核電站凝汽器用鈦焊管蒸汽腐蝕疲勞性能研究

郭佳林， 董燕妮， 徐永鋒， 王鼎春

（1. 寶鈦集團有限公司，陜西 寶雞 721014；2. 東方汽輪機有限公司，四川 德陽 618000）

凝汽器是汽輪發電機排汽端的重要設備，其運行的經濟性和穩定性直接影響整個核電廠的安全和效益。由于核電廠對設備安全性、穩定性要求較高，凝汽器的冷卻介質多為腐蝕性較強、成分復雜的海水，因此制造凝汽器的材料應當具有強度高、抗腐蝕性強、熱導率較高及制造工藝較成熟等特點。金屬鈦的強度高，抗腐蝕能力強，熱導率適中，逐漸成為制造核電廠凝汽器的主要材料。

鈦焊接管材（簡稱鈦焊管）具有優異的加工性能和耐腐蝕性能，被廣泛應用于核電站凝汽器的制造，但其在凝汽器中的工作環境較為惡劣，實際應用過程中也可能因多種環境因素而失效，其中蒸汽腐蝕便是極為重要的一種。蒸汽腐蝕屬于液相腐蝕，在潮濕的大氣氛圍中，金屬表面會形成液膜，當水汽達到飽和時，在金屬表面會發生凝結現象，形成更厚的濕膜。

鈦合金在腐蝕性介質中由于表面鈍化膜具有完整性、致密性、穩定性等特點，往往具有較強的腐蝕抗力。但是，當交變應力和腐蝕介質共同作用時，鈦合金表面的鈍化膜可能被破壞，腐蝕介質穿過鈍化膜與鈦合金基體發生電化學反應，導致鈦合金腐蝕疲勞壽命比無腐蝕介質下的疲勞壽命低。腐蝕疲勞的過程比較復雜，腐蝕疲勞的很多理論問題還沒有達成共識[1-9]。

由于核的敏感性，核電站在設計和制造時具有極高的安全性和可靠性的要求，選材往往比火電站更加嚴格、苛刻。一方面要求核電站凝汽器用鈦焊管具有比火電站凝汽器用鈦焊管更高的性能指標；另一方面則迫切地要求開展核電站凝汽器用焊鈦焊管在工況條件下的性能研究，積累相關數據，為核電站凝汽器用鈦焊管的性能指標的制定提供依據。目前國內尚無人系統地開展核電站凝汽器用鈦焊管在工況條件下的性能研究，蒸汽腐蝕疲勞也未見文獻報道。為了滿足核電站凝汽器選材需要，本文開展了核電站凝汽器用鈦焊管的蒸汽腐蝕疲勞性能研究工作，測試分析了國產和進口兩種核電站凝汽器用鈦焊管的蒸汽腐蝕疲勞性能，以期能夠為核電站凝汽器用鈦焊管性能指標制定提供指導。

1 試 驗

試驗所用材料分別是寶鈦集團有限公司生產的國產鈦焊管和日本神戶制鋼生產的進口鈦焊管，鈦焊管牌號為Gr.2（與TA2成分相同），規格為直徑25.4 mm×壁厚0.5 mm，技術標準ASTM B338。

疲勞試驗在室溫大氣和人工配置海水的100 ℃水蒸汽兩種條件下進行，人工配置海水的成分見表1。所采用的試驗設備為Instron1342 電液伺服疲勞試驗機，試驗標準為GB/T 3075—2008《金屬材料疲勞試驗軸向力控制方法》，應力比R=0.1，載荷為正弦波形，頻率f=1.0 Hz，疲勞循環基數為1×106。試驗采用長度為300 mm鈦焊管疲勞試樣，試樣承載面積按實際測量的壁厚和外徑計算。試驗所需的水蒸汽由醫用高壓鍋產生并通入密封箱內，冷凝水由密封箱底部的出口流出，密封箱內水蒸汽壓力為0.1 MPa。圖1為試驗裝置照片，試驗時水蒸汽的實測溫度為（98±0.5）℃。試驗完成后采用SU-6600場發射掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）對疲勞試樣的斷口進行觀察。

表1 人工海水的成分Tab.1 Chemical composition of artificial seawater

圖1 疲勞試驗裝置照片Fig.1 Photograph of fatigue test device

2 結果與分析

2.1 疲勞試驗

圖2是國產鈦焊管和進口鈦焊管在室溫大氣下的疲勞S-N曲線，圖3是國產鈦焊管和進口鈦焊管在人工配置海水的100 ℃水蒸氣環境下的疲勞S-N曲線。對比圖2和圖3可見：在相同的試驗條件下，國產鈦焊管與進口鈦焊管的疲勞壽命較為相近，水蒸汽會大幅度降低鈦焊管的疲勞壽命。室溫大氣條件下，國產鈦焊管循環周次達到1×106而不斷裂的應力為230 MPa，略高于進口鈦焊管不斷裂的應力220 MPa。蒸汽條件下，國產和進口鈦焊管循環周次為1×106而不斷裂的應力均大幅降低，從室溫大氣條件下的220 MPa或230 MPa降低到160 MPa。與室溫大氣相比，蒸汽條件下國產鈦焊管與進口鈦焊管的疲勞數據分散性也有所降低。

圖2 鈦焊管的室溫大氣S-N曲線Fig.2 S-N curves of the titanium welding tubes in atmosphere at room temperature

圖3 鈦焊管的蒸汽S-N曲線Fig.3 S-N curve of the titanium welding tubes in water vapor

2.2 疲勞斷口分析

2.2.1 斷口宏觀分析

圖4為鈦焊管疲勞斷裂后的照片，圖5為斷口的宏觀照片。由圖4可見，疲勞斷口由疲勞源區、疲勞裂紋擴展區和最后靜斷區組成。觀察圖5中鈦焊管的宏觀斷口可以發現，所有鈦焊管的疲勞裂紋源均萌生于焊縫區域。

2.2.2 斷口SEM分析

圖6為國產鈦焊管在室溫大氣環境下斷口的SEM照片，斷裂應力為240 MPa，斷裂循環周次為6.2×105。圖7為進口鈦焊管在室溫大氣環境下的斷口的SEM照片，斷裂應力為230 MPa，斷裂循環周次為7.4×105。圖8為國產鈦焊管在蒸汽環境下的斷口的SEM照片，斷裂應力為230 MPa，斷裂循環周次為7.3×105。從圖6～圖8的SEM照片中可以看出，無論是國產還是進口鈦焊管，在室溫大氣和蒸汽條件下，所有疲勞試樣的裂紋均萌生于鈦焊管焊縫區域的外表面，且大多是多源萌生，疲勞裂紋擴展均以條紋機制為主，斷口處有少量二次裂紋，未發現沿晶斷裂及周期解理斷裂特征，靜斷區斷口形貌處有大量韌窩，在疲勞裂紋源區和裂紋擴展區均未能觀察到腐蝕產物。

圖4 鈦焊管疲勞斷裂后的照片Fig.4 Photographs of the titanium welding tubes after fatigue test

圖5 鈦焊管斷口宏觀照片Fig.5 Fatigue fractures of the titanium welding tubes

2.3 蒸汽腐蝕疲勞機理

腐蝕疲勞過程中，存在兩種基本的損傷形式[10-13]。一是循環應力引起的微區金屬反復滑移，形成滑移帶，是造成疲勞損傷的基本原因；二是由腐蝕介質與金屬通過電化學反應引起的腐蝕損傷。當這兩種損傷共存時，兩者的作用不是簡單疊加，而是這兩種基本損傷之間存在明顯的交互作用，即互相促進。腐蝕疲勞損傷在構件內逐漸積累，當達到某一臨界值時，形成初始疲勞裂紋。然后，初始疲勞裂紋在循環應力和腐蝕環境的共同作用下逐步擴展，即發生亞臨界擴展。當裂紋長度達到其臨界長度時，難以承受外加載荷，裂紋發生快速擴展，以致斷裂。這種破壞要比單純交變應力造成的疲勞破壞或純腐蝕造成的破壞嚴重。

圖6 國產鈦焊管斷口表面的SEM照片（室溫大氣）Fig.6 SEM images of the fracture surfaces of the domestic titanium welding tubes(atmosphere at room temperature)

圖7 進口鈦焊管斷口表面的SEM照片（室溫大氣）Fig.7 SEM images of the fracture surfaces of the imported titanium welding tubes(atmosphere at room temperature)

圖8 國產鈦焊管斷口表面的SEM照片（蒸汽）Fig.8 SEM images of the fracture surfaces of the domestic titanium welding tubes(water vapor)

在鈦焊管的整個蒸汽腐蝕疲勞過程中，交變應力和電化學腐蝕交互作用，鈦焊管外表面焊縫區域由于應力集中，易受到破壞。

鈦合金在海水水蒸汽中的腐蝕疲勞可能出現以下幾種電化學反應：

在腐蝕疲勞過程中，交變應力促使鈦合金表面鈍化膜的主要成分TiO2的致密性受到破壞，水蒸汽中的Cl-和水分子穿過鈍化膜與Ti發生反應，如式（1）所示。反應生成的TiOCl2碰到更多的水分子完全水解為Ti(OH)4，如式（2）所示。一部分的Ti(OH)4也會直接脫水轉變成TiO2。在這一系列的電化學反應過程中，Cl-起著催化劑的作用。式（1）中產生的電子促進了水分子和氧分子電解產生OH-，如式（4）和式（5）所示。OH-和生成的HCl發生中和反應，維持了水蒸汽的酸堿平衡。

在這個過程中發生的電化學反應可促使鈦合金表面的氧化膜局部被破壞，水分子與Cl-穿透鈍化膜與Ti基體發生電化學反應，電化學反應新生成的產物遇水又會分解為Ti(OH)4和TiO2。在與交變應力的交互作用下，新生成的產物膜層會直接破損或進一步擠壓已經破損的鈦合金氧化膜，在金屬基體上會產生許多微小腐蝕坑，隨著腐蝕疲勞的不斷進行，電化學反應產生的微小腐蝕坑將會持續變大，導致表面產生局部應力集中，最終萌生裂紋。

3 結 論

（1）國產鈦焊管與進口鈦焊管的疲勞壽命較為相近，蒸汽會大幅度降低鈦焊管的疲勞壽命。與室溫大氣相比，蒸汽條件下國產鈦焊管與進口鈦焊管的疲勞數據分散性也有所降低。

（2）疲勞裂紋萌生于鈦焊管焊縫區域的外表面，多為多源萌生，疲勞裂紋擴展均以條紋機制為主。疲勞斷口處有少量二次裂紋，未發現沿晶斷裂及周期解理斷裂特征，靜斷區斷口形貌以韌窩為主，蒸汽條件下未能觀察到明顯的腐蝕產物。

（3）鈦焊管的蒸汽疲勞腐蝕是交變應力和電化學腐蝕交互作用的結果。