彭德全，胡石林，張平柱，王輝

(中國(guó)原子能科學(xué)研究院，北京 102413)

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應(yīng)變速率對(duì)304L焊接件應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂行為的影響

彭德全，胡石林，張平柱，王輝

(中國(guó)原子能科學(xué)研究院，北京 102413)

摘要：采用慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)方法(SSRT)，研究了在氯離子和充氧環(huán)境下不同應(yīng)變速率對(duì)304L焊接件在模擬一回路高溫高壓硼鋰水介質(zhì)中應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂的影響。結(jié)果表明：當(dāng)應(yīng)變速率較高時(shí)(1～4.17×10(-5) s(-1))，主要表現(xiàn)為材料的機(jī)械拉伸性能。當(dāng)應(yīng)變速率較低時(shí)(4.17×10(-6)～8.33×10(-8) s(-1))，主要為脆性斷裂。304L焊接件的應(yīng)力腐蝕敏感性隨著應(yīng)變速率的降低而逐步增加，當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10(-7) s(-1)時(shí)，304L焊接件的應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)達(dá)到最大值37.4%，進(jìn)一步降低應(yīng)變速率為8.33×10(-8) s(-1)時(shí)，應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)幾乎不變，但是至斷時(shí)間卻從116.7 h增加到584 h。當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10(-6) s(-1)時(shí)，對(duì)材料的應(yīng)力腐蝕敏感性區(qū)分度較高，且試驗(yàn)時(shí)間長(zhǎng)短合理。大部分?jǐn)嗫谖挥诤缚p和熱影響區(qū)，在拉伸試驗(yàn)過(guò)程中，焊縫和熱影響區(qū)發(fā)生了巨大形變，能觀察到大量滑移帶，焊縫和熱影響區(qū)是整個(gè)焊接件的薄弱環(huán)節(jié)。

關(guān)鍵詞：應(yīng)力腐蝕破裂；慢應(yīng)變速率實(shí)驗(yàn)；304L焊接件；充氧環(huán)境；應(yīng)變速率；高溫氧化

發(fā)展核電是解決我國(guó)經(jīng)濟(jì)發(fā)展與能源分布不均衡的一個(gè)重要途徑。因奧氏體不銹鋼具有良好的力學(xué)性能和耐腐蝕性能，在核電站得到廣泛的應(yīng)用，特別是用在壓水堆一回路堆內(nèi)構(gòu)件和主管道中。例如反應(yīng)堆壓力容器和穩(wěn)壓器的堆焊襯里、反應(yīng)堆排泄口噴嘴、主泵、主回路管路。在核反應(yīng)堆這一特殊的服役條件下，金屬材料會(huì)發(fā)生輻照脆化和性能降解，此服役條件下會(huì)出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕破裂(stress corrosion cracking，SCC)[1-5]。304L奧氏體不銹鋼相比于304不銹鋼，其碳含量更低，焊接性能更好，廣泛應(yīng)用于壓水堆核電站一回路的堆內(nèi)構(gòu)件和主管道。在核反應(yīng)堆內(nèi)構(gòu)件中某些關(guān)鍵部位必需焊接。由于焊接時(shí)焊縫區(qū)經(jīng)歷著一系列復(fù)雜的非平衡物理化學(xué)過(guò)程，從而造成焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的化學(xué)成分不均勻、晶粒粗大、組織偏析等缺陷[6]；在焊接和焊后熱處理過(guò)程中，會(huì)形成馬氏體和焊縫金屬稀釋、融合線附近成分顯著變化、碳擴(kuò)散和內(nèi)應(yīng)力等一系列問(wèn)題[7-9]。這使得焊接頭處的腐蝕抗力較低，石油輸氣管線X70鋼的數(shù)據(jù)顯示焊接接頭往往是金屬結(jié)構(gòu)應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂的敏感部位[10-13]。

304L將用作我國(guó)第三代壓水堆AP1000堆內(nèi)構(gòu)件的主要材料，關(guān)于304L焊接件材料氯致應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂的研究較少，有必要對(duì)其進(jìn)行系統(tǒng)研究，得到304L焊接件在壓水堆一回路水化學(xué)條件下的應(yīng)力腐蝕敏感性的基礎(chǔ)數(shù)據(jù)。

本文采用SSRT方法研究了304L焊接件在氯離子和充氧硼鋰水條件下不同應(yīng)變速率對(duì)應(yīng)力腐蝕敏感性的影響，并對(duì)SSRT拉斷后樣品進(jìn)行了側(cè)面觀察與分析，探討了304L焊接件的應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂機(jī)理。

1實(shí)驗(yàn)方法與原理

實(shí)驗(yàn)?zāi)覆臑?04L不銹鋼板材，焊絲為堆內(nèi)構(gòu)件手工TIG焊用絲308LN。其化學(xué)成分(wt%)如表1所示。焊絲Cr、Ni的含量要稍微比母材的高，這是考慮到在高溫焊接時(shí)，主要元素鉻鎳等會(huì)燒蝕一部分，焊絲中鉻鎳含量稍高就是希望最終的焊接件與母材化學(xué)成分保持一致。

采用雙U型坡口氬弧焊，第1遍焊接所用電流為80～90 A，第2～9遍所用電流為120～130 A。焊完后板材經(jīng)線切割加工成單軸拉伸試樣，焊縫區(qū)在標(biāo)距中央，寬度在8 mm左右，如圖1所示。

圖1　慢應(yīng)變速率拉伸實(shí)驗(yàn)304L焊接件樣品形狀與尺寸Fig. 1　The shape and size of 304L welded specimen for slow strain rate testing

用去離子水、分析純硼酸、氫氧化鋰和NaCl配制1 000 mg/L B+2.2 mg/L Li+5 mg/L(或者100 mg/L)Cl的基準(zhǔn)溶液，實(shí)驗(yàn)溫度為300℃，壓力為水的飽和蒸汽壓8.7 MPa。充氧條件為高壓釜密封后，用0.8 MPa氧氣排氮?dú)庵翂毫咏?.1 MPa三次，最后一次充入高純氧至0.2 MPa，氧的濃度大于40 mg/L[14]。

實(shí)驗(yàn)在日本東伸公司生產(chǎn)的SERT-5000DP9H型慢應(yīng)變速率腐蝕實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，慢應(yīng)變腐蝕實(shí)驗(yàn)機(jī)的高溫高壓釜容積為1.9 L。實(shí)驗(yàn)過(guò)程中應(yīng)變速率為從8.33×10-8/s至8.33×10-4/s。試樣經(jīng)400#、800#、1 200# SiC金相砂紙打磨至光亮，蒸餾水和無(wú)水乙醇清洗、烘干、測(cè)量并記錄試樣的標(biāo)距尺寸。放置在干燥器中待用。實(shí)驗(yàn)結(jié)束后，試樣隨高壓釜冷卻至室溫然后取出，烘干后在奧林巴斯GX71金相顯微鏡上觀察斷裂樣品側(cè)面形貌。

采用慢應(yīng)變速率測(cè)試(SSRT)來(lái)評(píng)價(jià)材料發(fā)生SCC的敏感性的主要原理是SCC會(huì)導(dǎo)致韌性指標(biāo)明顯下降，如試樣最大抗拉強(qiáng)度、總延伸率、斷面收縮率以及斷裂吸收能(載荷-伸長(zhǎng)曲線下的面積)等，降低得越多表明SCC敏感性越高。試樣的延伸率越低，表明SCC敏感性越高。

2結(jié)果與討論

2.1應(yīng)力應(yīng)變曲線

慢應(yīng)變速率試驗(yàn)過(guò)程中數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)實(shí)時(shí)采集得到的數(shù)據(jù)見(jiàn)表3所示，通過(guò)Origin數(shù)據(jù)處理軟件繪制出的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖2所示。不同應(yīng)變速率對(duì)應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)的關(guān)系如圖3所示。

由表3可知：當(dāng)應(yīng)變速率為8.33×10-4s-1時(shí)，樣品的破斷時(shí)間最短僅為5.6 min，延伸率為最大值，具有最低的應(yīng)力腐蝕敏感性，此時(shí)屈服應(yīng)力最低，最大破斷功接近最大值。隨著應(yīng)變速率的降低，應(yīng)力腐蝕敏感性逐步上升，當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-7s-1時(shí)，樣品的應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)為37.4%，破斷時(shí)間為116.71 h，當(dāng)應(yīng)變速率進(jìn)一步降低為為8.33×10-8s-1時(shí)，樣品的敏感指數(shù)與前者差不多為37.3%， 但破斷時(shí)間大大增加為584.02 h，接近25 d?？梢?jiàn)應(yīng)變速率4.17×10-7s-1為極限應(yīng)變速率，低于此應(yīng)變速率都一致地表現(xiàn)為材料的最高應(yīng)力腐蝕敏感性。大部分的樣品斷裂位置都在焊縫和熱影響區(qū)，證明焊縫和熱影響區(qū)時(shí)整個(gè)焊接件的薄弱環(huán)節(jié)。當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-6s-1時(shí)，斷裂位置在母材。由于母材材質(zhì)的不均勻性或者缺陷導(dǎo)致其強(qiáng)度低于焊接部位。焊接樣品的各項(xiàng)力學(xué)性能指標(biāo)都偏低，可見(jiàn)焊接部位是核電站堆內(nèi)構(gòu)件部分薄弱環(huán)節(jié)，是整個(gè)堆內(nèi)構(gòu)件部分的瓶頸，需要重點(diǎn)關(guān)注。

表1　堆內(nèi)構(gòu)件母材304L與焊絲308LN化學(xué)成分

表2　實(shí)驗(yàn)條件

表3　304L焊接件在不同應(yīng)變速率下的實(shí)驗(yàn)結(jié)果

該試驗(yàn)體系的破裂類(lèi)型可以分為機(jī)械斷裂與應(yīng)力腐蝕斷裂兩種類(lèi)型主導(dǎo)，當(dāng)拉頭的移動(dòng)速度大于0.005 mm/min，即應(yīng)變速率大于4.17×10-6s-1時(shí)，主要表現(xiàn)出堆內(nèi)構(gòu)件304L焊接件的機(jī)械力學(xué)性能。氯離子和有氧氣存在的環(huán)境對(duì)于不銹鋼是一個(gè)敏感環(huán)境，但是在此高應(yīng)變速率條件下，應(yīng)力腐蝕敏感性被機(jī)械拉伸斷裂所掩蓋，表現(xiàn)出以機(jī)械拉伸斷裂為主導(dǎo)。

當(dāng)拉頭的移動(dòng)速率等于或者小于0.005 mm/min，即應(yīng)變速率等于或者小于4.17×10-6s-1時(shí)，主要表現(xiàn)出堆內(nèi)構(gòu)件304L焊接件的應(yīng)力腐蝕斷裂特性。該破裂機(jī)理屬于陽(yáng)極溶解控制型，可以用滑移-溶解模型和高溫水中雜質(zhì)的影響來(lái)解釋(雜質(zhì)包括高溫水中溶解的氧和有害氯離子)，即裂紋的擴(kuò)展是通過(guò)以下三個(gè)過(guò)程的重復(fù)而實(shí)現(xiàn)的：1)裂尖應(yīng)變導(dǎo)致防護(hù)性氧化膜的機(jī)械破裂；2)新鮮金屬表面的陽(yáng)極溶解；3)氧化膜形成、逐步覆蓋表面并增厚，表現(xiàn)出鈍化。在高溫水環(huán)境中，當(dāng)水中含有較高的溶解氧時(shí)，將導(dǎo)致包含裂紋口在內(nèi)表面呈現(xiàn)高電位，而裂紋深處由于氧消耗快但是外界氧擴(kuò)散較慢而呈現(xiàn)較低電位，因而在裂紋口與裂紋尖端之間存在一定的電位差，該電位差使得有害離子如氯離子在裂紋尖端濃集，結(jié)果降低了材料的鈍化能力而促使裂紋尖端集中的陽(yáng)極溶解，導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展。

圖2　模擬堆內(nèi)構(gòu)件304L焊接件在高溫高壓硼鋰水，不同應(yīng)變速率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 2　Strain-stress curves of welded 304L at different strain rate in high pressure and high temperature water containing boric acid and lithium ion

圖3　應(yīng)變速率對(duì)應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)的影響Fig. 3　the influence of strain rate on the time to fracture

由圖3可知：當(dāng)應(yīng)變速率(s)為8.33×10-4s-1時(shí)，樣品具有最低的應(yīng)力腐蝕敏感性，隨著應(yīng)變速率的降低，應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)逐步增加，當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-7s-1時(shí)，具有最大應(yīng)力腐蝕敏感性，進(jìn)一步降低應(yīng)變速率，應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)基本保持不變，但至斷時(shí)間卻成倍地增加。

2.2斷口宏觀形貌

圖4為不同應(yīng)變速率下慢拉伸試驗(yàn)后的斷口的宏觀形貌，隨著應(yīng)變速率的降低，樣品氧化膜的顏色從黃色變?yōu)楹稚?，最后變?yōu)楹谏ｋS著應(yīng)變速率從8.33×10-4s-1降低至8.33×10-8s-1，樣品的至斷時(shí)間也從5.6 min增加至584 h，樣品在高壓釜中時(shí)間越長(zhǎng)，因此在氯離子和氧的作用下，氧化膜越來(lái)越厚。當(dāng)應(yīng)變速率為8.33×10-4s-1和4.17×10-5s-1時(shí)，可見(jiàn)明顯的縮頸現(xiàn)象，為機(jī)械斷裂。當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-6～8.33×10-8s-1時(shí)，無(wú)縮頸現(xiàn)象，主要為脆性斷裂。當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-6s-1時(shí)，斷裂位置在母材區(qū)，但是焊縫和熱影響區(qū)形變很大。其他應(yīng)變速率試樣斷裂位置接近中間，都在焊縫和熱影響區(qū)?？梢悦黠@看到斷口位置形變很大，與非焊接件均勻形變相差很大。這是由于在焊接時(shí)，焊縫區(qū)位置高溫環(huán)境下發(fā)生了復(fù)雜的非平衡物理化學(xué)過(guò)程，導(dǎo)致焊縫區(qū)和熱影響區(qū)化學(xué)成分不均勻、成分偏析、組織相結(jié)構(gòu)發(fā)生改變，因而力學(xué)性能和抗應(yīng)力腐蝕能力降低。應(yīng)變速率為4.17×10-6s-1樣品斷裂位置在母材，這可能與母材的組織不均一和缺陷相關(guān)。

圖4　不同應(yīng)變速率下304L焊接件的宏觀斷口形貌Fig. 4　Macrography of fractured specimens of welded 304L after SSRT at different strain rate

圖5　應(yīng)變速率為8.33×10-4 s-1焊接件304L的宏觀斷口形貌Fig. 5　Macrography of fractured specimens of welded 304L at 8.33×10-4 s-1 strain rate

圖5為應(yīng)變速率為8.33×10-4s-1樣品宏觀形貌，由圖可知：樣品發(fā)生了明顯的縮頸現(xiàn)象，樣品背面發(fā)生了明顯的點(diǎn)蝕。這是由于從室溫升溫至300℃所用時(shí)間為3 h左右，在高溫、高濃度氯離子和氧的作用下，樣品表明產(chǎn)生了點(diǎn)蝕。樣品達(dá)溫后從開(kāi)始拉至拉斷總共耗時(shí)5.6 min，氯離子和氧協(xié)同氯致應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂還來(lái)不及作用，已經(jīng)被拉斷了，因而表現(xiàn)為機(jī)械斷裂。

2.3斷裂樣品側(cè)面形貌分析

由圖6可知：當(dāng)應(yīng)變速率為8.33×10-8s-1時(shí)，斷口無(wú)縮頸現(xiàn)象，為脆性斷裂，樣品氧化成黑色。

由圖7可知：當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-7s-1時(shí)，斷口位置在焊縫和熱影響區(qū)，斷口無(wú)縮頸現(xiàn)象，為脆性斷裂?？梢钥吹綌嗫诟浇巫兙薮螅x斷口越近，形變?cè)酱螅h(yuǎn)離斷口，形變變小。同時(shí)在焊接區(qū)和母材區(qū)能看到大量裂紋，在焊縫和熱影響區(qū)，大多數(shù)裂紋的方向與應(yīng)力的方向垂直，但是少數(shù)幾個(gè)粗大裂紋方向與與形變方向一致。對(duì)于非焊縫和熱影響區(qū)外，裂紋的方向垂直于應(yīng)力拉伸的方向，且離焊接區(qū)越近，裂紋的長(zhǎng)度和寬度越大，密度也越高，反之，離焊接區(qū)越遠(yuǎn)，裂紋長(zhǎng)度和寬度越小，密度越低，標(biāo)距區(qū)之外基本上沒(méi)有裂紋。

圖6　應(yīng)變速率8.33×10-8 s-1斷裂樣品側(cè)面形貌Fig. 6　Side morphology of fractured specimen at 8.33×10-8 s-1 strain rate

圖7　應(yīng)變速率4.17×10-7 s-1斷裂樣品側(cè)面形貌Fig. 7　Side morphology of fractured specimen at 4.17×10-7 s-1 stain rate

由圖8可知：當(dāng)應(yīng)變速率為8.33×10-7s-1時(shí)，斷口在焊縫和熱影響區(qū)，無(wú)縮頸現(xiàn)象，為脆性斷裂?？梢钥吹綌嗫诟浇巫兙薮?，離斷口越近形變?cè)酱?，遠(yuǎn)離斷口形變變小。同時(shí)在焊接區(qū)和母材區(qū)能看到大量裂紋，在焊縫和熱影響區(qū)，裂紋粗大，裂紋方向與形變方向一致。焊縫和熱影響區(qū)之外，裂紋細(xì)小，裂紋方向與拉伸應(yīng)力方向垂直。且離斷口越近，裂紋的寬度和長(zhǎng)度越大，裂紋密度也越高，反之，離斷口越遠(yuǎn)，裂紋的寬度和長(zhǎng)度越小，裂紋的數(shù)目也越低。標(biāo)距區(qū)之外基本上無(wú)裂紋。

由圖9可知，當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-6s-1時(shí)，斷口位置在304L母材區(qū)，無(wú)縮頸現(xiàn)象，斷口側(cè)面能觀察到大量的裂紋，為脆性斷裂。離斷口越近，裂紋開(kāi)口越寬，長(zhǎng)度越大，裂紋密度越大；遠(yuǎn)離斷口，裂紋變得細(xì)小，裂紋密度降低。焊縫和熱影響區(qū)沒(méi)有斷，但是發(fā)生了巨大形變。標(biāo)距區(qū)之外沒(méi)有觀察到裂紋。焊縫和熱影響區(qū)依舊是薄弱環(huán)節(jié)，但是由于母材區(qū)材質(zhì)的不均勻性和缺陷等，導(dǎo)致母材區(qū)某些區(qū)域強(qiáng)度低于焊縫和熱影響區(qū)。

圖9　應(yīng)變速率4.17×10-6 s-1斷裂樣品側(cè)面形貌Fig. 9　Side morphology of fractured specimen at 4.17×10-6 s-1 strain rate

圖10　應(yīng)變速率4.17×10-5 s-1斷裂樣品側(cè)面形貌Fig. 10　Side morphology of fractured specimen at 4.17×10-5 s-1 strain rate

圖11　應(yīng)變速率8.33×10-4 s-1斷裂樣品側(cè)面形貌Fig. 11　Side morphology of fractured specimen at 8.33×10-4 s-1 strain rate

由圖10可知，當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-5s-1時(shí)，斷口位置在焊縫和熱影響區(qū)，縮頸現(xiàn)象明顯，能看到大量的位錯(cuò)和滑移帶，塑性變形明顯，主要為機(jī)械斷裂。斷口位置變形巨大，離斷口越近形變?cè)酱?，遠(yuǎn)離斷口形變變小。

由圖11可知，當(dāng)應(yīng)變速率為8.33×10-4s-1時(shí)，斷口位置在焊縫和熱影響區(qū)，縮頸現(xiàn)象明顯，能看到大量的位錯(cuò)和滑移帶，塑性變形明顯，主要為機(jī)械斷裂。斷口位置變形巨大，離斷口越近形變?cè)酱?，遠(yuǎn)離斷口形變變小。同時(shí)可以觀察到：不管是焊縫和熱影響區(qū)，標(biāo)距區(qū)，以及母材區(qū)，樣品表明有明顯的點(diǎn)蝕，這是由于在高溫、高濃度氯離子和氧的作用下導(dǎo)致的，可以推測(cè)，只要應(yīng)變速率下降，樣品的應(yīng)力腐蝕敏感性就會(huì)顯著上升。

當(dāng)應(yīng)變速率為8.33×10-4s-1時(shí)，盡管氯離子濃度很高，斷裂類(lèi)型為機(jī)械斷裂。應(yīng)變速率較高時(shí)主要表現(xiàn)為材料的機(jī)械性能。當(dāng)應(yīng)變速率降為4.17×10-6s-1時(shí)，斷口無(wú)縮頸現(xiàn)象，斷裂位置在母材區(qū)，樣品表面區(qū)產(chǎn)生了大量的裂紋，為脆性斷裂。離斷口越近裂紋的寬度和長(zhǎng)度越大，裂紋密度越大，遠(yuǎn)離斷口，裂紋的寬度和長(zhǎng)度越小，裂紋密度越小。焊縫和熱影響區(qū)雖然沒(méi)斷卻發(fā)生了巨大形變，離焊縫越近形變?cè)酱蟆Ｔ诖藯l件下可以明顯觀察到材料的應(yīng)力腐蝕敏感性，至斷時(shí)間為16.4 h，不算太長(zhǎng)。當(dāng)應(yīng)變速率降低為8.33×10-7s-1至8.33×10-8s-1時(shí)，樣品都為脆性斷裂，應(yīng)力腐蝕敏感性大幅增加，但是至斷時(shí)間也急劇增加，當(dāng)應(yīng)變速率為8.33×10-8s-1時(shí)，完成一個(gè)試驗(yàn)需要將近25 d，效率太低。且應(yīng)變速率為4.17×10-7s-1與8.33×10-8s-1，對(duì)材料的應(yīng)力腐蝕敏感性區(qū)分度不大，因此慢拉伸應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)中應(yīng)變速率沒(méi)有必要太慢。當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-6s-1時(shí)，非焊接件304L在相同氯離子含量和有氧條件下的至斷時(shí)間也僅為二十幾個(gè)h，且不同濃度氯離子、有氧、除氧等條件下材料的應(yīng)力腐蝕敏感性區(qū)分度較高，能真實(shí)地反映材料在不同條件下的應(yīng)力腐蝕敏感特征，試驗(yàn)的時(shí)間也比較合理，因此慢應(yīng)變拉伸試驗(yàn)的應(yīng)變速率基本上都定在4.17×10-6s-1。

斷口位置大部分在焊縫和熱影響區(qū)，對(duì)比同條件下的非焊接304L樣品，其延伸率、至斷時(shí)間等參數(shù)都要小，應(yīng)力腐蝕敏感性都要高于非焊接304L樣品[15]。可見(jiàn)焊縫和熱影響區(qū)是304L焊接件的薄弱環(huán)節(jié)，應(yīng)該重點(diǎn)關(guān)注。由于母材區(qū)成分的不均勻性或者缺陷導(dǎo)致某些區(qū)域的強(qiáng)度低于焊縫和熱影響區(qū)，此時(shí)斷口可能就在母材區(qū)，但是焊縫和熱影響區(qū)同樣發(fā)生了巨大形變，焊縫和熱影響區(qū)依舊是整個(gè)304L焊接件的薄弱環(huán)節(jié)。在堆內(nèi)環(huán)境下的應(yīng)力腐蝕敏感性、各種力學(xué)性能參數(shù)的下降應(yīng)該成為監(jiān)測(cè)的重點(diǎn)。

3結(jié)論

1)在模擬壓水堆一回路高溫高壓充氧BLi水和氯離子水質(zhì)條件下，研究了不同應(yīng)變速率對(duì)應(yīng)力腐蝕敏感性的影響。模擬堆內(nèi)構(gòu)件304L焊接件隨著應(yīng)變速率的下降，應(yīng)力腐蝕敏感性逐步增加，但是對(duì)應(yīng)的至斷時(shí)間卻急劇增加，當(dāng)應(yīng)變速率為8.33×10-8s-1時(shí)，慢拉伸試驗(yàn)的時(shí)間為將近25 d，試樣效率十分低下。

2)當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-7s-1時(shí)，304L焊接件的應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)達(dá)到最大值為37.4%，當(dāng)應(yīng)變速率進(jìn)一步降低5倍為8.33×10-8s-1時(shí)，304L焊接件的應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)基本不變?yōu)?7.3%。但是試驗(yàn)時(shí)間卻從116.7 h增加到584 h?？梢?jiàn)應(yīng)變速率并非越慢越好。

3)大部分?jǐn)嗫谖恢迷诤缚p和熱影響區(qū)，可見(jiàn)焊縫和熱影響區(qū)是304L焊接件的薄弱環(huán)節(jié)。母材區(qū)由于化學(xué)成分的不均勻性或者缺陷，導(dǎo)致母材區(qū)某些區(qū)域強(qiáng)度低于焊縫和熱影響區(qū)，斷口可能在母材區(qū)。但是焊縫和熱影響區(qū)發(fā)生了巨大形變，依舊是整個(gè)304L焊接件的薄弱環(huán)節(jié)。

4)當(dāng)應(yīng)變速率為1～4.17×10-5s-1時(shí)，樣品縮頸明顯，能觀察到大量的滑移帶，主要表現(xiàn)為材料的機(jī)械性能，為機(jī)械斷裂。當(dāng)應(yīng)變速率為4.17×10-6～8.33×10-8s-1時(shí)，樣品無(wú)縮頸現(xiàn)象，主要為脆性斷裂。應(yīng)變速率為4.17×10-6s-1時(shí)，試驗(yàn)時(shí)間合理，對(duì)材料的應(yīng)力腐蝕敏感性區(qū)分度較高。

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Influence of strain rates on stress corrosion cracking behaviors of welded 304L stainless steel

PENG Dequan, HU Shilin, ZHANG Pingzhu, WANG Hui

(China Institute of Atomic Energy, Bejing 102413, China)

Abstract：In this study, we performed slow strain rate testing (SSRT) to investigate the stress corrosion cracking (SCC) of simulated reactor components of welded 304L stainless steel in a chloride ion and oxygenation atmosphere at different strain rates. The basic water chemistry was simulated in a pressure water reactor (PWR) primary loop, in high-temperature and high-pressure water containing boric and lithium ions. The results mainly reflected the mechanical properties of the welded 304L stainless steel when the strain rate was high (1～4.17×10(-5) s(-1)). At lower strain rates (4.17×10(-6)～8.33×10(-8) s(-1)), brittle fractures mainly occurred. The SCC susceptibility of the welded 304L stainless steel increased with a decreasing strain rate. When the strain rate was 4.17×10(-7) s(-1), the SCC susceptibility reached a maximum of 37.4%. When the strain rate declined to 8.33×10(-8) s(-1), the susceptibility was almost the same, while the time-to-fracture increased from 116.7 h to 584 h. When the stain rate was 4.17×10(-6) s(-1), the distinction between the SCC susceptibility of materials was higher, and the test time was reasonable. Most of the fractures were located in the welded joint and heat-affected zones. During the tensile test, a huge deformation occurred in the welded joint and heat-affected zones during the SSRT experiments. A large number of slip bands were also observed. The welded joint and heat-affected zones are the weak links in the entire weldment.

Keywords：stress corrosion cracking (SCC); slow strain rate testing (SSRT); 304L weldment; oxygenation atmosphere; strain rate; high temperature oxidization

中圖分類(lèi)號(hào)：TG142.71；TG172.82

文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

文章編號(hào)：1006-7043(2016)03-394-08

doi:10.11990/jheu.201411022

作者簡(jiǎn)介：彭德全(1971-)，男，副研究員,博士.通信作者：彭德全，E-mail:pengdequan@tsinghua.org.cn.

基金項(xiàng)目：國(guó)家重大專(zhuān)項(xiàng)基金資助項(xiàng)目(2011ZX06004-009-0101，2011ZX06004-009-0402)；核能開(kāi)發(fā)資助項(xiàng)目(HK·DG1001-20102301).

收稿日期：2014-11-06.

網(wǎng)絡(luò)出版地址：http://www.cnki.net/kcms/detail/23.1390.u.20160104.1648.016.html

網(wǎng)絡(luò)出版日期：2016-01-04.