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核电主管道不锈钢管在高温高压水环境下的疲劳裂纹萌生行为

来源:至德钢业 日期:2018-12-08 21:55:44 人气:485

利用腐蚀疲劳测试系统研究了高温高压水环境下两种压水堆核电站一回路主管道用不锈钢管的腐蚀疲劳裂纹萌生行为。结果表明,316LN不锈钢管的裂纹主要在材料表面的驻留滑移带处萌生,少量裂纹在两簇驻留滑移带交界的亚晶界面处。含有少量铁素体的Z3CN20.09M奥氏体不锈钢管的疲劳裂纹依次在试样表面的驻留滑移带处、相界处和点蚀坑处萌生,但主要是在驻留滑移带处。通过研究高温高压水环境下氧化膜的组成和腐蚀疲劳试样横截面的形貌,分析了疲劳裂纹在滑移带处萌生的机理。最后对比分析两种不锈钢管裂纹萌生机制的异同,并讨论了铁素体对材料腐蚀疲劳性能的影响。

不锈钢管因具有优良的力学和耐腐蚀性能,广泛应用于能源、电力、化工等领域。CPR1000和AP1000型压水堆核电站一回路主管道的制备分别采用Z3CN20.09M和316LN不锈钢管。在核电站运行过程中,冷却剂温度、压力变化或启停堆过程均会对一回路主管道造成应力加载作用,同时主管道内的高温高压水会对内壁造成氧化或腐蚀作用,因此腐蚀疲劳是主管道材料的主要失效方式之一。但目前对主管道的失效研究主要集中在热老化和应力腐蚀方面,关于腐蚀疲劳方面的研究相对较少。

高温高压水环境对疲劳性能的影响主要表现在环境与材料接触区域的氧化(腐蚀)行为上,如试样表面氧化膜的形成、点蚀坑的萌生等,且以表面缺陷处最为明显。因此,高温高压水环境往往会促进不锈钢管在驻留滑移带、点蚀坑、夹杂物、相界等区域萌生腐蚀疲劳裂纹,降低疲劳寿命。另外,同一种材料的腐蚀疲劳裂纹萌生方式往往不是单一的,但一般仅有一种或两种占主导地位,随着疲劳周次的增加,裂纹的萌生方式也会出现变化。虽然关于316LN和Z3CN20.09M不锈钢管或类似钢种的腐蚀疲劳裂纹萌生行为已有研究,但对于疲劳过程出现的萌生方式和主要的萌生机理尚不清楚,需进一步研究与探讨。

本研究在前期对316LN和Z3CN20.09M两种奥氏体不锈钢管在高温高压水环境下腐蚀疲劳裂纹萌生行为的研究基础上[12-13],对比分析了两种材料的裂纹萌生机制,并根据试验结果总结出主要的裂纹萌生方式。根据不锈钢管在高温高压环境下形成的氧化膜的组成,深入分析裂纹在滑移带处萌生的机理。最后,结合实验结果和文献报道,总结分析了铁素体相在腐蚀疲劳裂纹萌生和扩展过程中的作用。

1实验

1.1实验材料

本研究中使用的两种材料是核级316LN和Z3CN20.09M奥氏体不锈钢管,化学成分见表1。

316LN不锈钢管由电渣重熔制备的钢锭在1100℃下锻造、1150℃固溶处理2h后得到,平均晶粒尺寸约80μm。Z3CN20.09M不锈钢管由离心铸造、1180℃固溶处理8h后得到,金相组织为岛状铁素体分布在奥氏体基体中,铁素体所占体积分数约为16%。

1.2腐蚀疲劳测试

腐蚀疲劳实验所用设备为韩国KNR公司生产的PO103型腐蚀疲劳实验测试系统,试验机配备有控制系统、加热系统、高压釜系统和加载系统,高压釜体积为1L,最高使用温度为350℃,压力为15MPa。测试系统参数为:最大加载力20kN,轴向行程速率0.0001~10mm/min,测试频率0.001~1Hz,最大轴向行程50mm。本研究中的疲劳实验均为应变控制的低周疲劳实验,实验参数和水化学参数如表2所示,根据两种主管道的服役温度,实验温度分别设为320℃和290℃。需要说明的是,一回路环境的实际运行压力为15~17MPa,受实验设备的限制,本研究未能达到。但在高压釜内压力仅取决于水的加入量,对实验结果无明显影响。

1. XPS测试

为表征不锈钢管在高温高压环境下形成的氧化膜的组成,需对疲劳实验后的试样表面开展光电子能谱衍射(X-rayphotoelectronspectroscopy,XPS)实验。本研究用于XPS测试的实验设备是日本岛津国际公司生产的AXISULTRA型X射线电子能谱仪。测试结束后,用XPSPEAK4.1软件进行分峰处理。

2结果与讨论

2. 316LN不锈钢管的裂纹萌生行为

3.1.1裂纹在驻留滑移带处萌生

图1是316LN不锈钢管在320℃高温水环境下应变幅为±0.5%和±1.0%时腐蚀疲劳裂纹在滑移带处萌生的形貌,可以看出,裂纹沿着滑移带萌生,有时会在扩展过程中受到疲劳应力的影响,扩展方向发生变化。

图2是316LN不锈钢管在320℃高温高压水环境下形成的氧化膜的XPS测试结果。分析XPS实验结果时,各分峰对应的物质种类根据它们的结合能(Bindingenergies,BEs)来判断,而物质对应的结合能可以从美国国家标准与技术研究院的XPS手册中查到[14],详细结果分析如下。图2(a)—(d)分别是Fe2p3/2、Cr2p3/2、Ni2p3/2和Mo3d3/2的XPS衍射峰,其主峰结合能位置分别是710.13eV、577.61eV、856.05eV和232.79eV,各主峰经分峰后可得到物质对应的结合能。根据分峰的结果可知,铁元素形成的化合物是FeO、Fe2O3和FeOOH;铬元素形成的化合物是Cr2O3、Cr(OH)3和CrO3;镍元素形成的化合物可能是Ni-(OH)2;钼元素形成的化合物是Mo(OH)2,同时也检测到了金属钼的存在。氧化膜中的化合物是金属元素与高温高压水及游离态氧发生化学反应生成的,可能的反应方程式为[10,15]:M+nH2O=M(OH)n+nH++ne-(1)M+nH2O=MOn+2nH++2ne-(2)H++e-=Habs(3)2M+nO2=2MOn(4)式中:M代表合金中的金属元素,如铁、铬、镍等。可以看出,高温水环境下的氧化膜中可形成氧化物和氢氧化物,这与XPS实验结果一致。在疲劳实验过程中,材料表面形成的氧化膜和滑移带之间的相互作用是不可避免的,氧化膜中的化合物会随着滑移带的挤入-挤出过程进入到基体材料中,进而破坏基体材料的连续性,促进疲劳裂纹的萌生。这一过程可以用图3中的模型进行描述[9]。在腐蚀疲劳实验初期,试样表面会在拉压应力的作用下形成滑移带,该过程中会露出新鲜的基体金属,如图3(a)所示。新鲜金属比较活泼,容易与高温高压水反应生成金属化合物,如图3(b)所示。当压应力加载时,挤出的金属随着滑移带的运动被挤入到基体金属中,金属化合物也被带入,如图3(c)所示。随着疲劳应力的继续加载,更多的腐蚀产物会随着滑移带的运动而被带入到基体材料中,如图3(d)所示。由滑移带运动带入到基体的腐蚀产物导致材料表面的完整结构被破坏,进而促进试样表面的裂纹萌生。图4是不同应变幅下腐蚀疲劳实验后试样横截面的形貌,可以看出试样亚表面有大量腐蚀产物,且有裂纹萌生,这是腐蚀产物随滑移带进入基体并导致裂纹萌生的结果。因此,与常规疲劳相比,在高温高压水环境下裂纹更容易在滑移带处萌生。

2.1.2裂纹在亚晶界处萌生

由于316LN不锈钢管的层错能较低,单个晶粒内部往往会形成多个晶粒取向的亚晶,在疲劳实验过程中,一个晶粒内部往往会形成多簇平行的滑移带。当疲劳应力加载时,不同取向的亚晶有不同的优先滑移方向,各自形成平行的滑移带,不同滑移带之间呈一定的角度。亚晶界两侧滑移带的形成会恶化此处的应力状态,最终导致部分界面开裂并萌生裂纹(图5)。与在驻留滑移带处的裂纹萌生相比,仅有少量亚晶界会在两侧形成滑移带后发生开裂。因此,疲劳裂纹在驻留滑移带处的萌生是316LN不锈钢管的主要裂纹萌生方式。

2.  Z3CN20.09M不锈钢管的裂纹萌生行为

由于Z3CN20.09M不锈钢管含有约16%的岛状铁素体,其裂纹萌生方式比单相316LN不锈钢管更为复杂。研究发现,Z3CN20.09M不锈钢管在290℃高温水环境下腐蚀疲劳裂纹不仅在驻留滑移带处萌生,还会在相界和点蚀坑处萌生。实验结果表明,Z3CN20.09M不锈钢管的疲劳裂纹在驻留滑移带的萌生与316LN不锈钢管基本一致,本节不再详述。

3.2.1裂纹在相界处萌生

图6是Z3CN20.09M不锈钢管在290℃水环境下疲劳裂纹在相界处萌生的形貌。众所周知,铁素体相与奥氏体相的晶体结构和强度不同,在疲劳应力循环过程中,两相的变形会出现不协调现象。实验结果表明,滑移带均在奥氏体中形成,这会恶化相界处的应力状态,进而加剧裂纹在此萌生。常规环境下的疲劳过程中也会发生上述现象,但由于相界是材料晶体缺陷的富集区,耐蚀性能较差,高温高压水环境下的腐蚀作用会进一步加速裂纹的萌生。含有铁素体相的不锈钢管在疲劳实验过程中,奥氏体相内形成的驻留滑移带在相界处会停止延伸,同样,裂纹在扩展过程中遇到铁素体相时也因其较高的强度而受到阻碍,从而延缓扩展。

2.2.2裂纹在点蚀坑处萌生

据文献[10,20]报道,不锈钢管长期暴露在高温高压水环境下会发生点蚀,特别是在有晶体缺陷的表面,滑移带和相界区域均容易萌生点蚀坑。当点蚀坑长大到一定程度后,会造成应力集中,进而萌生裂纹,图7是Z3CN20.09M不锈钢管表面腐蚀疲劳裂纹在点蚀坑处萌生的形貌。点蚀坑及其裂纹萌生的过程如下:在疲劳实验开始时,随着疲劳应力的不断循环,奥氏体中的滑移带不断形成、加深,相界处也因两相的不均匀变形使得晶体缺陷不断增加;随着时间的延长这些区域开始被高温高压水环境腐蚀,可能发生的化学反应为[10]:M=Mn++ne-(5)其中,M是Z3CN20.09M不锈钢管中的金属元素,如Fe、Cr和Ni。随后可能发生的水解反应为:Mn++H2O=M(OH)(n-1)+H+(6)O2+H2O+4e-=4OH-(7)在以上化学反应过程中,未变形区域可被作为阴极,变形的奥氏体相或相界作为阳极而被腐蚀,随着腐蚀过程的不断进行会形成点蚀坑。当点蚀坑长大至能够引起一定程度的应力集中后,就会在疲劳应力的作用下萌生裂纹。由于钼元素能够提高不锈钢管的抗点蚀性能,含钼的316LN不锈钢管中很少出现点蚀坑,而在不含钼元素的Z3CN20.09M不锈钢管中则容易出现。

以上讨论的Z3CN20.09M不锈钢管在290℃高温高压水环境下的三种腐蚀疲劳裂纹萌生方式在腐蚀疲劳过程中的出现有先后顺序,裂纹首先在驻留滑移带处萌生,其次在相界处萌生,在点蚀坑处的裂纹则在最后出现。这归因于环境与材料疲劳行为的相互作用:在疲劳实验的前期,由于驻留滑移带的形成和高温高压水环境的促进作用,小裂纹开始沿着驻留滑移带萌生;随着疲劳循环的进行,由于铁素体相和奥氏体相的不均匀变形及水环境的腐蚀作用,裂纹开始在相界处萌生;虽然驻留滑移带和相界在实验的早期就存在,但这些区域需要被高温高压水腐蚀相当长的一段时间才形成点蚀坑,且点蚀坑仅有少量能长大至引起足够的应力集中并萌生裂纹,因此点蚀坑处的裂纹萌生在疲劳实验的最后阶段才开始出现。不仅如此,三种方式萌生的裂纹数量也有很大差距。统计结果显示,在不同应变幅下,均以裂纹在驻留滑移带处的萌生最多,而在点蚀坑处最少。这归因于驻留滑移带在疲劳寿命的早期就开始出现,且一直持续到最后,是裂纹最容易萌生的区域。对比316LN和Z3CN20.09M两种奥氏体不锈钢管在高温高压水环境下的裂纹萌生行为可以发现,铁素体相的存在对材料的裂纹萌生有明显的影响。首先,在Z3CN20.09M不锈钢管中,铁素体相的存在会使滑移带的延伸在相界处停止,进而起到减缓裂纹萌生的作用。其次,由于铁素体相的存在,相界会成为裂纹源,虽然在常规环境下相界能起到强化作用,但相界处也会因位错缺陷的聚集被高温高压水优先腐蚀而开裂,因此铁素体相的存在会增加裂纹萌生的概率。在裂纹扩展的过程中,由于铁素体相具有较高的强度,往往能够起到减缓裂纹扩展的作用。RStrubbia等[17]研究了AL2003双相不锈钢管的低周疲劳行为,发现疲劳裂纹在穿过相界和晶界时有明显的停滞效应,经过一些循环周次后才会继续扩展,IAlvarez-Armas等的研究中也发现类似的现象[23-24]。如前所述,两种主管道材料的制备工艺和服役环境也有区别:316LN不锈钢管管道是锻造而成,很明显锻造能够有效提高其腐蚀疲劳性能,但其服役温度也更高;Z3CN20.09M不锈钢管是离心铸造而成,其服役温度较低,且铁素体相在长期服役过程中会出现热老化现象。因此,仅通过以上研究结果和分析并不能直接比较两种材料的优劣。

3结论

(1)316LN不锈钢管在高温高压水环境下的裂纹主要在驻留滑移带处萌生,这归因于在该环境下试样表面形成的腐蚀产物随滑移带运动进入到基体材料,加速裂纹的萌生;同时,少量裂纹还会在两簇滑移带的亚晶界面处萌生。

(2)Z3CN20.09M不锈钢管在水环境下的疲劳裂纹在驻留滑移带、相界和点蚀坑处萌生。裂纹在驻留滑移带处的萌生机理与316LN不锈钢管一致;在相界处的萌生则归因于铁素体与奥氏体力学性能的差异以及相界较差的腐蚀性能;点蚀性能差是裂纹在点蚀坑处萌生的主要原因。

(3)Z3CN20.09M不锈钢管的三种裂纹萌生方式存在一定的内在联系:一方面,三种方式萌生的腐蚀疲劳裂纹在驻留滑移带、相界和点蚀坑处依次出现;另一方面,以在滑移带处的裂纹萌生为主,点蚀坑处的裂纹萌生最少。

(4)对比两种不锈钢管的裂纹萌生机理发现,铁素体相是二者存在差异的主要原因。铁素体相既能阻止滑移带的延伸,减缓裂纹的萌生与扩展,又会造成相界处裂纹的萌生。

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