使用三個平行試樣。為了避免頻繁升降溫過程和釜中試樣的空間位置對氧化行為的影響，試驗中每個氧化時間均為單獨的連續(xù)試驗。給水中溶解氧（DO）質量濃度約為100 μg/L。氧化前，測試溫度分兩步升至650 ℃。首先，溫度以1 ℃/s的速率升至500 ℃，然后以2 ℃/s速率升至650 ℃。試驗結束后，關閉增加泵，進水流量降至零，系統(tǒng)壓力逐漸降至大氣壓，同時，系統(tǒng)進入降溫過程，以2 ℃/s的速率降至室溫，最終試驗段底部為極少量液態(tài)水，其余空間均為氣態(tài)，避免了次臨界高溫液相環(huán)境進入而引起的表面氧化膜溶解和再沉積。 

1.3   表征手段

采用三個平行試樣測量腐蝕質量增加，且其中兩個試樣用于表征橫截面整體形態(tài)，以確保結果的可靠性。每個平行試樣從上下兩個表面中分別選取一個視野，每個視野中選取三個位置測量氧化膜厚度。使用化學鍍鎳法在試樣表面鍍鎳，以保持氧化膜的完整性。然后使用線切割技術制備橫截面試樣，并將試樣嵌入導電熱鑲嵌樹脂中。使用配備Oxford Instruments Aztec X-MAX 50 EDX型檢測器和電子背散射衍射（EBSD，Nordlys MAX 3型）系統(tǒng)的掃描電子顯微鏡（SEM，Zeiss Merlin compact型）來表征氧化膜的橫截面形態(tài)。拉曼測試使用HORIBA FRANCE SAS生產的LabRAM HR Evolution型設備進行。在測試過程中，選擇了波長為532 nm的氦氖激光器。選取500 nm光柵，使用15 mW功率積分3×20 s。 

2.   結果與討論

2.1   氧化動力學

由圖2可見：隨著氧化時間的增加，氧化膜厚度增加，當氧化時間達到800 h時，氧化膜厚度的方差顯著增大，表明氧化的不均勻性顯著增加；質量增量也隨氧化時間的增加而增加。氧化膜厚度和氧化導致的質量增量隨時間變化的表達式如下： 

式中：ΔH為氧化膜厚度；ΔW為單位面積試樣的質量增量；t為氧化時間；n為反映氧化物生長的時間依賴性參數；k為速率常數。 

圖  2  氧化膜厚度和試樣質量增量隨氧化時間的變化曲線

Figure  2.  The variation curves of oxide film thickness (a) and sample mass gain (b) with oxidation time

從圖2中還可見，氧化膜總厚度和單位面積試樣的質量增量隨時間均遵循近拋物線規(guī)律。氧化膜質量增加曲線和氧化膜厚度變化曲線具有高度的相似性，這表明氧化過程中沒有發(fā)生顯著的氧化膜溶解和剝落現(xiàn)象。 

2.2   氧化膜表面物相

由圖3可見：在氧化早期（10 h）可以觀察到拉曼光譜主峰位于300，533，659 cm-1處，這些主峰對應的物質為Fe3O4尖晶石。當氧化時間達到150 h時，出現(xiàn)了拉曼峰向高波數偏移的現(xiàn)象。一般認為，氧化物在受壓應力時向高波數偏移，受拉應力時則向低波數偏移。隨著初始氧化物顆粒的逐漸長大，氧化膜中壓應力逐漸增加。但當氧化時間到200 h時，氧化膜表面開裂，膜內壓應力釋放，拉曼峰又重回初始位置。表面氧化物的物相發(fā)生顯著變化，見圖4。拉曼峰的位置出現(xiàn)在229，243，290，408，508，611，659，809，1 087，1 312 cm-1處，這些峰值位置對應Fe2O3。隨著氧化時間繼續(xù)增加，表面物相不再發(fā)生變化。結合表面形貌（圖4）可以推斷，中心有孔洞的氧化以及致密的粗大多面體氧化物為Fe3O4，但表面具有片層的多面體氧化物既可能是Fe3O4也可能是Fe2O3，而細小多孔的氧化物為Fe2O3。 

圖  3  試樣在含100 μg/L氧的超（超）臨界水中氧化不同時間的表面拉曼光譜

Figure  3.  Surface Raman spectra of samples oxidized for different durations in supercritical (or ultra-supercritical) water containing 100 μg/L oxygen

圖  4  試樣在含100 μg/L氧的超（超）臨界水中氧化不同時間的表面SEM形貌

Figure  4.  SEM morphology of samples oxidized for different durations in supercritical (or ultra-supercritical) water containing 100 μg/L oxygen

2.3   氧化膜表面形貌

由圖4可見：表面氧化物顆粒在生長過程中呈現(xiàn)多種形態(tài)。經過短時間（10 h）氧化后，P92鋼表面生成相互連接緊密的氧化物顆粒，但在氧化物顆粒的中心存在微孔。當氧化時間達到50 h時，氧化物顆粒尺寸增大，表面圓形微孔轉變成多邊形坑洞。當氧化時間到達150 h時，氧化物顆粒上的微孔愈合。有研究指出，在氧化早期，F(xiàn)e2+和Fe3+優(yōu)先沿基體界面擴散導致微孔的形成。當形核結束后，外層氧化膜的生長依賴于金屬陽離子沿基體及氧化物晶格體擴散，這導致微孔愈合[8,16]。盡管微孔已經愈合，但氧化物顆粒表面仍存在明顯的凹陷。另外，氧化物顆粒的持續(xù)生長會使膜內壓應力不斷升高，但壓應力的存在將有效阻止氧化膜裂紋的生成和擴展。然而，在冷卻過程中，基體于氧化層膨脹系數的差異誘發(fā)氧化膜破裂[17]。當氧化時間繼續(xù)增加到200 h時，氧化物顆粒轉變成規(guī)則的多面體，但多面體表面上可以觀察到明顯的片層狀結構并伴有裂紋形成，層狀結構的產生可能與Fe3O4向Fe2O3的固態(tài)轉變或Fe2O3在表面沉積生長有關，造成該現(xiàn)象的原因有待進一步研究。當氧化時間繼續(xù)增加到400 h時，表面被新的不規(guī)則的多孔Fe2O3覆蓋，這和氧化10 h后表面均勻平坦的多孔Fe3O4差異顯著。當氧化時間繼續(xù)增加到800 h時，多孔氧化物高度起伏，形成瘤狀氧化物。波谷處氧化膜的空隙率更大。 

2.4   氧化膜截面形貌

由圖5可知，在氧化早期（10 h），試樣表面即形成了完整的三層結構，分別為由柱狀晶組成的氧化膜外層、由細小氧化物顆粒組成的完全氧化的氧化膜內層以及由優(yōu)先氧化通道、納米級氧化物顆粒和殘余基體組成的內氧化層（也稱擴散層）。內氧化層中存在優(yōu)先氧化通道，這些優(yōu)先氧化通道的前沿存在亮白色析出相，這表明優(yōu)先氧化通道沿界面形成。晶界上不規(guī)則的復雜結構，包括板條界上的位錯結構、板條束和板條塊上的無序結構，均為氧離子擴散提供快速通道，使晶界具有比晶內更高的自擴散速率，因此晶界擴散導致了優(yōu)先氧化通道的形成[14]。氧化150 h后，內氧化層中可以清晰觀察到大量的彌散分布的納米級氧化物顆粒[13-14]。有研究指出，該氧化物顆粒為形成于位錯線上的FeCr2O4，且與基體呈特定取向，即[110]FeCr2O4//[100]BCC以及（001）FeCr2O4//（001）BCC[18-19]，這種多層膜結構的特征保持至200 h。當氧化時間超過400 h時，柱狀晶外層生成一層細小且多孔的氧化物，結合拉曼光譜和表面形貌可知，多孔氧化物為Fe2O3。低Cr馬氏體鋼表層Fe2O3通常在兩種情況下形成，即高氧分壓和長時間氧化。在穩(wěn)態(tài)熱力學條件下，當超臨界水/氧化物界面氧分壓足夠高時，F(xiàn)e和O可反應形成Fe2O3，當氧分壓較低時，則生成Fe3O4。但隨著氧化時間的逐漸增加，F(xiàn)eCr2O4層逐漸變厚，擴散至超臨界水/氧化物界面的Fe通量逐漸減小，則已存在的Fe3O4被進一步氧化成Fe2O3[20]。 

圖  5  試樣在含100 μg/L氧的超（超）臨界水中氧化不同時間的截面SEM形貌

Figure  5.  Cross-sectional SEM morphology of samples oxidized for different durations in supercritical (or ultra-supercritical) water containing 100 μg/L oxygen

另外，隨氧化時間的增加，氧化膜厚度的均勻性發(fā)生顯著轉變。在氧化初期，內氧化層/基體界面平直，氧化膜總厚度均勻。隨著氧化時間逐漸增加，尤其是氧化時間達到800 h時，氧化膜厚度變得不均勻，尤其是氧化層內層厚度。導致該現(xiàn)象的原因將在下文討論。 

2.5   氧化膜截面能譜

如圖6所示，隨著氧化時間從10 h增加到200 h，盡管氧化膜的物相和表面形貌發(fā)生了改變，但截面線掃描顯示Fe、Cr和O元素的分布沒有發(fā)生顯著的變化，即氧化膜外層由恒定分布的Fe和O組成，氧化膜內層由恒定分布的Fe、Cr和O組成，而內氧化層由梯度分布的Fe、Cr和O組成。基于WAGNER理論，在理想的9Cr馬氏體耐熱鋼內氧化模型下，內氧化是氧擴散至合金內部，并導致FeCr2O4及Fe3O4在基體中析出的過程[21]。擴散過程滿足Fick第一定律，因此，O元素含量從氧化膜內層/內氧化層界面到內氧化層/基體界面線性降低。相反，F(xiàn)e元素含量向外擴散與氧發(fā)生反應生成氧化膜外層，因此，F(xiàn)e元素含量從氧化膜內層/內氧化層界面到內氧化層/基體界面線性降低。氧化膜內層是內氧化層完全氧化的結果[11]，因此其內部元素在宏觀上呈均勻分布。當氧化時間到達400 h時，近表面富Fe氧化層開始有輕微Cr富集，而當氧化時間達到800 h時，富Fe氧化層開始顯著富Cr。富Cr氧化膜外層所在區(qū)域與外層氧化膜的致密度存在顯著相關性，富Cr位置氧化膜相對致密。以上現(xiàn)象表明新生的富Cr氧化物可能填補了柱狀晶的間隙。CrO2（OH）2的揮發(fā)與再沉積可能與表層Cr元素的富集有關[22]。而再沉積的Cr生成Cr2O3，可與Fe2O3形成連續(xù)固溶體[1,23]。 

圖  6  試樣在含100 μg/L氧的超（超）臨界水中氧化不同時間后的表面氧化膜截面元素線分布

Figure  6.  Elemental line distribution across the cross-section of the surface oxide film on samples after oxidation for different durations in supercritical (or ultra-supercritical) water containing 100 μg/L oxygen

如圖7所示，當氧化時間不超過200 h時，氧化膜外層富Fe且完全貧Cr，氧化膜內層富Cr而貧Fe。在內氧化層中，O含量較氧化膜內層低，而Fe含量較氧化膜內層高。不同元素分層分布的原因已在前文給出，此處不再討論。當氧化時間達到400 h時，在氧化膜/基體界面，有少數不連續(xù)的富Cr層出現(xiàn)。應該注意，有富Cr層存在的位置氧化膜較薄。當氧化時間達到800 h時，可以觀察到大量不連續(xù)的富Cr氧化層氧化膜生長速度的最慢環(huán)節(jié)是反應物質經反應產物的擴散。擴散環(huán)節(jié)分氧負離子（O2-）經氧化膜向基體做長程擴散、金屬陽離子（Fe2+）向超臨界水/氧化膜界面做長程擴散以及金屬陽離子（Cr3+）做短程/長程擴散[23]。在氧化早期，擴散至基體內的O2-通量顯著高于FeCr2O4形核所需的O2-的物質的量，Cr3+的擴散成為最慢的控制環(huán)節(jié)，Cr3+只進行短程擴散與O2-反應形成顆粒狀FeCr2O4沉淀。此時，內氧化層可簡化為理想的Fe-Cr固溶體，氧化的深度即氧化層的厚度主要受超臨界水中O含量的影響，因此，氧化層的厚度相對均勻。隨著氧化時間的增加，逐漸增厚的氧化膜內層進一步阻礙O2-向基體擴散，導致擴散至基體的O2-通量顯著減小，O2-的擴散成為最慢的控制環(huán)節(jié)，此時Cr3+可做長程擴散，在內氧化層中形成不連續(xù)、致密、富Cr氧化物層[11]。致密富Cr氧化層的形成進一步阻礙O2-的擴散，使氧化膜總厚度減薄，從而導致波浪形的內氧化層/基體界面[14]。有研究指出，初始的高角度晶界（原奧氏體晶界、板條束/塊）可促進致密富Cr氧化層的形成[14]。因此，氧化時間越長，氧化膜厚度受微觀組織的影響越明顯。 

圖  7  試樣在含100 μg/L氧的超（超）臨界水中氧化不同時間后的表面氧化膜截面的元素面分布

Figure  7.  Elemental surface distribution across the cross-section of the surface oxide film on samples after oxidation for different durations in supercritical (or ultra-supercritical) water containing 100 μg/L oxygen

如圖8所示，在氧化早期，內氧化層中形成富Cr的優(yōu)先氧化通道，基體中也存在富Cr的板條界面。兩個位置的Cr富集并沒有顯著差別。在內氧化層中，由于Ni的高耐蝕性及其在氧化層中的低溶解度，P92鋼殘余基體中的Ni開始析出。當氧化時間達到400 h時，在氧化膜內層，靠近內氧化層的位置開始生成大量不連續(xù)的富Cr氧化物層。當氧化時間達到800 h時，這些富Cr氧化物層逐漸相互連接，在部分位置形成連續(xù)的富Cr層。應注意的是，連續(xù)富Cr層的寬度顯著大于初始的優(yōu)先氧化通道。局部富Cr層的形成有效阻礙了O2-的擴散，導致氧化膜變薄。 

圖  8  試樣在含100 μg/L氧的超（超）臨界水中氧化不同時間后的表面氧化膜截面內氧化/基體界面附近的元素面分布

Figure  8.  Elemental surface distribution near the oxide/matrix interface in the cross-section of the surface oxide film on samples after oxidation for different durations in supercritical (or ultra-supercritical) water containing 100 μg/L oxygen

3.   結論

（1）P92鋼在650 ℃/30 MPa超（超）臨界水中的氧化膜呈典型的三層結構，包括富Fe外層、富Fe-Cr內層及氧化物-基體混合的內氧化層。氧化膜外層、內層及總厚度及氧化導致質量增量隨時間近似遵循拋物線生長規(guī)律。 

（2）隨氧化時間的延長，表面Fe3O4氧化顆粒逐漸長大，中心孔逐漸愈合。隨氧化時間的進一步增加，表面生成疏松的多孔Fe2O3層。內層始終為Fe-Cr尖晶石，而內氧化層由晶內細小的氧化物顆粒、沿界面的優(yōu)先氧化通道及殘余基體組成。 

（3）宏觀上，Cr元素均勻的分布在氧化膜內層，微觀上，即使在氧化膜內層，Cr元素也富集于各類界面。Ni元素擴散并富集于內層中。當Fe2O3形成時，Cr開始向外擴散至Fe2O3層。 

（4）隨氧化時間的增加，優(yōu)先氧化通道發(fā)展成為不連續(xù)的富Cr氧化層，阻礙離子的擴散，降低氧化膜厚度。因此，隨氧化時間的增加，氧化膜厚度受微觀組織的影響趨于明顯。

文章來源——材料與測試網