高雨雨,王正品,金耀華,劉志學(xué)，要玉宏

(西安工業(yè)大學(xué) 材料與化工學(xué)院,西安710021)

oscillographic impact;fracture mechanism

我國(guó)核能發(fā)展已進(jìn)入規(guī)?；聲r(shí)期，到2020年，核電運(yùn)行和在建裝機(jī)將達(dá)到8 800萬(wàn)千瓦，正逐步成為世界核電的產(chǎn)業(yè)中心[1].因此，在快速發(fā)展核電產(chǎn)業(yè)的同時(shí)，對(duì)核電技術(shù)的管理和安全運(yùn)行提出了更高的要求[2-3].一回路主管道作為壓水堆核電站運(yùn)行的“大動(dòng)脈”部件，運(yùn)行過(guò)程中承載著高溫、高壓、高流速且含有放射性物質(zhì)的腐蝕介質(zhì)，受力情況復(fù)雜，若管道材料發(fā)生失效，將會(huì)引起放射性物質(zhì)的泄漏，導(dǎo)致安全事故和重大的經(jīng)濟(jì)損失[4].

雙相不銹鋼因具有高強(qiáng)度、耐脆化、良好的塑韌性和焊接性等特征，被廣泛用于核電一回路主管道[5].眾多研究表明，核電一回路主管道及其他零部件在高溫高壓狀態(tài)下長(zhǎng)時(shí)間服役后發(fā)生熱老化脆化現(xiàn)象，導(dǎo)致材料結(jié)構(gòu)的臨界裂紋尺寸減小、韌脆轉(zhuǎn)變溫度上升，材料的沖擊韌性明顯的降低[6-8].文獻(xiàn)[9]對(duì)SCS14A不銹鋼于400 ℃環(huán)境下進(jìn)行了長(zhǎng)達(dá)30 000 h的熱老化試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)隨著熱老化時(shí)間延長(zhǎng)，鐵素體逐漸脆化，材料的夏比沖擊功大幅度降低；文獻(xiàn)[10]對(duì)304L和316L不銹鋼在400 ℃時(shí)效20 000 h后，發(fā)現(xiàn)由于鐵素體相的分解和G相的沉淀，導(dǎo)致材料的拉伸性能和沖擊韌性顯著降低.近幾年國(guó)內(nèi)學(xué)者對(duì)核電用一回路主管道用不銹鋼進(jìn)行熱老化研究，但主要集中在空氣環(huán)境下長(zhǎng)時(shí)間熱老化后的宏觀力學(xué)性能和微觀結(jié)構(gòu)的變化方面，對(duì)于材料在模擬服役環(huán)境下熱老化后的性能研究少有報(bào)道[11-12].

相關(guān)研究表明[13-14]雙相不銹鋼在400 ℃下與實(shí)際服役溫度(288～327 ℃)下的熱老化機(jī)理相同，本文以Z3CN20-09M雙相不銹鋼為研究對(duì)象，首先對(duì)其在400 ℃、16.5 MPa含硼離子水蒸氣中進(jìn)行長(zhǎng)達(dá)15 000 h的加速熱老化試驗(yàn)，然后測(cè)試了不同熱老化時(shí)長(zhǎng)后的沖擊性能，并對(duì)其熱老化機(jī)理進(jìn)行了探究，為核電一回路管道的熱老化管理和剩余壽命預(yù)測(cè)提供一定的理論依據(jù)和試驗(yàn)基礎(chǔ).

1　試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料取自某核電設(shè)備有限公司生產(chǎn)的Z3CN20-09M雙相不銹鋼管材,其化學(xué)成分見(jiàn)表1.

表1　Z3CN20-09M雙相不銹鋼主要化學(xué)成分(w/%)

模擬工況加速熱老化試驗(yàn)在型號(hào)為F5-16/400的高溫高壓反應(yīng)釜中進(jìn)行，試驗(yàn)溫度為400 ℃，試驗(yàn)壓力為16.5 MPa.熱老化時(shí)長(zhǎng)分別為3 000 h、5 000 h、10 000 h和15 000 h.示波沖擊試樣按照GB/T 19748-2005以及ISO 14566-2000標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行加工[15-16]，具體尺寸見(jiàn)圖1.示波沖擊試驗(yàn)按照GB/T 19748-2005于JB-W450E-L型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行[15]，將試驗(yàn)所得力-位移數(shù)據(jù)利用Origin軟件進(jìn)行擬合，擬合后分析得出沖擊試驗(yàn)過(guò)程中一系列特征值：包括動(dòng)態(tài)屈服力Fgy，最大力Fm，裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展起始力Fiu，相應(yīng)地沖擊功的特征值包括裂紋不穩(wěn)定擴(kuò)展起始功Wiu、裂紋不穩(wěn)定擴(kuò)展終止功Wa以及沖擊總功Wt等.沖擊斷口采用FEI QUANTA400F型掃描電子顯微鏡進(jìn)行觀察.

圖1　Z3CN20-09M不銹鋼示波沖擊試樣尺寸

2　試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1　熱老化時(shí)長(zhǎng)對(duì)試樣沖擊力的特征值影響

圖2為Z3CN20-09M鋼沖擊力特征值隨熱老化時(shí)間的變化情況.由圖2可以看出，經(jīng)15 000 h熱老化時(shí)間后，Z3CN20-09M鋼的屈服力Fgy、最大力Fm和不穩(wěn)定裂紋擴(kuò)展起始力Fiu分別增加了8.2%,14.6%和14.4%.同時(shí)還可看出，隨著熱老化時(shí)間的延長(zhǎng)，F(xiàn)gy整體增大幅度較小，F(xiàn)m、Fiu整體增幅較大，但當(dāng)熱老化時(shí)間超過(guò)10 000 h后，F(xiàn)m、Fiu增速減緩.這表明Z3CN20-09M鋼經(jīng)模擬工況介質(zhì)長(zhǎng)時(shí)熱老化后，其沖擊力特征值增大，呈現(xiàn)出明顯的脆化跡象.眾多研究工作表明[7-10]，當(dāng)400 ℃熱老化時(shí)長(zhǎng)超過(guò)3 000 h，Z3CN20-09M鋼中的鐵素體會(huì)發(fā)生調(diào)幅分解，形成富鐵的α相和富鉻的α′相，造成鐵素體相硬度的增加，從而引起Z3CN20-09M鋼的熱老化脆化,這也是Z3CN20-09M鋼沖擊力特征值增加的原因.

圖2　熱老化時(shí)長(zhǎng)對(duì)Z3CN20-09M鋼示波沖力值的影響

前期研究工作顯示[17-18]，Z3CN20-09M鋼經(jīng)熱老化10 000 h后，鐵素體中調(diào)幅分解的產(chǎn)物的界面已逐漸清晰，與熱老化3 000 h相比調(diào)幅分解已經(jīng)進(jìn)行得很充分，基本達(dá)到了相平衡，導(dǎo)致沖擊力特征值進(jìn)一步增大.當(dāng)老化時(shí)間達(dá)到15 000小時(shí)，富Cr的α′相和富Fe的α相的界面更加清晰，調(diào)幅組織進(jìn)一步變粗，沖擊力特征值增速趨緩.

另外，圖2還顯示Fm、Fiu隨著熱老化時(shí)長(zhǎng)的變化曲線(xiàn)是相對(duì)平行的，即Fiu和Fm的差值在熱老化前后都保持不變，這說(shuō)明力-位移曲線(xiàn)的上不穩(wěn)定裂紋起始點(diǎn)(iu)也可利用Fiu與Fm差值不變的規(guī)律計(jì)算得出，相比在擬合出的曲線(xiàn)上找特征點(diǎn)，此種方法所推算出的結(jié)果誤差更小.

2.2　熱老化對(duì)沖擊功特征值的影響

試驗(yàn)所得沖擊功隨熱老化時(shí)間的變化如圖3所示.從圖3可以看出，隨著熱老化時(shí)間的增加，Z3CN20-09M鋼的Wiu、Wa、Wt均逐漸減小，經(jīng)熱老化15 000 h后，裂紋不穩(wěn)定擴(kuò)展起始功Wiu、裂紋不穩(wěn)定擴(kuò)展終止功Wa和沖擊總功Wt分別下降了35.68%,50.02%和53.18%.另外還可以看出，熱老化時(shí)長(zhǎng)小于5 000 h，特別是小于3 000 h時(shí)，Wiu、Wa、Wt的降幅較大，分別為22.7%，29.8%和32.9%,這同樣和熱老化3 000 h后鋼中鐵素體的調(diào)幅分解有關(guān).當(dāng)熱老化時(shí)超過(guò)10 000 h時(shí)，Z3CN20-09M鋼的Wiu、Wa、Wt下降幅度明顯趨緩，這是由于熱老化時(shí)長(zhǎng)超過(guò)10 000 h時(shí)，鋼中鐵素體調(diào)幅分解充分進(jìn)行和調(diào)幅結(jié)構(gòu)進(jìn)一步粗化所致.這與2.1節(jié)中沖擊力的變化規(guī)律相類(lèi)似.

圖3　熱老化時(shí)長(zhǎng)對(duì)Z3CN20-09M鋼沖擊功的影響

同時(shí)圖3還顯示，Z3CN20-09M鋼的裂紋擴(kuò)展功Wt-Wiu隨熱老化時(shí)長(zhǎng)變化較小，經(jīng)15 000 h熱老化后僅降低了16.81%.研究顯示[17]，長(zhǎng)時(shí)間加速熱老化后，Z3CN20-09M鋼鐵素體相因調(diào)幅分解出現(xiàn)了明顯的脆化，裂紋優(yōu)先在鐵素體內(nèi)部形成，進(jìn)而造成了裂紋不穩(wěn)定擴(kuò)展起始功Wiu的大幅度降低.但Z3CN20-09M鋼中的鐵素體相含量不超過(guò)20%，裂紋擴(kuò)展主要在奧氏體相中進(jìn)行.由于奧氏體相的力學(xué)性能隨著熱老化時(shí)長(zhǎng)的變化較小[7-9〗，故長(zhǎng)時(shí)熱老化對(duì)Wt-Wiu影響不大.因此，可看出，Z3CN20-09M鋼沖擊性能的劣化主要表現(xiàn)為裂紋不穩(wěn)定擴(kuò)展功Wiu的降低.

2.3　示波沖擊斷口形貌分析

圖4為Z3CN20-09M鋼經(jīng)400 ℃模擬工況介質(zhì)下不同時(shí)長(zhǎng)熱老化后沖擊斷口的宏觀及微觀形貌.從圖4(a)、4(c)、4(e)、4(g)、4(i)可以看出，在0～15 000 h時(shí)長(zhǎng)的熱老化過(guò)程中，Z3CN20-09M鋼沖擊斷口的宏觀形貌的沖斷區(qū)域面積逐漸變大，粗糙不平的斷口表面也逐漸變得平滑，也即脆性逐漸增大，這與示波沖擊試驗(yàn)所得沖擊力特征值和沖擊功特征值的變化規(guī)律一致.沖擊斷口微觀形貌如圖4(b)、4(d)、4(f)、4(h)和4(j)所示，由圖4(b)可以觀察到未被熱老化試樣的沖擊斷口為大量被拉長(zhǎng)的大而深的韌窩，且在韌窩底部可觀察到第二相粒子，屬于微孔聚集型韌性斷裂模式，這是由于未被熱老化的材料具有較好的塑性特征；由圖4(d)可觀察到，當(dāng)熱老化時(shí)長(zhǎng)達(dá)3 000 h時(shí)，斷口可見(jiàn)到部分撕裂棱特征，以及準(zhǔn)解理臺(tái)階，這是由于鐵素體相的脆性逐漸增大以及試樣在沖斷過(guò)程中出現(xiàn)位錯(cuò)滑移以及孿生變形導(dǎo)致；熱老化時(shí)長(zhǎng)達(dá)5 000 h時(shí)，如圖4(f)所示，斷口韌窩較小，出現(xiàn)解理臺(tái)階，試樣的韌性逐漸降低脆性增大；熱老化長(zhǎng)達(dá)10 000 h時(shí)，如圖4(g)所示，沖擊斷口有明顯的解理臺(tái)階，同時(shí)還可觀察到魚(yú)骨狀花樣以及沿晶斷裂的特征，這與沖擊試驗(yàn)所得沖擊力和沖擊功特征值結(jié)果變化規(guī)律一致，即試樣的沖擊性能明顯降低，是因?yàn)樵跊_擊載荷作用下，裂紋在鐵素體內(nèi)萌生并快速擴(kuò)展，鐵素體相發(fā)生解理斷裂，接著裂紋

圖4　不同熱老化時(shí)長(zhǎng)后試樣沖擊斷口形貌

擴(kuò)展到奧氏體相，奧氏體相被撕裂，最后統(tǒng)一形成宏觀裂紋；熱老化時(shí)長(zhǎng)達(dá)15 000 h時(shí)，如圖4(j)所示，試樣的斷口形貌與熱老化10 000 h后的試樣較為接近，解理特征更加明顯，奧氏體相的撕裂棱特征變化不再明顯，此時(shí)出現(xiàn)熱老化飽和跡象.經(jīng)模擬工況熱老化后的沖擊斷口微觀特征總體表現(xiàn)為由微孔聚集型斷裂逐漸向準(zhǔn)解理和解理斷裂過(guò)渡.

3　結(jié) 論

1) Z3CN20-09M鋼的沖擊力特征值Fm、Fiu和Fgy均隨熱老化時(shí)間的延長(zhǎng)而增大，而Fiu與Fm的差值在不同的熱老化時(shí)間下保持不變.

2) Z3CN20-09M鋼的沖擊功特征值隨著熱老化時(shí)間的延長(zhǎng)而大幅降低，熱老化時(shí)長(zhǎng)超過(guò)10 000 h后沖擊功特征值降低幅度減小.另外，熱老化對(duì)Z3CN20-09M鋼的Wt-Wiu影響不大，其沖擊性能的劣化主要表現(xiàn)為裂紋不穩(wěn)定擴(kuò)展功Wiu的降低.

3) 隨著熱老化時(shí)間的延長(zhǎng)，Z3CN20-09M鋼的斷裂方式由以韌窩為特征的微孔聚集型韌性斷裂逐漸向以撕裂棱和解理臺(tái)階為特征的準(zhǔn)解理斷裂過(guò)渡.

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