Creep Crack Propagation Behavior of Different Regions in Domestic Vanadium Steel Welded Joint
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摘要:
以国产2.25Cr-1Mo-V加钒钢焊接接头为研究对象,在550 ℃和不同初始应力强度因子（19.04,17.57,16.40,14.64,13.47 MPa·m0.5）下对母材、焊缝和热影响区进行蠕变裂纹扩展试验,研究了焊接接头不同区域的蠕变裂纹扩展行为,探究了应力强度因子和C*参量表征蠕变裂纹扩展速率的适用性,并观察了断口形貌。结果表明：随着初始应力强度因子的增加,母材、焊缝和热影响区的蠕变断裂寿命缩短,归一化稳态蠕变裂纹扩展速率增大。在相同初始应力强度因子下,焊缝的蠕变断裂寿命最长、归一化稳态蠕变裂纹扩展速率最小,说明焊缝抵抗蠕变裂纹扩展的能力最强,蠕变性能最佳；热影响区的蠕变断裂寿命最短、归一化稳态蠕变裂纹扩展速率最大。接头不同区域的归一化蠕变裂纹扩展速率与应力强度因子的变化曲线都呈类似“V”字形状,对应蠕变裂纹的萌生、稳定扩展和加速扩展阶段；应力强度因子和归一化蠕变裂纹扩展速率的分布具有显著的分散性；C*参量与归一化蠕变裂纹扩展速率具有更强线性关系,且C*参量和归一化蠕变裂纹扩展速率的分布集中。随着初始应力强度因子的增加,母材、焊缝和热影响区的断裂模式由沿晶断裂或穿晶断裂向沿晶/穿晶混合断裂转变。
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关键词:
- 2.25Cr-1Mo-V加钒钢 /
- 焊接接头 /
- 蠕变裂纹扩展行为 /
- 应力强度因子
Abstract:Taking the domestically produced 2.25Cr-1Mo-V vanadium steel welded joint as the research object, creep crack propagation tests were conducted on the base metal, weld, and heat affected zone at 550 ℃ and different initial stress intensity factors (19.04, 17.57, 16.40, 14.64, 13.47 MPa · m0.5). The creep crack propagation behavior of different regions in the welded joint was studied, and the applicability of stress intensity factor and C* parameter to characterize creep crack propagation rate was investigated. The fracture morphology was observed. The results show that as the initial stress intensity factor increased, the creep fracture lives of the base metal, weld, and heat affected zone were all shortened, and the normalized steady-state creep crack propagation rate increased. Under the same initial stress intensity factor, the creep fracture life of the weld was the longest and the normalized steady-state creep crack propagation rate was the smallest , indicating that the weld had the strongest resistance to creep crack propagation and the best creep performance; the creep fracture life of the heat affected zone was the shortest and the normalized steady-state creep crack propagation rate was the highest. The curves of normalized creep crack propagation rate and stress intensity factor of different regions in welded joint all showed a“V”shape, corresponding to the initiation, stable propagation, and accelerated propagation stages of creep cracks. The distribution of stress intensity factor and normalized creep crack propagation rate exhibited significant dispersion. The C* parameter had a strong linear relationship with the normalized creep crack propagation rate, and the distribution of C* parameter and normalized creep crack propagation rate was concentrated. With the increase of initial stress intensity factor, the fracture mode of base metal, weld and heat affected zone changed from intergranular or transgranular fracture to intergranular/transgranular mixed fracture.
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0. 引言
锆合金的热中子吸收截面较低,具有良好的耐腐蚀性能和适中的力学性能,广泛用作水冷核反应堆的燃料包壳材料[1-9]。在一些小型水冷核反应堆中,为了简化系统、节省空间,一般不使用加氢脱氧装置,因此冷却水中的溶解氧含量较高,达到压水堆中的3~19倍[2]。溶解氧含量是影响锆合金腐蚀行为的关键因素之一,一般认为,当环境中的溶解氧含量较高时,锆合金的腐蚀速率较快,耐腐蚀性能较差[1-5]。可以通过成分优化来获得高耐蚀性的锆合金,从而降低溶解氧对合金腐蚀行为的影响。锡元素是锆合金中重要的添加元素,起固溶强化作用,并且可以抵消杂质氮对锆合金性能的不利影响,适量添加还可以提高锆合金的耐腐蚀性能[7-9]。XU等[7]研究发现,Zr-1.0Sn-0.35Fe-0.15Cr-0.15Nb（质量分数/%,下同）合金在400 ℃过热蒸汽中的耐腐蚀性能最强,溶解氧对腐蚀的促进作用最弱。添加铌元素可以提升锆合金在360 ℃ LiOH水溶液中的耐均匀腐蚀和500 ℃过热蒸汽中的耐疖状腐蚀性能[10-11]；但含铌锆合金的腐蚀行为对溶解氧含量非常敏感,提高溶解氧含量会导致其耐腐蚀性能明显恶化,这与高溶解氧环境中Nb2+向Nb5+加速转化,从而引起氧化膜降解有关[12-15]。综合锡、铌元素的作用,作者设计了新型低锡中铌锆合金,并在含溶解氧环境中对其进行了长达300 d的堆外高压釜腐蚀试验,研究了腐蚀后锆合金表面氧化膜的微观结构,并结合离位电化学检测表征了腐蚀后合金的电化学性能,分析了溶解氧对锆合金耐腐蚀性能的影响,以期为评价小型水冷核反应堆燃料包壳用锆合金在富氧水环境中的耐腐蚀性能提供参考。
1. 试样制备与试验方法
试验材料为Zr-0.4Sn-0.7Nb-0.3Fe-0.1Cr-0.15Mo-0.12O（质量分数/%）低锡中铌锆合金,由上海核工程研究设计院股份有限公司提供。将试验合金进行锻造→β相固溶→热轧→β相水淬→多道次冷轧→中间退火→550 ℃×5 h最终退火,制取尺寸为25 mm×20 mm×0.6 mm的挂片试样。
根据ASTM G2/G2M-06对挂片试样进行预处理：将挂片试样浸泡在丙酮中,取出后用脱脂棉擦去表面杂质、油污等,再用体积比为1∶3∶3∶3的HF+HNO3+H2SO4+H2O混合酸溶液在30~50 ℃下酸洗至表面光亮均匀,使用去离子水反复清洗,并进行煮沸,最后擦去表面水分,在烘箱中干燥,备用。测量挂片尺寸,称取质量后放入高温高压釜内,采用高压釜动水循环回路进行腐蚀试验[2],试验回路包括室温准备水回路（25 ℃×0.15 MPa）和高温高压釜回路（360 ℃×20.0 MPa）两部分。通过预制水系统向试验回路提供去离子水,并通入体积比为19∶1的氩气+氧气混合气体,使高压釜进水口溶解氧含量（质量浓度）分别保持在300,1 000 μg·L−1左右。开釜取样时间分别为3,14,42,70,100,130,160,200,230,260,300 d,试样取出后采用ME204型电子分析天平称取质量,计算单位表面积腐蚀质量增加。采用FEI-Nano型场发射扫描电子显微镜（SEM）观察氧化膜截面形貌,统计氧化膜厚度。
采用AutoLab-AUTM204.S型三电极电化学工作站测试电化学性能,介质为0.5 mol·L−1的Na2SO4溶液,工作电极为腐蚀不同时间的试样（工作面积为0.125 cm2）,参比电极为饱和Ag/AgCl电极,辅助电极为铂电极,动电位扫描范围为−0.8~0.8 V,扫描速率为1 mV·s−1。当过电位与自腐蚀电流密度之间满足Tafel定律[16]时,计算得到的阴阳极过电位取距离开路电位116~166 mV之间较为合理。根据Tafel外推法,使用chi760d软件获取自腐蚀电流密度、自腐蚀电位和极化电阻。在恒定频率1 kHz的交流信号下,获取−1~1 V电位范围内氧化膜电容与电位的关系曲线,即Mott-Schottky曲线。在交流振幅为50 mV的开路电位下进行阻抗谱（EIS）测试,频率范围为0.01 Hz~100 kHz,使用ZView软件对EIS谱进行拟合。
2. 试验结果与讨论
2.1 溶解氧对锆合金腐蚀质量增加的影响
由图1可见：当溶解氧含量较高时,试验合金的腐蚀质量增加较大。这是因为高含量溶解氧环境下,与合金基体反应的氧离子增多,氧化速率加快,且较高的溶解氧含量易使含铌锆合金中的铌离子和铬离子等由低价转变为高价,获得氧化膨胀的Nb2O5与Cr2O3等高价氧化物,从而加快氧化膜内微孔洞的产生,进一步加快腐蚀速率[2,10]。
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图 1 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的质量增加Figure 1. Mass increment of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen2.2 溶解氧对锆合金表面氧化膜微观结构的影响
由图2可见：当溶解氧质量浓度为300 μg·L−1时,腐蚀14 d后,试验合金表面的氧化膜未出现明显的裂纹,氧化膜较薄,氧化膜/基体（O/M）界面无较大起伏；腐蚀130 d后,氧化膜出现未横向连通的微裂纹,氧化膜厚度增加,界面较平整；腐蚀300 d后,氧化膜出现了大量裂纹,且彼此横向连通,表明已经发生了腐蚀转折,氧化膜厚度达到最大。当溶解氧质量浓度为1 000 μg·L−1时,腐蚀14 d后氧化膜无明显裂纹,氧化膜/基体界面平整且均匀；腐蚀130 d后,氧化膜内部出现缺陷,界面出现较大的起伏；腐蚀300 d后,氧化膜出现了大量横向连通的裂纹,并呈现明显的“分层”现象,说明已经发生了腐蚀转折。腐蚀转折,即腐蚀动力学转折,转折前后腐蚀动力学规律不同,可以通过微观结构变化等信息判定。结合表1可知：试验合金表面氧化膜的厚度随腐蚀时间延长呈线性增加。
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图 2 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金表面氧化膜截面的SEM低倍形貌Figure 2. SEM morphology at low magnification of cross-section of oxide film on test alloy surface after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen表 1 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金表面氧化膜的厚度Table 1. Thickness of oxide film on test alloy surface after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen溶解氧含量/(μg·L−1) 腐蚀时间/d 氧化膜厚度/µm 300 14 1.49 130 3.33 300 5.69 1 000 14 1.51 130 3.31 300 6.64 由图3可知：在含溶解氧环境下形成的氧化膜为柱状晶层,溶解氧含量较小时,膜表层有等轴晶层,膜内裂纹较少,溶解氧含量较高时氧化膜内的裂纹数量较多。这是因为在高含量溶解氧环境下,扩散到氧化膜内的氧离子增多,导致晶粒边界处第二相粒子（SPPs）更易受到氧化影响,且铌、铬、铁离子价态升高,发生氧化膨胀,氧化膜内应力增大,导致其在应力释放时产生更多的裂纹缺陷。
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图 3 不同溶解氧含量下腐蚀300 d后试验合金表面氧化膜截面的SEM高倍形貌Figure 3. SEM morphology at high magnification of cross-section of oxide film on test alloy surface after corrosion for 300 d under different content of dissolved oxygen2.3 溶解氧对电化学性能的影响
2.3.1 动电位极化曲线
自腐蚀电位Ecorr越正,腐蚀倾向越低,化学稳定性越好；自腐蚀电流密度Icorr越小,腐蚀速率越小。由图4和表2可知：试验合金的自腐蚀电位随着腐蚀时间延长先减小后增大,腐蚀130 d时最小,腐蚀倾向最大；当溶解氧质量浓度为300 μg·L−1时,腐蚀14 d时的自腐蚀电位最大,腐蚀倾向最小,当溶解氧质量浓度为1 000 μg·L−1时,腐蚀300 d时的腐蚀倾向最小；试验合金的自腐蚀电流密度随着腐蚀时间延长先增加后降低,腐蚀300 d时的腐蚀速率最慢；随着腐蚀时间延长,极化电阻Rp先减小后增大,腐蚀130 d后极化电阻最小,说明此时合金表面的氧化膜最疏松多孔,因此腐蚀最快。
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图 4 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的极化曲线Figure 4. Polarization curves of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen表 2 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的电化学拟合参数Table 2. Electrochemical fitting parameters of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen溶解氧含量/(μg·L−1) 腐蚀时间/d Ecorr/V Icorr/(10−7 A·cm−2) Rp/(10−6 Ω) 300 14 −0.058 4.500 4.17 130 −0.207 146.320 0.24 300 −0.142 0.048 466.00 1 000 14 −0.095 3.410 8.59 130 −0.283 30.500 0.15 300 0.005 0.252 76.40 可知,氧化膜的保护性并不完全随着氧化膜厚度（侵蚀性介质扩散距离）增加而线性提高。腐蚀130 d时的腐蚀速率最快,与氧化膜形成的缺陷通道有关。
2.3.2 氧化膜内载流子浓度
对于在不同溶解氧含量下腐蚀不同时间的试验合金,其Mott-Schottky曲线（见图5,图中C为氧化膜电容）的线性部分拟合后斜率均为正值,说明试验合金表面形成的氧化膜均为N型半导体。由表3可知：随着腐蚀时间的延长,氧化膜内载流子浓度均先增加后减小,在腐蚀130 d时最大,腐蚀300 d时最小。
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图 5 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的Mott-Schottky曲线Figure 5. Mott-Schottky curves of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen表 3 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的氧化膜内载流子浓度Table 3. Carrier concentration in oxide film of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen溶解氧含量/(μg·L−1) 腐蚀时间/d Mott-Schottkey曲线斜率 氧化膜内载流子浓度/cm3 300 14 1.59×1016 3.55×1012 130 1.66×1015 3.41×1013 300 8.02×1019 7.04×108 1 000 14 1.08×1015 5.25×1013 130 4.14×1014 1.36×1014 300 2.77×1016 2.04×1012 2.3.3 电化学阻抗谱
由图6可知：在含溶解氧环境中腐蚀300 d后试验合金的阻抗谱均呈多容抗弧特征,这说明其表面形成的氧化膜由外部疏松层和内部致密层组成,已经发生腐蚀转折；较高溶解氧含量下的阻抗谱容抗弧数量较多,说明形成的氧化膜缺陷更多,电化学界面更多,这可能与高溶解氧含量下较快的腐蚀速率有关。多容抗弧特征的出现,是由于长时间腐蚀后,锆合金表面氧化膜存在腐蚀动力学循环特征,即四方相氧化层和单斜相氧化层在氧化膜厚度方向上呈周期性变化[10,17-27]。
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图 6 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的电化学阻抗谱Figure 6. Electrochemical impedance spectra of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen: (a) Nyquist plot and (b) frequency-phase angle plot采用如图7所示的等效电路对阻抗谱进行拟合,图中：Rs为溶液电阻元件；CPEp,Rp分别为氧化膜疏松层的常相位角元件和电荷转移电阻元件；CPEb,Rb分别为氧化膜/基体界面致密层的常相位角元件和极化电阻元件。拟合结果见表4,表中：Rs为溶液电阻；Qp为氧化膜电容；Qb为致密层电容；Rp为疏松层的电荷传递电阻；Rb为致密层的极化电阻；n1为氧化膜电容弥散指数；n2为致密层电容弥散指数。由表4可知：在含溶解氧环境中腐蚀130,300 d后,试验合金表面致密层的极化电阻远远大于疏松层的电荷转移电阻,这说明氧化膜外部的疏松层对基体的保护作用已丧失,而氧化膜/基体界面处的致密层可以很好地阻止腐蚀性介质对锆合金基体的侵蚀。
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图 7 不同腐蚀时间下的等效电路Figure 7. Equivalent circuits under different corrosion time conditions表 4 不同溶解氧含量下腐蚀不同时间后试验合金的阻抗谱拟合结果Table 4. Impedance spectrum fitting results of test alloy after corrosion for different times under different content of dissolved oxygen溶解氧质量浓度/(μg·L−1) 腐蚀时间/d Rs/(Ω·cm−2) Qp/(107 Ω·cm2·sn1) n1 Rp/(10−5 Ω·cm−2) Qb/(107 Ω·cm2·sn2) n2 Rb/(10−5 Ω·cm−2) 300 14 372.6 13.000 0.70 1.75 84.00 0.90 0.69 130 224.9 13.100 0.57 0.28 25.70 0.70 2.34 300 449.0 3.040 0.77 2.22 4.38 0.68 17.65 1 000 14 468.4 1.850 0.71 7.82 5.17 0.62 12.90 130 135.4 493.000 0.28 0.10 17.90 0.64 2.23 300 160.0 0.094 0.77 9.40 7.06 0.74 157.00 当溶解氧质量浓度为300 μg·L−1时,腐蚀14 d时合金的阻抗谱中仅在中频段有1个容抗弧,这是因为氧化膜中缺陷较少,没有应力释放后的二次弛豫,致密的氧化膜能有效阻碍溶液中离子的扩散,电化学过程仅发生在氧化膜的外部疏松层；在腐蚀130 d时,阻抗谱中有2个容抗弧,这是氧化膜微观结构演变的结果,与氧化膜腐蚀转折前应力释放导致的二次弛豫相关,而且应力释放会导致氧化膜内缺陷增多,这些缺陷可作为离子的扩散通道,导致腐蚀速率加快,极化电阻迅速降低,电化学过程发生在氧化膜的外部疏松层和氧化膜/基体界面。腐蚀300 d时合金阻抗谱中的2个容抗弧半径增加,氧化膜呈现“双层”结构,内部致密层也出现应力松弛后的缺陷。
当溶解氧含量为1 000 μg·L−1时,腐蚀14,130 d时的阻抗谱特征与溶解氧含量为300 μg·L−1时相似,但腐蚀130 d时氧化膜/基体界面出现较大起伏,这可能是由氧化膜/基体界面处的应力释放引起的四方相向单斜相转变导致的；腐蚀300 d时,氧化膜中因应力松弛而产生的缺陷增多,且在阻抗谱中出现3个容抗弧,这是因为离子在到达氧化膜/基体界面前,在内层柱状晶外表面（腐蚀转折标志的裂缝处）先产生了1个电化学过程,所以多了1个容抗弧,电化学过程发生在氧化膜/溶液表面处、腐蚀转折标志的裂缝处和靠近氧化膜/基体界面致密层处；阻抗谱中高频容抗弧相比腐蚀转折前向更高频率移动,低频容抗弧向更低频移动,这说明在氧化膜/溶液表面处产生电化学过程的位置更“靠外”,致密层处产生电化学过程的位置更靠近氧化膜/基体界面。
3. 结论
（1）在较高含量溶解氧环境中腐蚀时,试验合金的腐蚀质量增加较大,耐腐蚀性能较差。
（2）在含溶解氧环境中腐蚀时,试验合金表面氧化膜的厚度随时间呈线性增加,氧化膜内裂纹增多,氧化膜/基体界面起伏加剧；当溶解氧含量较高时,锆合金表面氧化膜内的裂纹数量较多。
（3）在含溶解氧环境中腐蚀130 d时,试验合金的自腐蚀电位和极化电阻最小,自腐蚀电流密度最大；合金的耐腐蚀性能不仅与其表面氧化膜厚度有关,还受氧化膜内缺陷影响；在含溶解氧环境中腐蚀300 d时,试验合金的阻抗谱呈多容抗弧特征,且较高溶解氧含量下的容抗弧数量较多。
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图 2 不同试样的蠕变断裂寿命与初始应力强度因子的关系
Figure 2. Relationship between creep rupture life and initial stress intensity factor of different specimens
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图 3 不同试样的归一化稳态蠕变裂纹扩展速率与初始应力强度因子之间的关系
Figure 3. Relationship between normalized steady-state creep crack propagation rate and initial stress intensity factor of different specimens
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图 4 不同试样在不同初始应力强度因子下的归一化蠕变裂纹扩展速率与应力强度因子的关系
Figure 4. Relationship between normalized creep crack propagation rate and stress intensity factor of different specimens under different initial stress intensity factors: (a) base metal; (b) weld and (c) heat affected zone
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图 5 不同试样在不同初始应力强度因子下的归一化蠕变裂纹扩展速率与C*参量的关系
Figure 5. Relationship between normalized creep crack propagation rate and C* parameter of different specimens under different initial stress intensity factors: (a) base metal; (b) weld and (c) heat affected zone
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图 7 在不同初始应力强度因子下母材试样的断口SEM形貌
Figure 7. SEM morphology of fracture of base metal specimens under different initial stress intensity factors: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification
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图 8 在不同初始应力强度因子下焊缝试样的断口SEM形貌
Figure 8. SEM morphology of fracture of weld specimens under different initial stress intensity factors: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification
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图 9 在不同初始应力强度因子下热影响区试样的断口SEM形貌
Figure 9. SEM morphology of fracture of heat affected zone specimens under different initial stress intensity factors: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification
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图 10 母材试样蠕变裂纹尖端的微观形貌
Figure 10. Micromorphology of creep crack tip in base metal specimen
表 1 母材和焊缝金属的化学成分
Table 1 Chemical composition of base metal and weld metal
材料 质量分数/% C Si Mn P S Cr Mo V 母材 0.07 0.08 0.86 0.006 0.003 2.29 1.08 0.34 焊缝金属 0.08 0.18 1.18 0.007 0.002 2.43 0.99 0.35 
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