1 前言

核電作為清潔、高效、可持續(xù)的新能源，能有效解決煤、石油、天然氣所面臨的不可再生和環(huán)境污染的問(wèn)題，因而在世界范圍內(nèi)得到廣泛的應(yīng)用。當(dāng)今中國(guó)正在大力推進(jìn)核電事業(yè)，截至2013年5月份，中國(guó)在建核電站數(shù)量為28座，占世界在建核電數(shù)量的約40%。

核電站核島內(nèi)的大型容器，如反應(yīng)堆壓力容器、蒸汽發(fā)生器和穩(wěn)壓器等設(shè)備的殼體一般由價(jià)格低廉的低合金鋼制成，而和該容器連接的各種管道大多為耐應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂 （SCC） 性能好的奧氏體不銹鋼，兩者一般需要通過(guò)鎳基合金 （如182/82合金） 焊接在一起，即為異種金屬焊接。主要焊接形式有兩種：對(duì)接焊（圖1） 和J型坡口焊接 （圖2）。異種金屬焊接在輕水堆核電站中的分布[3]如圖3所示。

圖1 噴管和管道異種金屬焊接位置的典型示意圖[2]

焊接材料經(jīng)過(guò)高溫溶解、冷卻、凝固和收縮等過(guò)程，將不可避免地會(huì)引入成分梯度、機(jī)械性能變化和微觀結(jié)構(gòu)缺陷以及殘余應(yīng)力等，這些都會(huì)降低材料的穩(wěn)定性、增加環(huán)境開(kāi)裂的敏感性，從而影響核電站的運(yùn)行安全與使用壽命。

圖2 反應(yīng)堆容器頂部J型坡口焊接示意圖[3]

材料的SCC是一個(gè)很復(fù)雜的過(guò)程，受到不同應(yīng)力水平、水化學(xué)環(huán)境、材料微觀成分和結(jié)構(gòu)交互作用的影響[8]。發(fā)生SCC需要3個(gè)條件：敏感的材料、腐蝕性環(huán)境和拉應(yīng)力。研究表明，無(wú)論是否除氧、溶解氫含量高低、純水或者加藥劑的水、高溫或低溫，在高溫高壓水環(huán)境下，不銹鋼或鎳基合金都會(huì)發(fā)生SCC，而且不存在SCC門檻值。由于核電材料處于復(fù)雜、苛刻的運(yùn)行環(huán)境 （雜質(zhì)離子、溶解氧、高溫和中子輻射等），易發(fā)生應(yīng)力腐蝕，導(dǎo)致核電材料失效，其中焊接接頭對(duì)應(yīng)力腐蝕尤為敏感。世界上已經(jīng)報(bào)道了多起焊接接頭SCC事故，其中2005~2008年上半年期間182/82合金焊接件在一回路水中檢測(cè)出一回路水應(yīng)力腐蝕裂紋情況見(jiàn)表1。一回路主管道焊接接頭出現(xiàn)裂縫導(dǎo)致一回路冷卻劑泄漏，通常為破前漏 （LBB）。在很多情況下，設(shè)備出現(xiàn)裂縫和泄漏需要更換相應(yīng)的組件，將導(dǎo)致反應(yīng)堆長(zhǎng)期停工，帶來(lái)嚴(yán)重的經(jīng)濟(jì)損失。另外，當(dāng)今人們面臨將設(shè)計(jì)壽命為30~40 a的核電站延壽至60 a甚至80 a的艱巨任務(wù)，人們更擔(dān)心焊接接頭是否會(huì)出現(xiàn)沒(méi)有泄露征兆的開(kāi)裂，導(dǎo)致一回路主管道破裂的極端失水事故 （LOCA）。因此，研究異種金屬焊接件應(yīng)力腐蝕裂紋擴(kuò)展行為成為近年來(lái)實(shí)驗(yàn)研究的重點(diǎn)。本文將重點(diǎn)介紹材料、應(yīng)力和環(huán)境等因素對(duì)異種金屬焊接接頭SCC行為的影響。

圖3 182/82焊接合金分布圖[3]

2 材料的影響

對(duì)一回路水中使用的材料要求很高，需要長(zhǎng)期運(yùn)行的熱穩(wěn)定性、合適的抗蠕變強(qiáng)度、完善的金屬加工和焊接技術(shù)[17]。在早期的壓水堆核電站設(shè)計(jì)中，常選用182/82鎳基合金將碳鋼組件和不銹鋼管焊接在一起，但在核電運(yùn)行中出現(xiàn)多起異種金屬焊接一回路水應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂 （PWSCC） 事件。近年來(lái)，選用Cr含量更高的152/52合金 （含Cr約30%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)） 作為182/82合金的替代材料。材料的化學(xué)成分、制備過(guò)程和熱處理工藝影響其微觀結(jié)構(gòu)的形成，從而影響材料在一回路水中SCC的敏感性。

圖4 退火態(tài) （或焊后） 材料SCC沿晶開(kāi)裂形貌

2.1 成分的影響

材料成分對(duì)SCC行為影響的研究主要集中在Cr含量上，因?yàn)镃r含量是合金表面能否形成穩(wěn)定、致密的保護(hù)性氧化膜的關(guān)鍵因素。眾多研究表明，隨著Cr含量的增加，焊接材料抗應(yīng)力腐蝕的能力增強(qiáng)。Young等研究各種焊接填充材料發(fā)現(xiàn)，當(dāng)晶間的Cr含量達(dá)到約21%時(shí)，裂紋擴(kuò)展速率急劇下降。然而，當(dāng)晶間Cr含量在21%~29%時(shí)，焊接金屬材料對(duì)PWSCC的抵抗性能相近。Szklarska Smialo-wska等指出，Cr含量低將導(dǎo)致氧化膜更疏松、保護(hù)性更低。Huang等研究52-A508和82-A508焊接接頭的SCC行為時(shí)發(fā)現(xiàn)，在恒應(yīng)力強(qiáng)度因子 K條件下，裂紋從鎳基合金向低合金鋼擴(kuò)展至接近融合線時(shí)，疲勞裂紋擴(kuò)展速率更大，并指出可能是由于稀釋效應(yīng)使融合線附近Cr和Ni含量減小導(dǎo)致。

表1 2005年至2008年上半年在反應(yīng)堆一回路循環(huán)冷卻水中， 182/82合金對(duì)接焊焊件檢測(cè)出裂紋情況[16]

微量元素也在一定程度上影響SCC行為。Huang等[21,22]指出S在鎳基合金中的溶解度大，在足夠高的溫度下，S可以從A508基體擴(kuò)散至稀釋區(qū)的晶界處，降低52-A508焊接接頭晶界強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕能力。Ozawa等報(bào)道了基體金屬 （Inconel 600） 加入Nb后試樣SCC裂紋擴(kuò)展速率明顯降低，且隨Nb含量增大而下降越大，但是對(duì)于182焊接合金則沒(méi)影響。對(duì)于其他合金成分 （如Si，P和Mn等） 對(duì)焊接材料應(yīng)力腐蝕的影響則鮮有報(bào)道。

2.2 微觀結(jié)構(gòu)的影響

核電安全端在進(jìn)行異種金屬焊接時(shí)，焊接材料經(jīng)融化后形核再結(jié)晶生長(zhǎng)，使得焊接界面附近的微觀結(jié)構(gòu)很復(fù)雜，沿著焊道可以觀察到明顯的柱狀樹(shù)枝晶。在一回路水環(huán)境下，焊接材料和基體材料SCC一般均為沿晶開(kāi)裂，但形貌有較大差別，如圖4所示[8]。在焊接界面附近存在一個(gè)成分變化梯度較大的過(guò)渡區(qū)[5,6]，具有很高的SCC敏感性。Lee等[24]研究表明，敏感性很大程度上取決于晶界分布特點(diǎn)和原子結(jié)構(gòu)，低能晶界 （如低 Σ重位點(diǎn)陣晶界） 表現(xiàn)出抑制碳化物沉積和抵抗沿晶應(yīng)力腐蝕的特性。Hou等[25]對(duì)182-A533B異種金屬焊接進(jìn)行帶縫隙的彎曲橫梁 （CBB） 實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)融合線附近出現(xiàn)I型和II型晶界，且都是大角度晶界，最高的殘余應(yīng)力和硬度區(qū)域存在于融合線和II型晶界之間較窄的范圍內(nèi)。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，I型和II型晶界比融合線更容易發(fā)生SCC，在融合線附近，I型、II型晶界引導(dǎo)裂紋往融合線處生長(zhǎng)，如圖5所示。裂紋長(zhǎng)至融合線處，在裂尖處通過(guò)點(diǎn)蝕出現(xiàn)鈍化的現(xiàn)象，這主要是由于低合金鋼在高溫含氧水中快速氧化導(dǎo)致的，表明融合線是裂紋生長(zhǎng)的障礙。Chung等[5]也發(fā)現(xiàn)焊接界面附近含有II型晶界，且II型晶界易導(dǎo)致沿晶SCC；明顯的減弱了材料在沸水堆 （BWR） 冷卻水環(huán)境下對(duì)SCC的抵抗性。

焊縫過(guò)渡區(qū)還具有復(fù)雜的金相組織結(jié)構(gòu)，Chung等[5]對(duì)52-A508焊接合金進(jìn)行了研究，表明在融合線附近觀察到近2 mm的過(guò)渡區(qū)，包括沿著焊接表面有10~20 μm的馬氏體層；此外，A508基體主要由馬氏體和鐵素體組成，而其熱影響區(qū)主要由貝氏體和鐵素體組成。Peng等[26]研究發(fā)現(xiàn)182焊接合金沿融合線越近硬度值越高，此外在焊接稀釋區(qū)約有0.1 mm寬的高硬度區(qū)域，這是由高殘余應(yīng)力以及Fe和C從低合金鋼中擴(kuò)散至182焊接合金引起馬氏體相變共同導(dǎo)致的。在高硬度區(qū)，隨著離融合線的距離減小，硬度迅速增加可以引起裂紋向融合線擴(kuò)展時(shí)速率減慢。

圖5 SCC裂紋到達(dá)融合線之前沿I型和II型晶界生長(zhǎng)和裂紋生長(zhǎng)至融合線處的SEM像[25]

另外，焊接接頭裂紋生長(zhǎng)方向與材料微觀結(jié)構(gòu)的關(guān)系也將影響到裂紋擴(kuò)展速率的大小。White等[27]研究發(fā)現(xiàn)，裂紋沿著在晶粒生長(zhǎng)方向的高能晶界生長(zhǎng)時(shí)，裂紋擴(kuò)展速率最大；裂紋沿著垂直于晶粒生長(zhǎng)方向但平行于焊接方向的高能晶界生長(zhǎng)時(shí)，裂紋擴(kuò)展速率次之；裂紋垂直于高能晶界 （如垂直于柱狀枝晶） 生長(zhǎng)時(shí)，裂紋擴(kuò)展速率明顯減慢。

2.3 焊后熱處理的影響

異種金屬焊接后會(huì)出現(xiàn)很高的殘余應(yīng)力，甚至導(dǎo)致組件經(jīng)過(guò)短期的運(yùn)行后出現(xiàn)裂紋。因此通常會(huì)對(duì)焊接接頭進(jìn)行焊后熱處理[5]，從而改變碳化物分布，降低局部應(yīng)變、殘余應(yīng)力和熱影響區(qū)的SCC敏感性。

據(jù)Bruemmer等[28]報(bào)道，碳化物起到位錯(cuò)源的作用，導(dǎo)致塑性應(yīng)變，從而引起裂尖鈍化，減小一回路水SCC敏感性。Guerre等[29]研究182焊接合金時(shí)，發(fā)現(xiàn)在經(jīng)過(guò)600 ℃/7 h焊后熱處理的材料中存在Cr23C6，而在未經(jīng)焊后熱處理的材料中則不存在。并指出焊后熱處理可以極大地降低焊料對(duì)SCC裂紋擴(kuò)展的敏感性，焊后熱處理的效果取決于Cr含量、C含量和焊接程序。Huang等[21,22]研究52-A508和82-A508焊接接頭時(shí)發(fā)現(xiàn)，未經(jīng)熱處理時(shí)，碳化物在晶界處呈半連續(xù)狀態(tài)；經(jīng)621 ℃/24 h熱處理后碳化物在晶界處呈連續(xù)密集分布；經(jīng)過(guò)621 ℃/8 h+400 ℃/200 h熱處理后，碳化物同時(shí)也在樹(shù)枝晶界處密集地分布；晶界處Cr的碳化物隨著621 ℃熱處理時(shí)間的延長(zhǎng)而越加密集。此外，未經(jīng)熱處理材料的最高硬度值出現(xiàn)在融合線附近；而經(jīng)過(guò)焊后熱處理后，最高硬度值出現(xiàn)在融合線上，硬度峰值位置的轉(zhuǎn)移與焊后熱處理馬氏體和貝氏體轉(zhuǎn)變有關(guān)。他們還發(fā)現(xiàn)，不同的焊后熱處理對(duì)異種金屬焊接接頭SCC裂紋擴(kuò)展速率的影響有較大差別，經(jīng)621 ℃/24 h熱處理后材料裂紋擴(kuò)展速率大于未經(jīng)熱處理的材料，而經(jīng)621 ℃/8 h+400 ℃/200 h熱處理后材料比未經(jīng)熱處理的材料抵抗裂紋擴(kuò)展速率的性能要好。如：當(dāng)應(yīng)力強(qiáng)度因子為 16MPam時(shí)，52-A508F2焊接接頭經(jīng)621 ℃/24 h熱處理后的裂紋擴(kuò)展速率是經(jīng)621 ℃/8 h+400 ℃/200 h熱處理后的29倍；當(dāng)應(yīng)力強(qiáng)度因子為 14.8MPam時(shí)，82-A508F2焊接接頭經(jīng)621 ℃/24 h熱處理后的裂紋擴(kuò)展速率是621 ℃/8 h+400 ℃/200 h熱處理后的11.6倍。Yeh等[30]研究304L-82焊接接頭時(shí)也發(fā)現(xiàn)，650 ℃/24 h焊后熱處理很大程度上改變了材料的力學(xué)性能，使應(yīng)力腐蝕敏感性更大。Huang等[31]還發(fā)現(xiàn)，雖然82焊接合金Cr含量遠(yuǎn)低于52焊接合金，但經(jīng)過(guò)621 ℃/24 h熱處理后，82-A508F2合金的裂紋擴(kuò)展速率卻低于52-A508F2的。用能量色散X射線光譜儀 （EDX） 橫穿晶界分析得到，經(jīng)621 ℃/24 h焊后熱處理后52-A508F2晶界附近出現(xiàn)輕微的貧鉻區(qū)，這可能對(duì)稀釋區(qū)的應(yīng)力腐蝕裂紋擴(kuò)展速率產(chǎn)生較大影響。不過(guò)，經(jīng)過(guò)621 ℃/8 h+400 ℃/200 h熱處理后，82-A508F2合金的裂紋擴(kuò)展速率高于52-A508F2合金的。

2.4 不同材料SCC裂紋擴(kuò)展速率對(duì)比

不同焊接合金因成分不同而對(duì)SCC敏感性差別較大，但其因同一因素 （如溫度、腐蝕電化學(xué)電位，SO42^-，Cl^-，冷加工，敏化處理和應(yīng)力強(qiáng)度因子等） 改變而引起的變化趨勢(shì)較為相近。據(jù)Ozawa等[23]報(bào)道，在未加H的高溫水環(huán)境下，改變應(yīng)力強(qiáng)度因子 K，182合金的裂紋擴(kuò)展速率約為82合金的5倍 （ K=~ 15MPam時(shí)）~100倍 （ K=31~ 45MPam）。White等[27]的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)表明，相同條件下182焊接合金的裂紋擴(kuò)展速率大約是82焊接合金裂紋擴(kuò)展速率的2.6倍。Saito等[32]報(bào)道表明，82焊接合金晶界Cr含量高于182焊接合金晶界上的可能是導(dǎo)致上述差異的原因。Alexandreanu等[33,34]研究發(fā)現(xiàn)，在模擬壓水堆 （PWR） 水環(huán)境下 （含2 mg/L H2） 應(yīng)力強(qiáng)度因子約為 30MPam時(shí)，152焊接合金典型的裂紋擴(kuò)展速率約為10-11 m/s，比182焊接合金低一個(gè)數(shù)量級(jí)；White等[27]指出，當(dāng)應(yīng)力強(qiáng)度因子 K＞ 20MPam時(shí)，182焊接合金的裂紋擴(kuò)展速率曲線與600合金鍛造材料裂紋擴(kuò)展速率曲線平行，數(shù)值大約是其4倍。據(jù)Seifert等[35]報(bào)道，雖然182焊接合金在高溫時(shí)比600合金和不銹鋼具有更高的屈服強(qiáng)度，并且有很高的殘余應(yīng)力和復(fù)雜的晶界成分，使其對(duì)應(yīng)力腐蝕敏感性更大，在低溫時(shí)裂紋快速增殖，但是182焊接合金的裂紋擴(kuò)展行為受各種實(shí)驗(yàn)參數(shù)的影響同600合金或不銹鋼相類似。

3 應(yīng)力的影響

核電站組件在運(yùn)行的過(guò)程中將受到殘余應(yīng)力、工作應(yīng)力和裝配應(yīng)力等的共同作用，促使材料在一回路水中發(fā)生SCC開(kāi)裂。焊接會(huì)產(chǎn)生很高的殘余環(huán)向應(yīng)力，促進(jìn)強(qiáng)度較低的管嘴材料發(fā)生軸向PWSCC裂紋萌生和擴(kuò)展。此外，安裝前的表面機(jī)械加工將產(chǎn)生薄的、劇烈的表面變形層，增加了材料表層的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，并產(chǎn)生很高的殘余應(yīng)力。實(shí)驗(yàn)中通過(guò)模擬一回路水環(huán)境，改變材料的加載方式和改變 K的大小來(lái)研究應(yīng)力對(duì)SCC行為的影響。

3.1 殘余應(yīng)力的影響

異種金屬焊接一般用于PWR核反應(yīng)堆一回路水中，在焊接過(guò)程中出現(xiàn)異?；蛘呶唇?jīng)過(guò)充分焊后熱處理時(shí)，接頭內(nèi)會(huì)形成很高的殘余應(yīng)力，從而引起PWSCC。焊接殘余應(yīng)力是裂紋生長(zhǎng)的主要驅(qū)動(dòng)力，了解異種金屬焊接的殘余應(yīng)力對(duì)評(píng)價(jià)組件的PWSCC敏感性具有很重要的作用。大量研究通過(guò)采用有限元模擬[36]-[38]或鉆孔法[7]和分切法[2]等來(lái)獲得焊接材料殘余應(yīng)力分布情況。Huang等[20,31]研究發(fā)現(xiàn)，雖然621 ℃/24 h焊后熱處理使得接頭殘余應(yīng)力減小很多，但在高溫水環(huán)境下，材料和環(huán)境的交互作用對(duì)裂紋擴(kuò)展速率的影響是最主要的，殘余應(yīng)力對(duì)SCC裂紋擴(kuò)展速率的影響較材料Cr含量影響小，但對(duì)空氣中疲勞裂紋擴(kuò)展速率影響很大。52-A 508F2合金在300 ℃空氣中的疲勞裂紋擴(kuò)展速率和焊接接頭殘余應(yīng)力分布緊密相關(guān)。

3.2 加載方式的影響

試樣加載的波形、應(yīng)力比、頻率和時(shí)間對(duì)裂紋擴(kuò)展的方式和速率均有顯著的影響[39]。近十幾年來(lái)，有大量實(shí)驗(yàn)[35,40]-[44]研究緊湊拉伸試樣 （CT樣） 在模擬一回路水環(huán)境中裂紋擴(kuò)展速率變化規(guī)律。在實(shí)驗(yàn)初期加載三角波預(yù)制腐蝕疲勞裂紋，裂紋生長(zhǎng)迅速，且呈穿晶斷裂；之后改加載波形為梯形波或恒載荷，裂紋繼續(xù)向前擴(kuò)展，但擴(kuò)展速度顯著降低，裂紋呈沿晶斷裂。Alexandreanu等[33,45]研究發(fā)現(xiàn)當(dāng)應(yīng)力比 R （所加最小載荷和最大載荷的比值） 較小，頻率很大時(shí)，機(jī)械疲勞占主要因素，在PWR水環(huán)境中的裂紋擴(kuò)展速率和空氣中的裂紋擴(kuò)展速率相近，斷口呈穿晶斷裂形貌。改變加載方式，如應(yīng)力比 R增大，頻率變小時(shí)，穿晶斷裂可以轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐嗔?，測(cè)得PWR水環(huán)境中裂紋擴(kuò)展速率比空氣中的裂紋擴(kuò)展速率要大。

3.3 應(yīng)力強(qiáng)度因子的影響

給試樣施加的應(yīng)力越大，裂尖位置的應(yīng)力強(qiáng)度因子越大。眾多研究表明，焊接材料[20,22,23,27]和基體材料[10,46,47]的SCC裂紋擴(kuò)展速率都隨 K的增大而增大。White等[27]總結(jié)了在溫度為325 ℃，模擬PWR一回路水環(huán)境下182焊接合金裂紋擴(kuò)展速率和 K的關(guān)系，得出裂紋擴(kuò)展速率滿足：

4 水化學(xué)環(huán)境的影響

據(jù)Rebak[1]報(bào)道，當(dāng)今世界上運(yùn)行的核電站中有超過(guò)82%的堆型是輕水冷卻堆型，包括272座PWR和84座BWR。兩者一回路水環(huán)境的區(qū)別[10,48]如下：（1） 溫度：大部分BWR結(jié)構(gòu)材料工作溫度為274 ℃，而PWR為288~343 ℃；（2） pH值：BWR為5.6，PWR通過(guò)加入H3BO3和LiOH調(diào)節(jié)pH值至約7.2；（3） 溶解氫：大部分美國(guó)的BWR為~0.04 mg/L，PWR為~3 mg/L。在這些不同的影響因素中，對(duì)不銹鋼來(lái)說(shuō)溫度的影響最為重要，對(duì)于鎳基合金來(lái)說(shuō)溫度和溶解氫含量都特別重要，而pH值對(duì)不銹鋼和鎳基合金的影響都很小。一回路水具有高溫高壓，并且還含有少量溶解氧、SO42^-和Cl^-等雜質(zhì)的特點(diǎn)，使得反應(yīng)堆組件，尤其是異種金屬焊接部分具有很高的PWSCC敏感性。Andresen總結(jié)發(fā)現(xiàn)結(jié)構(gòu)材料在不同的狀態(tài)下 （退火、焊接、敏化或冷加工） 和不同的水環(huán)境下 （BWR或PWR），對(duì)同種影響因素有相同的關(guān)聯(lián)性并呈現(xiàn)連續(xù)性變化。

圖6 300 ℃時(shí)Ni-H2O的Pourbaix圖[53]

4.1 溫度的影響

在眾多環(huán)境影響因素中，溫度對(duì)核電材料PWSCC裂紋萌生和擴(kuò)展的影響最為突出，溫度越高，材料SCC敏感性越大，裂紋擴(kuò)展速率越大。Alexandreanu等[33,34]發(fā)現(xiàn)，當(dāng)溫度從320 ℃降到300 ℃時(shí)，152焊接合金的裂紋擴(kuò)展速率降低到原來(lái)的約1/4；同樣182焊接合金的裂紋擴(kuò)展速率也隨溫度的降低而減小；Stjarnsater等[49]研究了不銹鋼和鎳基合金緊湊拉伸試樣在溶解氧為0.5 mg/L的高純水中，不同溫度下 （100~288 ℃） 的裂紋擴(kuò)展速率，發(fā)現(xiàn)不銹鋼裂紋擴(kuò)展速率隨溫度的增高而單調(diào)增加，而182合金在這個(gè)溫度區(qū)間裂紋擴(kuò)展速率隨溫度變化規(guī)律不明顯。

正如很多溫度影響的反應(yīng)過(guò)程一樣，PWSCC的裂紋擴(kuò)展速率和溫度的關(guān)系也可以用Arrhenius方程來(lái)表示：

其中， dadt為裂紋擴(kuò)展速率， Q為裂紋擴(kuò)展的激活能， R為理想氣體常數(shù)， T為溫度 （K）， C為常量。

4.2 溶解氫和溶解氧的影響

O2具有很強(qiáng)的氧化性，將很大程度增強(qiáng)材料的SCC敏感性；H2是還原性氣體，能有效的降低材料的腐蝕電化學(xué)電位[51]，從而使材料不易發(fā)生SCC。在PWR核電站正常運(yùn)行期間通常會(huì)向一回路水中通H2，達(dá)到除氧和降低一回路組件的腐蝕電化學(xué)電位的目的。

Paraventi等[11]指出對(duì)于182/82焊接合金，在含氫量為2.321 mg/L時(shí)SCC裂紋擴(kuò)展速率是含氫量為4.465 mg/L時(shí)的2~3倍。Lima等[52]也報(bào)道了類似的結(jié)果，含2.232 mg/L H2時(shí)182焊接合金的裂紋擴(kuò)展速率是含4.465 mg/L H2時(shí)的3倍，并指出高氫含量時(shí)氧化物顆粒尺寸更小，氧化物密度大，使氧化膜更穩(wěn)定，更具有保護(hù)性。Huang等]研究52-A508F2焊接接頭時(shí)發(fā)現(xiàn)，溶解氧為7~8 mg/L時(shí)裂紋擴(kuò)展速率為1.01×10-7 mm/s；通入H2后 （＜0.01 mg/L O2，0.05 mg/L H2） 裂紋擴(kuò)展速率降低至5×10-9 mm/s，約為原來(lái)的0.05倍。Peng等研究182-A533焊接接頭時(shí)發(fā)現(xiàn)，加氫使裂紋擴(kuò)展速率減慢，甚至停止；除氫后，通過(guò)增加SO42^-濃度重新激活了裂紋擴(kuò)展；而當(dāng)再次通入0.1 mg/L的H2時(shí)，裂紋又停止生長(zhǎng)。

Andresen等[53]指出對(duì)于鎳基合金，試樣SCC裂紋擴(kuò)展速率隨溶解氫含量增加會(huì)出現(xiàn)一個(gè)峰值。因?yàn)?，?dāng)改變?nèi)芙鈿浜繒r(shí)，材料腐蝕電化學(xué)電位值將產(chǎn)生很大變化，如Ni-H2O Pourbaix圖 （圖6） 所示，當(dāng)溶解氫含量使電位接近發(fā)生Ni/NiO轉(zhuǎn)變的對(duì)應(yīng)電位時(shí)，鎳基合金處于不穩(wěn)定狀態(tài)，裂紋擴(kuò)展速率增大，較高或較低的溶解氫含量都將降低裂紋擴(kuò)展速率。通過(guò)大量實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)總結(jié)得來(lái)的氫溶解度和裂紋擴(kuò)展速率的關(guān)系如圖7所示，其中182/82焊接合金裂紋擴(kuò)展速率峰值和最小值可以相差近8倍。在PWR實(shí)際運(yùn)行條件下，材料應(yīng)當(dāng)處在Ni/NiO相界金屬Ni一側(cè)。為了減小材料的SCC，最好的選擇就是加大或降低溶解氫含量，使腐蝕電化學(xué)電位偏離發(fā)生Ni/NiO轉(zhuǎn)變的對(duì)應(yīng)電位。

4.3 Cl^-濃度的影響

Andresen等[53]指出SCC可能受到溶液中特殊雜質(zhì)離子的影響 （如Cl^-和SO42^-等）。當(dāng)雜質(zhì)離子濃度很低時(shí) （在除氧水中），對(duì)鎳基合金和不銹鋼試樣裂紋擴(kuò)展速率影響很??；但是當(dāng)濃度達(dá)到0.05~0.1 mg/L時(shí)，會(huì)產(chǎn)生顯著的影響。而對(duì)于低合金鋼而言，極低濃度的Cl^- （~0.005 mg/L） 就會(huì)較大程度的增加裂紋擴(kuò)展速率。

Seifert等研究了182-SA 508 Cl.2焊接接頭在模擬BWR環(huán)境時(shí)的裂紋擴(kuò)展行為，發(fā)現(xiàn)在含0.05 mg/L Cl^-或者0.03 mg/L SO42^-的含氧高溫水中，材料的SCC裂紋擴(kuò)展速率比純水中高5~10倍。在純水或含SO42^-的溶解氧高溫水中，不論是恒載荷或者是周期性卸載條件下，在SCC敏感性高的182焊接合金中裂紋沿枝晶間生長(zhǎng)至融合線時(shí)，都出現(xiàn)裂紋生長(zhǎng)終止現(xiàn)象，融合線區(qū)域?qū)α鸭y生長(zhǎng)有很大的阻礙作用。但是在含Cl^-的高溫水中，裂紋可以輕松的穿過(guò)融合線，并以穿晶的方式快速擴(kuò)展進(jìn)入低合金鋼的熱影響區(qū)和基體。

圖7 溶解氫對(duì)鎳基合金在高溫水中裂紋擴(kuò)展速率的影響

4.4 SO42^-濃度的影響

Li等研究了A508-309L/308L焊接接頭，發(fā)現(xiàn)在水中加入SO42^-可減小裂紋開(kāi)裂所需最小電位，同時(shí)增加裂紋擴(kuò)展速率，從而增加過(guò)渡區(qū)SCC敏感性。Andresen等也報(bào)道了高溫純水環(huán)境中加入0.5 mg/L的SO42^-就足夠?qū)е翧533B鋼具有很高的裂紋擴(kuò)展速率。Peng等研究182-A533焊接接頭裂紋擴(kuò)展時(shí)發(fā)現(xiàn)，在970 h時(shí)， K為 30MPam，0.25 mg/L O₂條件下出現(xiàn)裂紋停止生長(zhǎng)的現(xiàn)象，加SO42^-至0.05 mg/L可使裂紋重新生長(zhǎng)，速率約為7.3×10-8 mm/s。

4.5 BO33^-和Li⁺濃度的影響

一回路水中常加入H₃BO₃作為中子吸收劑，同時(shí)加入LiOH作為pH調(diào)節(jié)劑，使pH值偏堿性，從而有利于提高金屬的穩(wěn)定性。Andresen等研究發(fā)現(xiàn)，在除氧的高溫高壓水中用樹(shù)脂除去水中的BO₃^3-和Li⁺前后，試樣的裂紋擴(kuò)展速率基本不變，BO₃^3-和Li⁺濃度對(duì)不銹鋼和鎳基合金的應(yīng)力腐蝕裂紋擴(kuò)展行為影響很小。

5 裂紋擴(kuò)展速率方程

White等[27]分析和總結(jié)了大量關(guān)于182/82焊接合金在模擬PWR一回路水中裂紋擴(kuò)展速率實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，考慮溫度、材料、裂紋擴(kuò)展方向和裂尖應(yīng)力強(qiáng)度因子的作用，提出了焊接合金的裂紋擴(kuò)展速率經(jīng)驗(yàn)方程如下：

（3）a˙=exp-QgR1T-1TrefafalloyforientKβ

其中， a˙為裂紋擴(kuò)展速率 （m/s）； Qg為裂紋擴(kuò)展的熱激活能 （130 kJ/mol）； R為理想氣體常數(shù) （8.314×10-3 kJ/molK）； T為裂紋所在位置的溫度 （K）； Tref為參考溫度 （598.15 K）； a為冪律常數(shù) （325 ℃時(shí)取1.52×10-12）；182焊接合金 falloy取1.0，82焊接合金 falloy取0.385； forient一般為1.0，當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向垂直于枝晶凝固方向時(shí)取0.5； K為裂尖應(yīng)力強(qiáng)度因子 （ MPam）； β為指數(shù) （取1.6）。

6 總結(jié)與展望

過(guò)去的幾十年里，針對(duì)材料、應(yīng)力和環(huán)境等不同的影響因素對(duì)焊接材料裂紋擴(kuò)展速率影響已有大量的研究，也發(fā)現(xiàn)一定的規(guī)律，但仍然存在如下問(wèn)題：

（1） 不同焊后熱處理可促進(jìn)或抑制材料的應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂行為，焊后熱處理對(duì)材料微觀結(jié)構(gòu)和成分分布的影響有待進(jìn)一步研究；

（2） 當(dāng)前實(shí)驗(yàn)應(yīng)力強(qiáng)度因子主要在 25~55MPam條件下進(jìn)行，對(duì)低應(yīng)力強(qiáng)度因子的研究較少；另外由于在某些情況下[35]，在異種金屬焊接表面的應(yīng)力強(qiáng)度因子將達(dá)到很大的值，實(shí)驗(yàn)研究應(yīng)該包含應(yīng)力強(qiáng)度因子為 50~70MPam范圍，這需要用更大的試樣來(lái)實(shí)驗(yàn)。

（3） 加Zn2⁺水化學(xué)[56]-[58]可以增強(qiáng)材料抵抗SCC能力，已經(jīng)應(yīng)用于輕水堆一回路水環(huán)境中，但加Zn2⁺水化學(xué)對(duì)裂紋擴(kuò)展速率的影響卻未見(jiàn)報(bào)道，有待研究。

（4） 由于裂尖與周圍水環(huán)境物質(zhì)交換緩慢，因而裂尖的水化學(xué)相對(duì)周圍水環(huán)境可能有較大的不同，需要使用或研制新型檢測(cè)手段，檢測(cè)裂尖的水化學(xué)。

（5） 需要用新的方法，如：納米二次離子質(zhì)譜儀 （nano-SIMS）、高分辨率透射電鏡 （HRTEM） 、場(chǎng)發(fā)射式掃描電子顯微鏡 （FEG-SEM） 和電子背散射衍射 （EBSD） 等，對(duì)焊接接頭和裂縫的微觀結(jié)構(gòu)和成分進(jìn)行深入分析來(lái)加深對(duì)應(yīng)力腐蝕機(jī)制的理解，從而獲得預(yù)測(cè)材料SCC敏感性的模型。

（6） 研究中得到的一些關(guān)于不同影響因素對(duì)裂紋擴(kuò)展速率作用的經(jīng)驗(yàn)公式，需要通過(guò)對(duì)不同焊接條件和不同的異質(zhì)焊接材料測(cè)試來(lái)進(jìn)一步驗(yàn)證。