Influence of Dissolved Oxygen in Water on Microstructure and Electrochemical Properties of Oxide Films on Low-Tin Medium-Niobium Zirconium Alloy
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摘要:
在含溶解氧（质量浓度分别为300,1 000 μg·L−1）环境中对Zr-0.4Sn-0.7Nb-0.3Fe-0.1Cr-0.15Mo-0.12O新型低锡中铌锆合金进行了长达300 d的堆外高压釜腐蚀试验,研究了腐蚀过程中合金表面氧化膜微观结构的变化,并结合离位电化学检测表征了腐蚀后合金的电化学性能,分析了溶解氧对电化学性能的影响。结果表明：在含溶解氧环境中腐蚀时,合金表面氧化膜的厚度随时间呈线性增加,氧化膜内裂纹增多,氧化膜/基体界面起伏加剧；当溶解氧含量较高时,合金的腐蚀质量增加较大,表面氧化膜内裂纹较多。在含溶解氧环境中腐蚀130 d时,合金的自腐蚀电位和极化电阻最小,自腐蚀电流密度最大,其耐腐蚀性不仅与表面氧化膜厚度有关,还受氧化膜内缺陷影响；腐蚀300 d时,合金的阻抗谱呈多容抗弧特征,较高溶解氧含量下的容抗弧数量较多。
Abstract:The corrosion experiment of a new Zr-0.4Sn-0.7Nb-0.3Fe-0.1Cr-0.15Mo-0.12O low-tin medium-niobium zirconium alloy in the environment containing dissolved oxygen with mass concentration of 300, 1 000 μg · L−1 for 300 d was carried out in an external autoclave. The microstructure change of oxide film on alloy surface during corrosion was studied. The electrochemical properties of the alloy after corrosion were characterized by off-site electrochemical detection. The effect of dissolved oxygen on the electrochemical properties was analyzed. The results show that during corrosion, in the environment containing dissolved oxygen, the thickness of oxide film on alloy surface increased linearly with time. The number of cracks in the oxide film increased, and the fluctuation of the oxide film/matrix interface intensified. When dissolved oxygen content was relatively large, the mass increment of the alloy after corrosion was relatively large, and there were more cracks in the oxide film. After corrosion for 130 d in the environment containing dissolved oxygen, the self-corrosion potential and polarization resistance were the smallest, and the self-corrosion current density was the largest. The corrosion resistance of the alloy was not only related to the thickness of the oxide film on surface, but also affected by the defects in the oxide film. After corrosion for 300 d in the environment containing dissolved oxygen, the impedance spectrum showed the characteristics of multiple arc resistance. When the dissolved oxygen content was higher, the number of arc resistance was more.
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0. 引言
轻量化是实现列车高运行速度、低能耗等目标的有效途径[1],采用SiC颗粒增强铝基复合材料（SiCp/Al复合材料）制动盘代替传统钢铁制动盘可以减轻车辆簧下质量,备受业界关注[2-4]。近年来,我国城市轨道交通部分120 km·h−1及以下速度的线路已经批量采用SiCp/Al复合材料制动盘[5-6],但对于我国正加速发展的制动速度和制动压力更高的市域列车,现役SiCp/Al复合材料制动盘的耐磨性无法满足运行条件。因此,开发耐磨性能更优异的制动盘是现阶段亟待攻克的关键难题。
SiC颗粒含量是影响SiCp/Al复合材料耐磨性能的关键因素[7]；其含量越高,复合材料的耐磨性越好[8-9]。然而,SiC颗粒添加量的大小会受到制备方法的限制。现役轨道交通用SiCp/Al复合材料制动盘常采用搅拌铸造法制备,受限于工艺特性,提高SiC颗粒含量易产生颗粒团聚和气孔缺陷[10],一般体积分数不高于20%。已有研究[11]表明,通过搅拌摩擦加工可有效实现材料组织的细化、致密化和均匀化。若能将搅拌铸造和搅拌摩擦加工相结合,则有望解决上述颗粒团聚和气孔问题。然而,目前鲜见将上述2种方法结合起来制备更高SiC含量铝基复合材料制动盘的研究。此外,国内外关于SiCp/Al复合材料摩擦磨损性能的研究基本采用销盘法或环块法[12-13],这些试验通常是在恒定的压力和速度下进行的,而实际服役时制动盘会在不同的制动速度和压力下进行一系列紧急制动,试验所测结果对制动盘的实际应用参考意义很小。为此,作者采用搅拌铸造结合搅拌摩擦加工的方法制备了较高含量SiCp/Al复合材料,并根据市域列车实际运行工况设计摩擦磨损试验,研究了SiC含量对复合材料摩擦磨损性能的影响,以期为轨道交通用制动盘材料的选择提供有价值的数据和理论支撑。
1. 试样制备与试验方法
试验材料为ZL101合金和粒径20~30 μm的SiC颗粒（SiCp）,其中ZL101合金的化学成分如表1所示。将ZL101合金加热到700 ℃使其熔融,将SiCp在1 200 ℃氧化4 h后,加入到铝液中,添加量（体积分数,下同）分别为20%,25%,30%,在此过程进行机械搅拌使SiC颗粒均匀分散,最后采用金属模具浇注,得到尺寸为200 mm×200 mm×20 mm的SiCp/Al复合材料试样。将搅拌铸造得到的SiCp/Al复合材料试样表面加工平整,并装夹在刚性平台上,采用HT-JM16×15/2型二维搅拌摩擦焊设备对整个表面进行搅拌摩擦加工,搅拌头的旋转速度为950 r·min−1,横向进给速度为200 mm·min−1,下压量为0.2 mm,即轴肩后缘压入材料的深度为0.2 mm。
表 1 ZL101合金的化学成分Table 1. Chemical composition of ZL101 alloy元素 Si Fe Ti Mg Cu P Mn 质量分数/% 6.85 0.11 0.12 0.33 <0.01 <0.01 <0.01 利用电火花线切割机床在搅拌摩擦区域切割出尺寸为15 mm×15 mm×20 mm的金相试样,经研磨、抛光后用体积分数0.5%的氢氟酸溶液腐蚀5~10 s,在Leica-DM6000M型光学显微镜上观察显微组织。按照GB/T 228.1—2021,在搅拌摩擦区域截取如图1所示的拉伸试样,利用CMT5504型微机控制电子万能试验机进行室温拉伸试验,拉伸速度为10 mm·min−1,对于相同材料,测3个平行试样取平均值。在搅拌摩擦区域截取硬度试样,采用XHB-3000型布氏硬度计测布氏硬度,载荷为24.5 kN,保载时间为30 s。
将搅拌摩擦区域加工平整后切割出直径为120 mm、厚度为10 mm的摩擦磨损试样盘（即制动盘）。使用MM3000型摩擦磨损试验机进行摩擦磨损试验,摩擦半径为47.5 mm,制动惯量设定为1.0 kg·m2,制动压力分别为0.57,0.67,0.72 MPa,每种压力下的制动盘转速分别为882,1 323,1 764,2 205,2 646,2 977,3 528,3 969,4 410,4 851 r·min−1,分别模拟列车在40,60,80,100,120,135,160,180,200,220 km·h−1速度（市域列车最高运行速度达200 km·h−1）下的制动工况。试验所用闸片为商用928 W合成闸片,由Becorit公司提供,其组分包括改性树脂、丁苯橡胶、钢纤维、无机填料（CaCO3、BaSO4）、固体润滑剂（石墨）等；合成闸片的密度为2.30 g·cm−³,试验时3个闸片与制动盘进行摩擦,每个闸片的摩擦表面积为225 mm²（15 mm×15 mm）。在摩擦磨损试验时,电机为主轴提供转速使制动盘旋转,当达到设定速度时,电机关闭,气缸自动向制动闸片施加压力,3个闸片一起向制动盘施加压力,制动盘在闸片摩擦阻力的作用下停止运动。试验前制动盘和制动闸片应在0.57 MPa、40 km·h−1的条件下磨合,以达到规定的接触面积。在每个制动工况下重复测试5次,每次制动初始温度为60 ℃,共进行150次制动试验,总制动能量为7 587 kJ。采用精度为0.01 g的电子天平称取试验前后复合材料制动盘和闸片的质量,计算磨损质量损失。采用JSM-6510A型扫描电镜（SEM）和OLS4500型共聚焦显微镜观察摩擦磨损试验后复合材料制动盘的表面形貌,采用SEM附带的能谱仪（EDS）进行微区成分分析。
2. 试验结果与讨论
2.1 显微组织
由图2可知：不同SiCp添加量复合材料中SiC颗粒的形态基本一致,SiC颗粒均匀分布在铝合金基体中,无团聚现象；复合材料组织致密,未发现明显的裂纹和气孔缺陷。在搅拌摩擦加工过程中,搅拌针轴肩与复合材料表面摩擦产生热量,使复合材料变成超塑性状态,同时在搅拌头的旋转作用下,部分SiC颗粒和共晶组织被打碎,铸造气孔被周围材料弥合[14],因此复合材料中无明显气孔缺陷,组织致密。
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图 2 不同添加量SiCp/Al复合材料的显微组织Figure 2. Microstructures of different addition SiCp/Al composites2.2 力学性能
由表2可知,不同SiCp添加量复合材料的抗拉强度、断后伸长率和硬度均满足CZJS/T 0009—2016制动盘行业标准要求（抗拉强度大于200 MPa,断后伸长率大于0.5%,布氏硬度大于65 HBW）。随着SiCp添加量的增加,复合材料的抗拉强度变化幅度较小,断后伸长率呈降低趋势,布氏硬度呈升高趋势。由图3可见,3种SiCp添加量复合材料的断口中均存在SiC颗粒的断裂,未见SiC颗粒与铝基体界面脱黏现象,表明复合材料的界面结合良好。良好的界面结合有利于将铝基体所受的载荷充分传递到SiC颗粒,从而获得高强度。复合材料铝基体中均存在明显的韧窝,表明断裂前铝基体发生了塑性变形,因此复合材料具有优异的韧性。
SiCp体积分数/% 抗拉强度/MPa 断后伸长率/% 布氏硬度/HBW 20 230.7 5.7 83.3 25 225.3 4.8 86.8 30 235.7 4.7 92.8 ![]()
图 3 不同添加量SiCp/Al复合材料的拉伸断口形貌Figure 3. Tensile fracture morphology of different addition SiCp/Al composites2.3 摩擦磨损性能
由图4可以发现,在不同制动压力下不同SiCp添加量复合材料的平均摩擦因数随着制动速度的增大都呈先升高再降低的趋势。当制动压力为0.57 MPa和0.67 MPa时,复合材料的平均摩擦因数均在制动速度为80 km·h−1时达到最大值。这是因为当制动速度由40 km·h−1增大至80 km·h−1时,摩擦副表面硬质微凸体被加速破坏,相应地实际接触面积增加,摩擦因数增大[15-16]；当制动速度超过80 km·h−1时,随着制动能量的不断增加,摩擦副接触表面温度进一步提高,闸片的摩擦因数在过高的温度下会出现热衰退现象[17]。当制动压力为0.57 MPa和0.67 MPa时,SiCp添加量为20%的复合材料在不同制动速度下的平均摩擦因数均最大,且在制动速度为80 km·h−1时最大平均摩擦因数大于0.55。根据经验,若铝制动盘与闸片之间的摩擦因数大于0.55,则列车在制动过程中易产生啸叫噪声。在各个制动压力下SiCp添加量为25%和30%的复合材料在不同制动速度下的平均摩擦因数均稳定在0.3~0.5,满足市域列车的使用要求。
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图 4 不同制动压力下不同添加量SiCp/Al复合材料的平均摩擦因数随制动速度的变化曲线Figure 4. Average friction coefficient vs braking speed curves of different addition SiCp/Al composites under different braking pressures当SiCp添加量为20%,25%时,复合材料的磨损质量损失分别为0.56,0.42 g,对偶闸片的磨损质量损失分别为2.56,1.68 g；当SiCp添加量为30%时,复合材料的质量增加0.26 g,闸片的磨损质量损失增加至2.71 g。可见,随着SiCp添加量增加,复合材料的耐磨性变好。SiCp添加量为30%的复合材料磨损后的质量增加,这主要归因于磨损表面生成的摩擦膜。该复合材料中SiC颗粒含量高,耐磨性优异,在制动过程中复合材料几乎不磨损,但其不断刮擦和磨损闸片导致对偶闸片的磨损量较高,而磨屑在复合材料表面压实并形成一定质量的摩擦膜,导致复合材料质量增加。
在制动过程中瞬时摩擦因数的波动会导致摩擦副出现轻微振动,同时还会增加摩擦过程中产生的噪声[18]。摩擦稳定系数也是评估摩擦副匹配性的一个重要指标,摩擦稳定系数越大,说明制动过程中的瞬时摩擦因数越稳定,其计算公式[19]为
(1) 式中：f为摩擦稳定系数；μmax为制动过程中最大瞬时摩擦因数；μm为平均摩擦因数。
由图5可知,随着制动压力的提高,不同SiCp添加量复合材料的摩擦稳定系数都表现出升高的趋势。较高的制动压力有助于磨屑在磨损表面压实致密,形成摩擦膜并提高平整度,减少瞬时摩擦因数的波动[20]。在0.72 MPa制动压力下,当制动速度超过100 km·h−1时,3种SiCp添加量复合材料的摩擦稳定系数都出现下降的趋势。更高的制动压力和制动速度会加速磨损表面热量的积累产生高温,使得闸片磨损表面的物相发生氧化和分解,降低闸片的平均摩擦因数,因此摩擦稳定系数下降。SiCp添加量为25%的复合材料在各个制动工况下均具有较高的摩擦稳定系数（大于0.8）,摩擦副表现出较好的匹配性。SiCp添加量为30%的复合材料在0.57 MPa制动压力下的摩擦稳定系数较低,这是由于该复合材料闸片的磨损量较高,产生的磨屑较多且在低制动压力下无法在表面压实而产生三体磨损,导致最大瞬时摩擦因数较大,因此摩擦稳定系数较低,摩擦副的匹配性差。可通过优化闸片配方,增加闸片中的硬质相来提高摩擦副在低制动压力下的摩擦稳定性。
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图 5 不同制动压力下不同添加量SiCp/Al复合材料的摩擦稳定系数随制动速度的变化曲线Figure 5. Friction stability coefficient vs braking speed curves of different addition SiCp/Al composites under different braking pressures2.4 摩擦磨损形貌
由图6可知,SiCp添加量为20%的复合材料磨损表面犁沟明显,犁沟呈圆形分布在整个磨损区域,部分犁沟较深并呈金属光泽,表明该复合材料在制动过程中发生了异常磨损,造成了较严重损伤。SiCp添加量为25%和30%的复合材料磨损表面未发现明显的犁沟,表面被连续的黑色摩擦膜覆盖。摩擦膜对制动盘具有重要的保护作用,可以避免制动过程中制动盘和制动闸片之间的直接接触,防止摩擦副的异常磨损,稳定制动过程的摩擦因数[21-22]。
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图 6 不同添加量SiCp/Al复合材料的磨损表面宏观形貌Figure 6. Wear surface macromorphology of different addition SiCp/Al composites由图7可知,SiCp添加量为20%和25%的复合材料的犁沟深度最大值分别达到45,6.4 μm,而SiCp添加量为30%的复合材料磨损表面仅观察到高度约2 μm的岛状凸台,该凸台可能是由磨屑堆积产生的。可知,SiCp添加量为25%和30% SiC的复合材料的耐磨性能显著优于SiCp添加量为20%的复合材料。
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图 7 不同添加量SiCp/Al复合材料的磨损截面轮廓Figure 7. Wear section contour of different addition SiCp/Al composites由图8和表3可知：SiCp添加量为20%的复合材料表面发生了严重的磨粒磨损,犁沟现象明显,犁沟附近的材料由于受到挤压向犁沟一侧聚集,形成分层现象；此时磨损表面（位置1）主要含有铝、硅、氧元素,仅含少量铁元素,其中铝元素质量分数达到约75%,表明该处摩擦膜已经完全被破坏,复合材料已裸露至磨损表面。SiCp添加量为25%和30%的复合材料磨损表面比较平整,未观察到明显的犁沟。SiCp添加量为25%的复合材料磨损表面（位置2）主要为碳、氧、铝、硅元素,说明摩擦膜主要由复合材料和闸片的混合磨屑所形成。SiCp添加量为30%的复合材料磨损表面（位置3）主要为碳、氧、铁元素,其中铁元素的质量分数高达62%,说明摩擦膜主要由闸片磨屑所形成。在SiCp添加量为25%和30% 的复合材料摩擦膜表面发现存在少量微裂纹,当裂纹相互扩展并连接时,可能会造成部分摩擦膜的脱落,并形成片状磨屑。
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图 8 不同添加量SiCp/Al复合材料磨损表面SEM形貌Figure 8. Wear surface SEM morphology of different addition SiCp/Al composites: (a–c) at low magnification and (d–f) at high magnificationTable 3. EDS analysis results of different positions shown in Fig.8位置 质量分数/% C O Al Si Mg Ca Fe 其他 1 13.75 74.37 8.88 0.22 1.14 1.16 0.48 2 21.55 26.49 16.17 14.87 0.39 2.73 16.65 1.15 3 18.43 10.43 2.5 3.7 0.84 62.14 1.96 2.5 摩擦磨损机制
不同SiCp添加量复合材料的摩擦磨损机制如图9所示。在摩擦磨损初期,SiC颗粒周围的铝基体与闸片表面的硬质钢纤维直接接触而发生磨损,并形成凹坑。在摩擦磨损过程中,这些凹坑被磨屑填充,逐渐形成摩擦膜。随后,突出的SiC颗粒承受主要载荷,保护新生摩擦膜免受破坏。复合材料中SiC颗粒含量越少,SiC颗粒间的平均距离越长,单个SiC颗粒承受的平均载荷越大,越容易从基体中脱落；失去SiC颗粒承载和保护作用的摩擦膜极易被破坏,裸露出新的铝基体；脱落的SiC颗粒进入摩擦表面产生磨粒磨损,加剧破坏裸露的铝基体,并在磨损表面形成大量犁沟。上述过程在制动循环中重复发生,使得复合材料产生较高的磨损量。复合材料中SiC颗粒含量越高,单个SiC颗粒承受的平均载荷越小,其脱落概率越小；大量的SiC颗粒钉扎在磨损表面承受载荷,保护摩擦膜和摩擦膜下方的铝基体免受破坏。复合材料表面的SiC颗粒相比闸片中的钢纤维具有更高的硬度,当SiCp添加量不低于30%时,在摩擦过程中SiC颗粒不断磨损闸片,此时形成摩擦膜的磨屑主要来源于闸片,重复的制动过程使累积的摩擦膜变厚,因此试验后该SiCp添加量下复合材料的质量增加。
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图 9 不同添加量SiCp/Al复合材料的摩擦磨损机制示意Figure 9. Schematic of wear mechanism of different addition SiCp/Al composites3. 结论
（1）不同添加量SiCp/Al复合材料中SiC颗粒形态基本一致,SiC颗粒均匀分布在铝合金基体中,无团聚现象,复合材料组织致密,未发现明显的裂纹和气孔缺陷。不同SiCp添加量复合材料的抗拉强度、断后伸长率和硬度均满足制动盘行业标准要求,随SiCp添加量增加,抗拉强度变化幅度较小,断后伸长率降低,布氏硬度升高。
（2）SiCp添加量为25%与30%的复合材料的平均摩擦因数稳定在0.3~0.5,满足市域列车的制动要求,磨损表面平整,未发现明显的犁沟和分层,表面摩擦膜分别由复合材料/闸片的混合磨屑和闸片磨屑形成。SiCp添加量为20%的复合材料的最大平均摩擦因数大于0.55,平均摩擦因数过高,不满足市域列车的制动要求,磨损表面犁沟和分层现象明显,表面发生严重磨粒磨损,犁沟深度达到45 μm。
（3）SiCp添加量为30%复合材料的对偶闸片的磨损量较高,且在0.57 MPa制动压力下的摩擦稳定系数较低,需要对闸片配方进行进一步优化,以提高摩擦副的匹配性。
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图 1 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的质量增加
Figure 1. Mass increment of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen
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图 2 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金表面氧化膜截面的SEM低倍形貌
Figure 2. SEM morphology at low magnification of cross-section of oxide film on test alloy surface after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen
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图 3 不同溶解氧含量下腐蚀300 d后试验合金表面氧化膜截面的SEM高倍形貌
Figure 3. SEM morphology at high magnification of cross-section of oxide film on test alloy surface after corrosion for 300 d under different content of dissolved oxygen
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图 4 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的极化曲线
Figure 4. Polarization curves of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen
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图 5 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的Mott-Schottky曲线
Figure 5. Mott-Schottky curves of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen
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图 6 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的电化学阻抗谱
Figure 6. Electrochemical impedance spectra of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen: (a) Nyquist plot and (b) frequency-phase angle plot
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图 7 不同腐蚀时间下的等效电路
Figure 7. Equivalent circuits under different corrosion time conditions
表 1 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金表面氧化膜的厚度
Table 1 Thickness of oxide film on test alloy surface after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen
溶解氧含量/(μg·L−1) 腐蚀时间/d 氧化膜厚度/µm 300 14 1.49 130 3.33 300 5.69 1 000 14 1.51 130 3.31 300 6.64 
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表 2 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的电化学拟合参数
Table 2 Electrochemical fitting parameters of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen
溶解氧含量/(μg·L−1) 腐蚀时间/d Ecorr/V Icorr/(10−7 A·cm−2) Rp/(10−6 Ω) 300 14 −0.058 4.500 4.17 130 −0.207 146.320 0.24 300 −0.142 0.048 466.00 1 000 14 −0.095 3.410 8.59 130 −0.283 30.500 0.15 300 0.005 0.252 76.40
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表 3 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的氧化膜内载流子浓度
Table 3 Carrier concentration in oxide film of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen
溶解氧含量/(μg·L−1) 腐蚀时间/d Mott-Schottkey曲线斜率 氧化膜内载流子浓度/cm3 300 14 1.59×1016 3.55×1012 130 1.66×1015 3.41×1013 300 8.02×1019 7.04×108 1 000 14 1.08×1015 5.25×1013 130 4.14×1014 1.36×1014 300 2.77×1016 2.04×1012
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表 4 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的阻抗谱拟合结果
Table 4 Impedance spectrum fitting results of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen
溶解氧质量浓度/(μg·L−1) 腐蚀时间/d Rs/(Ω·cm−2) Qp/(107 Ω·cm2·sn1) n1 Rp/(10−5 Ω·cm−2) Qb/(107 Ω·cm2·sn2) n2 Rb/(10−5 Ω·cm−2) 300 14 372.6 13.000 0.70 1.75 84.00 0.90 0.69 130 224.9 13.100 0.57 0.28 25.70 0.70 2.34 300 449.0 3.040 0.77 2.22 4.38 0.68 17.65 1 000 14 468.4 1.850 0.71 7.82 5.17 0.62 12.90 130 135.4 493.000 0.28 0.10 17.90 0.64 2.23 300 160.0 0.094 0.77 9.40 7.06 0.74 157.00
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[1] 韦天国,林建康,龙冲生,等. 蒸汽中的溶解氧对锆合金腐蚀行为的影响[J]. 金属学报,2016,52（2）：209-216. WEI T G ,LIN J K ,LONG C S ,et al. Effect of dissolved oxygen in steam on the corrosion behaviors of zirconium alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica,2016,52（2）：209-216.
[2] 刘庆冬,张浩,曾奇锋,等. SZA-4和ZIRLO锆合金在360 ℃含氧水环境中的腐蚀行为[J]. 机械工程学报,2019,55（8）：88-96. LIU Q D ,ZHANG H ,ZENG Q F ,et al. Pre-transition corrosion behavior of SZA-4 and ZIRLO alloys in dissolved oxygen aqueous condition at 360 ℃[J]. Journal of Mechanical Engineering,2019,55（8）：88-96.
[3] ZHANG J L ,HU Y ,HUANG J ,et al. The corrosion resistance of Zr-0.7Sn-1Nb-0.2Fe- xCu- xGe alloys in 360 ℃ lithiated water[J]. Corrosion Science,2016,111：132-138. [4] HONG H S ,MOON J S ,KIM S J ,et al. Investigation on the oxidation characteristics of copper-added modified zircaloy-4 alloys in pressurized water at 360 ℃[J]. Journal of Nuclear Materials,2001,297（2）：113-119. [5] TEJLAND P ,ANDRÉN H O ,SUNDELL G ,et al. Oxidation mechanism in zircaloy-2：The effect of SPP size distribution[M]//Zirconium in the Nuclear Industry：17th Volume. West Conshohocken,PA：ASTM International,2014：373-403. [6] LAI P ,LU J Q ,ZHANG H ,et al. The corrosion behavior of M5（Zr–1Nb-0.12O）alloy in 360 ℃ water with dissolved oxygen[J]. Journal of Nuclear Materials,2020,532：152079. [7] XU S T ,HUANG J S ,PEI W ,et al. Effect of oxygen content in 400 ℃ super-heated steam on the corrosion resistance of Zr-xSn-0.35Fe-0.15Cr-0.15 Nb alloys[J]. Corrosion Science,2022,198：110135. [8] 姚美意,李士炉,张欣,等. 添加Nb对Zr-4合金在500 ℃过热蒸汽中耐腐蚀性能的影响[J]. 金属学报,2011,47（7）：865-871. YAO M Y ,LI S L ,ZHANG X ,et al. Effect of Nb on the corrosion resistance of Zr-4 alloy in superheated steam at 500 ℃[J]. Acta Metallurgica Sinica,2011,47（7）：865-871.
[9] ZHONG X Y ,LI M C ,ZHOU B X ,et al. In-situ electrochemical impedance spectroscopy investigations on the early stage corrosion behavior of zircaloy-4 in high-temperature lithiated water[J]. Corrosion Science,2021,182：109223. [10] 张浩锆合金在360 ℃/20 MPa溶氧水中的腐蚀行为研究上海上海交通大学2019张浩. 锆合金在360 ℃/20 MPa溶氧水中的腐蚀行为研究[D]. 上海：上海交通大学,2019. ZHANG HThe corrosion behavior of zirconium alloys in oxygenated water at 360 ℃/20 MPaShanghaiShanghai Jiao Tong University2019ZHANG H. The corrosion behavior of zirconium alloys in oxygenated water at 360 ℃/20 MPa[D]. Shanghai：Shanghai Jiao Tong University,2019.
[11] KIRAN KUMAR M ,AGGARWAL S ,KAIN V ,et al. Effect of dissolved oxygen on oxidation and hydrogen pick up behaviour：Zircaloy vs Zr–Nb alloys[J]. Nuclear Engineering and Design,2010,240（5）：985-994. [12] KUMAR M K ,AGGARWAL S ,BENIWAL D ,et al. Localized oxidation of zirconium alloys in high temperature and pressure oxidizing environments of nuclear reactors[J]. Materials and Corrosion,2014,65（3）：244-249. [13] STEHLE H ,KADEN W ,MANZEL R. External corrosion of cladding in PWRs[J]. Nuclear Engineering and Design,1975,33（2）：155-169. [14] PROFF C ,ABOLHASSANI S ,LEMAIGNAN C. Oxidation behaviour of zirconium alloys and their precipitates：A mechanistic study[J]. Journal of Nuclear Materials,2013,432（1/2/3）：222-238. [15] OSKARSSON M ,AHLBERG E ,ANDERSSON U ,et al. Characterisation of pre-transition oxides on zircaloys[J]. Journal of Nuclear Materials,2001,297（1）：77-88. [16] OSKARSSON M ,AHLBERG E ,PETTERSSON K. Oxidation of zircaloy-2 and zircaloy-4 in water and lithiated water at 360 ℃[J]. Journal of Nuclear Materials,2001,295（1）：97-108. [17] BRUG G. The analysis of electrode impedances complicated by the presence of a constant phase element[J]. Journal of Electroanalytical Chemistry,1984,176（1/2）：275-295. [18] MACÁK J,NOVOTNÝ R,SAJDL P,et alElectrochemical study of pre- and post-transition corrosion of Zr alloys in PWR coolantBUSBY JT,ILEVBARE G,ANDRESEN PLProceedings of the 15th International Conference on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems：Water ReactorsChamSpringer2011655663MACÁK J ,NOVOTNÝ R ,SAJDL P ,et al. Electrochemical study of pre- and post-transition corrosion of Zr alloys in PWR coolant[C]// BUSBY JT ,ILEVBARE G ,ANDRESEN PL. Proceedings of the 15th International Conference on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems：Water Reactors. Cham：Springer,2011：655-663. [19] KRAUSOVÁ A ,MACÁK J ,SAJDL P ,et al. In-situ electrochemical study of Zr1Nb alloy corrosion in high temperature Li + containing water[J]. Journal of Nuclear Materials,2015,467：302-310. [20] RENČIUKOVÁ V ,MACÁK J ,SAJDL P ,et al. Corrosion of zirconium alloys demonstrated by using impedance spectroscopy[J]. Journal of Nuclear Materials,2018,510：312-321. [21] BARBERIS P ,FRICHET A. Characterization of zircaloy-4 oxide layers by impedance spectroscopy[J].Journal of Nuclear Materials,1999,273（2）：182-191. [22] FORSBERG S ,AHLBERG E ,LIMBÄCK M. Studies of corrosion of cladding materials in simulated BWR environment using impedance measurements[J]. Journal of ASTM International,2007,4（9）：1-22. [23] COUET A ,MOTTA A T ,AMBARD A ,et al. In-situ electrochemical impedance spectroscopy measurements of zirconium alloy oxide conductivity：Relationship to hydrogen pickup[J]. Corrosion Science,2017,119：1-13. [24] 钟祥玉,杨波,李谋成,等. Zr-4合金表面氧化膜的电化学阻抗谱特征[J]. 稀有金属材料与工程,2010,39（12）：2165-2168. ZHONG X Y ,YANG B ,LI M C ,et al. EIS characterization of the oxide film on Zr-4 alloy surface in super-heated steam[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2010,39（12）：2165-2168.
[25] VERMOYAL J J ,HAMMOU A ,DESSEMOND L ,et al. Electrical characterization of waterside corrosion films formed on ZrNb（1%）O（0.13%）[J]. Electrochimica Acta,2002,47（17）：2679-2695. [26] LIAO J J ,ZHANG W ,ZHANG J S ,et al. Mechanisms investigation of cathodic-anodic coupling reaction of Zr-H2O at 360 ℃ by long-term in situ electrochemical polarization analyses[J]. Corrosion Science,2021,190：109635. [27] KWON O H ,SHIN J H ,JANG C ,et al. Effect of Nb on the electrical resistivity of ZrO2 layer formed on Zr alloys[J]. Journal of Nuclear Materials,2020,536：152202.
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