抗輻照合金的發(fā)展與納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的抗輻照性能

呂 錚，劉春明

(1.東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110819; 2.東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院 材料研究所，沈陽(yáng) 110819)

抗輻照合金的發(fā)展與納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的抗輻照性能

呂 錚1，劉春明2

(1.東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110819; 2.東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院 材料研究所，沈陽(yáng) 110819)

簡(jiǎn)要介紹了抗輻照合金的發(fā)展，合金微觀結(jié)構(gòu)對(duì)合金抗輻照性能的影響，先進(jìn)堆核心部件結(jié)構(gòu)材料最佳的備選材料納米結(jié)構(gòu)氧化物彌散強(qiáng)化鋼的特征性微觀結(jié)構(gòu)及其抗輻照性能.

抗輻照合金;納米結(jié)構(gòu)ODS鋼;微觀結(jié)構(gòu)

1 抗輻照合金的發(fā)展

輻照損傷導(dǎo)致反應(yīng)堆結(jié)構(gòu)材料中發(fā)生一系列復(fù)雜的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的改變，使材料性能嚴(yán)重惡化，包括輻照硬化和脆化，高溫氦脆和輻照蠕變，孔洞和氣泡的形成引起的材料尺寸的不穩(wěn)定和強(qiáng)度降低，點(diǎn)缺陷數(shù)量的增加及溶質(zhì)偏析引起的相沉淀或溶解，腐蝕裂紋的萌生與晶界弱化效應(yīng)等.抗輻照材料的發(fā)展是與反應(yīng)堆的發(fā)展同步的.近年隨著反應(yīng)堆從二代/三代堆向四代堆的發(fā)展以及未來(lái)聚變堆研究的加速，對(duì)材料抗輻照性能提出了更高的要求，在合金種類的選擇、成分調(diào)整、加工工藝改進(jìn)、微觀結(jié)構(gòu)控制等方面取得了長(zhǎng)足的進(jìn)步，材料的抗輻照性能不斷提高［1］.抗輻照合金的發(fā)展大致經(jīng)歷了如下過(guò)程:

(1)Zr合金過(guò)去和現(xiàn)在都是重要的核反應(yīng)堆結(jié)構(gòu)材料，在300～400℃的高壓水和蒸汽中有很好的抗蝕和抗中子輻照性能，已經(jīng)被普遍用作水冷堆的核燃料包殼管和結(jié)構(gòu)材料(如壓力管，容器管，定位格架等)，一些新開(kāi)發(fā)的Zr合金如ZIRLO、M5、E635等用作壓水堆和沸水堆的高燃耗燃料組件的包殼和結(jié)構(gòu)部件.但在先進(jìn)堆的工作溫度(500～1 000℃)下，Zr合金不具備所需的力學(xué)性能.

(2)奧氏體不銹鋼由于良好的抗腐蝕和抗熱蠕變能力成為第一代快堆的包殼材料.一些鐵素體和奧氏體合金的抗腫脹能力示于圖1.316 (17Cr－13Ni－2.5Mo，質(zhì)量分?jǐn)?shù)%)或304型(18Cr－8Ni)奧氏體不銹鋼在英國(guó)、美國(guó)和法國(guó)用作最初的原型或驗(yàn)證性快中子增殖堆的核心部件材料，但這些奧氏體鋼有嚴(yán)重的輻照腫脹問(wèn)題.研究發(fā)現(xiàn)通過(guò)添加穩(wěn)定化元素(Ti，S和P等)和適度冷變形可以減小腫脹的程度［2］，發(fā)展出15/ 15Ti、316Ti等燃料包殼材料.但當(dāng)輻照劑量較高時(shí)會(huì)出現(xiàn)明顯的輻照腫脹，因此不能在高輻照的先進(jìn)堆中使用.

圖1 奧氏體鋼(316Ti，15/15Ti)、鐵素體/馬氏體鋼(含ODS鋼)的抗腫脹性能對(duì)比［3］Fig.1 Swelling resistance of austenitic and F－M steels as function of the dose［3］

(3)鐵素體/馬氏體鋼被考慮作為第四代反應(yīng)堆中快堆設(shè)計(jì)的包殼主要候選材料.他們具有高熱導(dǎo)率和低熱膨脹系數(shù)，有比奧氏體鋼優(yōu)越的抗腫脹性能和小而穩(wěn)定的腫脹速率，特別是在低He和低He/dpa比值時(shí)，原因是體心立方結(jié)構(gòu)的材料有較小的位錯(cuò)釘扎作用和較高的自擴(kuò)散系數(shù)，合金不含Ni避免了在中子作用下Ni嬗變產(chǎn)生He，因而有較低的He濃度，且He在亞微米條狀結(jié)構(gòu)的位錯(cuò)上形成納米尺度的He泡分布，有利于抑制氦泡長(zhǎng)大［4］.實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)含Cr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8%～9%的的鐵素體－馬氏體鋼顯示了最高的抗腫脹能力，低腫脹是這一類鐵素體合金的普遍具有的性能(圖1)［5］.因此這類合金成為快中子增殖堆理想的備選材料，但它們?cè)凇?50℃以上強(qiáng)度的降低限制了它們用作先進(jìn)堆的關(guān)鍵材料如六角管和包殼.

(4)在聚變堆材料研發(fā)中提出了減(低)活概念，要求材料在服役后的放射性要在100年內(nèi)下降到再循環(huán)的限制水平(10 mSv/h)，以滿足聚變堆作為清潔能源的要求［6］.與裂變反應(yīng)不同，聚變堆的優(yōu)點(diǎn)是不產(chǎn)生來(lái)自燃料的長(zhǎng)壽命放射性廢料，但因?yàn)槭艿紻－T反應(yīng)產(chǎn)生的14 MeV中子的轟擊，面向等離子體的結(jié)構(gòu)件將產(chǎn)生很強(qiáng)的放射性.發(fā)展減(低)活材料的目標(biāo)是:通過(guò)合金成分的選擇與控制，使結(jié)構(gòu)件不含有長(zhǎng)半衰期的放射性核素，在退役后允許在地表下面淺埋，便于維護(hù)和能夠再循環(huán)使用.另外，由于He在高含量時(shí)是影響聚變堆第一壁材料韌脆轉(zhuǎn)變溫度DBTT向高溫移動(dòng)的主要因素，合金必需避免含有在輻照下通過(guò)嬗變形成He的元素以盡量延緩He含量的增加.根據(jù)模擬計(jì)算獲得的鋼中主要元素受中子輻照(9 MW%·a/m2)后誘導(dǎo)的放射性強(qiáng)度隨時(shí)間的變化規(guī)律(圖2)，可以對(duì)滿足減(低)活要求的合金元素、微量元素及必需排除的元素作出預(yù)測(cè).某些具有長(zhǎng)半衰期和/或高誘導(dǎo)放射性的元素Ni，Cu，Mo，Nb等被認(rèn)為是有害的或不應(yīng)含有的，不過(guò)就合金的制備而言并非所有元素都可以完全去除.最初發(fā)展的聚變堆低活結(jié)構(gòu)材料有低活鐵素體/馬氏體(RAFM)鋼、以V－4Cr－4Ti為基的V合金和纖維增強(qiáng)并具有適當(dāng)力學(xué)性能的SiC/ SiC陶瓷.

圖2 受聚變堆中子輻照的元素在聚變堆關(guān)閉后的誘導(dǎo)放射性隨時(shí)間的變化(模擬計(jì)算)［7］.Fig.2 Calculated induced radioactivity as a function of time after reactor shutdown of selected elements irradiated in a fusion neutron spectrum［7］

這一首先在聚變堆研究中提出的低活性概念，后來(lái)在裂變堆材料研究中也獲得了認(rèn)可，即新的裂變堆關(guān)鍵材料應(yīng)當(dāng)遵循低活的原則.RAFM鋼是以Fe－/(8～12)Cr－/(1～2)Mo鋼的成分為基礎(chǔ)，用W、V、Ta取代Mo、Ni、Nb以達(dá)到低活的目的，后者在高輻照條件下會(huì)誘導(dǎo)產(chǎn)生高放射性.Fe－Cr－Mo曾用作液態(tài)金屬快中子增殖堆的包殼備選材料，有大量的輻照數(shù)據(jù)可以用來(lái)與Fe－Cr－W鋼進(jìn)行對(duì)比.進(jìn)一步的實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)w［Cr］為8%～9%的鋼具有最佳低溫抗輻照性能，F(xiàn)e－Cr－W的性能與Fe－Cr－Mo鋼類似或更好［8］，特別是就DBTT表征的輻照脆性而言，在同等輻照條件下低活的w［Cr］為8%～9%的CrWVTa鋼比非低活的w［Cr］為9%的CrMoVNb鋼更抗輻照.

日本、歐洲、美國(guó)從上世紀(jì)80～90年代分別發(fā)展了各自的以9Cr鋼為基礎(chǔ)的低活抗輻照鋼候選材料，已具備工業(yè)規(guī)模生產(chǎn)的兩種重要的低活鐵素體－馬氏體鋼是日本的F82H(公稱成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)%):Fe－8Cr－2W－0.2V－0.04Ta－0.1C)［9］和歐盟的EUROFER 97:Fe－9Cr－1W－0.2V－0.07Ta－0.03N－0.1C)［10］.EUROFER 97比F82H的W含量低而Ta高，減少W的目的是降低形成Laves相的敏感性，Laves相的出現(xiàn)會(huì)引起材料脆化.其他低活材料還有歐盟的OPTIFER Ia、OPTIFER II［11］、美 國(guó) 的 ORNL 9Cr－2WVTa［12］，中國(guó)的CLAM鋼［13］等.它們?cè)?00～550℃具有良好的導(dǎo)熱性能和抗中子輻照損傷能力，缺點(diǎn)是只能在350～550℃之間使用，低于350℃時(shí)出現(xiàn)明顯的輻照脆化，高于550℃時(shí)強(qiáng)度不足和發(fā)生DBTT向高溫的移動(dòng).具有代表性的低活鐵素體/馬氏體鋼EUROFER 97達(dá)到的性能如下:①550℃的屈服強(qiáng)度和斷裂強(qiáng)度分別是330和350 MPa;②由缺口沖擊試驗(yàn)Cv測(cè)得的韌脆轉(zhuǎn)變溫度DBTT為－90℃，在300℃輻照至0.35 dpa后DBTT升高約20℃，而在20℃輻照至2.7 dpa后升高約70℃;③輻照前的蠕變性能滿足100 MPa、550℃、20 000 h的示范堆的運(yùn)行條件要求;④280至600℃回火，對(duì)于室溫至750℃溫度區(qū)間內(nèi)3 300 h的蠕變拉伸強(qiáng)度和延伸率沒(méi)有顯著影響;⑤在流動(dòng)的450～500℃液態(tài)Pb－17Li合金中的腐蝕速率為～40 μm/a.低活鐵素體/馬氏體鋼有較好的綜合力學(xué)性能，但工作溫度低于另兩種低活材料.為此通過(guò)成分調(diào)整和改善熱機(jī)械處理的工藝以提高高溫力學(xué)性能，主要是蠕變和蠕變疲勞強(qiáng)度.不過(guò)，后來(lái)發(fā)現(xiàn)W的增加雖然提高了蠕變強(qiáng)度，卻使韌脆轉(zhuǎn)變溫度DBTT升高..

V－4Cr－4Ti因良好的低活性和高溫強(qiáng)度成為聚變堆包層的備選材料.限制其使用的關(guān)鍵問(wèn)題是輻照和He的生成對(duì)低溫?cái)嗔研阅?、中溫至高溫的蠕變變形行為、高溫蠕變和蠕變疲勞的影響明顯，以及性能對(duì)雜質(zhì)敏感.SiC/SiC陶瓷最早是為航空和裂變堆而發(fā)展起來(lái)的，具有良好的高溫強(qiáng)度、質(zhì)量比強(qiáng)度和抗蝕性能.由于它顯著提高工作溫度的上限，如作為聚變堆包層材料將顯著提高熱效率.限制其發(fā)展的關(guān)鍵問(wèn)題是大尺寸部件的制備，密封連接，明顯的輻照腫脹和蠕變強(qiáng)度及熱導(dǎo)率的下降.總之，需要大力改進(jìn)V合金和SiC/SiC陶瓷的性能使之能夠達(dá)到RAFM鋼目前的綜合性能水平.

(5)通過(guò)熱機(jī)械處理發(fā)展出的納米氮化物強(qiáng)化的馬氏體鋼［14］，具有比傳統(tǒng)的9Cr合金高得多的蠕變強(qiáng)度，使用溫度可以提高50～100℃.雖然它們顯示出抗輻照損傷所需要的微觀結(jié)構(gòu)特征，但在高溫和中子輻照條件下，氮化物不穩(wěn)定、易粗化，不能滿足先進(jìn)核反應(yīng)堆的抗輻照要求.

(6)在EUROFER97基礎(chǔ)上采用傳統(tǒng)的粉末冶金技術(shù)制備了用添加的氧化物(Y2O3，20～30 nm)作為強(qiáng)化相的彌散強(qiáng)化鋼，強(qiáng)化相通過(guò)球磨彌散分布在鋼的基體中［15］，工作溫度可以提高到600℃，同時(shí)保持了原有的抗輻照性能，但在更高的溫度下強(qiáng)度仍然不足，存在氦脆等問(wèn)題.

(7)納米結(jié)構(gòu)氧化物彌散強(qiáng)化鋼(納米結(jié)構(gòu)ODS鋼)，包括鐵素體鋼、馬氏體鋼和馬氏體/鐵素體雙相鋼，是先進(jìn)堆抗輻照材料研究的重要技術(shù)進(jìn)步，它與普通氧化物彌散強(qiáng)化鋼的關(guān)鍵區(qū)別是:其強(qiáng)化相不再是直接添加的氧化物，而是在制備過(guò)程中通過(guò)機(jī)械合金化實(shí)現(xiàn)稀土氧化物Y2O3在合金基體中的固溶，然后在熱固體化過(guò)程中再析出形成高度彌散、尺度為幾個(gè)納米的非平衡Y－Ti－O強(qiáng)化相.

納米結(jié)構(gòu)ODS鋼由機(jī)械合金化和粉末熱固化至接近理論密度制成.把霧化母合金粉或高純金屬粉與Y2O3、Ti混合、機(jī)械合金化，然后熱固化(通常用熱擠壓或熱等靜壓)，再通過(guò)低溫或中溫?zé)釞C(jī)械處理和后續(xù)再結(jié)晶處理，即可得到納米結(jié)構(gòu)ODS鋼.上述工藝過(guò)程并不復(fù)雜，但影響因素頗多，關(guān)鍵步驟是實(shí)現(xiàn)Ti和Y2O3在機(jī)械合金化過(guò)程中的固溶和過(guò)飽和固溶體在后續(xù)的熱固化過(guò)程中析出高度彌散的亞穩(wěn)態(tài)富Y－Ti－O相.另一關(guān)鍵是必須保持Ti和O的適量及匹配，Ti對(duì)在固化過(guò)程中形成納米尺度的亞穩(wěn)Y－Ti－O相是必需的;在不含Ti時(shí)，同樣成分和工藝制備的鋼中，氧化物析出相遠(yuǎn)比納米尺度粗大，強(qiáng)度和抗輻照性能嚴(yán)重不足.過(guò)量的氧還會(huì)形成粗大的TiO2.成分和工藝條件對(duì)納米氧化物的析出有顯著影響.在一項(xiàng)基本成分為Fe－14Cr－0.25Y2O3－0.4Ti－3W(14YWT)的研究中，成分的影響包括Ti、W和Y有選擇的缺失(14Y，14YW，14YT，14WT)，工藝過(guò)程的影響則選擇了超微球磨機(jī)與高能SPEX球磨機(jī)的對(duì)比、擠壓和熱等靜壓的對(duì)比以及熱等靜壓溫度參數(shù)的影響.這些研究結(jié)果使人們了解了能夠形成納米析出相的工藝過(guò)程，成分及工藝參數(shù)對(duì)納米析出相的特征參數(shù)(尺度、體積分?jǐn)?shù)、數(shù)量密度、分布等)的影響等［16］.例如，含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)～0.25%Y2O3，0.4%Ti和0～3%W的12%～14%Cr納米結(jié)構(gòu)ODS鐵素體鋼，可以得到具有高密度富Y－T－O相和/或其他納米結(jié)構(gòu)的復(fù)雜的氧化物，數(shù)量密度N約1023～3× 1024m－3，氧化物大小r大約1～2 nm，體積分?jǐn)?shù)f約0.4%～2%以上，N比普通彌散強(qiáng)化鋼高出3～4個(gè)數(shù)量級(jí).研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)于指定的合金成分，固體化處理的溫度和時(shí)間是控制溶解的Y、Ti、O從過(guò)飽和固溶體中團(tuán)聚和析出的主要工藝參數(shù).緩慢升溫導(dǎo)致低溫沉淀，使納米析出相比高溫等溫?zé)崽幚磉^(guò)程形成的析出相更為偏離平衡狀態(tài);當(dāng)熱等靜壓的溫度從1 150℃降低到850℃時(shí)，得到更大體積分?jǐn)?shù)的納米析出相，同時(shí)r從1.7 nm減小到1.25 nm，f從0.65%增加到2.2%，N則從3×1023m－3增加到26×1023m－3.高密度的納米析出相有助于晶粒和位錯(cuò)結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定.因此，通過(guò)簡(jiǎn)單地改變固體化溫度就可以在很寬范圍內(nèi)對(duì)微觀結(jié)構(gòu)的調(diào)控，從而調(diào)整材料的綜合性能.

研究表明，納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的特征性微觀結(jié)構(gòu)使其具優(yōu)異的抗輻照能力，可以滿足先進(jìn)堆核心材料的抗輻照要求(特別是高He情況下的抗He脹能力)，可滿足或接近滿足650℃使用溫度的強(qiáng)度(包括蠕變強(qiáng)度)要求，成為先進(jìn)堆核心部件最佳的備選材料.出于效率和安全性的考慮，人們期望更高的材料強(qiáng)度和更高的使用溫度;最新的研究表明，進(jìn)一步細(xì)化納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的晶粒有可能大幅提高其高溫蠕變強(qiáng)度，從而具有更高的工作溫度［17］.

2 合金的微觀結(jié)構(gòu)對(duì)抗輻照性能的影響

抗輻照合金的發(fā)展史表明，微觀結(jié)構(gòu)對(duì)抗輻照性能有重大影響.已經(jīng)發(fā)現(xiàn)奧氏體鋼中的微細(xì)沉淀對(duì)氦原子是有效的陷阱，在各種合金中，輻照過(guò)程中形成的碳化物TiC，磷化物FeTiP和γ＇－(Ni3(Si，Ti))都起著類似作用.按照孔洞生長(zhǎng)的臨界尺寸概念［18］，孔洞含有氦原子的數(shù)目少于臨界數(shù)目(或孔洞尺寸小于臨界尺寸)時(shí)增長(zhǎng)緩慢，超過(guò)臨界數(shù)目后的增長(zhǎng)速率受He原子流動(dòng)的控制.如果合金中有足夠多的俘獲氦原子的陷阱，則將使氦原子廣泛彌散地分布在各類陷阱中，從而延緩其向初始孔洞移動(dòng)和富集，推遲He達(dá)到臨界數(shù)目，有效延緩孔洞長(zhǎng)大，抑制材料腫脹.

在鐵素體/馬氏體鋼中，其微觀結(jié)構(gòu)特征顯示出更多的抑制腫脹的因素.除微細(xì)沉淀是捕獲He的有效陷阱外，間隙原子如C和N在體心立方結(jié)構(gòu)中的四角形應(yīng)變場(chǎng)，與點(diǎn)缺陷和位錯(cuò)都有強(qiáng)烈作用，成為點(diǎn)缺陷的陷阱和形成稱為Cottrell氣體的位錯(cuò)結(jié)構(gòu).Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8%～12%Cr的馬氏體鋼的條板狀晶界對(duì)點(diǎn)缺陷也是重要陷阱，它們都抑制孔洞的形核和長(zhǎng)大［5］.此外，快中子輻照還在鐵素體－馬氏體材料中生成Burgers矢量為a＜100＞為主的位錯(cuò)環(huán)，它對(duì)于Burgers矢量為a/2＜111＞的位錯(cuò)環(huán)的運(yùn)動(dòng)有明顯的阻止作用，后者是空位陷阱，在形成后不斷收縮，抑制了空位過(guò)飽和及孔洞萌生.實(shí)驗(yàn)快堆的數(shù)據(jù)表明，在鐵素體－馬氏體鋼中孔洞的孕育期接近或超過(guò)～100 dpa，然后是很低的孔洞增長(zhǎng)速率.總之，微細(xì)的沉淀相，高密度的位錯(cuò)和晶界，對(duì)于抑制孔洞的生成和長(zhǎng)大，具有重要作用.

在廣泛研究和深入了解微觀結(jié)構(gòu)對(duì)抗輻照性能影響的基礎(chǔ)上，近年來(lái)發(fā)展出抗輻照性能極其優(yōu)異的納米結(jié)構(gòu)氧化物彌散強(qiáng)化鋼(納米結(jié)構(gòu)ODS鋼)，列入歐盟、日本和美國(guó)的聚變堆和第四代裂變堆研究計(jì)劃.納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的成分和微觀結(jié)構(gòu)是針對(duì)先進(jìn)堆關(guān)鍵材料的使用環(huán)境設(shè)計(jì)的，即必需滿足抗輻照及高溫強(qiáng)度、蠕變、韌－脆轉(zhuǎn)變等方面的要求以適應(yīng)長(zhǎng)期的嚴(yán)酷使用環(huán)境，以及低(減)活性要求.它們的微觀結(jié)構(gòu)有兩個(gè)關(guān)鍵特征:①數(shù)量巨大而穩(wěn)定的納米沉淀相和微細(xì)的缺陷陷阱(位錯(cuò)，微細(xì)晶界等)，能把He俘獲在微細(xì)尺寸的He泡中以避免腫脹和保護(hù)晶界;②有很高的溫度和輻照穩(wěn)定性，從而在發(fā)生移位損傷的溫度以上，合金仍有高的蠕變強(qiáng)度.這種特征來(lái)自納米結(jié)構(gòu)ODS鋼特殊的制備工藝.ODS鋼的細(xì)晶粒和高度彌散的納米沉淀相在有效提升材料的高溫強(qiáng)度、高溫蠕變強(qiáng)度和高溫持久強(qiáng)度的同時(shí)，韌性和延展性沒(méi)有明顯降低，保持著足夠低的韌－脆轉(zhuǎn)變溫度;而高密度的納米尺度沉淀相和位錯(cuò)是最有效的抗輻照損傷的結(jié)構(gòu)，它們是He泡在基體中的形成位點(diǎn)，數(shù)目巨大但尺寸微小的He泡能夠以較高的毛細(xì)管壓力容納中子輻照產(chǎn)生的He，從而避免大量He到達(dá)晶界并被深度俘獲形成較大He泡，成為蠕變空洞的形成位點(diǎn).大量納米尺度的He泡能夠減小甚至防止輻照引起的材料中的空洞腫脹，賦予合金不同尋常的抗輻照能力.否則，晶界He泡的形成和長(zhǎng)大將引起蠕變和持久強(qiáng)度、韌性和延展性的惡化以及韌－脆轉(zhuǎn)變溫度的升高.對(duì)比研究表明，非ODS鋼在高輻照溫度(＞0.4 Tm)，高He量導(dǎo)致空洞在晶界更快更多地形成，大大縮短了蠕變斷裂時(shí)間和大幅減少斷裂發(fā)生前的應(yīng)變量［19］;在較低的輻照溫度，晶界的高He濃度導(dǎo)致斷裂韌性的嚴(yán)重降低(脆化)和快速穿晶斷裂.

3 納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的抗輻照性能

納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的優(yōu)異抗輻照性能使其成為先進(jìn)堆核心部件最佳備選材料.美國(guó)增殖堆計(jì)劃的大量研究表明，納米結(jié)構(gòu)ODS MA957鋼具有高拉伸強(qiáng)度和蠕變強(qiáng)度，以及不同尋常的抗輻照損傷能力［20］;日本試驗(yàn)快堆TOYO的試驗(yàn)表明，納米結(jié)構(gòu)ODS 9Cr鐵素體鋼的拉伸強(qiáng)度和延展性在輻照后基本不變［21］，甚至在150 dpa的Ni離子輻照后其強(qiáng)化析出相仍基本保持穩(wěn)定［22］;ODS鋼作為U－Pu氧化物核燃料元件的包殼正在俄羅斯試驗(yàn)快堆BOR－60中進(jìn)行輻照［23］，也是日本原型快中子增殖堆MONJU最具應(yīng)用前景的高燃芯燃料元件包殼備選材料，和國(guó)際第四代快堆最具前景的備選材料，并有望用于未來(lái)聚變堆的包層系統(tǒng)［24］.輻照對(duì)ODS鋼的影響簡(jiǎn)介如下:

3.1 相結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性

納米結(jié)構(gòu)ODS MA957鋼在370℃到750℃的中子輻照直到40 dpa，和在500℃和700℃之間中子輻照直到100 dpa，MA957鋼的納米析出相、位錯(cuò)和晶粒結(jié)構(gòu)沒(méi)有明顯的改變［25］，其他研究有類似的結(jié)果，包括670℃直至150 dpa的重離子輻照［26］.雖然在許多合金中發(fā)現(xiàn)輻照引起的新的沉淀相，如χ和α’相［27］，但在納米結(jié)構(gòu)ODS鋼輻照性能的試驗(yàn)中未觀察到.

3.2 抗腫脹性能

在高能電子輻照或快(堆)中子譜輻照下，可能在納米結(jié)構(gòu)ODS鋼中形成空洞和多種多樣的很低程度的腫脹.孔洞主要出現(xiàn)在低密度的缺陷區(qū)域，說(shuō)明高密度的析出相和位錯(cuò)能強(qiáng)烈抑制空洞的形成.用重離子(帶電粒子)和He離子在高He/dpa條件下對(duì)納米結(jié)構(gòu)ODS馬氏體鋼進(jìn)行雙重輻照沒(méi)有引起明顯的腫脹，而在相對(duì)應(yīng)的非ODS鋼(正火回火9Cr馬氏體鋼)中出現(xiàn)嚴(yán)重腫脹［28］.原位He離子注入后進(jìn)行的中子輻照有相同的結(jié)果［29］.

3.3 抗輻照硬化/脆化性能

納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的輻照硬化在高輻照溫度時(shí)很小，在 550℃以下隨輻照溫度降低而增加［30］.輻照硬化在低于400℃時(shí)主要是由位錯(cuò)環(huán)的形成引起，在更高輻照溫度時(shí)由α＇－富Cr相引起［31］.納米結(jié)構(gòu)ODS MA957鋼在325℃ 的輻照硬化遠(yuǎn)低于相對(duì)應(yīng)的9Cr馬氏體鋼［32］，可能是由于ODS鋼的超高密度的納米析出相抑制了位錯(cuò)環(huán)的形成.輻照引起的韌－脆轉(zhuǎn)變溫度DBTT升高與硬化趨勢(shì)一致［33］.ODS鋼的抗輻照硬化性能可以通過(guò)制備工藝進(jìn)行調(diào)整.輻照硬化引起應(yīng)變均勻性降低和總伸長(zhǎng)減?。?3］.對(duì)于在制備過(guò)程中因采用中溫壓力加工而具有各向異性微觀結(jié)構(gòu)的納米結(jié)構(gòu)ODS鋼管材，在400～575℃、約15 dpa輻照后，延伸率的均勻性大幅降低，其徑向延伸率降低到＜1%，但壓力加工后經(jīng)再結(jié)晶處理的納米結(jié)構(gòu)ODS鋼(包括鐵素體鋼及其變體鋼)的徑向延展性都沒(méi)有明顯變化［30］.總的看來(lái)，輻照在ODS鋼中引起的延展性的降低要小于對(duì)應(yīng)的正火回火鋼，如納米結(jié)構(gòu)ODS MA957鋼在325℃經(jīng)過(guò)6 dpa至42 dpa的輻照后仍有2%的均勻應(yīng)變，而對(duì)應(yīng)的正火回火鋼僅2 dpa的輻照就使相應(yīng)的值＜1%.從硬化的微觀機(jī)制分析，幾乎在所有的金屬和合金中輻照都會(huì)引起原子微觀流動(dòng)的局域化即變形的不均勻性，但在ODS鋼中沒(méi)有觀察到這一現(xiàn)象.

3.4 抗輻照蠕變性能

納米結(jié)構(gòu)ODS MA957鋼在反應(yīng)堆內(nèi)的蠕變速率顯著低于奧氏體鋼，低的蠕變速率可以保持到600℃以上，優(yōu)于非ODS的正火回火馬氏體鋼［34］.反應(yīng)堆內(nèi)的輻照蠕變?cè)囼?yàn)表明，ODS鐵素體鋼及其變體鋼在700～725℃直到3 dpa，破斷時(shí)間與非輻照的單純熱破斷時(shí)間相近［35］.

3.5 抗He脆能力

隨著合金中He量的增加(聚變堆中子在200 dpa劑量末期甚至可生成的He原子濃度可達(dá)2000 appm)，He泡在位錯(cuò)、沉淀相界面和晶界上形成.He泡在低輻照溫度時(shí)是空洞形成位點(diǎn)，在高溫輻照和應(yīng)力作用下成為晶界上的蠕變孔洞.在T＞0.5 Tm時(shí)，主要的輻照損傷是He在晶界的積累引起的蠕變脆化.晶界上的He也導(dǎo)致低溫下高脆性的晶間快速斷裂.因此在先進(jìn)堆條件下，必需通過(guò)微觀結(jié)構(gòu)的控制，防止He對(duì)晶界的危害，納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的特征性微觀結(jié)構(gòu)在很大程度上解決了這一問(wèn)題.在MA957 ODS鋼中注入原子濃度為380 appm的He，在500℃輻照至約9 dpa，用帶有能量過(guò)濾裝置的透射電鏡(EFTEM)觀察He泡分布，發(fā)現(xiàn)半徑≤1 nm的小He泡的數(shù)量密度達(dá)≈3×1023m－3，主要位于納米析出相的界面上，沒(méi)有形成大的He泡，因此，高He含量的ODS鋼中納米析出相在500℃直至9 dpa的輻照是穩(wěn)定的.而在正火回火的Eurofer97類馬氏體鋼中He泡尺寸較大(半徑≈4.3 nm)而密度較低(≈1.5×1022m－3).重離子/He離子雙重輻照實(shí)驗(yàn)也表明，ODS鋼中He泡明顯比相應(yīng)的非ODS鋼細(xì)小，腫脹受到抑制［36］.正火回火的T91馬氏體鋼和納米結(jié)構(gòu)ODS MA957鋼都在320℃經(jīng)散裂質(zhì)子輻照至劑量19 dpa和He原子濃度1 700 appm時(shí)，前者的拉伸試驗(yàn)斷口呈現(xiàn)完全脆性的晶間斷裂，而ODS鋼仍顯示為韌性斷裂模式，說(shuō)明其特征性的微觀結(jié)構(gòu)能夠防止嚴(yán)重的He脆發(fā)生［37］;而正火回火馬氏體鋼經(jīng)過(guò)低于350℃的散裂質(zhì)子輻照生成He原子濃度從800～1 600 appm，試驗(yàn)結(jié)果表明其韌－脆性斷裂方式的轉(zhuǎn)變溫度DBTT大幅提高，清楚說(shuō)明ODS鋼的微觀結(jié)構(gòu)對(duì)于控制He的存在形態(tài)和保護(hù)晶界的重要作用.

4 納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的發(fā)展需要解決的主要問(wèn)題

納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的出現(xiàn)已成為抗輻照材料發(fā)展的重要技術(shù)進(jìn)步，其優(yōu)異的抗輻照抗He脆能力受到高度重視.但目前的工作溫度仍只能在650℃以下，對(duì)于先進(jìn)堆仍然偏低，由于提高工作溫度可以直接提高反應(yīng)堆效率，人們期望有更高強(qiáng)度尤其是高溫蠕變強(qiáng)度的納米結(jié)構(gòu)ODS鋼.另外由于采用熱擠壓作為制備ODS鋼的固體化工藝，納米結(jié)構(gòu)ODS鋼普遍存在性能各向異性，影響其作為管材、板材的使用.提高高溫蠕變強(qiáng)度和避免材料結(jié)構(gòu)和性能的各向異性，是納米結(jié)構(gòu)ODS鋼需要重點(diǎn)研究的問(wèn)題.在納米結(jié)構(gòu)ODS鋼的制備工藝、微觀結(jié)構(gòu)演化與控制、結(jié)構(gòu)與性能對(duì)應(yīng)關(guān)系等方面，還有諸多技術(shù)問(wèn)題需要解決，一些理論問(wèn)題有待闡明.

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Development of radiation－resistant alloys and radiation rolerance of nano－structured ODS steels

LU Zheng1，LIU Chun-ming2

(1.Key Laboratory for Anisotropy and Texture of Materials(Ministry of Education)，Northeastern University，Shenyang 110819，China;2.Institute of Materials，School of Materials and Metallurgy，Northeastern University，Shenyang 110819，China)

Development of radiation－resistant alloys/steels for key components of advanced nuclear reactors was reviewed briefly.Nano－structured oxide dispertion strengthened(ODS)ferritic/martensitic steels are the leading structural material candidates.Theircharacteristic microstructures and the influences on radiation tolerance were discussed

radiation－resistant alloys;nano－structured ODS steel;microstructure

TL 341

A

1671-6620(2012)01-0047-07

2011-09-16.

國(guó)家自然科學(xué)基金 (50971033，91026013);國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃 (2011CB610405);教育部新世紀(jì)人才支持計(jì)劃 (NCET－10－0302);中央高校基本業(yè)務(wù)費(fèi) (N100402001);沈陽(yáng)市科學(xué)技術(shù)計(jì)劃項(xiàng)目 (F10－205－1－52).

呂錚 (1970—)，男，東北大學(xué)教授，E－mail:luz@smm.neu.edu.cn;劉春明 (1961—)，男，東北大學(xué)教授，博士生導(dǎo)師.