CN117309739A - 一种界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法。该方法先对待测材料进行热时效处理，产生Laves相，然后对材料进行铅铋腐蚀，之后对材料进行观测，含有Laves相的部分为材料基体以及氧向内扩散生成的Fe3‑xCrxO4尖晶石氧化层，不含Laves相的部分为金属向外扩散生成的Fe3O4氧化层，含有Laves相部分和未含Laves部分的分界线即为铅铋腐蚀后材料原始界面。本发明的方法，可以清晰有效地观察经过铅铋腐蚀后材料的原始界面，可以为研究液态金属腐蚀机制以及元素的扩散过程提供实验依据。
Description
技术领域
本发明属于功能材料领域，具体涉及一种界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法。
背景技术
加速器驱动次临界系统(Accelerator-Driven Subcritical System，简称ADS)是一种用于解决核废料嬗变和产生能源的概念性核能系统。这种系统结合了粒子加速器和次临界反应堆，可以安全地转化核废料并产生能源，同时减少核废料的危险性，已被公认为是核废料嬗变的有效技术解决方案。ADS系统的核心部分包括一个次临界反应堆和一个粒子加速器，加速器用来加速高能质子，然后将这些质子射入次临界反应堆中。质子在反应堆中与靶核素(通常是铅或钛)相互作用，产生中子。铅冷快中子反应堆(Lead Fast Reactor，简称LFR)作为发展先进核电的第四代技术路线图中的六个裂变反应堆概念之一，其具有高安全性、高经济性、高功率密度、可转化放射性核素等优点，被认为具有广阔的发展空间。
铅铋合金(Lead-bismuth Eutectic，简称LBE)在液态状态下有很高的密度，较低的熔点，优异的抗辐射性、导热性、良好的中子性能和化学惰性，因此在核能领域成为LFR的首选冷却剂材料。LFR的候选结构材料必须能在非常恶劣的环境中可靠地工作，在这种环境中，材料的性能可能会由于辐射诱导损伤、液态金属腐蚀、液态金属脆化、应力、嬗变、产生氦气原子的核反应以及所有上述影响的组合而下降。核级结构材料通常是铁基或镍基合金。Ni在液体LBE中的溶解度大约是Fe溶解度的一百倍。因此，镍基合金不适用于LFR。候选结构材料主要为F/M钢(如T91和P92)和AuSS(如316L)。其中，由于F/M钢在高温下具有高导热性、低热膨胀性以及优异的抗辐射脆化和抗空隙膨胀性，更适于铅铋环境下服役。然而，液态铅铋合金对F/M钢产生严重的液态金属腐蚀，成为了制约LFR发展和应用的关键因素。
一方面，由于高温液态铅铋的苛刻环境，使得原位观察腐蚀过程十分困难；另一方面，目前尚缺乏有效的方法来观察界定材料铅铋腐蚀后的原始界面。因此，对于液态金属腐蚀机制以及元素扩散过程还缺乏直观的实验支撑，仍需设计一种新的方法来清晰有效地观察材料经过铅铋腐蚀后的原始界面，进而获得液态金属腐蚀机制以及元素扩散过程的实验依据。
发明内容
本发明旨在至少解决现有技术中存在的上述技术问题之一。为此，本发明提供了一种界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法，可以清晰有效地观察经过铅铋腐蚀后材料的原始界面，可以为研究液态金属腐蚀机制以及元素的扩散过程提供实验依据。
本发明的第一方面提供了一种界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法，所述方法包括以下步骤：
S1：对待测材料进行热时效处理，产生Laves相；
S2：对步骤S1处理后的材料进行表面处理，去除氧化层；
S3：对步骤S2处理后的材料进行铅铋腐蚀；
S4：对步骤S3处理后的材料进行观测，含有Laves相的部分为材料基体以及氧向内扩散生成的Fe3-xCrxO4尖晶石氧化层，不含Laves相的部分为金属向外扩散生成的Fe3O4氧化层，含有Laves相部分和未含Laves部分的分界线即为铅铋腐蚀后材料原始界面。
液态金属腐蚀是候选结构材料与液态LBE接触所产生的最重要的材料降解效应。液态金属腐蚀主要体现为两种腐蚀机制，即溶解和氧化。两种腐蚀机制的发生取决于液态LBE内的溶解氧浓度，当LBE中氧浓度高于10-5wt.％时，形成的氧化膜较厚且不致密，在液态铅铋合金的渗透和冲刷下易破碎、剥落，即形成严重的氧化腐蚀；而当LBE中氧浓度低于10- 7wt.％时，结构材料的表面无法形成完整的具有保护性的氧化膜，发生严重的溶解腐蚀。因此，研究液态金属腐蚀机制以及元素扩散过程对发展铅冷快堆具有重要意义。
本发明关于界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法中的一个技术方案，至少具有以下
有益效果：
金属材料在经过液态铅铋腐蚀后形成的氧化膜为双层结构，外层为疏松多孔的Fe3O4层，而内层为相对致密、具有保护性的Fe3-xCrxO4尖晶石层。本发明界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法，可以清晰有效地观察经过铅铋腐蚀后材料的原始界面，可以为研究液态金属腐蚀机制以及元素的扩散过程提供实验依据。
根据本发明的一些实施方式，所述待测材料包括F/M钢。
F/M钢是一种高强度、高温度材料，通常用于高温高压的工程应用，如核反应堆、火电厂、化工设备和航空航天技术中。F代表铁素体(Ferritic)不锈钢，M代表马氏体(Martensitic)不锈钢。
铁素体不锈钢是一类由铁和铬组成的合金，通常还包含少量的其他合金元素，如钼、钨、硅和铝。这些合金的主要特点是具有良好的耐高温和抗氧化性能。它们在高温条件下保持较好的机械强度和耐腐蚀性，因此常用于高温应用，如炉管、锅炉、燃气轮机等。
马氏体不锈钢也是由铁和铬组成的合金，但它们在冷却过程中发生马氏体转变，从而提供更高的硬度和强度。这些合金常常用于制造刀具、轴承、阀门、泵等需要高强度和耐磨性的部件。
F/M钢通常以其高温和高强度特性而闻名，使其成为许多工业应用的理想选择。在核能工业中，F/M钢通常用于制造核反应堆中的结构组件，因为它们需要在高温、高辐射和高压条件下保持稳定性和强度。这些钢材还需要经过精密的热处理和材料测试，以确保它们符合严格的工程要求和安全标准。
根据本发明的一些实施方式，所述F/M钢的牌号包括T91、T92、P91和P92。
Cr含量为9wt.％的F/M钢(例如T91、T92、P91、P92)因在高温下具有良好的热力学性能、力学性能和抗辐射脆化和抗空隙膨胀性，因此作为铅冷快堆的主要候选材料。以P92钢为例，P92钢的主要合金成分为Cr:8.50～9.50％，W:1.50～2.00％，Mo:0.30～0.60％。P92钢在热时效过程中组织发生的一个重大变化是形成了大量的Laves相。Laves相是结构为A2B型六方结构的金属间化合物，P92钢的Laves相的主要成分为(Fe、Cr)2(W、Mo)金属间化合物，析出于P92钢的原奥氏体晶界和马氏体板条界等界面处。随着时效时间的增加，颗粒尺寸和含量也在逐渐增加。650℃时效500h便能在P92钢基体中析出Laves相。650℃时效3000h后，Laves相已成为P92钢中尺寸最大的第二相颗粒。10000h下的颗粒尺寸最大可达1μm。当高温液态铅铋环境中氧浓度高于10-5wt.％时，P92钢会受到液态铅铋腐蚀，在材料表面会氧化形成氧化层。材料表面的氧化层厚度受温度、液态铅铋内溶解氧浓度以及浸泡时间影响。
根据本发明的一些实施方式，所述热时效处理的温度为500℃～750℃。
根据本发明的一些实施方式，所述热时效处理的时间≥500h。
根据本发明的一些实施方式，所述热时效处理的压力为0.8atm～1.2atm。
根据本发明的一些实施方式，热时效处理后，对材料表面进行打磨，去除表面的氧化膜，获得内部析出Laves相的材料试样。
根据本发明的一些实施方式，所述铅铋腐蚀的方法为：将材料在高温液态铅铋合金环境中浸泡。
铅铋合金(Lead-Bismuth Alloy)的熔点取决于其组成比例。一般而言，铅铋合金的熔点较低。纯铅的熔点是约327.5℃，而纯铋的熔点是约271.3℃。因此，铅铋合金的熔点通常在这两者之间，具体取决于合金中铅和铋的比例。不同的铅铋合金具有不同的熔点，但它们通常在200℃到400℃之间熔化。铅铋合金因其低熔点、良好的润湿性和导热性等特性，在一些高温应用中被广泛使用，如核反应堆冷却剂。这些合金的特性使其适用于一些需要高温工作环境的应用。
根据本发明的一些实施方式，所述铅铋合金中，铅含量为44.5wt.％，铋含量为55.5wt.％。
根据本发明的一些实施方式，所述高温为450℃～600℃。
根据本发明的一些实施方式，所述浸泡的时间为500h～2000h。
根据本发明的一些实施方式，将材料在高温液态铅铋合金环境中浸泡的方法可以为：将析出Laves相的材料打磨、抛光，随后放置在高温液态铅铋环境中浸泡一定时间，使材料表面形成一定厚度的双层氧化层结构。
根据本发明的一些实施方式，所述方法还包括对步骤S3处理后的材料进行观测前，将材料在CH3CH2OH、CH3COOH和H2O2的混合溶液浸泡，去除材料表面残留的铅铋合金。
根据本发明的一些实施方式，将材料在CH3CH2OH、CH3COOH和H2O2的混合溶液中浸泡的方法可以为：将试样浸泡在体积比为1:1:1的CH3CH2OH、CH3COOH和H2O2的混合溶液中24h，除去试样表面的残留的铅铋合金。
浸泡后，采用线切割的方法将试样切割开，并以切割面作为观测面。将含观测面的材料放置在超声波清洗机中，直至去除表面油污，后对其观测面进行打磨、抛光。
液态铅铋腐蚀环境中，铅铋合金成分可以为：Pb:44.5wt.％，Bi:55.5wt.％。在550℃饱和氧含量的液态铅铋中浸泡P92钢试样1000h。
Laves相检测的方法可以为：对经过铅铋腐蚀后含有Laves相的材料进行打磨抛光，利用透射电子显微镜观测、EDS能谱分析以及选取衍射分析，分析Laves相内部是否仍保持(Fe、Cr)2(W、Mo)结构，以验证Laves相在铅铋腐蚀过程中没有发生溶解和氧化。
原始界面界定的方法可以为：对经过铅铋腐蚀后含有Laves相的材料进行打磨抛光，利用扫描电子显微镜观测以及EDS能谱分析，可以观测到材料表面形成氧化层为双层结构，外层为不含Laves相的Fe3O4层，内层为弥散分布有Laves相的Fe3-xCrxO4尖晶石层。铅铋腐蚀后基体中的Laves相仍保持原始分布。即通过在扫描电子显微镜下观察含有Laves相部分和未含Laves部分的分界线则为材料的原始界面，原始界面以外为Fe3O4氧化层，原始界面以内为Fe3-xCrxO4尖晶石氧化层和铅铋腐蚀后基体。
附图说明
图1为抛光后的P92钢材料表面形貌SEM图。
图2为抛光后的P92钢材料表面能谱图。
图3为P92钢与液态铅铋接触表面SEM图。
图4为P92钢与液态铅铋接触表面EDS面扫描图。
图5为P92钢与液态铅铋接触表面EDS线扫描图。
图6为内层Fe3-xCrxO4尖晶石层中Laves相的TEM形貌。
图7为内层Fe3-xCrxO4尖晶石层中的Laves相选取衍射图。
图8为液态铅铋腐蚀后P92钢试样原始界面位置图。
具体实施方式
以下是本发明的具体实施例，并结合实施例对本发明的技术方案作进一步的描述，但本发明并不限于这些实施例。
在本发明的一些实施例中，提供了一种界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法，包括以下步骤：
S1：对待测材料进行热时效处理，产生Laves相；
S2：对步骤S1处理后的材料进行表面处理，去除氧化层；
S3：对步骤S2处理后的材料进行铅铋腐蚀；
S4：对步骤S3处理后的材料进行观测，含有Laves相的部分为材料基体以及氧向内扩散生成的Fe3-xCrxO4尖晶石氧化层，不含Laves相的部分为金属向外扩散生成的Fe3O4氧化层，含有Laves相部分和未含Laves部分的分界线即为铅铋腐蚀后材料原始界面。
液态金属腐蚀是候选结构材料与液态LBE接触所产生的最重要的材料降解效应。液态金属腐蚀主要体现为两种腐蚀机制，即溶解和氧化。两种腐蚀机制的发生取决于液态LBE内的溶解氧浓度，当LBE中氧浓度高于10-5wt.％时，形成的氧化膜较厚且不致密，在液态铅铋合金的渗透和冲刷下易破碎、剥落，即形成严重的氧化腐蚀；而当LBE中氧浓度低于10- 7wt.％时，结构材料的表面无法形成完整的具有保护性的氧化膜，发生严重的溶解腐蚀。因此，研究液态金属腐蚀机制以及元素扩散过程对发展铅冷快堆具有重要意义。
可以理解，金属材料在经过液态铅铋腐蚀后形成的氧化膜为双层结构，外层为疏松多孔的Fe3O4层，而内层为相对致密、具有保护性的Fe3-xCrxO4尖晶石层。本发明界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法，可以清晰有效地观察材料经过铅铋腐蚀后的原始界面，可以为研究液态金属腐蚀机制以及元素的扩散过程提供实验依据。
在本发明的一些实施例中，待测材料包括F/M钢。
F/M钢是一种高强度、高温度材料，通常用于高温高压的工程应用，如核反应堆、火电厂、化工设备和航空航天技术中。F代表铁素体(Ferritic)不锈钢，M代表马氏体(Martensitic)不锈钢。
铁素体不锈钢是一类由铁和铬组成的合金，通常还包含少量的其他合金元素，如钼、钨、硅和铝。这些合金的主要特点是具有良好的耐高温和抗氧化性能。它们在高温条件下保持较好的机械强度和耐腐蚀性，因此常用于高温应用，如炉管、锅炉、燃气轮机等。
马氏体不锈钢也是由铁和铬组成的合金，但它们在冷却过程中发生马氏体转变，从而提供更高的硬度和强度。这些合金常常用于制造刀具、轴承、阀门、泵等需要高强度和耐磨性的部件。
F/M钢通常以其高温和高强度特性而闻名，使其成为许多工业应用的理想选择。在核能工业中，F/M钢通常用于制造核反应堆中的结构组件，因为它们需要在高温、高辐射和高压条件下保持稳定性和强度。这些钢材还需要经过精密的热处理和材料测试，以确保它们符合严格的工程要求和安全标准。
在本发明的一些实施例中，F/M钢的牌号包括T91、T92、P91和P92。
Cr含量为9wt.％的F/M钢(例如T91、T92、P91、P92)因在高温下具有良好的热力学性能、力学性能和抗辐射脆化和抗空隙膨胀性，因此作为铅冷快堆的主要候选材料。以P92钢为例，P92钢的主要合金成分为Cr:8.50～9.50％，W:1.50～2.00％，Mo:0.30～0.60％。P92钢在热时效过程中组织发生的一个重大变化是形成了大量的Laves相。Laves相是结构为A2B型六方结构的金属间化合物，P92钢的Laves相的主要成分为(Fe、Cr)2(W、Mo)金属间化合物，析出于P92钢的原奥氏体晶界和马氏体板条界等界面处。随着时效时间的增加，颗粒尺寸和含量也在逐渐增加。650℃时效500h便能在P92钢基体中析出Laves相。650℃时效3000h后，Laves相已成为P92钢中尺寸最大的第二相颗粒，10000h下的颗粒尺寸最大可达1μm。当高温液态铅铋环境中氧浓度高于10-5wt.％时，P92钢会受到液态铅铋腐蚀，在材料表面会氧化形成氧化层。材料表面的氧化层厚度受温度、液态铅铋内溶解氧浓度以及浸泡时间影响。
在本发明的一些实施例中，热时效处理的温度为500℃～750℃。
在本发明的一些实施例中，热时效处理的时间≥500h。
在本发明的一些实施例中，热时效处理的压力为0.8atm～1.2atm。
在本发明的一些实施例中，热时效处理后，对材料表面进行打磨，去除表面的氧化膜，获得内部析出Laves相的材料试样。
需要说明的是，去除表面的氧化膜，是指去除热时效过程中生成的氧化膜。
在本发明的一些实施例中，铅铋腐蚀的方法为：将材料在高温液态铅铋合金环境中浸泡。
铅铋合金(Lead-Bismuth Alloy)的熔点取决于其组成比例。一般而言，铅铋合金的熔点较低。纯铅的熔点是约327.5℃，而纯铋的熔点是约271.3℃。因此，铅铋合金的熔点通常在这两者之间，具体取决于合金中铅和铋的比例。不同的铅铋合金具有不同的熔点，但它们通常在200℃到400℃之间熔化。铅铋合金因其低熔点、良好的润湿性和导热性等特性，在一些高温应用中被广泛使用，如核反应堆冷却剂。这些合金的特性使其适用于一些需要高温工作环境的应用。
在本发明的一些实施例中，铅铋合金中，铅含量为44.5wt.％，铋含量为55.5wt.％。
在本发明的一些实施例中，高温为500℃～600℃。
在本发明的一些实施例中，浸泡的时间为500h～2000h。
在本发明的一些实施例中，将材料在高温液态铅铋合金环境中浸泡的方法可以为：将析出Laves相的材料打磨、抛光，随后放置在高温液态铅铋环境中浸泡一定时间，使材料表面形成一定厚度的双层氧化层结构。
在本发明的一些实施例中，方法还包括对步骤S3处理后的材料进行观测前，将材料在CH3CH2OH、CH3COOH和H2O2的混合溶液浸泡，去除材料表面残留的铅铋合金。
在本发明的一些实施例中，将材料在CH3CH2OH、CH3COOH和H2O2的混合溶液中浸泡的方法可以为：将试样浸泡在体积比为1:1:1的CH3CH2OH、CH3COOH和H2O2的混合溶液中24h，除去试样表面的残留的铅铋合金。
浸泡后，采用线切割的方法将试样切割开，并以切割面作为观测面。将含观测面的材料放置在超声波清洗机中，直至去除表面油污，后对其观测面进行打磨、抛光。
液态铅铋腐蚀环境中，铅铋合金成分可以为：Pb:44.5wt.％，Bi:55.5wt.％。在550℃饱和氧含量的液态铅铋中浸泡P92钢试样1000h。
Laves相检测的方法可以为：对经过铅铋腐蚀后含有Laves相的材料进行打磨抛光，利用透射电子显微镜观测、EDS能谱分析以及选取衍射分析，分析Laves相内部是否仍保持(Fe、Cr)2(W、Mo)结构，以验证Laves相在铅铋腐蚀过程中没有发生溶解和氧化。
原始界面界定的方法可以为：对经过铅铋腐蚀后含有Laves相的材料进行打磨抛光，利用扫描电子显微镜观测以及EDS能谱分析，可以观测到材料表面形成氧化层为双层结构，外层为不含Laves相的Fe3O4层，内层为弥散分布有Laves相的Fe3-xCrxO4尖晶石层。铅铋腐蚀后基体中的Laves相仍保持原始分布。即通过在扫描电子显微镜下观察含有Laves相部分和未含Laves部分的分界线则为材料的原始界面，原始界面以外为Fe3O4氧化层，原始界面以内为Fe3-xCrxO4尖晶石氧化层和铅铋腐蚀后基体。
下面再结合一个具体的实施例来更好的理解本发明的方法。
以P92钢为例，按重量百分比计，P92钢的主要合金成分如下：Cr:8.50～9.50％，W:1.50～2.00％，Mo:0.30～0.60％。
液态铅铋腐蚀环境中铅铋合金成分为：Pb:44.5wt.％，Bi:55.5wt.％。
首先制备析出Laves相的P92钢试样，具体制备步骤如下：
采用线切割的方法，将P92钢材料切割为10mm×10mm×5mm的块体材料；
将切割好的P92钢材料放置在600℃、1atm压力的箱式炉中热时效处理80000h，使材料内部产生体积较大的Laves相，即可制备得到析出Laves相的P92钢材料；
对析出Laves相的P92钢材料进行打磨、抛光，去除材料表面由于热处理而产生的氧化层，防止对后续液态铅铋腐蚀过程造成干扰。
如图1和图2所示，利用扫描电子显微镜观察抛光后的P92钢材料表面形貌，并结合EDS点扫描分析，可以确定形貌中较亮区域即为析出的Laves相。
对析出Laves相的P92钢试样进行高温液态铅铋腐蚀实验，具体实验步骤如下：
将打磨、抛光后的析出Laves相的P92钢材料浸泡在静态铅铋实验设备中；
将高温釜温度设置在550℃，压力控制在1atm，并且控制内部氧浓度使液态铅铋中氧含量达到饱和状态；
在上述加热条件下持续浸泡P92钢试样1000h，随后降温取出试样。
之后，将试样浸泡在体积比为1:1:1的CH3CH2OH、CH3COOH和H2O2的混合溶液中24h，除去试样表面的残留的铅铋合金。
采用线切割的方法将试样切割为10mm×8mm×5mm和10mm×2mm×5mm的两个块体材料，较大块体材料的切割界面选为观测面。将切割后的较大块体材料放置在超声波清洗机中，直至去除表面油污，后对其观测面进行打磨、抛光。
然后，对铅铋腐蚀后材料观测面进行检测和分析，具体步骤如下：
如图3所示，通过扫描电子显微镜对观测面进行分析，发现P92钢与液态铅铋接触表面由于液态金属腐蚀氧化形成了一层氧化层。
如图4所示，通过EDS面扫描分析以及结合步骤2中获得的扫描电子显微镜形貌发现在基体和部分氧化层中弥散分布大量Laves相，说明Laves相在铅铋腐蚀过程中没有发生溶解。
如图5所示，通过EDS线扫描分析以及结合扫描电子显微镜形貌图，氧化层为双层结构，外层为不含Laves相的Fe3O4层，内层为弥散分布有Laves相的Fe3-xCrxO4尖晶石层。Laves相在高温液态铅铋环境中不发生氧化腐蚀和溶解腐蚀，内部始终为六方结构的(Fe、Cr)2(W、Mo)金属间化合物。
如图6以及图7所示，利用透射电子显微镜对内层Fe3-xCrxO4尖晶石层中的Laves相进行选取衍射分析，发现Laves相为六方结构的(Fe、Cr)2(W、Mo)金属间化合物，说明Laves相在铅铋腐蚀过程中没有发生氧化现象。
如图8所示，检测结果表明，材料在经过液态铅铋腐蚀后，基体和Fe3-xCrxO4尖晶石层中仍弥散分布Laves相，说明Fe3-xCrxO4尖晶石层是原始基体受到铅铋腐蚀氧化而形成的；Fe3O4层未含有Laves相，则说明是在材料受到铅铋腐蚀向外氧化生长产生的。通过在扫描电子显微镜下观察含有Laves相部分和未含Laves部分的分界线则为材料的原始界面，原始界面以外为Fe3O4氧化层，原始界面以内为Fe3-xCrxO4尖晶石氧化层和铅铋腐蚀后基体。
也即，材料在液态铅铋腐蚀后形成一层双层氧化膜，上层为Fe3O4氧化层，下层为Fe3-xCrxO4尖晶石氧化层，而两者分界线恰好为材料原始界面。这一现象说明：在液态铅铋腐蚀过程中，铁元素首先从基体中溶解到液态铅铋中，由于此时液态铅铋中氧浓度大于该温度下生成Fe3O4所需溶解氧浓度，因此在溶解出来的铁元素立刻与氧元素结合并在材料原始界面以外形成Fe3O4氧化层；同时，氧元素也迅速通过铁元素产生的空位向内扩散，并与材料原始界面以内的基体中铁、铬元素反应生成Fe3-xCrxO4尖晶石。
本发明提供的界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法，通过扫描电子显微镜即可界定材料的原始界面。弥补了之前对于研究液态铅铋合金腐蚀机制以及元素扩散过程缺乏更加可靠的实验支撑的缺陷，同时对进一步延长铅冷快堆中结构材料服役寿命具有重要意义。
还需要说明的是，对于技术方案可以析出Laves相为六方结构(Fe、Cr)2(W、Mo)金属间化合物的材料，除P92以外还可替代为T91、T92、P91以及含有W和/或Mo的Cr含量为9wt.％的F/M钢。在对上述材料热处理使其析出Laves相的过程中，实验条件并不唯一。P92和T92由于W含量较高，因此在600℃下热处理约500h便可析出Laves相；而T91和P91由于不含W，需要在600℃下热处理约8000h才能析出Laves相；对于其他9wt.％的F/M钢，W、Mo含量越高则能在较短时间内析出Laves相。对析出Laves相的材料进行铅铋腐蚀过程中，实验条件会影响双层氧化层的厚度，但是不会影响材料原始界面的界定与观察。反应温度在400～600℃，浸泡时间在500h以上便可形成一定厚度的双层氧化层结构。
上面结合实施例对本发明作了详细说明，但是本发明不限于上述实施例，在所属技术领域普通技术人员所具备的知识范围内，还可以在不脱离本发明宗旨的前提下作出各种变化。
Claims (10)
1.一种界定材料铅铋腐蚀后原始界面的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：
S1：对待测材料进行热时效处理，产生Laves相；
S2：对步骤S1处理后的材料进行表面处理，去除氧化层；
S3：对步骤S2处理后的材料进行铅铋腐蚀；
S4：对步骤S3处理后的材料进行观测，含有Laves相的部分为材料基体以及氧向内扩散生成的Fe3-xCrxO4尖晶石氧化层，不含Laves相的部分为金属向外扩散生成的Fe3O4氧化层，含Laves相部分和未含Laves部分的分界线即为铅铋腐蚀后材料原始界面。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述待测材料包括F/M钢。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述热时效处理的温度为500℃～750℃。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述热时效处理的时间≥500h。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述热时效处理的压力为0.8atm～1.2atm。
6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述铅铋腐蚀的方法为：将材料在高温液态铅铋合金环境中浸泡。
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述铅铋合金中，铅含量为44.5wt.％，铋含量为55.5wt.％。
8.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述高温为450℃～600℃。
9.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述浸泡的时间为500h～2000h。
10.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述方法还包括对步骤S3处理后的材料进行观测前，将材料在CH3CH2OH、CH3COOH和H2O2的混合溶液浸泡，去除材料表面残留的铅铋合金。
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