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

(1.东北大学 材料各向异性与织构教育部重点实验室，沈阳 110819; 2.东北大学 材料与冶金学院 材料研究所，沈阳 110819)

抗辐照合金的发展与纳米结构ODS钢的抗辐照性能

吕 铮1，刘春明2

(1.东北大学 材料各向异性与织构教育部重点实验室，沈阳 110819; 2.东北大学 材料与冶金学院 材料研究所，沈阳 110819)

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.

抗辐照合金;纳米结构ODS钢;微观结构

1 抗辐照合金的发展

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.

图1 奥氏体钢(316Ti，15/15Ti)、铁素体/马氏体钢(含ODS钢)的抗肿胀性能对比［3］Fig.1 Swelling resistance of austenitic and F－M steels as function of the dose［3］

(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.

图2 受聚变堆中子辐照的元素在聚变堆关闭后的诱导放射性随时间的变化(模拟计算)［7］.Fig.2 Calculated induced radioactivity as a function of time after reactor shutdown of selected elements irradiated in a fusion neutron spectrum［7］

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］.

2 合金的微观结构对抗辐照性能的影响

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.

3 纳米结构ODS钢的抗辐照性能

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:

3.1 相结构的稳定性

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.

3.2 抗肿胀性能

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］.

3.3 抗辐照硬化/脆化性能

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.

3.4 抗辐照蠕变性能

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］.

3.5 抗He脆能力

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.

4 纳米结构ODS钢的发展需要解决的主要问题

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.

［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 behaviour［J］.J Nucl Mater，1993，206:324－334.

［6］Marback G，Cook I.Safety and environment aspects of a fusion power reactor［J］.Fusion Eng Design，1999，46:243－254.

［7］Wiffen F W，Santoro R T.Control of activation Levels to simplify waste management of fusion reactor ferritic steel of components［C］//In Proc Topical Conf on Ferritic Alloys for Use in Nucelar Energy Technologies.New York，AIME，1984:195.

［8］Klueh R L，Alexander D J.Impact behavior of reducedactivation steels irradiated 24dpa［J］.J Nucl Mater，1996，336:233－237.

［9］Hishinuma A，Kohyama A，Klueh R L，et al，Current status and future R＆D for reduced－activation ferritic/martensitic steels［J］.J Nucl Mater，1998，193:258－263.

［10］Schaaf B van der，Tavassoli A－A F，Fazio C，et al.The development of EUROFER reduced activation steels［J］.Fusion Eng Design，2003，69:197－203.

［11］RensmanJ，HofmansH E， Schuring E W，etal.Characteristics of unirradiated and 60℃ ，2.7dpa irradiated Eurofer97［J］.J Nucl Mater，2002，307－311:250－255.

［12］Klueh R L.Elevated temperature ferritic and martensitic steels and their application to future nuclear reactor［J］.International Materials Reviews，2005，50:287－310.

［13］黄群英，郁金南，万发荣，等，聚变堆低活化马氏体钢的发展［J］.核科学与工程，2004，24:56－64.

(HUANG Qun－ying，YU Jin－nan，WAN Fa－rong，et al，Development of reduced activation martensitic steels［J］.Chin J Nucl Sci Eng，2004，24:56－64.)

［14］Klueh R L，Nelson A T，Ferritic/martensitic steels for nextgeneration reactors［J］.J Nucl Mater，2007，371:37－52.

［15］Lucon E.Mechanical tests on two batches of oxide dispersion sthengthed RAFM steel(EUROFER97)［J］.Fusion Engineering and Design，2002，61－62:683－689.

［16］Alinger M J，Odette G R，Hoezler D T.The development and stability of Y－Ti－O nanoclusters in mechanically alloyed Fe－Cr based ferritic alloys［J］.J Nucl Mater，2004，329－333:382－386.

［17］Schneibel J H，Liu C T，Miller M K，et al.Ultrafine－grained nanocluster－ strengthened alloys with unusually high creep strength［J］.Scrip Mater，2009，61:793－796.

［18］Pawel J E，Bloom E E，Mansur L K，et al.Toward a mechanistic understanding of radiation effects in materials［J］.Rad Eff Def Solids，1998，144:287－309.

［19］Was G S.Materials degradation in fission reactors:lessons learned of relevance to fusion reactor systems［J］.J Nucl Mater，2007，367－370:11－20.

［20］Hamilton M L，Gelles D S，Lobsinger R J，et al.Fabrication technological development of the oxide dispersion strengthened alloy MA957 for fast reactor applications［P］.PNL－13168，Richland，WA:Pac.Northwest Lab.2000.

［21］Akasaka N，Yamashita S，Yoshitake T，S.Microstructural changes of neutron irradiated ODS ferritic and martensitic steels［J］.J Nucl Mater，2004，329－333:1053－1056.

［22］Allen T R，Gan J，Cole J I，The stability of 9Cr ODS particles under heavy－ion irradiation［J］.J Nucl Sci Eng，2005，151:305－312.

［23］Ohtsuka S，Ukai S，Fujiwara M，et al.Nano－mesoccopic structural control in 9Cr ODS ferritic and martensitic steels［J］.J Nucl Mater，2006，351:241－246.

［24］Lambard V.Development of ODS ferritic－martensitic steels for application to high temperature and irradiation environment’［M］. Rapport CEA － R － 5918，France，2000.

［25］Yamashita S，Akasaka N，Ukai S，et al.Microstructural development of a heavily neutronirradiated ODS ferritic steel (MA957)at elevated temperature［J］.J Nucl Mater，2007，367－370:202－207.

［26］Kishimoto H，Yutani K，Kasada R，et al.Heavy－ion irradiation effects on the morphology of complex oxide particles in oxide dispersion strengthened ferritic steels［J］.J Nucl Mater，2007，367－370:179－184.

［27］Cho H S，Kasada R，Kimura A.Effects of neutron irradiation on the tensile properties of high－Cr oxide dispersion strengthened ferritic steels［J］.J Nucl Mater，2007，367－370:239－243.

［28］Yutani K，Kishimoto H，Kasada R，et al.Evaluation of helium effects on swelling behaviorofoxide dispersion strengthened ferritic steels under ion irradiation［J］.2007，J Nucl Mater，367－370:423－427.

［29］Yamamoto T，Odette G R，Miao P，et al.The transport and fate of helium in nanostructured ferritic alloys at fusion relevant He/dpa ratios and dpa rates［J］.J Nucl Mater，2007，367－370:399－410.

［30］Yoshitake T，Abe Y，Akasaka N，et al.Ring－tensile properties of irradiated oxide dispersion strengthened ferritic/ martensitic steel claddings［J］.J Nucl Mater，2004，329－333:342－46.

［31］Alamo A，Lambard V，Averty X，et al.2004.Assessment of ODS－14%Cr ferritic alloy for high temperature applications［J］.J Nucl Mater，329－333:333－37.

［32］Alamo A，Bertin J L，Shamardin V K，et al.Mechanical properties of 9Cr martensitic steels and ODS－FeCr alloys after neutron irradiation at 325℃ up to 42 dpa［J］.J Nucl Mater，2007，367－370:54－59.

［33］Kuwabara T，Kurishita H，Ukai S，et al.Superior charpy impact properties of ODS ferritic steel irradiated in JOYO［J］.J Nucl Mater，1998，258－263:1236－1241.

［34］Mansur L K.Mechanisms and kinetics of radiation effects in metals and alloys［M］.In Kinetics of Nonhomogenous Processes，ed Freeman G R，New York:Wiley－Intersci，1987:377－463.

［35］Odette G R，Miao P，Yamamoto T，et al.A comparison of cavity formation in neutron irradiated nanostructured ferritic alloys and tempered martensitic steels at high He/dpa ratio［J］.Transactions－American Nuclear Society，2008，98:1148－1149.

［36］Yutani K，Kishimoto H，Kasada R，et al.Evaluation of helium effects on swelling behaviorofoxide dispersion strengthened ferritic steels under ion irradiation［J］.J Nucl Mater，2007，367－370:423－427.

［37］Henry J，Avery X，Dia Y，et al.Tensile properties of an ODS 14 Cr alloy irradiated in a spallation environment［J］.J Nucl Mater，2009，386－388:345－348.

Development of radiation－resistant alloys and radiation rolerance of nano－structured ODS steels

LU Zheng1，LIU Chun-ming2

(1.Key Laboratory for Anisotropy and Texture of Materials(Ministry of Education)，Northeastern University，Shenyang 110819，China;2.Institute of Materials，School of Materials and Metallurgy，Northeastern University，Shenyang 110819，China)

Development of radiation－resistant alloys/steels for key components of advanced nuclear reactors was reviewed briefly.Nano－structured oxide dispertion strengthened(ODS)ferritic/martensitic steels are the leading structural material candidates.Theircharacteristic microstructures and the influences on radiation tolerance were discussed

radiation－resistant alloys;nano－structured ODS steel;microstructure

TL 341

A

1671-6620(2012)01-0047-07

2011-09-16.

国家自然科学基金 (50971033，91026013);国家重点基础研究发展计划 (2011CB610405);教育部新世纪人才支持计划 (NCET－10－0302);中央高校基本业务费 (N100402001);沈阳市科学技术计划项目 (F10－205－1－52).

吕铮 (1970—)，男，东北大学教授，E－mail:luz@smm.neu.edu.cn;刘春明 (1961—)，男，东北大学教授，博士生导师.