鐵素體/馬氏體鋼和奧氏體不銹鋼的液態(tài)鉛鉍腐蝕行為與機理

龔 星，肖 軍，王 浩，楊志彬，陳嘉駿，胡飛宇，殷 園

(1.深圳大學(xué)物理與光電工程學(xué)院核科學(xué)與核技術(shù)系先進(jìn)核能團(tuán)隊，廣東 深圳 518060；2.中國核動力研究設(shè)計院反應(yīng)堆燃料及材料重點實驗室，四川 成都 610213)

LBE具有優(yōu)良的熱工水力和中子學(xué)性能，是第四代先進(jìn)液態(tài)金屬冷卻快中子反應(yīng)堆最重要的冷卻劑和散裂靶材料之一[1-3]。液態(tài)鉛鉍冷卻快中子反應(yīng)堆(liquid LBE-cooled fast reactors, LFRs)相對于商用輕水堆和液態(tài)鈉冷快堆具有很多技術(shù)優(yōu)勢。比如，作為快中子反應(yīng)堆，LFRs可進(jìn)行燃料增殖，提高鈾資源利用率，減少核廢料的產(chǎn)生，實現(xiàn)核燃料的“閉式循環(huán)”[4]。其次，LBE優(yōu)良的導(dǎo)熱、傳熱性能可以使堆芯結(jié)構(gòu)設(shè)計更緊湊和使反應(yīng)堆小型化，未來可為偏遠(yuǎn)海島甚至深海提供可移動式能源供給，具有極其重要的戰(zhàn)略意義。此外，相對于液態(tài)鈉冷快堆，液態(tài)鉛鉍與水和空氣不發(fā)生劇烈反應(yīng)，一定程度上為反應(yīng)堆賦予了更高的本征安全性[1]。最后，將LFRs與質(zhì)子加速器耦合形成的加速器驅(qū)動次臨界系統(tǒng)(Accelerator Driven System, ADS)是目前公認(rèn)的最具應(yīng)用前景的核廢料處置方法之一，可以將乏燃料中殘留的高放射性、衰變周期長達(dá)幾十萬年甚至百萬年的次錒系核素嬗變成衰變周期僅有幾百年的低放射性核素[4,5]?？傊?，LFRs具有一系列獨特的技術(shù)優(yōu)勢和廣闊的應(yīng)用前景，是近年來國內(nèi)外重點研究的新一代先進(jìn)核能系統(tǒng)之一。

但是，目前國際上主推的堆用候選結(jié)構(gòu)材料與LBE冷卻劑存在液態(tài)金屬腐蝕(liquid metal corrosion，LMC)等相容性問題，阻礙了LFRs的工程化應(yīng)用進(jìn)度[1]。這些候選結(jié)構(gòu)材料包括商用鐵素體/馬氏體鋼(F/M T91、HT9、EP823等，簡稱鐵/馬鋼，下同)和奧氏體不銹鋼(316L、316Ti、15-15Ti等)。

本文綜述了液態(tài)金屬腐蝕的主要機制，總結(jié)了鐵/馬鋼和奧氏體不銹鋼的液態(tài)鉛鉍腐蝕行為以及抑制液態(tài)鉛鉍腐蝕的主要方法。

1 液態(tài)金屬腐蝕的基本特征

液態(tài)金屬腐蝕是一種重要的材料性能退化現(xiàn)象，它發(fā)生在材料與液態(tài)金屬的接觸界面[6,7]。液態(tài)金屬腐蝕受多種因素影響，包括材料的成分和微觀結(jié)構(gòu)，以及液態(tài)金屬中的溶解氧、雜質(zhì)、溫度和流速等。除此之外，局部紊流也是非常重要的影響因素，可加速局部腐蝕。

液態(tài)金屬腐蝕主要有兩種表現(xiàn)形式，一是均勻腐蝕，另外一種是局部腐蝕[7]。均勻腐蝕是指腐蝕速率在整個材料表面是一致的，而局部腐蝕一般優(yōu)先在微觀結(jié)構(gòu)不連續(xù)的地方進(jìn)行，如晶界和孿晶界等，從而在這些位置形成更厚或更深的腐蝕層。以鋼和液態(tài)鉛鉍體系為例，液態(tài)金屬腐蝕還可進(jìn)一步細(xì)分為如下機制：氧化、溶解腐蝕、局部增強溶解腐蝕(點蝕)、侵蝕和磨蝕等。

2 鐵/馬鋼和奧氏體不銹鋼的液態(tài)鉛鉍腐蝕行為與機理

2.1 氧化

2.1.1 氧化的基本熱力學(xué)

氧化是鋼中元素與液態(tài)鉛鉍中溶解氧反應(yīng)生成相應(yīng)氧化物的化學(xué)過程。生成的氧化膜附著在鋼材料表面，形成擴(kuò)散阻擋層抑制液態(tài)鉛鉍腐蝕。由于鋼是多組元材料，生成氧化膜的種類、優(yōu)先順序以及熱力學(xué)穩(wěn)定性取決于各元素對應(yīng)氧化物的標(biāo)準(zhǔn)吉布斯自由能。

假設(shè)金屬M和氧(O2)發(fā)生如下氧化反應(yīng)：

(1)

(2)

式中：R——氣體常數(shù)(8.314 5 J/mol·K);

T——溫度(Kelvin)。

氧化物的標(biāo)準(zhǔn)生成吉布斯自由能可用下式表示：

(3)

式中：C和D是常數(shù)。當(dāng)氧化反應(yīng)達(dá)到化學(xué)平衡后，ΔG=0。將公式(2)和公式(3)合并后得到：

(4)

或

(5)

公式(5)表示氧化物生成/分解達(dá)到動態(tài)化學(xué)平衡時的臨界氧分壓。圖1給出了鋼中主要元素以及Pb、Bi對應(yīng)氧化物的標(biāo)準(zhǔn)生成吉布斯自由能隨溫度的變化趨勢。在圖中，位于下方的元素要比位于上方的元素更容易發(fā)生氧化。

圖1 鋼中不同元素和Pb、Bi對應(yīng)氧化物在 每摩爾氧氣下的標(biāo)準(zhǔn)生成吉布斯自由 能隨溫度的變化關(guān)系圖[8]Fig.1 The standard Gibbs free energy (per one mol O2) of formation of various oxides relating to oxidation of the steel main constituting elements and oxygen-containing Pb or LBE as a function of temperature[8]

2.1.2 鋼在液態(tài)鉛鉍中的氧化行為

圖2 T91在400 ℃、飽和氧靜態(tài)鉛鉍中浸泡 1 000 h形成的典型雙層氧化膜Fig.2 A typical double-layered oxide scale formed on T91 surface exposed to static oxygen- saturated LBE at 400 ℃ for 1 000 h

鐵/馬鋼如T91在溶解氧較高的鉛鉍環(huán)境中一般會形成多層氧化膜(見圖2)。最外層是四氧化三鐵(Fe3O4)，這層氧化膜是多孔結(jié)構(gòu)，可被液態(tài)金屬滲透，在流動鉛鉍下還可被沖刷侵蝕掉，因此對基體的保護(hù)作用有限。在Fe3O4氧化膜下方是Fe2(FexCr1-x)O4尖晶石致密氧化膜，當(dāng)鉛鉍流速不高于3 m/s時仍能附著在鋼基體表面，因此具有很好的腐蝕防護(hù)作用[1]。當(dāng)進(jìn)一步延長鉛鉍浸泡時間或提高腐蝕溫度，在尖晶石氧化膜的下方還可形成內(nèi)氧化層(Internal oxidation zone, IOZ)，這層氧化膜的性質(zhì)跟第二層尖晶石類似，含有較多的Cr，且對基體具有保護(hù)作用。在離子輻照和鉛鉍腐蝕耦合條件下(247 MeV的 Ar離子，1.36 dpa，T=350 ℃，國產(chǎn)SIMP鐵/馬鋼的氧化速率顯著提高，表明輻照會加速氧化過程[9]。Frazer等人[10]在HT9鐵/馬鋼中也發(fā)現(xiàn)了輻照促進(jìn)鉛鉍腐蝕的類似現(xiàn)象。但是，這一現(xiàn)象的理論和建模研究還十分缺乏。

對于Fe3O4和Fe2(FexCr1-x)O4尖晶石雙層氧化膜的形成機理，一般認(rèn)為是基體中的Fe陽離子向外擴(kuò)散，與鉛鉍中的氧反應(yīng)并在材料表面生成Fe3O4。與此同時，氧陰離子穿過Fe3O4向內(nèi)擴(kuò)散，與基體中的Cr、Fe反應(yīng)生成Fe2(FexCr1-x)O4尖晶石(見圖3)。Fe陽離子向外擴(kuò)散，在原來點陣位置留下空位，空位聚集后形成微孔，向內(nèi)擴(kuò)散的氧在微孔內(nèi)與Fe和Cr反應(yīng)生成Fe2(FexCr1-x)O4尖晶石直至微孔被填充，這個過程是氧化速率的重要控制因素之一。關(guān)于IOZ形成機理的研究目前還不多。

圖3 雙層氧化膜形成機理示意圖[11]Fig.3 Schematic illustration of the formation mechanism of the double-layered oxide scale[11]

奧氏體不銹鋼如316L在液態(tài)鉛鉍中的氧化行為與鐵/馬鋼存在一定差異，其氧化過程強烈依賴溫度等參數(shù)。在450 ℃形成的氧化膜很薄，成分主要是Fe-Cr尖晶石或氧化鉻單層氧化膜，對基體具有保護(hù)作用。超過450 ℃，氧化膜演變成雙層或者依然保持單層結(jié)構(gòu)，存在發(fā)生溶解腐蝕的風(fēng)險。在550 ℃以上，氧化膜失去保護(hù)作用，基體發(fā)生溶解腐蝕。Hosemann et al[12-14]用透射電鏡深入分析了在550 ℃、流動鉛鉍[v=2 m/s，溶解氧CO=3×10-6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))～5×10-6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))]、浸泡3 000 h后D9奧氏體不銹鋼表面腐蝕層結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)了三層氧化膜。最外層是超細(xì)(100 nm～1 μm)等軸晶Fe3O4，第二層是厚度約1 μm的富Cr尖晶石以及在其中點綴分散的富Ni相，第三層是兩相結(jié)構(gòu)，由FeCr尖晶石和富Ni相組成。

改變溫度、浸泡時間和氧含量等實驗條件，鐵/馬鋼和奧氏體不銹鋼表面還可形成其他更復(fù)雜的氧化膜。比如在560 ℃、飽和氧鉛鉍中，Pb向T91和316L表面形成的Fe3O4中擴(kuò)散，生成鉛鐵礦復(fù)合氧化膜[15]。

隨著氧化膜厚度的增加，F(xiàn)e陽離子和氧陰離子的擴(kuò)散速率下降，導(dǎo)致氧化膜生長動力學(xué)一般呈現(xiàn)拋物線趨勢，如下：

(6)

式中：h——氧化膜厚度(Fe3O4和Fe-Cr尖晶石之和);

Kp——氧化膜生長系數(shù);

t——時間。

圖4對比了不同鐵/馬鋼和奧氏體不銹鋼的氧化膜生長曲線[16]。從圖中可以看出，奧氏體不銹鋼比鐵/馬鋼的氧化性能更優(yōu)。其中，鐵/馬鋼EP823含有1.3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Si，奧氏體不銹鋼EP302含有3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Si，從圖中可以看出，Si的加入大大降低了氧化速率。

圖4 不同鐵/馬鋼和奧氏體不銹鋼在470 ℃、 流動鉛鉍(1.9 m/s)、氧含量為10-6% (質(zhì)量分?jǐn)?shù))條件下的氧化膜生長曲線[16]Fig.4 Oxide thickness of various steels exposed to flowing LBE (v=1.9 m/s, Co=10-6wt%) at 470 ℃ as a function of exposure time[16]

Zhang在公式(6)的基礎(chǔ)上考慮了氧化膜被流動鉛鉍侵蝕以及自身溶解導(dǎo)致的損失速率，從而提出了如下近似公式描述氧化膜的生長動力學(xué)[17]：

(7)

式中：Kr——氧化膜損失速率。

對于HT9鋼，在550 ℃、流動鉛鉍、溶解氧為5×10-6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的條件下，Kp= 1.48×10-12cm2/s，Kr= 1.01×10-8cm/s。

需要指出的是，致密、連續(xù)和鈍化氧化膜有利于抑制液態(tài)鉛鉍腐蝕，但過厚的氧化膜不僅阻礙包殼傳熱，發(fā)生脫落后還會降低結(jié)構(gòu)件的載荷承載能力和增加冷卻流道發(fā)生堵塞的風(fēng)險。

2.2 溶解腐蝕和局部點蝕

2.2.1 元素在液態(tài)鉛鉍中的溶解度與溶解腐蝕

當(dāng)鉛鉍中的溶解氧較少時(如低于Fe3O4/Fe平衡氧濃度)，鋼表面無法形成有效保護(hù)性氧化膜，從而使基體直接暴露在液態(tài)鉛鉍中而發(fā)生元素溶解。溶解腐蝕是最不希望看到的腐蝕類型，其發(fā)生的根本原因是鋼的組成元素在液態(tài)鉛鉍中均有一定溶解度，其中以Ni、Mn、Fe、Cr等元素的溶解最為顯著。金屬或非金屬元素在液態(tài)鉛鉍中的飽和溶解度(Cs)可用下列公式表示：

logCs=Ac-Bc/T

(8)

式中：Ac和Bc——常數(shù);

T——溫度,K。

表1總結(jié)了Fe，Cr，Ni和O元素在LBE和Pb中Ac和Bc值。根據(jù)這些值，可將公式(8)繪制在圖5中。從圖中可以看出，隨著溫度的升高，各元素的飽和溶解度迅速增加，因此溶解腐蝕對溫度十分敏感。此外，Ni的飽和溶解度高出Fe和Cr大約兩個數(shù)量級。氧的飽和溶解度相對較低。

表1 Fe, Cr, Ni和O在LBE和Pb中的 Ac和Bc值[7,8,18]

圖5 Fe, Cr, Ni和O在液態(tài)鉛鉍和純鉛中的 飽和溶解度隨溫度的變化趨勢[7]Fig.5 Solubility of Fe, Cr, Ni and O in LBE and Pb as a function of temperature[7]

由于奧氏體不銹鋼含有更多的Ni，因此比鐵/馬鋼更容易發(fā)生溶解腐蝕。溶解腐蝕優(yōu)先發(fā)生在晶界和孿晶界等缺陷處，形成局部較深的鉛鉍滲透現(xiàn)象。對于冷變形加工態(tài)奧氏體不銹鋼，表面會形成大量位錯滑移帶和機械孿晶，鉛鉍優(yōu)先沿著滑移帶和孿晶界腐蝕，將奧氏體穩(wěn)定化元素Ni從基體中浸出，從而使鉛鉍滲透尖端的兩側(cè)基體發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體的相變[19]。鐵/馬鋼的溶解腐蝕機理跟奧氏體不銹鋼類似，但由于不含Ni，溶解腐蝕程度相對較輕，主要以Cr元素的浸出為主，并優(yōu)先發(fā)生在原奧氏體晶界處[20]。

9Cr鐵/馬鋼(包括T91)在400～450 ℃、流速2～3 m/s條件下，鉛鉍溶解腐蝕速率大約為100 μm/a。當(dāng)溫度升高至550 ℃，溶解腐蝕速率急劇增加至幾百微米至幾毫米/年[21]。對于奧氏體不銹鋼，溶解腐蝕速率可用如下經(jīng)驗公式估算[21]：

(9)

(10)

在500 ℃、低流速鉛鉍中，奧氏體鋼的溶解腐蝕速率大約為140 μm/a，在高流速鉛鉍中為500 μm/a。為了避免發(fā)生嚴(yán)重溶解腐蝕，一般要求奧氏體不銹鋼的服役溫度不超過400 ℃[21]。

對于恒溫系統(tǒng)，溶解腐蝕的驅(qū)動力來自液態(tài)鉛鉍中元素的實際濃度與該溫度下的溶解極限之差。此外，元素的飽和溶解度隨溫度的升高而增加會導(dǎo)致在非恒溫系統(tǒng)中高溫段溶解的元素通過質(zhì)量傳輸在低溫段析出，增加冷卻流道堵塞風(fēng)險。這對鉛鉍的凈化工藝提出了要求。

2.2.2 局部點蝕

局部點蝕是溶解腐蝕的一種特殊形式，主要特征是在鋼表面形成點狀分布的溶解腐蝕坑，而其他區(qū)域則被氧化膜覆蓋[20,22,23]。其形成機制可能是局部鉛鉍紊流、材料微觀結(jié)構(gòu)不均勻、表面缺陷、局部氧化膜破損或殘余應(yīng)力等多重因素耦合作用的結(jié)果[23]。在德國KIT的CORRIDA鉛鉍回路中靠近測試段入口處的樣品上還觀察到了極端局部腐蝕現(xiàn)象，深度接近毫米級[23]，這對薄壁結(jié)構(gòu)件如核燃料包殼和熱交換器的結(jié)構(gòu)完整性和壽命造成很大危害。對于奧氏體不銹鋼，細(xì)晶比粗晶更容易發(fā)生點蝕，溫度升高使點蝕更嚴(yán)重，但氧含量的影響不是很明顯[22]。鐵/馬鋼T91也可發(fā)生局部點蝕[20]。

2.3 侵蝕

侵蝕是流動鉛鉍形成的巨大表面剪切力破壞鋼表面氧化膜進(jìn)而損壞基體的一種腐蝕現(xiàn)象，可導(dǎo)致材料表面出現(xiàn)大面積損傷和局部形成點蝕狀破壞[22]。一般在鉛鉍流動方向結(jié)構(gòu)件幾何尺寸發(fā)生突變等位置較易發(fā)生侵蝕。鉛鉍流速超過2 m/s，F(xiàn)e3O4膜幾乎全部被侵蝕，而Fe-Cr尖晶石氧化膜在3 m/s的流速下仍然能保持較好的完整性[1]。

2.4 微動磨蝕

微動磨蝕是流致振動導(dǎo)致的一種加速腐蝕現(xiàn)象。有研究表明，在液態(tài)鉛環(huán)境中，微動磨蝕可大大加速氧化和溶解腐蝕速率，在較短的時間內(nèi)可讓包殼管損失10%的壁厚[24,25]。因此，反應(yīng)堆設(shè)計需充分考慮微動磨蝕的影響。

3 抑制液態(tài)鉛鉍腐蝕的方法

3.1 主動氧控

當(dāng)溫度低于500 ℃時，液態(tài)鉛鉍腐蝕可通過主動氧控進(jìn)行抑制[26]。主動氧控的基本思想是將鉛鉍中溶解氧含量控制在某一范圍，從而避免PbO的析出導(dǎo)致管道堵塞和防止氧化膜溶解。反應(yīng)堆運行溫度窗口的上下邊界所對應(yīng)的溶解氧分別由Fe3O4/Fe和PbO/Pb達(dá)到平衡時對應(yīng)的氧溶度決定。根據(jù)熱力學(xué)平衡理論，可利用以下兩個公式確定PbO/Pb[見公式(11)]和Fe3O4/Fe[見公式(12)]的平衡氧濃度，從理論上合理規(guī)劃氧控邊界[8，18]：

(11)

(12)

需要指出的是，實際氧控邊界需要考慮鐵/馬鋼和奧氏體不銹鋼的液態(tài)鉛鉍腐蝕實驗結(jié)果，將理論預(yù)測與實驗數(shù)據(jù)相結(jié)合，共同確定更為可靠的氧控邊界。假設(shè)反應(yīng)堆運行溫度在250～450 ℃之間，則氧控邊界范圍選在10-6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))至10-7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))之間較為合適。

主動氧控包括固相氧控[27]、氣相氧控[8]和氧泵[28]等技術(shù)。其中俄羅斯的氧控技術(shù)在鉛鉍堆中已有工程應(yīng)用經(jīng)驗。氣相氧控和氧泵等技術(shù)目前主要用于實驗室動態(tài)或靜態(tài)鉛鉍腐蝕裝置的控氧(如KIT的CORRIDA和比利時的CRAFT鉛鉍回路等)，并獲得了很好的氧控效果，但工程應(yīng)用前景還有待驗證。國內(nèi)不少研究單位在鉛鉍氧控技術(shù)方面的研究也取得了很大進(jìn)步。圖6是深圳大學(xué)自主研發(fā)的氣相氧控系統(tǒng)的實驗結(jié)果。在400 ℃，目標(biāo)氧濃度為10-7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))和10-6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))所對應(yīng)的控制相對誤差分別小于5%和1.5%，顯示出非常高的氧控精度和穩(wěn)定性。

圖6 深圳大學(xué)自主研制的氣相氧控 系統(tǒng)的實驗結(jié)果，顯示非常高的氧控精度Fig.6 A gas phase oxygen control system self-developed at Shenzhen University, showing high oxygen control accuracy

3.2 新材料設(shè)計

當(dāng)溫度超過500～550 ℃，F(xiàn)e-Cr尖晶石氧化膜的滲透性增強，防護(hù)作用開始消失，導(dǎo)致即使在飽和氧條件下奧氏體不銹鋼也可發(fā)生溶解腐蝕。在這種情況下，主動氧控已無法達(dá)到腐蝕防護(hù)目的。

利用Al和Si的強氧親和力形成致密、連續(xù)和鈍化氧化鋁和二氧化硅氧化膜是設(shè)計抗鉛鉍腐蝕新材料的重要思路之一。這兩種氧化膜在液態(tài)鉛鉍中的溶解度極低，且在500～700 ℃溫度區(qū)間仍然具有非常好的界面結(jié)合力，是理想的擴(kuò)散阻擋層。文獻(xiàn)結(jié)果顯示，摻雜一定Al或Si的鐵/馬鋼和奧氏體不銹鋼的氧化速率和溶解腐蝕速率明顯減緩[1]。比如，EP823是一種Si合金化鐵/馬鋼，也是俄羅斯鉛鉍快堆核燃料包殼材料；AFA鋼(Alumina-forming austenitic steels)是近年來研究較熱的抗鉛鉍腐蝕材料[29]。使用FeCrAl(Y)合金、含Al或Si的涂層及其他陶瓷涂層也是重要解決手段之一。有研究表明FeCrAl涂層還可有效降低磨蝕[24]。但是，摻雜Al或Si會使鐵/馬鋼的液態(tài)鉛鉍脆化敏感性增強[30，31]。此外，含Al或Si的MAX相陶瓷材料也具有出色的鉛鉍腐蝕性能，是鉛鉍主泵葉片重要候選材料[32]。

4 總結(jié)與展望

為了避免發(fā)生嚴(yán)重液態(tài)鉛鉍腐蝕，商用鐵/馬鋼和奧氏體不銹鋼的使用溫度建議不要超過400～450 ℃，同時要求溶解氧控制在合理范圍如10-6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))～10-7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。在所有腐蝕類型中，局部點蝕對薄壁結(jié)構(gòu)包括核燃料包殼和熱交換器的結(jié)構(gòu)完整性危害很大，但其形成機理還不清楚。微動磨蝕會加速氧化和溶解腐蝕，反應(yīng)堆設(shè)計需要充分考慮該因素對燃料包殼和熱交換器材料的影響。摻雜Al和Si或使用含有這兩種元素的涂層是解決鉛鉍腐蝕的重要途徑之一。但是，添加這兩類合金化元素對材料的綜合力學(xué)性能、輻照性能以及液態(tài)鉛鉍脆化敏感性的影響及機理的認(rèn)識還需加強。

研究材料的液態(tài)鉛鉍腐蝕性能需注重實驗參數(shù)的精確控制，比如溶解氧，使獲得的實驗數(shù)據(jù)盡可能具有較小的分散性，這對于得到準(zhǔn)確的腐蝕動力學(xué)曲線、腐蝕模型的建立和指導(dǎo)反應(yīng)堆安全設(shè)計具有重要意義。此外，多因素耦合條件下的液態(tài)鉛鉍腐蝕行為的研究工作還十分缺乏，需加強研究應(yīng)力和輻照等對液態(tài)鉛鉍腐蝕性能的影響，以及鉛鉍腐蝕對材料力學(xué)性能劣化的影響規(guī)律。最后，材料在高流速(10～20 m/s)鉛鉍環(huán)境下的侵蝕行為也有待深入研究，這對于加強認(rèn)識鉛鉍主泵葉片材料(如MAX相陶瓷)在該極端環(huán)境下的鉛鉍相容性具有重要意義。