核反应堆技术历经三代演进，在经济性和安全性方面已具有巨大成就，但仍存在核资源利用率不高、放射性废物累积和本质安全等问题。21世纪以来，尤其是2011年福岛核电站事故后，国际核能界积极推进更加高效、清洁和安全的第四代快中子堆系统，其可将铀资源利用率从压水堆的约1%提高到60%~70%，减少核裂变废物，实现核能的可持续发展[1]。铅冷快堆（lead-cooled fast reactor, LFR）（图1[2]）采用液态铅或铅铋共晶（lead-bismuth eutectic, LBE）合金作为冷却剂，具有低熔点（分别接近327和125 ℃）、高沸点（分别接近1 745和1 670 ℃）、低摩擦系数（0.1）、稳定的化学性质，以及优异的导热、传热和自然循环能力，特别是铅基材料与放射性元素碘和铯形成化合物而降低放射源活性，具有更高的本质安全性，有利于堆芯结构紧凑性和小型化设计，是最有发展前景的第四代核能技术之一。目前，世界各国正积极推进LFR的商业应用，如俄罗斯SVBR-100、BREST-300，美国SSTAR、ENHS，欧盟ELFR、ALFRED，日本LSPR、PBWFR，韩国URANUS和中国CLEAR等[3]。
鉴于LFR堆芯的运行环境（高达550 ℃的服役温度、LBE腐蚀及长周期运行），自LFR概念提出以来，研究人员一直在寻找合适的结构材料作为堆芯构件材料，包括奥氏体不锈钢（如316L、304L等）和质量分数9%~12%Cr铁素体/马氏体钢（如T91、HT-9等）等，不锈钢内部各化学元素的质量分数见表1[4-6]。考虑到T91与316L在核反应堆中已收集大量的服役性能数据，并被美国机械工程师协会(American Society of Mechanical Engineers, ASME)等相关手册收录，故LFR主要选用T91与316L钢作为堆芯材料。
堆芯材料与LBE接触时,主要面临液态金属腐蚀(lquid metal corrosion，LMC)和液态金属脆化(liquid metal embrittlement，LME)两种材料降解腐蚀效应[7-9]，而目前针对LBE腐蚀研究的实验条件广泛（温控范围573~1 073 K，时间跨度100~15 000 h，氧浓度质量分数介于10-12至氧饱和状态，流速0~5 m/s），尚未形成统一的LBE腐蚀试验标准[10]。因此，针对高温条件下堆芯材料LBE腐蚀失效的机理一直是综述文章的核心议题[11]。同时，在高温LBE环境中，T91等铁素体/马氏体钢具有液态金属脆性，而316L等奥氏体不锈钢虽然在液态LBE环境中的LME效应不明显，但蠕变寿命、疲劳寿命和循环载荷下的机械性能明显下降，具体如图2[10]所示。因此，针对T91与316L钢在高温液态LBE环境中的机械性能变化成为研究重点[12-13]。
本文重点以T91与316L等堆芯构件材料在高温LBE 环境下进行的各类机械性能测试试验为主线，总结了高温LBE中T91与316L钢的腐蚀特性及机械性能变化规律，为后续LFR堆芯材料的选择及优化研究提供借鉴。
<G:\武汉工程大学\2025\第3期\郑小涛-2.tif>[0 1 000 2 000 3 000 4 000 5 000
t / h][20
15
10
5][应变 / %][空气环境][空气环境][LBE环境氧质量分数：10-6~10-9][LBE环境氧质量分数：10-7~10-10][LBE环境氧质量分数：10-6][LBE环境氧质量分数：10-6][550 ℃，300 MPa[10]
550 ℃，325 MPa[10]]
图2 316L不锈钢蠕变性能的变化趋势
Fig. 2 Trend of change in creep properties of
316L stainless steel
1 高温LBE的腐蚀特性
LBE的腐蚀机制取决于堆芯材料的化学成分、液态金属中的氧含量、温度及流速[14]，通常参照Ellingham图预估LBE的腐蚀机理[15]。因实验条件广泛，目前尚无统一的LBE腐蚀试验标准，但结合静态浸泡实验、动态流动实验以及大型回路腐蚀实验等多种实验手段（表2），通过理论分析仍能总结出堆芯材料的LBE腐蚀特性（表3）。
1.1 LMC行为研究
由表3可知，根据LMC的影响机制，LMC可分为局部损伤效应（点蚀等）[27]和均匀损伤效应[28]。当LBE处于高氧浓度时，基体钢表面在原位易形成氧化膜而发生氧化腐蚀，虽然氧化膜因其致密、无缺陷、附着性、抗自发剥落等特点而有望保护基体钢免受铅和铋的过度氧化[29]，但随着氧化膜厚度的增长，其低导热特性将严重阻碍反应堆部件的热交换需求，进而影响基体钢的使用寿命[30]，因此，研究材料钢的氧化动力学[作为温度和液态重金属溶液（heavy liquid metal，HLM）氧浓度的函数]特性，解析氧原子进入LBE的难易程度成为LMC氧化腐蚀机制的研究方向。
基体钢中的铬（Cr）、铁（Fe）等组成元素与氧元素发生反应形成Fe3O4和Cr2O3等金属氧化物[31]，阻碍氧的扩散，降低LBE中自由氧元素的浓度，导致钢的持续腐蚀。当液态Pb或LBE中溶解氧含量较低时，抑制了钢表面稳定无缺陷氧化层的形成，溶解腐蚀成为主要的LMC过程。由于基体钢元素溶解度的温度依赖性，其溶解腐蚀的严重程度随温度升高而升高[32]，导致不同基体钢的元素发生选择性溶解，并渗透到晶界/孪晶界形成应力集中点，促进裂纹成核及蠕变性能的退化[33]。因此，研究氧控制技术（表4），解析合金元素从基体钢上析出的难易程度，对进一步研究LBE—基体钢界面的扩散行为以及揭示具体的溶解腐蚀机理而言至关重要。
在液态LBE中，HLM流动模式等机械、化学机制可能导致保护氧化层的损坏或局部溶解腐蚀增强（溶解点蚀）[38-39]，进而形成表面侵蚀，这不是由于基体钢自身在HLM中的溶解，而是沉淀/钢基体界面允许HLM进入钢体以攻击原本钝化(原位表面氧化)的钢表面所形成的[40]。HLM流速的不同造成基体钢LMC机制的不同，在低HLM流速(即层流)下，总体腐蚀速率由HLM边界层(即靠近钢表面的边界层)中溶解物质的传质所决定；在中HLM流速下，介质边界层内的传质过程加速，腐蚀速率由HLM/钢界面的腐蚀活化反应控制，与HLM的流速无关；在高HLM流速下，氧化物及碳化物等固体颗粒形成基体钢表面的烧蚀，降低材料的机械性能。因此，开展堆芯构件机械性能变化趋势的研究对反应堆部件结构完整性的评估及优化具有重要意义。
1.2 LME行为研究
LME是指金属材料通过微观尺度上的空洞形核、生长和聚合，从正常韧性断裂模式转变为脆性断裂模式，使得金属材料在宏观尺度上展现出其延展性、极限抗拉强度（但不包括屈服强度）以及抗疲劳性能的显著降低，特别是在液态金属环境条件下进行测试时，当覆盖在钢表面的氧化层失效或失去保护作用后，裂纹萌生，随后迅速扩展，导致复杂的断裂，而且材料的韧性也将大幅度下降[41]。
根据金属材料机械性能的变化机理，造成金属材料产生LME的因素主要分为两类，具体包括：驱动LME的金属晶体结构、化学成分、相分布、应力水平和预暴露等内部因素[42]；塑性变形、断裂等与腐蚀相互作用的“动力学”（温度及等应变速率）等外部因素[43]。基于影响因素的多样及复杂，虽然目前尚无针对LME形成机制的统一解释规范，但表面能降低、局部塑性、应力辅助溶解及原子扩散穿透等机制模型涵盖了主要的LME机制[44]，针对此类机制，目前常采用强化固溶体化学成分、预暴露、拉伸伸长率预评估、液体和固体金属的紧密接触等方法降低LME的影响程度。由于在原子尺度上，导致材料在LBE接触时LME敏感性差异的潜在机制仍未明确，其对钢材料机械性能的影响仍是研究的重点方向。
2 高温铅铋暴露下不锈钢机械性能的变化
不锈钢在经受合金元素溶解、氧化、迁移等铅铋腐蚀效应影响后，需对其机械性能和蠕变-疲劳性能进行系统分析，以研究其在不同温度及铅铋暴露时间下的抗腐蚀性。
2.1 铅铋暴露下不锈钢拉伸性能变化分析
不锈钢的拉伸性能测试试验主要针对其屈服强度（yield strength,YS），极限抗拉强度（ultimate tensile strength,UTS），平均延伸率（uniform elongation,UE）和总延伸率（total elongation,TE）的变化展开研究，现有实验结果主要包括对304L、T91、316L及SIMP不锈钢的研究，其中，T91和SIMP不锈钢的拉伸性能曲线如图3(a)和图3(b)所示，304L和316L的拉伸性能参数如表5所示。
图3表明，在空气环境及600 ℃环境下，随着反应时间的增加，T91及SIMP不锈钢的铅铋暴露样品与热老化处理样品的YS、UTS及TE明显下降；同时，随着反应时间及铅铋暴露时间的增加，在室温下的拉伸实验数据表明其YS、UT明显下降，TE基本不变，这表明不锈钢暴露于铅铋中会降低不锈钢的拉伸性能。由图3(a)和图3(b)可知，不锈钢的拉伸性能与铅铋暴露时间及温度有着密切的联系，这是由于随着铅铋暴露时间的增加，不锈钢基体中Fe、Cr、Ni等元素在高温作用下与LBE中Pb、Bi、O等元素发生复杂的化学反应，同时也伴随着合金元素的溶解、氧化等现象，并在高温驱动下加速了元素的迁移，同时元素迁移又促进了溶解过程，使材料表面均匀地遭受破坏。基体表面由于铁元素的溶解及铅铋中氧元素与基体的交换，使得基体本身的元素含量平衡被打破，在铅铋中基体表面的氧化层[PbO层与（Fe、Cr）O尖晶石层]破坏了材料完整性，大大降低了不锈钢的机械性能，最直观的便是与热老化相比，在铅铋环境下不锈钢的屈服强度及极限抗拉强度大幅下降，总延伸率也有一定程度的降低，具体见图3(c)。由图3(c)可知，铅铋环境对不锈钢界面的拉伸性能影响显著，但受限于实验条件的限制，主要研究了部分目标材料在有限条件下的机械性能，而针对不锈钢在铅铋环境下的机械性能缺乏有力的证明。因此，为研究长时高温铅铋环境下不锈钢机械性能的变化规律，开展等效加速实验和模拟仿真实验显得尤为重要。表5表明，304L不锈钢在相同铅铋暴露时间下，随着反应温度的升高，不锈钢的TE基本保持不变，但YS和UTS呈降低趋势。
2.2 不锈钢蠕变及疲劳分析
LFR系统中产生的热-机械载荷将导致构件产生不可忽略的应力和变形，在复杂载荷作用下材料主要因发生蠕变、疲劳及蠕变-疲劳交互行为而失效。因此，为开展LFR堆芯构件腐蚀-应力交互作用的物理化学机制研究，在研究不锈钢拉伸等机械性能外，还需开展蠕变、疲劳等性能的研究。
2.2.1 蠕变行为 目前，液态铅铋环境下不锈钢的蠕变和疲劳实验研究仍然较少，关于液态铅铋加速不锈钢蠕变、疲劳寿命和疲劳开裂的阐述仍主要停留在唯象层面，故有必要从物理、化学等微观层面解析液态铅铋造成不锈钢构件蠕变、疲劳失效作用机制。为探究铅铋腐蚀-应力交互条件下不锈钢的蠕变行为，对部分316L和T91不锈钢在液态铅铋和空气中的蠕变断裂试验参数进行汇总，具体如图4所示。
<G:\武汉工程大学\2025\第3期\郑小涛-4-1.tif><G:\武汉工程大学\2025\第3期\郑小涛-4-2.tif>[（a）][（b）][0 2 000 4 000 6 000 8 000
蠕变时间 / h][22
20
18
16
14
12
10
8
6
4
2
][应变 / %][T91:550 ℃/140 MPa，LBE[45，49]
T91:550 ℃/140 MPa，Air[45，49]
T91:550 ℃/160 MPa，LBE[45，49]
T91:550 ℃/160 MPa，Air[45，49]
T91:550 ℃/180 MPa，LBE[45，49]
T91:550 ℃/180 MPa，Air[45，49]
T91:550 ℃/200 MPa，LBE[45，49]
T91:550 ℃/200 MPa，Air[45，49]
][0 200 400 600 800 1 000 1 200
蠕变时间 / h][16
14
12
10
8
6
4
2
][应变 / %][316L:550 ℃/300 MPa，
LBE:10-6[10，45]
316L:550 ℃/300 MPa，
LBE:10-7~10-9[10，45]]
图4 蠕变断裂试验结果参数：(a)T91不锈钢，
(b)316L不锈钢
Fig. 4 Parameters of creep fracture test results:
(a)T91 stainless steels，(b)316L stainless steels
由图4可知，在铅铋环境下试样的蠕变断裂时间明显短于空气环境下的蠕变断裂时间，试样的蠕变断裂时间会随着氧浓度的升高而降低。此外，试验应力越高其所对应的蠕变速率越快，同时试样的蠕变断裂时间也随着应力水平的增大而减小。随着蠕变时间的增加，蠕变应变并不是光滑连续的曲线，其原因可能是试验过程中调整试样而导致的位移传感器测量值的跳跃。随着液态铅铋中氧浓度的增加，不锈钢的蠕变断裂时间显著降低，这是由于液态铅铋中的氧元素与不锈钢材料发生反应形成表面氧化物从而降低了材料本身的强度，同时也说明在低氧浓度中铅铋对材料破坏程度低于高氧浓度。
2.2.2 疲劳行为 蠕变-疲劳载荷为 LFR 系统运行过程中不可或缺的极端工况之一，在此工况下，对液态 LBE 环境中不锈钢的蠕变-疲劳寿命尚缺少实验研究，复杂应力模式和 LBE 腐蚀-氧化的交互作用、裂纹萌生和扩展机制仍鲜有报道，导致目前相关强度设计准则和完整性评价方法的缺失。因此，在蠕变-疲劳载荷作用下不锈钢液态 LBE 腐蚀-氧化应力交互机制及其对蠕变-疲劳裂纹萌生、扩展和失效机制的影响亟待深入研究，构建在该严苛环境下不锈钢构件的强度设计准则和完整性评价方法显得尤为迫切。目前，关于液态铅铋环境下不锈钢疲劳寿命和疲劳开裂的阐述仍停留在唯象层面，主要对已有试验的微观（图5[50]）和宏观（图6[51-53]）现象进行分析阐述。
图5为疲劳裂纹在同一晶界的变化趋势图。图5显示了T91不锈钢在液态LBE环境下的疲劳裂纹扩展机理，表明少量的溶解氧也可驱动裂纹氧化物在晶格中的扩散，在尖端处发生塑性变形，激活位错源，从而加剧裂纹的形成。由图6可知，试样的总应变范围随着循环次数的增加而减少，同时与空气环境对比，相同循环次数时铅铋环境下试样的应变范围明显更低，说明铅铋环境对材料的损伤极大。
2.3 不锈钢的腐蚀速率预测
由于在液体LBE拉伸载荷下，大多数奥氏体不锈钢并未出现LME现象，故目前国际推荐316L作为LFR堆芯构件的首选材料，虽在短期内（1年或1 000 h）表现出较好的耐蚀性和稳定性，但其在长期服役条件下的可靠性仍待验证。与此同时，局部缺陷腐蚀会导致材料优先失效，因此，针对材料的最大腐蚀深度及腐蚀速率的预测成为提高LFR堆芯构件完整性评价方法的关键。表6为不同时间、不同温度下的最大腐蚀数据汇总表。表7[57]为316L不锈钢不同时间、不同温度下的平均腐蚀数据汇总表。
将表7中数据进行拟合，可得316不锈钢高温液态LBE环境下的平均腐蚀深度随温度与时间的拟合方程，即式（1）与式（2），其决定系数R2均大于0.8，拟合方程能较好解释数据的变动。由式（1）和式（2）可知，温度越高、腐蚀时间越长，腐蚀层厚度越大。
[δ=4.76+170 908.81(1+e-T-794.8331.51)·(1+e-t-1 703.45304.45)]
[ (R2=0.877)] （1）
[δ=415.5-1.36T-0.32t+0.001 07T2+1.08×]
[10-6t2+6.23×10-4Tt (R2=0.847)] （2）
式中：δ为腐蚀层厚度，μm。
表7 316L不锈钢平均腐蚀数据
Tab. 7 Average corrosion data of 316L stainless steel
[t / h 不同温度下的平均腐蚀深度/ μm 490 ℃ 535 ℃ 565 ℃ 570 ℃ 175 0.696 0 1.000 1.261 1.437 500 2.902 0 13.573 12.664 13.414 1 250 0.811 0 40.272 27.434 18.081 2 300 3.097 3 57.235 58.094 162.953 3 000 2.979 4 59.166 122.974 132.254 ]
3 结 论
为了提高LFR候选材料在高温LBE环境下的抗腐蚀效应，本文对LFR候选材料在高温液态铅铋环境下的LMC特性及LME特性的影响因素、机制及研究重点进行了总结。为了保证钢的可靠和应用，未来应侧重于解析氧原子进入LBE的难易程度，通过对基体钢中合金元素在LBE的扩散行为机理分析，开展堆芯构件机械性能变化趋势的相关研究。
根据LFR候选材料的拉伸、蠕变、疲劳参数，及得到的腐蚀速率预测方程，可知LFR候选材料中的奥氏体不锈钢虽然在液态LBE环境中的脆化效应不明显，但蠕变寿命、疲劳寿命和循环载荷下的机械性能明显下降。然而，关于液态LBE加速奥氏体不锈钢蠕变和疲劳开裂的阐释仍主要停留在唯象层面，且液态LBE环境下316L不锈钢的蠕变-疲劳寿命尚缺少实验研究，因此，未来有必要从物理、化学反应等微观层面剖析液态LBE造成316L构件蠕变、疲劳失效的作用机制，从根本上解释液态LBE腐蚀如何增强外加应力的作用效果。