在能源的發(fā)展戰(zhàn)略上， 我國在未來將積極發(fā)展核電。 關(guān)鍵核電設(shè)備所用重要結(jié)構(gòu)材料的研發(fā)是發(fā)展核電技術(shù)的關(guān)鍵。 無論是核電的發(fā)電裝置， 還是核廢料的處理裝置， 其關(guān)鍵部位的結(jié)構(gòu)材料需要在高溫、強輻照和強腐蝕等極端環(huán)境中服役。 加速器驅(qū)動次臨界（accelerator driven subcritical, ADS） 系統(tǒng)主要由高能質(zhì)子加速器、散裂靶和液態(tài)Pb-Bi共晶（Pb-Bi eutectic, LBE） 冷卻次臨界反應(yīng)堆構(gòu)成， 是一種高效的核廢物嬗變器。該系統(tǒng)所用結(jié)構(gòu)材料的服役溫度在300~800 ℃之間， 熱流密度高達(dá)10 MW/m2, 輻照量每年可達(dá)到100 dpa. 如此惡劣極端的服役環(huán)境對結(jié)構(gòu)材料的綜合性能提出了更高和更苛刻的要求。

    在諸多核用候選結(jié)構(gòu)材料中， （9%~12%）Cr （質(zhì)量分?jǐn)?shù)， 下同）馬氏體耐熱鋼具有良好的導(dǎo)熱性能、低的膨脹系數(shù)和良好的抗輻照性能， 一直被認(rèn)為是發(fā)展核電技術(shù)的首選結(jié)構(gòu)材料。 目前已獲得工程應(yīng)用的（9%~12%）Cr 馬氏體耐熱鋼主要有超臨界火電機組用T/P91 和T/P92 鋼， 其高溫力學(xué)性能優(yōu)良， 制備工藝也已經(jīng)成熟， 但不具備低活化特性， 抗液態(tài)金屬腐蝕性能欠佳； 為未來核聚變堆設(shè)計和開發(fā)的具有低活化特性的第一壁結(jié)構(gòu)材料主要有中國低活化馬氏體（CLAM）鋼、歐洲的Eurofer 97鋼、美國的9Cr2WVTa 鋼、日本的F82H和JLF-1 鋼， 這類鋼種的抗輻照性能突出， 但高溫強度低； 俄羅斯設(shè)計的結(jié)構(gòu)材料EP823鋼具有優(yōu)異的抗液態(tài)Pb-Bi 共晶腐蝕性能， 但抗輻照性能差。以上各種鋼在性能上各有側(cè)重， 然而， 均不能同時滿足耐高溫、耐輻照、耐液態(tài)Pb-Bi 共晶腐蝕性能要求。 因此， 如何在化學(xué)成分上進(jìn)行合理調(diào)整， 平衡這3 種性能， 研究開發(fā)出適應(yīng)未來重大核電裝置發(fā)展需求的新型耐高溫、抗輻照、耐液態(tài)金屬腐蝕的新型鋼鐵結(jié)構(gòu)材料是一個重大挑戰(zhàn)。

    本工作主要介紹新型耐高溫、抗輻照、耐液態(tài)金屬腐蝕結(jié)構(gòu)材料——SIMP 鋼的組織、成分設(shè)計和規(guī)模化制備， 重點介紹SIMP 鋼在實驗室條件下以上3 方面性能的測試結(jié)果， 以增進(jìn)核工業(yè)領(lǐng)域?qū)π滦蚐IMP鋼的認(rèn)識和了解。

    1 實驗方法

    Cr 和Si 不僅是提高耐熱鋼高溫抗氧化性能的重要元素， 還能提高抗液態(tài)金屬腐蝕性能。 當(dāng)Si 含量達(dá)到2.0%時， 可以明顯提高鋼的抗液態(tài)金屬腐蝕性能。 但Cr 和Si 含量過高會急劇增加鋼中高溫d鐵素體的含量， 而C可以對高溫d 鐵素體的形成產(chǎn)生強烈的抑制作用。 為了獲得全馬氏體組織， SIMP鋼中必須嚴(yán)格控制C, Cr 和Si 這3 種重要合金元素的含量， 使之達(dá)到優(yōu)化的成分范圍。 新型SIMP 鋼的成分設(shè)計思路如圖1 所示。 在鋼中增加Cr 和Si 含量來提高其抗液態(tài)金屬腐蝕能力和抗氧化能力； 提高C含量抑制高溫d 鐵素體， 獲得全馬氏體組織； 利用Cr, W, V, Ta 等合金元素的強化作用， 獲得所需的高溫力學(xué)性能； 通過“以W代Mo, 以Ta 代Nb”來實現(xiàn)鋼的低活化特性； 降低鋼中Ni, P, Cu, Co, Al 等活化元素的含量至極低水平以提高抗輻照性能。 SIMP鋼的成分經(jīng)過反復(fù)優(yōu)化， 最終名義成分為0.20C-1.2Si-10.5Cr-1.5W-0.2V-0.15Ta （質(zhì)量分?jǐn)?shù)， %）。

    采用真空感應(yīng)、真空自耗等冶煉技術(shù)， 制備了從25 kg 級到5 t 級規(guī)模的SIMP 鋼， 如圖2 所示。 鑄錠的體積越大， 其成分和組織的均勻性越難以控制。 表1 給出了1 t 級和5 t 級SIMP鋼的主要成分。 可見， SIMP 鋼的成分較為均勻， 均在成分設(shè)計范圍之內(nèi)。 5 t 級SIMP 鋼中活化元素的含量如表2 所示。 可見， Ni, Mo, Ti, Nb, Al 和Co 等活化元素都得到極為嚴(yán)格的控制。

    本工作中SIMP 鋼的試樣均來自1 t 級和5 t 級SIMP鋼經(jīng)鍛造和軋制后得到的熱軋板。 通過研究正火溫度和回火溫度對SIMP鋼組織和力學(xué)性能的影響， 確定了噸級SIMP 鋼的最佳熱處理工藝為：

    （1040±10） ℃正火30 min+（760±10） ℃回火90 min.

    測試中所用的力學(xué)性能試樣、氧化性能試樣、液態(tài)金屬腐蝕性能試樣和輻照試樣， 如沒有特殊說明， 其初始熱處理均按以上工藝進(jìn)行。 作為對比材料的T91鋼， 各項性能測試前也按以上熱處理工藝進(jìn)行熱處理。 采用5 g FeCl3+50 mL HCl+100 mL H2O腐蝕劑制備金相（OM）樣品， 在HatachiS-3400N 型掃描電鏡（SEM）下觀察析出相形態(tài)。 透射電鏡（TEM）樣品經(jīng)機械減薄至30 mm后， 用10%HClO4+90%C2H4O2 電解液在15 ℃雙噴減薄， 電壓為28 V. 在FEI TecnaiG2 F20 型TEM 上觀察材料的精細(xì)組織結(jié)構(gòu)。 拉伸實驗在Schenck-100KN 型液壓伺服拉伸試驗機上進(jìn)行， 樣品尺寸為直徑5 mm×60 mm. 沖擊實驗在RT-450 沖擊試驗機上進(jìn)行， 樣品尺寸為10 mm×10 mm×55 mm. 高溫持久實驗在RDL50型電子蠕變弛豫試驗機上進(jìn)行， 測試溫度為400~750 ℃， 溫度波動≤±2 ℃， 應(yīng)力范圍選擇為80~540 MPa. 采用靜態(tài)增重法評價材料的抗高溫氧化性能。 利用D/max2500PCX 型射線衍射儀（XRD）分析氧化后試樣的表面相組成。 用Hitachi S-3400N 掃描電鏡（SEM）和EPMA1610 電子探針（EPMA）觀察表面氧化膜形貌和分析截面氧化膜結(jié)構(gòu)。

    2 實驗結(jié)果及分析

    2.1 SIMP鋼的熱處理態(tài)組織

    圖3 為最終熱處理態(tài)的SIMP 鋼中的全馬氏體組織形貌的OM和TEM像。 可見， 在板條馬氏體界和原奧氏體晶界上分布著大量的M23C6 （M=Cr, Fe）碳化物， 在板條內(nèi)分布著細(xì)小的MX （M=V, Ta; X=C, N）類碳氮化物。

    2.2 SIMP鋼的力學(xué)性能

    2.2.1 常規(guī)力學(xué)性能1 t 級和5 t 級SIMP 鋼及T91鋼的常規(guī)力學(xué)性能見表3. 由于5 t 級SIMP鋼錠尺寸過大， 因此在其最終鍛為直徑350 mm的圓柱體的上、中、下3 個部位分別取樣進(jìn)行常規(guī)力學(xué)性能的測試。 可見， SIMP 鋼的常規(guī)力學(xué)性能與T91 鋼相當(dāng)， 其室溫強度和沖擊功均明顯高于T91鋼。

    2.2.2 高溫持久性能圖4 為1 t 級SIMP 鋼與T91 鋼在550, 600 和650 ℃的持久性能對比。 從圖4a 可以看出， 在550 ℃的持久實驗中， 1 t 級SIMP鋼的應(yīng)力-斷裂時間曲線位于T91 鋼的上方， 2 種材料的實驗曲線近乎平行。 因此根據(jù)實驗曲線外推可知， 在這一溫度范圍內(nèi)， SIMP 鋼的持久性能優(yōu)于T91 鋼。 從圖4b 可以看出， 在600 ℃的短時間持久實驗中， 1 t 級SIMP 鋼的應(yīng)力-斷裂時間曲線位于T91鋼的上方， 這表明在幾千小時的實驗時間內(nèi)， 1 t級SIMP 鋼的持久性能優(yōu)于T91 鋼。 但需要指出的是， SIMP 鋼與T91 鋼的應(yīng)力-斷裂時間曲線斜率不同， 將曲線外推發(fā)現(xiàn)， 二者在持久實驗進(jìn)行上萬小時后會出現(xiàn)交叉點。 由此可以預(yù)見， 對于幾萬小時以上的長時蠕變持久實驗， 二者持久性能將出現(xiàn)反轉(zhuǎn)。 從圖4c 可以看出， 當(dāng)實驗溫度超過650 ℃時， 1 t級SIMP鋼的持久性能低于T91鋼。 對于相同的持久斷裂時間， 1 t 級SIMP 鋼的持久實驗應(yīng)力比T91 鋼略低5%~10%.

    圖5 為5 t 級SIMP 鋼與T91 鋼在400, 450, 600,700 和750 ℃的持久性能對比。 由圖5a 和b 可知， 在400 和450 ℃， 5 t 級SIMP 鋼的蠕變持久性能優(yōu)于T91 鋼， 且實驗應(yīng)力越高， 這種優(yōu)勢越明顯。 這是由于在400 和450 ℃， SIMP 鋼的抗拉強度遠(yuǎn)大于T91鋼。 當(dāng)實驗溫度上升至600 ℃時， 如圖5c 所示， 5 t級SIMP鋼與T91鋼具有相近的短時持久性能。 同樣根據(jù)2 種材料的應(yīng)力-斷裂時間曲線的斜率可以預(yù)知， 5 t 級SIMP 鋼的長時蠕變持久性能低于T91 鋼。

    而在700 和750 ℃， 如圖5d 和e 所示， 5 t SIMP 鋼的持久性能比T91鋼低。

    1 t 級SIMP 鋼和5 t 級SIMP 鋼在溫度不超550 ℃時， 蠕變持久性能優(yōu)于T91鋼。 這主要是由于其C含量顯著高于T91鋼所致。 一方面， 在馬氏體相變過程中， 相變產(chǎn)生的位錯數(shù)量與C 含量成正比。

    因此SIMP 鋼的位錯密度高于T91 鋼， 位錯強化效果亦大于T91 鋼。 較高的位錯密度限制了SIMP 鋼中位錯的運動， 抑制材料發(fā)生塑性變形； 另一方面， 由于SIMP 鋼中的C含量高， 在回火過程中析出的碳化物數(shù)量多、尺寸大， 因此SIMP 鋼在相對低的溫度下析出相強化效果大于T91 鋼。 由于上述2方面原因， SIMP 鋼在相對低的溫度下具有優(yōu)異的蠕變持久性能。

    然而， SIMP鋼在高溫下的蠕變性能卻低于T91鋼。 一方面， 溫度升高， 使位錯攀移更容易進(jìn)行， 位錯通過攀移湮滅， 位錯密度下降導(dǎo)致SIMP 鋼位錯強化效果減弱。 更重要的原因是， SIMP 鋼中的碳化物在高溫條件下發(fā)生Ostwald 熟化， 導(dǎo)致其蠕變持久性能大幅下降。

    在回火的中后期， 驅(qū)動第二相沉淀析出的化學(xué)勢已消耗殆盡， 第二相析出反應(yīng)近乎達(dá)到平衡態(tài)。 在隨后的長時服役過程中， 析出相發(fā)生Ostwald 熟化。

    從熱力學(xué)角度上看， 使Ostwald熟化能夠發(fā)生的驅(qū)動力是析出相與基體的界面能。 在相同的析出相體積分?jǐn)?shù)下， 析出相尺寸越大、個數(shù)越少， 則析出相與基體界面面積越小， 界面能越低。 為使總界面能最低，析出相自發(fā)地通過擴散而長大。 從微觀角度分析， 析出相的Ostwald 熟化是由于彎曲界面會對曲率中心造成附加的壓應(yīng)力， 導(dǎo)致界面兩側(cè)溶質(zhì)的平衡濃度不同。 溶質(zhì)原子的平衡濃度隨著曲率的變化而變化，曲率半徑為r 的析出相的周圍溶質(zhì)濃度cr為：

    式中， c∞ 為曲率半徑為無限大的析出相的周圍溶質(zhì)的濃度， g 為析出相與基體之間的界面能， Vp為析出相的摩爾體積， c0為擴散控制型溶質(zhì)原子在基體內(nèi)的平衡濃度， R 為氣體常數(shù)， T 為熱力學(xué)溫度。 式（1）表明， 小尺寸析出相周圍溶質(zhì)原子的濃度大于大尺寸析出相周圍溶質(zhì)原子的濃度， 故小尺寸析出相的溶質(zhì)將向大尺寸的析出相擴散， 這導(dǎo)致小尺寸析出相溶解， 大尺寸析出相長大。

    經(jīng)推導(dǎo)， 析出相的尺寸rt隨時效時間t的變化為：

    式中， r0為析出相的初始半徑， s 為析出相與基體間的界面能， VB為擴散控制性元素的摩爾體積， D為溶質(zhì)原子在基體中的擴散系數(shù)， cp為擴散控制型溶質(zhì)原子在析出相內(nèi)的濃度。式（2）表明， 析出相的Ostwald熟化程度是溫度和第二相形成元素濃度的函數(shù)。 溫度越高， 溶質(zhì)濃度越大， 析出相Ostwald 熟化程度越顯著。 在較低的溫度下， 析出相的熟化程度較小。 當(dāng)溫度超過550 ℃時， 由于析出相發(fā)生Ostwald熟化， 材料的高溫力學(xué)性能將顯著降低。 而C和Cr 含量較高的SIMP鋼的析出相熟化程度大于C和Cr 含量較低的T91 鋼， 因此其在高溫條件下的蠕變性能低于T91 鋼。 圖6 為1 t 級SIMP 鋼在650 ℃時效120 和2400 h 顯微組織的SEM 像。 可以看出，當(dāng)時效120 h 后， SIMP 鋼基體中存在大量尺寸細(xì)小的碳化物。 時效2400 h 后， 析出相發(fā)生顯著的粗化，基體中析出相的數(shù)量降低， 尺寸增大， 析出相間的平均距離增大， 沉淀強化作用降低。 此外， 這些粗大的碳化物有可能成為蠕變空洞的聚集地， 有助于蠕變微裂紋的產(chǎn)生， 并導(dǎo)致材料發(fā)生蠕變斷裂。 由此可知， 高溫條件下， SIMP 鋼中的析出相熟化導(dǎo)致其高溫蠕變性能比T91鋼低。

    需要指出， 盡管ADS系統(tǒng)結(jié)構(gòu)材料的服役溫度區(qū)間是在300~800 ℃， 但多數(shù)情況下， 其服役溫度不超過550 ℃， 此時碳化物的Ostwald 熟化進(jìn)行得非常緩慢。 為使SIMP 鋼在550 ℃以下具有良好的蠕變性能， 成分設(shè)計時有意提高了SIMP 鋼中的C含量。 盡管這削弱了其高溫持久蠕變強度， 但考慮到工程實際應(yīng)用， 這種設(shè)計理念是可取的。

    2.3 SIMP鋼的高溫抗氧化性能

    在600 ℃ 及以下溫度的空氣氣氛中， 1 t 級SIMP 鋼（下同）和T91 鋼均表現(xiàn)出完全的抗氧化性，從氧化動力學(xué)曲線和氧化增重曲線上看不出明顯的差別。 但當(dāng)溫度升高到700 和800 ℃時， 兩者之間的抗氧化性能存在明顯差異。 圖7 和8 分別給出了SIMP 鋼和T91 鋼在700 和800 ℃空氣氣氛下的氧化動力學(xué)曲線。 可以看出， 在這2 個較高的溫度下，SIMP 鋼的抗氧化性能明顯優(yōu)于T91 鋼。 SIMP 鋼在700 和800 ℃空氣氣氛下均具有完全的抗氧化性能， 而T91 鋼則不具有完全的抗氧化性能。 圖9 為SIMP鋼和T91鋼在700 ℃空氣中氧化500 h 的氧化層截面形貌的SEM像。 可見， SIMP鋼的氧化層平均厚度為2~5 mm, 而T91 鋼則達(dá)到約120 mm. 相應(yīng)的XRD 譜（圖10）表明， 在700 ℃氧化500 h 后， SIMP鋼表面上的氧化物主要是Cr2O3 和鉻錳尖晶石（Mn1.5Cr1.5O4）， 非常致密， 可以在空氣氣氛中很好地隔絕基體與O2的接觸， 從而保護(hù)基體不受氧化； 而T91鋼表面上的氧化膜主要是Fe2O3, 氧化膜極厚。

    SIMP 鋼在700 ℃空氣中氧化500 h 后形成的氧化膜厚度遠(yuǎn)小于T91 鋼， 氧化增重速率遠(yuǎn)低于T91 鋼， 表現(xiàn)出優(yōu)異的抗高溫氧化性能。 SIMP 鋼中的Cr 和Si 含量均高于T91 鋼， 導(dǎo)致SIMP 鋼與T91鋼的高溫氧化性能存在差異。首先， SIMP 鋼中含有10.24%Cr, 高于T91 鋼中的Cr 含量（8.5%）， 且SIMP 鋼的晶粒尺寸比T91 鋼小。 在初始氧化階段，依靠相對于基體較強的Cr 沿晶界擴散和氧氣形成的對流擴散，致使在SIMP鋼表面形成了連續(xù)致密的Cr2O3氧化膜， 氧化膜與基體結(jié)合良好且沒有發(fā)生剝落。 隨著氧化時間延長， SIMP 鋼基體和氧化膜之間由于Cr 的低遷移速率形成穩(wěn)定的貧Cr 層。

    其次， 雖然少量研究工作認(rèn)為Si 的添加提高了材料的氧化速率， 但大部分研究認(rèn)為少量的Si顯著降低材料的氧化速率， 從而提高其抗氧化性能。 SIMP鋼中含有1.22%Si, 遠(yuǎn)高于T91鋼中的Si 含量（0.38%）， Si 優(yōu)先氧化為SiO2, 然后可能與低氧分壓下形成的FeO反應(yīng)生成Fe2SiO4, Fe2SiO4的存在阻礙Fe2+的擴散， 在一定程度上提高了鋼的抗高溫氧化性能。 一旦在氧化膜和基體之間形成一層連續(xù)的Fe2SiO4, 將進(jìn)一步阻止Fe2+由基體向氧化膜擴散。 當(dāng)Fe2+擴散被阻礙后， 氧化膜中的Fe2+將減少， 因此鋼的氧化速率降低。 此外， SiO2顆粒的形成可作為Cr2O3的形核位置， 并且提高Cr 在金屬基體的內(nèi)擴散系數(shù)， 促進(jìn)保護(hù)性Cr2O3氧化膜的形成。因此， 在SIMP 鋼中的Cr 含量低于形成保護(hù)性的Cr2O3所需最低濃度情況下， 依然能夠形成連續(xù)致密的Cr2O3. 另外SiO2極大地提高了Cr2O3氧化膜和基體之間的黏著力。

    2.4 SIMP鋼與液態(tài)LBE合金的相容性

    大多數(shù)合金元素在LBE合金中都有一定的溶解度， 而且隨溫度升高而增加。 液態(tài)Pb及Pb-Bi 合金腐蝕是一個涉及物理化學(xué)的過程， 包括元素溶解、液固相質(zhì)量傳輸、腐蝕產(chǎn)物和雜質(zhì)間反應(yīng)等， 會改變結(jié)構(gòu)材料的組織、成分和表面形貌。 因此， SIMP 鋼與LBE 合金中的相容性研究主要包括合金的氧化、合金元素溶解腐蝕和力學(xué)性能穩(wěn)定性。 在這3 個方面中， LBE合金中氧含量和溫度2 個因素對于氧化和溶解腐蝕2 個方面的作用影響顯著。 控制LBE 合金中的氧含量， 可以使得所生成的氧化膜有效地隔離液態(tài)金屬， 提高抗氧化性能。 反之， 若LBE 合金中氧含量過高， 氧化膜中積聚較高氧勢， 會使氧化過程加劇； 若LBE合金中氧含量過低， 在鋼的表面不能形成連續(xù)的氧化膜隔離LBE合金的直接接觸， 將會發(fā)生直接溶解腐蝕。 溫度的影響較為簡單， 溫度越高越易于氧化和溶解腐蝕。本工作主要研究SIMP鋼在LBE中的氧化和力學(xué)性能穩(wěn)定性2 個方面。

    2.4.1 在LBE合金中的抗氧化性能。鐵素體/馬氏體耐熱鋼在高溫高壓水、超臨界水等環(huán)境中的氧化膜生長速率要遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于在干燥空氣中的速率，在含有飽和氧的LBE合金中更是如此。

    圖11 為1 t 級SIMP鋼（下同）和T91 鋼在600 ℃的靜態(tài)飽和氧液態(tài)LBE 合金中腐蝕100, 500 和1000 h 后的氧化膜截面形貌的SEM像。 圖12 為腐蝕層厚度隨腐蝕時間的變化。 可以看出， 經(jīng)過相同腐蝕時間后， SIMP 鋼表面形成的氧化膜厚度均明顯小于T91 鋼， SIMP鋼和T91 鋼的氧化膜厚度增長拋物線速率常數(shù)分別為2.97×10-12和2.06×10-11 cm2/s,SIMP 鋼的拋物線常數(shù)低于T91 鋼一個數(shù)量級， 在600 ℃靜態(tài)飽和氧LBE 合金中表現(xiàn)出良好的抗氧化腐蝕性能。 除了氧化層厚度上的差別以及SIMP鋼在100 h 發(fā)生不均勻腐蝕以外， SIMP 鋼和T91 鋼的氧化特征相似。 SIMP 鋼在腐蝕100 h 后表面未生成完整連續(xù)的氧化膜， 局部呈島狀腐蝕， 局部被LBE合金潤濕的部位最先腐蝕， 并向兩側(cè)發(fā)展逐漸連接成片， 優(yōu)先被腐蝕部位的氧化膜與基體之間存在內(nèi)氧化層（internal oxidation zone, IOZ）。 此時可以較直觀地觀察氧化膜的生長機制， 即內(nèi)層氧化膜沿原始表面向內(nèi)生長， 外層氧化膜沿原始表面向外生長， 此時形成的氧化層結(jié)構(gòu)特征尚不明顯（圖11a）。

    隨著試樣在LBE 合金中腐蝕時間增加至500 和1000 h 后， SIMP 鋼表面均形成了雙層的氧化膜結(jié)構(gòu)， 氧化膜厚度分別為32 和45 mm, 內(nèi)層氧化膜存在Fe 擴散出去形成外層氧化膜而留下的空位，SIMP鋼的氧化膜厚度不均， 內(nèi)層氧化膜與IOZ之間呈鋸齒形， 且氧化膜與基體之間存在明顯的內(nèi)氧化層， 厚度分別達(dá)到13 和24 μm （圖11c 和e）。 而對比材料T91 鋼在靜態(tài)飽和氧LBE合金中腐蝕100 h 后已經(jīng)形成了厚度為32 μm的氧化膜（圖11b）， 腐蝕時間增加至500 和1000 h 后， 氧化膜厚度分別增加至67 和96 μm, 且氧化膜存在貫穿性裂紋， 如圖11b 和d 所示， 氧化膜和基體之間存在IOZ, 但厚度明顯小于SIMP 鋼， 氧化膜與IOZ 之間存在Fe 擴散后留下的空位帶。

    圖13 為SIMP鋼和對比材料T91 鋼在靜態(tài)飽和氧液態(tài)LBE 合金中腐蝕1000 h 氧化膜EPMA 元素線掃分布。 可以看出， SIMP 鋼和T91 鋼表面上均形成了雙層的氧化膜結(jié)構(gòu)， 外層氧化膜包括最外層白色的Pb, Fe 和O形成的復(fù)雜氧化物（SIMP 鋼和T91鋼分別為PbFe12O19 和PbFe6O10）和次外層深灰色的Fe3O4, 內(nèi)層氧化膜為Fe-Cr 尖晶石， 外層氧化膜與內(nèi)層氧化膜存在明顯的界限， 且氧化膜與基體之間都存在IOZ. SIMP 鋼和T91 鋼氧化膜主要區(qū)別在于Fe-Cr 尖晶石和IOZ. SIMP 鋼中由于Fe 擴散留下的空位均勻分布在尖晶石區(qū)， 而T91 鋼主要集中在尖晶石和IOZ區(qū)的界面處， 且SIMP鋼的尖晶石和IOZ界面呈波浪狀， 其IOZ厚度遠(yuǎn)大于T91鋼。

    圖14 為SIMP鋼和對比材料T91鋼在600 ℃靜態(tài)飽和氧液態(tài)LBE合金中腐蝕1000 h 后內(nèi)層Fe-Cr尖晶石氧化層的EPMA 元素面掃分布。 可以看出，Cr 和Si 在SIMP 鋼表面上的Fe-Cr 尖晶石中均存在偏聚， 在IOZ 和基體之間存在貧Cr 區(qū)和貧Si 區(qū)， 這主要與元素的擴散有關(guān)。 而對比材料T91 鋼表面的Fe-Cr 尖晶石氧化層按Cr 和Si 的分布分為A區(qū)和B區(qū)： A區(qū)靠近IOZ, Cr 和Si 存在偏聚； B區(qū)靠近Fe3O4氧化層， Cr 和Si 均勻分布。 T91鋼的IOZ和基體之間與SIMP鋼一樣存在貧Cr 區(qū)和貧Si 區(qū)， 但沒有SIMP鋼明顯。

    SIMP 鋼和T91 鋼在LBE合金中氧化腐蝕性能的差異主要與2 種鋼的化學(xué)成分差異造成其形成的內(nèi)層Fe-Cr 尖晶石的成分和結(jié)構(gòu)不同有關(guān)。 因為外層氧化膜沒有保護(hù)性， 所以內(nèi)層Fe-Cr 尖晶石結(jié)構(gòu)的致密度對2 種鋼的LBE抗氧化性能起到至關(guān)重要的作用。

    SIMP 鋼和T91 鋼表面氧化膜厚度按照拋物線規(guī)律增長。 根據(jù)Wagner 氧化理論， 離子通過氧化膜的傳輸成為反應(yīng)速率的控制步驟， 而SIMP 鋼和T91 鋼表面氧化膜和基體之間均有IOZ 存在， 因此SIMP 鋼和T91 鋼在LBE合金中的氧化速率主要取決于Fe2+的擴散速率[94]. IOZ 中的Fe2+擴散后形成新的Fe-Cr 尖晶石， 而Fe2+的擴散要經(jīng)過Fe-Cr 尖晶石， 因此Fe-Cr 尖晶石層的致密度和缺陷濃度決定了Fe2+向外擴散的難易程度， 而這些又取決于其中的Cr 和Si 含量。另外， Si 在Fe-Cr 尖晶石中起到重要作用，Si 生成的SiO2 以摻雜的形式存在于Fe-Cr2O4中， 減少了尖晶石中的離子缺陷濃度， 降低了離子擴散速率。 SIMP鋼表面Fe-Cr 尖晶石中的Cr 和Si 含量高于T91 鋼，尤其是Si 含量是T91 鋼中的4倍之多， 因此SIMP 鋼中的Fe2 +擴散速率低于T91鋼， 形成的氧化膜厚度小于T91鋼。

    采用黏結(jié)法測試了SIMP 鋼和T91 鋼在600 ℃飽和氧液態(tài)LBE合金中腐蝕500 h 后氧化膜與基體之間的結(jié)合力， 如圖15 所示。 SIMP鋼表面形成的氧化膜具有最強的結(jié)合力， 拉脫力達(dá)到13.89 MPa, 在拉脫過程中僅有局部氧化膜剝離， 而T91 鋼的氧化膜拉脫力為8.16 MPa, 氧化膜被全面拉脫。 因此SIMP鋼表面氧化膜與基體的結(jié)合力最強。

    2.4.2 力學(xué)性能穩(wěn)定性。從前文可以看出， 在含有飽和氧（不控氧）的液態(tài)LBE合金中， 溫度越高，氧化越顯著。 將熱處理態(tài)1 t 級SIMP鋼（下同）和T91鋼拉伸試樣在600 ℃含有飽和氧的液態(tài)LBE 合金中浸泡不同時間， 研究在苛刻條件下腐蝕后SIMP鋼和T91 鋼的室溫及600 ℃高溫短時拉伸力學(xué)性能的穩(wěn)定性， 結(jié)果分別如圖16 和17 所示。 SIMP 鋼和T91 鋼接觸Pb-Bi 共晶500, 1000 和2000 h 后， 表面被氧化， 拉伸試樣的實際承載面積減小。 而用于計算強度的名義面積由于疏松的氧化膜的計入反而增大， 如表4 所示。 因此， 實際計算得到的名義室溫強度反而降低。

    600 ℃高溫拉伸強度略有下降， 總延伸率下降明顯。 這是因為鋼表面氧化膜中附著的Pb-Bi 共晶會在高溫拉伸發(fā)生頸縮（大量流變）時滲入基體， 降低高溫延性。

    熱處理態(tài)SIMP 鋼若不與LBE 合金預(yù)接觸處理， 直接在不同溫度的LBE 合金中進(jìn)行拉伸實驗，均表現(xiàn)出很好的韌性， 沒有LBE 合金致脆現(xiàn)象。 圖18 給出了經(jīng)760 ℃回火后的SIMP 鋼在300 ℃（最易于出現(xiàn)LBE合金致脆現(xiàn)象的溫度）和Ar 氣氛中的拉伸結(jié)果。 可見， 其拉伸性能與在Ar 氣氛下的拉伸結(jié)果相似， 沒有任何脆性現(xiàn)象。 T91 鋼也表現(xiàn)出相似的特性。

    2.5 SIMP鋼的抗輻照性能

    2.5.1 He 離子輻照。研究表明， 在相同的He 離子輻照濃度下， T91 鋼和1 t SIMP 鋼（下同）中He 泡的尺寸隨著輻照溫度的升高而增大， 但是SIMP鋼中He泡尺寸在300, 450 和550 ℃輻照溫度下均比T91 鋼中的He 泡尺寸要小。 SIMP 鋼中位錯密度、析出相數(shù)量均大于T91鋼， 位錯密度和細(xì)小的析出相均有利于吸收He 離子， 因此He 離子不容易聚集、長大， He 泡在SIMP 鋼中的分布更加彌散。 因此， 與T91鋼相比， SIMP鋼具有較小的腫脹率， 更優(yōu)的抗He輻照性能。

    2.5.2 Fe 離子輻照。Zhu 等分別采用3.25和1.625 MeV 單能Fe 離子在室溫， 300, 450 和550 ℃對SIMP鋼和T91鋼進(jìn)行不同劑量的輻照， 研究了2 種鋼在不同輻照條件下， 材料中輻照產(chǎn)生的缺陷信息等。 結(jié)果表明， 1.625 MeV的Fe 離子室溫輻照后， 隨著劑量的提高， 2 種鋼的S 參數(shù)基本相同。 而溫度效應(yīng)中， 除室溫輻照下2 種鋼的S 參數(shù)相差不大外， 其余溫度下SIMP 鋼的S 參數(shù)均小于T91 鋼。

    3.25 MeV 的Fe 離子溫度相關(guān)性研究數(shù)據(jù)表明， 除300 和450 ℃下2 種鋼的S 參數(shù)基本一致外， 室溫和550 ℃下SIMP鋼的S 參數(shù)都明顯小于T91 鋼。 空位型缺陷的生成是材料中空洞與氣泡形核的基礎(chǔ)， 相同輻照條件下材料中產(chǎn)生的空位型缺陷較少意味著較低的空洞與氣泡的形核率， 在一定程度上決定著材料的抗輻照腫脹性能。 因此， 從正電子測試結(jié)果推斷， SIMP鋼的抗輻照腫脹性能優(yōu)于T91鋼。

    2.5.3 Kr 離子輻照。Li 等[101]研究了196 MeVKr 離子在不同溫度下輻照SIMP鋼及T91 鋼的微觀形貌。 結(jié)果表明， 2 種鋼中輻照產(chǎn)生的空洞尺寸隨著輻照溫度的升高呈先增大再減小的趨勢。 相比而言， 在相同條件下， SIMP 鋼中的空洞尺寸最小， 說明在相同的Kr 離子輻照條件下， SIMP 鋼具有更好的抗輻照腫脹能力。

    綜上所述， SIMP 鋼具有較好的抗離子輻照腫脹性能， 主要原因有2 方面： （1） SIMP鋼中的Si 含量相對較高（SIMP: 1.22%; T91: 0.38%, 質(zhì)量分?jǐn)?shù)）， 因為Si 作為一種快速擴散的置換型溶質(zhì)元素能夠增強空位的移動能力， 增強復(fù)合， 降低空位在材料內(nèi)部的過飽和濃度， 顯著地抑制了輻照導(dǎo)致的腫脹；（2） SIMP鋼具有相對細(xì)小的晶粒以及較窄的馬氏體板條組織， 使得氣泡在材料內(nèi)部的分布更加彌散，單個尺寸更小， 也起到了抑制腫脹的作用。 總體看來， SIMP鋼具備不亞于甚至優(yōu)于T91鋼的抗輻照腫脹性能。

    3 結(jié)論與展望

    SIMP 鋼在成分設(shè)計上通過調(diào)配C, Cr 和Si 這3個重要合金元素， 獲得了全馬氏體組織， 與T91鋼相比， 表現(xiàn)出更加優(yōu)異的耐高溫、抗輻照、耐液態(tài)金屬腐蝕能力。 SIMP 鋼的制備已從實驗室規(guī)模走向較大的工業(yè)化生產(chǎn)規(guī)模， 其關(guān)鍵焊接工藝研究也已完成工程應(yīng)用性探索。 當(dāng)前， SIMP鋼是國內(nèi)ADS嬗變系統(tǒng)中散裂靶結(jié)構(gòu)材料的最佳候選材料， 有望盡快在各類核反應(yīng)裝置中得到推廣應(yīng)用。