铅铋堆候选结构材料的液态金属脆化行为研究进展综述

铅铋堆候选结构材料的液态金属脆化行为研究进展综述

1  引言

铅冷快堆（LFR）作为第四代核反应堆之一，因铅铋共晶合金（LBE）低熔点、高沸点及良好中子性能等优势而备受关注。但在高温LBE环境中，结构材料与液态金属的相容性问题——特别是液态金属脆化（LME）——会导致材料伸长率和疲劳寿命显著下降，直接威胁反应堆的安全性与可靠性。LME现象在350 ℃左右最为显著，其敏感性受材料种类、温度、应变速率、LBE含氧量及冶金状态等多种因素共同影响。

针对以上问题，北京科技大学的马国宝和钢铁研究总院有限公司特殊钢研究院的唐正焮、包汉生、何西扣等人在《特殊钢》期刊（2025年第 46 卷，第 4 期）上发表了名为“铅铋堆候选结构材料的液态金属脆化行为研究进展"的研究论文。该论文综述了铁素体/马氏体（F/M）钢、含Al铁素体钢、奥氏体钢及含Al奥氏体钢（AFA）在高温液态LBE中的LME行为，归纳了各影响因素的作用规律与机理，并对未来研究方向进行了展望。

2  F/M钢的LME行为

T91系F/M钢是目前铅铋堆研究最多的候选结构材料。SSRT试验显示，T91钢在350 ℃ LBE中伸长率显著下降，而抗拉强度和屈服强度基本不变，表现出典型的LME特征。350 ℃被普遍认为是LME最敏感的温度窗口。

有趣的是，T91钢的蠕变性能似乎不受LME直接影响。在450 ℃含氧LBE中，其蠕变断裂寿命甚至高于空气环境，这归因于低温下形成的保护性氧化膜。但在更高温度（≥500 ℃）下，LBE显著缩短蠕变断裂时间，断口虽未见解理或沿晶断裂特征，但表面腐蚀损伤及裂纹萌生促进作用不可忽视。

图1  T91钢在350 ℃ LBE和Ar中的工程应力-应变曲线（a），以及CLA16钢在550 ℃不同环境下的二次蠕变速率（b）

3  含Al铁素体钢的LME行为

FeCrAl合金在LBE中的研究虽有限，但结果一致表明其LME敏感性较高。Gong等系统研究了FeCrAl合金在150~500 ℃贫氧LBE中的LME敏感性，发现伸长率随温度变化呈明显的「塑性谷」，谷底位于350 ℃，与F/M钢类似。更关键的是，FeCrAl合金的LME敏感性比T91钢更强。

Al的合金化一方面降低了裂纹的位错迁移率，另一方面使表面氧化物更脆、更易开裂，从而促进LBE与基体的润湿。对比三种FeCrAl合金发现，Al含量较高的Fe10Cr6Al总伸长率损失最大，表明过量添加Al会加剧LME敏感性，应予以控制。

图2  350 ℃下Fe10Cr4Al（a）、Fe15Cr4Al（b）和Fe10Cr6Al（c）在氩气、贫氧和富氧LBE中的工程应力-应变曲线

4  奥氏体钢及AFA钢的LME行为

与F/M钢形成鲜明对比，奥氏体钢（如316L）在高温液态LBE中表现出较低的LME敏感性。SSRT试验和低周疲劳试验均未观察到LME导致的解理或沿晶断裂特征。Stergar等的研究甚至表明，辐照与LBE共同作用也未诱发316L钢的LME。

需要指出的是，虽然奥氏体钢LME敏感性低，但其在500 ℃以上LBE环境中的蠕变性能会显著下降，这并非LME所致，而是表面腐蚀驱动的损伤过程。对于含Al奥氏体钢（AFA），现有研究认为其LME敏感性总体较低，但AFA8钢在650 ℃时效后出现富W相沉淀，表现出一定的LME敏感性，说明AFA钢的长期稳定性仍需进一步验证。

图3  不同环境下辐照与未辐照316L材料的拉伸试验结果

5  LME的影响因素

5.1  温度

温度是影响LME的因素之一。F/M钢在LBE中的SSRT和疲劳试验显示，伸长率和疲劳寿命在200~500 ℃范围内出现「塑性谷」或「疲劳寿命谷」，谷底约350 ℃。这意味着LME在中间温度最为严重，而在低温和高温下敏感性均明显减弱。

关于「谷」的形成机制，学术界存在不同解释。谷左侧（低温侧）的形成与LBE润湿性和动态应变时效（DSA）有关：温度升高改善润湿性，促进LBE沿低角度晶界（LAGBs）吸附和偏析；而350 ℃附近的DSA可能增强液态金属敏感性。谷右侧（高温侧）则与材料韧性恢复有关，高温下韧性断裂主导，LME效应消失。另有观点认为高温下LBE与金属的脱附动力学增加，抑制了其与裂纹的紧密接触。

图4  9Cr1Mo钢在LBE及真空环境中疲劳寿命随温度的变化（a），T91钢疲劳断口形貌（b），以及150~450 ℃ LBE中疲劳裂纹的EBSD分析（c）

图5  T91钢在150~450 ℃ LBE中疲劳裂纹的纳米尺度分析：STEM和TKD图像（a），以及Pb-Bi原子在晶界处的不连续分布和有序Pb/Bi-Fe超结构（b）

5.2  氧浓度

LBE中的溶解氧浓度对LME敏感性有显著影响。饱和氧条件下T91钢的断裂能和疲劳寿命均高于贫氧条件，但两者之差随位移速率或应变速率的增加而减小。饱和氧虽能改善LME敏感性，但似乎不改变LME随温度变化的基本趋势——「疲劳寿命谷」依然存在。

从断口形貌看，不同氧浓度下试样均呈准解理断裂特征，但高氧浓度下存在多个裂纹萌生点，而低氧浓度下仅单个萌生点。Gong等据此提出了氧化膜在疲劳裂纹萌生阶段的三种行为模型：低应变范围下氧化膜保持完整，基体免受LBE侵蚀；中等应变范围下氧化膜损伤后氧原子扩散修复；高应变范围下氧化膜破裂，LBE渗入诱发LME。

图6  LBE中溶解氧浓度与LME敏感性的关系：不同含氧LBE中T91钢断裂能随位移速率的变化（a），饱和氧与低氧环境中应变速率和疲劳寿命曲线（b），以及疲劳寿命随温度的变化（c）

图7  T91钢在高氧浓度（a）和低氧浓度（b）LBE环境下的疲劳断口形貌，以及表面氧化作用诱发疲劳裂纹的三种机制示意图（c）

5.3  应变速率

应变速率对LME的影响存在竞争机制。低应变速率延长LBE与裂纹的润湿时间，促进LME；但同时增强氧化膜损伤修复能力。目前多数研究认为，无论氧浓度高低，随应变速率降低LME敏感性总体增加。然而，Gong团队在低周疲劳实验中发现，低应变幅条件下高氧环境中低应变速率反而提高疲劳寿命，这与Xue等在550 ℃饱和氧LBE中的观察结果相矛盾。争议的焦点在于氧化膜自修复与脆化进程的竞争边界条件，尚需进一步研究。

5.4  预暴露

预暴露条件对LME的影响取决于氧浓度。贫氧LBE预暴露会溶解表面氧化层，使液态金属直接润湿基体，显著增强LME敏感性。T91钢在贫氧LBE中预暴露后疲劳寿命明显降低，表面出现由LBE润湿导致的空腔。相反，富氧预暴露会在表面形成保护性氧化膜，阻止LBE与基体直接接触，Zhou等报道T91钢在饱和氧LBE中预暴露后总伸长率反而升高。但预暴露氧化膜的保护作用是否持久，仍需更多系统研究。

图8  T91 F/M钢在600 ℃贫氧LBE预暴露613 h后的SEM图像（a），470 ℃饱和氧LBE预暴露502 h后的SEM图像（b），以及不同条件下预暴露后T91钢的工程应力-应变曲线（c）

5.5  冶金状态

热处理工艺对F/M钢LME敏感性有显著影响。Long等发现，随着回火温度降低，T91钢的「塑性谷」温度范围扩大、深度加深，表明高硬度材料更容易发生LME。其机理可能与回火温度降低导致强度增加，LBE润湿的裂纹因原子键弱化效应使断裂应力降低有关。但强度、硬度与LME敏感性之间的内在机理仍缺乏直接证据，需要进一步深入探究。

图9  回火温度与显微硬度变化的关系（a），以及HT760（b）、HT600（c）和HT500（d）试样在氩气和LBE中总伸长率与测试温度的关系

6  结论与展望

F/M钢和含Al铁素体钢对LME较为敏感，其中含Al铁素体钢因Al的合金化作用敏感性更强，应限制Al的过量添加。奥氏体钢和AFA钢LME敏感性较低，但500 ℃以上腐蚀与应力耦合的失效形式仍需关注。LME受温度、氧浓度、应变速率和冶金状态等因素影响，「塑性谷」现象的形成机制、氧化膜保护与LBE侵入的竞争边界、以及冶金状态对LME的微观作用机理仍是当前研究的核心难题。

未来研究应重点关注：F/M钢和奥氏体钢在≥500 ℃高温下腐蚀与应力耦合的失效机理；「塑性谷」与DSA、润湿性和韧性恢复之间的内在关系；氧化膜保护作用的温度-氧浓度-应变速率边界条件；以及硬度、组织和析出相对LME敏感性的系统影响。