高溫水中溶解氧對不銹鋼堆焊層SCC性能的影響

陸輝,杜東海,陳凱,沈朝,張樂福,唐睿

（1.上海交通大學核科學與工程學院,上海200240；2.中國核動力研究設計院,成都610041）

AP1000核電站是由西屋公司設計的第三代核反應堆,它是在AP600的基礎上改進的雙回路1 000MW的非能動壓水堆。采用非能動系統既簡化了核電廠的結構,又增強了安全可靠性。AP1000反應堆壓力容器是一個由殼體、過渡環、半球形底封頭及可拆卸帶法蘭上封頭構成的圓柱形結構,其中上殼體、下殼體、過渡段和半球形底封頭由低合金鋼制造,內部堆焊奧氏體不銹鋼,每個部件之間用焊接連接［1-2］。

AP1000的設計溫度為343℃,設計壓力為17.1MPa,因此除了確保堆內材料具有良好的機械性能之外,還需要確認材料在高溫高壓水中的耐蝕性。本工作在350℃,18.5MPa的超純水中研究AP1000用不銹鋼堆焊層的應力腐蝕開裂（SCC）性能,并通過改變水中的溶解氧含量,分析溶解氧對不銹鋼堆焊層SCC傾向的影響,為AP1000的安全運行提供相應的數據支持。

1 試驗

1.1 試樣

試驗材料為E308L不銹鋼堆焊層,其材料成分為C≤0.035%,Mn≤2.5%,Si≤0.90%,S≤0.025%,P≤0.025%,Cr 18.0%～21.0%,Ni 9.0%～12.0%,Mo≤0.50%,Co≤0.20%。其微觀組織如圖1所示,拉伸試驗所用試樣全部取自5～6mm厚的堆焊層,不帶基體材料,其尺寸如圖2所示,標距段尺寸為15mm×4mm×2mm。試樣在磨拋機上依次用180號、400號、800號和1 000號SiC水砂紙打磨,隨后在無水乙醇中超聲波清洗去污,再用超純水沖洗,最后用游標卡尺測量拉伸段標距尺寸。

圖1 試樣的金相組織（50×）Fig.1 The metallograph of specimen

圖2 慢拉伸試樣（單位：mm）Fig.2 Specimen in slow strain rate tensile test

1.2 試驗裝置與試驗條件

本工作將采用在高溫高壓水環境中慢應變速率試驗的方法開展研究。通過對比在高溫氬氣中的空白試驗進行應力腐蝕開裂傾向分析；通過對試驗后斷口進行SEM分析,對材料做出性能評價。慢拉伸試驗的優點就是試驗周期短、重復性高,能夠對材料的性能進行快速評價,從而廣泛應用于工程實踐中［3-7］。

SCC傾向（T）計算公式如下：

式中：δ0為試樣在高溫氬氣中慢應變速率試驗后的延伸率；δ為試樣在高溫水中慢應變速率試驗后的延伸率。

采用掃描電鏡分析試樣斷口形貌的標準是：若試樣的斷口表面均為韌窩微孔,則認為是韌性的機械斷裂；若試樣的斷口表面均為穿晶型或沿晶型的斷裂形貌,則認為是脆性斷裂；若試樣的斷口中心部分是韌窩微孔,而邊緣部分呈現穿晶型或沿晶型的斷裂形貌,則認為試樣具有SCC敏感性［8］。

試驗裝置由高壓釜（容積為1.5L,主要材料為鎳基合金）、SSRT拉伸機、控制系統和水化學回路組成。試驗條件如下：試驗介質為超純水（≥18.2MΩ·cm）,對比試驗在高溫氬氣中進行,溶解氧含量分別為0,200,2 000μg·kg-1,試驗溫度為（350±2）℃,試驗壓力為（18.5±0.1）MPa,回水電導率≤0.1μs·cm-1,應變速率為9.26×10-7s-1。位移的測量采用光柵尺,材料失效判據為最大應力的70%。水化學的控制方法如下：溶解氧通過氣體質量流量控制器控制,用在線溶解氧儀檢測。試驗結束后對數據進行處理得到相應的應力-應變曲線,根據應力-應變曲線得出材料的屈服強度、抗拉強度和延伸率。隨后采用SEM對試樣斷口形貌進行觀察分析,所用設備由上海交通大學分析測試中心提供。

2 結果與討論

試樣在高溫氬氣和含不同溶解氧量的高溫水環境中的SSRT應力-應變曲線如圖3所示。試樣的SSRT試驗結果見表1。

圖3 試樣的應力-應變曲線Fig.3 Stress-strain curves of specimens

表1 試樣的SSRT試驗結果Tab.1 Test results of SSRT

從表1中可知,在高溫高壓水環境中,在含不同溶解氧量的情況下,試樣的屈服強度變化不明顯,但抗拉強度隨溶解氧量的增加而下降。從表1還可知,在高溫水環境中的試樣延伸率相對于在純氬中的都有不同程度的下降,表明在不同含氧量的高溫水環境中,試樣有不同程度的SCC傾向。試驗后對斷口形貌進行了SEM分析,見圖4。對于圖4（a）,斷口的中心與邊緣的區域都遍布韌窩微孔,展現出完全的塑性斷裂；而圖4（b）～（d）的斷口中心區域為韌窩微孔,但邊緣區域有階梯狀開裂形貌,為典型的穿晶開裂特征。

隨著水中溶解氧量的增加,試樣的SCC傾向隨之增加,與不含溶解氧的超純水相比,試樣在含200μg/kg DO高溫水中的,SCC傾向變化特別明顯,而試樣在含200μg/kg DO與2 000μg/kg DO的高溫水中的SCC傾向輕微變化。通過對標距段表面形貌的SEM分析,也得出了這一結果。圖5是在不同的高溫環境中試驗后試樣的標距段表面形貌。圖5（a）中的試樣標距段表面有些許波紋；而圖5（b）中試樣標距段表面出現了明顯的穿晶裂紋；圖5（c）與（d）的表面形貌非常相似,與圖5（b）相比,具有更細且密的階梯狀裂紋。這兩種不同大小和疏密程度的穿晶裂紋詳見圖6。

P.L.Andresen在研究不銹鋼的SCC裂紋擴展速率時,提出了腐蝕電位對SCC的影響［9-12］,結果顯示,隨著腐蝕電位的上升,在288℃的高純水中不銹鋼的SCC裂紋擴展速率也隨之增加,當溶解氧含量從0μg/kg變化到200μg/kg時,腐蝕電位升高明顯,相應的裂紋擴展速率的變化也隨之增大；而溶解氧含量從200μg/kg變化到2 000μg/kg時,腐蝕電位的變化不大,因此裂紋擴展速率變化也不大。

圖5 在不同環境中試驗后試樣的標距段表面形貌Fig.5 Morphology of gauge surface of specimens after testing in different environments

圖6 不同大小和疏密程度的穿晶裂紋Fig.6 Different sizes and densities of transgranular cracks（a） sparse distribution of thick cracks（b） dense distribution of thin cracks

對于本工作的現象,也符合這一機理,含溶解氧為200μg/kg的高溫水中,試樣的SCC傾向為含0μg/kg溶解氧時的4.2倍,而含溶解氧為2 000μg/kg的高溫水中,試樣的SCC傾向僅為在含200μg/kg溶解氧中時的1.1倍。

3 結論

（1）在分別含0μg/kg、200μg/kg以及2 000μg/kg的不同溶解氧量的高溫水中,不銹鋼堆焊層呈現出不同程度的SCC傾向,且隨著溶解氧量的增加,SCC傾向越明顯。

（2）在含溶解氧為0～200μg/kg范圍內的高溫水中,隨著溶解氧含量的變化,不銹鋼堆焊層的SCC傾向變化很大；而在含溶解氧為200～2 000μg/kg范圍內的高溫水中,隨著溶解氧含量的變化,不銹鋼堆焊層的SCC傾向變化不大。

致謝：感謝壓水堆核電材料環境相容性研究重大專項（No.2011ZX0600400908）的支持。感謝上海交通大學分析測試中心提供的微觀分析。

［1］ SCHULZ T L.Westinghouse AP1000advanced passive plant［J］.Nuclear Engineering and Design,2006,236（14）：1547-1557.

［2］ REGIS A M.AP1000will meet the challenges of nearterm deployment［J］.Nuclear Engineering and Design,2008,238（16）：1856-1862.

［3］ ANDRESEN P L.Perspective and direction of stress corrosion cracking in hot water［C］//Proc.Tenth Int.Symp.on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems-Water Reactors,［S.l.］：NACE,2001：207.

［4］ KANE R D.Slow strain rate testing for the evaluation of environmentally induced cracking［M］.USA：ASTM International,1993.

［5］ BERTINI L.New high concentration-high temperature hydrogenation method for slow strain rate tensile tests［J］.Materials Letters,2007,61（11）：2509-2513.

［6］ MáTHIS K.Acoustic emission monitoring of slow strain rate tensile tests of 304 Lstainless steel in supercritical water environment［J］.Corrosion Science,2011,53（1）：59-63.

［7］ LONG B,DAI Y,BALUC N.Investigation of liquid LBE embrittlement effects on irradiated ferritic/martensitic steels by slow-strain-rate tensile tests［J］.Journal of Nuclear Materials,2012,431（1）：85-90.

［8］ 李紅梅,蔡珣,呂戰鵬,等.304不銹鋼在含硼和鋰的高溫水中的應力腐蝕破裂和表層氧化膜分析［J］.材料工程,2004,49（4）：7-10.

［9］ ANDRESEN P L,YOUNG L M.Characterization of the roles of electrochemistry,Convection and crack chemistry in stress corrosion cracking［C］//Proc Seventh International Symposium on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems-Water Reactors,［S.l.］：NACE,1995：579-596.

［10］ ANDRESEN P L,BRIANT C L.Environmentally assisted cracking of 304L/316L/316NG stainless steels in 288Cwater［J］.Corrosion,1989,45：448-463.

［11］ ANDRESEN P L.Emerging issues and fundamental processes in environmental cracking in hot water［J］.Corrosion,2008,64（5）：439-464.

［12］ ANDRESEN P L,MORRA M M.IGSCC of non-sensitized stainless steels in high temperature water［J］.Journal of Nuclear Materials,2008,383：97-111.