高溫蒸汽環(huán)境對電站鍋爐管材料應力腐蝕裂紋擴展影響研究-碩士學位論文

1、<p><b>　　碩士學位論文</b></p><p>　　高溫蒸汽環(huán)境對電站鍋爐管材料應力腐蝕裂紋擴展影響研究</p><p>　　The Role of High Temperature Steam on SCC Crack Growth Rate of Boiler Tube Material in Power Plant</p>&l

2、t;p><b>　　年 月</b></p><p><b>　　碩士學位論文</b></p><p>　　高溫蒸汽環(huán)境對電站鍋爐管材料應力腐蝕裂紋擴展影響研究</p><p><b>　　摘 要 </b></p><p>　　金屬材料高溫下的性能是限制先進超（超）

3、臨界機組發(fā)展的關鍵問題，其中鍋爐管材料在極端高溫高壓超臨界水環(huán)境中的應力腐蝕開裂問題尤為關鍵。在極端惡劣工況下，一旦結構材料發(fā)生開裂問題就會導致嚴重的安全事故，直接影響發(fā)電機組的安全可靠運行。因此，著手研究鍋爐管材料在高溫蒸汽環(huán)境下應力腐蝕裂紋裂紋擴展的影響機理十分必要。</p><p>　　論文對鎳基合金Inconel 625在700℃、725℃、750℃下，溶氧量0~8000ppb高溫蒸汽環(huán)境進行了兩組應力腐

4、蝕裂紋擴展試驗研究，采用恒應力強度因子力學加載，并利用直流電位降法（DCPD）對開裂速率進行在線監(jiān)測。實驗結束后將試樣拉斷，利用掃描電鏡SEM觀察斷口微觀形貌。實驗結果表明，鎳基合金Inconel 625 試樣斷口均呈現(xiàn)出典型沿晶應力腐蝕開裂形貌。溫度升高、溶解氧含量增大均加速了裂紋擴展的進程，溶氧量小于4000ppb時，裂紋擴展速率變化較為緩慢；當溶氧量從4000ppb增加到8000ppb時，裂紋擴展速率急速上升。高溫蒸汽中試樣的裂紋

5、擴展速率略高于高溫空氣，并且在溫度越高的情況下，蒸汽環(huán)境相比于空氣環(huán)境中裂紋擴展速率的倍數(shù)越小。</p><p>　　在裂尖應變理論基礎上，以高溫氧化作為裂紋擴展的控制因素之一，對鎳基合金Inconel 625裂紋CGR進行模型推導，分析了不同模型中材料裂尖應變的敏感度。并在700℃、750℃空氣、蒸汽條件下，對材料裂紋擴展速率進行計算。發(fā)現(xiàn)溫度和介質環(huán)境均加速了裂紋擴展的進程。同時，將實驗結果與理論計算結果對比

6、分析，發(fā)現(xiàn)基于GZH模型下實驗數(shù)據(jù)點很好地貼合理論曲線，并且不同的溫度條件下，同種材料裂紋尖端處的特征長度r0均存在不同的最佳值。</p><p>　　關鍵詞：鍋爐管材料；高溫蒸汽；裂紋擴展速率；應力腐蝕開裂研究</p><p><b>　　Abstract</b></p><p>　　High temperature performance

7、of metal materials is the primary problem of the development of advanced ultra-supercritical units. And stress corrosion cracking(SCC) of boiler piping materials operating in supercritical water environment is especially

8、 critical. The structural material cracking problem can lead to serious safety accidents under extremely atrocious conditions, which directly affect the safe and reliable operation of the generator unit. Therefore, it is

9、 necessary to study stress corr</p><p>　　In this paper, a SCC crack growth rate test on a compact tension specimen of nickel based alloy Inconel 625 was conducted in high temperature steam at 700℃, 725℃, 750

10、℃, respectively. The dissolved oxygen content was controlled at 0~8000ppb. The crack growth rate during the test was measured using direct current potential drop (DCPD) technique. After the test, specimen were snapped an

11、d observed by scanning electron microscope(SEM). The results showed the fractures of all specimens presented typic</p><p>　　At the crack tip strain theory, based on the high temperature oxidation, as one of

12、the control factors of crack propagation, the nickel base alloy Inconel 625 crack growth rate model was derived, analyzed the sensitivity of the crack tip strain of material in different models. The crack growth rate at

13、700 ℃and 750 ℃was calculated for the materials under the condition of air and steam, the results showed that both temperature and steam environment accelerated the process of crack propagation. Mea</p><p>　　

14、Keywords: boiler tube material，high temperature steam，crack growth rater，stress corrosion cracking studies</p><p><b>　　第1章 緒 論</b></p><p><b>　　1.1 研究背景</b></p>&l

15、t;p>　　在全球工業(yè)發(fā)展新浪潮的快速推進環(huán)境下，人們對能源的需求驟然增加。21世紀以來，風能、太陽能、生物質能、核能等新能源技術得到很大改進，但仍存在一定的技術問題，新能源技術的發(fā)電總量遠遠不能滿足我國對電力的需求。有關統(tǒng)計表明，截至2014年底，我國的發(fā)電裝機容量13.6億千瓦，同比增長8.7%[1]。其中，我國發(fā)電裝機容量中火電為9.15億千瓦(含煤電8.25億千瓦、氣電0.55億千瓦)，占全部裝機容量的67.4%，比201

16、3年降低1.7個百分點[2]。燃煤發(fā)電在未來很長時間以內依舊是我國電力供給的主要路徑。但是燃煤發(fā)電帶來的環(huán)境問題不容忽視，大量CO2的排放成為全球變暖的關鍵因素，以及SO2、粉塵對人體健康造成了嚴重的影響等等。國民經濟的發(fā)展與資源環(huán)境之間的矛盾愈發(fā)突出，如何實現(xiàn)燃煤電站節(jié)能降耗具有舉足輕重的現(xiàn)實意義。</p><p>　　對于火力發(fā)電廠，當作為傳熱價值的水的溫度大于373℃、壓力大于其超臨界點壓力，即壓力大于22

17、.115MPa,稱為超臨界機組；而對于壓力大于27MPa的機組一般稱為超（超）臨界機組。而700℃超（超）臨界機組的主蒸汽溫度≥700℃，壓力≥35MPa，是新一代超（超）臨界發(fā)電技術。該技術可以將機組的發(fā)電凈效率提高到大于或等于46%，同時減少CO2等污染物的排放。表1-1為火電機組蒸汽參數(shù)與供電煤耗、電站熱效率之間的理論計算值[3]，由表可知對于火電機組，蒸汽參數(shù)越高，再熱次數(shù)越多，給水溫度越高，則效率越高，供電煤耗越低。故當下在我

18、國大力發(fā)展700℃超超臨界發(fā)電技術意義重大，投運超超臨界機組是我國火電發(fā)展的唯一方向，是我國火電穩(wěn)步改革的必經之路。</p><p>　　表1-1 機組蒸汽參數(shù)與供電煤耗、電站熱效率之間理論計算值[3] </p><p>　　1.1.1 先進超超臨界機組發(fā)展</p><p>　　先進超超臨界機組相比于超臨界機組，具備更高的熱經濟性。但是溫度、壓力的大幅提高就要求材料

19、具有更強的抗氧化、抗疲勞等性能以及更好的蠕變特性，因此，發(fā)展超超臨界700℃燃煤發(fā)電技術的關鍵基礎就是提高高溫材料的性能。歐洲、日本和美國在上世紀90年代末就相繼提出了研究先進超超臨界燃煤電站的計劃。而我國在2011年6月，正式啟動了超超臨界700℃燃煤發(fā)電技術的研究計劃。歐盟AD700計劃自1998年正式啟動至今，已經經歷了17年。目標是開發(fā)出凈效率高達52%的700℃先進超超臨界發(fā)電機組[4]。日本政府2008年提出Cool Ear

20、th Program 9年計劃。目標是年后A-USC使用參數(shù)高達650MW,發(fā)電效率高達46%水平。美國先進超超臨界研發(fā)A-USC15年計劃于2001年正式啟動，該計劃由美國政府和企業(yè)界合作開展。目標是開發(fā)760℃超超臨界發(fā)電機組。</p><p>　　國內對先進超超臨界燃煤發(fā)電機組的研究起步較晚。國家能源局于2010年7月，組織成立國家700℃超超臨界燃煤發(fā)電技術創(chuàng)新聯(lián)盟。在高溫材料開發(fā)研究方面，我國已取得一些

21、進展。中國鋼鐵研究總院月2012年6月啟動了“先進超超臨界火電機組關鍵鍋爐管開發(fā)”863課題[5]。主要目的是研發(fā)600~700℃超超臨界鍋爐大口徑管材料：P92、CCA617、G115等，以及過/再熱器小口徑管材料：GH2984、新型奧氏體鋼等。主力研究這些鍋爐管材料接頭的焊接性能等，其中GH2984為中科院金屬所自主研發(fā)材料，具有良好的熱強性，已經用于艦船鍋爐材料[5]。</p><p>　　1.1.2 先進

22、超超臨界機組高溫部件應力腐蝕開裂問題及危害</p><p>　　金屬材料的高溫性能是限制先進超超臨界機組發(fā)展的首要問題，其中鍋爐管材料在極端高溫高壓超臨界水環(huán)境中的應力腐蝕開裂問題尤為關鍵。由于主蒸汽參數(shù)的進一步提高，目前常規(guī)使用的馬氏體和奧氏體鋼不再能滿足鍋爐末級過熱器管的材料需求。根據(jù)ASME設計標準，鎳基合金由于具有優(yōu)秀的高溫強度和高溫抗氧化性，已經成為先進超超臨界機組的必然選擇[6]。鎳基合金目前還沒有經

23、過高溫長期服役的經驗。德國COMTES700鍋爐部件現(xiàn)場試驗的掛爐運行試驗中暴露出減溫器管道材料鎳基合金617A，它的焊縫出現(xiàn)明顯的裂紋，裂紋發(fā)生在焊縫及周圍地區(qū)，主要由于焊接的附加應力和殘余應力引起，如圖1-1所示。日本TAKEDAY等人[7]在750℃空氣和蒸汽環(huán)境下利用4點彎曲試驗對鎳基合金718等進行斷裂韌性試驗，發(fā)現(xiàn)718在蒸汽環(huán)境中出現(xiàn)表面開裂。2015年3月13日，北京華能熱電廠發(fā)生火災事故，查明事故原因之一就是汽輪機金屬

24、部件發(fā)生了應力腐蝕開裂。汽輪機的葉輪長期運行在應力與腐蝕環(huán)境交互作用的環(huán)境中，在根部形成了微裂紋，SCC裂紋隨之擴展。SCC裂紋使葉片承載面積減小以至于無法承受離心作用，最終導致了輪緣飛出。</p><p>　　在過去25年間，鎳基合金管材發(fā)生應力腐蝕開裂（Stress Corrosion Cracking, SCC）導致的失效占核電蒸汽發(fā)生器總事故的80%，SCC已經成為壓水堆構件失效的最主要原因之一[8]。核

25、電站壓水堆常用結構材料包括鎳基合金Alloy 690、Alloy600,以及奧氏體不銹鋼304和316等，它們在流動的高溫高壓水中服役，承受較為復雜的應力，這使得材料對環(huán)境損傷的敏感性大大增加，其中蒸汽發(fā)生器傳熱管的腐蝕與應力腐蝕開裂等問題是影響電站金屬材料運行安全性與經濟性的主要環(huán)境損傷模式。</p><p>　　鎳基合金對高溫高壓水暴露出了明顯的SCC敏感性。而先進超超臨界機組過熱器管材料常年工作在高溫高壓的

26、極端惡劣工況下，一旦結構材料發(fā)生開裂問題就會導致嚴重的安全事故，發(fā)電機組的可靠安全運行受到直接的威脅。因此，測量電站超超臨界機組過熱器管常用材料在不同運行工況下的應力腐蝕裂紋擴展速率數(shù)據(jù)有非常重要的工程實際意義，開展超臨界水環(huán)境應力腐蝕開裂研究是發(fā)展先進超超臨界技術的迫切需求。 </p><p>　　圖1-1 A617減溫器管道附近焊接接頭的裂紋</p><p>　　1.2 國內外研究現(xiàn)狀

27、</p><p>　　電站材料腐蝕失效的形式多種多樣，比如均勻腐蝕、應力腐蝕、點蝕、縫隙腐蝕、晶間腐蝕、腐蝕疲勞、流動加速腐蝕、氫脆等[9]。各國火電及核電站多年來的運行經驗表明，腐蝕問題尤其是應力腐蝕問題已經成為了影響火電及核電站安全運行的一個重要問題。應力腐蝕開裂（Stress Corrosion Cracking, SCC）為金屬或合金材料、腐蝕環(huán)境、應力作用三者協(xié)同作用下引起材料發(fā)生開裂的現(xiàn)象，屬于低應力

28、下的脆性斷裂。應力腐蝕開裂所需的應力比超載斷裂所需的應力小很多，與此同時，應力腐蝕開裂之前并沒有明顯的宏觀的塑性形變。綜上應力腐蝕會在毫無征兆情況下發(fā)生，導致金屬部件發(fā)生突然斷裂進而造成不可估量的事故。</p><p>　　1.2.1 國外應力腐蝕研究現(xiàn)狀</p><p>　　1950年代以來，許多發(fā)達的工業(yè)國家開始投入研究摸索鎳基合金、奧氏體不銹鋼在高溫高壓水中的應力腐蝕行為，并成立一批

29、組織機構來進行合作與交流，研究應力腐蝕行為，例如國際環(huán)境致裂合作組織(ICG-EAC)。該組織專注于研究各個國家核電站輕水反應堆的環(huán)境致裂問題并進行協(xié)調發(fā)展。美國通用電氣（GE）公司研發(fā)中心的Peter Andresen和Peter Ford等人針對高溫高壓水環(huán)境中，溫度、溶氫量、溶氧量、應力強度因子、變形量及試樣取向、冷加工處理等等因素對奧氏體不銹鋼和鎳基合金的應力腐蝕裂紋擴展的影響。他們經過大量的實驗研究，在法拉第定律基礎上建立了應

30、力腐蝕開裂速率預測模型，簡稱Ford-Andresen模型。該模型裂尖應變速率和金屬在介質環(huán)境中氧化過程共同決定了裂紋擴展速率 [11]。在過去幾十年中，日本東北大學斷裂研究所（FRI）莊子哲雄（Tetsuo Shoji）為代表的團隊對高溫高壓水環(huán)境中奧氏體不銹鋼和鎳基合金應力腐蝕機理方面作出了許多卓有成效的研究成果，其中包括溫度[12,13]、加載方式[14]、加載曲線[15]、熱處理[16,17]和腐蝕環(huán)境[18-20]等方面對氧化

31、膜及與</p><p>　　近年來，隨著現(xiàn)代檢測技術的發(fā)展，研究者試圖從微納米尺度上解釋裂紋尖端擴展機理，從而更加深入地探索應力腐蝕裂紋擴展機理。Bruemmer[22]等人對實際核電環(huán)境中長期服役的鎳基合金管道進行TEM觀察，發(fā)現(xiàn)在微納米尺度下裂紋尖端是尖銳的且沒有分叉，沒有位錯和塑性變形的痕跡，這與傳統(tǒng)的裂尖塑性變形導致的滑移溶解-膜破裂機制不同，低應力長期服役的鎳基合金SCC裂紋擴展主要受水化學環(huán)境控制[8

32、,23]。應力加速晶界氧化（Stress-accelerated Grain Boundary Oxidation，SAGBO）理論認為應力促進晶界中氧化物生成，之后發(fā)生開裂[24]。在高溫高壓水環(huán)境中，鎳基合金能否在晶界上優(yōu)先氧化生成SAGBO并產生IGSCC一直是人們關注但尚未解決的問題。2013年， Kitaguchi[25]、 Schreiber[26]等人先后采用3D APT （Atom Probe Tomography）和H

33、RTEM技術發(fā)現(xiàn)了高溫高壓水環(huán)境SCC試樣裂尖前端晶界內SAGBO的存在。SAGBO生成后降低了晶界結合強度并使裂尖微區(qū)脆化，阻礙了位錯運動及其應力釋放，大幅度降低裂紋擴展</p><p>　　圖1-2 鎳基合金發(fā)生SAGBO后SCC裂尖擴展示意圖</p><p>　　1.2.2 國內應力腐蝕研究現(xiàn)狀</p><p>　　國內對于應力腐蝕問題的研究開始于1980年左

34、右。上海材料所采用慢應變速率拉伸試驗分別研究了電位、水化學和溫度對304不銹鋼和316不銹鋼以及A553B等核電工程材料SCC敏感性的影響，并從電化學性能、表面膜分析了影響機理。同時，他們采用U型彎曲法實驗研究304不銹鋼SCC敏感性，并結果與慢應變速率拉伸試驗結果進行比較分析[27]。北京科技大學環(huán)境斷裂教育部重點實驗室也在環(huán)境敏感斷裂的規(guī)律和機理研究方面得到了許多研究成果[10]。</p><p>　　但是在

35、高溫高壓水環(huán)境下，我國對奧氏體不銹鋼和鎳基合金應力腐蝕開裂實驗研究領域與國際研究前沿仍有較大的差距[27]。目前，我國在模擬材料的實際水環(huán)境工況下應力腐蝕性能與開裂速率的研究相對薄弱，在測量裂紋擴展速率方面得到的數(shù)據(jù)不能夠準確反映電站設備在實際水環(huán)境工況下的失效情況。在中國電力工業(yè)的發(fā)展趨勢下，國家有關部門以及研究人員逐漸開始重視這個問題。中科院金屬研究所、蘇州熱工院等單位目前已經針對高溫高壓水中鎳基合金、奧氏體不銹鋼的環(huán)境致裂性能進行

36、實驗研究。掛靠在北京科技大學的“國家重大工程材料服役安全研究評價設施”正在建設材料在高溫高壓水中環(huán)境致裂性能研究等實驗裝置，并予以高度重視。</p><p>　　1.3 應力腐蝕開裂機理簡述</p><p>　　1.3.1 應力腐蝕開裂</p><p>　　應力和腐蝕環(huán)境耦合會導致新的腐蝕破壞現(xiàn)象，如應力腐蝕。指受應力的材料在特定環(huán)境下引起裂紋形核、擴展而發(fā)生滯后開

37、裂的現(xiàn)象[9]。應力腐蝕開裂是一種低應力下發(fā)生的脆斷。不同介質環(huán)境、材料以及加載條件下，裂紋可以穿過晶粒擴展（穿晶應力腐蝕開裂，TGSCC），也可以沿著晶界擴展（沿晶應力腐蝕開裂，IGSCC）。應力腐蝕開裂分為四個階段，如圖1-3所示：1）裂紋孕育階段；2）初始擴展階段；3）穩(wěn)態(tài)擴展階段；4）失穩(wěn)斷裂階段。</p><p>　　圖1-3 應力腐蝕裂紋從孕育到開裂過程</p><p>　　可

38、靠的應力腐蝕開裂試驗方法有很多，涵蓋了從適合于篩選材料的定性試驗到裂紋擴展速率隨加載參數(shù)變化等定量試驗。然而，目前區(qū)分定性試驗和定量試驗的方法不夠明確。因此，通過試樣類型來劃分試驗方式，分為光滑試樣試驗和預制裂紋試樣試驗。眾所周知，應力腐蝕開裂引起的材料失效主要是因為裂紋萌生、擴展，最終導致材料的失穩(wěn)斷裂。所以研究裂紋擴展行為是分析材料應力腐蝕失效的基礎之一，其重點在于精確地測量裂紋擴展速率。裂紋擴展行為的研究，一般采用預制裂紋試樣。其

39、中力學加載方式分為恒負荷法和恒應變法。恒應變法，利用具有足夠剛性的框架對試樣進行拉伸或彎曲，在式樣上產生恒定變形的加載方式。一般采用U彎試樣、C環(huán)試樣以及三點彎曲試樣等。恒應變SCC試驗過程中，隨著裂紋擴展，往往會出現(xiàn)弛豫作用導致試樣的承受應力下降，從而減緩裂紋擴展甚至停止。恒負荷法，對試樣加載恒定負荷，采用加載砝碼、力矩或者彈簧等方法進行試驗。這種加載方式能夠嚴密地模擬由于外加應力引起的應力腐蝕破壞，常常采用緊湊拉伸(CT)試樣。但是

40、恒負荷SCC試驗雖然負荷恒定，但隨著裂紋擴展，橫截面積不斷減小使得有效應力增加，會導致試樣過早斷裂。</p><p>　　研究表明，高溫高壓水中的應力腐蝕開裂是由敏感性材料、特定的腐蝕性介質以及力學加載的共同作用下加速了腐蝕行為，從而造成裂紋從萌生到緩慢擴展的過程?？芍?，材料、環(huán)境介質和應力應變狀態(tài)是影響高溫高壓水中材料應力腐蝕開裂的主要原因，而腐蝕是應力腐蝕發(fā)生的基本過程。</p><p&g

41、t;　　1.3.2 應力腐蝕理論模型</p><p>　　目前，許多學者已經提出了許多理論和模型來解釋高溫水中鎳基合金的開裂敏感性。其中有一些是通過定量關系式的計算得到，而另一些只進行了定性描述。目前還沒有公認的機理和計算模型來預測甚至解釋所有因素對裂紋萌生和擴展的影響機理。其中對于應力腐蝕裂紋擴展機理的研究中比較常見的模型有：滑移氧化-膜破裂模型（The Slip Dissolution/film Ruptur

42、e model）、內氧化模型（Internal Oxidation model）、膜致脆斷模型（Film-induced Cleavage Model）、環(huán)境耦合斷裂模型（Coupled Environment Fracture Model）、強化表面流動模型（Enhanced Surface Mobility Model）等等。</p><p>　　1.3.2.1 滑移氧化-膜破裂模型</p>&

43、lt;p>　　滑移氧化-膜破裂模型也叫做Ford-Andresen模型。該模型在1988年由GE公司Ford和Andresen提出，從機械力學上解釋了裂紋擴展行為。該模型很大程度上來源于Vermilyea[29]等人早起提出的觀點和概念，他們認為裂紋擴展在裂紋尖端處與氧化反應有關。這個觀點也與Shoji[30]等人提出的觀點一致，他們提出了陽極溶解的概念。Ford和Andresen繼承了這些早期觀點并且發(fā)展形成滑移氧化-膜破裂模型

44、。目前已經有學者用這個模型來預測奧氏體不銹鋼以及鎳基合金在不同環(huán)境中的裂紋擴展速率，并受到了學術界的認可。</p><p>　　Ford-Andresen模型認為應力腐蝕開裂是由膜破裂（通過滑移）、金屬溶解、再鈍化循環(huán)重復下，裂紋形核與擴展的過程，如圖1-3所示。合金或金屬在腐蝕環(huán)境下會發(fā)生氧化作用形成氧化膜，應力作用導致位錯開動，滑移平臺由此產生并造成氧化膜破裂，新鮮金屬露出。膜破裂部位相對于有膜部位是陽極，會

45、發(fā)生局部溶解導致外層出現(xiàn)腐蝕產物。已經溶解區(qū)域的頂端（如裂尖）存在應力集中，因而該處的在鈍化膜會通過位錯運動發(fā)生破裂，再次發(fā)生局部溶解。由該模型可知，應力腐蝕是膜破裂速率和再鈍化速率相競爭的結果。如果再鈍化速率很快，即修復得快,那么金屬局部溶解的時間很短，裂紋擴展速率極小，從而對應力腐蝕不敏感。如果再鈍化速率極慢，新鮮金屬溶解過程中不發(fā)生再鈍化，此時裂尖區(qū)域和側壁的溶解速率相近，從而發(fā)生大面積腐蝕，應力腐蝕也不敏感[31]。</p

46、><p>　　由此可知，應力腐蝕敏感性與裂尖狀態(tài)有關。影響局部裂紋尖端狀態(tài)的各種因素可以歸結為兩類：力學影響因素和化學/電化學影響因素。力學因素能夠控制裂尖應變速率從而控制氧化膜破裂周期，包括應力應變狀態(tài)、蠕變速率、屈服強度等?；瘜W因素決定裂紋尖端的再鈍化響應，包括裂尖處材料成分、水化學，這些因素受到腐蝕電位、雜質、流速等的影響。</p><p>　　圖1-3 滑移氧化-膜破裂模型示意圖<

47、;/p><p>　　Ford-Andresen模型從總體上考慮到裂紋尖端區(qū)域的影響因素，例如電荷密度、應力強度因子、裂尖應變速率以及一些環(huán)境影響因素例如溶氧量、含硫量、冷加工等。模型假設陽極反應只發(fā)生在裂紋內部，而陰極反應在裂紋內部和裂紋外部的金屬表面具有發(fā)生。McIntyre等人[32]已經證明了裂紋內部的陰極反應和陽極反應是空間分離的，他們通過二次離子質譜分析法（SIMS）進行實驗測量，發(fā)現(xiàn)在裂紋外部金屬表面的陰

48、極反應不會限制或者控制裂紋內部的陽極反應。換句話說，滑移氧化-膜破裂模型是基于一個假設：裂紋尖端本質上是與裂紋外部表面上氧發(fā)生還原作用產生的外部動力解耦的[32,33]。</p><p>　　在滑移氧化-膜破裂模型的基礎上，F(xiàn)ord和Andresen還提出了預測裂紋擴展速率的方程，認為裂紋擴展速率是應力強度因子和參數(shù)n的函數(shù)。參數(shù)n綜合了大部分的再鈍化因素，取決于腐蝕電位、電導率以及材料的相關特征等?；蒲趸?膜

49、破裂機理是最流行的陽極溶解型應力腐蝕機理。但是目前為止，并沒有直接的證據(jù)表明，陽極溶解過程導致應力腐蝕裂紋的連續(xù)擴展。雖然滑移氧化-膜破裂機理能解釋很多實驗現(xiàn)象，但僅僅是間接證據(jù)。Szklarska Smialowska[34]批評該模型沒有清楚解釋例如碳化物、溫度等在晶界處的影響。還有學者認為該模型不符合法拉第定律和電荷守恒定律。</p><p>　　1.3.2.2 內氧化模型</p><p

50、>　　內氧化模型最初是針對鎳基合金在500℃以上高溫水中發(fā)生沿晶氧化脆斷現(xiàn)象而提出的，它是基于氧擴散進入金屬晶格的假設。該模型認為氧穿過氧化膜/金屬界面向金屬晶格擴散的過程中，由于Cr的活性高，在晶界處Cr發(fā)生優(yōu)先氧化生成氧化物。而在外加應力和膜制附加應力聯(lián)合作用下，晶界處氧化物局部破裂形成微裂紋，它們和主裂紋相連就導致沿晶應力腐蝕。簡單的過程示意圖如圖1-4所示。</p><p>　　Scott和Le C

51、alvar[35]研究發(fā)現(xiàn)alloy 600在壓水堆環(huán)境中發(fā)生了沿晶應力腐蝕開裂現(xiàn)象，他們認為是氧化過程控制著開裂機制。另一方面，較高的激活能表明了可以排除液體或氣體擴散作為速率控制環(huán)節(jié)。Combrade和Scott [36]證明了保護性氧化層的陰極電導率對于開裂過程起到至關重要的作用。</p><p>　　圖1-4 內氧化模型示意圖 </p><p>　　內氧化模型適用于解釋腐蝕電位和溶

52、劑金屬氧化電位非常接近時的應力腐蝕開裂。正如Combrade和Scott所說，在這種情況下合金中貴金屬元素會在材料內部被氧化，并且使大部分的合金主要金屬元素不被接觸。特別對于鎳基合金處在氧分壓非常低（能氧化Fe、Cr元素且不能氧化Ni元素）的環(huán)境中，這是一個十分嚴重的問題。內部氧化被認為在高于700、800℃時為穿晶氧化，而在較低溫度下為沿晶氧化。</p><p>　　Scott等人[35]還提出了預測裂紋擴展速

53、率的方程，該方程考慮到了裂尖溫度、合金晶界中氧擴散系數(shù)、孔洞表面能、原子間距、晶界厚度、氧的表面溶解度、屈服強度以及應力強度因子等。該模型預測出裂紋擴展速率與應力強度因子KI為成比例的關系。然而，Staehle和Fang[37]批評該模型，因為實驗觀測到的氧在鎳中的擴散速率對于解釋Alloy 600合金裂紋擴展速率時出現(xiàn)低電位所需的擴散速率低了好幾個數(shù)量級。</p><p>　　1.3.2.3 其他模型</

54、p><p>　　1、環(huán)境耦合斷裂模型（Coupled Environment Fracture Model）</p><p>　　環(huán)境耦合斷裂模型是Macdonald和Urquidi-Macdonald[38]基于與滑移氧化模型一致的觀點提出的。然而，該模型強調的是外部環(huán)境與內部環(huán)境的強耦合性，并指出模型公式中應該嚴格保持電荷守恒。這就意味著裂紋內部的電流應能夠抵消由氫氧化、氧還原、過氧化氫還

55、原以及外表面金屬溶解產生的電流。與Ford-Andresen模型不同的是，該模型認為裂紋擴展的限速步驟是發(fā)生在裂紋外部的陰極反應。因為裂紋發(fā)射出的電流相對較小，起主要作用的是裂紋開口區(qū)域附近的陰極反應[11]。</p><p>　　2、強化表面運動模型（Enhanced Surface Mobility Model）</p><p>　　強化表面運動模型從機械學上解釋了不同材料裂紋擴展速率

56、的選擇性，該模型理論由Galvele[39]于1987年提出，并在1993年提出了改進版且仍在不斷完善中。該模型基于裂紋尖端發(fā)生原子轉移，原子能夠從高應力表面向低應力表面擴散，因此裂紋會向前移動一個原子空間。裂紋是由裂紋尖端應力狀態(tài)下晶粒之間空穴的破裂和合并，以此來發(fā)生擴展。</p><p>　　3、膜致脆斷模型（Film-induced Cleavage Model）</p><p>　

57、　膜致脆斷模型由Paskin[40]等人提出。該理論認為裂紋尖端處氧化膜的存在會導致二次裂紋形核并發(fā)生脆斷?？刂浦趸ふT發(fā)脆裂的幾個重要因素包括氧化膜和基體金屬之間的錯配性、氧化膜與基體金屬之間表面的結合強度、氧化膜厚度和延展性以及基體金屬的延展性。Turnbull[33]認為膜致脆斷模型的適用范圍還具有爭議性并且需要進一步研究。而Ford[31]認為該模型相比于滑移氧化溶解模型，能更好地解釋穿晶裂紋擴展行為。</p>

58、<p>　　1.4 本文主要研究內容</p><p>　　本文采取試驗方法對超超臨界機組鍋爐管候選材料鎳基合金Inconel 625在高溫蒸汽環(huán)境下應力腐蝕裂紋擴展行為進行研究，同時結合理論模型進行裂紋擴展速率的模型預測，主要研究工作如下：</p><p>　　在動態(tài)高溫蒸汽力學實驗臺上，不同溫度下高溫蒸汽環(huán)境、高溫空氣環(huán)境中以及不同溶解氧含量高溫蒸汽環(huán)境中，對鎳基合金Incon

59、el 625試樣進行持續(xù)時間恒應力強度因子力學加載，并利用直流電位降法（DCPD）對裂紋擴展速率進行在線測量。實驗后取出拉伸試樣，通過SEM掃描電鏡觀察斷口微觀形貌?；诹鸭鈶兝碚摵徒饘俑邷匮趸瘎恿W模型對裂紋擴展速率進行了計算預測，與實際數(shù)據(jù)進行對比。通過比較鎳基合金Inconel 625裂紋擴展速率數(shù)據(jù)曲線以及裂紋微觀形貌，對比分析究介質環(huán)境、溫度以及溶氧量對鎳基合金應力腐蝕裂紋擴展速率的影響規(guī)律及其作用機理。</p>

60、<p>　　第2章 應力腐蝕裂紋擴展實驗方案設計</p><p>　　應力腐蝕開裂實驗研究采用0.5英寸厚度緊湊拉伸試樣（Compact Tensile, 0.5T-CT），利用直流電位降法測量裂紋長度，并由此得出裂紋增長速率。本章首先簡單介紹直流電位法測量裂紋長度的原理，然后講述實驗回路的設計方案，以及實驗過程中應注意到的問題，最后詳細闡述本次實驗使用的材料及實驗步驟。</p>&

61、lt;p>　　2.1 直流電位降法測量原理</p><p>　　直流電位降法（DCPD）最早由Johnson在1974年提出，用來測量裂紋長度，原理是在試樣兩側通入恒定的電流，這樣沿著試樣厚度可以產生恒定的電場，而這種帶裂紋的試樣中產生的電場與試樣幾何尺寸（特別是裂紋長度）有關。在實驗進程中裂紋不斷發(fā)生擴展，電流流經的截面面積不斷變小，電阻增大，在電流保持恒定的情況下，裂紋面上下兩端的電壓降會隨著裂紋長度的

62、增加而增大。</p><p>　　直流電位降法是高溫高壓環(huán)境中實時測量裂紋長度的主要方法，裂紋長度的分辨率可達2-5μm[9]。利用直流電位降法測量裂紋長度時應該要對裂紋長度和裂紋面兩側電位關系進行標定。Ritchie[51]等人利用有限元方法以及電比擬法研究了CT試樣裂紋長度與電壓降的關系，結果顯示裂紋長度和電壓降呈近似線性關系，成為DCPD方法測量裂紋擴展的依據(jù)。</p><p>　　

63、2.2 實驗回路設計</p><p>　　2.2.1 水化學回路系統(tǒng)</p><p>　　水化學系統(tǒng)包括超純水制備設備和實驗主水回路，如圖2-1所示。設計水化學回路是為了通過控制水中的離子、溶氧量含量以及pH值來模擬電站鍋爐材料運行環(huán)境。具體回路如下：首先使用超純水制水機制備超純水，而后經過除氧系統(tǒng)控制實驗室所需溶解氧濃度以及入口氫電導率。之后，將經過除氧的超純水引入水箱儲存，利用計量泵控

64、制進水流量（本實驗控制在1.2L/h）。超純水經過2次預熱過程進入高溫反應釜內提供給試樣高溫蒸汽環(huán)境，然后導出的蒸汽依次經過空氣、循環(huán)冷卻水進行冷卻排出實驗系統(tǒng)。</p><p>　　圖2-1 SCC實驗系統(tǒng)水化學回路</p><p>　　溶氧量對進出在高溫蒸汽下的腐蝕與應力腐蝕開裂有著明顯的影響作用，因此在實驗過程中應該嚴格控制高溫蒸汽溶解氧量。本實驗室，兩年來一直改進除氧器除氧方法來達

65、到更優(yōu)的效果。如圖2-2是目前實驗室自主設計的除氧器原理圖。這套除氧設備自行設計并搭建而成，主要由塑料材質的蒸汽發(fā)生器，真空泵，水質檢測儀，真空表，N2罐組成。除氧過程是：將超純水機制出的超純水灌入到蒸汽發(fā)生器，然后用熱電偶加熱塑料材質的蒸汽發(fā)生器，加熱至水汽泡冒出，打開真空泵將蒸汽發(fā)生器上部空氣抽成真空。根據(jù)溫度越高，壓力越小，水中氧氣溶解度越低的原理，最大限度的將蒸汽發(fā)生容器中的水溶解氧析出，當真空度接近0時，打開N2罐，向蒸汽發(fā)生

66、器中通入N2，吹走液面上方析出的氧氣。待蒸汽發(fā)生器壓力恢復，繼續(xù)按照上述步驟進行。在此過程中，通過蠕動泵水在蒸發(fā)器和水質檢測器和冷水罐之間循環(huán)流動，水質檢測儀可以在線監(jiān)測超純水的溶解氧量，直至溶解氧量達到實驗要求。</p><p>　　該方法是電加熱除氧法的優(yōu)化，采用加熱和抽真空手段顯著提高除氧效率，并且電熱偶加熱塑料制蒸汽發(fā)生器比直接電熱偶加熱鐵罐安全系數(shù)更高。并且在除氧過程中，連接超純水溶解氧儀，可以邊除氧邊

67、實時能精確監(jiān)測溶解氧量，以達到精確控制溶解氧含量，并保證了整個除氧過程的連續(xù)性和準確性。</p><p>　　圖2-2 實驗室除氧器原理圖</p><p>　　2.2.2 加熱控制系統(tǒng)</p><p>　　SCC實驗過程中，高溫釜內溫度是否穩(wěn)定，釜體內部溫度是否均勻對測量數(shù)據(jù)的精度具有較大的影響。由于溫度的變化能夠影響試樣內部的電阻率，從而影響到測量電壓降的大小進而

68、影響測量的裂紋長度，所以釜體內部溫度的穩(wěn)定性必須得到保證。 </p><p>　　本實驗采用加熱控制電氣系統(tǒng)如圖2-3所示。高溫力學加載反應釜（簡稱高溫釜）是吳忠同力材料試驗機有限公司提供。采用三回路接上、中、下段分別獨立供電和調控。外部接線用六線制連接方式。采用3支熱電偶作為控溫敏感元件，合理分布在均熱區(qū)的全場內，各段控溫熱電偶基本處于被控區(qū)段的爐絲附近，既保證了控溫精度又可用于測溫。加熱爐均熱帶中心高于爐膛中

69、心。</p><p>　　本實驗中一方面通過良好的保溫措施減少了回路和空氣之間的對流散熱情況，另一方面采用了溫控精度高的高溫蒸汽管式爐以及預熱器對高溫反應釜進口蒸汽進行兩次預熱，保證反應釜內工質溫度的穩(wěn)定性。其中高溫蒸汽管式爐是安徽貝意克設備制造公司出產的BTF開啟式真空高溫管式爐，該爐最高運行溫度為1000℃，熱穩(wěn)定性強，在高溫環(huán)境中溫度波動不超過5℃。管式爐中部插入熱電偶進行溫度檢測。預熱器采用上海紅銅設備有

70、限公司制造的H-T-3型加熱器。為了使試樣完全處于高溫蒸汽環(huán)境中，應該保證蒸汽入口管貼近但不接觸試樣裂紋處。為了保證反應釜內溫度均勻，應該合理的設計進口水的位置并實行加熱的分區(qū)控制。</p><p>　　圖2-3 加熱控制電氣系統(tǒng)圖</p><p>　　2.2.3 力學加載系統(tǒng)</p><p>　　力學加載系統(tǒng)由三相異步電動機和拉伸機組成。拉伸機的聯(lián)接部分采用自位調

71、心球形聯(lián)接座的結構，由于同心性能較好因此保證試樣只收到純拉力作用。加荷系統(tǒng)采用二級杠桿原理，保證負荷精度。大多數(shù)測試中，通常采用恒K控制，可以實現(xiàn)在裂紋長度或者K值小幅度增長的情況下進行載荷的調整，調整量一般小于0.1%。力學加載系統(tǒng)及試樣裝夾情況如圖2-4所示。根據(jù)ASTM E399(2013)標準，CT試樣K值的計算如下：</p><p>　　式中，K為CT試樣的應力強度因子，P為試樣所受載荷，B為試樣厚度，

72、為側槽處厚度。</p><p>　　a) 試樣裝載示意圖 b) 力學加載系統(tǒng)</p><p>　　圖2-4 a) 試樣裝載示意圖；b) 力學加載系統(tǒng)</p><p>　　2.2.4 數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)</p><p>　　實驗數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)由Agilent 6611C恒流源、Agilent 34420A納伏表、插有20路

73、通道卡的Agilent 34970A通道掃描儀表以及DT060P電流換向模塊組成。其中，Agilent 6611C為試樣通入高穩(wěn)定相的恒定電流。并且為了消除熱電勢對裂紋長度測量的影響，恒流源電流應該先通過電流換向模塊在每個測量數(shù)據(jù)點反轉一次。由于裂紋長度測量精度有很高的要求，一般在0.001-0.005mm，因此本研究選取了高分辨率的納伏表。電壓分辨率如果太低，由于裂紋擴展產生的電壓信號十分微弱，該情況下測量出來的數(shù)據(jù)非常不準確，因此設

74、備的裂紋分辨率應小于10μm。由于DCPD的測量原理是基于試樣產生的電壓降來測量長度，因此試樣必須與夾具等外界導電體徹底絕緣。為了準確測量反應釜內試樣的電位，穿過反應釜時電流線和電壓線應該盡量遠離并保證與反應釜之間絕緣。最終測量的設備由數(shù)據(jù)通信卡（NI PCI-GPIB）和GPIB通信線纜與電腦通訊，采集原理如圖2-5。</p><p>　　首先，高穩(wěn)定相直流電流通過緊湊拉伸試樣（0.5T-CT）上下對稱兩端，在

75、試樣開口兩端測量電壓降。通過電壓降和裂紋長度之間的擬合關系式算出裂紋長度。本實驗采用前后端電位測量方法，即除了測量試樣開口處電壓降，還需測量參比電壓降。目的是為了減少反應釜內溫度、環(huán)境的變化對測量數(shù)據(jù)的影響。由于測量信號十分微弱，不能忽略試樣自身在環(huán)境中的熱電勢。本實驗采用電流換向模塊，如圖2-6所示，用來消除熱電效應對測量的影響，即通過對每個數(shù)據(jù)點反轉以此電流并取信號平均值作為測量數(shù)據(jù)點。</p><p>　　

76、圖2-5 DCPD信號采集處理系統(tǒng)原理圖</p><p>　　圖2-6 電流換向模塊</p><p>　　2.3 實驗材料和實驗步驟</p><p>　　2.3.1 實驗材料</p><p>　　實驗所選材料為德國蒂森克虜伯（VDM）鋼鐵集團公司生產的Inconel 625（型號NICROFER 6020 HMO）鎳基合金板狀材料。其化學成分

77、如表2-1所示。Inconel 625是一種低碳（0.03%）鎳-鉻-鉬-鈮合金，具有優(yōu)秀的抗氧化性能。</p><p>　　表2-1 Inconel 625化學成分表（wt%）</p><p>　　Inconel 625板狀材料經過熱軋、固溶退火、除垢以及剪切處理。在室溫下力學性能為：屈服強度392MPa，抗拉強度791MPa，斷裂延伸率50%，截面收縮率為62%。在700℃、750℃下

78、高溫力學性能分別為：屈服強度240MPa、225MPa，抗拉強度610MPa、570MPa。Inconel 625的切割試樣按照ASTM E-399設計標準進行設計，試樣的具體尺寸如圖2-7所示。為了保證裂紋盡量沿著試樣的中垂面擴展，在試樣兩側加工側槽，加工深度為厚度的5%。因此按照設計標準，試樣的有效厚度應定義為：</p><p>　　其中是側槽處厚度，是未加工側槽處厚度。</p><p&g

79、t;　　圖2-7 CT試樣的形狀和尺寸</p><p>　　2.3.2 實驗步驟</p><p>　　本實驗選用材料進行兩組實驗，利用Inconel 625研究溫度、介質以及溶氧量對材料裂紋擴展的影響規(guī)律。實驗材料編號和目的見表2-2。</p><p>　　表2-2 實驗材料編號及實驗目的</p><p>　　高溫蒸汽環(huán)境應力腐蝕裂紋擴展實驗

80、流程如圖2-8所示。</p><p>　　應力腐蝕裂紋萌生是個相對漫長的過程，因此若要有效地研究裂紋擴展行為，應該跨過應力腐蝕裂紋的萌生時間，并應使裂紋盡可能平直擴展為后續(xù)實驗的準確測量提供保證。本實驗為了有效研究裂紋擴展，進行了室溫空氣環(huán)境下預制疲勞裂紋試驗。預制疲勞裂紋的主要目的一方面是借助于應力腐蝕開裂界限應力強度因子KISCC 和裂紋擴展動力學來定量地確定產生環(huán)境加速裂紋擴展的條件。為了模擬使用情況。由于

81、在預裂紋處應力腐蝕裂紋較易萌生，并可以預先決定裂紋位置，使得某些參數(shù)（如裂紋擴展速率）變得容易測量。采用10Hz頻率，載荷比（R=Kmin/Kmax）為0.1，Kmax為38的交變載荷進行疲勞裂紋的預制，疲勞裂紋長度約為0.8~1.5mm。預制疲勞裂紋之后，在試樣兩側加工深度為1.27mm，半徑為3mm的側槽。加工側槽的目的是使裂紋更好地沿著試樣中垂面擴展。</p><p>　　圖2-8 高溫蒸汽環(huán)境應力腐蝕裂紋

82、擴展實驗流程圖</p><p>　　將帶有預制裂紋的緊湊拉伸試樣（CT）安裝在高溫蒸汽環(huán)境應力腐蝕裂紋擴展實驗臺系統(tǒng)中，試樣孔與加力銷之間用ZrO2陶瓷絕緣管穿過，試樣兩側與夾具間裝套2個ZrO2陶瓷絕緣片，這是為了保證樣品與高溫釜內夾具以及高溫釜釜體完全絕緣。而后將包覆特氟?。═eflon）套管的鉑絲導線穿過高溫釜底部，與CT試樣進行點焊連接，這是用來更好地測量DCPD信號。</p><p&

83、gt;　　應力腐蝕裂紋擴展實驗。采用恒定應力強度因子（K）加載方式。K值根據(jù)實驗需求設定，本實驗K值為30~38。對于CT試樣，裂紋不斷的發(fā)生擴展，試樣截面尺寸也在不斷變化導致K值不斷變化，為了保證恒K加載，當K的變化約為0.1%時開始進行載荷調整。在這種情況下，就可以保證力學參量恒定，從而分離了力學因素對材料裂紋擴展速率的影響作用。實驗進程中可在線改變系統(tǒng)的介質環(huán)境、溫度以及溶氧量，以完成特定環(huán)境下裂紋擴展速率的測量。</p&g

84、t;<p>　　實驗結束之后進行試樣的分析。首先取出試樣，垂直于厚度方向線切割出薄片，經過打磨、拋光、清晰然后在型號JSM-6490 LV掃描電子顯微鏡(SEM)下觀察裂尖形貌。然后將剩余試樣在空氣中以疲勞的方式拉斷試樣，在高倍顯微鏡下觀測實際裂紋擴展的長度，并且和DCPD軟件系統(tǒng)測量值進行對比分析。使用高倍顯微鏡和掃描電子顯微鏡觀察拉斷表面并進行分析。最后計算出材料在不同環(huán)境下的裂紋擴展速率。</p>&l

85、t;p><b>　　2.4 本章小結</b></p><p>　　本章細地介紹了高溫蒸汽環(huán)境裂紋擴展實驗的設計方案和實驗步驟。實驗過程中主要應注意的問題，首先，測量時一定要保證試樣與夾具、釜體的良好絕緣，并且應該避免高溫釜內溫度的擾動，營造一個相對穩(wěn)定的環(huán)境。其次是裂紋擴展測量采用了參比電勢，有效地減少了測量數(shù)據(jù)受溫度波動的影響。最后，預制裂紋對應力腐蝕裂紋擴展的研究起到相當大的作用。

86、</p><p>　　第3章 高溫蒸汽環(huán)境SCC裂紋擴展實驗結果討論</p><p>　　本章主要講述電站鍋爐管材料Inconel 625在高溫蒸汽環(huán)境中裂紋擴展行為。利用兩組實驗研究蒸汽溫度、介質環(huán)境以及溶氧量對鎳基合金Inconel 625材料裂紋擴展速率的影響規(guī)律。實驗溫度為700℃、725℃、750℃，溶氧量為8000ppb、6000ppb、4000ppb、2000ppb、0pp

87、b，介質環(huán)境為高溫蒸汽環(huán)境和高溫空氣環(huán)境，實驗采用恒定應力強度因子（K=38）加載。</p><p>　　3.1 Y1-Inconel 625應力腐蝕開裂實驗結果與分析</p><p>　　利用試樣Y1分析溫度變化對金屬材料裂紋擴展速率的影響規(guī)律。為了更加清晰地展現(xiàn)實驗過程，本次應力腐蝕裂紋擴展實驗具體步驟以及試驗條件總結如表3-1所示。</p><p>　　表3-

88、1 Y1-Inconel 625的實驗條件和實驗步驟</p><p>　　實驗完成之后局部斷裂面電鏡下的顯微圖片如圖3-1所示。通過SEM測量出的裂紋長度略大于DCPD測量結果，DCPD測量的誤差可能來自于裂紋前端的不平整。因為DCPD測量受到斷裂表面裂紋長度最小值的嚴重影響，電位降往往低于不規(guī)則裂紋前端的平均裂紋長度?？傮w上看，應力腐蝕開裂區(qū)為明顯的沿晶開裂形貌，并局部伴有一些穿晶斷裂面。</p>

89、<p>　　圖3-1 Y1實驗后試樣斷裂表面圖</p><p>　　實驗結束后，對斷口形貌進行掃描電鏡分析如圖3-2（a）~（d）。圖3-2（a）為明顯的由穿晶裂紋到沿晶裂紋的過渡區(qū)域，3-2（b）為典型的沿晶應力腐蝕開裂斷口形貌，鎳基合金625的晶粒大小約為100μm，同時可以發(fā)現(xiàn)很多二次裂紋。圖3-2（c）為高倍放大倍數(shù)下SCC沿晶開裂電鏡圖，可以看到明顯的沿晶微裂紋，并且晶界附近附著白色固體，有

90、待進一步微觀分析。圖3-2（d）為沿晶開裂區(qū)域內出現(xiàn)局部穿晶斷口的掃描電鏡圖?？梢园l(fā)現(xiàn)晶粒內布滿了如同蜂窩般細小的韌窩，推測該局部發(fā)生了空位聚集現(xiàn)象。一般來說，微孔洞一般形成于局部應變處，比如雜質、第二相粒子、晶界等，然后隨著應變的擴展聚合最終形成一個持續(xù)的斷裂表面。推測發(fā)生這種形狀的失效有可能由于該晶粒內存在雜質、或者熱處理過程中形成了第二相粒子，也有可能是單軸加載過載引起。圖3-3為裂尖前端未開裂部分高倍數(shù)掃描電鏡圖，發(fā)現(xiàn)裂尖前端沿

91、著晶界的微裂紋，同時，利用SEM-EDS對圖中白色固體區(qū)域內進行點掃描，發(fā)現(xiàn)該點位置，氧的原子百分比約為8.94%，鎳的原子百分比約為70.9%，初步推斷該白色固體很有可能是晶界氧化物，但由于微觀手段受限，有待進一步考證。</p><p>　　a) 過渡區(qū) b) 典型沿晶開裂區(qū)</p><p>　　c) 沿晶斷口高倍電鏡圖

92、 d) 局部穿晶斷口</p><p>　　圖3-2 Y1-Inconel 625斷口掃描電鏡圖</p><p>　　圖3-3 裂尖前端晶界高倍電鏡圖</p><p>　　3.1.1 裂紋擴展速率結果分析</p><p>　　Y1-Inconel 625在空氣環(huán)境和8000ppb溶氧量蒸汽環(huán)境中不同溫度下裂紋長度隨

93、著時間的變化總體曲線如圖3-4所示。步驟S1、S3、S5是不同溫度下空氣環(huán)境的實驗，步驟S2、S4、S6是不同溫度下含氧量為8000ppb蒸汽環(huán)境的實驗。如圖5-4中顯示S1-S2階段裂紋長度有一個階躍，分析原因可能是SCC沿晶型開裂方式，在裂紋張開的過程中由于晶粒之間相互發(fā)生旋轉而導致接觸形成短路電流，測量到的裂紋擴展速率比實際稍小。當通入蒸汽環(huán)境后，由于材料本身性質發(fā)生變化使得原來相互接觸的晶粒分開，表現(xiàn)在裂紋擴展曲線上就是裂紋突然

94、增長。S3階段實驗初始發(fā)現(xiàn)裂紋擴展速率為負值，因此判斷該過程中裂紋兩側的晶粒發(fā)生了接觸。為了保證裂紋正常往前擴展，在312-318h使用梯形波加載方式激活擴展，當裂紋擴展正常后變?yōu)楹鉑加載。</p><p>　　圖3-4 Y1-Inconel 625在不同溫度下的裂紋擴展隨時間的變化曲線</p><p>　　3.1.2 溫度對裂紋擴展行為的影響</p><p>　　

95、溫度對材料應力腐蝕開裂的影響作用，尤其對奧氏體不銹鋼和鎳基合金的研究已經超過4年。然而，由于復雜的應力腐蝕開裂機制，影響作用仍然模棱兩可。裂紋擴展動力學可分成三個類型：T-I 恒CGR擴展型、T-II CGR先隨時間降低再保持恒定型、T-III CGR先隨時間增大再保持恒定型[12]。</p><p>　　在本實驗中觀察到了前兩種類型，S1、S4、S6屬于T-I型，S2、S3、S5屬于T-II型。裂紋擴展速率最終

96、都達到了穩(wěn)定狀態(tài)，而穩(wěn)定狀態(tài)才是材料穩(wěn)定環(huán)境條件下發(fā)生SCC的一個本身屬性。分析得到，出現(xiàn)第二類裂紋擴展類型的原因可能是因為不同環(huán)境條件下材料的裂紋尖端需要通過各種物理和化學過程建立各自對應的穩(wěn)定的水化學環(huán)境。溫度影響物質分子的活性從而影響傳質速率。實驗中，由空氣到蒸汽的轉變階段S1-S2、S3-S4，可以發(fā)現(xiàn)溫度越高CGR達到穩(wěn)定用時越短，進一步說明了傳質速率確實影響裂紋尖端水環(huán)境平衡的建立。</p><p>

97、　　圖3-5總結了Y1-Inconel 625在各個階段達到穩(wěn)定狀態(tài)測出的裂紋擴展速率與溫度的阿倫烏尼斯圖。由圖3-5可知，無論是空氣環(huán)境還是蒸汽環(huán)境，裂紋擴展速率均隨著溫度的升高單調增大。不同試驗條件下，更高的溫度范圍下激活能就更高。因此認為熱活化過程中加速了SCC過程中的某一個主導因素，從而使試樣表現(xiàn)出裂紋擴展速率隨溫度升高而升高的現(xiàn)象。熱活化過程加速了高溫環(huán)境金屬或非金屬的擴散系數(shù)，進而影響了裂尖處氧化動力學，加快裂尖氧化物生成，

98、加速了裂紋擴展。 </p><p>　　圖3-5 裂紋擴展速率與溫度的Arrhenius圖</p><p>　　許多文獻提到鎳基合金的高溫氧化產物主要是氧化鎳，氧化鎳是一種陽離子不足p型半導體，氧化過程中陽離子和電子從氧化膜-金屬界面遷移到氧化膜-環(huán)境界面。相應地，存在向相反方向移動的陽離子空位和電子空穴構成的缺陷流。反應發(fā)生的驅動力是氧化膜中陽離子空位濃度梯度。那么可知，在氧化過程中

99、鎳離子的擴散主要依賴于陽離子空位以及電子運動。已有很多研究者對于NiO中Ni示蹤自擴散系數(shù)與溫度的變化關系進行了測量，結果具有良好的一致性，可表達為[52]：</p><p>　　由公式（3-1）可知，溫度對擴散系數(shù)具有一定影響，并且隨著溫度的升高，Ni在NiO中的示蹤自擴散系數(shù)逐漸升高。溫度也影響著擴散系數(shù)和氧分壓之間的對應關系。在材料/環(huán)境分界處的應力腐蝕開裂是一種包含了復雜的機械/化學的相互作用或者多重物理

100、/化學過程的現(xiàn)象。因此，溫度并不是一個獨立的因素來影響裂紋擴展，它會從影響其他環(huán)境參數(shù)方面表現(xiàn)出來，比如通過介質環(huán)境中水分子的傳質速率，氧化物的穩(wěn)定性及金屬或非金屬的擴散性能等間接地影響裂紋擴展速率，這些過程包含熱力學方面和動力學方面。相關研究表明，溫度與環(huán)境和合金內微觀粒子的擴散速率有關，溫度越高，擴散速率越快，裂紋擴展速率也越快。</p><p>　　對于溫度對裂紋擴展速率的影響，已經有很多學者進行研究，但是

101、對于鎳基合金材料在700℃左右范圍的相關數(shù)據(jù)幾乎不存在。Andresen[53]認為200℃左右的裂紋擴展速度最快，他利用標準CT試樣，對敏化304不銹鋼以及合金600進行了不同溫度下SCC裂紋擴展試驗，其中實驗環(huán)境25-288℃含200ppb溶氧量的水中，得到裂紋擴展速率與溫度關系：200℃左右的CGR約為25℃或288℃時的30-100倍。張樂福[54]等人的研究結果發(fā)現(xiàn)，在2000ppb純水環(huán)境中，裂紋擴展速率隨著溫度單調遞增。但

102、是在脫氧水環(huán)境中，裂紋擴展速率在250℃時出現(xiàn)了最大值。這個結論與Jones[55]等人對敏化304不銹鋼進行慢應變速率實驗結果一致，結果表明在氧含量較高環(huán)境下，CGR隨著溫度的升高而增加，而在氧含量較低環(huán)境下，溫度對CGR的影響則出現(xiàn)一個峰值溫度，低于此溫度時CGR隨溫度的變化與高氧含量相似，但當高于這一溫度時CGR隨溫度的增加明顯降低。但是也有研究者指出裂紋擴展速率隨著溫度是單調增長的[56]。Terachi[57]等人利用CT試樣