電極電位和應變速率對16MND5/309L/308L異材焊接件高溫水中應力腐蝕破裂行為的影響

盧 煦,袁義帆,李 潤,李光福

(上海材料研究所，上海市工程材料應用與評價重點實驗室，國家金屬材料質量監(jiān)督檢驗中心，上海 200437)

電極電位和應變速率對16MND5/309L/308L異材焊接件高溫水中應力腐蝕破裂行為的影響

盧 煦,袁義帆,李 潤,李光福

(上海材料研究所，上海市工程材料應用與評價重點實驗室，國家金屬材料質量監(jiān)督檢驗中心，上海 200437)

采用慢應變速率試驗(SSRT)方法，研究了電極電位和應變速率對低合金鋼-不銹鋼異材焊接件16MND5/309L/308L在模擬壓水堆一回路高溫水環(huán)境中應力腐蝕破裂(SCC)的影響。結果表明：在5×10-7s-1應變速率條件下，在-720～+100 mV(相對于標準氫電極SHE，下同)的低電位區(qū)，所有SSRT試樣均在遠離界面的308L焊縫金屬區(qū)發(fā)生純力學韌性斷裂，與在氮氣中的試驗結果類似；當外加電位提高到+200 mV后，試樣在16MND5/309L界面發(fā)生SCC脆斷，界面附近的16MND5側發(fā)生穿晶SCC，309L側發(fā)生沿晶SCC。該異材焊接件在該高溫水環(huán)境中存在一個臨界破裂電位，高于此電位發(fā)生SCC，在5×10-7s-1的應變速率下，該臨界破裂電位處于+100～+200 mV;降低速應變率至1×10-7s-1，臨界破裂電位仍處于+100～+200 mV;提高應變速率至1×10-6s-1后,在+200～+300 mV電位區(qū)也沒有顯示出SCC。

壓水堆核電站；異材焊接件；一回路高溫水；應力腐蝕破裂；電極電位；應變速率

壓水堆核電站中，低合金鐵素體鋼因其強度高且價格低廉被廣泛用于制造核反應堆壓力容器、穩(wěn)壓器和蒸汽發(fā)生器等殼體。奧氏體不銹鋼因具有較好的耐蝕性被廣泛用于制造一回路系統(tǒng)各類管道。連接這些低合金鋼壓力容器和高合金不銹鋼管道的接管-安全端是個異材焊接件，通常采用鎳基合金焊絲(主要是Inconel600類如82/182合金，或Inconel690類如52/152合金)或不銹鋼焊絲(主要是309L和308L組合)來焊接。異材焊接件由于成分和組織上的復雜性，加上其工作的特殊位置，成為核電站中發(fā)生腐蝕破裂的敏感部位[1-3]。因此，研究異材焊接件在高溫高壓水中服役性能對于核電發(fā)展具有重要意義。

應力腐蝕破裂(SCC)是由殘余或外加拉應力和腐蝕共同作用產生的一種局部腐蝕失效形式。在核電站中，曾發(fā)生過多起異材焊接件的SCC失效事件。瑞典的Ringhals4[4-5]核電站是一個典型案例。2000年，該核電站在役檢測中發(fā)現在接管-安全端部位修補區(qū)有四條軸向裂紋，裂紋均在82-182鎳基合金的焊縫金屬中。分析表明，裂紋呈枝晶間分叉形狀，離內壁越遠，分叉越多。該焊接件存在熱裂紋，運行過程中在高溫水冷卻劑里發(fā)生枝晶間SCC擴展。對鎳基合金焊接的異材焊接件已有了不少研究[5-8]。

針對采用法國技術和309L及308L不銹鋼焊絲焊接的異材焊接件16MND5/309L/308L/Z2CND18-12N的研究則很少。筆者所在課題組對該異材焊接件的前期研究表明，16MND5/309L界面區(qū)化學成分和顯微組織最為復雜且變化顯著[9]。因此，筆者選擇16MND5/309L/308L焊接件為研究對象，研究了電極電位和應變速率對其SCC性能的影響，電極電位與水化學中關鍵因素溶解氧含量密切相關。

1　試驗

試驗用焊接件為某核電設備制造公司生產的16MND5/309L/308L/Z2CND18-12N，如圖1所示，為反應堆壓力容器管嘴與安全端部位的異種焊接件，用于廣東核電集團的許多壓水堆核電站。管嘴材料與反應堆壓力容器相同，采用16MND5低合金

鋼，安全端材料為Z2CND18-12N奧氏體不銹鋼，堆焊和對接焊材料選用ER309L和ER308L不銹鋼焊絲。焊接工藝采用鎢極氣體保護焊接。焊接坡口形式選擇雙面坡口，接管嘴安全端的結構為預堆邊結構，先在低合金鋼上堆焊一層合金元素含量較高的309L以補償稀釋效應，再堆焊多層308L，最后用308L將預堆邊的308L和安全端Z2CND18-12N不銹鋼對接焊起來。該焊接件主要部分16MND5和308L的化學成分檢測值及標準見表1。由于309L層薄而且焊后已發(fā)生稀釋變化，難以檢測，故表中僅給出標準成分。界面附近的顯微組織和微區(qū)成分分布見圖2[9]。光滑拉伸的SSRT試樣尺寸見圖3，在焊接件中的位置見圖1，焊接界面位于平行段中部且垂直于拉伸軸方向。

圖1　試驗用異材焊接件16MND5/309L/308L/ Z2CND18-12N的宏觀形貌Fig. 1　Macro-morphology of dissimilar metal weld 16MND5/309L/308L/Z2CND18-12N used in the test

采用SSRT對焊接件16MND5/309L/308L進行SCC性能測試。試驗機為日本東伸公司制造的高溫高壓環(huán)境應變速率試驗機(SERT-5000DP-9L)。試驗采用的應變速率分別為5×10-7s-1(通常應變速率)，1×10-7s-1(較慢應變速率)和1×10-6s-1(較快應變速率)，試驗環(huán)境為290 ℃模擬壓水堆一回路水環(huán)境，并采用同樣溫度的高純氮氣環(huán)境進行對比試驗。溶液含2mg/LLi+(用LiOH·H2O配制)和1 200 mg/L B3+(用H3BO3配制)，用去離子水和分析純化學試劑配制。首先將試樣安裝在高壓釜的加載裝置上，先通99.999%純度N2除氧1 h之后升溫。當溫度達到96～98 ℃時，停止通N2，關閉所有閥門，保證密封，加熱到290 ℃，等待溫度穩(wěn)定后開始拉伸。試驗采用壓力平衡式Ag/AgCl (0.1 mol/L KCl)參比電極、鉑輔助電極，使用恒電位儀對試樣的電極電位進行控制和測量，所有電位最終轉換為相對于標準氫電極(SHE)的電位。試樣拉斷后，待高壓釜冷卻后取出，用掃描電子顯微鏡(SEM)對試樣斷口及其裂紋形貌進行觀察，并測量和記錄相關性能數據斷裂時間Tf、斷面收縮率Z、斷后伸長率A以及抗拉強度Rm。

表1　試驗用焊接件的16MND5母材、焊縫不銹鋼308L和309L的化學成分(質量分數)Tab. 1　Chemical composition of the base metal and the weld metal in the weld 16MND5/309/308L(mass)　%

(a)　化學成分分布

(b)　顯微組織圖2　16MND5/309L界面附近的化學成分分布和顯微組織Fig. 2　Chemical composiotion profiles (a) and metallographs (b) around the 16MND5/309L interface

圖3　試驗用拉伸試樣示意圖Fig. 3　Geometry of the tensile specimen used in the test

2　結果與討論

2.1試驗結果

2.1.1 應變速率為5×10-7s-1時的試驗結果

表2為16MND5/309L/308L焊接件在290 ℃高純氮氣和模擬壓水堆一回路水環(huán)境中在應變速率為5×10-7s-1條件下的SSRT結果。由表2可見，外加電位在-720～+100 mV之間，材料的斷裂時間、斷后伸長率和斷面收縮率都較高，這與高純氮氣中的試驗結果相似，其性能存在一定的波動可歸因于焊接件的不均勻性。可以認為在-720～+100 mV電位范圍內，水環(huán)境和電位對材料的SCC性能沒有明顯影響。當電位增加到+200 mV時，材料的斷裂時間和斷面收縮率明顯下降，材料的SCC敏感性增加。

表2　16MND/309L/308L焊接件在相關試驗 環(huán)境中的SSRT結果(應變速率5×10-7s-1)Tab. 2　Results of SSRT of weld 16MND5/309L/308L in simulated pressurized water reactor (PWR) primary water at 290 ℃ and in 290 ℃ N2 (Strain rate 5×10-7s-1)

16MND5/309L/308L在氮氣環(huán)境中拉伸斷口見圖4。斷裂發(fā)生在308L段，在308L斷口內能觀察到典型的韌窩形貌，在靠近斷口的柱面上存在大量的滑移臺階。斷裂模式為純力學韌性斷裂。16MND5/309L界面區(qū)沒有破裂跡象。在高溫水環(huán)境中，當電位處于-720～+100 mV區(qū)間內，試樣斷裂模式與在氮氣環(huán)境中類似，均在308L焊縫金屬段發(fā)生純力學韌性斷裂，有明顯的滑移臺階和頸縮。

(a)　308L斷口　　(b)　斷口全貌　(c)　16MND5/309L界面處圖4　試樣在氮氣環(huán)境中SSRT(5×10-7s-1)后斷口和界面區(qū)形貌Fig. 4　Fractographs of the specimen after SSRT at 5×10-7s-1 in 290 ℃ N2(a)　fracture in bulk 308L　(b)　overview of fracture　(c)　16MND5/309L interface area

當外加電位上升到+200 mV時，試樣斷裂模式發(fā)生顯著改變。試樣不再在309L/308L焊縫區(qū)發(fā)生韌性斷裂，而是在16MND5/309L界面處發(fā)生SCC脆性斷裂。斷口平直，且可觀察到明顯的穿晶SCC及沿晶SCC。其中，穿晶SCC主要發(fā)生于界面附近低合金鋼側，而沿晶SCC主要發(fā)生在不銹鋼側,見圖5。表明該異材焊接件在此高溫水環(huán)境中存在一個臨界破裂電位，與鎳基合金焊接件和A508低合金鋼的SCC行為[8,10-12]相似，高于此電位發(fā)生SCC。在5×10-7s-1的應變速率下，16MND5/309L/308L的臨界破裂電位處于+100～+200 mV

范圍。

2.1.2 應變速率為1×10-7s-1和1×10-6s-1時的試驗結果

表3為16MND5/309L/308L焊接件在不同應變速率下模擬PWR-回路水中的SSRT結果。由表3可見，當應變速率降低到1×10-7s-1時，試驗時間顯著增長，但材料在16MND5/309L焊接界面處發(fā)生SCC斷裂的臨界破裂電位不變，依然處于+100～+200 mV之間；當使用較快應變速率時，分別在+200 mV和+300 mV進行試驗，試樣均在308L部分發(fā)生純力學韌性斷裂，沒有明顯的SCC傾向。斷口形貌見圖6。

(a)　16MND5/309L界面斷口形貌　 (b)　圖a中箭頭處放大　　　　 (c)　309L側的IGSCC

(d)　16MND5/309L界面處(e)　界面處不銹鋼部位的裂紋(f)　界面處低合金鋼部位的裂紋　圖5　試樣在+200 mV電位下SSRT(5×10-7s-1)后斷后形貌Fig. 5　Morphology of the specimen after SSRT at 5×10-7s-1 and at +200 mV (a)　facture overview　(b)　transgranular SCC in 16MND5 area　(c)　intergranular SCC in 309L area (d)　SCC fracture in 16MND5/309L interface area　(e)　crack in 309L area near the interface (f)　crack in 16MND5 area near the interface

應變速率外加電位Eap/mV抗拉強度Rm/MPa斷后伸長率A/%斷裂時間Tf/h斷面收縮率Z/%失效模式(斷裂位置)有無SCC及位置1.0×10-7s-1+10044916.0388.267韌性斷裂(焊縫中部)無+2004095.5133.95脆性斷裂(16MND5/309L界面)16MND5/309L界面1.0×10-6s-1+20041616.545.177韌性斷裂(焊縫中部)無+30042817.036.762韌性斷裂(焊縫中部)無

(a)+100 mV 1×10-7s-1(b)+200 mV 1×10-7s-1

(a)+200 mV 1×10-6s-1(b)+300 mV 1×10-6s-1圖6　試樣在不同應變速率和電位條件下SSRT斷后形貌Fig. 6　Fractographs of the specimens after SSRT at different applied potentials and strain rates

2.2討論

當電極電位處于-720～+100 mV之間時，異材焊接件16MND/309L/308L在模擬壓水堆一回路水環(huán)境中的SSRT結果與在氮氣中相似，SCC僅發(fā)生在高電位區(qū)，存在一個臨界破裂電位，這與鎳基合金焊接件和A508低合金鋼的SCC行為[8，10-12]相似。應變速率為1×10-7s-1和5×10-7s-1時，盡管試驗時間變化很大，但該異材焊接件的臨界破裂電位都在+100～+200 mV之間，顯示其穩(wěn)定性。當應變速率加快到1×10-6s-1后，電位升到+300 mV也沒有顯示出SCC，其原因應該是在本試驗條件下，過快的應變速率導致由于孔洞聚集而產生的純機械韌性斷裂發(fā)生在能促進SCC所需要的反應之前。在比+300 mV更正的電位條件下，是否會發(fā)生明顯的SCC尚有待更多的研究。

上述SCC僅發(fā)生在高電位的結果表明陽極溶解應該是主要的破裂機理，可用國際上廣泛接受的Ford-Andresen滑移-溶解模型[13-14]以及高溫水中裂尖溶液的微取樣分析結果[14-15]來解釋。一般認為，各種合金在高溫水環(huán)境中絕大多數的SCC受控于陽極溶解型的滑移-溶解機理，其裂紋擴展是通過下列過程的重復而實現的；裂尖應變導致防護性氧化膜的機械破裂；新鮮金屬表面的陽極溶解；氧化膜形成、逐漸覆蓋表面并增厚，表現出鈍化。在高溫水環(huán)境中，當水中含較高的氧或存在較高的外加電位時，將導致包含裂紋口在內的表面呈高電位，而裂紋深處由于氧消耗快但外界氧擴散進入較慢而呈低電位，從而在裂紋口到裂尖之間存在一電位差；該電位差使有害雜質在裂尖濃聚，結果降低材料的鈍化能力而促使裂尖發(fā)生集中的陽極溶解，導致裂紋擴展。在外部電位較低條件下，裂紋口與裂尖電位差較小，雜質在裂尖較難以積聚，故SCC敏感性較小。臨界破裂電位對應的微觀破裂狀態(tài)應該是，裂紋尖端附近微區(qū)環(huán)境與材料特性組合確定的鈍化能力達到一個臨界狀態(tài)，在動態(tài)應變條件下能發(fā)生不斷的陽極溶解，導致裂紋擴展。

在SSRT中，由于空洞聚集而產生的純力學韌性斷裂與SCC過程相互競爭。促進SCC的反應發(fā)生需要足夠的時間。因此當應變速率過快時，在SCC還未有充足時間明顯發(fā)生時，純力學韌性斷裂便已經優(yōu)先發(fā)生。所以，當使用較快應變速率時，SSRT即使在較高電位下進行，試樣也未出現明顯的SCC。

在理想的壓水堆一回路水環(huán)境中，溶解氧含量控制在小于5 μg·L-1的范圍內，合金的自腐蝕電位一般處于-700～-500 mV之間。同時，還會通過增加水中的含氫量進一步降低了合金的自腐蝕電位。因此，可以認為焊接件在此環(huán)境中不會發(fā)生明顯的SCC。但是，如果在工程實踐中由于某些事故導致水中溶解氧含量超標，進而引起材料的自腐蝕電位顯著上升，那么材料仍有可能發(fā)生SCC。

3　結論

(1) 在290 ℃模擬一回路高溫水溶液中，在5×10-7s-1應變速率和-720～+100 mV(SHE)的較低電位區(qū)SSRT時，16MND/309L/308L所有試樣均在遠離界面的308L焊縫金屬區(qū)發(fā)生純力學韌性斷裂，與在氮氣中的試驗結果類似；當電位提高到+200 mV后，試樣在16MND5/309L界面發(fā)生SCC脆斷，界面附近的16MND5側發(fā)生穿晶SCC，309L側發(fā)生沿晶SCC。

(2) 該異材焊接件在該高溫水環(huán)境中存在一個臨界破裂電位，高于此電位發(fā)生SCC，在5×10-7s-1的應變速率下，該臨界破裂電位處于+100～+200 mV范圍;降低速率至1×10-7s-1，臨界破裂電位仍處于+100～+200 mV范圍;提高速率至1×10-6s-1后在+200～+300 mV電位區(qū)沒有顯示出SCC。

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Effects of Electrode Potential and Strain Rate on Stress Corrosion Cracking Behavior of Dissimilar Metal Weld 16MND5/309L/308L in High Temperature Water Environments

LU Xu, YUAN Yi-fan, LI Run, LI Guang-fu

(Shanghai Key Lab for Engineering Materials Evaluation, National Quality Supervision Testing Center for Metallic Materials,Shanghai Research Institute of Materials, Shanghai 200437, China)

Effects of electrode potential and strain rate on the stress corrosion cracking (SCC) behavior of dissimilar metal weld 16MND5/309L/308L in simulated primary water environment of pressurized water reactor (PWR) were investigated by means of slow strain rate testing (SSRT). Results showed that at strain rate of 5×10-7s-1, the SSRT specimens always failed in the bulk zone of stainless steel 308L weld metal with ductile appearance when tested in the potential range from -720 mV to +100 mV (vs. SHE). When electrode potential was raised to +200 mV, SCC happened in the 16MND5/309L interface area, with transgranular SCC in low alloy steel 16MND5 zone close to the interface, intergranular SCC in the 309L weld metal close to the interface. There was a critical cracking potential above which SCC occurred, within the range from +100 mV to +200 mV for the dissimilar metal weld when tested at the strain rate of 5×10-7s-1in simulated primary water environment of PWR. When strain rate was decreased to 1×10-7s-1, the critical cracking potential was still within the range from +100 mV to +200 mV although the test time increased significantly. When strain rate was raised to 1×10-6s-1, SCC was not observed even at the potentials +200 mV and +300 mV.

pressurized water reactor; dissimilar metal weld; primary water; stress corrosion cracking; electrode potential; strain rate

10.11973/fsyfh-201510005

2015-05-25

國家重點基礎研究發(fā)展計劃(2011CB610506)

李光福(1962-)，教授級高工，博士,從事金屬腐蝕斷裂與可靠性相關研究,021-65556775-272,guangfuli8298@vip.sina.com

TG172

A

1005-748X(2015)10-0923-06