快堆先进包壳材料ODS合金发展研究

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ODS钢研究进展及其在核电领域的应用现状

ODS钢研究进展及其在核电领域的应用现状陈禹希;陈东旭;张峻巍【摘要】氧化物弥散强化钢(Oxide Dispersion Strengthened Steel,ODS钢),具有优异的力学性能、高温稳定性及抗辐照性能.本文概要地综述了机械合金化、热等静压固化成形、等离子烧结及转角挤压等ODS钢的制备方法,总结了微观组织及结构对ODS钢性能的影响规律及影响机制,又综述了合金元素对ODS钢性能影响的相关研究进展;并对ODS钢在核电领域中的应用及相关研究进展进行了概括,介绍了激光技术在ODS钢制备及加工领域的应用,讨论了ODS钢在核电环境服役过程中存在的主要问题及进一步的研究方向,为核电站的安全运行提供有力的参考依据,对于核电材料的创新发展具有一定的参考作用.【期刊名称】《材料科学与工艺》【年(卷),期】2019(027)003【总页数】6页(P29-34)【关键词】氧化物弥散强化;核电材料;机械合金化;抗辐照损伤;激光【作者】陈禹希;陈东旭;张峻巍【作者单位】辽宁科技大学激光先进制造技术研发中心,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学激光先进制造技术研发中心,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学激光先进制造技术研发中心,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院,辽宁鞍山114051【正文语种】中文【中图分类】TG406核能作为一种高效、清洁并且稳定的能源，对于解决能源危机和改善环境污染等问题意义重大，已成为当前主要的可靠能源之一.核电运行环境十分苛刻，其核心构件都是在高温及高压的环境下运行，如常见的压水堆(pressure water reactor，PWR)和超临界水堆(supercritical watercooled reactor，SCWR)等，其工作温度高达280～650℃，压力最高可约达25 MPa，同时还有强烈的中子辐照、氘氚聚变反应的离子辐照和H+/He+辐照等［1－3］，如此苛刻的环境会对核电材料的服役性能产生重大影响.而核电材料在服役过程中的失效损伤是影响核电站安全性、可靠性和经济性的关键问题之一.可以说，核电材料服役过程中的环境损伤问题严重影响着核电的发展，已经受到了学者们越来越多的关注.目前，关于核电关键部位材料的开发和选用是核电系统及相关研究人员主要关注的问题之一.氧化物弥散强化钢(oxide dispersion strengthened steel，ODS钢)，具有优异的力学性能，其原理是通过大量纳米尺寸的氧化物弥散强化相对基体中的位错和晶界进行钉扎来减少晶界的滑移，从而起到强化的作用.另一方面，ODS钢中存在大量弥散分布的氧化物强化相，这些强化相具有优异的高温稳定性，可以在大量的离子及中子辐照环境下长期保持较高的性能.鉴于其优异的力学性能、高温稳定性及抗辐照性能，ODS钢有望作为第四代核反应堆的第一壁包壳材料及高温结构件材料而被应用于核电站中［2－5］.1 ODS钢研究现状1.1 ODS 钢简介ODS钢是在合金基体中添加纳米尺寸的第二相(强化相)，使其固溶到合金基体中，在之后的热固化成型和热处理中与基体中的合金元素结合形成纳米尺度的弥散强化相，使合金的性能得以提高.目前，ODS钢主要使用氧化物作为强化相，其中最常见的氧化物弥散强化相为Y2 O3.由于Y2O3的高温稳定性及辐照下的稳定性十分优异，因此被广泛应用于ODS钢中.关于ODS钢的强化机制，目前认为其主要是通过固溶强化、弥散强化、晶界强化及位错强化等方式来提高自身的强度与硬度.由于ODS钢本身存在W、Ti等与基体原子半径相差较大的元素，从而引起较大程度的晶格畸变，最终导致强度与硬度的提高.此外，氧化物弥散强化相的加入可以起到阻碍位错运动的作用，如ODS钢制备过程中由于塑性变形产生的大量位错会在弥散相的作用下形成位错缠结，使位错的可动性降低，从而形成位错强化，使材料的强度与硬度得以提高.同时，这些弥散分布的氧化物颗粒在高温下能保持良好的稳定性，进而通过阻碍晶界的滑动达到提高材料高温强度的目的.1.2 ODS钢制备方法研究进展ODS钢的制备工艺直接决定其性能优劣，并且是其能否被广泛应用的前提.传统的ODS钢制备过程是通过机械合金化方法实现.首先，将纳米尺寸的强化相(一般为Y2 O3)粉末加入到合金粉末中，在球磨机中进行机械合金化球磨处理，使Y2 O3固溶到合金基体中.随着球磨的进行，合金粉末逐渐发生团聚，团聚的粉末颗粒随球磨时间的延长而逐渐细化并转变为尺寸约十几微米的等轴晶粒，此时认为合金粉末之间达到了冷焊－断裂的动态平衡［6］.然而，传统机械合金化的方法存在一些缺点，如球磨时间过长，效率较低，容易引入杂质，预合金粉末在较长时间的球磨下会发生一定程度的氧化，并且所添加的元素含量也存在一定的限制，因此，又发展出热挤压(HE)或热等静压(HIP)方法对球磨后的合金粉末进行热固化成型.利用HE成型的ODS钢致密度较高，但存在各向异性;而通过HIP成型的ODS钢避免了各向异性，但致密度相对较差.此外，有研究发现［7－8］，经 HE 成型的 ODS钢比 HIP 成型的 ODS钢抗拉强度和硬度更高，且氧化物强化相弥散分布均匀程度更高.如图1所示［7］，室温下HE成型ODS钢的极限抗拉强度(σb)为2 500 MPa，明显高于HIP成型的ODS的σb(900 MPa).图1 ODS铁素体钢经HE和HIP后极限抗拉强度Fig.1 UTStest for the ODSferritic steels after HE and HIP除了上述两种常用的成型方法，ODS钢的固化成型方法还包括放电等离子烧结(SPS烧结)、等通道转角挤压(ECAE)及微波烧结等.表1给出了几种ODS钢固化成型常用方法的特点，可以看出:SPS烧结法最主要的特点是加热时间较短，效率较高，并且制备出的烧结体致密度较高［9］;ECAE法的主要特点是富Cr颗粒会得到有效的细化，并且Y2O3纳米颗粒分布更均匀，由于晶粒细化作用，材料硬度得到了提高［10］;微波烧结能有效降低烧结温度，减少烧结时间，这不仅可以降低烧结成本，而且由于烧结时间短，晶界的流动性低，不容易诱发晶粒的大幅度长大，所以，获得的晶粒相对来说更为细小［11－12］.表1 几种ODS钢固化成型方法的特点Table 1 Characteristics of ODS steels after several kinds of solidification成型方法特点SPS烧结加热时间短、烧结体致密度高ECAE Y2 O3纳米颗粒分布均匀、材料的硬度较高微波烧结晶粒较细小随着ODS钢制备方法的不断改进，近年来已出现了很多新工艺来弥补和改善传统机械合金化方法的不足和局限性［13－16］.Gil等［13］利用气雾化(GA)法制备ODS－RAF钢，避免了球磨过程中杂质的引入.Sun等［14］将强化相用化学方法添加到基体金属中，再利用机械球磨将粉末混合均匀，随后进行SPS烧结压实最终制备出ODS合金.该方法制备的ODS合金中氧化物质点分布更均匀，杂质引入较少.Chen等［15］利用退火后的二次球磨处理使ODS合金晶粒得到进一步细化，获得更加细小且均匀的弥散相，从而提高了合金的硬度.Lin等［16］利用电子束物理气相沉积(EBPVD)的方法制造出Y质量分数高达8.5%的ODS钢，该ODS钢的纳米强化相主要是bcc结构的Y2 O3，不存在Y－Al－O纳米相，而且材料的硬度随Y2O3含量的增加而增大，这种方法对于铸造ODS钢薄板和管材有巨大的潜力.上述关于ODS合金加工制备方法的研究工作为更优质的ODS钢的制备提供了新的实践和理论基础.1.3 微观组织、结构对ODS钢性能的影响ODS钢主要依靠氧化物弥散相实现强化，因此，ODS钢中强化相的微观组织、结构及分布等均会对其自身性能有显著影响［17－19］.Sakasegawa等研究发现［17］，在ODS钢基体晶粒内部和晶界处，均匀分散着尺寸由几纳米到几百纳米不等的氧化物析出相.这些氧化物的析出相主要有两种形式:一种是非化学计量比的Y－Ti－O纳米团簇，尺寸一般为几纳米;另一种是化学计量比的Y2Ti2O7和Y2TiO5，尺寸一般为几十纳米，同时还存在着一些大尺寸(几百纳米)的团簇.这些析出相弥散而又均匀地分散在ODS钢基体中，能起到钉扎位错和晶界，并防止位错和晶界滑移的作用.此外，Hoffmann等［18］对 ODS钢的研究发现，在ODS 钢制备过程中，基体晶粒的长大和氧化物强化相颗粒的形成之间存在着竞争关系，氧化物颗粒的形成会阻碍晶粒的进一步长大.Zhang等［19］对不同温度下ODS 钢中的位错进行了研究，结果表明，位错的密度随温度的变化而改变.在室温和300℃时，ODS钢中以刃型位错为主，其密度远高于螺型位错，而刃型位错经螺型位错更容易绕过纳米颗粒，所以当温度升高为600℃时，刃型位错显著减少，螺型位错占主导地位，同时位错的密度有所降低.1.4 合金元素对ODS钢性能影响ODS钢中的主要合金元素包括Cr、W、Ti、Mo及Al等，不同的合金元素及合金元素的添加量对ODS钢组织与性能的影响也不尽相同.表2给出了ODS钢中的几种主要合金元素及其作用.其中，Cr的添加能使ODS钢表面在服役过程中生成尖晶石组成的保护性氧化膜，阻止腐蚀的进一步发展进而提高ODS钢的耐蚀性能.同时，添加一定量的Cr会使纳米析出相的尺寸进一步减小，缩小粒度分布［20］.但Cr的添加量并不是越多越好，一般Cr的质量分数为9% ～16%，含量太少达不到要求的耐蚀性，含量过多会造成材料的老化、脆化.Al的添加会使ODS钢在超临界水堆中的氧化膜厚度增加，从而提高ODS钢的耐超临界水腐蚀能力［21］;Ti 的添加可以促进ODS钢热固化成型和后续热处理中纳米氧化物的析出.表2 ODS钢主要合金元素作用Table 2 Effects of main alloying elements in ODSsteel添加元素作用Cr 增加ODS钢的耐蚀性能、减小纳米析出相的尺寸、缩小粒度分布Al 提高ODS钢耐超临界水腐蚀能力Ti 促进纳米氧化物的析出、细化纳米氧化物颗粒的尺寸W、Co 固溶强化、提高ODS钢的强度、硬度和蠕变断裂强度基体中的Y和O与Ti结合，生成Y－Ti－O纳米析出相，并且Ti的添加会起到细化纳米氧化物颗粒的作用［20］.另外，研究表明［22］，Ti的质量分数一般不能超过0.5%，否则多余的Ti会生成TiO2氧化物而导致材料的脆化;W、Co等元素的添加起到固溶强化的作用，提高合金的强度、硬度和蠕变断裂强度;Y2O3作为ODS钢的强化相，一般添加的质量分数为0.3%～0.35%.由于Y2O3有相对较高的高温稳定性，在较高的温度下不易发生溶解，经常作为ODS钢的主要弥散强化相.但近年来越来越多的研究［23－26］开始关注其他添加元素对ODS钢组织和性能的影响.研究表明:用Fe2Y代替Y2O3作为强化相会使ODS钢有更好的夏比冲击性能［23］;而以YTaO4作为纳米弥散相更能保持整个晶格的连续性［24］;在ODS钢中添加质量分数3.3%～3.8%的Al会提高材料在液态铅－铋中的耐蚀性［25］，添加质量分数1%～4%的Sc能明显稳定晶粒尺寸并提高ODS 钢的高温强度［26］.2 ODS钢耐蚀性的研究作为第四代核反应堆的第一壁包壳材料，ODS钢主要应用于超临界水堆中.由于ODS钢中添加了大量的Cr和一定量的Al，在工作过程中会产生阻止腐蚀进一步发展的氧化层.同时，晶粒尺寸细化和Y－Ti－O纳米弥散相有利于氧化膜的形成，这也决定了ODS钢较高的耐蚀性［27－28］.研究表明，在腐蚀过程中该氧化层主要由内层、外层和过渡层3部分组成，而ODS钢中Al元素的存在直接影响了氧化层成分.当ODS钢表面发生腐蚀时，首先形成的是Fe、Cr尖晶石状的保护性氧化层，随着时间的增加，Fe离子在尖晶石结构中的扩散速率较快，逐渐向外扩散到金属表面，与环境中的O结合，生成Fe3O4的外层氧化膜.而由于Cr离子在尖晶石结构中的扩散速度较慢，使Cr离子沉淀在氧化层内部，形成FeCr2O4的内层氧化膜.当ODS钢中含有Al元素时，腐蚀初期同样形成尖晶石结构的保护性氧化层，Fe 离子向外扩散与环境中的O结合形成Fe3O4的外层氧化层，而Al与O的亲和力比Fe、Cr都要强，所以，在氧化膜的内层形成了Al2 O3的保护性氧化层［21］.然而，Nagini等［29］和 Terada 等［30］认为，由于氧化物的弥散分布，纳米析出相容易产生点蚀，所以，ODS钢的耐蚀性要比铁素体AISI430和马氏体410不锈钢差.3 ODS钢在核电站中的应用在超临界水堆环境中，主要分为快中子区和热中子区，其最高温度可达750℃，尤其是堆芯内部构件如包壳等，都承受着200℃以上的温差和巨大载荷.在如此恶劣的工作环境下，决定材料使用寿命的主要性能有高温蠕变性和抗辐照性能.由于服役温度达到材料熔点的0.5～0.7倍时容易导致蠕变的发生，所以，超临界水堆条件下材料极易发生蠕变.ODS钢由于其存在大量的纳米尺度的弥散强化相，能在高温条件下长时间保持稳定性，阻止位错的运动，在很大程度上减小高温蠕变的发生;而长期的辐照环境会改变材料的微观结构，从而导致材料发生肿胀、脆化，降低材料的使用性能［31］.核电用钢在工作中承受大量的中子辐照，会产生许多空位等缺陷，He进入材料中的空位中形成He泡，引起材料的辐照肿胀，对材料的微观结构和性能造成不利的影响.李融武等［32］对聚变堆中子对第一壁316不锈钢材料辐照损伤进行了计算机模拟研究，结果表明，中子引起的辐照损伤基本上为均匀的体损伤.316不锈钢平均氦气产生率较高，引起材料的辐照损伤.为保障核电用钢使用的安全性及长久性，通常选用具有良好高温强度和抗辐照损伤性能的铁素体钢作为核电站的第一壁包壳管材料.而在铁素体钢中添加弥散相的ODS钢，由于大量的纳米氧化物和位错会持续吸收热空位和He原子捕捉He泡，所以，ODS钢对于H+/He+有很好的抗辐照性能［33］.此外，钢中大量弥散氧化物还会在高温下保持很好的稳定性，不发生溶解，这使ODS钢具有相对于普通核电用钢更好的高温性能［34］.但在Bi离子、Xe离子、Ar离子和Kr离子中会诱发Cr23 C6和Y－Ti－O非晶潜在轨道的形成，并与周围基质相互作用，可能导致合金中Y－Ti－O纳米粒子部分或完全溶解，所以，ODS 钢在其他离子中的辐照稳定性不是很好［35］.正因为上述的这些特点，ODS钢成为目前研究的热点之一，有望作为第四代核反应堆(主要是超临界水堆)的第一壁包壳材料.4 存在的问题及展望综上所述，ODS钢是第四代核电最热门的候选材料之一，但由于特殊的工作环境，对ODS钢的性能也提出了更为苛刻的要求.目前，关于ODS钢的开发及研究还存在一些问题.例如，ODS钢的制备工艺有待进一步完善，如何选择并控制纳米尺寸氧化物的形貌、结构及分布等是制备优质ODS钢的关键.纳米尺寸氧化物分布的均匀程度直接决定了ODS钢的各项性能，是目前ODS钢制备过程中研究的重点之一.ODS钢制备时，要保证纳米氧化物在溶入基体和析出的过程中尽可能地减少杂质的引入，避免较大范围的团聚，避免发生过度长大，并且使强化相主要分布于晶粒的内部.目前，由传统的加工工艺制造的ODS钢晶粒尺寸普遍偏大，这对材料的力学性能和耐蚀性能都有一定的影响.晶界是原子扩散的通道，只有细化晶粒才能使材料在发生腐蚀时，合金元素快速扩散到材料表面，形成保护性的氧化膜，阻止腐蚀的进一步发展.此外，更加细小的颗粒更能阻碍位错的运动，阻止裂纹的进一步扩展，提高材料的使用性能［36］.而激光快速凝固技术是提高材料性能的有效手段，当高能激光辐照在材料表面，会产生材料的超快速熔化与凝固(激光快速熔凝技术)，可在基材表面形成一层由细小晶粒组成的过饱和固溶体组织，使材料表面的组织得到细化，性能得以提高.另一方面，ODS钢在核电运行环境中的耐蚀性能相关研究较少，如在超临界水堆的高温高压水腐蚀条件下的耐蚀性研究、在冷却剂Na和Pb－Bi共晶合金体系中的耐蚀性研究、H+和He+辐照条件下的抗辐照性能研究以及经快中子辐照后ODS钢性能的研究等.因此，必须发展先进有效的加工手段来制备出性能优异的ODS钢.同时，还需对其在模拟核电运行环境下的性能尤其是耐腐蚀能力进行深入研究，获得ODS钢在核电运行环境下损伤实验数据，揭示相关的损伤机理并阐明其环境损伤的控制因素，为核电站的安全运行提供有力的保障.参考文献:【相关文献】［1］ HAN E H.Research trends on micro and nano-scale materials degradation in nuclear power plant［J］.Acta Metallurgica Sinica，2011，47(7):769－776.［2］朱发文.超临界水冷堆堆芯候选材料腐蚀性能研究［D］.上海:上海交通大学，2010:2－11.ZHU 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抗辐照合金的发展与纳米结构ODS钢的抗辐照性能

抗辐照合金的发展与纳米结构ODS钢的抗辐照性能吕铮;刘春明【摘要】简要介绍了抗辐照合金的发展,合金微观结构对合金抗辐照性能的影响,先进堆核心部件结构材料最佳的备选材料纳米结构氧化物弥散强化钢的特征性微观结构及其抗辐照性能.【期刊名称】《材料与冶金学报》【年(卷),期】2012(011)001【总页数】7页(P47-53)【关键词】抗辐照合金;纳米结构ODS钢;微观结构【作者】吕铮;刘春明【作者单位】东北大学材料各向异性与织构教育部重点实验室,沈阳110819;东北大学材料与冶金学院材料研究所,沈阳110819【正文语种】中文【中图分类】TL341辐照损伤导致反应堆结构材料中发生一系列复杂的微观结构和力学性能的改变，使材料性能严重恶化，包括辐照硬化和脆化，高温氦脆和辐照蠕变，孔洞和气泡的形成引起的材料尺寸的不稳定和强度降低，点缺陷数量的增加及溶质偏析引起的相沉淀或溶解，腐蚀裂纹的萌生与晶界弱化效应等.抗辐照材料的发展是与反应堆的发展同步的.近年随着反应堆从二代/三代堆向四代堆的发展以及未来聚变堆研究的加速，对材料抗辐照性能提出了更高的要求，在合金种类的选择、成分调整、加工工艺改进、微观结构控制等方面取得了长足的进步，材料的抗辐照性能不断提高［1］.抗辐照合金的发展大致经历了如下过程:(1)Zr合金过去和现在都是重要的核反应堆结构材料，在300～400℃的高压水和蒸汽中有很好的抗蚀和抗中子辐照性能，已经被普遍用作水冷堆的核燃料包壳管和结构材料(如压力管，容器管，定位格架等)，一些新开发的Zr合金如ZIRLO、M5、E635等用作压水堆和沸水堆的高燃耗燃料组件的包壳和结构部件.但在先进堆的工作温度(500～1 000℃)下，Zr合金不具备所需的力学性能.(2)奥氏体不锈钢由于良好的抗腐蚀和抗热蠕变能力成为第一代快堆的包壳材料.一些铁素体和奥氏体合金的抗肿胀能力示于图1.316 (17Cr－13Ni－2.5Mo，质量分数%)或304型(18Cr－8Ni)奥氏体不锈钢在英国、美国和法国用作最初的原型或验证性快中子增殖堆的核心部件材料，但这些奥氏体钢有严重的辐照肿胀问题.研究发现通过添加稳定化元素(Ti，S和P等)和适度冷变形可以减小肿胀的程度［2］，发展出15/ 15Ti、316Ti等燃料包壳材料.但当辐照剂量较高时会出现明显的辐照肿胀，因此不能在高辐照的先进堆中使用.(3)铁素体/马氏体钢被考虑作为第四代反应堆中快堆设计的包壳主要候选材料.他们具有高热导率和低热膨胀系数，有比奥氏体钢优越的抗肿胀性能和小而稳定的肿胀速率，特别是在低He和低He/dpa比值时，原因是体心立方结构的材料有较小的位错钉扎作用和较高的自扩散系数，合金不含Ni避免了在中子作用下Ni嬗变产生He，因而有较低的He浓度，且He在亚微米条状结构的位错上形成纳米尺度的He泡分布，有利于抑制氦泡长大［4］.实验发现含Cr的质量分数为8%～9%的的铁素体－马氏体钢显示了最高的抗肿胀能力，低肿胀是这一类铁素体合金的普遍具有的性能(图1)［5］.因此这类合金成为快中子增殖堆理想的备选材料，但它们在～550℃以上强度的降低限制了它们用作先进堆的关键材料如六角管和包壳. (4)在聚变堆材料研发中提出了减(低)活概念，要求材料在服役后的放射性要在100年内下降到再循环的限制水平(10 mSv/h)，以满足聚变堆作为清洁能源的要求［6］.与裂变反应不同，聚变堆的优点是不产生来自燃料的长寿命放射性废料，但因为受到D－T反应产生的14 MeV中子的轰击，面向等离子体的结构件将产生很强的放射性.发展减(低)活材料的目标是:通过合金成分的选择与控制，使结构件不含有长半衰期的放射性核素，在退役后允许在地表下面浅埋，便于维护和能够再循环使用.另外，由于He在高含量时是影响聚变堆第一壁材料韧脆转变温度DBTT 向高温移动的主要因素，合金必需避免含有在辐照下通过嬗变形成He的元素以尽量延缓He含量的增加.根据模拟计算获得的钢中主要元素受中子辐照(9 MW%·a/m2)后诱导的放射性强度随时间的变化规律(图2)，可以对满足减(低)活要求的合金元素、微量元素及必需排除的元素作出预测.某些具有长半衰期和/或高诱导放射性的元素Ni，Cu，Mo，Nb等被认为是有害的或不应含有的，不过就合金的制备而言并非所有元素都可以完全去除.最初发展的聚变堆低活结构材料有低活铁素体/马氏体(RAFM)钢、以V－4Cr－4Ti为基的V合金和纤维增强并具有适当力学性能的SiC/ SiC陶瓷.这一首先在聚变堆研究中提出的低活性概念，后来在裂变堆材料研究中也获得了认可，即新的裂变堆关键材料应当遵循低活的原则.RAFM钢是以Fe－/(8～12)Cr－/(1～2)Mo钢的成分为基础，用W、V、Ta取代Mo、Ni、Nb以达到低活的目的，后者在高辐照条件下会诱导产生高放射性.Fe－Cr－Mo曾用作液态金属快中子增殖堆的包壳备选材料，有大量的辐照数据可以用来与Fe－Cr－W钢进行对比.进一步的实验发现w［Cr］为8%～9%的钢具有最佳低温抗辐照性能，Fe－Cr－W的性能与Fe－Cr－Mo钢类似或更好［8］，特别是就DBTT表征的辐照脆性而言，在同等辐照条件下低活的w［Cr］为8%～9%的CrWVTa钢比非低活的w ［Cr］为9%的CrMoVNb钢更抗辐照.日本、欧洲、美国从上世纪80～90年代分别发展了各自的以9Cr钢为基础的低活抗辐照钢候选材料，已具备工业规模生产的两种重要的低活铁素体－马氏体钢是日本的F82H(公称成分质量分数%):Fe－8Cr－2W－0.2V－0.04Ta－0.1C)［9］和欧盟的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，减少W的目的是降低形成Laves相的敏感性，Laves相的出现会引起材料脆化.其他低活材料还有欧盟的OPTIFER Ia、OPTIFER II［11］、美国的 ORNL 9Cr－2WVTa［12］，中国的CLAM钢［13］等.它们在300～550℃具有良好的导热性能和抗中子辐照损伤能力，缺点是只能在350～550℃之间使用，低于350℃时出现明显的辐照脆化，高于550℃时强度不足和发生DBTT向高温的移动.具有代表性的低活铁素体/马氏体钢EUROFER 97达到的性能如下:①550℃的屈服强度和断裂强度分别是330和350 MPa;②由缺口冲击试验Cv测得的韧脆转变温度DBTT为－90℃，在300℃辐照至0.35 dpa后DBTT升高约20℃，而在20℃辐照至2.7 dpa后升高约70℃;③辐照前的蠕变性能满足100 MPa、550℃、20 000 h的示范堆的运行条件要求;④280至600℃回火，对于室温至750℃温度区间内3 300 h的蠕变拉伸强度和延伸率没有显著影响;⑤在流动的450～500℃液态Pb－17Li合金中的腐蚀速率为～40 μm/a.低活铁素体/马氏体钢有较好的综合力学性能，但工作温度低于另两种低活材料.为此通过成分调整和改善热机械处理的工艺以提高高温力学性能，主要是蠕变和蠕变疲劳强度.不过，后来发现W的增加虽然提高了蠕变强度，却使韧脆转变温度DBTT升高..V－4Cr－4Ti因良好的低活性和高温强度成为聚变堆包层的备选材料.限制其使用的关键问题是辐照和He的生成对低温断裂性能、中温至高温的蠕变变形行为、高温蠕变和蠕变疲劳的影响明显，以及性能对杂质敏感.SiC/SiC陶瓷最早是为航空和裂变堆而发展起来的，具有良好的高温强度、质量比强度和抗蚀性能.由于它显著提高工作温度的上限，如作为聚变堆包层材料将显著提高热效率.限制其发展的关键问题是大尺寸部件的制备，密封连接，明显的辐照肿胀和蠕变强度及热导率的下降.总之，需要大力改进V合金和SiC/SiC陶瓷的性能使之能够达到RAFM钢目前的综合性能水平.(5)通过热机械处理发展出的纳米氮化物强化的马氏体钢［14］，具有比传统的9Cr合金高得多的蠕变强度，使用温度可以提高50～100℃.虽然它们显示出抗辐照损伤所需要的微观结构特征，但在高温和中子辐照条件下，氮化物不稳定、易粗化，不能满足先进核反应堆的抗辐照要求.(6)在EUROFER97基础上采用传统的粉末冶金技术制备了用添加的氧化物(Y2O3，20～30 nm)作为强化相的弥散强化钢，强化相通过球磨弥散分布在钢的基体中［15］，工作温度可以提高到600℃，同时保持了原有的抗辐照性能，但在更高的温度下强度仍然不足，存在氦脆等问题.(7)纳米结构氧化物弥散强化钢(纳米结构ODS钢)，包括铁素体钢、马氏体钢和马氏体/铁素体双相钢，是先进堆抗辐照材料研究的重要技术进步，它与普通氧化物弥散强化钢的关键区别是:其强化相不再是直接添加的氧化物，而是在制备过程中通过机械合金化实现稀土氧化物Y2O3在合金基体中的固溶，然后在热固体化过程中再析出形成高度弥散、尺度为几个纳米的非平衡Y－Ti－O强化相.纳米结构ODS钢由机械合金化和粉末热固化至接近理论密度制成.把雾化母合金粉或高纯金属粉与Y2O3、Ti混合、机械合金化，然后热固化(通常用热挤压或热等静压)，再通过低温或中温热机械处理和后续再结晶处理，即可得到纳米结构ODS 钢.上述工艺过程并不复杂，但影响因素颇多，关键步骤是实现Ti和Y2O3在机械合金化过程中的固溶和过饱和固溶体在后续的热固化过程中析出高度弥散的亚稳态富Y－Ti－O相.另一关键是必须保持Ti和O的适量及匹配，Ti对在固化过程中形成纳米尺度的亚稳Y－Ti－O相是必需的;在不含Ti时，同样成分和工艺制备的钢中，氧化物析出相远比纳米尺度粗大，强度和抗辐照性能严重不足.过量的氧还会形成粗大的TiO2.成分和工艺条件对纳米氧化物的析出有显著影响.在一项基本成分为Fe－14Cr－0.25Y2O3－0.4Ti－3W(14YWT)的研究中，成分的影响包括Ti、W和Y有选择的缺失(14Y，14YW，14YT，14WT)，工艺过程的影响则选择了超微球磨机与高能SPEX球磨机的对比、挤压和热等静压的对比以及热等静压温度参数的影响.这些研究结果使人们了解了能够形成纳米析出相的工艺过程，成分及工艺参数对纳米析出相的特征参数(尺度、体积分数、数量密度、分布等)的影响等［16］.例如，含有质量分数～0.25%Y2O3，0.4%Ti和0～3%W的12%～14%Cr纳米结构ODS铁素体钢，可以得到具有高密度富Y－T－O相和/或其他纳米结构的复杂的氧化物，数量密度N约1023～3× 1024m－3，氧化物大小r大约1～2 nm，体积分数f约0.4%～2%以上，N比普通弥散强化钢高出3～4个数量级.研究发现，对于指定的合金成分，固体化处理的温度和时间是控制溶解的Y、Ti、O从过饱和固溶体中团聚和析出的主要工艺参数.缓慢升温导致低温沉淀，使纳米析出相比高温等温热处理过程形成的析出相更为偏离平衡状态;当热等静压的温度从1 150℃降低到850℃时，得到更大体积分数的纳米析出相，同时r从1.7 nm减小到1.25 nm，f从0.65%增加到2.2%，N则从3×1023m－3增加到26×1023m－3.高密度的纳米析出相有助于晶粒和位错结构的稳定.因此，通过简单地改变固体化温度就可以在很宽范围内对微观结构的调控，从而调整材料的综合性能.研究表明，纳米结构ODS钢的特征性微观结构使其具优异的抗辐照能力，可以满足先进堆核心材料的抗辐照要求(特别是高He情况下的抗He胀能力)，可满足或接近满足650℃使用温度的强度(包括蠕变强度)要求，成为先进堆核心部件最佳的备选材料.出于效率和安全性的考虑，人们期望更高的材料强度和更高的使用温度;最新的研究表明，进一步细化纳米结构ODS钢的晶粒有可能大幅提高其高温蠕变强度，从而具有更高的工作温度［17］.抗辐照合金的发展史表明，微观结构对抗辐照性能有重大影响.已经发现奥氏体钢中的微细沉淀对氦原子是有效的陷阱，在各种合金中，辐照过程中形成的碳化物TiC，磷化物FeTiP和γ＇－(Ni3(Si，Ti))都起着类似作用.按照孔洞生长的临界尺寸概念［18］，孔洞含有氦原子的数目少于临界数目(或孔洞尺寸小于临界尺寸)时增长缓慢，超过临界数目后的增长速率受He原子流动的控制.如果合金中有足够多的俘获氦原子的陷阱，则将使氦原子广泛弥散地分布在各类陷阱中，从而延缓其向初始孔洞移动和富集，推迟He达到临界数目，有效延缓孔洞长大，抑制材料肿胀.在铁素体/马氏体钢中，其微观结构特征显示出更多的抑制肿胀的因素.除微细沉淀是捕获He的有效陷阱外，间隙原子如C和N在体心立方结构中的四角形应变场，与点缺陷和位错都有强烈作用，成为点缺陷的陷阱和形成称为Cottrell气体的位错结构.Cr质量分数为8%～12%Cr的马氏体钢的条板状晶界对点缺陷也是重要陷阱，它们都抑制孔洞的形核和长大［5］.此外，快中子辐照还在铁素体－马氏体材料中生成Burgers矢量为a＜100＞为主的位错环，它对于Burgers矢量为a/2＜111＞的位错环的运动有明显的阻止作用，后者是空位陷阱，在形成后不断收缩，抑制了空位过饱和及孔洞萌生.实验快堆的数据表明，在铁素体－马氏体钢中孔洞的孕育期接近或超过～100 dpa，然后是很低的孔洞增长速率.总之，微细的沉淀相，高密度的位错和晶界，对于抑制孔洞的生成和长大，具有重要作用.在广泛研究和深入了解微观结构对抗辐照性能影响的基础上，近年来发展出抗辐照性能极其优异的纳米结构氧化物弥散强化钢(纳米结构ODS钢)，列入欧盟、日本和美国的聚变堆和第四代裂变堆研究计划.纳米结构ODS钢的成分和微观结构是针对先进堆关键材料的使用环境设计的，即必需满足抗辐照及高温强度、蠕变、韧－脆转变等方面的要求以适应长期的严酷使用环境，以及低(减)活性要求.它们的微观结构有两个关键特征:①数量巨大而稳定的纳米沉淀相和微细的缺陷陷阱(位错，微细晶界等)，能把He俘获在微细尺寸的He泡中以避免肿胀和保护晶界;②有很高的温度和辐照稳定性，从而在发生移位损伤的温度以上，合金仍有高的蠕变强度.这种特征来自纳米结构ODS钢特殊的制备工艺.ODS钢的细晶粒和高度弥散的纳米沉淀相在有效提升材料的高温强度、高温蠕变强度和高温持久强度的同时，韧性和延展性没有明显降低，保持着足够低的韧－脆转变温度;而高密度的纳米尺度沉淀相和位错是最有效的抗辐照损伤的结构，它们是He泡在基体中的形成位点，数目巨大但尺寸微小的He泡能够以较高的毛细管压力容纳中子辐照产生的He，从而避免大量He到达晶界并被深度俘获形成较大He泡，成为蠕变空洞的形成位点.大量纳米尺度的He泡能够减小甚至防止辐照引起的材料中的空洞肿胀，赋予合金不同寻常的抗辐照能力.否则，晶界He泡的形成和长大将引起蠕变和持久强度、韧性和延展性的恶化以及韧－脆转变温度的升高.对比研究表明，非ODS钢在高辐照温度(＞0.4 Tm)，高He量导致空洞在晶界更快更多地形成，大大缩短了蠕变断裂时间和大幅减少断裂发生前的应变量［19］;在较低的辐照温度，晶界的高He浓度导致断裂韧性的严重降低(脆化)和快速穿晶断裂.纳米结构ODS钢的优异抗辐照性能使其成为先进堆核心部件最佳备选材料.美国增殖堆计划的大量研究表明，纳米结构ODS MA957钢具有高拉伸强度和蠕变强度，以及不同寻常的抗辐照损伤能力［20］;日本试验快堆TOYO的试验表明，纳米结构ODS 9Cr铁素体钢的拉伸强度和延展性在辐照后基本不变［21］，甚至在150 dpa的Ni离子辐照后其强化析出相仍基本保持稳定［22］;ODS钢作为U－Pu氧化物核燃料元件的包壳正在俄罗斯试验快堆BOR－60中进行辐照［23］，也是日本原型快中子增殖堆MONJU最具应用前景的高燃芯燃料元件包壳备选材料，和国际第四代快堆最具前景的备选材料，并有望用于未来聚变堆的包层系统［24］.辐照对ODS钢的影响简介如下:纳米结构ODS MA957钢在370℃到750℃的中子辐照直到40 dpa，和在500℃和700℃之间中子辐照直到100 dpa，MA957钢的纳米析出相、位错和晶粒结构没有明显的改变［25］，其他研究有类似的结果，包括670℃直至150 dpa的重离子辐照［26］.虽然在许多合金中发现辐照引起的新的沉淀相，如χ和α’相［27］，但在纳米结构ODS钢辐照性能的试验中未观察到.在高能电子辐照或快(堆)中子谱辐照下，可能在纳米结构ODS钢中形成空洞和多种多样的很低程度的肿胀.孔洞主要出现在低密度的缺陷区域，说明高密度的析出相和位错能强烈抑制空洞的形成.用重离子(带电粒子)和He离子在高He/dpa条件下对纳米结构ODS马氏体钢进行双重辐照没有引起明显的肿胀，而在相对应的非ODS钢(正火回火9Cr马氏体钢)中出现严重肿胀［28］.原位He离子注入后进行的中子辐照有相同的结果［29］.纳米结构ODS钢的辐照硬化在高辐照温度时很小，在550℃以下随辐照温度降低而增加［30］.辐照硬化在低于400℃时主要是由位错环的形成引起，在更高辐照温度时由α＇－富Cr相引起［31］.纳米结构ODS MA957钢在325℃ 的辐照硬化远低于相对应的9Cr马氏体钢［32］，可能是由于ODS钢的超高密度的纳米析出相抑制了位错环的形成.辐照引起的韧－脆转变温度DBTT升高与硬化趋势一致［33］.ODS钢的抗辐照硬化性能可以通过制备工艺进行调整.辐照硬化引起应变均匀性降低和总伸长减小［33］.对于在制备过程中因采用中温压力加工而具有各向异性微观结构的纳米结构ODS钢管材，在400～575℃、约15 dpa辐照后，延伸率的均匀性大幅降低，其径向延伸率降低到＜1%，但压力加工后经再结晶处理的纳米结构ODS钢(包括铁素体钢及其变体钢)的径向延展性都没有明显变化［30］.总的看来，辐照在ODS钢中引起的延展性的降低要小于对应的正火回火钢，如纳米结构ODS MA957钢在325℃经过6 dpa至42 dpa的辐照后仍有2%的均匀应变，而对应的正火回火钢仅2 dpa的辐照就使相应的值＜1%.从硬化的微观机制分析，几乎在所有的金属和合金中辐照都会引起原子微观流动的局域化即变形的不均匀性，但在ODS钢中没有观察到这一现象.纳米结构ODS MA957钢在反应堆内的蠕变速率显著低于奥氏体钢，低的蠕变速率可以保持到600℃以上，优于非ODS的正火回火马氏体钢［34］.反应堆内的辐照蠕变试验表明，ODS铁素体钢及其变体钢在700～725℃直到3 dpa，破断时间与非辐照的单纯热破断时间相近［35］.随着合金中He量的增加(聚变堆中子在200 dpa剂量末期甚至可生成的He原子浓度可达2000 appm)，He泡在位错、沉淀相界面和晶界上形成.He泡在低辐照温度时是空洞形成位点，在高温辐照和应力作用下成为晶界上的蠕变孔洞.在T＞0.5 Tm时，主要的辐照损伤是He在晶界的积累引起的蠕变脆化.晶界上的He也导致低温下高脆性的晶间快速断裂.因此在先进堆条件下，必需通过微观结构的控制，防止He对晶界的危害，纳米结构ODS钢的特征性微观结构在很大程度上解决了这一问题.在MA957 ODS钢中注入原子浓度为380 appm的He，在500℃辐照至约9 dpa，用带有能量过滤装置的透射电镜(EFTEM)观察He泡分布，发现半径≤1 nm的小He泡的数量密度达≈3×1023m－3，主要位于纳米析出相的界面上，没有形成大的He泡，因此，高He含量的ODS钢中纳米析出相在500℃直至9 dpa的辐照是稳定的.而在正火回火的Eurofer97类马氏体钢中He泡尺寸较大(半径≈4.3 nm)而密度较低(≈1.5×1022m－3).重离子/He离子双重辐照实验也表明，ODS钢中He泡明显比相应的非ODS钢细小，肿胀受到抑制［36］.正火回火的T91马氏体钢和纳米结构ODS MA957钢都在320℃经散裂质子辐照至剂量19 dpa和He原子浓度1 700 appm时，前者的拉伸试验断口呈现完全脆性的晶间断裂，而ODS钢仍显示为韧性断裂模式，说明其特征性的微观结构能够防止严重的He脆发生［37］;而正火回火马氏体钢经过低于350℃的散裂质子辐照生成He原子浓度从800～1 600 appm，试验结果表明其韧－脆性断裂方式的转变温度DBTT大幅提高，清楚说明ODS钢的微观结构对于控制He的存在形态和保护晶界的重要作用.纳米结构ODS钢的出现已成为抗辐照材料发展的重要技术进步，其优异的抗辐照抗He脆能力受到高度重视.但目前的工作温度仍只能在650℃以下，对于先进堆仍然偏低，由于提高工作温度可以直接提高反应堆效率，人们期望有更高强度尤其是高温蠕变强度的纳米结构ODS钢.另外由于采用热挤压作为制备ODS钢的固体化工艺，纳米结构ODS钢普遍存在性能各向异性，影响其作为管材、板材的使用.提高高温蠕变强度和避免材料结构和性能的各向异性，是纳米结构ODS钢需要重点研究的问题.在纳米结构ODS钢的制备工艺、微观结构演化与控制、结构与性能对应关系等方面，还有诸多技术问题需要解决，一些理论问题有待阐明.【相关文献】［1］Was G S.Fundamentals of radiation materials science:metals and alloys［M］.New Springer－Verlag，York，2007.［2］Lee E H，Mansur L K J.A mechanism of swelling suppression in phosphorous－modified Fe－Ni－Cr alloy［J］.J Nucl Mater，1986，141－143:695－702.［3］Yann de Carlan，Jean Henry.Nuclear systems of the future Generation IV －Metallic materials，one of the keys for the fourth generation［M］.Clefs，CEA No.55，2007. ［4］Odette G R.On mechanisms controlling swelling in ferritic and martensitic alloys ［J］.J Nucl Mater，1988，155－157: 921－927.［5］Little E A.Microstructural evolution in irradiated ferriticmartensitic steels:transitions to high dose 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四代快堆特性分析及前景展望

四代快堆特性分析及前景展望作者：李伟哲覃国秀来源：《科技信息·下旬刊》2017年第06期摘要：四代核电技术共六种堆型，其中三种为热堆，三种为快堆。

快堆由于其独特的自身优势，受到广泛的关注。

本文分析了铅冷快堆、气冷快堆以及钠冷快堆的特性，并对其发展前景进行了探讨。

关键词：气冷快堆；铅冷快堆；钠冷快堆近几年，我国的核电技术发展迅速，不仅研发了具有自主知识产权的压水堆技术，并且已经将核电技术输出到了国外。

我国在大范围建设压水堆核电站的同时，也在积极研发四代堆技术。

四代反应堆包括六种堆型，包括气冷快堆、铅合金液态金属冷却快堆、液态钠冷却快堆、熔盐反应堆、超临界水冷堆、超高温气冷堆。

前三种为快堆，后三种为热堆。

快堆比热堆最大的优势是燃料的可增殖。

热堆的能量主要来源于热中子引起铀235裂变产生的热量，以及裂变产物产生的衰变热。

快堆由快中子引发裂变，主要用钚239作为核燃料。

在反应堆堆芯，钚239的外围区域放有铀238，堆内的快中子撞击钚239使其发生裂变，裂变产生的快中子被外区的铀238吸收，生成铀239，铀239属于不稳定核素，经过几次衰变后会转化为钚239。

也就是说随着反应的进行，堆芯的核燃料会反而会变多，这种现象就叫做燃料的增殖。

因此快堆技术优于热堆技术，快堆不仅可以节省燃料，还可以提高反应堆的能效。

1 气冷快堆气冷快堆，英文缩写为GFR。

是由快中子引发裂变，用氦气作为冷却剂的反应堆。

气冷快堆的燃料主要有复合陶瓷型、先进颗粒型和锕系元素混合物陶瓷包壳元件型三种，燃料循环的形式为闭式。

运行时的出口温度约为850℃。

堆芯布局可以是棱柱块状或者是针状或板状燃料组件。

GFR参考堆有一个一体化的场内乏燃料处理和再处理厂。

通过综合利用快中子谱与锕系元素的完全再循环，将长寿命放射性废物的产生量降到最低[1]。

由于冷却剂使用的是气体，因此其热导率较低，目前对气冷快堆的研究较少。

2 铅冷快堆铅合金液态金属冷却快堆，英文缩写为LFR。

国产快堆包壳材料15-15Ti不锈钢的拉伸行为研究

材料的抗拉强度（ＵＴＳ）与屈服强度（ＹＳ）随温度变化的规律，如图２所示。室温～２００％，抗拉强度呈现线性下降规律；２００～５００℃ ，抗拉强度保持稳定中略有下降，出现了近似 “应力平台”；５００￣Ｃ之后，进入抛物线下降阶段，随温度升高，抗拉强度加速下降；６００～７００￣３之间，强度下降的幅度最大，材料强度性能迅速退化。屈服强度随温度变化的规律与抗拉强度基本相同，主要差别在１００℃时，材料屈服强度下降幅度较大，而升至２００℃ 有所回升。在５５０℃ 后的高温阶段，材料屈服强度与抗拉强度之间的差距逐渐缩小，屈强比增大。
室温至７００ｃｃ下，通过一系列拉伸实验，得到此种国产１５
境之下，工作温度在３００～７００￣Ｃ之间，瞬时温度超过７００℃ ， — １５Ｔｉ不锈钢材料的工程应力 — — 应变曲线，如图１所示。
需要耐受液态金属冷却剂的腐蚀，同时需要抵御高通量的快
２０１８年第１７卷第１０期
国产快堆包壳材料１５—１５Ｔｉ不锈１５—１５Ｔｉ奥氏体不锈钢，具有良好的高温机械性能、耐钠腐蚀性能以及抗辐照性能，是一种快堆包壳的有力候选材料。本研究选取了一种国产１５—１５Ｔｉ钢材，对其在２５～７００℃ 范围内进行了一系列拉伸试验，考察温度对不锈钢拉伸行为的影响。结果表明，１５—１５Ｔｉ不锈钢的强度与塑性指标都在在２００—５５０℃ 左右出现平台区．并发现材料在一定拉伸速率与温度下出现锯齿状塑性流变现象。

ODS镍基超合金的研究进展

ODS镍基超合金的研究进展章林;曲选辉;何新波;段柏华;秦明礼【摘要】γ'和Y2O3强化的镍基超合金高于1000℃仍有优异的蠕变性能,可用作涡轮喷气发动机中的叶片.本文介绍了氧化物弥散强化(ODS)镍基超合金的制备和三阶段热处理获得柱状晶粒,重点分析了其独特的二次再结晶行为,同时阐述了预退火、区域退火速率以及γ'和Y2O3的含量对二次再结晶的影响.讨论了γ'溶解诱发二次再结晶、弥散相粗化诱发二次再结晶和晶界形核三种理论,解释了二次再结晶温度高和活化能高的原因.最后讨论了细晶粒态和粗晶粒态在不同应变速率和不同取向上性能的差异.【期刊名称】《材料工程》【年(卷),期】2010(000)006【总页数】7页(P90-96)【关键词】氧化物弥散强化;镍基超合金;蠕变性能;机械合金化【作者】章林;曲选辉;何新波;段柏华;秦明礼【作者单位】北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083;北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083;北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083;北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083;北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083【正文语种】中文【中图分类】TL61.3氧化物弥散强化(Oxide Dispersion Strengthen, ODS)合金主要有ODS铁基合金和ODS镍基超合金两大类。

ODS铁基合金的工作温度只能到700℃,而ODS镍基超合金在1000℃以上仍具有优异的高温蠕变性能、疲劳性能和抗氧化性能[1,2]。

可用作涡轮喷气发动机中的导向叶片或涡轮叶片,不仅可以在高温下长期使用,而且还能承受气体腐蚀、蠕变和疲劳载荷[3]。

ODS镍基超合金优异的高温蠕变性能主要得益于氧化物的弥散强化、γ′[Ni3(A l,Ti)]相的析出强化和拉长晶粒抑制晶界滑移[4]。

ODS镍基超合金的中温(700～900℃)强度较低,通过A l,Ti和Ta的添加形成了FCC(L 12)有序结构的γ′相并与γ基体保持共格,从而提高了中温强度[5-7]。

氧化物弥散强化型(ODS)钢包壳管的高温氧化试验

表２各种试验片的化学成分（ａｓ）ｍｓ％
Ｃ
Ｍｌ１
Ｓｉ
Ｍ
ｎ
Ｐ
Ｓ
Ｎｉ
Ｃｒ
ＭｏＷ
Ｔｊ
Ｎｂ
Ｖ
Ｂ
ＹＯ注２３
Ｏ３．６
备
Ｏ．３Ｏ．５００４１Ｏ．４Ｏ０２．ｏ
００２Ｏｏ２．ｏ．２０Ｏ．ｌ
③
④
ＯＳＤ钢包壳管（Ｓ１）Ｄ
Ｐ３６钢包壳管（０）ＮＣ１６ＭＫ
ｆ．０５５．ｔ７ｘ５
ｆ．４ｔ５７６ｘ
１Ｃ－０＂－２Ｙ０２ｒＷ－５１．２３３．０５１
１Ｃ＿３Ｍｏ－ｂＢ－７ｒＮ．ＩＮ－Ｐｌ２
维普资讯
２００６丘
国
外
核
动
力
第５期
氧化物弥散强化型（Ｓ钢包壳管ＯＤ）的高温氧化试验
成田健，鹈饲重治，皆藤威二，大冢智史，松田恭司
１前言在快堆燃料实用化阶段的目标燃耗深度方面，卸出燃料的平均燃耗深度将达到１０５Ｇ／Ｗｄ，相当予这一燃耗深度的快中子照射量将达到约２０ｄａｔ５ｐ。在这么高的照射量下，为了改善材料的高温蠕变强度，Ｆｔ本原子能研究开发机构（Ｅ）ＪＡ在耐辐照变形的良好的Ａ铁素体钢基础上，正在开展氧化钇微细化弥散的氧化物弥散强化型（Ｄ）ＯＳ铁素体钢的研制。在快堆的运行中，除了耐中子照射性能之外，重要的是需要包壳管在高温条件下具有耐包壳管与氧化燃料间的高温氧化腐蚀反应［ＣＩＦＣ（燃料包壳化学作用）ｕｌＣａ：ＦｅｌｄＣｅｆａＩｔａｔｎ的性能。为了提高燃料包壳材料的耐ＦＣ性能，ｈｒｃｌｎｒｉ］ｒｅｃｏｉＣＩ通过高温氧化试验对材料进行了评价分析。在微量锕系元素（：ｍｌｌａｔｉｙ．ＭＡｉｃｎｅ料的燃料棒中，由于包ｌｏｉｄ￣壳管温度增高，在制造阶段对包壳管提出了耐高温氧化性能的要求。一般而言，要改善耐高温氧化，添加Ｃ是有效的，ｒ但如果Ｃ的添加量过大，ａｒ相析出会促进脆化。根据这观电，对确定了ｃ添加量的９ｒＤ钢、１Ｃ－Ｄ钢包壳管的高温氧化行为进行了ｒＣ－ＳＯ２ｒＳＯ分析评价，并与一般的奥氏体及铁素体、马氏体钢进行了比较。

一种铅铋快堆用奥氏体不锈钢包壳管及其制备方法

一种铅铋快堆用奥氏体不锈钢包壳管及其制备方法全文共四篇示例，供读者参考第一篇示例：铅锑快堆是一种新型的核反应堆，其主要原理是利用铅和锑作为冷却剂和中子吸收剂，实现核裂变反应的控制和能量释放。

铅锑快堆具有高效率、高温、高密度等优点，被广泛应用于核能领域。

在铅锑快堆中，包壳管是关键的组件之一，它承载着核燃料，起到保护和隔离的作用。

为了提高包壳管的耐腐蚀性能和机械强度，一种铅锑快堆用奥氏体不锈钢包壳管被设计出来。

1. 包壳管材料的选择在铅锑快堆中，包壳管要求具有良好的耐高温、耐腐蚀和辐照性能。

奥氏体不锈钢是一种具有优异耐腐蚀性和机械性能的钢材，因此被选为包壳管的主要材料。

通过合理的合金设计和热处理工艺，可以进一步提高奥氏体不锈钢的性能，使其适用于铅锑快堆的工作环境。

2. 包壳管制备方法（1）材料准备：按照设计要求选取合适的不锈钢材料，确保其化学成分和机械性能符合标准。

准备好其他辅助材料和设备，如气体保护焊机、热处理炉等。

（2）成型加工：将选取的不锈钢材料经过切割、钻孔、成形等工艺加工，将其加工成符合包壳管设计要求的形状和尺寸。

（3）焊接工艺：采用氩弧焊、TIG焊等高温自动焊接工艺，将加工成形的不锈钢件焊接成完整的包壳管。

在焊接过程中，要严格控制温度、气氛和焊接速度，确保焊缝质量和密封性。

（4）热处理工艺：将焊接好的不锈钢包壳管进行热处理，通过固溶、淬火和时效处理等工艺，调整组织结构和性能，提高其耐腐蚀性和机械强度。

（5）表面处理：对热处理后的不锈钢包壳管进行表面处理，如抛光、喷涂防腐漆等，提高其外观光滑度和耐腐蚀性。

3. 结论第二篇示例：铅铋快堆是一种高效的快中子反应堆，其包壳管是起到封装反应堆燃料元件和控制棒的作用，保护其免受外界环境的影响。

传统的包壳管材料一般为不锈钢，但是在铅铋快堆中使用不锈钢包壳管容易受到腐蚀和蠕变等问题的影响。

研发一种更适合铅铋快堆使用的包壳管材料就显得尤为重要。

近年来，研究人员提出了使用奥氏体不锈钢作为铅铋快堆包壳管的新方案。

超弹性合金材料的研究与开发

超弹性合金材料的研究与开发在现代科技的发展中，材料科学一直扮演着重要的角色。

而超弹性合金作为一种先进的材料，其研究与开发已经引起了广泛的关注。

本文将探讨超弹性合金的概念、研究进展以及未来的发展前景。

超弹性合金，顾名思义，是指具备超弹性能力的金属合金材料。

其最显著的特点是在外力作用下能够发生巨大的形变，但恢复至初始状态后不会出现塑性残留变形。

这种特殊的弹性性质使得超弹性合金在诸多领域具有广泛的应用潜力。

超弹性合金的研究始于20世纪60年代，最初以镍钛合金为代表。

随着研究的深入，人们逐渐发现了超弹性材料的潜力，并开始探索更多的合金体系。

此后，针对镍钛合金进行的微观结构调控以及合金元素的改进，为超弹性合金的研究提供了新的思路。

目前，除了镍钛合金，铜锌铝合金、铜锡合金等也成为了超弹性合金的研究热点。

超弹性合金的研究进展不仅体现在材料合金体系的拓展，还包括对其性能的研究与优化。

为了实现更高的超弹性效应，科研人员尝试通过合金组分的调整以及热处理工艺的改进来提高材料的性能。

通过合金化添加、带状结构调控等手段，研究人员成功地实现了超过1 GPa的应力平台。

此外，一些独特的研究方法，如拉伸-实验方法、压力-实验方法等，也为超弹性合金的研究提供了新的角度。

超弹性合金的研究与开发仍面临一些挑战与机遇。

首先，合金体系的选择与合金化元素的调控仍然是一个复杂而关键的问题。

虽然一些体系已经有了较为明确的研究方向，但对于新型合金体系来说，仍需要大量的试验与实践来确定其可行性。

其次，合金的制备工艺以及优化也是超弹性合金研究的重要内容。

随着制备工艺技术的发展，研究人员能够将合金的微观结构调控至更精确的范围，从而得到理想的超弹性性能。

最后，超弹性合金的应用也是一个重要的问题。

尽管超弹性合金具备广泛的应用前景，但不同领域对材料性能的要求也不尽相同。

因此，如何将超弹性合金在各个领域中得到充分的应用，仍需要更多的研究与探索。

未来，超弹性合金材料的研究与开发将继续取得突破性进展。

快堆浅析

快堆浅析0、导言快中子堆（fast breeder reactor ，FBR ），是由快中子引起裂变链式反应的反应堆。

其在运行时，能在消耗易裂变核素的同时生产易裂变核素，且能使所产多于所耗，实现易裂变核素的增殖。

快中子堆，全称应为快中子核反应堆或快速增值核反应堆，简称快堆。

快中子堆是第四代核反应堆GIF 建议的六个候选堆型之一，具有可充分利用铀资源、闭路燃料循环、可实现燃料增殖、热效率高等第四代核反应堆系统的特点。

1、快中子堆基本原理快中子堆主要是利用天然铀中占99.2%左右的U 238，这很大的区别于压水堆使用U 235作燃料。

U 235对热中子的核裂变截面很大，在0.025ev 时裂变截面达到最大。

U 238只有在足够高的能量的中子轰击下才有可能发生裂变，但是其对快中子的俘获截面很大。

所以使用U 235的压水堆为提高中子利用率，需要使用慢化剂将核裂变中释放的中子迅速慢化，而快中子堆中不需要使用慢化剂。

U 238与快中子发生俘获反应经一系列变化后，转换为易裂变核素Pu 239，Pu 239在任何能量的中子轰击下均能发生核裂变反应释放能量，从而间接的利用了压水堆中无法利用的U 238，这也导致快堆电站初运行时需要装入一定量的Pu 94239作为启动时的核燃料。

其转换式如下：U （n,γ） 92238U 92298 β− Np 93239 β− Pu 94239。

2、快中子堆基本构成当前有可能实现商业应用的快中子堆堆型有三种，分别是气冷快中子堆（GFR ）、铅冷快中子堆（LFR ）、钠冷快中子堆（SFR ）。

其中基于当前的工业基础和运行经验，钠冷快堆SFR 被多国作为第四代快中子反应堆的第一选择。

快堆使用的是能谱较硬的快中子，这直接导致其在结构构成上很大的区别于使用热中子的压水堆等。

本文将主要围绕钠冷快堆展开介绍。

2.1 燃料组件快中子堆的大部分功率是在燃料组件内产生的，一座典型的均匀LMFBR ，85%~95%的功率来自燃料区，3%~6%产生在燃料组件内的轴向转换区，3%~8%的功率在径向转换区内产生。

快堆与核能的大规模可持续发展

• 值得注意的是，可再生能源中，风电的装机容量和发电量已经超过核电，太阳能的发电效率也有了很大提升，风电和太阳能价格下降很快，表现出了越来越高的竞争力。这是核能发展必须要考虑的一个因素。
一次能源消费（2013-2018）
各种能源的单位CO2排放量
核能的任务
• 核能应该为人类社会的发展提供大规模、稳定、可持续、环境友好的能源
60-100 堆内+水池密封性厂房结构
UO2/MOX CN-1515Ti
540
480
MOX/金属燃料 ODS/HT9 540 480
90-120
120-150
堆内+堆外+水池
堆内+堆外+水池
安全壳（Confinement）安全壳（Confinement）
人类第一次利用核能发电
1951年12月1日，四个灯泡被点亮（EBR-I, 美国-爱荷华）
– 在现阶段：为经济发展快、但能源匮乏地区提供能源； – 在中远期：替代火电，改善能源结构，有效降低CO2、PM2.5等
排放； – 在远期：与可再生能源共同组成可持续智能化清洁能源体系。
核燃料供应
• 当核能大规模发展时，将不可避免遇到铀资源的问题，目前我国的铀对外依存度已经超过石油。
• 根据红皮书的数据，全球可经济开采的铀资源仅在700万吨左右。按一座百万千瓦压水堆60年寿期需10000吨天然铀计算，目前全球总装机容量约为390GW，全部铀资源仅可以供约100年使用。考虑到中国等国家的新增核电容量，该时间还会更短。
我国快堆的技术发展
发展阶段
功率（MWe）冷却剂型式
中国实验快堆 CEFR
20 钠
池式
示范快堆 CFR600

超临界水冷堆论文

SCWR 蒸汽循环系统：其蒸汽循环系统和超临界火电机组相同,是带有 8 个给水加热器的三级汽轮机系统。与火电厂相比，由于没有锅炉的排气损失，因此具有更高的热效率。而与轻水堆相比，由于超临界水堆在较高压力下运行，蒸汽密度大，仅需 2 根小的蒸汽管道(相同功率的轻水堆需要 4 根蒸汽管道)，这样可降低超临界水冷堆的发电成本。 SCWR 控制系统： 1) 与沸水堆相同的是：给水直接流入压力容器,蒸汽直接进入汽轮机，需保持给水和蒸汽间的平衡来维持压力容Байду номын сангаас中的冷却剂库存，且不能用可溶毒物，如硼酸作为反应性控制。 2) 与压水堆相同的是：高压下运行，堆芯内为单相，出口温度是流量和功率的函数，无再循环水泵，压力容器中冷却剂库存低，堆芯中冷却剂密度大系统压力对汽轮机阀门开度和给水流量很敏感，因此，用汽轮机阀门控制系统压力，这与沸水堆的相同;主蒸汽温度对控制棒和给水流量很敏感，因此，用给水流量控制主蒸汽温度，用控制棒来控制堆芯功率。
Cross Section of a CSR1000 Fuel Assembly 二、热工（传热） (二) 我国 CSR1000 SCWR 可以设计成单流程、双流程、三流程冷却剂的反应堆结构。从热工设计来看，单流程堆芯冷却剂轴向密度变化很大，轴向功率分布均匀性较差；双流程堆芯由于冷却剂加热长度变长，每个流程冷却剂的轴向温差较小，密度变化小，轴向慢化均匀，有利于展平轴向功率密度分布；三流程堆芯的加热通道更长，堆芯功率分布更加均匀。而从结构复杂性分析，则正好相反，随着反应堆冷却剂流程的增加，反应堆结构设计复杂程度、材料用量以及制造、安装调试以及检修维护的难度都会增加。综合考虑反应堆结构可实现性、物理热工设计要求， CSR1000 反应堆冷却剂流程采用双流程形式。为了减轻冷热流体的交叉流动所造成的较大热应力对堆结构的不利影响，采用了第一流程在堆芯内部，第二流程在堆芯外围的布置方式。三、材料超临界水冷堆的燃料包壳材料是研究重点。作为 SCWR 燃料包壳材料要求应满足 3 个方面的性能：优良的高温力学性能（高温蠕变、高温疲劳）；优良的超临界水环境下的耐腐蚀性能；优良的中子辐照性能。用于钠冷快堆的先进奥氏体不锈钢、超临界火电的铁素体/马氏体钢、压水堆上使用的镍基合金及它们的改良材料正被作为首选包壳材料进行研究。

第IV代核能系统钠冷快堆燃料和结构材料研发体系

通用性能力学性能与钠相关的性能
抗拉强度蠕变强度低周疲劳和高周疲劳蠕变-疲劳交互作用塑性时效老化
在高温高压水中的腐蚀在正常和非正常水化学条件下的腐蚀
抗拉强度蠕变强度低周疲劳和高周疲劳蠕变-疲劳交互作用塑性
在正常钠化学条件下的腐蚀在有钠水反应条件下的腐蚀材料对脱碳的敏感性
上轴向转换区包壳
外套管
燃料区
下轴向转换区堆芯支撑金属绕丝
下端塞
钠入口
燃料组件
5
CEFR中的燃料和结构材料
CEFR 堆芯燃料组件及控制棒组件材料
材料包壳燃料组件安全棒 ЧC-68 ЧC-68 ЧC-68 ЧC-68 ЧC-68 316Ti 316Ti 外套管 ЧC-68 08X16H11M3 08X16H11M3 08X16H11M3 08X16H11M3 316Ti 316Ti 温度（oC） 360-560 360-550 360-548 360-554 360-530 中子通量（n/cm2s） 6.6x1015 ≤3.2x1015 ≤3.2x1015 ≤3.2x1015 3.2x1015
Main steam temperature and pressure
Feed water temperature Plant efficiency Fuel type
497 degree C 19.2 MPa
240 degree C Approx. 42% TRU-MOX
Integrated pump-IHX Reactor Vessel Reactor Core
数值
～1500 600 ～41% 80% 60 MOX （工业钚＋贫铀） 100 1.2 2/2 1/1 2 <10-6 <10-8

先进小型反应堆技术现状及未来发展趋势研究

先进小型反应堆技术现状及未来发展趋势研究【摘要】随着我国工业化进程的不断深入，能源需求呈刚性增长和多元化发展，小型反应堆尤其是第四代液态金属冷却小型堆由于安全性、经济性和移动性等优势具有广阔的应用前景。

本研究通过调研目前小型堆的市场需求与当前三代轻水冷却小型堆的技术特点，论证了发展小型堆的必要性与三代轻水冷却小型堆在核燃料利用方面的局限性。

在此基础上，进一步调研四代小型堆的技术特点与研发现状，并在安全性、经济性与应用前景三方面对四代小型堆与三代小型堆进行对比分析，得出四代液态金属冷却小型堆较轻水冷却小型堆更为安全，具有固有安全特性的结论；在经济性方面，可以采用闭式燃料循环，总投资成本更低；在应用前景方面，可以更好适应边远地区核动力系统、航空航天核动力系统、军事核动力平台以及其他方面的发展需求。

【关键词】小型反应堆；市场需求；第三代反应堆；第四代反应堆中图分类号：TL41 文献标识码： A 文章编号：2095-2457（2018）03-0015-004Current Status and Development Tendency of Advanced Small ReactorsCHEN Ren-zong1 WANG Guan2（1.Institute of Nuclear and New Energy Technology，Tsinghua University，Beijing 100084，China；2. China Nuclear Industry Huajian Asset Management LTD.，Beijing 100123，China）【Abstract】With the development of industry in China，energy demand keeps increasing monotonically and develops towards diversification. Small reactors，especially the Generation IV liquid metal cooled small reactors have broad application prospect due to the advantages on safety，economy and mobility. This study summarized the market demand of small reactors and the technological features of Generation III light water cooled small reactors，and demonstrated the necessity of developing small reactors and the limitation of Generation III light water cooled small reactors on the utilization efficiency of nuclear fuel. Then the technological features and status of Generation IV small reactors were summarized，and the performances of Generation III and IV small reactors on the safety，economy and application prospect were compared. It was indicated that Generation IV liquid metal cooled small reactors featured with inherent safety are safer than Generation III light water cooled small reactors. Generation IVliquid metal cooled small reactors based on closed nuclear fuel cycle are more economical than Generation III light water cooled small reactors due to low cost of investment. Furthermore，Generation IV liquid metal cooled small reactors are suitable for the application in remote areas，aerospace，and military fields.【Key words】Small reactor；Market demand；Generation III reactor；Generation IV reactor1 小型反应堆研究背景根据国际原子能机构的定义，输出电功率在300 MW以下的反应堆称为小型反应堆[1]。

先进反应堆用ODS FM钢的强韧性匹配研究进展

!第/-卷第,'期原子能科学技术H<=4/-$U<4,' !&',!年,'月N><1);56$738P;)$6;$*69V$;X6<=<38O;>4&',!先进反应堆用9T AV J钢的强韧性匹配研究进展徐!帅周张健" 贾皓东"北京科技大学材料科学与工程学院$北京!,'''B-#摘要氧化物弥散强化"O L P#铁素体*马氏体"2*G#钢具有极高的缺陷阱密度$加之体心立方结构基体$使其具有优异的抗辐照性能$被确定为包括聚变堆和第F代裂变堆在内的先进核能系统关键部件候选材料$成为核材料领域的研究热点!有利于O L P钢抗辐照性能的显微组织特点同时也赋予了O L P钢优异的室温和高温强度!但和其他高强度材料类似$O L P钢也存在强度高$而塑韧性不足的矛盾$不利于复杂部件的加工$因此$实现O L P2*G钢的高强高韧成为面向工程应用的O L P2*G钢研究的一大热点和难点!目前$针对O L P2*G钢强韧化的研究还较少$已有的相关研究也不够系统和深入$本文主要对抗辐照O L P2*G钢的显微组织结构要求及其强韧化研究现状进行总结和分析$为先进反应堆用抗辐照O L P2*G钢的强韧化设计提供思路和参考!关键词 O L P钢)抗辐照)强韧化)铁素体*马氏体钢中图分类号 V(---)V T,F&!!!文献标志码 N!!!文章编号 ,'''I"!-,"&',!#,'I,B B/I'!./, ,'4D/-B*8d[4&',!48<A^)*64'-!B>&8&264I56/:6&8823.56/8@&4</=A<6&3:&8,8<23<9T AV*JA<&&?a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收稿日期 &',!I'/I&D)修回日期 &',!I'B I'/基金项目科技部国际热核聚变实验堆计划专项资助"&',/T(,&,''"#作者简介徐!帅",!!,-#$女$重庆人$博士研究生$材料科学与工程专业"通信作者周张健$5I1*)=(d X<A d X Z!1*>$74A?>+4$9A4;6网络出版时间 &',!I,'I,")网络出版地址 X>>:(#[6?4;6[)46$>*[;1?*9$>*)=*,,4&'F F4V E4&',!,',"4,F,/4''F4X>1= Copyright©博看网 . All Rights Reserved.)??A$)??>)==6<>?8?>$1*>);*69)6I9$:>X4#$6;$$>X$7$?$*7;X?>*>A?<0>X$?>7$63>X I 9A;>)=)>8>7*9$I<00<0O L P?>$$=)??A11*7)d$9*69*6*=8d$9)6>X)?:*:$7$\X);X:7<@)9$? 7$?$*7;X)9$*?0<7>X$?>7$63>X I9A;>)=)>8>7*9$I<00<0O L P2*G?>$$=4B&C D/6.8(O L P?>$$=))77*9)*>)<6?>*+)=)>8)?>7$63>X I9A;>)=)>8>7*9$I<00)0$77)>);*1*7I >$6?)>);?>$$=!!核能是重要的清洁能源$在我国能源结构中占有重要地位!与现有商用堆相比$包括第F代核能系统和聚变堆在内的先进核能系统具有更高的服役温度和强辐照等更苛刻的服役环境$对堆内构件材料的服役性能提出了很高的要求$关键部件候选材料的研发成为制约其工程应用的重要瓶颈!如当温度超过"''n时$传统钢铁材料的强度将无法满足应用要求&,I&')而大多数材料在强中子辐照条件下$内部产生高密度的纳米缺陷团簇"空位%位错环和氦泡等#$阻碍位错运动$使材料发生明显的硬化%脆化和肿胀而失去服役能力!为满足先进核能系统工程化应用的时间进度要求和保障反应堆安全有效运行$急需研发抗辐照高性能先进核能系统用结构材料!采用先进粉末冶金技术$在铁素体*马氏体"2*G#熔炼钢基础上发展起来的氧化物弥散强化"O L P#钢由于具有独特的微观结构$而表现出优异的抗辐照能力和高温强度$成为最有希望得到应用的第F代核反应堆包壳以及聚变堆包层结构材料的候选材料&-I"'!但与其他高强度材料在强度得到提高的同时$塑韧性通常会有所降低的矛盾类似$抗辐照高强度O L P钢的塑韧性还需进一步改进和提高$以满足工程应用的要求!本文主要针对抗辐照O L P 钢的显微结构要求及其强韧化研究现状进行总结和分析$进而提出其强韧化设计发展方向!E!抗辐照9T A钢的显微组织要求自&'世纪!'年代以来$美国%日本和欧盟广泛开展了针对先进核能系统的抗辐照O L P 钢的研究&D'!图,为合金基体内初始缺陷阱密度对几种2*G钢"包括O L P钢#在接近-''n 时裂变中子辐照的影响&B'!可看出$当钢中初始缺陷阱密度达到约,',"1h&以上时$辐照硬化趋势降低明显!表明通过在材料中引入高密度的缺陷阱可起到抑制辐照硬化的作用!与传统熔炼钢相比$几种O L P钢的缺陷阱密度高出几个数量级$接近或高于,',"1h&$因而具有非常优异的抗辐照能力!研究表明$要使得材料在辐照时体积肿胀率小于/e$需极高数密度"$/i,'&-1h-#的非常细小的缺陷捕获界面!由此$Q)6[=$等&B'提出通过高缺陷阱密度机制结合抗辐照基体机制可研发设计超强的抗辐照材料$而粉末冶金O L P2*G钢的显微组织正好满足了这种设计要求!通过机械合金化使得所添加的氧化物颗粒强制固溶$并在后续热致密化过程中控制复杂氧化物粒子形核析出的机制可使O L P钢在制备过程中形成具有极高数图,!不同2*G钢"包含O L P钢#的初始缺陷阱密度及在中子辐照时的屈服强度变化&B'2)34,!J X*63$)68)$=9?>7$63>X<02*G?>$$=")6;=A9)63O L P?>$$=#\)>X9)00$7$6>?)6[?>7$63>XA69$76$A>7<6)77*9)*>)<6&B'密度的超细纳米氧化物弥散粒子!这些弥散粒子与基体之间形成的界面可提供高缺陷阱密度$从而满足抗辐照合金的机制要求!图&为实验室制备的!J7O L P钢的显微组织!其典型特征是(晶粒尺寸可达亚微米级"图&*#$氧化物弥散粒子以W I V)I O复杂氧化物为主$粒子平均尺寸仅为几61$数密度高达,'&-" ,'&F1h-"图&+%;#$纳米弥散粒子与基体之间形成的大量界面及超细晶粒形成的大量晶界可"BB,原子能科学技术!!第/-卷Copyright©博看网 . All Rights Reserved.有效俘获辐照时产生的各类缺陷"图&9#$提高抗辐照能力&!'!所以$O L P钢的抗辐照能力主要源于其独特的显微组织结构$而这种显微组织结构同时使得O L P钢具有较为优异的室温和高温强度$如图&;显示了纳米氧化物弥散粒子与位错之间的相互作用!*---晶粒组织结构)+$;---纳米粒子分布)9---界面俘获辐照缺陷图&!O L P钢微观形貌2)34&!G);7<?>7A;>A7$<0O L P?>$$=(!目前典型9T AV J钢的力学性能作为用于未来先进核能系统包壳材料和聚变堆包层结构材料的O L P2*G钢$其典型工作温度在"''n以上$必须要有足够的高温强度和蠕变强度%较低的韧脆转变温度"L(V V#以及良好的可加工性能&,''!O L P钢的强化主要依靠F种强化机制$即位错塞积强化%固溶强化%细晶强化和弥散强化!其中最为重要的是弥散强化$即将超细微粒添加到金属材料中$利用第二相弥散粒子对位错产生钉扎作用阻碍位错迁移$从而提高材料的高温强度&,,'!与碳化物等传统熔炼钢中的强化相相比$O L P钢中的弥散粒子尺寸更细%颗粒密度更高!尤其是氧化物具有非常优异的高温稳定性$其粒子尺寸%分布%成分以及晶粒尺寸在D''n%上万小时和,'''n以上高温%上千小时的时效条件下均表现出突出的稳定性&,&I,F'$因而能通过奥罗万"O7<\*6#强化机制明显增强合金的室温强度$尤其是高温强度$使得O L P钢的高温服役温度窗口较类似的熔炼钢显著提高!从已发表的文献来看$所报道的O L P钢的力学性能以拉伸性能为主$而夏比冲击性能%高温蠕变性能等其他更重要的工程服役性能则报道相对较少!前文指出O L P2*G钢独特的显微组织结构保证了其较高的缺陷阱密度$赋予优异的抗辐照性能$同时也保证了高温强度和蠕变性能!然而$O L P2*G钢中弥散粒子种类较多$弥散粒子与基体的界面存在共格%半共格和非共格等复杂关系&,/'!当界面为半共格或非共格时$材料强化机制主要依靠大的共格应变$但同时会导致材料韧性降低&,"I,D'$对部件的安全服役带来隐患!良好的塑韧性也是保障复杂部件能加工制备的重要基础!图-为美国橡树岭国家实验室制备的O L P钢包壳管&,B'$其外径约,'11%壁厚仅'./11&,B I&''$对材料的塑韧性和加工性能提出了很高要求!延伸率$尤其是均匀延伸率能在一定程度上反映材料的加工性能$提高O L P2*G钢的延伸率是保障O L P 2*G钢包壳管成功制备的关键!因此$从安全和工程应用的角度都说明实现O L P2*G钢强韧性匹配是一个有待解决的关键问题!图-!O L P钢包壳管&,B'2)34-!V A+$<0O L P?>$$=&,B'("E!*G69T A钢的拉伸性能针对!J7O L P钢的拉伸性能$不同研究文献给出的结果有一定差异$这主要源于O L P钢的微合金成分设计和较复杂的制备工艺参数!表,为相关文献中典型!J7O L P钢的室温拉伸性能研究结果!总体而言$虽然拉伸强度存在离散性$但当材料强度表现出明显增加时$延伸率通常明显降低)且O L P钢的总延伸率$尤其是均匀延伸率总体偏低$特别是当其抗拉强度很高时$其均匀延伸率通常在/e以下!而均匀延伸率反映材料的可加工性能$也一定程度上反映其塑韧性$是工程应用时特别需要关注的一个性能指标$但目前已有的报道均侧重于总延伸率的数据$而均匀延伸率的相关研究较少!DBB,第,'期!!徐!帅等(先进反应堆用O L P2*G钢的强韧性匹配研究进展Copyright©博看网 . All Rights Reserved.表E!典型*G69T A钢的室温拉伸性能F2;?&E!>//H<&H@&62<76&<&38,?&@6/@&6<C/=*G69T A8<&&?热处理状态抗拉强度*G C*屈服强度*G C*总延伸率*e均匀延伸率*e文献来源热等静压,F!!,F'/,.,,.,&&,'热等静压*回火,-&','F'-.B-.&&&,'热等静压*回火*正火,,F B!!F&.-&.-&&,'热挤压*淬火,'/'!&!D."&.D&&&'热挤压*淬火*回火!'-D F'&'.!,'.-&&&'真空熔炼*淬火*回火B&/D-',,.-&&-'热等静压*退火,'/'!''"./&&F'热等静压*锻造*退火!!'B&/,F&&F'热等静压*锻造*淬火*回火!!/B-/,"&&F'热等静压*锻造*轧制*淬火*回火!"/B,/,"./&&F'("(!*G69T A钢的冲击性能金属材料的韧性及其与温度的关系主要通过夏比冲击测试进行评价!针对!J7O L P钢的冲击性能的研究相对较少!表&为部分文献中典型!J7O L P钢的冲击性能研究结果$表中冲击测试所采用的试样均为非标小样品$即-11i F11i&D11尺寸%,11H型缺口试样!可看出$微合金成分%氧化物含量和O L P 钢烧结方式等对材料的L(V V和冲击功有明显的影响!总体而言$O L P化的2*G钢较相近成分的普通熔炼2*G钢的冲击功小$且L(V V高!图F为O L P I5A7<0$7与5A7<0$7!D 的冲击吸收功随温度变化的对比$可看出$不同热机械处理状态的O L P I5A7<0$7的冲击吸收功明显低于5A7<0$7!D!这说明O L P2*G钢的抗冲击性能有待提高&&/'$O L P钢的强韧化研究是一个任重道远的重要任务!表(!典型*G69T A钢的冲击性能F2;?&(!N H@24<@6/@&6<C/=*G69T A8<&&?主要成分烧结方式微观组织上平台冲击功*Y下平台冲击功*Y L(V V*n文献来源!J7,M'.,!V)'.-W&O-热挤压铁素体/'./h D'&&"' !J7&M'./,V)'.-W&O-热挤压回火2*G D./'./h F&&&"' O L P I5A7<0$7"'.-eW&O-#热等静压"D'&&D' O L P I5A7<0$7"'.-eW&O-#热挤压!h F'&&D' O L P I5A7<0$7"'./eW&O-#热挤压"./h F'&&D'B.F/J7,.,M'.&&V)热挤压准各向同性h F/&&B' '.,D P)'.-/U)'.&D G6热挤压准各向同性h F/&&B' '.'F,J'.&B W'.'"F O热挤压准各向同性h F/&&B'#!9T A钢的强韧化研究现状同时提高材料的韧性和强度是高强度材料研究的一大难点$O L P钢的相关研究还较少$其强韧化主要从成分设计%制备工艺和热机械处理-方面开展!#"E!基于成分设计的强韧化如果O L P钢中只形成氧化钇等简单二元氧化物弥散颗粒$其尺寸通常较大$强化效果有限!研究表明$多种微合金元素"包括V)%#0% P)%N=%Q7#的添加都对弥散颗粒的尺寸及分布BBB,原子能科学技术!!第/-卷Copyright©博看网 . All Rights Reserved.有重要影响$进而影响材料的力学性能%辐照性能等!目前最常用的用于细化氧化物粒子尺寸的元素是V)$其添加量通常小于'./e!图F!O L P I5A7<0$7与5A7<0$7!D的冲击吸收功随温度的变化&&/'2)34F!V$?>>$1:$7*>A7$9$:$69$6;$<0><>*=*+?<7+$9$6$738<09)00$7$6>O L P I5A7<0$7?>$$=?)6;<1:*7)?<6\)>X5A7<0$7!D&&/'!!基于第三元素效应&&!'$O L P钢中添加适量N=提高材料的耐腐蚀性成为目前的研究趋势&-'I-,'$但N=的添加也会通过改变O L P钢的微观结构$尤其是弥散颗粒的组成和尺寸来影响其他性能$如力学性能和抗辐照性能!添加N=会使材料形成不同化学成分和结构的W I N=I O颗粒$许多研究表明添加N=后O L P 钢中的氧化物颗粒结构变得更为复杂$且弥散粒子平均尺寸明显增大&-&I--'!为解决这一问题$可通过同时添加Q7等元素$优先形成尺寸较小的W&Q7&O D等弥散粒子来细化弥散粒子$提高弥散粒子的数密度$进而改善材料的强度和韧性&-F I-/'!表-为文献对含N=O L P 钢室温力学性能的研究结果!虽然报道的力学性能结果差异较大$但可看出$加入Q7不仅能提高其强度$材料总延伸率也有所改善!说明微合金成分的协同调控可有效改善O L P 钢的强韧性!表#!含0?9T A钢室温拉伸力学性能F2;?&#!>//H<&H@&62<76&<&38,?&@6/@&6<,&8/=0?Q2..&.9T A8<&&?8O L P钢烧结方式屈服强度*G C*抗拉强度*G C*均匀延伸率*e总延伸率*e文献来源!J7'.F N='.-/W&O-热等静压,''&,&B/F,'&-"' !J7&./N='.-/W&O-热等静压F&"",B,&&&&-"' !J7F./N='.-/W&O-热等静压/&'"!B,/&F&-"' !J7B.'N='.-/W&O-热等静压"/,B F&,',B&-"' ,&/W V"F.!'N='.&V)#热挤压,/'',/''&&-,' ,&/W Q"F.B"N='.-Q7#热挤压,&-',-,'B./&-,' ,&/W2"F.D-N=#热挤压,,B',&/'B&-,' ,"J7F N='.F W&O-P C P"/"!D F,B./&-D' ,"J7F N=,Q7'.F W&O-P C P B--,,B'&-.'&-D'#"(!基于制备工艺优化和创新的强韧化O L P钢的制备工艺十分复杂$不同工艺环节对O L P钢的性能都有明显影响!崔超等&-B'总结了球磨工艺和热等静压参数等对O L P钢强韧化的影响!Q X*63等&-!I F''利用层状增韧原理$采用V*片%V)片对O L P钢进行了层状增韧研究$其强度和塑性分别可达,-!'G C*% ,-."e及&-''G C*%,-./e!图/为利用V)片增韧O L P钢的断口形貌$从中能明显看到材料的层状结构!但目前这种增韧方式主要采用电火花等离子体烧结"P C P#$所制备样品尺寸较小!#"#!基于热机械处理优化的强韧化热机械加工"VGV?#主要利用锻造及轧制等热变形加工配合热处理对钢的基体相和析出相进行调控$进而有效调控合金的显微组织和性能$在传统熔炼钢中已取得较大进展&F,I F&'! VGV?能有效提高材料的位错密度$位错作为固溶原子的扩散通道$是析出相的形核点$因此$VGV?可有效提高相变的转变速率$改善析出相的尺寸和分布$进而改善力学性能&F-'! VGV?也被认为是除成分和烧结温度之外影!BB,第,'期!!徐!帅等(先进反应堆用O L P2*G钢的强韧性匹配研究进展Copyright©博看网 . All Rights Reserved.响O L P2*G钢微观组织的第-个重要影响因素&F F'$但相关研究刚开展$报道数据相对较少! (8A6等&F/'研究了不同VGV?"热退火和轧制结合#条件下!J7O L P钢的室温和/''n的断裂韧性$结果表明VGV?的确能改善材料的高温断裂韧性$其数值提高了,倍多$但其中的微观机制尚不清楚!需指出的是$VGV?应在不导致晶粒长大和弥散粒子粗化的温度下进行$其关键是需精确控制每一步处理过程的温度$避免温度在大范围内波动$温度的确定和精确控制需借助材料的热力学计算等确定$这方面研究还有待进一步加强!*---拉伸断口宏观形貌)+$;$9---V)层与O L P钢基体断口形貌)$$0---O L P钢基体断口形貌图/!V)片增韧!J7O L P钢的断口形貌&F''2)34/!27*;>A7$1<7:X<=<38<0!J7O L P?>$$=7$)60<7;$9+8V)=*8$7&F''!!9T A钢的强韧化研究展望基于O L P钢的强韧化研究现状可看出$目前相关研究还较少$O L P钢强韧化手段对于实现其理想的强韧化效果还十分有限!近几年来$3U*>A7$4和3P;)$6;$4等高水平期刊陆续报道了针对不同金属材料强韧化的研究$且强韧化效果十分明显$或许可从其他材料的强韧化原理中找到可应用于O L P钢的强韧化手段!北京科技大学&F"'采用真空冶炼的方法$制备出了一种高强高韧钢$材料中弥散粒子数密度大于,'&F1h-$弥散粒子尺寸为&.D61$弥散粒子与基体晶格错配度为"'.'-o'.'F#e$在拉伸应变速率为/i,'h-?h,的条件下$其抗拉强度为&.&T C*%延伸率为B.&e!普通高强度钢的强化机制依靠大的共格应变$但大的共格应变会导致材料韧性降低!与其他高强度钢的强化机制不同$这种高强度钢的强化机制来源于低的晶格错配度%高的反相界面能$当粒子被位错剪切时$化学有序效应产生了背应力$背应力可抵抗变形$因此$材料虽然不存在大的共格应变$但强度依然很高!此项研究所发展的钢的强化粒子特征与O L P钢的非常相似$说明通过调控O L P钢中弥散粒子与基体的界面关系$使O L P钢在受力过程中产生化学有序效应$或许可进一步提高O L P钢的强韧性!此外$通过在2J J结构的高熵合金系统中可控地引入高密度延性多组分金属间纳米颗粒"G J R U C#$可使这种G J R U C强化合金在室温下具有,./T C*的超高强度和高达/'e的延展性&F D'!塑性不稳定性是高强度材料的一个主要问题$G J R U C强化合金中显著的位错活动和形变诱发的微带可形成独特的多阶段加工硬化行为$从而消除塑性不稳定性$为开发下一代材料提供了范例!G J R U C强化合金的加工硬化率分析和不同应变条件下的V5G位错形貌观察如图"所示$曲线上N%(和J阶段存在着不同主要变形机制$分别是2J J结构合金的变形机制%背应力强化和位错林强化以及微带诱发塑性"G(R C#效应!因此$实现O L P钢不同变形阶段不同强化机制的配合或许可为O L P钢的强韧化提供思路!-!总结具有优异抗辐照性能的O L P2*G钢是先进核能系统的重要候选结构材料$O L P钢的抗辐照特性源于其独特的显微组织结构!这种结构特点同时赋予O L P钢优秀的室温和高温强度$但也导致O L P钢的塑韧性还不够高!O L P 2*G钢强塑性的调控对于其未来的工程应用和发展十分重要!目前$针对O L P2*G钢的强塑性研究主要从其成分设计%制备工艺和热机械处理-个方面展开$相关研究和实验数据的积累还较为有限$需要系统深入的工作!本'!B,原子能科学技术!!第/-卷Copyright©博看网 . All Rights Reserved.图"!G J R U C强化合金的加工硬化率分析和不同应变条件下的V5G位错形貌观察&F D' 2)34"!M<7[I X*79$6)637*>$*699)?=<;*>)<61);7<?>7A;>A7$<0G J R U C?>7$63>X$6$9*==<8&F D'文同时总结了近年来发展的与O L P钢显微组织相似的其他高强高韧合金的研究进展和强韧化机理$指出通过改善弥散粒子与基体界面关系$以及实现不同变形阶段不同强化机制的配合$或可实现O L P2*G钢较为明显的强韧化效果!参考文献&,'!S R G]K N N4J A77$6>?>*>A?<07$9A;$9I*;>)@*I >)<60$77)>);*1*7>$6?)>);?>$$=?KlL0<70A?)<6$6$738&Y'4G*>$7)*=?V7*6?*;>)<6?$&''/$F""-#(-!F I F'F4&&'!S R G]K N N$S N P N L N K$S O#W NGN N$$> *=4K$;$6>:7<37$??)6]P I Y*:*6;<==*+<7*>)@$7$?$*7;X<60$77)>);?>$$=?Kl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徐帅$陈灵芝$曹书光$等4先进核能系统用O L P 钢的显微组织设计与调控研究进展&Y'4材料导报$&',!$--",#(D B I B!4a]P X A*)$J#5U E)63d X)$J N O P X A3A*63$$>*=4K$?$*7;X:7<37$??<61);7<?>7A;>A7$9$?)36*69;<6>7<=<0O L P?>$$=?*::=)$9><*9@*6;$96A I;=$*7$6$738?8?>$1?&Y'4G*>$7)*=?K$@)$\$ &',!$--",#(D B I B!")6J X)6$?$#4&D'!何培$姚伟志$吕建明$等4O L P钢的抗辐照设计及纳米第二相粒子表征的研究进展&Y'4材料导报$&',B$-&",#(-F I F'4#5C$)$W N O M$)d X)$E HY)*61)63$$>*=4K*I9)*>)<67$?)?>*6;$9$?)36*696*6<?;*=$?$;<69I:X*?$:*7>);=$?;X*7*;>$7)d*>)<60<7O L P?>$$=?(N7$@)$\&Y'4G*>$7)*=?K$@)$\$&',B$-&",#(-F IF'")6J X)6$?$#4&B'!Q R U S E5PY$P U5N L E E4L$?)36)637*9)*>)<6 7$?)?>*6;$)61*>$7)*=?0<70A?)<6$6$738&Y'4N6I6A*=K$@)$\<0G*>$7)*=?K$?$*7;X$&',F$F F,!B,第,'期!!徐!帅等(先进反应堆用O L P2*G钢的强韧性匹配研究进展Copyright©博看网 . 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All Rights Reserved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a]P$Q#O]Q$E O U T2$$>*=4J<1+)6*>)<6 <0+*;[?>7$???>7$63>X$6)63*69O7<\*6?>7$63>X$6)63)6+)1<9*=?>7A;>A7$92$I!J7I N=O L P?>$$=$>XX)3X N=*99)>)<6&Y'4G*>$7)*=?P;)$6;$*69563)6$$7)63N$&',!$D-!(F/I/&4 &-D'T N O K$Q#N U T V$MN U T aC$$>*=4500$;> <0d)7;<6)A1*99)>)<6<6>X$1);7<?>7A;>A7$*691$;X*6);*=:7<:$7>)$?<0O L P0$77)>);?>$$=?;<6I >*)6)63*=A1)6A1&Y'4Y<A76*=<0U A;=$*7G*>$7)I*=?$&',F$F F F",I-#(F"&I F"B4&-B'崔超$黄晨$苏喜平$等4快堆先进包壳材料O L P 合金发展研究&Y'4核科学与工程$&',,$-,"F#( -'/I-'!4J]RJ X*<$#]N U T J X$6$P]a):)63$$>*=4L$@$=<:1$6><0O L P*==<8*?*9@*6;$9;=*99)631*>$7)*=0<70*?>7$*;><7&Y'4J X)6$?$Y<A76*=<0U A;=$*7P;)$6;$*69563)6$$7)63$&',,$-,"F#( -'/I-'!")6J X)6$?$#4&-!'Q#N U T W$O]W N U T V$E R]L$$>*=4!J7I O L P?>$$=;<1:<?)>$1*>$7)*=7$)60<7;$9+8V*=*8$7?&Y'4Y<A76*=<0N==<8?*69J<1:<A69?$ &',"$"B&(&!F I-',4&F''Q#N U T W$E R]L$MN U T W$$>*=4N!e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第,'期!!徐!帅等(先进反应堆用O L P2*G钢的强韧性匹配研究进展Copyright©博看网 . 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聚变堆第一壁用纳米结构ODS钢的发展与前瞻_吕铮

第45卷第9期原子能科学技术Vol .45,N o .9　2011年9月Atomic Energy Science and Techno logy Sep .2011聚变堆第一壁用纳米结构ODS 钢的发展与前瞻吕　铮(东北大学材料各向异性与织构教育部重点实验室,辽宁沈阳　110819)摘要:第一壁结构材料必须满足聚变堆极其严酷的工作环境要求,这是制约聚变堆发展的技术瓶颈之一。

近年来发展起来的纳米结构氧化物弥散强化钢的特征性微观结构赋予了该材料优异的抗辐照性能,被视为第一壁结构材料的发展方向。

本文简述了国内外第一壁材料的研究与发展概况。

关键词:聚变堆;第一壁;纳米结构;氧化物弥散强化钢中图分类号:T L34 文献标志码:A 文章编号:1000-6931(2011)09-1105-07Development and Prospect of Nano -structured ODS Steelsfor Fusion Reactor First Wall ApplicationL Zheng(K ey Laboratory of Ministry of Ed ucation f or Anisotrop y and Te xture of Materials ,收稿日期:2010-06-15;修回日期:2010-08-16基金项目:国家自然科学基金资助项目(50971033,91026013);国家重点基础研究发展计划资助项目(2011CB610405);中央高校基本科研业务费资助项目(N090202001,N100402001);教育部新世纪优秀人才支持计划资助项目(NCET -10-0302)作者简介:吕　铮(1970—),男,河南安阳人,教授,博士,金属材料专业Northeastern University ,Sheny ang 110819,China )A bstract :The first w all structural mate rial of fusion reacto rs must meet ex tremely rig -o rous operation enviro nment requirements and it is one of the key facto rs restricting the development of fusion reactors .Nano -structured o xide disper sion streng thened (ODS )steels are the leading candidates for fusion first w all due to their ex cellent ir radiation re -sistance co ming from their characteristic micro structures .This paper described briefly the current state of developm ent and understanding of ODS steels .Key words :fusion reactor ;first w all ;nano -structure ;ODS steel 聚变堆作为一种未来的清洁能源而成为目前国际上研究的热点。

Zr、Ti添加对第四代核反应堆燃料包壳用ODS钢纳米氧化物的影响

Zr、Ti添加对第四代核反应堆燃料包壳用ODS钢纳米氧化物的影响相对轻水堆来说,第四代核反应堆具有更高的运行温度,堆内运行工况变得更为复杂,使得对其核心结构材料的性能要求也更加苛刻。

氧化物弥散强化（ODS,oxide dispersion strengthened）钢特征性的微观结构一超高密度弥散分布的纳米氧化物,使其在各种物理化学条件下具有优异的抗辐照性能、抗蠕变性能,以及良好的高温稳定性能,成为第四代核反应堆包壳中非常有前途的候选结构材料。

因为高Cr的铁素体ODS钢在高温下具有更高的强度,且在超临界水冷堆及铅冷快堆中展示出优异的抗腐蚀性能,因此,高Cr的铁素体ODS钢能够满足作为下一代核能系统包壳结构材料的要求。

通过添加氧化物形成元素Ti,Zr等来改善高Cr-ODS钢的性能是一种很重要的技术路线。

由于高Cr-ODS钢性能的改善往往依赖于氧化物形成元素的添加对合金微观结构的影响,因此,本课题研究了Ti/Zr和Ti元素添加对高Cr的ODS钢中纳米氧化物的影响。

本研究分以下两个部分进行展开:第一部分:利用高分辨技术（HRTEM,high resolution transmission electron microscopy）等先进表征分析手段,以超临界水冷堆包壳用的FeCrAl-ODS钢ODS-Zr3（Fe-15Cr-4Al-2W-0.15Ti-0.5Zr-0.35Y2O3）为研究对象,将表征结果分别与SOC-9（Fe-15Cr-4Al-2W-0.1Ti-0.35Y2O3）和SOC-14（Fe-15Cr-4Al-2W-0.1Ti-0.63Zr-0.35Y2O3）进行对比,研究了Zr和Ti元素添加对高Cr的ODS钢中纳米氧化物的影响机制;ODS-Zr3在超临界水冷堆及铅冷快堆高温服役条件下具有优异的热稳定性能、抗辐照性能的原因也简单进行了讨论,并分析和讨论了Zr和Ti元素添加对纳米氧化物在抗辐照性能、热稳定性方面的影响机制。

CN-1515不锈钢

CN-1515不锈钢
国产CN-1515不锈钢因其良好的抗辐照肿胀能力和高温力学性能成为铅铋快堆燃料包壳的主要候选材料.在铅铋冷快堆中,由于液态铅铋合金对金属材料具有强烈的腐蚀性,会影响到反应堆的安全稳定运行,因此,铅铋冷快堆中结构材料应用还需充分考虑耐液态铅铋腐蚀性能.本文以国产CN-1515奥氏体不锈钢为研究对象,在自行研发的控氧静态铅铋腐蚀实验装置上,开展了高温铅铋腐蚀实验.实验温度分别为450,500,550,600℃,实验时间分别为1 000,3 000,6 000 h,液态铅铋合金中氧含量控制在10-6%～10-7%之间.实验结果表明,低温(T≤450℃)下,CN-1515不锈钢表面会生成一层保护性氧化膜,但随着腐蚀时间的增加,氧化膜会逐渐疏松而失去其保护作用;然而温度大于500℃时,不锈钢发生严重的Ni元素溶解腐蚀,腐蚀深度随温度的升高和时间的延长而增加.。

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１２月
快堆先进包壳材料ＯＤＳ合金发展研究
崔黄苏宿彦京超，晨，喜平，
（．中国原子能科学研究院，京１２１；．ｊ京科技大学，京１０８）１北０４３２Ｅ北００３
摘要：堆先进包壳材料Ｏ快ＤＳ合金（ｉｅＤｓｅｓｎቤተ መጻሕፍቲ ባይዱｒｎｔｅｅｔ１具有优异的抗辐照肿胀性能和ＯｘｄｉｒｉｔｅｇｈｎｄＳｅ）ｐｏｅ
（．ｈｎｎｔｕｅｏｏｃｎｒｙｅｉｇ１２１，ｈｎ１ＣｉａＩｓｉｔｆＡｔｍｉＥｅｇ，Ｂｉｎ０４３Ｃｉａｔｊ２ＵｎｖｒｉｆｃｅｃｎｅｈｏｏｙＢｉｎ，ｅｉｇ１０８，ｈｎ）．ｉｅｓｙｏｉｎｅａｄＴｃｎｌｇｅｉｇＢｉｎ００３ＣｉａｔＳｊｊ
ｈｇｕｎｐｆｅｏａｔｒａｔｒｉｈｂｒｕｕｌｒｆｓｅｃｏ．ＴｈｓｐｐｒｇｎｒｌｎｒｄｃｓｔｅｐｏｒｓｆＲ＆Ｄｆｉａｅｅｅａｌｉｔｏｕｅｈｒｇｅｓｏｙ
ｏＯＤＳｌｙ，ｉｃｕｉｇｈｐｏｅｓｎｔｃｎｌｇｏＯＤＳｌｙ，ｍｅｈｎｃｌｎａｌｓｏｎｌｄｎｔｅｒｃｓｉｇｅｈｏｏｙｆａｌｓｏｃａｉａ
第３卷第４期１
２１矩０１
核科学与工程
ＣｈｎｓｏｒａｆＮｕｌａｃｅｃｎｎｉｅｒｎｉｅｅＪｕｎｌｃｅｒＳｉｎｅａｄＥｇｎｅｉｇｏ
Ｖｏ．１Ｎｏ４１３．
Ｄｅ．２１１ｃ０
ｐｏｒｉｓ，ｃｒｐｅｔｅｏｍｐｔｂｌｔｔｏｄｕ，ｉｒｄｉｔｏｒｏｍａｅａＯｏ．ａｉｉｉｙｗｉｈｓｉｍｒａａｉｎｐｅｆｒｎｃｎｄＳｎＫｅｗｏｄｓｆｓｒａｔｒ；ＯＤＳ；ｐｏｃｓｉｔｃｙｒ：ａｔｅｃｏｒｅｓｎｇｅｈｎｏｏｙ；ｉｒｄａｉｐｅｆｒａｃｌｇｒａｉｔｏｎｒｏｍｎｅ；ｓｄｉｍｏｐｔｂｌｔｏｕｃｍａｉｉｉｙ
ＡｂｔａｔＦｓｒａｔｒｄａｃｄｌｄｉｇｓｒｃ：ａｔｅｃｏａｖｎｅｃａｄｎｍａｅｉｌｔｒａｓＯＤＳｌｙ（ｉｅａｌｓＯｘｄＤｉｐｒｉｎｏｓｅｓｏＳｒｎｔｅｅｔｅ）ｈｖｘｅｌｎｒａｉｔｎｓｌｎｅｉｔｎｅａｄｓａｌｃａｉａｔｅｇｈｎｄｓｅ１ａｅｅｃｌｔｉｒｄａｉｗｅｌｇｒｓｓａｃｎｔｂｅｍｅｈｎｃｌｅｏｉｐｏｅｔｓａｌｖｔｄｔｍｐｒｔｒ，ｒｐｒｉｔｅｅａｅｅｅａｕｅｗｈｃｓｃｏｅｓｔｅｃｎｉａｅｃａｄｎｔｒａｏｅｉｈｉｈｓｎａｈａｄｄｔｌｄｉｇｍａｅｉｌｆ
为了解决核能发展中所面临的核废料处理
能可持续性发展上的优势，已列入我国核能中长期发展规划纲要中。
和铀资源短缺两大难题，保证核能的长期可持续发展，促使核能真正成为安全、洁的能源，清必须加快研发新一代核能系统。作为第四代六种反应堆型之一的钠冷快堆（ｏｉｍ－ｏｌｄＳｄｕｃｏｅ
高温力学性能，高性能快堆燃料元件包壳管的主要候选材料。本文概括介绍了ＯＳ合金的研究进是Ｄ展，括ＯＤ包Ｓ合金的制备方法、学性能、力与钠相容性以及辐照性能等关键词：堆｝Ｓ合金；备工艺；照性能；相容性快－ＯＤ制辐钠中图分类号：Ｌ２Ｔ３文献标志码：Ａ文章编号：２８０１（０１０—３５００５—９８２１）４００ —５
ＦｓＲａｔｒＳＲ）ａｔｅｃｏ，Ｆ由于在安全性以及维持核
快堆包壳管运行于高温、中子辐照工况强
条件下，刻的服役条件给包壳管的性能提出苛
了新的挑战。我国快堆的发展考虑分三步走：实验快堆～示范快堆一商用快堆，目前中国实
Ｒ＆ＤｎａｖｎｃｄｃａｄｎａｅｉｌｏｄａｅｌｄｉｇｍｔｒａｓＯＤＳａｌｙｏａｔｒａｔｒｌｏｓｆｒｆｓｅｃｏ
ＣＵＩＣｈｏ，ＨＵＡＮＧｅＵ — ｉｇａＣｈｎ，ＳＸｉｎ，ＳＹａ－ｉｇｐＵｎｊｎ