316L和308L不銹鋼應(yīng)力腐蝕裂紋萌生行為研究

汪家梅，朱天語，陳凱，張樂福，韓姚磊，鮑一晨

（1.上海交通大學(xué) 機(jī)械與動(dòng)力工程學(xué)院，上海 200240；2.蘇州熱工研究院有限公司，江蘇 蘇州 215004；3.上海核工程研究設(shè)計(jì)院有限公司，上海 200233）

反應(yīng)堆結(jié)構(gòu)材料在服役環(huán)境中發(fā)生SCC失效是一個(gè)隨時(shí)間演變的過程，主要包括裂紋萌生和裂紋擴(kuò)展兩個(gè)階段。現(xiàn)有的反應(yīng)堆運(yùn)行經(jīng)驗(yàn)卻表明，結(jié)構(gòu)部件出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕萌生裂紋往往需要很長時(shí)間，并且早期諸多微裂紋難以在停堆檢修期間通過無損檢測(cè)發(fā)現(xiàn)，極易成為設(shè)備開裂失效的重要隱患。核電設(shè)備在制造加工、安裝和運(yùn)行等過程中，不可避免地會(huì)給材料引入不同程度的冷變形。研究表明，冷變形會(huì)顯著提高316等奧氏體不銹鋼在模擬反應(yīng)堆高溫水環(huán)境中的裂紋擴(kuò)展速率，尤其在溶解氧環(huán)境中，20%冷變形可提高裂紋擴(kuò)展速率約2個(gè)數(shù)量級(jí)。由此可見，冷變形材料一旦出現(xiàn)微裂紋后，在高溫含氧水環(huán)境中，微裂紋會(huì)快速合并，成長為主裂紋，并在應(yīng)力的作用下快速擴(kuò)展，導(dǎo)致設(shè)備在短期內(nèi)失效。然而， 近年來對(duì)冷變形材料裂紋萌生的研究主要集中在冷變形600和690合金，而對(duì)316L、304L和308L等不銹鋼裂紋萌生的研究較少。

通常，反應(yīng)堆結(jié)構(gòu)材料，尤其是壓力邊界材料，在服役環(huán)境下所受的載荷主要源于堆內(nèi)運(yùn)行壓力和焊接/加工殘余應(yīng)力/應(yīng)變等，而這些載荷更接近恒載荷。U彎、反U形彎、C形環(huán)和反C形環(huán)等應(yīng)變控制法，因其夾具設(shè)計(jì)簡單、成本低廉、無需拉伸裝置、單次試驗(yàn)樣品數(shù)量充足等優(yōu)勢(shì)，成為目前最常采用的裂紋萌生評(píng)價(jià)方法，被廣泛用于極端環(huán)境中材料的應(yīng)力腐蝕敏感性測(cè)試。但上述應(yīng)變控制法仍存在加速因子過大、應(yīng)力松弛、缺乏在線監(jiān)測(cè)和引入的塑性變形過大或者載荷過高而與核電站實(shí)際服役狀態(tài)的受力狀況相關(guān)性較低等弊端。

近年來，通過拉伸裝置準(zhǔn)確控制試樣上的載荷大小或應(yīng)變速率（慢應(yīng)變速率拉伸），并通過直流電壓降或電化學(xué)噪聲等在線監(jiān)測(cè)方法準(zhǔn)確捕捉裂紋萌生時(shí)間的試驗(yàn)方法逐漸得到應(yīng)用。恒載荷拉伸法主要通過在試樣上施加一定的恒定載荷，模擬實(shí)際運(yùn)行狀態(tài)，通過不同載荷下（通常高于運(yùn)行載荷）裂紋萌生時(shí)間，擬合獲得裂紋萌生時(shí)間與載荷的關(guān)系曲線，再通過曲線外推，獲得裂紋萌生的臨界載荷或計(jì)算運(yùn)行載荷下材料萌生裂紋的時(shí)間。慢應(yīng)變速率拉伸法通常采用低于1.0×10/s的應(yīng)變速率，將試樣拉伸至一定的塑性應(yīng)變后停止，觀察試樣表面是否萌生裂紋或者裂紋的長度、數(shù)量及密度，判斷材料的裂紋萌生性能。如Chang等采用慢應(yīng)變速率拉伸法對(duì)比研究不同表面狀態(tài)304L不銹鋼在360 ℃高溫水環(huán)境下的裂紋萌生時(shí)發(fā)現(xiàn)，機(jī)加工表面因存在約1~2 μm的納米結(jié)晶層而不易發(fā)生裂紋萌生。Was等學(xué)者采用慢應(yīng)變速率拉伸法對(duì)304、316L不銹鋼和625、690等鎳基合金在290~650 ℃次臨界到超臨界溫度范圍內(nèi)的應(yīng)力腐蝕裂紋萌生傾向開展了大量的研究。慢應(yīng)變速率拉伸給試樣提供的是持續(xù)的強(qiáng)制動(dòng)態(tài)應(yīng)變，雖然同樣與核電廠中設(shè)備的實(shí)際受力狀態(tài)（恒載荷）有所不符，但Kuang 和 Was等學(xué)者指出，對(duì)于應(yīng)力腐蝕敏感性較低的材料，實(shí)驗(yàn)室條件下只有在試樣上持續(xù)引入動(dòng)態(tài)應(yīng)變方可使其發(fā)生穩(wěn)定的裂紋萌生行為。由此可見，慢應(yīng)變速率拉伸仍是評(píng)價(jià)裂紋萌生行為與機(jī)理的主要方式。

文中采用更加接近設(shè)備服役條件的恒應(yīng)力（本研究選用屈服強(qiáng)度附近）和慢應(yīng)變速率拉伸兩種加載方式研究316L和308L不銹鋼在模擬反應(yīng)堆360 ℃高溫高壓水環(huán)境中應(yīng)力腐蝕裂紋的萌生行為，對(duì)比研究兩種材料裂紋萌生的行為，探討冷變形和載荷的影響規(guī)律。為了提高試驗(yàn)效率，增加試驗(yàn)的重復(fù)性，本研究采用多軸多試樣加載裝置開展應(yīng)力腐蝕裂紋萌生試驗(yàn)。為及時(shí)捕捉裂紋萌生現(xiàn)象，在每根拉伸軸上施加載荷的同時(shí)，采用直流電壓降（DCPD）及拉伸軸位移監(jiān)測(cè)方法在線監(jiān)測(cè)試樣標(biāo)距段表面的裂紋萌生情況。

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)材料為核級(jí)316L和308L不銹鋼，均取自未經(jīng)焊后退火處理的國產(chǎn)反應(yīng)堆壓力容器接管安全端508-III-308L-316L不銹鋼異種焊接接頭模擬件。材料成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）見表1。

表1 316L和308L的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of the 316L and 308L stainless steel%

其中306L的最后熱處理狀態(tài)為固溶處理態(tài)，1050 ℃保溫30 min后空冷。為模擬運(yùn)輸或現(xiàn)場(chǎng)組裝中意外引入的冷變形以及焊接殘余應(yīng)變對(duì)裂紋擴(kuò)展的加速機(jī)理，試驗(yàn)前將部分材料沿著焊接接頭的L-R方向進(jìn)行冷壓處理，獲得20%的冷變形量。冷變形316L、原始態(tài)308L和冷變形308L三種材料的微觀組織如圖1所示。冷變形316L呈現(xiàn)典型的奧氏體組織，選取的分析范圍內(nèi)，晶粒尺寸差異較為顯著，介于20~113 μm，平均晶粒尺寸約為41 μm。冷變形后，晶界及晶體內(nèi)部均存在顯著的殘余應(yīng)變，表征殘余應(yīng)變水平的平均KAM值接近2.57°。308L焊材呈現(xiàn)典型的奧氏體-鐵素體雙相組織，根據(jù)相分析結(jié)果可知，δ-鐵素體的面積分?jǐn)?shù)約為10%。冷變形前后材料中δ-鐵素體的分布和含量均無顯著變化，但冷變形后奧氏體晶粒內(nèi)部和奧氏體/δ-鐵素體相界處殘余應(yīng)變均顯著提高。

圖1 冷變形316L和冷變形前后308L不銹鋼的微觀組織Fig.1 Microstructure of cold worked 316L and 308L stainless steel prior to and after cold work

裂紋萌生試驗(yàn)選用沿著冷變形方向的光滑棒狀拉伸試樣，裂紋萌生后，擴(kuò)展平面同樣垂直于冷變形方向，其標(biāo)距段直徑為3.6 mm，長8 mm。試驗(yàn)前，依次用180#—4000#的砂紙打磨至鏡面，酒精超聲清洗，烘干，備用。具體的試驗(yàn)方法和設(shè)備參見文獻(xiàn)[17]。試驗(yàn)后，采用掃描電鏡（SEM）對(duì)拉伸試樣的標(biāo)距段及斷口進(jìn)行分析，觀察標(biāo)距段表面裂紋萌生情況。

試驗(yàn)在四軸裂紋萌生試驗(yàn)系統(tǒng)上進(jìn)行，試驗(yàn)溫度為360 ℃，水質(zhì)為中性含氧水。恒載荷試驗(yàn)選定平均屈服強(qiáng)度（YS）為基準(zhǔn)載荷，四軸對(duì)應(yīng)的恒載荷分別為0.90YS、0.95YS、1.0YS和1.05YS，加載同時(shí)采用直流電壓降（DCPD）及拉伸軸位移監(jiān)測(cè)方法在線監(jiān)測(cè)試樣標(biāo)距段表面的裂紋萌生情況，試驗(yàn)周期不低于4000 h。慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)的拉伸速率為1.0×10/s。具體試驗(yàn)條件見表2。

表2 裂紋萌生試驗(yàn)條件Tab.2 Test conditions of crack initiation tests

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 冷變形316L不銹鋼恒載荷裂紋萌生試驗(yàn)

萌生試驗(yàn)加載載荷的選取依賴于試樣的屈服強(qiáng)度，溫度和腐蝕性介質(zhì)均會(huì)影響其在實(shí)際服役環(huán)境下的拉伸性能。為獲得更為準(zhǔn)確的屈服強(qiáng)度，拉伸試驗(yàn)在360 ℃的高溫含氧水中進(jìn)行，且安裝在四軸萌生裝置上，減少了不必要的誤差。拉伸速率為0.1 mm/min，并重復(fù)4次。20%冷變形316L、原始態(tài)308L和20%冷變形308L三種材料平均屈服強(qiáng)度分別為430.5、313、546 MPa，將各自的平均屈服強(qiáng)度作為恒載荷的基準(zhǔn)載荷，以1.0×10/s的應(yīng)變速率依次拉伸至目標(biāo)載荷，并維持恒載荷開展萌生試驗(yàn)。

20%CW316L不銹鋼在360 ℃高溫含氧水中四軸萌生載荷和位移隨時(shí)間的變化曲線如圖2所示。拉伸軸位移用于實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)標(biāo)距段裂紋萌生情況。由圖2可知，拉伸至4000 h，四根軸位移均未發(fā)生顯著變化，即試樣未發(fā)生顯著變形或裂紋萌生。4000 h后，恒載荷拉伸試樣表面均未發(fā)現(xiàn)明顯裂紋，如圖3所示。

圖2 360 ℃水中20%CW316L不銹鋼載荷和位移隨時(shí)間的變化曲線Fig.2 Viration curve of load and displacement of 20%CW316L stainless steel with time in 360 ℃ high te mperature water

圖3 20%CW316L不銹鋼在360 ℃水中萌生試樣標(biāo)距段SEM形貌Fig.3 SEM morphology of 20%CW316L stainless steel after initiation test in 360 ℃ high temperature water

隨后，選取1.02YS和1.13YS的高載荷開展恒載荷裂紋萌生試驗(yàn)，每根軸的載荷和位移隨時(shí)間的變化曲線如圖4所示。2#軸在35 h時(shí)，因連接試樣與拉伸桿的螺母發(fā)生開裂而與拉伸桿脫離，為無效試驗(yàn)。螺母斷裂的同時(shí)，導(dǎo)致1#軸出現(xiàn)載荷突增現(xiàn)象。根據(jù)1#軸載荷-時(shí)間曲線可知，原本加載載荷為1.02YS的1#軸試樣，在466 MPa（1.08YS）下拉伸了3 h，隨后在拉伸機(jī)的自調(diào)節(jié)下，載荷逐漸恢復(fù)至目標(biāo)載荷（1.02YS）。72 h后，位移開始逐漸上升，根據(jù)裂紋萌生時(shí)間定義，位移穩(wěn)定上升的時(shí)間點(diǎn)作為裂紋萌生時(shí)間，則該試樣的裂紋萌生時(shí)間為72 h（對(duì)應(yīng)的實(shí)際拉伸載荷應(yīng)采用1.08YS）。繼續(xù)拉伸7 h后，試樣突然斷裂。3#軸采用的載荷最高（1.13YS），301 h后，位移開始逐漸上升，即該試樣的裂紋萌生時(shí)間為301 h。繼續(xù)拉伸14 h后，試樣同樣發(fā)生突然斷裂。由此可見，采用DCPD或者位移變化等在線監(jiān)測(cè)技術(shù)能夠及時(shí)捕捉裂紋萌生/斷裂現(xiàn)象，有效解決傳統(tǒng)采用U形彎、反U形彎、C形環(huán)和反C形環(huán)等方式長周期浸泡時(shí)，周期性取樣所得裂紋萌生時(shí)間滯后的問題，對(duì)于具有較高應(yīng)力腐蝕敏感性、裂紋萌生時(shí)間短的材料的定量化評(píng)估至關(guān)重要。

圖4 高載荷下360 ℃水中20%CW316L不銹鋼載荷和位移隨時(shí)間的變化曲線Fig.4 Viration curve of load and displacement curve of 20%CW316L stainless steel at higher load level with time in 360 ℃ high temperature water

1#和3#軸上裂紋萌生試樣的斷口形貌和標(biāo)距段形貌如圖5所示。由斷口形貌可知，2個(gè)試樣沿著裂紋生長方向，均依次經(jīng)歷沿晶開裂、穿晶開裂和最后的韌性斷裂，沿晶和穿晶區(qū)域表現(xiàn)為典型的應(yīng)力腐蝕開裂。但試樣標(biāo)距段上未見其他明顯裂紋，即使斷口附近，也未見明顯裂紋。

圖5 高載荷下360 ℃水中20%CW316L不銹鋼萌生試樣標(biāo)距段SEM形貌Fig.5 SEM morphology of 20%CW316L stainless steel after initiation test at higher load level in 360 ℃ high te mperature water

2.2 308L不銹鋼焊材恒載荷裂紋萌生試驗(yàn)

圖6 和圖7分別為原始態(tài)和20%CW308L不銹鋼焊材在360 ℃的高溫含氧水中四軸恒載荷裂紋萌生試驗(yàn)后的標(biāo)距段形貌。原始態(tài)308L不銹鋼焊材四根軸對(duì)應(yīng)的載荷分別為0.9YS、0.95YS、1.0YS、1.05YS；20%CW308L不銹鋼焊材四根軸對(duì)應(yīng)的載荷分別為0.9YS、0.95YS、1.05YS、1.15YS。由圖6可知，原始態(tài)308L不銹鋼焊材在0.9YS~1.05YS的恒載荷下拉伸至4000 h后，試樣表面均未發(fā)現(xiàn)明顯裂紋。由圖7可知，20%CW308L不銹鋼焊材在0.9 YS~1.05YS的恒載荷下拉伸至4000 h后，試樣表面均未發(fā)現(xiàn)明顯裂紋。進(jìn)一步增加載荷至1.15YS，以1.0×10/s的應(yīng)變速率拉伸過程中，超出極限抗拉強(qiáng)度。在目標(biāo)恒載荷下維持一段時(shí)間后，直接發(fā)生塑性斷裂，標(biāo)距段也未見顯著裂紋。由此可見，在360 ℃的高溫含氧水中，原始態(tài)和20%CW308L不銹鋼焊材在0.9~1.05倍屈服強(qiáng)度的恒載荷加載條件下，不易發(fā)生裂紋萌生。

圖6 360 ℃水中原始態(tài)308L不銹鋼焊材萌生試樣標(biāo)距段SEM形貌Fig.6 SEM morphology of as-welded 308L stainless steel after initiation test in 360 ℃ high te mperature water

圖7 360 ℃水中20%CW308L不銹鋼焊材萌生試樣標(biāo)距段SEM形貌Fig.7 SEM morphology of 20%CW 308L stainless steel after initiation test in 360 ℃ high temperature water

2.3 20%CW308L不銹鋼焊材慢應(yīng)變速率拉伸萌生試驗(yàn)

為進(jìn)一步研究20%CW308L不銹鋼焊材的裂紋萌生行為，探討冷變形的影響機(jī)理，采用慢應(yīng)變速率拉伸方法，以1.0×10/s的應(yīng)變速率將20%CW308L不銹鋼焊材拉伸至8%的應(yīng)變。試樣標(biāo)距段表面裂紋萌生情況如圖8所示。由圖8可見，以1.0×10/s低應(yīng)變速率拉伸至8%應(yīng)變后，試樣表面萌生大量裂紋。相較于其在1.0×10/s的高應(yīng)變速率下直接發(fā)生塑性斷裂，更低的應(yīng)變速率將為腐蝕介質(zhì)提供充足的時(shí)間，促進(jìn)表面裂紋萌生。

圖8 360 ℃水中20%CW308L不銹鋼焊材SSRT試驗(yàn)標(biāo)距段應(yīng)力-應(yīng)變曲線和SEM形貌Fig.8 (a) Stress-strain curve and (b) SEM morphology of 20%CW 308L stainless steel after SSRT test in 360 °C high temperature water

為分析標(biāo)距段表面裂紋形貌，將試樣標(biāo)距段部分截取制樣，用砂紙打磨至2000#，并振動(dòng)拋光，隨后采用光學(xué)顯微鏡和EBSD對(duì)表面裂紋進(jìn)行分析，結(jié)果如圖9所示。表面裂紋以穿晶開裂為主，部分裂紋呈現(xiàn)出沿晶開裂形貌，部分細(xì)小的裂紋傾向于沿著奧氏體/δ-鐵素體相界面擴(kuò)展。

圖9 360 ℃水中20%CW308L不銹鋼焊材SSRT試驗(yàn)標(biāo)距段裂紋形貌的EBSD分析Fig.9 EBSD analysis of crack morphology of 20%CW 308L stainless steel after SSRT test in 360 °C high temperature water

3 分析與討論

將上述不銹鋼在360 ℃高溫含氧水中的恒載荷裂紋萌生試驗(yàn)結(jié)果匯總于表3和圖10中，早期600合金的萌生數(shù)據(jù)和相應(yīng)的包絡(luò)曲線也繪制于圖10。

表3 恒載荷裂紋萌生數(shù)據(jù)匯總Tab.3 Data summary of initiation test at constant load

3.1 不銹鋼恒載荷應(yīng)力腐蝕萌生性能

360 ℃中性含氧水中，屈服強(qiáng)度以下恒載荷加載時(shí)，20%CW316L、原始態(tài)308L和20%CW308L三種不銹鋼均不易發(fā)生裂紋萌生。與文獻(xiàn)[18]結(jié)果一致，其同樣發(fā)現(xiàn)對(duì)于無敏化的不銹鋼，恒載荷加載條件下無裂紋萌生。進(jìn)一步增加載荷至1.05倍屈服強(qiáng)度以上，20%CW 316L不銹鋼將迅速發(fā)生沿晶和穿晶斷裂，萌生時(shí)間低于100 h，而20%CW308L焊材仍以塑性斷裂為主。對(duì)比圖10中曲線可見，冷變形鎳基600合金即便在屈服強(qiáng)度以下加載也容易萌生裂紋，而同屬于奧氏體合金的不銹鋼具有更低的SCC裂紋萌生敏感性。

圖10 冷變形316L和308L不銹鋼棒狀試樣在360 ℃溫度下裂紋萌生時(shí)間-加載載荷的關(guān)系曲線Fig.10 Crack initiation time-applied stress curve of 20% cold worked 316L and 308L stainless steel in 360 ℃ high temperature water

不同于裂紋擴(kuò)展，相同試驗(yàn)環(huán)境下，裂紋萌生更多地取決于材料的表面狀態(tài)、氧化膜的穩(wěn)定性、晶界氧化性能以及表面應(yīng)變狀態(tài)。載荷低于屈服強(qiáng)度時(shí)，裂紋萌生機(jī)理主要包括點(diǎn)蝕促進(jìn)裂紋萌生模型、晶界氧化模型和氧化膜缺陷模型等。對(duì)于316L奧氏體不銹鋼而言，由于Mo元素的添加，其抗點(diǎn)蝕性能得到顯著提高，100 μg/L的氯離子環(huán)境下，試樣表面并未發(fā)現(xiàn)明顯點(diǎn)蝕坑（見圖3）和相應(yīng)的點(diǎn)蝕促進(jìn)裂紋萌生現(xiàn)象。相較于易發(fā)生晶界氧化的鎳基600合金，316L奧氏體不銹鋼晶界因無明顯碳化物析出、晶界孔洞、貧鉻和雜質(zhì)元素偏析等缺陷而耐腐蝕性能更強(qiáng)，在模擬反應(yīng)堆高溫水環(huán)境下基本不發(fā)生顯著的晶界氧化。因此，當(dāng)載荷低于屈服強(qiáng)度加載時(shí)，316L奧氏體不銹鋼在無顯著點(diǎn)蝕和晶界氧化的情況下，在實(shí)驗(yàn)室測(cè)試周期內(nèi)（通常低于1 a），不易萌生裂紋。進(jìn)一步延長試驗(yàn)時(shí)間，隨著氧化膜缺陷的增加、點(diǎn)蝕和晶界氧化的發(fā)生，裂紋萌生敏感性必然隨之增加，這些均有待后續(xù)進(jìn)一步的研究。

當(dāng)載荷高于屈服強(qiáng)度后，試樣表面局部區(qū)域發(fā)生塑性變形，產(chǎn)生應(yīng)變集中，氧化膜破裂，逐漸產(chǎn)生塑性變形主導(dǎo)的微裂紋。隨后，在溶解氧和雜質(zhì)離子的共同作用下，在微裂紋和試樣表面間形成腐蝕電位差，雜質(zhì)離子在尖端濃縮，促進(jìn)裂紋尖端酸化，不斷加速尖端金屬的溶解，減低新生成氧化膜的保護(hù)性，促進(jìn)裂紋擴(kuò)展。一旦表面萌生的裂紋達(dá)到一定尺度，裂紋尖端的應(yīng)力強(qiáng)度因子足夠大后，便開始以穩(wěn)定的速率向基體內(nèi)部快速擴(kuò)展，最終導(dǎo)致材料的沿晶斷裂。由此可見，對(duì)于316L奧氏體不銹鋼，通過控制水質(zhì)雜質(zhì)離子濃度，維持運(yùn)行載荷波動(dòng)峰值始終低于其屈服強(qiáng)度，控制材料與腐蝕介質(zhì)直接接觸的表面無劃痕、點(diǎn)蝕坑等顯著缺陷等方式，可顯著降低其裂紋萌生和SCC的敏感性。

對(duì)于308L奧氏體不銹鋼，由于具有奧氏體-鐵素體雙相組織，存在取向性更強(qiáng)、尺寸更大的樹枝晶等特征，其裂紋萌生行為更為復(fù)雜。0.9~1.05倍屈服強(qiáng)度的恒載荷加載條件下，原始態(tài)和冷變形態(tài)308L在4000 h的試驗(yàn)周期內(nèi)均未萌生裂紋。進(jìn)一步增加載荷至1.15倍屈服強(qiáng)度，卻導(dǎo)致20%冷變形308L不銹鋼焊材因應(yīng)變速率過快直接發(fā)生塑性斷裂?？梢?，相較于同等程度冷變形的316L純奧氏體不銹鋼，相同應(yīng)變速率下，308L不銹鋼焊材沿晶斷裂或脆性斷裂的敏感性更低。

3.2 動(dòng)態(tài)應(yīng)變條件下20%CW308L裂紋萌生行為

上述恒載荷裂紋萌生試驗(yàn)結(jié)果表明，為了在不發(fā)生顯著塑性變形或斷裂的同時(shí)，獲得持續(xù)穩(wěn)定的裂紋萌生現(xiàn)象，必須在試樣上引入一個(gè)持續(xù)的動(dòng)態(tài)應(yīng)變。對(duì)于20%CW308L焊材，以1.0×10/s低應(yīng)變速率拉伸至8%應(yīng)變后，試樣表面萌生出大量穿晶和沿晶裂紋，部分細(xì)小的裂紋甚至傾向于沿著奧氏體/δ-鐵素體相界面擴(kuò)展，沿晶界和相界的開裂形貌均與冷變形在晶界和相界面處引入了較高的殘余應(yīng)變相吻合。由此可見，冷變形因在不銹鋼晶界和相界處引入更高的殘余應(yīng)變而導(dǎo)致其裂紋沿晶界和相界萌生的傾向增加。

4 結(jié)論

根據(jù)上述360 ℃中性含氧含Cl水中的應(yīng)力腐蝕裂紋萌生試驗(yàn)結(jié)果可知：

1）恒載荷加載模式下，載荷低于屈服強(qiáng)度時(shí)，308L焊材和316L奧氏體不銹鋼因具有較強(qiáng)的抗點(diǎn)蝕和晶界氧化性能，不易萌生裂紋。

2）對(duì)于奧氏體不銹鋼，為獲得持續(xù)穩(wěn)定的裂紋萌生現(xiàn)象，必須在試樣上引入持續(xù)的動(dòng)態(tài)應(yīng)變。

3）相較于同等程度冷變形的316L奧氏體不銹鋼，308L不銹鋼焊材在高應(yīng)變速率下沿晶斷裂或脆性斷裂的敏感性更低。降低應(yīng)變速率，將顯著提高308L焊材的沿晶開裂敏感性。

4）冷變形后，不銹鋼晶界和相界處殘余應(yīng)變?cè)黾?，裂紋沿晶界和相界萌生的傾向隨之增加。