分享：低活化铁素体/马氏体钢组织调控及其固相连接研究进展

天津大学 材料科学与工程学院 水利安全与仿真国家重点实验室 天津 300354

能源开发及利用是人类社会发展和经济增长的关键，也是人类赖以生存的物质基础。随着经济社会对能源需求的持续增长和化石能源的日渐枯竭，清洁能源在能源供应结构中的比例将逐步增大。作为清洁能源的核聚变能为解决未来能源短缺问题和实现人类社会可持续发展提供了理想途径。为推动核聚变能的早日应用，由欧盟、中国、俄罗斯、美国、日本、韩国、印度合作开展了国际热核聚变实验堆(International Thermonuclear Experimental Reactor，ITER)计划，计划在2025年建成核聚变实验堆，实现聚变功率输出500~700 MW，等离子体放电脉冲500~1000 s[1~4]。ITER计划的成功实施，将全面验证聚变能源开发利用的科学和工程可行性，是人类可控热核聚变由研究走向应用的关键一步[5]。

实验包层模块是磁约束核聚变反应堆的核心部件之一，主要用于氚增殖和能量获取，处于聚变反应堆装置中中子流强度最高的位置，服役环境十分恶劣[6]。因此，包层模块所用材料除了要求具备良好的常规力学性能之外，还应具有较强的抗中子辐照能力、优良的高温蠕变性能、低的热膨胀系数和高的热导率等[7]。目前实验包层模块候选结构材料包括：低活化铁素体/马氏体钢(reduced activation ferritic/martensitic steel，RAFM steel)[8,9]、氧化物弥散强化钢(oxide dispersion strengthened steel，ODS steel)[10~12]、钒合金[13]及SiC复合材料等[14,15]。其中，RAFM钢因其较好的高温力学性能、优异的抗辐照肿胀能力、较低的热膨胀系数及良好的加工性能，被普遍认为是聚变反应堆包层模块主体结构的首选结构材料[16,17]。

本文基于ITER计划实验包层模块建设需求，对国内外实验包层模块用RAFM钢合金化设计原理、组织演化和调控及其固相连接的研究现状进行了总结与评述，主要包括RAFM钢的发展历程、合金化原理及组织设计思路、组织演变与调控，以及固相连接工艺等，旨在为RAFM钢研究人员提供借鉴与参考。

1 RAFM钢发展历程

RAFM钢在早期Cr-Mo系高铬铁素体/马氏体耐热钢的基础上发展而来，主要通过采用低活化组元(如W、V、Ta)替代具有长半衰期的组元(如Mo、Nb、Co、Al等)以降低其感生放射性[18,19]。目前国内外相继开发了不同牌号的RAFM钢种，如欧盟的EUROFER97[20]、日本的F82H和JLF-1[21,22]、中国的CLAM (China low activation martensitic)钢和CLF-1[23,24]与印度的INRAFM[25]等，不同RAFM钢的化学成分如表1[20~22,24,25]所示，其中CLAM钢部分性能与国外已发展多年的RAFM钢(如EUROFER97、JLF-1)相当[26]。

表1   主要低活化铁素体/马氏体钢(RAFM钢)的化学成分[20~22,24,25]

Table 1  Compositions of the different reduced activation ferritic/martensitic (RAFM) steels[20-22,24,25]

Grade	Composition (mass fraction / %)
EUROFER97[20]	Fe-8.91Cr-1.08W-0.48Mn-0.2V-0.14Ta-0.12C-0.001B
F82H[21]	Fe-7.71Cr-1.95W-0.16Mn-0.16V-0.02Ta-0.11Si-0.091C
JLF-1[22]	Fe-9.00Cr-1.98W-0.49Mn-0.20V-0.08Ta-0.09C
CLAM[24]	Fe-8.94Cr-1.45W-0.44Mn-0.19V-0.15Ta-0.13C
INRAFM[25]	Fe-9.03Cr-1.39W-0.56Mn-0.24V-0.06Ta-0.06Si-0.126C

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现有RAFM钢的预期服役温度为325~550℃。当服役温度低于325℃时，在聚变反应堆50 dpa剂量中子辐照条件下，辐照诱导脆化/硬化会导致RAFM钢塑韧性的急剧降低；当工作温度高于550℃时，长期蠕变条件下RAFM钢会发生组织退化及性能软化，高温蠕变寿命不能满足服役要求[14]。为满足未来商用核聚变堆的高温高燃耗设计目标，需进一步提升RAFM钢在更高温度条件下的组织稳定性与力学性能，尤其是在温度高于600℃时的蠕变性能等。

此外，核聚变反应堆包层模块的制造不可避免地涉及RAFM钢之间的连接[27]。RAFM钢中的合金元素含量较高，在钨极惰性气体保护焊(tungsten inert gas welding，TIG welding)、电子束焊、激光焊等熔化焊接过程中，熔池金属的流动性较差，焊接接头各区域与母材间的成分、组织及性能之间存在较大差异，接头易出现焊缝区硬化、热影响区软化及冷裂纹等缺陷[28~30]。尤为关键的是，熔化焊接头在长期高温蠕变过程中会产生第IV类裂纹，导致提前蠕变断裂失效，其根本原因在于焊接接头处组织不均匀，蠕变裂纹在细晶热影响区和临界热影响区萌生[31]。RAFM钢固相连接方法有望克服上述不足，作为熔化焊方法的有益补充，提升包层模块的均质制造水平。

2 RAFM钢的合金化原理及组织设计思路

2.1 RAFM钢合金成分优化

RAFM钢在以T/P91钢为代表的(9%~12%)Cr (质量分数)铁素体耐热钢的基础上发展而来，由于核聚变堆包层模块对材料低活化的要求，采用以W替代Mo，以Ta替代Nb，同时严控Co、Al等的合金设计思路。在保证热强性和抗氧化腐蚀性与(9%~12%)Cr铁素体耐热钢相当的前提下，尽可能降低RAFM钢的辐照活性。

与(9%~12%)Cr铁素体耐热钢相似，RAFM钢中含量最高的合金元素为Cr (7.5%~9.5%，质量分数)，其主要作用为在钢材表面形成致密的Cr2O3或Fe3O4·Cr2O3膜[32]，以达到在高温服役过程中的抗氧化腐蚀性能。此外，Cr易与C形成Cr23C6沉淀相[33]，可实现对晶界及位错的有效钉扎，以沉淀强化形式提升钢材的热强性。然而，晶界处析出的大量Cr23C6相可能会导致晶界处Cr贫化，劣化晶界抗腐蚀性[34]。值得注意的是，Cr为一种铁素体稳定化元素，会扩大合金平衡相图中的铁素体相区，导致奥氏体相区缩小。当Cr含量过高时，会导致大量块状高温δ铁素体的出现，从而显著劣化钢材的冲击韧性和高温蠕变强度[32]。

W同样是RAFM钢中含量较高的合金元素，一般来说含量为1%~2% (质量分数)。W原子以置换固溶的方式存在于Fe晶格之中，通过固溶强化效应提升其热强性。此外，W组元还能一定程度降低原始奥氏体晶粒尺寸和马氏体板条宽度，细化晶界及晶内沉淀相[33]。高温蠕变时W组元含量的增加能延缓RAFM钢中马氏体板条的粗化及等轴再结晶铁素体晶粒的形成，有效维持组织稳定性[25]。如图1[35,36]所示，随着W组元含量(质量分数)从1%逐渐增加至2%，RAFM钢不同温度下屈服强度和抗拉强度、550℃下的蠕变断裂寿命均得以提升。与Cr类似，W同样作为一种铁素体稳定化元素，过量添加可能会导致块状δ铁素体生成。此外，值得注意的是，在长期时效或蠕变过程中，W会与Fe形成粗大的Fe2W型Laves相，一般认为粗大Laves相是蠕变断裂失效的关键因素[37]。

图1

图1   W含量对RAFM钢不同温度下力学性能的影响[35,36]

Fig.1   Effects of W content on the mechanical properties of RAFM steels at different temperatures(a) yield stress and ultimate tensile strength[35](b) creep rupture life[36]

C是大部分钢铁材料中必不可少的合金元素，能以固溶强化及沉淀强化的方式有效提升钢的强度。RAFM钢中C含量一般为0.1% (质量分数)左右，它主要与Cr、Fe等形成M23C6相(M = Fe、Cr)，提升钢材的沉淀强化效果[38]。更为重要的是，C、N与V、Ta形成高热稳定性的纳米级碳氮化物(统称为MX相)，是提升RAFM钢高温抗蠕变性能的关键[39]。有研究[40]表明，RAFM钢高温蠕变时M23C6相的粗化速率远远高于MX相，从而前者对热强性的贡献显著低于MX相。2003年Taneike等[34]提出通过降低9%Cr铁素体耐热钢中C组元含量来抑制M23C6相生成，同时提升MX相的强化效果，实现了钢材高温抗蠕变性能大幅提升。当C组元含量较低时，通过在RAFM钢中添加强MX形成元素Ta，虽然其室温强度及高应力短时蠕变寿命相对较低，但是其高温强度及低应力长期蠕变寿命显著提升[41]。值得注意的是，C是一种强奥氏体稳定化元素，当C组元含量过低时，奥氏体相区显著缩小，δ铁素体形成倾向显著增加。

V、Ta均为RAFM钢中重要的沉淀强化元素，可与C结合形成纳米级MX相，提升RAFM钢的高温蠕变断裂强度[42]。Ta作为一种强碳化物形成元素，可通过消耗基体中的C来降低钢材组织中的M23C6相长大速率，实现M23C6相的细化[43]。此外，由于TaC相的热稳定性极高，在一般正火温度下未能完全溶解于基体，此种未溶的“一次”TaC相可通过对奥氏体晶界的钉扎，促进组织细化。然而，当Ta组元添加量过高时(> 0.1%，质量分数)，RAFM钢的高温抗蠕变性能劣化。Ta组元含量过高可导致未溶“一次”TaC相过于稳定和粗大，影响后续回火过程中弥散细小的“二次”TaC相析出，而后者是维持RAFM钢高温蠕变过程中组织稳定性的关键[36]。

2.2 RAFM钢组织设计思路

与传统高铬铁素体耐热钢相类似，RAFM钢的主要强化机制为固溶强化、位错强化、沉淀强化和(亚)晶界强化等[44,45]。其中固溶强化机制与合金成分密切相关，决定着RAFM钢对外加应力的本征抗性；由于高温服役环境下RAFM钢组织中的缠结位错将发生回复，单纯的位错强化效果可能不稳定，但是沉淀强化与晶界强化可有效钉扎位错，延缓位错回复，起到复合强化的效果。因此，沉淀强化和(亚)晶界强化是RAFM钢最主要的强化机制。

RAFM钢的室温组织主要为回火板条马氏体，其组织特征如图2所示，主要由原始奥氏体晶粒内马氏体板条组成的亚晶粒、沿(亚)晶界和马氏体板条内部析出的碳化物(如M23C6、MX)组成。其中M23C6相多在原始奥氏体晶界或马氏体板条界析出，由于晶界处原子扩散速率快，M23C6相的粗化速率较高，钉扎晶界作用减弱，服役过程中与基体产生较大的当量应变，促进蠕变孔洞的形成，劣化高温服役性能[18]；而马氏体板条内部高热稳定的细小MX相主要起沉淀强化作用。细密的马氏体板条界可通过降低有效应力来提高蠕变强度[46]，还可作为缺陷阱吸收中子辐照诱发的点缺陷，改善钢材的抗辐照性能[47]。因此，如何针对RAFM钢组织中的亚晶结构和碳化物的种类、数量及分布进行调控，是进一步提高其热强性的关键。

图2

图2   RAFM钢的组织特征示意图

Fig.2   Schematic for microstructure characteristics of RAFM steels

3 RAFM钢相变行为与组织调控

3.1 RAFM钢的相变行为

RAFM钢的标准热处理工艺为正火+回火，在正火加热过程中发生奥氏体化，随后的冷却过程中形成马氏体，并通过回火处理稳定组织，析出沉淀相颗粒。由于RAFM钢中Cr、W等合金元素含量较高，因此在正火空冷条件下依然能够发生完全马氏体转变[32]。研究[48]表明，即使在冷速仅为5℃/min条件下，RAFM钢中的过冷奥氏体仍然能够全部转变为马氏体。

奥氏体化是RAFM钢热处理过程的第一步，奥氏体相变过程对最终微观组织和力学性能有重要影响。正火温度过低或时间过短，将会导致碳化物无法充分溶解，且合金元素在基体中分布不均；当正火温度过高或时间过长，会造成奥氏体晶粒异常长大，甚至导致δ铁素体含量增加[46]。研究[49]表明，沉淀相的动态溶解过程会显著影响奥氏体相变动力学过程，它主要由C原子扩散所控制。在RAFM钢组织中，TaC等高热稳定性MX沉淀相的溶解亦会显著影响RAFM钢的奥氏体相变行为[50]，随着Ta组元含量增加，奥氏体相变开始温度和结束温度均被推迟，且相变所需时间略有延长，说明奥氏体化进程受到阻碍[50]。采用JMAK (Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov)动力学模型[51]分析表明，RAFM钢奥氏体相变动力学受未溶TaC相的动态溶解控制，Ta组元含量的增加阻碍了由原子扩散控制的奥氏体界面迁移过程[50]。

RAFM钢正火后冷却时将发生由奥氏体到板条马氏体的转变，马氏体相变行为对服役组织和性能的影响较大。早期高铬铁素体耐热钢的马氏体相变行为的研究发现，马氏体相变动力学曲线上存在非连续转变现象(或马氏体相变分裂现象)，其转变后室温组织中出现2类宽度不同的板条马氏体[52,53]，该现象亦在RAFM钢正火冷却过程中观察到[54]。迄今为止马氏体非连续转变机制仍然存在诸多争议，有研究[52]认为其受控于过冷奥氏体中针状M3C相的析出对浓度场的影响，也有学者[55~57]指出该现象与纯Fe和固溶型铁基合金块状相变过程观察到的多峰不连续转变动力学过程相似，为自催化形核效应与过冷奥氏体中应变能积累共同作用的结果[58]。

最近，Mao等[59]提出一种新的观点，认为RAFM钢奥氏体晶粒间应力传递效应对马氏体非连续转变影响较小，原始奥氏体组织中存在的退火孪晶导致了马氏体非连续转变现象的出现，在此基础上给出了板条马氏体转变的局域应力场作用机制。图3[59]为RAFM钢在不同冷速条件下的马氏体生成速率曲线，其中马氏体相变速率大小和转变速率峰的数目随冷却速率的不同而差异明显：随着冷却速率的增加，马氏体生成速率增大，马氏体转变速率峰数目减少。由此说明RAFM钢的马氏体相变行为对冷速非常敏感，当冷速较低时，马氏体转变速率曲线上呈现多个相变速率峰，即发生了马氏体非连续转变。根据图4中激光共聚焦显微镜原位观察结果，在马氏体转变开始之前，奥氏体中存在退火孪晶，马氏体转变首先在过冷奥氏体非孪晶区中发生，而孪晶区中的马氏体在相变末期才开始形成。进一步的电子背散射衍射(EBSD)晶粒重构分析结构可知，不同的相邻相变速率峰分别对应于原始奥氏体中孪晶区和非孪晶区中的马氏体转变，这主要归因于奥氏体孪晶区和非孪晶区中局域应力场的不同。原始奥氏体非孪晶区中层错及位错等缺陷多于孪晶区，因此在冷却过程中马氏体优先在非孪晶区处形核，并由于自催化形核效应的影响导致该处的马氏体爆发式转变，从而在相变动力学曲线上呈现出转变峰特征。

图3

图3   不同冷却速率下RAFM钢板条马氏体相变速率(df / dt)随温度的变化[59]

(a) 15oC/min (b) 5oC/min (c) 1oC /min

Fig.3   Relationship between the lath martensite formation rate (df / dt) and temperature upon the different cooling rates in a RAFM steel[59]

图4

图4   含0.1%C的RAFM钢5℃/min冷却时不同阶段的激光共聚焦显微镜照片与马氏体相变曲线

Fig.4   Images of laser scanning confocal microscopy in the RAFM steel containing 0.1%C and the corresponding martensitic transformation curve with a cooling rate of 5oC/min applied

3.2 RAFM钢组织中的沉淀相演变

RAFM钢组织中主要有M23C6型和MX型碳化物，一般在正火后的回火阶段析出[60]。如图5所示，M23C6相的成分为(Cr, Fe)23C6，常在(亚)晶界及晶内析出；MX相为V、Ta等的碳氮化物，多位于位错处。2者通过对(亚)晶界和位错的钉扎，有效阻碍了服役过程回复与再结晶的发生，延缓了钢材性能退化进程[61]。RAFM钢高温时效研究结果表明，晶界处的M23C6相的粗化速率明显高于晶内析出的M23C6相[62]。MX相的热稳定性随组成元素的不同而存在差别，如TaC的热稳定性在高温时效、蠕变或离子辐照条件下均显著高于VN和TaN[63]。此外，富Ti的MX相能够有效细化奥氏体晶粒，并抑制尺寸较大的M23C6相析出，能够有效提升RAFM钢的高温力学性能[64]。

图5

图5   RAFM钢正火+回火后的TEM明场像和高角环形暗场STEM像

Fig.5   Bright field TEM (a) and HAADF-STEM (b) images of a RAFM steel after normalizing and tempering

一般来说，RAFM钢服役时高热稳定性MX相在维持组织稳定、延缓性能退化方面的贡献高于M23C6相。减少M23C6相析出、尽可能促进MX相形成是RAFM钢组织优化的可能方向。然而，主要在(亚)晶界析出的M23C6相通过对(亚)晶界的钉扎来阻碍再结晶时晶界的迁移，从而改善晶界强化效果。倘若完全抑制M23C6相的析出可能会导致晶界失去第二相钉扎，从而加速板条回复及再结晶过程。研究[65]表明，M23C6相在回火阶段的析出要早于MX相，优先占据了晶界等高能量缺陷处，使得MX相只能在位错处析出。通过降低C含量，M23C6相析出数量大为减少，无法占据全部的晶界形核位置，则MX相会优先在晶界处形核，当晶界析出位置被填满后，剩余的MX相才会选择在位错线上析出[66,67]。Zhou等[68]开发的低碳型钢种(0.06%C)，其高温蠕变性能显著高于类似成分铁素体耐热钢(约0.1%C)。

粗大Laves相(一般为Fe2W形式)的析出被认为是RAFM钢蠕变断裂失效的关键因素[69]。在RAFM钢高温长期蠕变过程中，由于(亚)晶界处粗大Fe2W型Laves相的析出[70]，引起应力集中，造成蠕变断裂失效[71]。Laves相倾向于在富Cr的M23C6相附近形核[72]，意味着Cr浓度对于Laves相的析出影响显著。Isik等[73]指出，Mo、Si和P在M23C6相附近的富集，可促进Laves相在此处优先形核。受实验条件的限制，第一性原理被广泛用于高剂量中子辐照条件下的金属结构材料的组织演变过程模拟[13,74,75]，近期关于RAFM钢组织中C14型Fe2W Laves相的第一性原理计算结果[76]表明，Cr元素能降低Laves相的Gibbs自由能。此外，Laves相中固溶Cr含量的增加会导致Laves相的理论拉伸强度下降，而辐照作用下He的注入会导致Laves相的理论拉伸强度进一步降低，该方面的研究有待进一步的实验验证。

3.3 RAFM钢性能变化的微观机制

如前文所述，RAFM钢的强化机制主要有固溶强化、位错强化、沉淀强化和(亚)晶界强化等。不同强化机制对RAFM钢室温屈服强度(σs)的贡献可由下式来确定[77]：

${?}_{\mathrm{s}}={?}_{\mathrm{0}}+{?}_{\mathrm{S}\mathrm{S}}+{?}_{\mathrm{G}\mathrm{B}}+({?}_{?}^{\mathrm{2}}+{?}_{\mathrm{P}}^{\mathrm{2}}{)}^{\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}$(1)

式中，σ0为Peierls-Nabarro应力，σSS为固溶强化应力，σGB为晶界强化应力，σρ为位错强化应力，σP为沉淀强化应力。

σ0代表纯金属的本征强度，是由晶格摩擦引起的变形阻力，可由下式给出[77]：

${?}_{\mathrm{0}}=\frac{\mathrm{2}??}{\mathrm{1}-?}\mathrm{e}\mathrm{x}\mathrm{p}\left(-\frac{\mathrm{2}\mathrm{\pi }?}{?(\mathrm{1}-?)}\right)$(2)

式中，μ为剪切模量，取84 GPa[78]；ν为Poisson比，取0.3[78]；M为Taylor因子，取3[79]；b为Burgers矢量模，取0.25 nm[79]；a为纯Fe的晶格常数，取0.287 nm[80]。

σSS可由下式给出[77]：

${?}_{\mathrm{S}\mathrm{S}}=\sum {?}_{?}{?}_{?}^{?}$(3)

式中，Ki为元素i的硬化常数；Ci为元素i的原子分数；Z为固溶强化指数，对于置换型固溶元素，取3/4[81]。由于RAFM钢中存在强碳化物形成元素Ta和V等，因此忽略C对固溶强化的贡献，仅需考虑Cr及W的固溶强化效果即可。Cr和W的硬化常数分别取值9.95 MPa·%-3/4和75.79 MPa·%-3/4[77,82]。

σGB可由Hall-Petch公式表示[83]：

${?}_{\mathrm{G}\mathrm{B}}=\frac{\mathrm{300}}{\sqrt[]{{?}_{\mathrm{b}\mathrm{l}\mathrm{o}\mathrm{c}\mathrm{k}}}}$(4)

式中，dblock为马氏体板条块的平均尺寸。

σρ由Taylor公式给出[84]：

${?}_{?}=\mathrm{0.25}???\sqrt[]{?}$(5)

式中，ρ为位错密度。

σP的贡献由Orowan-Ashby公式给出[85]：

${?}_{\mathrm{P}}=\mathrm{0.26}\frac{??}{{?}_{\mathrm{p}}}{?}_{\mathrm{p}}^{\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}\mathrm{l}\mathrm{n}\left(\frac{{?}_{\mathrm{p}}}{?}\right)$(6)

式中，fP为沉淀相的体积分数，rP为沉淀相的颗粒半径。

采用上述方法对不同温度(1000和1050℃)正火后的RAFM钢室温屈服强度进行了计算[86]，结果如图6[86]所示，计算得到的预测结果与实验值吻合较好。不同强化机制中贡献最大的为位错沉淀交互强化，这说明M23C6及MX等沉淀相对位错的钉扎对于提升钢材的室温强度最为关键。然而应当注意到，计算值与实测值的变化趋势相反，这可能与RAFM钢中发生了动态应变时效行为有关[87]。

图6

图6   不同热处理状态下RAFM钢的室温屈服强度实测值与计算值对比[86]

Fig.6   Comparisons between the experimental and calculated yield strengths at room temperature of a RAFM steel under the different heat treatments (N&T 1—normalzing at 1000oC for 30 min and tempering at 750oC for 90 min, N&T 2—normalzing at 1050oC for 30 min and tempering at 750oC for 90 min)[86]

RAFM钢中的位错被溶质原子吸引，位错移动受限，导致塑性变形能力下降，这种现象称为动态应变时效[88]。如图7[87]所示，当温度在300~500℃时，RAFM钢中的应变时效现象对位错移动的阻碍更为明显，体现为塑性的降低。图8[87]给出了室温及300℃下拉伸变形过程的位错分布情况。在室温拉伸变形过程中，溶质原子对可动位错的吸附和拖曳作用较小，大量位错滑移到(亚)晶界处，形成位错缠结；而在300℃拉伸变形过程中，溶质原子与位错的交互作用显著增强，位错无法顺利移动到(亚)晶界处，而是以位错“崩发”增殖的方式进行塑性变形，表现为在(亚)晶界处没有大量的位错缠结，而是倾向于均匀分布于基体内。由此可见，动态应变时效的本质在于溶质原子对位错的吸附和拖曳，而式(5)中对于位错强化贡献的计算并未考虑动态应变时效效应，这导致图6中屈服强度计算值与实测值间存在一定的偏差。

图7

图7   RAFM钢的拉伸强度、屈服强度及延伸率随温度的变化[87]

Fig.7   Tensile stress, yield stress, and total elongation of a RAFM steel as a function of temperature[87]

图8

图8   RAFM钢在不同温度下塑性变形后位错分布的TEM像[87]

(a) room temperature (b) 300oC

Fig.8   TEM images for dislocation distribution of a RAFM steel after plastic deformation at the different temperatures[87]

RAFM钢高温服役时的力学性能会随着组织回复、再结晶的进程发生退化。随着高温蠕变时间的延长，组织中亚晶粒尺寸不断增大，位错密度逐渐降低[44]。蠕变前期，亚晶粒尺寸随着蠕变应变的增加不断增加，并最终趋于一个稳定值。亚晶粒尺寸(λS)与蠕变应变(ε)存在如下关系[89]：

$\frac{{?}_{\mathrm{S}}-{?}_{\mathrm{S}\mathrm{0}}}{{?}_{\mathrm{S}}^{*}-{?}_{\mathrm{S}\mathrm{0}}}=??$(7)

式中，$?$S0与${?}_{\mathrm{S}}^{*}$分别为初始及稳态亚晶粒尺寸，A为与蠕变条件无关的材料常数。此外，Blum与G?tz[90]提出亚晶粒尺寸或自由位错密度间距(x)与ε满足如下关系：

$\mathrm{l}\mathrm{n}?=\mathrm{l}\mathrm{n}{?}^{*}+\mathrm{l}\mathrm{n}\frac{{?}_{\mathrm{0}}}{{?}^{*}}\mathrm{e}\mathrm{x}\mathrm{p}\left(-\frac{?}{?({?}_{\mathrm{c}})}\right)$(8)

式中，x0与x*分别为初始及稳态亚晶粒尺寸或自由位错密度间距；k(σc)为依赖于蠕变应力(σc)的常数；${?}_{\mathrm{S}}^{*}$及自由位错密度(${?}_{\mathrm{f}}^{*}$)可分别由下2式给出[91,92]：

${?}_{\mathrm{S}}^{*}=\mathrm{10}??/{?}_{\mathrm{c}}$(9)${?}_{\mathrm{f}}^{*}={(\frac{{?}_{\mathrm{c}}}{\mathrm{0.5}???})}^{\mathrm{2}}$(10)

由此可以看出，RAFM钢蠕变过程中晶界与位错密度的降低导致蠕变变形量的增加，并最终造成蠕变失效。如前所述，第二相粒子对晶界及位错的钉扎能够延缓组织回复速率，有效提升RAFM钢的热强性[93]。但是第二相粒子同样会随着蠕变进行发生粗化及溶解，从而失去对晶界及位错的钉扎作用[94]。沉淀相的粗化行为可用Ostwald熟化公式表示[44]：

${?}_{\mathrm{p}}^{?}-{?}_{\mathrm{0}}^{?}={?}_{\mathrm{d}}?$(11)

式中，d0与dp分别为初始时刻和t时刻的沉淀相平均半径；指数n取决于粗化机制，平面扩散控制粗化时n = 2，体扩散控制粗化时n = 3，晶界扩散控制粗化时n = 4，管道扩散控制粗化时n = 5；Kd为常数，由下式给出[44]：

${?}_{\mathrm{d}}=\frac{\mathrm{8}?({?}_{\mathrm{m}}^{?}{)}^{\mathrm{2}}{?}_{?}^{?}{?}_{?}^{?/?}}{\mathrm{9}??{?}_{\mathrm{m}}^{?}({?}_{?}^{?}-{?}_{?}^{?})}$(12)

式中，γ为沉淀相颗粒的界面能；${?}_{\mathrm{m}}^{?}$与${?}_{\mathrm{m}}^{?}$分别为基体与沉淀相的单位摩尔体积；${?}_{?}^{?}$为M原子在基体中的扩散系数；${?}_{?}^{?}$、${?}_{?}^{?}$与${?}_{?}^{?/?}$分别为M原子在基体、沉淀相及2者界面处的平衡摩尔分数；R为气体常数；T为热力学温度。

由上式可以看出，沉淀相粗化控制的关键因素为${?}_{?}^{?}$与${?}_{?}^{?/?}$，2者的数值越小，沉淀相粗化速率越低。以M23C6与MX沉淀相为例，V、Ta等MX形成元素在基体和界面处的最大固溶度显著低于Cr等M23C6形成元素，因此MX相的粗化速率显著低于M23C6相。此外，通过W等合金元素的添加，能有效降低其他合金元素的自扩散系数，从而延缓沉淀相的粗化过程。

3.4 RAFM钢组织调控方法

RAFM钢的常规热处理方法为正火+高温回火。为进一步提高其热强性，研究者们开发了多种组织调控方法，以提升沉淀强化、晶界强化及位错强化效果。最常用的方式是通过在室温或高温下施加塑性变形，包括形变热处理[95](thermo-mechanical treatment processing，TMTP)、等通道弯角挤压[96](equal channel angular extrusion，ECAE)、剧烈塑性变形[97](severe plastic deformation，SPD)、表面机械研磨[98]等工艺，可增加钢中缺陷密度，细化晶粒，并促进沉淀相的形核率。如Samant等[99]采用正火、温轧与再回火的方式，促使钢中的碳化物弥散析出，提高了其室温强度与断裂韧性。Song等[100]总结了不同工艺下钢材的强度塑性分布图，如图9[100]所示。可以看出，强度与塑性存在倒置关系，但是可以选择合适的工艺路径以获得期望的显微组织及相应的强塑性匹配。

图9

图9   不同工艺路线下T91高铬铁素体钢的强度随均匀变形延伸率和断后延伸率的变化[100]

Fig.9   Summaries of yield strength-uniform elongation (a) and yield strength-elongation to failure (b) maps for T91 steel subjected to various types of processing (HT—annealing, WQ—water quenching, ECAE—equal channel angular extrusion)[100]

Prakash等[101]在亚稳奥氏体温区(700℃)对RAFM钢进行了热轧，获得了包含大量位错和细小弥散的M23C6相及MX相的板条马氏体组织，高温蠕变性能大幅提升。Mao等[102]研究了中温(550℃)轧制及后续回火工艺对RAFM钢组织与性能的影响，发现中温轧制+两步回火工艺能诱导大量细小M23C6碳化物在亚晶界处析出(图10c和f)，从而能够获得较好的强韧性匹配。

图10

图10   不同轧制与回火工艺下RAFM钢试样的TEM像

(a, d) without rolling (b, e) rolling at 550oC with a deformation reduction of 60% and tempering at 750oC for 1.5 h (c, f) rolling at 550oC with a deformation reduction of 60% and tempering at 650oC for 5 h, and then tempering at 750oC for 1.5 h

Fig.10   TEM images of the RAFM steel sample after rolling and tempering with the different conditions for twin-jet electropolishing samples (a-c) and extraction replica samples (d-f)

Chun等[103]开发了RAFM钢的热轧+冷轧两步轧制工艺，发现轧制试样的拉伸性能与短时蠕变性能均有显著提升，但是冷轧导致马氏体板条回复速率加快，对RAFM钢的持久性能不利。Abe[104]的研究同样发现，冷轧能够显著提高钢材组织中的位错密度，但是在蠕变过程中冷轧形成的位错胞的迁移和回复速率较快，导致加速蠕变变形先于标准的淬火+回火试样。Kozikowski等[105]采用室温下多步液压挤压方法成功制备了纳米结构的EUROFER97钢，其屈服强度和抗拉强度显著提高。然而，该工艺显著降低了钢材的塑性，且强度随温度升高而衰减的速率比常规工艺快，表明室温下挤压诱导的纳米结构是亚稳的。此外，Liu等[106]也指出，虽然轧制能够有效细化高铬铁素体钢的马氏体板条，但是由于残余应力的增加和组织回复激活能的降低，轧后组织的热稳定性较低，在轧后回火过程中易发生组织回复与再结晶。以上结果均说明，室温下对RAFM钢施加塑性变形，虽然能够有效提升缺陷密度，提高室温强度，但是这种组织结构稳定性较差，组织回复和再结晶速率较快，可能导致蠕变性能的降低。

临界热处理是钢铁材料的一种常见的复相组织调控方法，已在低合金高强度钢中得到了广泛研究与应用[107~109]。RAFM钢的室温组织主要为单一的板条马氏体，很难通过常规热处理手段获得复相组织。此外，复相组织是否有益于RAFM钢的高温服役性能尚无定论。已有研究[110]表明，高铬铁素体钢在中温区间(400~550℃)保温，可获得一定数量的贝氏体，采用临界热处理工艺获得RAFM钢的复相组织存在一定可能。He等[111]开发了RAFM钢的临界区等温停留工艺，从而得到了马氏体-贝氏体复相组织，得益于贝氏体中相对较低的位错密度和较高的亚晶界密度，塑性和韧性有显著提升，而强度略有下降。Wang等[112]在RAFM钢热力学计算的指导下设计了一种形变热处理结合临界热处理的新工艺，有效实现了沉淀相及基体组织的细化(如图11[112]所示)，使钢的韧性大幅提高。Liu等[113]采用N合金化并结合临界热处理的方法，使MX相颗粒及亚晶界数量密度增加，从而提高了RAFM钢在高应力下的高温蠕变寿命。上述研究结果表明，临界热处理能够实现RAFM钢的复相组织调控，显著提升了塑韧性等常规力学性能，但其在高温长期服役条件下的组织稳定性及蠕变性能尚未见报道。

图11

图11   RAFM钢工艺路线与组织设计示意图[112]

Fig.11   Schematic diagram for processing routes and microstructural design of a RAFM steel[112]

4 RAFM钢固相连接工艺

RAFM钢的可靠连接技术是核聚变反应堆包层模块制造的关键所在。RAFM钢熔化焊工艺在焊接过程中会使母材熔化形成熔池，焊后经历非平衡凝固过程，接头处组织与性能存在较大差异，残余应力集中，往往成为大型构件的薄弱环节。更为重要的是，大量研究结果[31,114~116]表明，高铬铁素体钢熔化焊接头在高温长期蠕变过程中的第IV类断裂失效行为无法避免，导致接头的蠕变寿命远低于母材。通过合理的焊后热处理工艺可以从一定程度上改善上述问题，但不能完全避免。因此，以扩散连接及搅拌摩擦焊为代表的固相连接技术由于具有焊接温度低于母材熔点、适合面接封闭焊缝的焊接、尺寸装配精度高等突出优点[117~119]，有望成为熔化焊技术的有益补充，应用于RAFM钢构件的连接。需要指出的是，早期的ITER实验包层模块制造就是采用真空扩散连接完成制造的。

4.1 RAFM钢的扩散连接

扩散连接工艺是将2个或2个以上的固相材料在高温下施加压力使接触界面发生微观塑性变形，并经原子相互扩散而形成牢固冶金结合的一种固相连接工艺[117]。扩散连接过程中的峰值温度低于母材熔点，形成的接头无宏观变形，且残余应力较小。根据界面两侧母材成分不同，可将扩散连接分为同种材料扩散连接和异种材料扩散连接；根据接触界面处是否有异质夹层，可分为直接扩散连接和添加中间层的间接扩散连接；根据中间层是否熔化，可分为完全固相扩散连接和瞬时液相(transient liquid phase，TLP)扩散连接；根据焊接气氛的不同，可分为真空扩散连接和保护气氛下的扩散连接。

不添加中间层的直接扩散连接过程主要分为如下几个步骤[120]：母材接触界面在微观上是凹凸不平的，在外加载荷作用下接触部位迅速发生塑性变形，界面处孔隙形成；在温度和压力作用下，接触界面发生局部蠕变变形和晶界迁移，导致孔洞收缩；随着保温时间的延长，原子在界面处充分扩散，从而消除孔隙并形成冶金结合。

Cardella等[121]率先开展了EUROFER97钢的扩散连接实验，结果表明接头界面结合质量良好，焊接接头的室温冲击韧性及韧脆转变温度与母材相当。RAFM钢的直接扩散连接接头组织特征如图12所示。扩散连接界面处不存在熔化焊接头中的焊缝区和热影响区，接头区域几乎不可分辨，为均匀细小的板条马氏体组织[122]。由于扩散连接过程中持续存在压应力，增加了焊后冷却阶段过冷奥氏体的稳定性，组织中会有一定量的残留奥氏体；经过焊后热处理，残余奥氏体发生分解，大量沉淀相颗粒析出，进一步提升了接头的力学性能。扩散连接温度、压力及时间均对RAFM钢接头的界面结合行为有重要影响[123]。提高扩散连接温度和压力、延长连接时间，均有助于接头界面处孔洞闭合，提高界面结合质量，但也有可能导致接头晶粒组织粗大，并使试样发生宏观变形，影响工件的力学性能和尺寸精度。连接界面处的表面状态对RAFM钢扩散连接接头组织和性能同样有重要作用。Li等[124]采用手工研磨、磨削和车削等方法对RAFM钢表面进行了预处理。结果表明，虽然手工研磨获得试件的表面粗糙度较小，但是其扩散连接接头拉伸强度较低，接头的力学性能主要与表面清洁度有关，而与表面粗糙度无关。

图12

图12   RAFM钢扩散连接接头组织的OM像和TEM像

Fig.12   OM (a) and TEM (b) images of the diffusion bonded joint of a RAFM steel

为提高界面结合质量、降低扩散连接温度或压力，可采用添加中间层的方法来进行RAFM钢的扩散连接。Gao等[125]采用电沉积方法在RAFM钢连接界面处引入Ni层，高延展性的Ni层有效承载了扩散连接压应力，避免了母材变形，经焊后热处理，Ni层中分布大量的位错及M23C6沉淀相(如图13[125]所示)。采用低熔点合金作为中间层，在扩散连接过程中中间层发生熔化从而与两侧母材形成牢固冶金结合，即瞬时液相扩散连接，其原理如图14[126]所示。TLP连接工艺可在低于直接扩散连接的温度和压力下实施[127]。目前已有研究者开展了RAFM钢TLP连接工艺的尝试，如Zhou等[126]采用镍基中间层、Li等[128]采用铁基中间层，均实现了RAFM钢的可靠连接，接头的常规力学性能与母材相当。需要指出的是，异质中间层的引入是否会对构件的高温服役性能产生影响仍然有待研究。

图13

图13   使用电沉积Ni中间层的RAFM钢扩散连接接头焊后热处理前后的TEM像[125]

Fig.13   TEM images of the diffusion bonded joints of a RAFM steel with an electrodeposited Ni interlayer before (a) and after (b) postweld heat treatment[125]

图14

图14   RAFM钢瞬时液相(TLP)连接工艺原理示意图[126]

(a) initial state (b) base material austenitizing (c) base material melting (d) final state

Fig.14   Process during transient liquid phase (TLP) bonding of RAFM steels[126]

扩散连接的一个重要优点在于异种材料间的连接性能较好，特别是针对熔点差异较大、很难采用熔化焊进行连接的材料。化雨等[129]采用直接扩散连接的方式成功实现了RAFM钢和奥氏体钢的冶金结合，连接界面析出细小弥散的MX及M23C6相。由于变形储存能的差异和位错滑移的相互作用，在连接界面处发生动态再结晶形成细小晶粒，最终演化成锯齿状的界面结合形态。RAFM钢与ODS钢之间的扩散连接无需添加中间层便可以获得高质量的接头[130,131]。化学成分、物理性质或力学性能相差较大的材料之间的扩散连接一般需要采用添加中间层的方式。大量研究者开展了RAFM钢与第一壁材料W之间的扩散连接工艺探索，包括采用Ni[132,133]、Ti[134]、Nb[135]、V[136]中间层等方式，但是由于2种母材之间的化学成分、热膨胀系数及力学性能相差较大，导致扩散连接界面残余应力集中，无法完全避免脆性金属间化合物的形成，因此接头界面结合质量不易控制，且焊缝区的塑性和韧性较低。

需要指出的是，与熔化焊技术相比，扩散连接的工艺实施需要在真空扩散连接设备中进行，工件尺寸受限于扩散连接设备真空室的大小，且无法在工程现场进行连接操作，因此并无法完全取代熔化焊技术，只能作为后者的有益补充。

4.2 RAFM钢搅拌摩擦焊工艺

搅拌摩擦焊(friction stir welding，FSW)是利用摩擦热和塑性变形热作为焊接热源，使焊接部位材料温度升高而发生软化，在固相状态下实现可靠冶金连接，特别适用于高强度铝合金及其他传统熔焊难以焊接的合金的连接[137]。在搅拌摩擦焊接过程中，焊缝区金属在高温下经历强烈的塑性变形，产生细小的等轴再结晶晶粒，通过优化焊接参数可显著提高接头的力学性能。由于钢铁材料的熔点和软化温度远高于铝合金，因此采用FSW工艺进行钢铁的连接相对困难，一般需要选择立方氮化硼、W-Re合金等高硬材料作为搅拌头工具[138]，其价格较昂贵且使用寿命偏短，导致FSW工艺成本远高于熔化焊技术。此外，搅拌摩擦焊对于复杂弯曲焊缝成形能力存在明显不足。因此，从工程和经济性考虑，RAFM钢的FSW技术并不能完全取代熔化焊工艺。

由于焊接热循环和剧烈塑性流变作用，FSW接头组织体现出独有的特征。RAFM钢的FSW接头组织主要分为母材区(base metal，BM)、搅拌区(stir zone，SZ)、热力影响区(thermo mechanical affected zone，TMAZ)和热影响区(heat affected zone，HAZ)[139]。在焊接过程中搅拌针周围的材料经历了剧烈的塑性变形和较高温度的焊接热循环，使搅拌区发生奥氏体化和动态再结晶，并在焊后冷却过程中发生马氏体转变，由于冷却速率较大，马氏体板条发生明显细化；热力影响区是在轴肩下且靠近搅拌针的区域，在焊接过程中经历了热塑性变形和材料流动，其组织主要由板条马氏体组成，但其尺寸大于搅拌区；热影响区仅经历了焊接热循环，且峰值温度一般低于加热时奥氏体转变开始温度(Ac1)，因此组织体现出典型的回火马氏体特征。与母材相比，搅拌区体现出良好的强塑性匹配，但冲击韧性略有下降[140]。

FSW工艺参数(搅拌针转速、焊接速率)、焊后热处理工艺等对焊缝成形及接头组织和性能存在显著影响。Hua等[141]开展了高铬铁素体钢的FSW实验研究，发现当搅拌针转速较低时，在接头前进侧焊缝底部存在“隧道型”体缺陷。Noh等[142]发现，FSW过程的热输入较低时，RAFM钢的接头搅拌区组织为等轴铁素体，而当热输入较高时，搅拌区为板条马氏体组织。Zhang等[139]的研究指出，热输入较低时，RAFM钢FSW接头搅拌区的热循环峰值温度较低，因此其组织可能为尺寸较小的板条马氏体，冲击韧性相对较高。由于FSW过程中的严重塑性变形和快速冷却，接头存在复杂的残余应力，导致冲击韧性和延展性降低，因此FSW的焊后热处理是必不可少的。Manugula等[143]研究了焊后热处理工艺对RAFM钢FSW接头组织和性能的影响，发现焊后回火处理导致搅拌区和热力影响区硬度显著降低，但是由于M23C6碳化物在晶界析出，使得接头的硬度分布仍然不完全均匀；在焊后正火+回火处理后，搅拌区和热力影响区组织为回火马氏体，沉淀相充分析出，接头硬度分布均匀，冲击韧性与母材相当。

RAFM钢FSW接头组织特征对其高温蠕变行为有着显著影响。有研究[144]表明，RAFM钢FSW接头的高温蠕变断裂萌生于前进侧的热影响区，该区域由于不完全再结晶、晶界处M23C6碳化物粗大等因素，导致蠕变孔洞在再结晶铁素体晶粒及M23C6碳化物附近形核并扩展。Cui等[145]的研究指出，RAFM钢FSW接头的临界热影响区由于长期蠕变导致粗大Laves相在M23C6碳化物周围析出，弱化M23C6碳化物对晶界的钉扎效应，并减弱固溶强化效应，导致蠕变裂纹在Laves相附近萌生直至发生蠕变断裂(如图15[145]所示)。研究[145]表明，RAFM钢FSW接头具有较好的抗蠕变性能，且其蠕变寿命对焊接参数较为敏感。在600℃、200 MPa的蠕变条件下，搅拌针转速为200 r/min时得到的焊接接头的蠕变断裂时间为1173.8 h，较搅拌针转速为400 r/min时焊接接头的蠕变断裂时间提高了约36%，说明降低热输入可显著改善RAFM钢FSW接头的抗蠕变性能，这表明搅拌摩擦焊接技术在RAFM钢连接中优势明显。

图15

图15   RAFM钢搅拌摩擦焊(FSW)接头临界热影响区中Laves相的TEM明场相、高角环形暗场像和能谱图[145]

(a) bright field TEM image (b) HAADF scanning image (c-f) EDX maps

Fig.15   Laves phase in intercritical heat affect zone of friction stir welding (FSW) of a RAFM steel[145]

5 结语与展望

高热强性RAFM钢及其固相焊接技术是聚变堆包层模块长期可靠安全服役的关键。

本文首先回顾介绍了RAFM钢的发展历程及合金化选取原则。RAFM钢是由传统的9Cr-1Mo等铁素体耐热钢发展而来，其组织特征、强化机理与后者有很大相似性，成分设计时，考虑到元素感生放射性的限制，应严格控制Co、Mo、Nb等活化元素的添加；由于粗大Laves相的析出会导致高温蠕变断裂失效，而W、Si和P易于在M23C6相附近富集、Laves相倾向于在富Cr的M23C6相附近形成，因此，所选取的Cr、W含量不宜过高，严控Si和P含量。

其次，总结了RAFM钢组织性能演变规律与组织设计思路。RAFM钢正火后冷却过程呈现不连续板条马氏体转变特征，其中马氏体相变速率和转变速率峰的数目随冷却速率的不同而差异明显：随着冷却速率的增加，马氏体生成速率增大，马氏体转变速率峰数目减少，其内在原因是原始奥氏体中的退火孪晶区与非孪晶区中局域应力场的差异。RAFM钢典型组织为回火马氏体板条，其内部为高密度位错及晶界和晶内析出的M23C6和MX沉淀相。高热稳定性的纳米MX颗粒与位错的交互作用是最主要的高温强化机制，在(亚)晶界析出的M23C6沉淀相可在一定程度上改善晶界强化的作用，因此，在组织调控时要特别注意M23C6与MX沉淀相的析出位置、尺寸和相对含量，从而确保RAFM钢热强性的进一步提高。

RAFM钢在中温区间出现塑性降低，发生了动态应变时效行为，其本质在于溶质原子对位错的吸附和拖曳。形变热处理可有效细化RAFM钢马氏体板条尺寸，促进纳米晶的形成，并通过晶内缺陷的引入增加第二相的形核率，提升晶界强化与沉淀强化效果，实现较好的强塑性匹配；但是形变热处理后组织稳定性较差，回复和再结晶速率较快。

最后就RAFM钢固相连接技术及其接头组织性能演变最新研究进展加以总结，指出以扩散连接和搅拌摩擦焊为代表的固相连接技术具有焊接温度低于母材熔点、适合面接封闭焊缝的焊接、尺寸装配精度高等突出优点，有望作为熔化焊技术的有益补充应用于RAFM钢构件的连接，有效避免服役过程熔焊接头中的细晶区发生第IV类断裂等问题。

RAFM钢的进一步发展需要重点关注基于成形与加工过程的高热强性组织设计与调控、高剂量中子辐照条件下组织演变与退化过程的实验和模拟研究等；其固相连接技术需聚焦固相连接接头组织演变对其高温抗蠕变性能的影响机制、工艺适配性和制造成本等问题，异种高温金属结构材料的固相连接技术是未来重要的发展方向。