工业规模热轧CS/SS复合板材界面微观结构及其力学性能的研究（用于核能领域）

《Journal of Materials Research and Technology》：Investigation of interfacial microstructure and mechanical properties of industrial-scale hot-rolled CS/SS composite plates for nuclear energy usage

　　王勇|马立|王晶辰|闫炳宇|景琪卿|张大政|张瑞|魏宇轩|胡骏|李卫娟
辽宁科技大学材料与冶金学院，鞍山，辽宁114051，中国

摘要
由于碳钢（CS）和不锈钢（SS）结合了SS的耐腐蚀性和CS的高强度，CS-SS复合板在工业中越来越受欢迎。在核能领域的长期服役性能要求高质量的界面结合。本研究系统地研究了通过真空电子束焊接结合热轧工业制备的CS/SS复合板的界面结合特性和机制。在多道次大热轧力条件下，界面实现了优异的冶金结合，未检测到明显的脆性金属间化合物。界面区域的微观结构由细小的动态再结晶（DRX）颗粒和变形结构组成。Cr、Ni和Mo等元素在界面附近的显著扩散极大地促进了界面结合。高分辨率透射电子显微镜分析表明，铁素体与奥氏体之间的界面主要是半连续的界面，在部分区域存在非晶结构。界面剪切强度（ISS）达到了338 MPa，优于传统爆炸焊接工艺制备的CS/SS复合板。这种具有优异剪切抗力和机械可靠性的复合板已应用于中国第三代大型先进压水反应堆核电单元的围护结构辅助水箱中。其在这些项目中的应用证明了其在恶劣运行条件下的稳定性，为核电行业的材料选择和类似材料的全球推广提供了实际证据。

1. 引言
为了满足现代工业对轻质、耐久且性能极佳的设备的迫切需求，石油化工、海洋工程和核能等领域的关键结构材料不断向更高性能发展[1]，[2]，[3]，[4]，[5]。传统的均质材料受其固有性能限制，难以在苛刻的服役条件下同时实现高强度、高韧性和优异的耐腐蚀性[6]，[7]。在这种背景下，异质金属复合板结合了两种或更多具有不同性能的金属材料，在宏观层面上表现出其组成部分的优势特性[8]，[9]，[10]。例如，碳钢/不锈钢（CS/SS）复合板结合了CS的高强度和低成本以及SS的优异耐腐蚀性。它们表现出协同性能，有效降低了制造成本，同时满足了严格的操作要求[11]，[12]，[13]，[14]。
为了确保复合板的高性能，人们致力于通过各种加工方法（如滚压结合、爆炸结合、真空扩散焊接和铸轧结合）实现高质量的界面结合。爆炸结合可达到较高的接头强度，但存在能耗高和难以控制微观结构的缺点[15]，[16]。真空扩散焊接可以实现纯净的界面，但由于生产效率低，不适合大规模连续生产[17]，[18]，[19]，[20]。铸轧结合可以实现较短的工艺流程，但粗大的脆性金属间化合物会降低界面剪切强度（ISS）至<250 MPa[21]，[22]，[23]。真空电子束焊接可以在真空环境中防止界面氧化，具有高能量密度和小热影响区，适用于大型坯料的密封[24]。相比之下，真空电子束焊接和轧制的组合工艺结合了真空环境和高生产效率的优点。复合坯料通过真空电子束焊接封装，有效防止了界面氧化、脱碳和杂质引入。随后的热轧在高温和大塑性变形的协同作用下一促进了金属两侧的原子级扩散和冶金结合[25]，[26]，[27]，[28]。这种组合工艺已成为制造高端CS/SS复合板的主流技术[3]，[29]，[30]。
大多数现有研究集中在实验室条件下的界面结合机制和性能调控[31]，[32]，[33]。由于工艺参数的可精确控制，可以最小化影响界面结合的缺陷，如微孔和氧化物夹杂物[3]，[30]。然而，小尺寸试样周围的热传递导致温度快速下降和较大温差，这对界面处的再结晶行为和扩散过程稳定性产生不利影响[34]。当扩大到工业生产规模时，这些界面结合机制的适用性和鲁棒性需要重新评估和验证。本研究针对这些工业特定问题，验证了在大规模生产和高轧力条件下的界面机制的适用性。
为了将微观机制与工业生产中的宏观过程控制相结合，本研究采用了结合真空电子束焊接、堆垛轧制和高力热轧的复合工艺。这种方法有效地缓解了单侧复合轧制过程中上下层物理性质差异引起的不对称问题，解决了单侧复合轧制的技术挑战，并显著提高了生产效率。利用该工艺成功制备了具有优异界面结合特性的碳钢/不锈钢复合板，并对其界面结合机制进行了深入研究。为了弥合实验室研究与工业应用之间的差距，通过多尺度表征技术详细分析了从宏观到微观尺度的界面微观结构演变。研究强调了铁素体/奥氏体异质界面处的动态协调行为，并揭示了具有共存半连续界面和非晶结构的独特界面结构。这些发现为优化热轧工艺和推进高性能CS/SS复合板的工业化制造提供了重要指导。

2. 材料和实验程序
2.1. 材料制备
基板是一种自主研发的碳钢（CS），覆层材料是用于核工程应用的316L奥氏体不锈钢（SS）。两种钢材的化学成分如图1所示。制备了尺寸为2151 mm × 3220 mm × 143 mm的CS板和尺寸为2000 mm × 2000 mm × 37 mm的SS板，用于工业热轧。CS板和SS板按图1(a)所示顺序组装。为了便于真空封装焊接，在两层之间涂覆了润滑剂，以便轧制后分离。组装后，使用相同的材料进行焊接和密封，形成了带有预留通风孔的密封腔室。焊接在≤5.0×10-3 Pa的高真空条件下进行，有效抑制了界面氧化夹杂物的形成。采用55 kV的加速电压生成高能量密度电子束，使用750 mA的束流电流维持稳定的“键孔”效应。焊接速度设定为15 cm/min，以在确保足够渗透深度和防止过热之间取得最佳平衡。将组装好的复合坯料在天然气炉中加热至1200 °C保持120分钟。然后在1200 °C下进行了共计12道次的热轧。复合坯料的初始总厚度为360 mm，经过2道次纵向轧制后厚度减小至278 mm，减薄率为22.8%。随后，将轧制后的复合板风冷至室温。前3道次的轧制速度为1.5 m/s，每道次的减薄率为20%。第4-10道次的轧制速度为5%，直到最终厚度达到27 mm。因此，CS基层的厚度为10 mm，SS覆层的厚度为3.5 mm。轧制过程中，通过红外温度监测系统将温度波动控制在±30 °C范围内。接着，将轧制后的复合板风冷至室温。

表1. 基板和覆层板的化学成分（质量%）。
元素 CS SS
CMN 0.14 1.51
P 0.00 7.00
Si 0.14 0.00
Cr 0.26 0.53
Ni 0.19
Mo 0.02 6.93
Fe 1.10 10.12
Bal 0.00 2.02

图1. 制备CS/SS复合板的示意图：(a) 组装、电子束焊接、轧制和最终产品；(b) 机械性能测试样品尺寸示意图：拉伸测试样品、剪切测试样品。

2.2. 微观结构表征
使用配备能量色散光谱仪（EDS）的Zeiss Supra 55扫描电子显微镜（SEM）观察复合板界面附近的微观结构。使用Oxford电子背散射衍射（EBSD）在20 kV的操作电压下分析样品的成分和相分布。使用Helios 5 UX聚焦离子束扫描电子显微镜（FIB-SEM）制备CS/SS复合板界面区域的透射电子显微镜（TEM）样品，以制备微观透射电子显微镜切片。在薄化样品表面沉积了200 nm厚的Pt保护层，以避免离子束损伤。最终样品厚度控制在80-100 nm。使用JEOL-2010F TEM和200 kV的加速电压分析样品的界面微观结构。

2.3. 机械测试
拉伸和剪切样品如图1(b)所示。拉伸样品的标距长度为50 mm，标距直径为10 mm，总长度为120 mm。剪切样品的结合面积为20 mm × 3 mm，厚度为0.5 mm。为了从钢板最具代表性的区域获取数据并避免轧制不均匀性的影响，在对最终轧制钢板进行无损测试后，所有样品均从长度方向的末端和宽度方向的1/4点处取样。拉伸测试在Z250测试机上以2 mm/min的恒定速度进行，压缩剪切测试在ETM105D万能测试机上进行。每种机械性能测试在相同条件下至少重复三次。使用Nano Indenter G220纳米压头以0.244 nm/s的加载速度和60s的负荷保持时间测量复合板界面附近的 nano-硬度。

2.4. 有限元仿真
进行有限元仿真，以检查异质复合板不同厚度位置的应力变化，确定轧机轧辊是否达到其操作极限[35]，[36]，[37]。该仿真的主要目的是验证在指定轧制参数下复合坯料在轧制过程中是否不会开裂。过大的轧制力可能导致复合板开裂，而力不足可能导致界面结合不充分。因此，在确保板平整度的同时，该仿真旨在实现优异的界面结合强度，从而为工业复合轧制过程的稳定实施提供关键证据。采用Johnson-Cook模型描述轧制过程中的材料行为。Johnson-Cook本构模型的参数详细见补充材料S1。相应的真实应力-应变曲线导入ABAQUS软件材料库。采用刚塑性有限元方法，上下轧辊均定义为刚体。因此，尚未为轧辊分配材料属性。材料属性详见表2。异质复合板以CS作为基材，SS作为覆层材料。坯料的尺寸为390 mm × 3840 mm × 2005 mm。热轧模拟在1200 °C、轧制速度为1.5 m/s和减薄率为3.74%的条件下进行。

3. 结果
3.1. 有限元仿真
图2展示了复合板在3.74%轧减率下的应力分布等高线图和等效应力分布点跟踪。如图2(a)和(b)所示，在指定的工艺条件下，复合板的表面和核心区域的应力主要集中在这些区域。轧制过程中的接触摩擦和整体塑性变形与此现象密切相关。为了分析热轧过程中的等效应力变化，沿CS的厚度方向选择了三个元素P1、P2和P3，分别代表基层的外表面、中间层和界面位置，如图2(c)所示。对于SS材料，沿着其厚度方向选择了两个元素P4和P5，分别对应于靠近包覆层界面和表面的位置。如图2(d)所示，在点P1（CS表面）和P5（SS表面）观察到了较高的应力值，而点P2（CS核心）、P3（界面区域）和P4（SS近界面区域）的应力值较低。这是因为表面层直接接触了滚轮，导致摩擦应力较大。较高的应力值集中在塑性变形区，从滚轮接触点向两侧逐渐减小。轧制结束后应力仍然不为零，表明复合板在加工过程中产生了残余应力。如图2(e)所示，有限元模拟预测的最大轧制力约为28000 kN，这与轧机负载传感器测量的实际轧制力（27500 ± 500 kN）一致。轧制过程参数已被建立并应用于实际轧制实验，以生产CS/SS复合板。

图2. CS/SS复合板的有限元仿真结果：(a) 应力场仿真等高线图（颜色条表示等效应力/应变的幅度，单位MPa），(b) 应变场仿真等高线图，(c) 不同位置选定点的等效应力值，(d) 不同点的等效应力曲线，以及(e) 最大轧制力变化曲线。

3.2 CS/SS复合板的界面结构
图3显示了热轧CS/SS复合板界面区域的宏观形态。如图3(a)所示，基础层（CS）和包覆层（SS）之间形成了连续且直的界面结合，表明没有宏观缺陷，实现了有效的冶金结合。在宏观界面区域未观察到明显的空洞或未结合区域，这表明成功制备了大尺寸的CS/SS复合板。此外，在界面边界没有形成明显的界面氧化层。随后对复合界面区域的元素扩散进行了线扫描分析，如图3(b)所示，发现Cr、Ni和Mo从SS向CS的扩散程度不同。值得注意的是，Cr的扩散最为显著，其次是Ni和Mo，扩散程度相对较小。这种现象主要归因于CR和CS之间的原子浓度差异最大，而Ni和Mo的扩散程度较小。

图3. CS/SS复合板界面的扫描电子显微镜（SEM）图像及元素分析：(a) 界面微观结构；(b) (a)中的L1元素线扫描结果（红色虚线表示界面区域，橙色线条表示线扫描位置）。

为了研究不同钢材在热轧过程中的协调变形机制，对结合界面进行了EBSD微观结构演变分析，如图4所示。CS是一种具有体心立方（BCC）晶体结构的铁素体钢，而SS是一种面心立方（FCC）晶体结构的奥氏体不锈钢。从图4(a)可以明显看出，热轧后CS/SS界面具有优异的结合性能。由于热机械加工过程中的显著塑性变形和动态再结晶（DRX）作用，在界面处形成了许多细小晶粒。界面两侧观察到明显的微观结构差异。

图4. 不同放大倍数的CS/SS复合板的EBSD结果：(a) 低倍率晶粒形态（IPF）图，(b) 低倍率相图（phase map），(c) 低倍率KAM图（Kaptic Angle Mapping），(d) 高倍率晶粒形态（IPF）图，(e) 高倍率相图（phase map）。
CS层中的晶粒较小且形状不均匀，平均晶粒尺寸为17.84微米，而SS层的平均晶粒尺寸为24.19微米。这种微观结构差异导致了宏观上的晶粒尺寸梯度分布。EBSD相图分析确认热轧后CS和SS的BCC和FCC结构得以保持，且没有发生相变，如图4(b)所示。如图4(c)所示，CS侧的位错密度较高，尤其在界面处最高。显然，在结合过程中界面处发生了强烈的剪切变形。在SS侧的局部微观区域形成了部分破碎的晶粒，如图4(d)所示。补充材料图S2表明，SS侧的核平均错位（KAM）值显著低于CS侧，表明其位错密度较低，晶格畸变程度较小。CS侧的较高KAM值对应于较高的位错密度，从而导致硬度较高。由于CS的合金含量较低，其在热轧条件下的抗变形能力较弱，这一点也与图2(d)的模拟结果一致。

图5(a, d)展示了晶界图。高角度晶界（HAGBs，错位角θ > 15°）用黑色线条标出，而低角度晶界（LAGBs，2° < θ < 15°）用绿色线条标记。如图5(b, c)所示，界面附近CS的HAGBs面积分数为17.3%，SS为45.6%。加工过程中CS层直接接触了轧机滚轮，有利于形成大量的LAGBs。相比之下，由于SS层与滚轮没有直接接触，因此其塑性应变较小。SS层的位错密度较低，动态回复程度较高，微观结构主要由等轴晶粒组成。在界面处可以观察到许多明显的微小突起，部分CS在变形过程中嵌入到了SS中。相反，由于单相钢内部缺乏促进再结晶的晶核位点，远离界面的CS中观察到的再结晶晶粒较少。此外，补充材料S3显示，在复合界面处形成了大量的HAGBs（62.7%）。这些HAGBs通过晶界强化和应力重分布机制显著增强了界面的剪切强度和断裂韧性。

图6. CS/SS复合板的TEM微观结构：(a) 低倍率TEM图像显示了复合界面区域；(b) 和 (c) 分别展示了图6(a)中用红色五角星和三角形标记区域的选区电子衍射（SAED）分析结果。图6(b)中的SAED图案表明SS基体中存在FCC结构。图6(c)显示CS基体中存在BCC结构，这与之前的EBSD结果一致。CS/SS复合板的界面区域是铁素体相和奥氏体相之间的边界。

图6(d)展示了铁素体-奥氏体界面的扫描透射电子显微镜（STEM）图像。沿着CS和SS之间的冶金界面区域进行了EDS线扫描，如图6(d)中的橙色线条所示。Cr、Ni和Mo是SS中高浓度存在的特征元素，因此选择它们进行进一步的EDS线扫描以研究元素扩散。图6(e)显示了这些元素从SS侧扩散到CS侧的结果。测量的扩散距离约为8微米，扩散浓度梯度从SS向CS逐渐减小。

图7(a)展示了高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）观察到的CS/SS界面区域。冶金结合的界面区域用黄色虚线标出。如图7(b)所示，复合板界面区域实现了原子级别的结合，未观察到任何缺陷。铁素体和奥氏体之间的晶格关系为()α//()γ。()α和(011)γ的晶面间距分别为0.202纳米和0.255纳米。晶格失配反映了两个相界面区域的原子匹配程度。CS基体的()α晶面与SS基体的()γ晶面之间的晶格失配为0.232，从而在CS和SS层之间形成了半相干界面，最大限度地减少了有害应力集中。

图8. 使用HRTEM清晰地揭示了CS和SS界面之间的直接原子级结合。复合板界面区域观察到一个极薄的过渡层，如图8(b)中的黄色虚线框所示。该界面层由非晶相组成，并嵌入在纳米级区域中。对该区域的FFT分析显示，衍射图案中出现了扩散晕圈和一些尖锐点。相比之下，相邻基体区域显示出明显的晶体结构。

图9. 热轧复合板界面附近观察到显著的晶格畸变区。SS侧的畸变程度（图9(a)和(b)）高于CS侧（图9(c)和(d)）。在变形过程中，界面两侧都发生了严重的塑性变形。IFTF分析显示，在界面附近的晶格畸变区内存在大量位错，这为非晶区域的形成提供了有利条件。HRTEM图像显示了CS/SS复合板界面附近的情况：(a) SS层，(b) 对(a)中红色矩形区域应用IFFT所得的图像，(c) CS层，以及(d) 对(c)中红色矩形区域应用IFFT所得的图像。3.4. 力学性能分析采用纳米压痕测试系统地表征了CS、SS及其界面区域的纳米硬度，如图10所示。CS的平均纳米硬度为4.61 GPa，SS的平均纳米硬度为2.99 GPa。值得注意的是，界面区域的纳米硬度值为5.95 GPa，明显高于两侧的硬度。这种现象归因于滚动变形过程中界面区域经历的强烈塑性应变。由于严重的塑性变形导致应力集中，从而使界面区域的纳米硬度显著高于相邻基体。此外，在界面两侧的基体区域内观察到纳米硬度值呈梯度分布，并且随着距离界面的增加，纳米硬度逐渐降低。在外加载荷作用下，剪切变形在界面区域附近产生了局部应力集中。大量位错滑向并堆积在界面区域，导致该区域的纳米硬度高于远距离区域[32]，[45]。这一发现与图4(c)和(f)中通过KAM分析揭示的应变分布一致。此外，在滚动过程中界面区域发生了碳迁移，增强了界面区域的固溶强化效果。相比之下，由于碳的损失，在相邻区域形成了脱碳层，从而导致纳米硬度降低。因此，整体纳米硬度梯度分布发生了变化[13]。鉴于CS作为复合板的主要承重基体，选择了变形后的CS侧进行拉伸力学性能测试。变形后CS板的拉伸强度为767 MPa。如补充材料S4所示，内聚强度（ISS）达到了338 ± 4 MPa，高于爆炸 bonding 方法报道的值。下载：下载高分辨率图像（264KB）下载：下载全尺寸图像图10. 在CS/SS复合板不同位置施加纳米压痕载荷-位移曲线：(a) 纳米压痕载荷-位移曲线；(b) 平均纳米硬度统计。4. 讨论4.1. 界面原子扩散机制如图3(b)所示，在界面区域发现了Cr、Ni和Mo等主要合金元素的明显扩散倾向。在热轧的高温条件下，CS和SS之间成分元素的浓度梯度以及高塑性应变诱发的新鲜金属表面接触共同促进了元素的相互扩散。这一扩散过程中界面能量降低，促进了界面处的冶金结合，并形成了连续成分过渡的固态键合。元素从SS扩散到CS，形成了相应的元素扩散区，如图11(b-e)所示。该区域通过Cr、Ni和Mo的相互扩散实现了逐渐的成分过渡，消除了初始的物理边界，促进了坚固的冶金键合的形成[33]。下载：下载高分辨率图像（864KB）下载：下载全尺寸图像图11. CS/SS复合板的EDS元素映射：(a) 界面微观结构；(b-e) 界面的元素表面扫描分析（红色虚线表示界面区域）。图13(a)展示了界面区域元素的相互扩散行为。通过施加高轧制力，有效调控了界面微观结构的演变。一方面，塑性变形程度和新鲜金属表面的接触面积增加，为元素扩散创造了理想条件；另一方面，强烈的压力增强了原子扩散的驱动力，改变了界面区域的能量状态，进一步促进了有益的元素相互扩散。通过控制热力和机械参数，在不同材料之间建立了有利的界面过渡区[46]，[47]。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像图13. CS/SS复合板界面结构形成机制的示意图。4.2. 界面再结晶机制在热轧过程中，界面区域的DRX行为在修复界面缺陷方面发挥了重要作用，通过新形成的再结晶晶粒取代了原始界面区域，实现了坚固的冶金键合。在滚动变形过程中，异质金属界面区域形成了高应力和应变集中区。如图4(c)所示，这种集中导致位错密度急剧增加，从而储存了大量应变能[48]。储存的应变能可以通过DRX迅速释放，防止了微裂纹的产生。图12(a)展示了热轧过程中界面区域的DRX行为。复合界面区域两侧展示了不同的微观结构。CS侧主要由变形晶粒组成，而SS侧主要由再结晶的等轴晶粒组成。这主要是因为CS较高的堆垛 fault能量（SFE）促进了位错的交叉滑移和攀移，导致完全的动态恢复而非DRX[24]，[49]。相比之下，SS较低的SFE阻碍了位错运动，促进了DRX晶粒的形核[50]。此外，在热轧过程中形成了密集的变形带，为再结晶提供了丰富的形核位点[51]，[52]。图12(b)中红色虚线框所示，沿路径L1的取向差异曲线呈现了渐进趋势，没有明显的突变。在热轧过程中，该区域形成了足够的DRX晶粒。再结晶过程中消耗了应变能，减少了晶格取向梯度。相比之下，图12(c)显示，沿路径L2的取向差异曲线表现出典型的应变局部化特征，累积取向差出现了明显跳跃，随后达到峰值（约12°）后下降。如图13(b)所示，原始界面被新形成的再结晶晶粒取代。界面经历了更高的热轧变形应变，以适应两种组成材料的异质变形。随着应变的进一步积累，位错被LAGBs持续吸收，最终转化为再结晶晶粒。热轧过程中界面区域的能量和应变梯度储存显著增强，为DRX提供了必要的热力学驱动力[33]，[53]，[54]。下载：下载高分辨率图像（766KB）下载：下载全尺寸图像图12. EBSD图像展示了CS/SS复合板的再结晶行为：(a) 再结晶映射（红色表示变形结构，黄色表示动态恢复，蓝色表示动态再结晶）；(b) 沿L1测量的晶界错位；(c) 沿L2测量的晶界错位。4.3. 界面匹配机制如图13(c)所示，在界面区域观察到两种键合行为。第一种是半相干界面，其特征是铁素体-奥氏体结构，具有特定的晶格取向关系（α//γ），该界面的晶格失配为0.232。第二种是非晶界面，在高轧制载荷下界面处形成了非晶中间层。如图7(b)的FFT分析所示，界面区域形成的过渡区由FCC结构构成，延伸至CS侧的BCC相。FCC晶格穿过界面，如图7(d)中的白色虚线框所示。半相干界面的形成可以归因于轧制过程中两侧不同的塑性变形行为。在极高的剪切应力下，BCC相和FCC相的表面原子之间实现了原子级别的键合[17]。Wang等人[38]指出，由位错-晶界相互作用引起的应力集中可以通过较低的晶格失配更容易释放，有效提高了复合板的键合强度和宏观均匀塑性变形能力。此外，非晶界面区域受到严重轧制引起的高密度应力-应变场的影响。在高度局部化的剪切、挤压和研磨的共同作用下，界面附近发生了严重的晶格畸变。同时，在高压条件下，界面区域的组成原子被迫在新鲜金属表面直接接触[55]。然而，由于极高的变形速率，界面附近的原子保持无序状态。如图8(b)所示，无法实现长程有序排列，形成了非晶界面层[56]，[57]。先前的研究表明，在塑性变形过程中，半相干界面通过位错堆叠引起了非晶转变。半相干界面通过非晶化激活实现了高强度和高延展性的协同增强[42]，[58]。在实验室中轧制小尺寸试样时，界面经常由于快速的热量散发率而经历更剧烈的温度梯度变化。相比之下，工业规模的大尺寸坯料具有显著的热惯性，能在较长时间内保持高温，从而为界面原子的充分扩散和稳定的DRX过程提供了有利条件。在复合界面形成低能量的半共面界面和独特的非晶结构有助于增强界面键合并优化整体性能。此外，工业规模生产中采用的高压缩比和多道次轧制过程会在界面区域引入高累积应变和复杂的应力状态，这些可能是引发非晶结构形成的关键因素——这一现象在实验室规模的热轧研究中很少见到。CS/SS复合板的界面键合强度通过三个关键因素得到了协同增强：(1) 形成成分过渡区的界面元素扩散；(2) 通过DRX诱导的微观结构细化消除缺陷并强化晶界；(3) 形成半相干和非晶结构，优化应力传递并抑制裂纹萌发。在高温和高压的共同作用下，Cr、Ni和Mo等元素从SS侧扩散到CS侧，消除了界面的微孔并实现了原子级别的冶金键合[34]，[59]。高强度塑性变形积累的能量驱动了界面处的持续DRX，其中细晶粒取代了粗大变形结构。这一过程通过晶粒细化提高了强度，修复了微观缺陷，减轻了由位错堆积引起的应力集中，改善了塑性协调性，并抑制了早期裂纹[60]，[61]。由于半共面界面的界面能远低于非共面界面，它提高了裂纹萌发的阻力；同时，位错在半共面界面上滑移时遇到更大的阻力，组分相之间的塑性变形不匹配进一步增强了材料的强度[57]。变形引起的非晶化有效地释放了局部高剪切应力并消散了应变能，从而抑制了空洞和微裂纹的形成，延迟了塑性不稳定性[62]，[63]，[64]。这种协同增强机制为热轧参数的工业优化提供了理论基础，使得CS/SS复合板能够稳定生产，具有较高的界面强度和长期服役可靠性，这对于满足核能等极端服役环境的要求至关重要。采用真空电子束焊接和封装工艺有效减轻了传统轧制 bonding 中常见的边缘开裂和界面氧化失效问题，使合格率显著提高至80%以上。通过严格控制加热温度和轧制参数，并在过程中实施在线温度监测，键合板的内聚强度（ISS）始终保持在330 MPa以上，批次间具有良好的一致性。本研究开发的复合板凭借其出色的抗剪切性和机械可靠性，已成功应用于中国第三代大型先进压水反应堆核电站的围护辅助水槽中。这一工程应用充分验证了材料在严酷服役条件下的性能稳定性，为关键核能组件的材料选择提供了坚实的实际依据，并为类似核级材料的工业化和大规模推广提供了技术途径。**结论**
本研究成功采用了真空电子束焊接与热轧结合的方法，制备出了大规模的碳钢（CS）/不锈钢（SS）异种钢复合板，这些复合板具有优异的界面结合性能。通过对元素扩散行为和晶体结构变化的系统分析，以及对界面处力学性能的评估，深入阐明了在高轧制力作用下的冶金结合机制和综合强化作用。主要结论如下：

(1) 微观结构分析表明，获得了无微孔、裂纹及脆性金属间化合物的连续界面区域。Cr、Ni和Mo元素在钢与碳钢之间的扩散程度不同，扩散距离约为8 μm。

(2) 高轧制力促使界面区域形成了独特的机械互锁结构。经过严重塑性变形后，碳钢侧的破碎晶粒嵌入不锈钢基体中，原有的结合线被扩散结合（DRX）晶粒和变形的微观结构所取代，从而提高了界面结合的稳定性。

(3) 复合板界面的最大纳米硬度达到5.95 GPa，且硬度从界面向两侧逐渐降低。界面处的剪切强度（ISS）为338 MPa，实现了良好的冶金结合。

(4) 结合界面区域由半相干的面心立方（FCC）/体心立方（BCC）相边界和不连续的非晶层组成，这增强了界面强度。通过优化元素扩散和扩散结合行为，提出了一种可行的高性能碳钢/不锈钢复合板工业生产工艺。

**作者贡献声明**
王勇：验证、撰写初稿、方法论、概念构建
马丽：撰写初稿、方法论
王静晨：数据整理、概念构建
颜炳宇：形式分析、软件应用
景琪晴：撰写初稿、形式分析
张大政：方法论、形式分析
张瑞：数据整理、软件应用
魏雨萱：数据整理、软件应用
胡军：方法论、数据整理、形式分析、指导
李伟娟：指导、资源协调

**数据可用性**
数据可应需求提供。