新型含Al奧氏體耐熱鋼高溫蠕變性能的研究現狀

袁 智， 張海蓮， 張會杰， 馬慶爽， 賀 翔， 畢長波， 李會軍， 高秋志

(1. 東北大學秦皇島分校 資源與材料學院， 河北 秦皇島 066004；2. 東北大學 軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室， 遼寧 沈陽 110819；3. 秦皇島市道天高科技有限公司， 河北 秦皇島 066010；4. 東北大學秦皇島分校 控制工程學院， 河北 秦皇島 066004；5. 天津大學 材料科學與工程學院， 天津 300354)

為降低火力發電造成的危害，需提高超超臨界火電機組的效率，即開發具有優異抗高溫氧化性和蠕變性能的新型材料。目前主要應用的耐熱鋼包括鐵素體鋼[1-5]、奧氏體鋼[6-8]、鎳基高溫合金[9]以及氧化物彌散強化合金(ODS鋼)[10-11]等。鐵素體耐熱鋼的抗熱疲勞性能優異[12]，但若長期服役于650 ℃以上，會導致微結構退化，高溫性能顯著下降[13]；ODS鋼與鎳基高溫合金若應用于超超臨界火電機組中將會導致應用成本大幅提高。且一般的Cr2O3氧化膜易與水蒸氣和氧氣發生反應，形成易揮發的CrO2(OH)2，加速氧化[14]。

基于此，2007年Yamamoto團隊通過向HTUPS合金中加入2.4 wt% Al以及調整優化其他元素含量，首次制備出了能夠形成Al2O3氧化膜的新型奧氏體耐熱鋼(AFA鋼)[15]。由于Al2O3氧化膜比Cr2O3氧化膜更穩定，使得AFA鋼在高溫與水蒸氣的苛刻環境中仍具有卓越的抗氧化性，且經過成分優化后的AFA鋼(HTUPS4)在100 MPa、750 ℃下的蠕變斷裂壽命高達2200 h，這意味著AFA鋼兼具比傳統奧氏體耐熱鋼更優異的抗高溫氧化性能與蠕變性能，使其成為應用于新一代超超臨界火電機組的最具潛力耐熱鋼之一。自AFA鋼被報道以來，國內外學者對其高溫性能進行了廣泛研究，其中高溫蠕變性能是設計材料的重要參數，蠕變性能的優劣直接決定了高溫下的安全使用壽命，而AFA鋼的蠕變性能主要通過第二相(如Laves相、NiAl相、γ′相以及NbC相)的析出增強，析出相的分布、性質等對AFA鋼的蠕變性能有重要影響，本文從國內外學者所設計的不同成分的AFA鋼出發，揭示了析出相的動態演化規律及其對蠕變性能的影響，并歸納了高溫蠕變斷裂機制。

1 新型含鋁奧氏體耐熱鋼的蠕變性能

AFA鋼成分設計通常基于以下3點：①適當添加Ni，以保持單一奧氏體基體；②適當添加Al，以形成Al2O3氧化膜[16-17]；③添加少量合金元素提高奧氏體基體的穩定性，增加固溶強化效果，并促進第二相的析出[18]。近年來，依此設計原則，國內外學者設計了諸多鋼種，并嘗試找到析出相與蠕變性能的內在關系。由于蠕變條件主要在700 ℃、不同應力與750 ℃、100 MPa，因此本文主要針對AFA鋼的蠕變條件、蠕變壽命及第二相的動態演化規律進行綜述。表1列出了目前報道的部分AFA鋼蠕變測試條件以及相應的蠕變壽命，依此對比材料蠕變性能的優異。圖1為部分AFA鋼在不同蠕變條件下的蠕變性能對比。

表1 不同AFA鋼蠕變性能的對比

圖1 部分AFA鋼在兩種蠕變條件下蠕變性能的對比(a)750 ℃，100 MPa(材料序號與表1對應)；(b)700 ℃，不同應力；(c)Larson-Mille-Parameter(LMP)模型圖Fig.1 Comparison of creep properties of different AFA steels tested at different creep conditions(a) 750 ℃, 100 MPa(the material number correspanding to Table 1); (b) 700 ℃, different stress; (c) LMP model diagram

分析圖1(a)可知，在同樣的蠕變條件下，AFA-2鋼與32ZCB鋼的蠕變性能優異，與AFA-1、32Z鋼形成鮮明對比。同時由表1可以發現，最小蠕變速率越低的材料，往往蠕變壽命越高；并且當合金中某種合金元素含量發生變化時，蠕變性能隨之改變，意味著合金元素與合金的蠕變性能之間有一定聯系。由圖1(b)可知，2.5Al-AFA鋼所受蠕變應力最低，為130 MPa，但其蠕變壽命卻不足100 h；而AFA-3.7W鋼所受蠕變應力為160 MPa，但其蠕變壽命卻高達3500 h，說明在700 ℃時，AFA-3.7W鋼的抗蠕變性能最優。利用LMP圖可直觀地對材料的蠕變性能進行對比，由圖1(c)可知，AFA-3.7W鋼的蠕變性能顯著優于3Al-AFA鋼。由于材料的蠕變性能與蠕變過程中析出相的類型及其演化行為息息相關，并且析出相還受化學成分的影響，因此下文將對此展開闡述。

2 蠕變性能影響因素分析

2.1 合金元素差異對析出相的影響

表2列出了6種AFA鋼的化學成分，依此揭示合金元素差異對析出相的影響。

表2 不同AFA鋼的主要化學成分差異(質量分數，%)

通過對比2.5Al-AFA與AFA-3.7W鋼，發現2.5Al-AFA鋼蠕變后組織中存在大量微米級σ相、Laves相與NiAl相；而AFA-3.7W鋼中，Laves相的體積分數明顯增加，同時晶界處碳化物和σ相的數量與尺寸都較低。究其根本，相比于Mo元素，W可降低C的擴散系數，故W元素可延緩NbC、M23C6碳化物的析出[23]；σ相的析出趨勢可表示為[25]：

(1)

研究AFA-1與AFA-2鋼，發現時效后AFA-1鋼中的析出相(尤其是Laves相)發生了顯著的粗化現象，相反，AFA-2鋼中析出相的析出與粗化速率緩慢，且Laves相含量極低。這是由于AFA-1鋼中Nb、Si、Mo等含量較多，導致較多Laves相與微米級一次NbC析出，消耗了大量Nb，使得二次NbC的析出受阻。相反，AFA-2鋼中Nb、Si、Mo等含量較低，導致Laves相的數量降低，且元素含量的匱乏限制了Laves相的生長；同時在二次NbC相析出后，使其周圍的Nb進一步減少，因此在AFA-2鋼中的二次NbC更難長大。除此之外，NbC與Fe2Nb-Laves相之間存在競爭析出關系，二者的析出受Nb/C比值的影響。Powell等[37]認為在Fe-Ni-Cr系鋼中Nb/C值<7.7時會導致NbC和M23C6的析出，Nb/C值>7.7時會導致NbC和M6C的形成，Nb/C值>23時易生成Fe2Nb-Laves相。而Zhou等[25]通過熱模擬得出，當Nb/C值<15時，二次NbC是主要析出物，Nb/C值>15，則NbC與Fe2Nb-Laves相可以共存。

對比32Z鋼和32ZCB鋼可知，二者均含有一定量的Ti元素，故基體中的析出相幾乎都是L12有序相-Ni3(Al, Ti)，其蠕變斷裂組織如圖2所示。統計表明32Z鋼中的L12相在952 h斷裂后尺寸為71 nm，而32ZCB鋼中的L12相在3008 h斷裂后尺寸僅為95 nm，由此可知，B與C可對L12相的粗化起到抑制作用。通常AFA鋼中的Ni和Al會以B2-NiAl相的形式析出，只有當Ni的含量高達32wt%時，L12相才能析出，導致成本大幅提高。直至2013年Yamamoto課題組[27]通過添加Ti開發了可以形成球形L12有序相-Ni3(Al,Ti)的AFA鋼；此后，2015年Zhao課題組[30]證明在AFA鋼中添加2.8wt%Cu，能夠促進以Ni，Cu和Al為主要元素的球形L12有序相的形成。

圖2 32Z鋼(a)和32ZCB鋼(b)蠕變斷裂后的組織[27]Fig.2 Microstructure of the 32Z steel(a) and 32ZCB steel(b) after creep fracture[27]

通過總結歸納合金元素與析出相的關系，表3列出了AFA鋼中可促進各沉淀相析出的主要合金元素，依此作為析出相的調控依據。

表3 合金元素與各析出相之間對應的促進關系

2.2 析出相類型對蠕變性能的影響

2.5Al-AFA鋼中的σ相可作為裂紋擴展的路徑，為脆性相。由AFA-3.7W鋼可知，Laves相對蠕變性能有重要影響[38-40]。Hu等[39]在室溫拉伸試驗中發現了Laves相中垂直于載荷方向的裂紋，但700 ℃拉伸后發現Laves相中并沒有裂紋；故可知Laves相在室溫下具有硬脆性，在高溫下可對材料起到韌化作用[41]。由于Laves相首先在晶界處析出，且隨時效時間增加，晶界覆蓋率增加，Chen等[42]研究了Fe-Cr-Ni-Nb系鋼中Laves相的晶界覆蓋率對材料力學性能的影響，結果表明材料時效4 h后斷裂壽命僅為132.1 h，而時效12 h后達到258.3 h，晶界覆蓋率(ρ)與斷裂壽命(T)的關系為[42]：

T=(T100-T0)ρ+T0

(2)

式(2)中T0為ρ=0%(無Laves相析出)時的斷裂壽命，T100為ρ=100%時的斷裂壽命。由式(2)可知，合金的斷裂壽命隨晶界覆蓋率的增加而增加，這是由于晶界處析出相可阻礙晶界附近的位錯運動，并抑制蠕變過程中的晶界滑動[43]。但Andrew等[44]發現了AFA鋼沿晶斷裂的特征，意味著晶界處析出物的粗化，會使析出相的強化效果下降。

圖3 NiAl相的不同析出現象(a)相鄰析出[19]；(b)共沉淀[51]；(c)不連續沉淀[51]Fig.3 Distinct precipitation phenomena of NiAl phase(a) adjacent precipitation[19]; (b) co-precipitation[51]; (c) discontinuous precipitation[51]

通常在AFA鋼中伴隨Laves相還會析出NiAl相，其可作為Al的儲層保證Al2O3的持續形成[45]。在時效初期，AFA鋼中NiAl相通常在晶界處呈顆粒狀或板條狀析出[46-47]，隨晶界覆蓋率增加，NiAl相逐漸在晶內析出。常常可觀察到伴隨Laves相和σ相析出的NiAl相[48-49]，如圖3(a)所示，這是因為起初固溶在試樣中的Cr、Ni、Al、Nb 等元素均勻分布在奧氏體基體中，隨溶質元素在基體中的固溶度降低，Ni、Al間的強烈相互作用使NiAl 相在基體中析出[50]，元素之間的排列被打亂；在貧Ni區域，Fe與Cr、Fe與Nb原子被相對拉近，最終形成σ相和Laves相。有時也會觀察到Laves相與NiAl相的共沉淀物(見圖3(b))以及NiAl相的不連續沉淀(見圖3(c))現象[51]。

為探究NiAl相的力學性質，Satyanarayana等[52]對Fe-Cr-Ni-Al系奧氏體耐熱鋼進行了研究，發現NiAl相在823～923 K溫度范圍為主要強化相。為單純考慮NiAl相的影響，Chen等[53]對無C、Nb的AFA鋼進行室溫拉伸試驗后，抗拉強度達到740 MPa，但在700 ℃進行拉伸時，加工硬化率明顯降低，這表明NiAl相在高溫下強化作用喪失。Facco等[54]證實了隨NiAl相增加，穩態蠕變速率增加，蠕變斷裂壽命降低。而Bei等[55]通過750 ℃拉伸試驗發現NiAl相幾乎平行于拉伸軸方向，這表明NiAl相在高溫下具有良好的韌性。相似的試驗結果同樣證實了NiAl相在室溫下呈現硬脆性，在高溫下表現出良好的韌性[25, 55-58]。這歸因于NiAl相的韌脆轉變溫度(DBTT)，根據化學組成變化，其溫度范圍為500～800 ℃。NiAl相的韌脆轉變現象與晶界滑動[58]和空位、反位缺陷濃度有關[59]。有學者指出當溫度高于0.45Tm(熔點)時，NiAl相強度下降[59]，同時韌性增加[60-61]，強度下降的趨勢在超過0.6Tm時更為明顯。但也有學者指出，由于有效粒子間距與強度之間呈反比關系，與球形沉淀相不同，當沉淀相呈針狀或板狀時，間距要小得多[62]。如前所述，AFA鋼中呈板條狀的NiAl相，在室溫下可起到顯著強化作用，但由于高溫下力學性質的轉變，使得強化作用降低。

L12-Ni3Al相(γ′相)是Ni基高溫合金中重要的析出相[63]，同樣也是AFA鋼中理想的析出相。為探究γ′相對AFA鋼力學性能的影響，Zhao等[64]對含γ′相的AFA27鋼和無γ′相的AFA20鋼進行了750 ℃拉伸試驗，發現AFA27鋼的屈服極限以及抗拉強度均高于AFA20鋼，同時該團隊[30]通過對比A-0鋼(無γ′相)與A-Cu鋼(含γ′相)在700 ℃，150 MPa下的蠕變試驗發現，A-Cu鋼的蠕變壽命比A-0鋼高出將近500 h，同時A-Cu鋼3個階段的蠕變速率都比A-0鋼低。Geneva等[65]的研究發現，在時效初期由于γ′相析出，AFA鋼的硬度顯著增加至峰值硬度(486 HV)，但時效至3000 h后，γ′相發生粗化，合金硬度逐漸下降至387 HV。由此可知，細小的γ′相可顯著提高材料的強度，但當γ′相粗化后，強化作用逐漸下降。

析出相提高材料蠕變性能的現象可通過第二相對蠕變強度的貢獻值σP解釋[66]：

(3)

式(3)中：G為剪切模量；b為伯氏矢量；r與f分別為析出相的平均顆粒半徑和體積分數。f可通過模型計算得到[19]：

(4)

式(4)中：N為析出相的數量；S為除析出相以外的面積；而dA為等效面積直徑，可表示為[67]:

(5)

式(5)中：A為顆粒面積。由式(4)可知，析出相在時效初期逐漸增加，導致S降低而f增大；且在時效初期析出相彌散細小的分布使得r值很低，從而σP顯著增加；在時效后期，析出相發生粗化導致沉淀強化作用降低。

通常在AFA鋼中的位錯遇到析出相時會以切過或Orowan繞過機制來提高材料的強度[52]。此時存在臨界應力σoro，只有當應力超過σoro時，位錯方可繞過第二相[68]，此臨界應力為[69]：

(6)

式(6)中：λ為析出相的平均間距；M為泰勒因子。由此可見，在時效初期的析出相彌散細小，因此λ較低，使得此臨界應力很高，故位錯需要在很大的外力作用下才可繞過第二相繼續運動。在時效后期，當第二相粗化后，其間距增加，使臨界應力降低，從而表現為第二相的強化作用削弱，強度降低。粗化過程中析出相強化作用的下降也可通過閾值應力σT的變化來表示[70]：

(7)

在式(7)中：B為常數；Q0為相互作用能，與位錯運動過程中克服滑移面上析出相的阻礙作用有關，即析出相對位錯運動的阻礙能力越強，則Q0越大，閾值應力越大。研究表明，隨溫度升高，材料的閾值應力逐漸降低[71]，表明在升溫過程中，析出相尺寸或形態發生改變，即析出相發生粗化，這與試驗結果相吻合。

2.3 析出相在蠕變過程中的動態演化規律

材料在蠕變過程中性能的變化離不開析出相的演變，這是由于在高溫服役環境下有些析出相并不穩定，易發生粗化甚至相變現象。對于AFA鋼中的γ′相，在長期時效或蠕變后，γ′相尺寸增加，但始終保持球形存在，這是由于γ′相的形態取決于其與基體之間的錯配度。一般其錯配度<0.5%時，γ′相趨于球形存在；>0.5% 時，可發現呈立方狀的γ′相[72]；Ng等[73]證實隨Cr含量增加，γ′相與基體間的錯配度降低，γ′相逐漸由立方狀轉為球形，且粗化速率下降。Geneva等[65]給出了γ′相的粗化速率常數(k)，750 ℃時k=0.0085 nm3/s，800 ℃時k=0.0344 nm3/s，即隨時效溫度升高，γ′相尺寸逐漸增加，但添加Zr元素對γ′相具有一定的穩定作用[27]。Moon等[74]則指出，隨時效時間增加，不僅γ′相會發生粗化，且其向NiAl相轉變的概率也會隨之增加，這是因為隨γ′相增加，基體中固溶的Ni含量降低，抑制了γ′相沉淀和NiAl相的形核；隨著時效時間的增加，γ′相發生粗化，難以維持亞穩γ′相與基體的共格關系，導致亞穩γ′相向熱力學穩定的NiAl相轉變。Wang等[75]則指出，亞穩γ′相在高溫下可轉變為穩定的η相(Ni3Ti)，從而失去強化作用。

對于Laves相，通常首先在晶界處呈小顆粒狀析出，這是由于晶界擴散所需激活能大約為晶格擴散的40%～60%[76]，當晶界析出相接近飽和時，晶格擴散對生長速率起主導作用，逐漸在晶內呈塊狀或片狀析出并發生粗化[77]。時效初期Laves相的析出能力可通過晶界覆蓋率ρ(%)表示[51]：

(8)

式(8)中：L為晶界的總長度；l為Laves相的長度；n為NiAl相的長度。

AFA鋼中可作為優先形核的位置(如孿晶界、三叉晶界、大小角度晶界等)對Laves相時效初期的析出動力學具有不同影響。Wen等[76]發現析出相會優先在正常晶界處析出，然后依次在非共格孿晶界、共格孿晶界處析出，這是由于三者的界面能不同。同時Wen等[78]證明，三叉晶界處的Laves相的析出速率更快，這是由于三叉晶界處的擴散比晶界處的擴散快約200倍，且其激活能僅為晶界的2/3[79]。關于大小角度晶界，研究表明[33]在小角度晶界(LAGB)處，Laves相顯示出更低的粗化動力學，而LAGB在冷軋作用下明顯增多[80]，意味著冷軋對蠕變性能有積極作用，但LAGB的增加可能會使材料的伸長率降低[81]。Zhou等[25]發現Laves相在1023 K時效24 h后析出，并在48 h后迅速粗化至300～400 nm；同樣，Wang等[75]的研究表明Laves相在700 ℃時效10、100和1000 h后，尺寸分別為190、570和920 nm；Peterson等[44]給出在760 ℃，45 MPa 蠕變條件下Laves相的k=3.7×10-27m3/s，NiAl相的k=4.4×10-27m3/s，相比之下γ′相的k=7.0×10-30m3/s。這意味著Laves相熱穩定性較差，在熱時效或蠕變過程中易于粗化。Zhao等[20]認為Laves相k值高是由于Laves相與基體間界面能高，以此作為粗化驅動力。

關于NiAl相的熱穩定性，Chen等[53]發現隨700 ℃時效的進行，NiAl相的數量與尺寸均逐漸增加。Trotter等[82]的研究表明，NiAl相在700 ℃時效24 h至240 h，尺寸由194 nm增加到330 nm。可見NiAl相與Laves相相似，粗化速率較高，熱穩定性較差；但經過冷加工后，NiAl相的析出速度更快且粗化速率顯著降低。Hu等[51]證實通過B和C的加入可顯著促進NiAl相在晶界處析出，并阻礙其粗化，減少不連續析出現象。NiAl相和γ′相具有相似的化學組成，但由于界面能或晶格錯配度的差異，使NiAl相的粗化速率更高。

如前所述，AFA-2鋼優異的抗蠕變性能與二次NbC的極高熱穩定性密不可分。Zhao等[20]給出了750 ℃下Laves相與二次NbC的粗化速率，分別為2.41×10-27m3/s和2.67×10-33m3/s，圖4為平均顆粒尺寸隨時效時間增長的變化圖，表明二次NbC具有極高的抗粗化性，其原因可由k的表達式來解釋[83]：

(9)

圖4 Laves相和二次NbC的尺寸隨時效時間的變化曲線[20]Fig.4 Change curves of size of Laves phase and secondary NbC versus aging time[20]

由式(9)可知，k的大小主要取決于Di與σ。在受擴散控制的析出相粗化過程中，組分中擴散最慢的元素往往是決定析出相粗化速率的關鍵。AFA鋼中的C元素是具有高擴散性的間隙元素，故影響NbC粗化的關鍵在于Nb元素，但Nb的擴散速率較慢(1023 K時約為2.5×10-18m2/s[84])，并且周圍Nb元素的匱乏使其生長變得更為困難，這是二次NbC熱穩定性高的原因之一；其次，二次NbC與基體保持一定取向關系，故界面能較低，難以起到促進其生長的作用。

為對AFA鋼中析出相的粗化能力進行預測，現引入Lifshitz-Slyozov-Wagner(LSW)模型，其表達式為[65]：

(10)

由于析出相的強化作用很大程度上取決于其尺寸和體積分數，故析出相的熱穩定性是改善蠕變性能的關鍵。由于二次NbC的熱穩定性極高，在蠕變過程中幾乎不發生粗化，因此二次NbC為AFA鋼持久蠕變強度提供了保障，為材料最理想的析出相。

2.4 高溫蠕變斷裂機制

斷裂是材料在外力作用下逐漸喪失連續性的過程，按斷裂形式可分為穿晶斷裂和沿晶斷裂，這兩種斷裂形式與晶界強度有關[85]。在蠕變初期，析出相在晶界優先析出，使晶界強度得以提升，高于晶內強度，此時斷裂則產生穿晶裂紋；隨蠕變過程進行，晶界處的析出相粗化，而晶內析出相逐漸增多，晶界強度逐漸下降，當達到t時刻時，二者強度相等，隨蠕變過程進行，晶內強度逐漸高于晶界強度，故而產生沿晶斷裂，其機理示意圖如圖5所示。按材料的斷裂方式可分為韌性斷裂與脆性斷裂，其中韌性斷裂通常與位錯蠕變有關，而脆性斷裂一般與蠕變空洞的演化有關[86]。現引入蠕變損傷容忍因子λ，其是評估材料對局部裂縫敏感性的參數，表達式為[87]：

(11)

圖5 AFA鋼高溫蠕變斷裂形式機理示意圖Fig.5 Schematic diagram of high-temperature creep fracture of the AFA steel

為探究AFA鋼的蠕變斷裂機理，Wang等[89]對比了18-12-Al鋼與18-12-AlNb鋼兩種AFA鋼在700 ℃，140 MPa條件下的蠕變斷裂形貌(見圖6)，發現18-12-Al鋼的平均韌窩尺寸達到(4.9±1.7) μm，且韌窩中含有微米級NiAl相，隨Nb含量的增加，斷口處具有大量彌散韌窩，且韌窩尺寸較小。Wang等[28]通過研究AFA鋼在700 ℃，不同應力條件下的蠕變斷口形貌，發現該AFA鋼具有明顯韌性斷裂特征，隨蠕變應力的增加，材料斷口處韌窩的尺寸有所降低，這是由于蠕變應力越低，材料的蠕變壽命越高，此時韌窩及其中的析出相尺寸均增加。

圖6 18-12-Al鋼(a)及18-12-AlNb鋼(b)的蠕變斷口形貌[89]Fig.6 Creep fracture morphologies of the 18-12-Al steel(a) and 18-12-AlNb steel(b)[89]

綜上可知，對于AFA鋼而言，其主要的斷裂機制應歸因于微觀組織的退化所造成的蠕變強度降低，從而導致材料的蠕變斷裂，這與所闡述的析出相演化規律以及式(6)、式(7)所得結論一致，因此熱穩定性極高的二次NbC是保證AFA鋼持久蠕變強度的關鍵所在。

3 結語

AFA鋼具有優異的抗氧化性以及高溫蠕變性能，使之成為近年來最具應用潛力的奧氏體耐熱鋼之一。本文從不同AFA鋼的合金元素調控出發，分析其蠕變性能的差異及其原因，揭示了析出相演化與蠕變性能間的關系，并闡述了高溫蠕變斷裂機制。通過總結歸納，明確了AFA鋼的強化思路：

1) 抑制析出相的粗化。提高析出相穩定性可通過其他合金元素的協同作用或結合各相的析出以及粗化動力學對合金元素進行控制，選擇擴散系數更低的元素進行元素替代，如對于Laves相，可采取以W代Mo的方法抑制其粗化。

2) 促進納米級二次NbC的析出。可通過合金元素的調控實現，也可通過熱時效或預應變處理實現，即向AFA鋼中預引入大量位錯。位錯的出現促進了合金元素的擴散與偏聚；一方面合金元素的偏聚促進了析出相形核，另一方面在位錯處形成的析出相可對位錯運動起到強烈的釘扎作用，從而提高蠕變強度。這種“缺陷工程”的研究對AFA鋼具有重要意義，未來即可通過位錯與析出相的協同強化來提高材料的抗蠕變性能。