應變速率對316LN應力腐蝕開裂敏感性的影響

周文輝，唐占梅，胡石林

應變速率對316LN應力腐蝕開裂敏感性的影響

周文輝1，唐占梅2,*，胡石林1

（1. 中國原子能科學研究院，北京 102413；2. 北京航天試驗技術研究所，北京 100074）

不銹鋼結構材料在壓水堆水化學條件下產生應力腐蝕開裂（SCC）影響核電站安全，掌握應力腐蝕敏感性影響因素邊界條件具有十分重要的意義。采用恒應變速率拉伸試驗方法，結合斷口分析技術，研究了應變速率對第三代壓水堆核電站主管道材料316 LN在高溫B-Li水化學條件下SCC的影響規(guī)律。結果表明：在1 000 mg/L B、2 mg/L Li、10 mg/L Cl飽和氧高溫B-Li水溶液中，隨著應變速率的降低，316 LN的延伸率、最大破斷應力、斷裂能呈減小的趨勢，而SCC敏感指數呈增大的趨勢；只有當應變速率低于或等于4.17×10-6/s時，試樣才萌生SCC裂紋，316 LN產生SCC的臨界應變速率介于8.34×10-6～4.17×10-6/s范圍；當應變速率降低到4.17×10-6/s時，316 LN主要發(fā)生穿晶型SCC，裂紋呈扇形向基體內擴展，而當應變速率降為8.34×10-7/s時，316 LN開裂模式轉變?yōu)檠鼐Ш痛┚Щ旌闲蚐CC。

主管道材料；恒應變速率；應力腐蝕開裂；沿晶開裂；穿晶開裂

應力腐蝕開裂（SCC）是結構材料在特定的腐蝕介質中受拉應力作用而產生的腐蝕破裂。核電運行經驗表明，奧氏體不銹鋼在核電高溫高壓B-Li水環(huán)境中具有發(fā)生SCC的趨勢。2000年美國V. C. Summer核電站一回路主管道安全端發(fā)生了SCC，并造成了約90 kg H3BO3泄漏到安全殼廠房地面，SCC裂紋起源于安全端的堆焊處，與焊接處產生的焊接殘余應力或應變有關。我國801堆一回路管道材質為1Cr18Ni9Ti，在1987年1月的一次檢查中發(fā)現，左側出水母管在主081閥門附近管段保溫層嚴重受潮，管段外壁出現數條裂紋，經過研究發(fā)現出水母管開裂屬于有害雜質氯離子導致的SCC，裂紋從管外向內壁擴展，并以多分支穿晶為主[1]。特定的局部環(huán)境或受力條件，使得壓水堆核電站的主管道和堆內構件不銹鋼材料均發(fā)現了應力腐蝕敏感性[2-5]，對核電站安全造成了嚴重的影響。

316 LN為超低碳控氮奧氏體不銹鋼，是第三代壓水堆核電站（PWR）主管道的主要結構材料之一[6,7]。316 LN中的N是為了彌補降C帶來的性能損失，同時，超低C含量降低了材料本身敏化風險[8,9]，提高了材料抗應力腐蝕性能。然而，研究發(fā)現：在極嚴重的水質和應力條件下，316 L產生了沿晶應力腐蝕開裂（IGSCC）[10]；在同樣的水化學條件下，固熔態(tài)316 L的裂紋擴展速率是敏化態(tài)304 L的1/10左右[11]。同時，材料的局部變形及殘余應力或應變是誘發(fā)SCC裂紋萌生和擴展的重要因素[12,13]。研究人員在應力因素對材料性能的影響方面開展了大量的研究[14-18]，結果發(fā)現，應變速率對不銹鋼的SCC敏感性具有顯著的影響。在高溫鍛造溫度區(qū)間，316 LN鋼的抗拉強度隨著應變速率的增大而增大[14]。當應變速率為1×10-5/s時，316 L在NaOH溶液中的應力腐蝕不敏感，而當應變速率達到1×10-6/s時，該鋼在高溫低濃度堿液中SCC敏感性顯著增大[15]。

針對堆內構件材料及其焊接材料在壓水堆水環(huán)境條件下發(fā)生的SCC現象，本實驗室開展了廣泛的研究[19-22]，基本掌握了SCC敏感的環(huán)境條件及材料因素，明確了溶解氧、氯離子與應力因素的影響規(guī)律。杜東海等[23]采用C（T）試樣研究了壓水堆一回路高溫水中SCC裂紋擴展機理發(fā)現，溶解氧會明顯提高316 LN的應力腐蝕裂紋擴展速率，并且只要加入10-9級的Cl-，其裂紋擴展速率顯著升高。然而，對于主管道材料316 LN的SCC行為尚需進一步深入研究，本試驗重點針對應力因素的影響特點，構建壓水堆一回路敏感水化學條件，深入地研究了應變速率對主管道材料SCC的影響規(guī)律，探究了應力腐蝕裂紋擴展機制。

1 試驗方法

試樣取自316 LN不銹鋼管道材料，由中國第二重型機械廠提供，該材料經1 070 ℃固溶2 h，然后淬火，材料顯微組織為奧氏體，其化學成分為［（%）（質量分數）］：13.03 Ni、16.93 Cr、0.015 C、0.25 Si、1.22 Mn、0.002 S、0.015 P、2.44 Mo、0.13 N，Fe余量。

試樣采用光滑試樣：沿管材軸向經線切割加工成標距段尺寸為3 mm×2 mm×20 mm的片狀拉伸試樣。試樣標距段經300#、600#、800#、1 200#水砂紙打磨至光亮，蒸餾水和無水乙醇清洗、烘干，測量并記錄試樣的標距尺寸，放置在干燥器中待用。

根據文獻報道及經驗數據，構造不銹鋼SCC敏感的一回路異常水化學條件[20-22]：采用分析純H3BO3、LiOH·H2O和NaCl配制1 000 mg/L B、2 mg/L Li、10 mg/L Cl-溶液，飽和O2條件，試驗溫度為300 ℃，壓力為8.6 MPa。在SERT-5000 DP9H型應力腐蝕試驗機上，采用恒應變速率拉伸的試驗方法進行試驗研究[24]。通過分析試驗結束后的SCC敏感指數[25]，結合試樣斷口形貌分析，探討應變速率對316 LN應力腐蝕行為的影響機理。

其中，本文中SCC敏感指數scc定義為與惰性條件下相比斷裂能的變化值，即

scc值介于0～1之間，scc=0時，無SCC敏感性，scc=1時，材料發(fā)生完全脆性斷裂，敏感性最高。scc值越大，則SCC敏感性越高。

2 結果與討論

2.1 恒應變速率拉伸試驗

316 LN試樣在不同應變速率下的拉伸試驗獲得的應力-應變曲線及主要參數計算結果如圖1和表1所示。

在高溫惰性條件下（常溫下充1 MPa N2），316 LN具有良好的塑性變形能力，試樣延伸率高達61.74%，斷裂能的值為4 450.10 N/mm，抗斷裂能力強，材料發(fā)生的是典型的機械韌性斷裂（后面斷口分析證實），以此作為參考，計算腐蝕條件中不同應變速率的SCC敏感指數。

在1 000 mg/L B、2 mg/L Li、10 mg/L Cl-飽和O2的高溫B-Li水環(huán)境中：當應變速率為4.17×10-5/s和8.34×10-6/s時，試樣延伸率、最大破斷應力和斷裂能的值比較接近，且與N2條件中的值相比變化不大，SCC敏感指數scc較低，約為7%；當應變速率降低到4.17×10-6/s時，試樣延伸率和斷裂能顯著降低，與N2條件下的值相比分別下降了25%和32%，材料塑性損失顯著，抗斷裂能力顯著下降，scc達到了32%，與前兩個應變速率的結果相比，顯著增大，scc增大了3倍左右，可以認為材料斷裂特性在應變速率為4.17×10-6/s時發(fā)生了突變，材料由韌性斷裂向脆性斷裂轉變；當應變速率分別降至8.34×10-7/s和4.17×10-7/s時，試樣延伸率、斷裂能不斷降低，與N2條件下的值相比，試樣的延伸率分別下降了43%和53%，scc不斷增大，最高達到了63%，材料SCC敏感性不斷增強，但增大的速度呈減緩的趨勢。

圖1 316 LN在不同應變速率條件下的應力-應變曲線

表1 316LN在不同應變速率條件下的數據

以上試驗結果表明，在1 000 mg/L B、2 mg/L Li、10 mg/L Cl-飽和O2的高溫B-Li水中，隨著應變速率的降低，316LN的scc呈現呈不斷增大的趨勢，在應變速率為4.17×10-6/s時，材料的應力腐蝕敏感指數突增，各項力學性能參數發(fā)生突變，根據文獻［26］報道，影響不銹鋼SCC的介質濃度、溫度、腐蝕電位、應力等因素均存在臨界值，可以推知，316 LN在試驗條件下誘發(fā)SCC的應變速率上臨界值介于8.34×10-6～4.17×10-6/s范圍內。

2.2 微觀形貌分析

在300 ℃高溫N2（常溫下1 MPa）中，應變速率為4.17×10-6/s的316 LN斷裂試樣微觀形貌列于圖2，試樣斷口側表面［見圖2（a）］存在大量的滑移臺階（圖中箭頭指向裂紋起裂處，下同），具有明顯頸縮形貌，材料發(fā)生強烈的塑形變形，整個斷口表面［見圖2（b）］布滿韌窩微孔，斷口邊緣［見圖2（c）］因發(fā)生劇烈的拉伸變形形成了大量的拉長型韌窩，斷口中心區(qū)域多是等軸型韌窩，說明試樣邊緣三向應力不均衡性遠超過試樣中心區(qū)域，從而使得韌窩形貌存在差異。因此，316 LN在該條件下發(fā)生的是典型的機械韌性斷裂。

圖2 316 LN在N2條件下應變速率為4.2×10-6/s的斷裂試樣微觀形貌

（a）斷口側表面起裂處；（b）斷口概貌；（c）斷口邊緣起裂處

Fig.2 Microstructure of 36 LN fracture specimen with the strain rate of 4.2×10-6/s in N2

在構造的一回路異常水化學條件下，測試了不同應變速率對316 LN斷裂性能的影響，如圖3～圖7所示。當應變速率為4.17×10-5/s時（見圖3），斷口側表面出現大量的滑移臺階，具有明顯的頸縮形貌，整個斷口表面布滿韌窩微孔，斷口邊緣為拉長型韌窩，316 LN試樣發(fā)生的是典型的韌性斷裂。當應變速率降為8.34×10-6/s時（見圖4），斷裂試樣的微觀形貌與圖3相比，未出現明顯的變化，316 LN試樣仍然是機械韌性斷裂。當應變速率降為4.17×10-6/s時（見圖5），斷口形貌發(fā)生了顯著變化，首先斷口側表面［見圖5（a）］的滑移臺階變得更粗大，在滑移臺階處有次裂紋產生，整個斷口沒有或幾乎看不到頸縮形貌［見圖5（b）］，斷口邊緣出現了幾處脆性裂紋，以扇形路徑向基體內部擴展，擴展面出現河流花樣狀形貌，為典型的穿晶應力腐蝕開裂（TGSCC）特征，裂紋起裂處腐蝕明顯更嚴重，說明此處是優(yōu)勢腐蝕點，導致裂紋由此萌生。當應變速率降為8.34×10-7/s時（見圖6），斷口邊緣出現的TGSCC裂紋增多，脆性擴展面幾乎覆蓋整個斷口表面，試樣發(fā)生完全脆性斷裂，此外，斷口裂紋擴展面上覆蓋了大量的絮團狀的腐蝕產物，EDS分析結果顯示為富Cr和Mo的氧化物，說明了Cr和Mo在裂紋擴展過程中對鈍化膜進行了修復而形成其氧化物；裂紋的起裂處出現冰晶糖狀形貌［見圖6（b）］，大概1～2個晶粒，長約20mm，這是典型的沿晶應力腐蝕開裂（IGSCC）特征，然后以河流花樣形式擴展，同時，出現了多條二次裂紋，這充分說明了，在該應變速率條件下，裂紋以IGSCC形式萌生，以TGSCC形式擴展。當應變速率進一步降低到4.17×10-7/s時（見圖7），斷口側表面［見圖7（a）］顯示除主裂紋外，萌生了多處次裂紋，并且，主裂紋起裂處覆蓋了大量的腐蝕產物，滑移臺階基本消失，取而代之的是萌生的次裂紋，再次證實裂紋從優(yōu)勢腐蝕點萌生，且與試樣表面拉伸過程中發(fā)生滑移變形有關；裂紋的起裂處出現冰晶糖狀形貌［見圖7（c）和圖7（d）］，裂紋萌生處的EDS測試結果顯示沿晶界面嚴重貧鉻［見圖7（e）］，這說明裂紋在貧鉻處以IGSCC形式萌生，并且IGSCC裂紋擴展路徑明顯增長［見圖7（c）］，沿晶裂紋擴展200～300mm后轉變?yōu)楹恿骰恿鸭y擴展，即由IGSCC逐漸轉變成TGSCC。

圖3 316 LN在1000B+2Li+10Cl溶液中應變速率為4.2×10-5/s的斷裂試樣微觀形貌

（a）斷口側表面起裂處；（b）斷口概貌；（c）斷口邊緣起裂處

Fig.3 The micro-morphology of the fracture specimen of 36 LN in 1000B + 2Li + 10Cl solution with the strain rate of 4.2×10-5/s

圖4 316 LN在1000B+2Li+10Cl溶液中應變速率為8.4×10-6/s的斷裂試樣斷口微觀形貌

（a）斷口概貌；（b）斷口邊緣起裂處

Fig.4 The fracture morphology of 36 LN in 1000B + 2Li + 10Cl solution with the strain rate of 8.4×10-6/s

圖5 316 LN在1000B+2Li+10Cl溶液中應變速率為4.2×10-6/s的斷裂試樣斷口微觀形貌

（a）斷口概貌；（b）中圓圈區(qū)域放大圖；（c）中方形區(qū)域放大圖；（d）裂紋起裂處

Fig.5 The fracture morphology of 36 LN in 1000B + 2Li + 10Cl solution with the strain rate of 4.2×10-6/s

圖6 316 LN SS在1000B+2Li+10Cl溶液中應變速率為8.4×10-7/s的斷裂試樣微觀形貌

（a）斷口概貌；（b）斷口邊緣起裂處

Fig.6 The micro-morphology of the fracture specimen of 36LNSS in 1000B + 2Li + 10Cl solution with the strain rate of 8.4×10-7/s

圖6 316 LN SS在1000B+2Li+10Cl溶液中應變速率為8.4×10-7/s的斷裂試樣微觀形貌（續(xù)）

（c）裂紋擴展面；（d）圖的元素面分析EDS圖）

Fig.6 The micro-morphology of the fracture specimen of 36LNSS in 1000B + 2Li + 10Cl solution with the strain rate of 8.4×10-7/s

圖7 316 LN SS在1000B+2Li+10Cl溶液中應變速率為4.2×10-7/s的斷裂試樣微觀形貌

（a）斷口側表面裂紋起裂處；（b）斷口概貌；（c）b中圓形區(qū)域放大圖；（d）圖圓形區(qū)域放大圖；（e）圖圓形區(qū)域放大圖；（f）圖的元素面分析EDS圖

Fig.7 The micro-morphology of the fracture specimen of 36LNSS in 1000B + 2Li + 10Cl solution with the strain rate of 4.2×10-7/s

綜上所述，當應變速率高于8.4×10-6/s時，316 LN發(fā)生的是機械韌性斷裂，而當應變速率低于或等于4.2×10-6/s時，316 LN發(fā)生了應力腐蝕脆性斷裂，這說明了該試驗條件下316 LN發(fā)生SCC的臨界應變速率為8.4×10-6～4.2×10-6/s，與應力-應變測試結果的推論是一致的；當應變速率在4.2×10-5～4.17×10-7/s范圍內變化時，隨著應變速率的降低，表面的滑移臺階逐漸轉變成應力腐蝕次裂紋，說明了SCC裂紋的萌生與316 LN不銹鋼在拉應力作用下的滑移變形密切相關：應變促進表面滑移帶產生，在腐蝕液中，滑移帶具有較高的電化學反應活性[27,28]，優(yōu)先發(fā)生陽極溶解，在應變的持續(xù)作用下導致鈍化膜破裂而萌生微裂紋，同時，合金元素Cr和Mo促進裸露的新鮮金屬再鈍化，滑移導致再鈍化膜破裂，循環(huán)往復導致SCC裂紋向基體擴展，因此，滑移-溶解是SCC裂紋萌生和擴展的主要機制，結果與Ford模型預測的一致[29]；此外，隨著應變速率降低，316 LN發(fā)生斷裂的方式也發(fā)生著如下變化：機械韌性斷裂→TGSCC→IGSCC+TGSCC，說明了SCC對較低的應變速率更敏感，而且IGSCC的敏感應變速率比TGSCC的敏感應變速率更低，這可能與引起晶粒滑移的應變和導致晶界斷裂的應變不同有關。

3 結論

（1）在300 ℃含Cl-飽和O2的B-Li水溶液中，隨著應變速率的降低，316 LN結構材料延伸率、最大破斷應力和斷裂能呈降低的趨勢，而SCC敏感指數不斷增大，材料由機械韌性斷裂向SCC脆性斷裂轉變的臨界應變速率范圍介于8.34×10-6～4.17×10-6/s。

（2） 316 LN的斷裂模式與拉伸應變速率密切相關：隨著應變速率的降低，316 LN逐漸由機械韌性斷裂模式向TGSCC斷裂模式再向IGSCC+TGSCC混合斷裂模式轉變，裂紋通過滑移-溶解模式萌生。

（3）目前，對于IGSCC和TGSCC形成機理仍未形成一致理論，本試驗證實了應變速率可誘導這兩種SCC類型的轉變，為深入開展IG和TG型SCC機理的理論研究提供試驗依據。

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The Effect of Strain Rates on the Susceptibility of Stress Corrosion Cracking of the 316LN

ZHOU Wen-hui1，TANG Zhanmei2,*，HU Shilin1

（1. China Institute of Atomic Energy，Beijing102413，China；2. Beijing Institute of Aerospace Testing Technology，Beijing 100074，China）

Stress corrosion cracking (SCC) of stainless steel structural materials under PWR hydrochemical conditions affects the safety of nuclear power plant. It is significant to master the boundary conditions of stress corrosion sensitivity factors. The influence of the strain rate on SCC of 316 LN, the main pipeline material of the third generation PWR nuclear power plant, under high-temperature B-Li water chemistry conditions was studied by the constant strain rate tensile test and the fracture analysis technique. The results showed that with decreasing of the strain rate, the elongation, the ultimate tensile strength and the fracture energy of 316 LN decreased, while the SCC sensitivity index increased in the high-temperature B-Li aqueous solution of 1 000 mg/L B, 2 mg/L Li and 10 mg/L Cl saturated oxygen. Only when the strain rate was lower than or equal to 4.17×10-6/s, SCC cracks will be initiated in the sample, and the critical strain rate of SCC in 316 LN is in the range of 8.34×10-6～4.17×10-6/s; When the strain rate reduced to 4.17×10-6/s, the transgranular SCC mainly occurred in 316 LN, and the crack spread into the matrix in a fan shape. While the strain rate reduced to 8.34×10-7/s, the cracking mode gradually changed to intergranular and transgranular mixed SCC.

Main pipeline materials; Constant strain rate; Stress corrosion cracking (SCC); Intergranular cracking; Transgranular cracking

TG172.82

A

0258-0918（2023）05-1096-09

2020-08-20

大型先進壓水堆核電站重大專項（2008ZX06004）

周文輝（1970—），男，湖南常德人，副研究員，博士，現主要從事壓水堆一回路水化學相關研究

唐占梅，E-mail：zhanmeitang@163.com