超臨界 CO2 中での AFA ステンレス鋼の SCC における Al/Nb の役割について

npj 材料劣化第 6 巻、記事番号: 56 (2022) この記事を引用

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メトリクスの詳細

異なるAlおよびNb含有量を有する一連のAFAステンレス鋼のSCCを超臨界CO2中でSSRTにより研究した。結果は、Nb元素が機械的特性に対して析出強化の役割を果たす一方で、腐食特性に対してはほとんど影響を示さないことを示しています。 Alフリー材の表面酸化膜はアモルファスCr2O3とCrリッチスピネルのみから構成されていた。 Al を添加すると、Al2O3 層が形成され、元素の拡散が大幅に減少し、SCC の発生が抑制されます。 Fe3O4 は、Al を含まない材料と Al を含む材料の両方の亀裂の内部を充填します。 Al2O3層はAl含有材料の亀裂先端に形成されます。マトリックス粒子が大きいため、Al2O3 保護層は亀裂先端にしか形成できず、亀裂壁上のイオンの外向き拡散を完全に妨げることはできず、亀裂伝播に対する保護効果は限られています。

超臨界二酸化炭素 (sCO2) は、高いコンパクト性、優れた圧縮性、高い熱伝達効率という利点により、原子炉などのさまざまなエネルギーシステムの潜在的な流体として考えられています。 sCO2 冷却原子炉は、最も有望な第 4 世代原子炉の 1 つとなっています 3、4、5、6、7。しかし、動作環境下での材料の破損は、徐々に sCO2 システムの開発を制限する重要な問題の 1 つになってきました8。

現在、sCO2 冷却原子炉で使用できる従来の構造材料および被覆材料には、主にフェライト/マルテンサイト (F/M) 鋼 9、オーステナイト系ステンレス鋼 10,11、およびニッケル基合金 12 が含まれます。中でも Ni 基合金は放射性残留物が多いが、経済的コストが高すぎて大規模に適用するには適さない 13。 F/M鋼の高温耐食性は劣ります14。 550 °C sCO29 に 200 時間暴露した後の T22 鋼上の酸化膜の厚さは 32 μm を超えていました。低温環境（亜臨界水など）にさらされたオーステナイト系ステンレス鋼や F/M 鋼では、表面に Cr2O3 や Cr を含む酸化物層が形成され、最も重要な保護の役割を果たします15。しかし、これらの Cr 酸化膜の高温 sCO2 中での安定性はまだ不十分です 10,16,17,18。わずか 500 h10 sCO2 に曝露された 310 および 316 ステンレス鋼の表面には、広範囲の酸化膜の剥離と多くの気孔が観察されました。これは、sCO2 冷却原子炉、特に被覆材の用途の要件を満たすことができません。

この問題を解決するには、sCO2中で高い耐酸化性を有するだけでなく、加工が容易でコストが低いという利点を維持した材料が必要となります。したがって、当初は耐クリープ性を改善するために開発されたアルミナ形成オーステナイト (AFA) ステンレス鋼 19、20、21、22、23、24 がますます注目を集めています。以前の研究では、800 °C の空気 25 および超臨界水 26 における AFA 鋼の質量増加は、連続的な Al2O3 層が形成されるため非常に低いことが示されています。アルミナ (Al2O3) は Cr2O3 と同じコランダム型の格子を持っていますが、Al2O3 の熱力学的安定性はより高く 22、高温および腐食環境にさらされる材料に対してより優れた保護を提供すると期待されています 27、28、29。 Pint et al.30 は、いくつかの市販の Fe ベースおよび Ni ベースの構造合金の CO2 圧力適合性を比較し、Al 含有材料の質量増加が最も低いことを発見しました。 sCO2 中の AFA-OC6 の酸化膜は、低温または短時間曝露後では主に薄く連続した Al2O3 と (Cr, Mn)3O4 で構成されていましたが、温度と曝露時間が増加するにつれて酸化膜は複雑な多層構造を示しました 31。さらに、Al の添加により、材料中に Ni-Al 相 20、21、22、23、24、32、33 が形成され、材料のクリープ強度も向上します。これにより、将来、高強度材料における AFA 鋼の応用可能性が向上します。温度 sCO2 環境。鋼の一般的な耐食性も、Al 添加量の増加に伴って鉛-ビスマス共晶中で強化されましたが、酸素濃度が低い場合にのみ連続的な Al に富んだ酸化膜が形成されました 34,35。

しかし、初期の研究は主に AFA 鋼の一般的な腐食挙動に焦点を当てており、AFA 鋼の機械的特性は主に空気中で試験されました 19,20,21,22,23,24,36。 AFA 鋼に対する sCO2 中での機械的試験はほとんど行われていません。実際には、化学腐食と機械的応力が同時に材料に作用し、材料の応力腐食割れ（SCC）を引き起こす可能性があり、軽水炉（LWR）の部品破損において最も重要な役割の 1 つを果たします 37。 sCO2 は一定の荷重で材料の亀裂を促進すると報告されています 38。 Sridharan ら 39 は、U ベンドサンプルを使用して sCO2 中での 316 および合金 230 の SCC を評価し、U ベンドに作用する応力は SCC を促進せず、酸化生成物も大きく変化しないと報告しました。 Olivares et al.40 は、内部が加圧された高 Ni 合金パイプに対して sCO2 腐食試験を実施し、内部の酸化速度が内部圧力により速くなることがわかりました。表面上の酸化膜の形成は、材料の機械的挙動に影響を与えると予想されます41、42。残念ながら、AFA 鋼の場合、sCO2 中での SCC 挙動は注意深く研究されておらず、破壊メカニズムは明らかにされていません。

Nb の効果について、Shi ら 43 は、Fe-(15.2–16.6)Cr-(3.8–4.3)Al-(22.9–28.5)Ni (wt.%) の組成を持つ AFA 合金の腐食挙動を研究しました。 600 °C および 650 °C の酸素含有溶融 Pb 中で実験を行ったところ、少量の Nb 添加により Cr の利用可能性が増加し、早期の Cr2O3 形成が促進され、Al として機能する B2-NiAl 相の析出が誘発/強化されたことがわかりました。 Al2O3の形成のための貯留層。 1200 °C の蒸気中では、Nb の添加により Al(7.9 ～ 8.9)Cr(21.4 ～ 23.2)Ni(34.3 ～ 35)Febal(at.%) 合金の酸化物付着が増加し、酸化膜剥離が減少し、材料の耐酸化性が向上しました44。一方、Shen et al.45 は、Fe2Nb 相が Al の外向き拡散を抑制するため、Nb の添加は 1050 °C での Fe-25Ni-10Cr-4.5Al 鋼の耐酸化性に悪影響を及ぼすと考えました。機械的性能に関しては、二次ナノサイズ NbC は Fe-25Ni-18Cr-3Al (wt.%) および 15Cr-15Ni オーステナイト系ステンレス鋼の耐クリープ性を向上させるだけでなく、長期時効後でも高温強度を向上させます 46,47 。しかし、sCO2 に曝露された AFA 鋼の場合、Al および Nb 含有量が腐食および SCC メカニズムに及ぼす影響はまだ不明であり、さらなる努力が必要です。

この研究では、600 °C/10 MPa で sCO2 に曝露された、Al および Nb 含有量が異なる AFA 鋼の SCC 挙動を、低速ひずみ速度引張 (SSRT) 試験によって研究しました。破断面、き裂の密度と大きさ、酸化皮膜の組成を定量的に測定した。これらの結果に基づいて、高温高圧 sCO2 中での AFA 鋼の亀裂の発生と成長に対する Al と Nb の影響を比較しました。そしてSCCにおけるAlとNbの作用機構を提案した。

図 1 は、応力 - ひずみ曲線と、破損した引張サンプルの対応する写真を示しています。すべてのサンプルで、わずかなネッキングと暗色の腐食生成物が観察されます。サンプルの降伏強さ (YS)、極限引張強さ (UTS)、および伸びを表 1 に示します。YS と UTS は、Al および Nb 含有量の増加に伴って増加することがわかります (A3 > A2 > A1 > A0)。材料の伸びは、Al の増加に伴って最初に増加し、次に減少します。一方、Nb の添加により伸びは減少します。

sCO2 中のさまざまな材料の SSRT 応力 - ひずみ曲線。（A0：0Al-0.6Nb、A1：2.5Al-0.6Nb、A2：3.5Al-0.6Nb、A3：3.5Al-1Nb）。

強度に対する Nb の影響は、マトリックス中の NbC36 の析出に起因すると考えられます。図 2 にあるように、材料中に明るい NbC 析出物が存在します。 Nb は原子番号が大きいため、Nb 化合物 (NbC) は後方散乱電子 (BSE) 画像で明るい色を示します 20、21、24。透過型電子顕微鏡 (TEM) を使用して、NbC 析出物をさらに特定します。明視野（BF）画像、ナノビーム回折パターン、EDSドットスキャン結果をそれぞれ図2f、gに示します。 BSE 画像に示されているように、NbC 析出物のほとんどは粒界 (GB) に分布しており、そのうちのいくつかは粒子の内部に分布しています。これは、以前に発表された結果 20、21、24 と一致しています。 NbCのサイズ分布を図2e)に示します。 NbC は一次炭化物であり、鋳造プロセスで液体金属から直接析出します。 SSRT プロセス (老化は同時に起こります) は、NbC の含有量やサイズにはほとんど影響しません。さまざまな AFA サンプル中の NbC の体積分率も測定されます。 Nb含有量が0.6重量％から増加すると、 % から 1.0 wt.% に増加すると、NbC の体積分率も 0.36 vol.%、0.20 vol.%、0.30 vol.% (A0 ～ A2) から 0.72 vol.% (A3) に増加します。

a – c A1 – A3サンプルのBSE結果、d 温度に対する相組成の熱力学シミュレーション、e NbCのサイズ分布、NbC析出物のTEM結果（f）BF画像および（g）NbC粒子のナノビーム回折パターン。

引張プロセスでは、NbC の析出物が材料の変形を妨げます。一方、NbC 析出物は主に粒界に分布しており、この領域での応力集中に寄与し、粒界に亀裂が発生しやすくなります。したがって、NbC 析出物の含有量が高い材料は、亀裂が発生しやすく、伸びが低くなります。同様の結果は他の研究者によっても報告されています48、49、50。次のセクションに示すように、NbC 濃度によって誘発された内部亀裂がサンプルの中心に広く観察されます。したがって、Nb含有量が増加すると、材料の靭性は単調に減少します。低炭素鋼中の Nb の溶解度は非常に低い (約 0.01%) 51,52 ため、Nb 元素の大部分は NbC の形で析出します。したがって、溶質 Nb の量は無視できる程度であり、その影響はこの研究では議論されません。

Al の添加は鋼中の NiAl 相の形成に寄与し、材料の高温強度を向上させます53。しかし、この研究では、図 2a に示すように、SSRT 試験前の固溶体処理サンプルには Al 含有析出物は観察されず、これは図 2d の熱力学計算結果 33 と一致しています。固溶温度が860℃を超えると、基本的にAl元素はオーステナイト格子に固溶し、NiAl相の量はゼロとなる。本研究では固溶化処理後に水焼入れを行っているため、Al元素は材料中に固溶したままとなっています。ただし、SSRT テストでは、Al を含む析出物が形成されます。これは、SSRT 試験が 600 °C で実行され、材料の時効により Al 含有析出物の析出が生じるためです。

a A0: 0Al-0.6Nb、b A1: 2.5Al-0.6Nb、c A2: 3.5Al-0.6Nb、d A3: 3.5Al-1Nb、e IGSCC パターン、および (d) 白枠内の f 延性パターン。

Al を添加すると、サンプル表面に保護用の Al2O3 が形成され、腐食環境で試験される材料の靱性が向上することが報告されています 8,25,54。これは、A1 の伸びがA08,25,54よりもはるかに高い。しかしながら、３．５重量％のＡｌを含むサンプル（Ａ２およびＡ３）の伸びは、Ａ０と同様であり、Ａ１よりも低い。上で述べたように、AFA 鋼の Al の増加は、材料の機械的特性に 2 つの方法で影響を与える可能性があります。1 つは、Al 含有量が高いと、600 °C sCO2 でより多くの Ni-Al 析出物が形成されるため、強度が低下することです。材料が増加し、伸びが減少します。一方、高レベルの Al 添加は材料の耐酸化性を高め、その結果材料の靱性を高めることができます 8、25、54。 2 つのメカニズムの組み合わせによって、AFA 鋼の最終的な機械的特性が決まります。これについては、次の段落でさらに説明します。また、図1に示すように、ヤング率に対するAlおよびNbの影響も強度に対する影響と同様です。NbまたはAlの増加に伴い、NbCまたはNi-Alの析出量が増加し、転位とスリップバンドの移動により、材料のヤング率が増加します。しかし、変位測定装置（リニア可変差動トランス、LVDT）は高温高圧の水に長時間さらされることに耐えられず、オートクレーブの外に設置されています。測定されたひずみは、必然的にサンプルのゲージ部分の真のひずみよりも大きくなります。したがって、ヤング率の絶対値は意味がありません。

A0 サンプル (0Al-0.6Nb) の引張曲線は基本的に滑らかです。同じ試験条件下では、Al を添加したサンプル (A1、A2、および A3) の引張曲線には明らかな鋸歯状の降伏があり、これは動的ひずみ時効 (DSA) メカニズムに起因すると考えられます。このメカニズムは次のように要約されます。塑性変形中に、転位が何らかの障害物によって固定され、強度が増加します。その後、転位はこれらの障害物を取り除いて動き続けるため、強度が低下します55。このプロセスは最終的に鋸歯状の流れと不連続な塑性変形として現れます。 A1 ～ A3 サンプルの DSA 振幅は、それぞれ 10.44 ± 2.62 MPa (2.5Al-0.6Nb)、14.05 ± 2.85 MPa (3.5Al-0.6Nb)、および 12.04 ± 2.43 MPa (3.5Al-1Nb) です。異なる Al 含有量の AFA 鋼の DSA 値は近いですが、DSA に対する Al 含有量の影響を定量的に分析するには、より多くのデータが必要です。

さまざまなサンプルの破面図を走査型電子顕微鏡 (SEM) で観察し、図 3 に示します。各サンプルの破面は、粒界応力腐食割れ (IGSCC) 領域と延性破壊領域の 2 種類のパターンに分類できます。図3eに示すように、IGSCC領域が拡大されています。 IGSCC パターンはすべてのサンプルで観察され、破壊の大部分を占めています。これは、すべての材料の IGSCC 傾向が高いことを示しています。サーバルの二次粒界亀裂 (青い矢印でマーク) も観察されます。延性破壊領域は、その典型的なパターンが図3fに示されており、多くのディンプルで構成されており、破壊上の小さな領域を占めています。

すべてのサンプルの破断領域と延性破断領域は、それぞれ赤と黄色の円でマークされています。次に、断面収縮とIGSCCの比率を測定し、表2に示します。ネッキングの程度は、破断面積を元の断面面積で割ることによって計算されます。 IGSCC比は、IGSCC面積を破断面積で割ることによって計算されます。データが示すように、A0 サンプルでは 100% の IGSCC が発生します。一方、Al を添加すると、延性破壊領域が現れ、A1、A2、および A3 サンプルの破壊領域の約 10 ～ 15% を占めます。これらのサンプルの中で、A2 サンプルはネッキングが最も高く、SCC 傾向が低いです。全体として、Al元素を含む3種類の材料のIGSCC比の差は小さい。これは、Al の少量の添加 (2.5 wt.%) が耐 SCC 性に対して明らかな利点をもたらす一方、Al のさらなる増加 (2.5 wt.% から 3.5 wt.%) によって利点の効果がさらに増加するわけではないことを示しています。。

表面酸化膜は、sCO2 への曝露中の亀裂の発生に支配的な影響を及ぼします。したがって、このセクションでは酸化皮膜を優先して分析します。引張試験片の破断付近のひび割れのない柱状表面上の酸化膜の形態を図4に示します。酸化物は2つのカテゴリに分類できます。酸化膜上には平均寸法約 0.3 μm の大きな酸化物粒子がいくつか点在しています。 SEM-EDS の結果によれば、これらの大きな酸化物粒子は、56.9 at.% の O、30.2 at.% Fe、8.8 at.% Cr、および 3.5 at.% Ni で構成されています。公表された結果を参照すると、これらの粒子はスピネル10、56、57、58、59、60です。 SSRT 試験後のサンプル表面に見られる傷は、酸化膜が非常に薄いことを示しています。一般的な腐食プロセスでは、材料表面の酸化物粒子のサイズが腐食の程度を示します。酸化物粒子が大きいほど、一般的な腐食の程度が高くなります。これらのサンプルの中で、A0 の表面の酸化物粒子が最も大きく、A0 の全体腐食の程度が最も深刻であることがわかります。 Al元素の添加により、A1、A2、A3合金表面の酸化物粒子のサイズは約0.2μmまで減少し、耐食性が向上することがわかります。耐食性の向上は、材料の耐SCC性にも役立ちます。

a A0 サンプル (0Al-0.6Nb)、b A1 サンプル (2.5Al-0.6Nb)、c A2 サンプル (3.5Al-0.6Nb)、d A3 サンプル (3.5Al-1Nb)。

A0 および A2 サンプルの酸化膜（破断付近の亀裂のない部分、図 4 の赤い点線のボックスでラベル付けされた部分）の詳細な断面微細構造を、それぞれ図 5、6 に示すように TEM で調べました。 A0サンプル上の酸化膜の厚さは約560 nmで、図5cのBFおよび高角度環状暗視野（HAADF）画像で確認できるように、外側のアモルファスCr2O3層と内側のCrリッチスピネル層を含んでいます。 d. 高温 CO2 にさらされた Cr 被覆材料の表面にはアモルファス Cr2O3 が形成されることが報告されている 261,62. また、Yue ら 63 および Liu ら 64 は、主に Cr2O3 を含むアモルファス層が観察されることを報告している亜臨界 CO2 に曝露された API-P110 グレード 13Cr および 2205 二相ステンレス鋼の表面では、ナノ多結晶酸化物がはるかに高い温度環境で形成されました。要約すると、軽度に腐食したサンプルには非晶質 Cr2O3 が常に存在します。アモルファス Cr2O3 の形成は材料の腐食度が比較的低いことに関係していると推測できます。今回の研究では、Cr含有量が比較的高く、研削処理後の下地層の粒径が非常に小さいため、Cr元素の外方拡散速度が速く、連続したCr2O3酸化物層が最初に形成される。 Cr2O3 が早期に形成されると腐食度が低くなり、Cr2O3 は十分に結晶化されていません。その結果、Cr2O3 は非晶質構造を示します。内側の酸化物層は多結晶スピネルです。図5eのEDSマッピングは、この層の主な組成がCrとOであり、Fe元素はわずかしか観察されないことを示しています。したがって、この層は Cr リッチなスピネルで構成されています。

a BF 画像、b HAADF 画像、c、d I および II 領域のナノビーム回折パターン、e (a) の EDS マッピング。

a BF画像、b (a)の黄色枠内の酸化膜の拡大、c (a)の白枠内のHAADF画像、d (c)のEDSマッピング。

上記の結果によれば、腐食プロセスは次のように要約できます。最初にアモルファス Cr2O3 層が形成され、次に一部の Fe イオンがアモルファス Cr2O3 層に侵入して Cr2O3 と反応し、その結果 Fe-Cr スピネルが形成されます。層。ただし、外方拡散する Fe イオンが不足し、Cr2O3 層を完全に消費することができません。したがって、いくらかの残留Ｃｒ２Ｏ３が酸化膜の上部に依然として存在し、スピネルが酸化膜の底部に存在する。図5bに示すように、酸化物/マトリックス（O/M）界面にも細孔が観察され、それらの細孔の周囲の材料も酸化されます。内部酸化ゾーン (IOZ) が粒界に沿って観察されます。腐食過程では、Cr、Fe、Alなどの金属元素が表面へ外方拡散し、酸化皮膜を形成します。その間に、マトリックスが緩み、細孔が形成されます。この毛穴がさらに成長して互いにつながると、亀裂が生じる可能性があります。

図6に示すように、平均厚さ約100 nmの多層酸化膜がA2サンプルの表面を覆っています。これは、A0サンプルの酸化膜（約560 nm）よりもはるかに薄く、緻密です。酸化皮膜が緻密になると、引張時に亀裂が入りにくくなります。具体的には、酸化膜は３層に分けることができる。 2 つの Cr リッチ層 (非晶質 Cr2O3 と多結晶 Cr リッチスピネル) の下にある最下層は、Al2O3 多結晶層です。図6fに示すように、Al2O3層は連続的で無傷です。 SSRT 試験では表面材料がねじれていますが、依然として Al2O3 層がほぼ表面全体を覆っています。図 6c の微小亀裂の場合でも、Al2O3 が亀裂の内部を満たし、さらなる腐食と亀裂の成長を抑制します。連続的な Al2O3 層の形成により Fe イオンの外方拡散が減少し、試験前に表面に存在していた Fe 元素が Cr2O3 と反応してスピネルを形成します。 A0サンプルと比較すると、Crリッチスピネル層の厚みも減少しており、連続したCrリッチスピネル層は形成されていない。図6bに示すように、残留Fe含有量が高い場所ではスピネルが成長し、膨らみを形成します。 Nb 元素については、すべての SEM および TEM 結果で観察される Nb 含有酸化物はありません。 NbC析出物は酸化されにくく、酸化皮膜の微細構造や組成にほとんど影響を与えません。 Al 含有材料には明らかな細孔や IOZ65、66、67、68 はありません。これは、O の内部拡散も Al2O3 層によって抑制されるためです。 A0 と A2 の表面に形成された亀裂のない酸化膜を比較すると、Al が材料の腐食挙動を決定する重要な役割を果たしていることがわかります。

酸化膜の下には、平均厚さ約 150 nm の NiAl 露出マトリックス合金層が形成されます。一方、NiAl 露出層の下には、高密度の NiAl 析出物を含む層 (平均厚さ約 850 nm) が存在します。両方の層は、表面加工硬化領域に位置します。この領域では、図6dに示すように、粒子サイズがはるかに小さく、粒界密度が高いため、短時間（<100時間）で析出物（〜100 nm）が形成されます。さらに、表面加工硬化領域におけるこれらの析出物のサイズは、深さが増すにつれて減少します。表面加工硬化層（細粒）における析出物の体積分率は約6.62％であるのに対し、粗大粒の母材合金ではその値は0.5％以下となる。公表された結果 19、20、21、22、23、24 によれば、AFA 鋼の時効処理中に析出物が形成されると考えられます。析出物の生成速度は元素の拡散速度に大きく影響されます。微粒領域では元素の拡散速度が速く、析出物が大きく成長する可能性がある。 NiAl 裸層中の析出物が消失するのは、Al 元素が試料表面へ外方拡散し、表面に Al を含む酸化膜が形成されるためです。加工硬化領域には Cr に富む析出物の裸層も観察され、その厚さは約 330 nm で、NiAl の裸層よりも厚い。これは、この層ではCrイオンが外部に拡散しており、Crリッチな析出物が形成できないためである。

この研究で試験した AFA 鋼の酸化皮膜は、通常 Fe3O4/Fe2O369、Fe-Cr-Ni スピネル 70、７１は酸化膜７２の下に外側から内側に向かってＣｒリッチ層と金属Ｎｉ層となっている。図7aに示すように、SSRT試験前の引張試験片の表面は粗い（研磨処理を行わずに研削した）ため、材料表面には表面加工硬化層が存在します。この層では、粒子サイズが 100 ～ 200 nm まで明らかに減少し、GB の密度が増加します。一方、図7bに示すように、大きな塑性変形を意味する大きなカーネル平均方位差（KAM）値も表面加工硬化層に現れます。 GB 密度の増加により、より速い拡散経路が提供され、Al2O3 または Cr2O3 層の形成が加速されます 73。これらは、テスト (<100 時間) での Fe イオンの外向き拡散を抑制するため、Fe3O4/Fe2O3 はまだ形成されていません。さらに、サンプルの酸化膜の下には明らかな Ni リッチ金属層 74 はありません。金属 Ni リッチ層の形成は、Fe および Cr イオンが外部に拡散し、Ni の相対含有量が増加するためです74。この研究では、Ni の相対含有量はほとんど変化せず、Fe および Cr イオンの高速な外方拡散がなければ金属 Ni 層は形成されません。

a 粒子構造、b KAM マッピング。

上記の結果に従って、sCO2に曝露されたAFA鋼における酸化皮膜の形成プロセスを要約し、図8に模式的に示します。

(a) 材料の元の状態、(b) Cr2O3 層の形成、(c) Al2O3 層の形成。

材料中のCrの含有量はAlよりもはるかに高く、CrはAl以外の他の元素よりもCO2との親和性が比較的高いため、Crは動的にCO2と反応して、最初にサンプル上に連続したCr2O3層（図8b）を形成します。表面：

連続した Cr2O3 層が形成されると、O/M 界面の酸素分圧は低くなります。すると、酸素との親和性が最も高いAl元素のみが優先的に酸化されます。図8aに示すように、粒子内に存在するAlまたは析出物は粒界に沿って外側に拡散し、次の反応に従って連続したAl酸化物層が形成されます。

Cr2O3 は Ni の外方拡散を抑制できますが、Fe は Cr2O370 への溶解度が高いため、Fe の外方拡散は抑制できません。 Alフリーのステンレス鋼では、次の方程式に基づいて、外側に拡散したFeがCr2O3と反応して600℃でFeCr2O4スピネルを形成します。

しかし、連続的な Al2O3 層の形成により、Al 含有材料では Fe の外方拡散が減少します。したがって、試験前に表面にすでに存在していた少数の残留鉄元素だけが Cr2O3 と反応することができます。その後、Cr リッチのスピネルが形成されます。

Ni は CO2 によってほとんど酸化されず、Cr2O3 と結合して NiCr2O4 を形成します。600 °C でのギブズ自由エネルギーの計算によると、次のようになります。

Nb元素の場合、酸化過程に若干の影響を与えます。これは、鋳造工程において、Nb元素は主にCと結合してNbCを形成するためである。反応 (7) のギブズエネルギーがそれほど負ではないという事実から明らかなように、NbC と CO2 の反応はより困難です。

要約すると、O/M 界面に Al2O3 が存在するため、AFA 鋼の酸化膜はより完全で薄くなります。マトリックス元素の外向き拡散、IOZ の形成、O/M 界面の細孔は、連続した Al2O3 層によって抑制されます。したがって、酸化皮膜に亀裂が入りにくくなり、亀裂が発生する確率が減少します。対照的に、Alを添加しない場合、酸化膜は厚くなります。 O/M 界面には気孔や IOZ が形成され、引張過程で亀裂が発生しやすくなります。

AFA鋼の亀裂伝播に対するAlとNbの影響を明確に明らかにするために、亀裂領域の形成の微細構造と組成が研究されました。図9aに示すように、柱状表面上の微小亀裂の分布は均一ではありません。 A2 を例にとると、IGSCC 破壊近くの微小亀裂はまばら (表面 A) ですが、延性破壊近く (表面 B) は密集しています。これは、主亀裂（最終的に破壊に発展する亀裂）の形成により、近傍の表面 A の応力の一部が解放され、その結果、新たな亀裂の発生と成長が抑制されるためと考えられます。対照的に、表面 B には主な亀裂や応力の解放がないため、高い応力により新しい亀裂が発生しやすくなり、成長しやすくなります。

a さまざまな角度から観察した A2 サンプルの表面微小亀裂、b 断面加工の模式図、(c) A0 サンプル (0Al-0.6Nb)、d A1 サンプル (2.5Al) の上部および断面から観察した表面微小亀裂-0.6Nb)、e A2 サンプル (3.5Al-0.6Nb)、f A3 サンプル (3.5Al-1Nb)。

さまざまなサンプルの延性破壊 (表面 B) 付近の亀裂の形態も研究されます。図9c〜fの最初の行に示されているように、A1サンプルの微小亀裂は最も幅が広く、最も長くなっています。これは、A1 サンプルが SSRT 試験で最も高い伸びを示し、より長い試験時間で微小亀裂が完全に発達する可能性があるためです。サンプルは図9aの黒い線に沿って分割されており、微小亀裂の断面が観察され、図9c〜fの2番目の行に示されています。亀裂は厳密に粒界に沿って成長していることがわかり、これはすべてのサンプルの IGSCC 感受性が非常に高いことを示しています。

さらに、亀裂成長経路上または亀裂先端前方には NbC 析出物がほとんど観察されず、この研究では NbC 析出物が SCC 亀裂の成長にほとんど影響を与えていないことを示しています。これは、NbC が粒界に均一に分布しておらず、特定の領域に集中しているためです。したがって、深刻な腐食領域から始まる亀裂は発生しにくく、NbC の影響を受けにくくなります。 Qiao et al.75 の結果によれば、Nb は、水素をチャージしない海水中での低合金鋼の SCC 感受性にほとんど影響を与えません。 Shi et al.43 は、Nb の添加により炭化物の形成が減少し、マトリックス中の Cr の利用可能性が増加し、早期の Cr2O3 形成が促進され、材料の耐 SCC 性が向上すると報告しました。私たちの研究では、NbC 析出物は大きく、粒界の一部に集中しているため、応力が集中し、材料内部にクリープ亀裂が発生します。図10aに示すように、クリープ亀裂の両端には多くの明るいNbC析出物が位置しており、クリープ亀裂は材料内部に存在し、腐食されていません。これらの NbC 析出物の近くには、いくつかの微細孔が形成されます。これは、凝集した NbC 析出物が内部クリープ亀裂の発生と成長を促進することを示しています。したがって、Nb 含有量が増加すると、サンプルの靭性が低下します。

a、b BSE画像、c (a)の赤枠内のEDS画像。

図9c〜fの3行目に示されている表面亀裂と図10bに示されている内部亀裂を比較すると、表面亀裂の壁に明らかな酸化領域があることがわかります。 A0 サンプルの亀裂壁の酸化膜は最も厚く、多くの場所で 4.5 μm に達します。 A1 ～ A3 サンプルの亀裂壁上の酸化膜の厚さは 0 μm ～ 2 μm の範囲であり、材料の耐食性が高いことを示唆しています。また、A1 ～ A3 サンプルの亀裂壁の酸化膜の厚さは均一ではないことにも注意してください。酸化膜は間隔を置いて厚くなり、材料の酸化プロセスが不連続であることを示しています。一般に、応力腐食割れはスリップフィルムの破壊酸化メカニズムを介して発生すると考えられています76,77。クラックの成長に伴い、酸化皮膜の形成と破壊を繰り返します。この反復プロセスでは、亀裂が断続的に成長したり停止したりするため、亀裂壁の酸化膜の厚さが断続的に変化します。関連するメカニズムについては、次の段落で詳しく説明します。

亀裂の成長プロセスをより適切に分析するために、図2および3に示すように、A0およびA2サンプルの亀裂先端の微細構造と組成が研究されます。それぞれ11〜13。図 11 に A0 サンプルの亀裂壁上の酸化膜を示します。図6では、亀裂発生過程における腐食は、表面の微細な結晶粒を有する加工硬化層で発生している。一方、亀裂の成長過程（図 11 ～ 13）における腐食は、大きな母材粒子上で発生します。したがって、酸化膜の構造が異なります。

a BF画像、b 白枠内のHAADF画像、c (b)のEDSマッピング、d – f (a)でラベル付けされたI、II、III領域のSAEDパターン。

a BF画像、b 白枠内のHAADF画像、c (b)のEDSマッピング、d – g (b)でラベル付けされたI、II、III、IV領域のナノビーム回折パターン。

粒子が大きいと、Al と Cr の外方拡散速度が低下し、連続した Al2O3 層と Cr2O3 層の形成が妨げられます。 Cr 含有スピネルを除いて、図 1 と 2 の選択視野電子回折 (SAED) パターンの結果に示されているように、サンプルの種類に関係なく、Fe3O4 も形成され、亀裂の隙間を埋めます。 11〜13。さらに、図 11 の EDS マッピング結果に示すように、結晶粒界付近にも金属 Ni 層が観察されます。これは、Fe が外方に拡散し、この層の Ni の相対含有量が増加したためです。図11bに示すように、亀裂の入った粒界の両側の材料は大きく深く腐食されています。これは、粒界に沿った元素の拡散が結晶間を通るよりも速く、粒界上に保護酸化膜が早期に形成され、深刻な腐食が抑制されるためです。ひび割れのない表面と同様に、選択酸化ゾーンも観察されます。

図 12a は、A2 サンプルの亀裂壁も亀裂プロセスで酸化され、亀裂が酸化物で満たされていることを明確に示しています。 A2 サンプルでは、亀裂が断続的に成長したり停止したりするため、亀裂の幅は不均一です。亀裂停止期間では、図12aに示すように、亀裂先端近くの亀裂壁はより激しく酸化されます。亀裂先端付近の材料の組成をEDSで分析し、その結果を図12c〜gに示します。亀裂停止期間中に形成される酸化物には、亀裂中心を埋める Fe3O4 (領域 II)、Cr2O3 (領域 III)、Cr に富んだスピネル (領域 IV)、および極薄のスピネルの 4 種類の種が含まれていると結論付けることができます。亀裂先端を取り囲むAl2O3層。図１２ｃに示すように、亀裂先端までの距離が短くなるにつれて、Ｃｒ含有酸化物層またはＡｌ２Ｏ３層が厚くなる。亀裂先端には Al2O3 層が形成されるが、亀裂先端における Al2O3 層の被覆率は、亀裂先端から比較的遠い領域における Fe の外方拡散を完全に抑制できるほど大きくはない。

a HAADF イメージ、b (a) の EDS マッピング。

表面加工硬化層の粒子と異なり、マトリックスの粒径が大きく、粒界密度が低い。この状態では、連続的なAl2O3層の形成は困難である。図３〜６のＥＤＳマッピング結果に示されるように、図１２、１３では、Ａｌ２Ｏ３層は明らかではない。しかし、Andresen 78,79 が指摘したように、亀裂の先端には応力と歪みの場が存在し、この領域での元素拡散が大幅に加速され、比較的厚い Cr2O3 および Al2O3 層の形成に寄与します。 Cr2O3 層および Al2O3 層の形成速度は応力集中領域に近づくにつれて急激に減少し、Cr2O3 層および Al2O3 層は亀裂先端付近のごく狭い領域にのみ形成されます。

(a) 亀裂先端の元の状態とさまざまな位置での元素の拡散、(b) 亀裂先端での酸化スケールの形成、(c) 酸化スケールの破壊と亀裂の成長、( d) 新しい表面上での酸化スケールの形成。

図 13 は、図 12 の緑色の枠で示された急速亀裂伝播段階の亀裂壁に形成された酸化膜を示しています。亀裂の幅は約 150 nm です。図13aに示すように、亀裂は酸化物で満たされており、中心はFe3O4で構成されています。ただし、図 12b の亀裂先端の酸化膜と比較すると、Cr2O3 層は細分化されており、Al2O3 層は観察されません。

上記の結果に基づいて、AFA 鋼の亀裂成長のプロセスと Al 添加の効果を要約し、図 14 に概略的に説明すると次のようになります。

まず、亀裂先端での応力集中により格子欠陥が多数発生し、元素の拡散が促進される（ステージI）。そのため、亀裂の先端（この領域の塑性変形が最も大きい）では、外方への拡散速度が速い Al2O3 層が形成されます。マトリックス中の Cr 濃度が高いため、sCO2 にさらされた亀裂壁にも Cr2O3 酸化膜が形成されます。その間、図14bに示すように、Feイオンは不連続なAl2O3層とCr2O3層を通って外側に拡散してFe3O4を形成し、これが狭い隙間を満たします。 Fe イオンは Cr2O3 と反応して、Cr に富むスピネルを形成することもあります。段階IIIでは、図14cに示すように、加えられた荷重によって亀裂の先端の酸化膜が破壊され、亀裂が粒界に沿って1ステップ進み、新鮮な金属が再びsCO2にさらされます。亀裂先端酸化膜の亀裂発生期間は短いため、亀裂進展経路の腐食は緩やかです。図 9 に示すように、ステップの長さは通常数ミクロンに達する可能性があり、これは亀裂防止マークの形成と同様です 80、81、82、83。亀裂が成長するにつれて、新しい亀裂の先端付近の材料は急速に腐食され、Al2O3/Cr2O3 層が再び形成される可能性があります。その後、図１４ｄに模式的に示すように、段階ＩＩと同じ腐食プロセスが繰り返し発生する。最後に、スリップフィルム破断酸化過程で厚い薄い不連続な酸化膜が形成され、粒界に沿って断続的に亀裂が内部に成長します。

この研究で使用された AFA 鋼は、北京科学技術大学 (USTB) から提供されました。 AFA 鋼の化学組成を表 2 に示します。材料は最初に真空誘導溶解によって製造されました。次に、鋳造品を 3:1 の鍛造比で 1250 °C ～ 1050 °C の温度範囲で鍛造し、1150 °C で 2 時間均質化しました。最後に、均質化した材料に対して圧下率20%で熱間圧延を3回行い、その後、圧延した材料を1200℃で2時間溶体化処理した。図 15a に示すように、材料を機械加工して、Φ 3.6 × 8 mm のゲージ断面を備えた引張サンプルを作成しました。 SSRT 試験の前に、引張サンプルの表面を 180# エメリー紙で研磨し、アルコールで超音波洗浄し、乾燥させました。

a 引張サンプル、b SSRT オートクレーブシステム。

SSRT 試験は、sCO2 中で 600 °C、10 MPa で実施されました。試験システムを図１５ｂに概略的に示す。純度99.99%のCO2を使用しました。このシステムには、試験温度の精度を確保するために、引張サンプルの上下に配置された 2 つの熱電対が含まれています。このシステムには、力の精度を確保するために、オートクレーブと引張スリーブの間の圧力のバランスを取る圧力バランサーも含まれています。テストの前に、システム内の残留空気を除去するためにオートクレーブを CO2 で 3 回フラッシュしました。引張速度はクロスヘッド速度とサンプルのゲージ長に応じて選択し、1×10−6 s−1のひずみ速度を適用しました。

SSRT テストの前後のサンプルの微細構造は、Tescan Mira3 の SEM BSE モードによって特性評価されました。 Tescan Rise Magna の SEM 二次電子モードを使用して、サンプル表面の破断面と酸化膜を観察しました。詳細な微細構造と酸化膜/亀裂先端の組成は、Talos F200X の TEM によって研究されました。断面 TEM サンプルは、Hitachi NB5000 の集束イオンビーム (FIB) 技術を使用して切断されました。元素分布はエネルギー分散分光法 (EDS) によって測定されました。 SSRT 試験前のサンプルの表面加工硬化層の構造と残留汚れを、Mira3 の透過型菊地回折 (TKD) によって分析しました。

この研究に興味のある研究者がいる場合、これらの発見を再現するために必要な生/処理されたデータを共有できます。現時点では、データは進行中のプロジェクトの一部であるため、生/処理されたデータは送信されません。

この研究ではコードは使用されていないため、理解する必要があります。

Stepanek, J. et al. 原型炉核融合炉の S-CO2 サイクルのパラメトリック研究。融合工学デス。 160、111992 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

ウー、P.ら。流量喪失事故における超臨界二酸化炭素ブレイトンサイクル冷却反応器システムの予備安全性評価。 Nucl. 工学デス。 369、110860 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

Dostal, V.、Driscoll, MJ & Hejzlar, P. 次世代原子炉のための超臨界二酸化炭素サイクル。論文、マサチューセッツ工科大学原子力工学部、1 (2004)。

カトゥーン S.、イシャク S.、キム M.-H. 超臨界二酸化炭素再圧縮ブレイトンサイクルと統合された空冷熱交換器のモデリングと解析。エネルギー変換者。管理。 232、113895 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

Gao、C.ら。超臨界二酸化炭素ブレイトンサイクル直冷炉システムのシステム設計と安全性解析手法に関する予備研究。アン。 Nucl. エネルギー。 147、107734 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

Crespi、F.ら。発電のための超臨界二酸化炭素サイクル: レビュー。応用エネルギー。 195、152–183 (2017)。

記事 CAS Google Scholar

Firouzdor、V. et al. 高温超臨界二酸化炭素環境におけるステンレス鋼およびニッケル基合金の腐食。コロス。科学。 69、281–291 (2013)。

記事 CAS Google Scholar

Li、K.、Zeng、Y.、Luo、J.-L. 不純物 H2O および O2 を含む高温超臨界 CO2 中での SS310 および合金 740 の腐食。コロス。科学。 184、109350（2021）。

記事 CAS Google Scholar

Zhu、Z.ら。超臨界二酸化炭素中でのフェライト系鋼およびフェライト系マルテンサイト鋼の腐食挙動。エネルギー 175、1075–1084 (2019)。

記事 CAS Google Scholar

Cao、G.ら。高温超臨界二酸化炭素中でのオーステナイト合金の腐食。コロス。科学。 60、246–255 (2012)。

記事 CAS Google Scholar

GR ホルコム、C. カーニー、Ö ドーアン。 N. 超臨界 CO2 および H2O におけるエネルギー用途のための合金の酸化。コロス。科学。 109、22–35 (2016)。

記事 CAS Google Scholar

Pint、BA および Keiser、JR 0.1 MPa および超臨界 CO2 における Ni 基合金の性能の初期評価。 JOM 67、2615–2620 (2015)。

記事 CAS Google Scholar

竹山正史：金属間化合物で強化されたオーステナイト系耐熱鋼の新しいコンセプト。メーター。科学。フォーラム 539-543、3012-3017 (2007)。

記事 CAS Google Scholar

タン、L.ら。超臨界二酸化炭素にさらされたオーステナイト鋼およびフェライトマルテンサイト鋼の腐食。コロス。科学。 53、3273–3280 (2011)。

記事 CAS Google Scholar

Liang、Z.ら。 650℃、15MPaにおける超臨界二酸化炭素中での耐熱鋼および合金の腐食性能。エネルギー 175、345–352 (2019)。

記事 CAS Google Scholar

ヤング、DJ 他炭素による保護クロミアスケールの浸透。 Scr. メーター。 77、29–32 (2014)。

記事 CAS Google Scholar

Gui, Y.、Liang, Z. & Zhao, Q. 高温超臨界二酸化炭素環境における耐熱鋼の腐食および浸炭挙動。オキシド。メット92、123–136（2019）。

記事 CAS Google Scholar

Gui、Y.ら。 600 °C の超臨界二酸化炭素中での VM12、サニクロ 25、およびインコネル 617 の腐食挙動と寿命予測。コロス。科学。 175、108870 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

ブレイディ国会議員ほか。耐クリープ性オーステナイト系ステンレス鋼における保護アルミナスケールの形成に対する少量の合金添加と酸化温度の影響。 Scr. メーター。 57、1117–1120 (2007)。

記事 CAS Google Scholar

山本裕也ほかレーベス相と MC 炭化物析出物によって強化されたアルミナ形成オーステナイト系ステンレス鋼。メタル。メーター。トランス。 A 38、2737–2746 (2007)。

記事 CAS Google Scholar

山本裕也ほか耐クリープ性、Al2O3 形成オーステナイト系ステンレス鋼。サイエンス 316、433 (2007)。

記事 CAS Google Scholar

ブレイディ国会議員ほか。高温構造用のアルミナ形成オーステナイト系ステンレス鋼の開発。 JOM 60、12 (2008)。

記事 CAS Google Scholar

山本裕也ほか金属間化合物析出物を使用したオーステナイト系ステンレス鋼合金のクリープ耐性と耐酸化性に対する合金化の効果。インターメタリックス 16、453–462 (2008)。

記事 CAS Google Scholar

山本裕也ほかアルミナ形成オーステナイト系ステンレス鋼の高温クリープおよび耐酸化性に関する戦略の概要。メタル。メーター。トランス。 A 42、922–931 (2010)。

記事 CAS Google Scholar

ウェン、DH et al. アルミナ形成オーステナイト系ステンレス鋼における1073 Kでの相析出および耐酸化性に及ぼすNb/Ti/V/Taの影響。メーター。キャラクター。 144、86–98 (2018)。

記事 CAS Google Scholar

Guo、X.ら。超臨界水中でのアルミナ形成および酸化物分散強化オーステナイト 316 ステンレス鋼の腐食挙動。コロス。科学。 138、297–306 (2018)。

記事 CAS Google Scholar

Kofstad、P. 金属酸化物の欠陥と輸送特性。オキシド。会った。 44、3–27 (1995)。

記事 CAS Google Scholar

ブレイディ国会議員ほか。アルミナ形成オーステナイト系ステンレス鋼の内部/外部酸化に対する組成、微細構造、および水蒸気の影響。オキシド。会った。 72、311–333 (2009)。

記事 CAS Google Scholar

ブレイディ国会議員ほか。水蒸気を含む空気中でオーステナイト系ステンレス鋼を形成するアルミナの酸化限界温度を上昇させます。オキシド。会った。 75、337–357 (2011)。

記事 CAS Google Scholar

Pint、BA、Brese、RG、Keiser、JR 750 °C での構造用合金の超臨界 CO2 適合性に対する圧力の影響。メーター。コロス。 68、151–158 (2017)。

記事 CAS Google Scholar

彼、L.-F. 他。超臨界二酸化炭素にさらされたアルミナ形成オーステナイト鋼の腐食挙動。コロス。科学。 82、67–76 (2014)。

記事 CAS Google Scholar

タリガン、I.ら。オーステナイト系耐熱鋼の粒界Fe2Nbラーベス相を利用した新しいクリープ強化機構の概念。 MRSオンライン手続き図書館 1295、317–322 (2011)。

記事 CAS Google Scholar

ブレイディ国会議員ほか。鍛造アルミナを形成するオーステナイト系ステンレス鋼の組成範囲を共同最適化し、高温クリープと耐酸化/耐食性を実現します。メーター。科学。工学 A 590、101–115 (2014)。

記事 CAS Google Scholar

チェン、L.ら。 550℃の静止液体鉛ビスマス共晶中でのアルミナ形成二相鋼の腐食に対する酸素の影響。コロス。科学。 189、10959 (2021)。

Google スカラー

Wang, H. et al. 450 °Cでの飽和および低酸素濃度の溶融鉛ビスマス共晶中でのAl添加高マンガンオーステナイト鋼の腐食挙動。コロス。科学。 175、109591 (2020)。

Google スカラー

Peterson, A. & Baker, I. 760 °C でのクリープ中の Fe-20Cr-30Ni-2Nb-5Al AFA 鋼の微細構造の進化。メーター。科学。工学 A 806、140602 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

鈴木晋ほか一次ループ再循環系配管のSCCの損傷評価。メンテナンス学 3、65–70 (2004)。

Google スカラー

キム、SH、チャ、J.-H. & Jang, C. 650 °C の超臨界二酸化炭素環境における Ni 基合金の腐食とクリープ挙動。コロス。科学。 174、108843 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

Sridharan, K. 高度な超臨界二酸化炭素ブレイトンサイクル 1 ～ 10 の構造材料の腐食 (エネルギー省、2017)。

オリバレス、RI et al. 高ニッケル耐熱合金の空気および高温での超臨界 CO2 に対する耐性。オキシド。会った。 90、1–25 (2018)。

記事 CAS Google Scholar

Pint、BA、Brese、RG、Keiser、JR 750 °C での構造用合金の超臨界 CO2 適合性に対する圧力の影響。メーター。コロス。 68、151–158 (2017)。

記事 CAS Google Scholar

リー、HJら。高温超臨界二酸化炭素環境におけるクロミア形成耐熱合金の腐食および浸炭挙動。コロス。科学。 99、227–239 (2015)。

記事 CAS Google Scholar

Shi、H.ら。酸素含有溶融PbにさらされたFe-Cr-Al-Niモデル合金の耐食性に対するYおよびNbの添加の影響。コロス。科学。 179、109152 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

Shi、H.ら。 1200 °Cの蒸気環境におけるアルミナ形成オーステナイトおよび高エントロピー合金の酸化挙動と微細構造の進化。コロス。科学。 170、108654 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

シェン、L.ら。 1323 K でのアルミナ形成オーステナイト系ステンレス鋼の耐酸化性に対する Nb 添加の悪影響の理由。Corros。科学。 191、109754 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

趙、ＷＸら。長期間の高温暴露にさらされたアルミナ形成オーステナイト系ステンレス鋼におけるナノサイズの NbC の超高い安定性と強力な析出強化。メーター。科学。工学 A 738、295–307 (2018)。

記事 CAS Google Scholar

Ha、VT、Jung、WS 新しい析出強化型耐熱オーステナイト系ステンレス鋼における 750℃ でのクリープ挙動と微細構造の進化。メーター。科学。工学 A 558、103–111 (2012)。

記事 CAS Google Scholar

Abbasi, E. & Dehghani, K. CoCrFeMnNi(NbC) 組成的に複雑な合金の高温引張特性。メーター。科学。工学 A 772、138771 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

Wei、B. W-NbC 複合材料の微細構造および機械的特性に対する NbC 含有量の影響。内部。 J.屈折。会った。ハードメーター。 70、66–76 (2018)。

記事 CAS Google Scholar

Zhang, S. et al. ラスマルテンサイト鋼の水素脆化感受性におけるナノサイズのNbC析出物の二重の役割。コロス。科学。 164、108345 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

Xue、Y.ら。抽出相分析法による高温浸炭鋼のケースおよびコア中の[Nb][C]の固溶積の測定。メーター。レット。 310、131519 (2022)。

記事 CAS Google Scholar

ガルシア国会議員ほか。アトムプローブトモグラフィーおよび誘導結合プラズマ質量分析法による、低炭素鋼中の固溶体中のNbの定量分析。メーター。キャラクター。 179、111308（2021）。

記事 CAS Google Scholar

Zhang、Y.ら。異なるNb含有量の冷間圧延Fe-13Cr-4Al合金の微細構造、組織、引張特性に及ぼす焼鈍温度の影響。メーター。科学。工学 A 798、140236 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

Qaban, A. et al. AlとNbの含有量、冷却速度、圧延条件がHSLA鋼の微細構造と腐食挙動に及ぼす影響。メーター。今日はコミュ。 25、101362 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

He, K.、Wang, Y. & Wang, H. フェライト/マルテンサイト鋼に対する動的ひずみ時効の影響と安定性解析。融合工学デス。 171、112581 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

古川哲也、稲垣裕也、有富正史、FBR 構造材料と超臨界二酸化炭素の適合性。プログレ。 Nucl. エネルギー 53、1050–1055 (2011)。

記事 CAS Google Scholar

古川 T. & Rouillard F. 二酸化炭素中での FBR 構造材料の酸化と浸炭。プログレ。 Nucl. エネルギー 82、136–141 (2015)。

記事 CAS Google Scholar

チェン、H.ら。 650 °C の超臨界二酸化炭素環境における同様のクロム含有量を持つ 4 つのステンレス鋼の腐食挙動。コロス。科学。 156、16–31 (2019)。

記事 CAS Google Scholar

Liang、Z.ら。 650℃、15MPaにおける超臨界二酸化炭素中での耐熱鋼および合金の腐食性能。エネルギー 175、345–352 (2019)。

記事 CAS Google Scholar

Oleksak、RP et al. CO2、超臨界CO2、空気中での鋼の高温酸化に対する表面仕上げの影響。オキシド。メット92、525–540（2019）。

記事 CAS Google Scholar

Li, H. & Chen, W. 酸素分圧が変化する高温炭素質環境における MnCr2O4 スピネルと Cr2O3 の安定性。コロス。科学。 52、2481–2488 (2010)。

記事 CAS Google Scholar

グエン・TD 他 CO2ガス中で成長させたクロミアスケールの粒界における不純物偏析のアトムプローブ研究。コロス。科学。 132、125–135 (2018)。

記事 CAS Google Scholar

Yue、X.ら。高温のCO2飽和地層水中でスーパー13Crステンレス鋼上に形成された膜の進化と特性評価。コロス。科学。 163、108277 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

Liu、H.ら。 CO2 を含む地熱環境における不動態化から活性化までの 2205 二相ステンレス鋼の腐食挙動に対する温度の影響を明らかにします。コロス。科学。 187、109495 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

チェン、S.-Y.、クアン、S.-L. & ツァイ、W.-T. 316 SS の焼鈍スケール形成に対する水蒸気の影響。コロス。科学。 48、634–649 (2006)。

記事 CAS Google Scholar

Brumm, MW、Grabke, HJ & Wagemann, B. NiAl-III の酸化。内部酸化と粒界酸化。コロス。科学。 36、37–53 (1994)。

記事 CAS Google Scholar

志田裕也ほか高温におけるニッケルアルミニウム合金における優先的な粒界酸化物の開発。オキシド。メット 18、93–113 (1982)。

記事 CAS Google Scholar

Stott、FH & Wood、GC 内部酸化。メーター。科学。テクノロジー。 4、1072–1078 (1988)。

記事 CAS Google Scholar

リー、J.ら。オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性に対する冷間加工の影響。『Characterization of Minerals, Metals, and Materials 2016』（Ikhmayies、SJ et al.編）127–133（Springer International Publishing、Cham、2016）。

ヤング、DJ、金属の高温酸化と腐食。 Corrosion Series、(Tim, B.編) 1–10 (Elsevier、2008)。

Guo、X.ら。超臨界水にさらされた 316L ステンレス鋼の腐食および応力腐食割れの感受性に関する研究。コロス。科学。 127、157–167 (2017)。

記事 CAS Google Scholar

Tan, L.、Allen, TR & Yang, Y. 超臨界水中での合金 800H (Fe-21Cr-32Ni) の腐食挙動。コロス。科学。 53、703–711 (2011)。

記事 CAS Google Scholar

ロザノ・ペレス、S. 他 304 ステンレス鋼の表面酸化に対する冷間加工と適用応力の役割。コロス。科学。 56、78–85 (2012)。

記事 CAS Google Scholar

Zieliński, W. & Kurzydłowski, K. 真空および空気中で 600℃ でのアニーリング中にタイプ 316 ステンレス鋼上に形成された酸化スケールの TEM 研究。 Scr. メーター。 43、33–37 (2000)。

記事 Google Scholar

Qiao, Q. et al. 模擬海水中での高張力低合金鋼の応力腐食割れに対するNbの影響。内部。 J. 水素エネルギー 44、27962–27973 (2019)。

記事 CAS Google Scholar

マッゼイ、GB 他合金 690TT の鉛苛性 SCC に対する応力と表面仕上げの影響。コロス。科学。 187、109462 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

Du、XSら。予ひずみはフィルムの破断を強化し、Mattsson のソリューションで真鍮の SCC を促進します。これは、フィルムの破断によって引き起こされる SCC メカニズムの提案です。コロス。科学。 69、302–310 (2013)。

記事 CAS Google Scholar

Andresen、PL、Ford、FP、原子力システムにおける応力腐食割れ (SCC) の予測。応力腐食割れ、(Raja, VS、Shoji, T.編) 3–89 (Woodhead Publishing、2011)。

Chen, K. et al. 超臨界水環境における合金 690 の応力腐食割れ挙動に対する冷間加工の影響。Ｊ．Ｎｕｃｌ．メーター。 498、117–128 (2018)。

記事 CAS Google Scholar

Zhong, X.、バリ島、SC & Shoji, T. 模擬加圧水炉環境における非鋭敏化 316 オーステナイト系ステンレス鋼の粒界応力腐食割れ開始特性を評価するための加速試験。コロス。科学。 115、106–117 (2017)。

記事 CAS Google Scholar

Lynch, SP 応力腐食割れ (SCC) の機構および破壊学的側面。応力腐食割れ、(Raja, VS、Shoji, T.編) 3–89 (Woodhead Publishing、2011)。

スカリー、JC 応力腐食亀裂の伝播におけるひずみ速度と再不動態化速度の相互作用。コロス。科学。 20、997–1016 (1980)。

記事 CAS Google Scholar

Lynch、SP 破面上の進行マーク、条痕、および亀裂停止マーク。メーター。科学。工学 A - 構造体。 A468-470、74-80 (2007)。

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この作品は、認可番号 2020PJD022 の上海浦江プログラムによって財政的に支援されています。中国国家研究開発プログラム (番号 2018YFE0116200)、中国自然科学財団 (番号 12105175)。中国ポスドク支援基金 (No. 2021TQ0199)。 SJTU 機器分析センターの微細構造特性評価に感謝します。

これらの著者は同様に貢献しました: Shuo Cong、Zhaodandan Ma。

上海交通大学核理工学院、No. 800 Dongchuan Road、200240、上海、中国

Shuo Cong、Zhu Liu、Lefu Zhang、Xianglong Guo

原子炉燃料および材料に関する科学研究室中国原子力研究所、610041、成都、中国

ジャオダンダン・マー & ジェンガン・ドゥアン

北京科学技術大学材料科学工学部、100083、北京、中国

周張建

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XG と ZM が実験を考案し、設計しました。 ZL は SSRT テストを実行しました。 SC は XG と LZ の監督の下で分析実験を実施し原稿を執筆し、ZM がテストを支援しました。著者全員が結果の科学的議論に貢献し、原稿をレビューしました。

郭香龍への対応。

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転載と許可

Cong、S.、Ma、Z.、Liu、Z. 他。超臨界 CO2 中での AFA ステンレス鋼の SCC における Al/Nb の役割について。 npj メーターデグラッド 6、56 (2022)。 https://doi.org/10.1038/s41529-022-00258-w

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受信日: 2021 年 12 月 27 日

受理日: 2022 年 5 月 26 日

公開日: 2022 年 7 月 12 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41529-022-00258-w

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