一種鉛基快堆用高硅不銹鋼的熱處理工藝優(yōu)化及鉛鉍相容性研究

趙 熹，陳映雪，曾 獻1,，龔 星，張 勇，殷振國，燕青芝

1) 中廣核研究院有限公司，深圳 518031 2) 北京科技大學材料科學與工程學院，北京 100083 3) 深圳大學物理與光電工程學院，深圳518060 4) 中國科學技術大學物理學院，合肥 230026

鉛基快堆（Lead-cooled fast reactor, LFR）是第四代核能系統(tǒng)六種堆型之一，有望率先達到工業(yè)示范階段[1].LFR堆芯結(jié)構特別是燃料包殼面臨苛刻的服役環(huán)境，高溫、高輻照損傷、高流速液態(tài)重金屬腐蝕等因素的綜合作用會導致材料在服役過程中遭到嚴重的損傷破壞，從而對快堆系統(tǒng)的安全穩(wěn)定運行造成嚴重影響[2].因此，研究適用于鉛基快堆的堆芯結(jié)構材料成為國際上LFR項目相關的各核能研究機構重點攻關的研究方向之一.

目前鉛基快堆結(jié)構材料選型主要針對以下三個方向：以316L、15-15Ti為代表的奧氏體不銹鋼、以T91、EP823為代表的鐵素體/馬氏體不銹鋼和基于傳統(tǒng)不銹鋼研制的氧化物彌散強化不銹鋼（Oxide dispersion strengthened steel, ODS）[3-5].奧氏體不銹鋼具有良好的抗腐蝕性能、高溫力學性能和可加工性能，此前已被廣泛應用于石油、化工和核電領域[6].但是由于含有較高比例的Ni元素，在超過550 ℃的液態(tài)重金屬環(huán)境內(nèi)會發(fā)生嚴重的溶解腐蝕（Ni元素在高溫液態(tài)重金屬中具有很高的溶解度），并且抗輻照腫脹性能較差.鐵素體/馬氏體不銹鋼具有優(yōu)良的抗輻照性能，并且合金組分中Ni元素含量較少，因此相比奧氏體不銹鋼具有更好的抗嚴重溶解腐蝕的特性，但是存在高溫強度偏低、液態(tài)金屬致脆和輻照導致的韌脆轉(zhuǎn)變溫度（DBTT）上升等問題.在鐵素體/馬氏體不銹鋼基礎上采用粉末冶金工藝開發(fā)的ODS鋼，具有優(yōu)良的高溫蠕變強度和抗輻照腫脹性能，但目前還處于早期研發(fā)階段，制備工藝復雜、成本高昂且仍然存在鐵素體/馬氏體不銹鋼的一些缺陷問題，距離實際應用還有一段距離.針對未來鉛基快堆600 ℃以上的堆芯環(huán)境，總體來講鐵素體/馬氏體不銹鋼及其ODS鋼具有更大的研發(fā)潛力，通過調(diào)整合金成分組成和制備工藝，能夠提升其高溫強度及與液態(tài)重金屬的相容性，滿足鉛基快堆堆芯結(jié)構材料性能需求.

中廣核研究院聯(lián)合北京科技大學，在北京科技大學9/12Cr CNS系列鐵素體/馬氏體不銹鋼的基礎上，通過成分優(yōu)化與制備工藝改進，制備出一種具有良好耐腐蝕性能和高溫力學性能的鉛基快堆包殼結(jié)構材料11Cr-1Si鐵素體/馬氏體不銹鋼.本文將對11Cr-1Si不銹鋼的熱處理組織、力學性能和鉛鉍相容性進行研究.

1 材料制備及研究方法

1.1 成分設計

液態(tài)重金屬環(huán)境中結(jié)構材料腐蝕過程為包含合金元素溶解、表面氧化、侵蝕和磨蝕等表現(xiàn)形式的物理或物理化學過程.有研究表明，在含氧環(huán)境中Si元素能夠與氧結(jié)合形成致密的連續(xù)氧化膜，將結(jié)構材料與冷卻劑隔離，降低材料氧化速率，抑制基體合金元素向液態(tài)重金屬中溶解，大幅提升鋼的抗腐蝕能力[7].但是Si元素是鐵素體形成元素，大量添加會導致合金強度下降，脆性和焊接熱裂傾向增加，并且在輻照后可能析出含Si的有害相，因此一般需要控制Si元素的質(zhì)量分數(shù)不超過2%.

表1 9/12Cr CNS和11Cr-1Si不銹鋼主要合金元素對照Table 1 Chemical composition of 9/12Cr CNS and 11Cr-1Si steels

11Cr-1Si鋼采用真空感應熔煉鑄造工藝制備，具體工藝流程為：（1）將工業(yè)純鐵加入坩堝，抽真空至5～40 Pa時開始精煉，熔煉溫度在鐵熔點之上100～200 ℃；（2）熔煉過程中使用Al作脫氧劑，控制氧質(zhì)量濃度到42.86～285.71 mg·m-3之后加入其它合金化元素；（3）合金化結(jié)束后將鋼液快速澆入鑄模，澆鑄溫度根據(jù)鋼液的流動狀態(tài)決定；（4）對獲得的鑄錠進行熱鍛，隨后采用控軋控冷工藝進行熱軋，溫度區(qū)間為1100～900 ℃，軋后采用在線噴霧冷卻，最終獲得15 mm厚的板材.圖1為軋制板材的金相組織，可以發(fā)現(xiàn)板材基本組織均勻性良好，軋態(tài)組織為馬氏體+鐵素體雙相結(jié)構，在晶界和晶內(nèi)彌散分布有少量的碳化物和氮化物，沒有觀察到析出相有明顯的團聚和偏析.

圖1 11Cr-1Si不銹鋼軋態(tài)掃描電鏡形貌Fig.1 SEM image of 11Cr-1Si steel after hot rolling

1.2 材料的熱處理

本文針對制備的11Cr-1Si不銹鋼板材開展了不同溫度的熱處理試驗，并對經(jīng)過熱處理的板材開展了拉伸試驗和夏比沖擊試驗.具體熱處理條件為在 900、950、1000、1050 和1100 ℃ 五種溫度下對板材樣品進行保溫1 h后淬火，隨后分別在700、750和800 ℃下進行2 h保溫回火，以獲得良好的強韌性匹配，熱處理工藝過程如圖2所示.拉伸實驗采用標距段直徑6 mm、長110 mm的標準拉伸樣品，拉伸速率設定為5×10-4s-1，試驗溫度覆蓋室溫到650 ℃.夏比沖擊試驗采用尺寸為5 mm×10 mm×55 mm的帶45°夾角V型缺口的標準沖擊樣品，缺口深度以及底部曲率半徑分別為2 mm和0.25 mm，試驗溫度為室溫.

圖2 11Cr-1Si不銹鋼熱處理工藝過程Fig.2 Schematic of heat treatment procedure for 11Cr-1Si steel

1.3 與鉛鉍相容性實驗

為了研究11Cr-1Si不銹鋼與液態(tài)鉛鉍的相容性，分別開展了不銹鋼在鉛鉍中的靜態(tài)腐蝕實驗和應力腐蝕實驗.靜態(tài)腐蝕實驗在自主搭建的鉛鉍腐蝕裝置（圖3（a））中進行，該裝置最高運行溫度可達550 ℃，具備氧濃度測量及控制條件.腐蝕實驗在500 ℃、飽和氧狀態(tài)的液態(tài)鉛鉍合金中進行，腐蝕時間分別為1000、2000和3368 h.靜態(tài)腐蝕實驗采用尺寸為25 mm×10 mm×5 mm的片狀拋光樣品，熱處理工藝為淬火（1050 ℃/60 min，水冷）+回火（750 ℃/120 min，空冷）.腐蝕后的樣品沒有對表面鉛鉍進行清洗，直接采用線切割截取橫向截面后鑲嵌，經(jīng)過砂紙打磨拋光后利用掃描電鏡觀察樣品腐蝕界面的完整性、鉛鉍滲透情況和氧化膜生成情況.

圖3 液態(tài)鉛鉍環(huán)境腐蝕裝置.（a）靜態(tài)腐蝕；（b）慢應變速率拉伸測試Fig.3 Photographs of LBE corrosion test apparatus: (a) static corrosion test apparatus; (b) slow strain-rate tensile test apparatus

應力腐蝕實驗在鉛鉍環(huán)境慢應變速率拉伸測試裝置（圖3（b））中開展，該裝置具備飽和氧和低氧濃度環(huán)境測試條件，最高運行溫度為550 ℃.實驗采用標距段長15 mm、直徑3 mm的小尺寸樣品，樣品表面未經(jīng)過拋光處理，以增加與液態(tài)鉛鉍的接觸面，樣品調(diào)質(zhì)處理工藝與靜態(tài)腐蝕實驗一致.實驗溫度選擇350、400和450 ℃，拉伸應變速率設定為5×10-5s-1，每個溫度條件均在氬氣環(huán)境中開展了對照實驗.樣品在開始加載前先在450 ℃鉛鉍中浸泡24 h，之后再調(diào)節(jié)溫度到目標試驗溫度開始加載.浸泡的目的是使樣品初始狀態(tài)表面附著的氧化膜松動，使液態(tài)鉛鉍與樣品基體表面在加載過程中充分接觸.斷裂后將樣品取出，放入由乙醇（C2H5OH）、冰乙酸（CH3COOH）和過氧化氫（H2O2）按照體積比1∶1∶1配制的混合溶液中進行浸泡清洗.去除表面附著的鉛鉍后，采用掃描電鏡對樣品斷口進行觀察.

2 熱處理制度對力學性能的影響

2.1 淬火溫度對組織的影響

不同溫度淬火處理后的11Cr-1Si不銹鋼金相組織如圖4所示，可以看到由于Cr、Si等鐵素體形成元素含量較高，且奧氏體形成元素Ni含量較低，軋態(tài)不銹鋼中的鐵素體相在加熱過程中難以完全轉(zhuǎn)化為奧氏體，從而在淬火后不銹鋼呈現(xiàn)出鐵素體/馬氏體雙相結(jié)構，并且鐵素體相保留了沿軋制方向分布的特點，同時在晶內(nèi)和晶界處能看到均勻分布的碳化物和氮化物析出相.此外合金晶粒尺寸隨著淬火加熱溫度的升高而增大，且不同加熱溫度淬火后形成的鐵素體相含量有明顯區(qū)別.采用ImageJ軟件對金相照片中的鐵素體含量進行統(tǒng)計（表2），發(fā)現(xiàn)1050 ℃淬火后鐵素體相含量最少，950 ℃和1000 ℃加熱淬火形成的鐵素體相比例接近，900 ℃和1100 ℃由于溫度偏低或過高，導致α-鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變的過程不完全或發(fā)生奧氏體向高溫鐵素體的轉(zhuǎn)變，從而形成較高的鐵素體含量.淬火態(tài)鐵素體含量過高會導致合金強度過低，且加熱溫度過高會使得δ-鐵素體含量增加，導致合金沖擊韌性下降，不能滿足服役需求.因此11Cr-1Si不銹鋼淬火加熱溫度考慮選擇950 ℃ ～1050 ℃.

2.2 淬回火溫度對力學性能的影響

圖4 11Cr-1Si不銹鋼不同溫度淬火后掃描電鏡形貌.（a）900 ℃；（b）950 ℃；（c）1000 ℃；（d）1050 ℃；（e）1100 ℃Fig.4 SEM images of 11Cr-1Si steel after water quenching at different temperatures: (a) 900 ℃; (b) 950 ℃; (c) 1000 ℃; (d) 1050 ℃; (e) 1100 ℃

表2 11Cr-1Si不銹鋼淬火溫度對δ-鐵素體含量的影響Table 2 Area fraction variation of δ-ferrite as a function of austenitization temperature of 11Cr-1Si steel

在淬火溫度對組織影響研究的基礎上，本文探究了不同調(diào)至熱處理溫度對最終力學性能的影響.表3是不同淬火加熱溫度+相同回火溫度和相同淬火加熱溫度+不同回火溫度兩類實驗條件下11Cr-1Si不銹鋼室溫沖擊試驗結(jié)果，可以發(fā)現(xiàn)隨著淬火加熱溫度升高，材料沖擊韌性下降，且當加熱溫度達到1050 ℃時由于高溫鐵素體的出現(xiàn)，材料沖擊韌性出現(xiàn)顯著惡化.此外還可以發(fā)現(xiàn)材料沖擊韌性在測試的溫度范圍內(nèi)與回火溫度存在正相關關系.由于BCC結(jié)構的鐵素體/馬氏體不銹鋼在輻照環(huán)境中會出現(xiàn)韌脆轉(zhuǎn)變溫度（DBTT）上升的問題[9]，因此合金低溫狀態(tài)的脆性對于服役安全至關重要.此外由于回火溫度與強度存在負相關關系，為獲得良好的強韌性匹配，根據(jù)目前的研究結(jié)果，11Cr-1Si不銹鋼推薦采用950 ℃淬火 +750 ℃回火作為調(diào)質(zhì)熱處理的工藝溫度.

圖5是經(jīng)過調(diào)質(zhì)熱處理（950 ℃/60 min+750 ℃/120 min）的樣品室溫到650 ℃的拉伸性能及樣品斷口照片.可以看到當溫度達到400 ℃以上時，11Cr-1Si不銹鋼拉伸強度出現(xiàn)明顯的下降，但是在650 ℃時抗拉強度（Ultimate tensile strength, UTS）和屈服強度（Yield strength, YS）仍有252 MPa和172 MPa，能夠滿足實際堆芯服役靜強度設計要求.從斷后延伸率（Elongation, El）曲線和樣品斷口掃描電鏡照片可以發(fā)現(xiàn)，11Cr-1Si不銹鋼整體塑性較好，不同溫度下斷口均由韌窩和撕裂棱組成，為典型的韌性斷裂.

表3 11Cr-1Si不銹鋼熱處理溫度對沖擊韌性的影響Table 3 Charpy impact energy of 11Cr-1Si steel after heat treatment at various temperatures

3 液態(tài)鉛鉍相容性

3.1 靜態(tài)腐蝕行為

圖5 11Cr-1Si不銹鋼拉伸性能及不同溫度樣品斷口掃描電鏡照片.（a）拉伸實驗結(jié)果；（b）室溫；（c）200 ℃；（d）400 ℃；（e）600 ℃；（f）650 ℃Fig.5 Tensile properties and SEM images of fracture surface of 11Cr-1Si steel at different temperatures: (a) tensile results; (b) room temperature;(c) 200 ℃; (d) 400 ℃; (e) 600 ℃; (f) 650 ℃

11Cr-1Si不銹鋼是在9/12Cr CNS低活化不銹鋼的基礎上調(diào)整成分組成后制備而成，為了表征成分優(yōu)化對抗腐蝕性能的提升程度，靜態(tài)腐蝕實驗采用抗腐蝕性能較好的12Cr CNS鋼作為對比樣.為研究樣品表面腐蝕情況隨時間的演化行為，11Cr-1Si和12Cr CNS均放置3個平行樣，分別在腐蝕進行到1000、2000和3368 h后進行取樣表征.從圖6可以看到經(jīng)過1000 h腐蝕后12Cr CNS樣品表面氧化層連續(xù)且致密，沒有出現(xiàn)脫落和開裂等問題，氧化層表現(xiàn)為雙層結(jié)構.根據(jù)電子能譜元素面分布分析結(jié)果，內(nèi)層氧化膜（與基體直接接觸）為由Fe、Cr和O元素構成的Fe(Fe1-xCrx)2O4型尖晶石層，結(jié)構比較致密；外層氧化膜由Cr2O3和較為疏松的Fe3O4組成.外層氧化膜中出現(xiàn)Cr2O3與文獻中給出的鐵素體/馬氏體鋼在鉛鉍中典型的腐蝕形貌有所區(qū)別，分析原因可能是在500 ℃及以上的高溫條件下，Cr元素沿晶界向外擴散加劇，Cr元素擴散到樣品表面后與液態(tài)鉛鉍中的氧直接結(jié)合形成Cr2O3氧化層[4,10-13].

11Cr-1Si樣品1000 h腐蝕后表面氧化層同樣連續(xù)致密，且沒有脫落和開裂，但是腐蝕界面的形貌與12Cr CNS樣品出現(xiàn)了一定的差異（如圖7）.根據(jù)電子能譜面分布結(jié)果，由于Si元素的添加，11Cr-1Si樣品表面形成了3層氧化層，分別為內(nèi)層(Fe, Cr, Si)3O4型尖晶石結(jié)構、中間Cr2O3+Fe3O4氧化層以及外層Cr2O3+SiO2氧化層.Si和Cr的氧化物非常致密穩(wěn)定，表層形成的Cr2O3和SiO2能夠?qū)?nèi)部起到良好的保護作用，此外尖晶石層中Si元素的摻雜能夠起到增強尖晶石與基體結(jié)合力、使氧化層更加致密等作用，從而大幅提升基體材料的抗腐蝕性能.

從傳播的角度看也有可操作性的問題。包括下面一些方面：第一，傳播者清晰了解自己使用的概念；第二，傳播接受者能夠清晰正確理解所用詞的含義；第三，不是生僻的概念，大眾對于這個詞已經(jīng)比較熟悉，接受起來比較容易（徐敏，2013）。

圖6 12Cr CNS 樣品 1000 h 腐蝕形貌.（a）截面腐蝕形貌；（b）能譜分析區(qū)域；（c～g）Bi、Pb、O、Fe、Cr元素面分布分析結(jié)果Fig.6 Corrosion results of 12Cr CNS after 1000 h exposure in static LBE: (a) SEM image of cross section; (b) map analysis area; (c-g) distributions of different elements

圖7 11Cr-1Si樣品 1000 h 腐蝕形貌.（a）截面腐蝕形貌；（b）能譜分析區(qū)域；（c～h）Bi、Pb、O、Fe、Cr、Si元素面分布分析結(jié)果Fig.7 Corrosion results of 11Cr-1Si after 1000 h exposure in static LBE: (a) SEM image of cross section; (b) map analysis area; (c-h) distributions of different elements

圖8和圖9分別是12Cr CNS和11Cr-1Si兩種材料經(jīng)過2000 h腐蝕后的樣品截面形貌及元素分布能譜分析結(jié)果，可以看到兩種材料表面氧化層厚度有所增加，氧化層致密且連續(xù)，沒有出現(xiàn)氧化層生長內(nèi)應力導致的氧化膜開裂或脫落.此外，在500 ℃下隨著腐蝕進程的發(fā)展，兩種材料在表面形成的尖晶石層內(nèi)部出現(xiàn)了一層新的內(nèi)氧化層（Inner oxide zone，IOZ），在尖晶石外部仍然覆蓋有一層疏松的Fe3O4.從電子能譜線掃描結(jié)果來看，IOZ推測為Fe3O4+Cr2O3結(jié)構[13]，這主要是由于相比其他合金元素，F(xiàn)e和Cr與O結(jié)合形成氧化物的吉布斯生成自由能較低，因此O元素向內(nèi)部充分擴散后會與Fe和Cr元素優(yōu)先結(jié)合.

圖10和圖11是兩種材料經(jīng)過3368 h腐蝕后的樣品截面形貌及元素分布能譜分析結(jié)果，可以看到經(jīng)過長達3000 h以上的靜態(tài)腐蝕后，兩種材料表面氧化層呈現(xiàn)出與2000 h腐蝕形貌相似且更加清晰的3層結(jié)構，氧化層結(jié)構連續(xù)完整，沒有明顯的開裂和脫落.相比于12Cr CNS不銹鋼，11Cr-1Si樣品表面氧化層增厚不明顯，并且沒有觀察到鉛鉍向基體材料內(nèi)部的滲透，氧化層表現(xiàn)出對基體材料良好的保護性.

根據(jù)Zhang等[5,14]對不銹鋼在液態(tài)鉛鉍環(huán)境中腐蝕的研究結(jié)果，在沒有氧化層減薄的情況下，不銹鋼表面氧化層生長速率滿足拋物線規(guī)律，如公式（1）所示：

圖8 12Cr CNS 樣品 2000 h 腐蝕結(jié)果.（a）截面腐蝕形貌；（b）能譜線掃描區(qū)域；（c）線掃描結(jié)果Fig.8 Corrosion results of 12Cr CNS after 2000 h exposure in static LBE: (a) SEM image of cross section; (b) EDS line scan area; (c) line scan results

圖9 11Cr-1Si樣品 2000 h 腐蝕結(jié)果.（a）截面腐蝕形貌；（b）能譜線掃描區(qū)域；（c）線掃描結(jié)果Fig.9 Corrosion results of 11Cr-1Si after 2000 h exposure in static LBE: (a) SEM image of cross section; (b) EDS line scan area; (c) line scan results

圖10 12Cr CNS 樣品 3368 h 腐蝕結(jié)果.（a）截面腐蝕形貌；（b）能譜線掃描區(qū)域；（c）線掃描結(jié)果Fig.10 Corrosion results of 12Cr CNS after 3368 h exposure in static LBE: (a) SEM image of cross section; (b) EDS line scan area; (c) line scan results

圖11 11Cr-1Si樣品 3368 h 腐蝕結(jié)果.（a）截面腐蝕形貌；（b）能譜線掃描區(qū)域；（c）線掃描結(jié)果Fig.11 Corrosion results of 11Cr-1Si after 3368 h exposure in static LBE: (a) SEM image of cross section; (b) EDS line scan area; (c) line scan results

其中，δox為氧化膜總厚度，kp為實驗條件下的材料氧化常數(shù)，t為腐蝕時間.分別測量兩種樣品表面1000、2000和3368 h腐蝕后的氧化層厚度（每個樣品表面測量3處氧化層厚度取平均值），此處認為經(jīng)過拋光后的樣品表面氧化膜腐蝕前初始厚度可以忽略，根據(jù)公式（1）和測量結(jié)果擬合可得兩種材料的氧化常數(shù)和擬合曲線（如圖12）.

圖12 兩種材料在500 ℃靜態(tài)鉛鉍中的氧化動力學曲線Fig.12 Oxidation curves in static LBE at 500 ℃ for 12Cr CNS and 11Cr-1Si steels

從圖12可以看到11Cr-1Si不銹鋼在液態(tài)鉛鉍中的表面氧化速率遠低于12Cr CNS鋼，這是由于Si元素的添加能夠使得表面氧化層特別是尖晶石層更加致密.致密的氧化層阻礙了Fe、Cr等元素的向外擴散，同時能夠減緩外部氧原子向內(nèi)的擴散速率，從而大幅降低合金與液態(tài)鉛鉍接觸界面的氧化速率，極大地提升了材料的抗腐蝕能力.從圖中還能夠發(fā)現(xiàn)，在2000 h到3368 h之間，11Cr-1Si表面氧化層厚度僅增加了約3 μm，且氧化速率隨腐蝕的發(fā)展不斷減緩.因此可以初步認為11Cr-1Si不銹鋼具有良好的抗鉛鉍腐蝕能力，具有深入研究的價值和工程應用的潛力.

3.2 應力腐蝕行為研究

有研究表明，BCC結(jié)構的不銹鋼在液態(tài)鉛鉍環(huán)境中塑性或斷裂韌性會出現(xiàn)顯著下降，表現(xiàn)出脆性斷裂的特征.這種現(xiàn)象被稱為液態(tài)金屬致脆（Liquid metal embrittlement, LME）[4,15].關于 LME 的機理尚無統(tǒng)一的認知，目前認為LME的發(fā)生與材料的組織狀態(tài)、液態(tài)金屬類型、材料表面浸潤狀態(tài)、溫度和變形速率等因素的共同作用有關[16-20].通常認為液態(tài)金屬致脆只在一定的溫度區(qū)間內(nèi)出現(xiàn)，當溫度低于或高于該區(qū)間后脆化現(xiàn)象就會消失[20-22].

圖13是11Cr-1Si在350 ～450 ℃溫度區(qū)間的慢應變速率拉伸曲線，拉伸應變速率5×10-5s-1比標準拉伸實驗的變形速率低1～2個數(shù)量級.可以看到在350 ℃和400 ℃，在液態(tài)鉛鉍（Lead-bismuth eutectic, LBE）環(huán)境拉伸的樣品斷后延伸率出現(xiàn)明顯下降，表明材料出現(xiàn)顯著的脆化現(xiàn)象；當溫度升到450 ℃后，LBE環(huán)境和氬氣（Ar）環(huán)境中的拉伸結(jié)果基本一致，樣品沒有出現(xiàn)明顯的脆化問題.從慢應變速率拉伸結(jié)果可以看到，11Cr-1Si不銹鋼在LBE環(huán)境中的塑性變化對溫度非常敏感，結(jié)合圖5標準拉伸結(jié)果能夠發(fā)現(xiàn)，在400 ℃附近的溫度范圍內(nèi)11Cr-1Si不銹鋼本身處于塑性低谷，因此LME敏感性更高.這種塑性低谷的出現(xiàn)主要是由于在300～400 ℃的中溫區(qū)間，合金中固溶原子擴散能力增強，容易聚集在位錯附近形成氣團.位錯運動受到氣團的釘扎和拖曳，出現(xiàn)動態(tài)應變時效（DSA）現(xiàn)象，位錯滑移更加困難，導致鋼的延伸率降低[23].隨著溫度的升高，材料自身塑性的提升能夠彌補液態(tài)金屬導致的脆化，從而表現(xiàn)出脆化現(xiàn)象的消失.由于當加熱到450 ℃或更高溫度時，11Cr-1Si不銹鋼沒有表現(xiàn)出脆化問題，因此初步認為該材料在500 ℃以上堆芯環(huán)境中具有服役潛力.

圖13 11Cr-1Si鋼不同溫度慢應變速率拉伸曲線.（a）350 ℃；（b）400 ℃；（c）450 ℃Fig.13 Slow strain rate tensile curves of 11Cr-1Si steel at different temperatures: (a) 350 ℃; (b) 400 ℃; (c) 450 ℃

圖14 11Cr-1Si不銹鋼350 ℃鉛鉍環(huán)境拉伸樣品斷口照片F(xiàn)ig.14 Fracture surface of 11Cr-1Si specimen tested at 350 ℃ in LBE

此外從圖13（a）和圖13（b）中能夠發(fā)現(xiàn)，LBE環(huán)境和氬氣環(huán)境的拉伸曲線在達到抗拉強度之前基本保持重合，脆化現(xiàn)象發(fā)生在樣品發(fā)生縮頸之后.一般來講，樣品表面在出現(xiàn)縮頸之前不會產(chǎn)生明顯的裂紋.這表明在樣品表面產(chǎn)生明顯的裂紋之前，液態(tài)鉛鉍與樣品的接觸并不會顯著影響材料的強度和塑性[24].根據(jù)“Rehbinder效應”，液態(tài)金屬能夠降低材料表面原子間結(jié)合鍵能；當材料表面出現(xiàn)裂紋之后，LBE向裂紋內(nèi)部滲透進而與材料基體產(chǎn)生直接接觸，降低了材料本身的臨界解理應力，從而使得縮頸過程開始不久后應力集中即超過了臨界解理應力，導致脆性斷裂發(fā)生[16,25].

圖14是在350 ℃下LBE環(huán)境測試樣品的斷口掃描電鏡照片，可以看到斷口的中部區(qū)域由韌窩和撕裂棱組成，表現(xiàn)出韌性斷裂特征；斷口周圍區(qū)域出現(xiàn)多處由臺階和河流狀花紋組成的解理斷裂面，為典型的脆性斷裂特征.斷口形貌從另一個角度說明只有樣品表面與液態(tài)鉛鉍直接接觸的區(qū)域臨界解理應力會降低，從而導致脆性斷裂的發(fā)生；樣品中部液態(tài)鉛鉍難以滲入的部位仍然保持原有的韌塑性特征.此外，由于樣品表面沒有經(jīng)過拋光，在解理斷裂面的邊緣能夠看到部分表面缺陷導致的應力集中區(qū)域，從解理面內(nèi)部紋路的走向來看，這些應力集中區(qū)域推測為表面裂紋萌生和擴展的起始點[26].這表明改善材料表面狀態(tài)，緩解表面應力集中，有可能緩解材料在液態(tài)金屬中的脆化程度，具體情況有待后續(xù)深入研究.

圖15是在450 ℃下鉛鉍環(huán)境測試樣品的斷口掃描電鏡照片，可以看到斷口周邊區(qū)域和中間區(qū)域均由韌窩和撕裂棱組成，樣品整體表現(xiàn)出韌性斷裂特征.表明在450 ℃下，11Cr-1Si不銹鋼的液態(tài)金屬致脆現(xiàn)象消失，與拉伸曲線表現(xiàn)吻合.

圖15 11Cr-1Si不銹鋼450 ℃鉛鉍環(huán)境拉伸樣品斷口照片F(xiàn)ig.15 Fracture surface of 11Cr-1Si specimen tested at 450 ℃ in LBE

4 結(jié)論

本文研究了自行研制的高Si鐵素體/馬氏體不銹鋼11Cr-1Si的熱處理制度、力學性能以及在液態(tài)鉛鉍環(huán)境中的抗腐蝕性能和力學性能變化，得到主要結(jié)論如下：

（1）11Cr-1Si不銹鋼加熱過程得到的奧氏體相經(jīng)過淬火后轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀馬氏體，而鐵素體相保持不變，淬火組織由馬氏體+鐵素體+少量碳化物和氮化物析出相組成.淬火組織中晶粒大小以及鐵素體相的相對含量主要受淬火和回火加熱溫度的影響，晶粒大小與相組成直接影響材料的力學性能.根據(jù)沖擊和拉伸實驗結(jié)果結(jié)合堆芯設計對材料力學性能的強韌性匹配要求，11Cr-1Si不銹鋼推薦采用950 ℃+750 ℃作為調(diào)質(zhì)熱處理的工藝溫度；

（2）11Cr-1Si不銹鋼在500 ℃靜態(tài)鉛鉍中經(jīng)過長期腐蝕后，表面生成一層由Fe3O4+尖晶石+IOZ組成的3層結(jié)構氧化膜，其中尖晶石層由于結(jié)構致密且結(jié)合強度高，能夠?qū)Σ牧匣w起到良好的保護作用.11Cr-1Si不銹鋼由于含有較高比例的Si元素，在500 ℃靜態(tài)鉛鉍中的氧化速率大約是12Cr CNS的二分之一，并且經(jīng)過3368 h腐蝕后，表面氧化膜致密且連續(xù)，沒有出現(xiàn)氧化膜生長內(nèi)應力導致的開裂和脫落，表現(xiàn)出良好的抗鉛鉍腐蝕特性；

（3）11Cr-1Si不銹鋼在 350 ℃ 和 400 ℃ 的液態(tài)鉛鉍環(huán)境中表現(xiàn)出顯著的脆化現(xiàn)象，且脆化主要出現(xiàn)在樣品發(fā)生縮頸之后；液態(tài)鉛鉍環(huán)境對材料強度和彈性變形區(qū)域沒有明顯影響，造成脆化的原因是鉛鉍向裂紋滲透后造成材料表面原子間結(jié)合鍵能降低，進而降低了臨界解理應力，導致脆性斷裂的發(fā)生.當溫度升高到450 ℃以上時，脆化現(xiàn)象消失，因而可以初步認為11Cr-1Si不銹鋼在500 ℃以上的堆芯環(huán)境中具有服役潛力.