摘要

對核電站常用不銹鋼和鎳基合金等結構材料在服役的高溫高壓水中的應力腐蝕裂紋萌生測試的實驗方法、評價指標、影響因素和萌生機理等幾個方面進行論述,并指出目前研究的不足和未來研究趨勢。

關鍵詞： 核電站 ; 結構材料 ; 高溫高壓水 ; 應力腐蝕開裂 ; 萌生機理

核用結構材料長期在高溫高壓水環境中服役,同時還承受由材料自身制造冷加工、工裝應力以及高溫水熱應力等導致的綜合應力作用,在環境和力學的交互作用下,具有發生應力腐蝕開裂 (SCC) 的風險。此外堆芯結構材料還具有發生輻照促進應力腐蝕開裂的風險。核電站現場的失效案例表明,核電廠20%~40%的腐蝕失效案例均涉及SCC,在所有腐蝕類型中位列第一[1,2]。據統計,SCC多發生在由鎳基合金和不銹鋼制造的蒸汽發生器、控制棒驅動機構以及堆內構件等部位[3,4]。SCC可以分為緩慢的裂紋萌生和較快的裂紋擴展兩個階段,裂紋萌生又可以細分為裂紋萌生條件形成的先導階段 (鉛積累、合金元素的貧化等)、裂紋的孕育階段 (發生晶界蠕變、氧化膜成分改變和晶界擴散等,但是裂紋一般可忽視,不可見) 和裂紋的低速擴展階段 (裂紋緩慢增長或合并)[5]。實際上,在材料發生失效的總服役壽命中,裂紋萌生時間一般可占到約90%,而裂紋一旦萌生并達到一定的臨界長度 (一般在50~500 μm) 后,將以一定的速率穩定擴展,最終將快速失穩擴展導致材料失效,因而裂紋擴展階段的時間僅約占10%,甚至更低[5]。

目前國內外很多研究機構[6-13]針對核用結構材料的SCC擴展過程已經做了大量的研究,研究表明不銹鋼與鎳基合金在高溫高壓水中的SCC裂紋擴展速率一般為10-6~10-9 mm/s。在實驗室模擬環境中利用直流電位降 (DCPD) 等技術原位獲得載荷條件、溫度和水化學等各種因素對裂紋擴展速率的影響規律[9,14,15],就可以借助計算機建模對帶裂紋構件的剩余服役壽命進行計算和評價[16]。與裂紋擴展階段具有穩定和相對較快的裂紋擴展速率相比,裂紋萌生在光滑試樣或無明顯缺陷的部件表面不易發生,具有試驗周期長,萌生位置隨機以及不易檢測等難點,相對于SCC擴展研究相對較少。

針對核用結構材料的高溫高壓水SCC行為研究,目前已有研究者進行了綜述。例如朱若林等[17]對核電異種金屬焊接接頭的應力腐蝕裂紋擴展行為、張克乾等[18,19]對核用結構材料SCC裂紋擴展的研究現狀進行綜述。馬成等[20]和焦洋等[21]對核用不銹鋼在高溫高壓水中SCC行為的研究進展進行了綜述,其中對SCC萌生行為研究并未進行詳細論述。

綜上,SCC萌生由于存在不易檢測,實驗周期長等難點,相比于SCC擴展研究較少。然而材料大部分的服役時間都是處在裂紋萌生階段,因此裂紋萌生對于評估核電站壽命更具有價值。研究各種因素對SCC萌生的影響,弄清SCC萌生的相關機理,對預防材料失效和核電站的壽命評估與延壽具有重要意義。本文就目前研究中常用的核用不銹鋼和鎳基合金SCC萌生的常用實驗方法、評價指標、影響因素和機理等幾個方面的研究進行論述,并指出目前研究的不足和未來研究趨勢。

1 裂紋萌生所用的實驗方法

核電站的服役壽命大約為40~60 a,在實驗室不可能開展如此長時間的同步測試。為了節省成本和時間,實際研究中常采用加速實驗。即使是加速實驗,在考慮力學和環境的綜合作用時,實驗周期還是相對比較長。下面介紹幾種常用的SCC萌生測試的加速實驗方法。

1.1 恒應變實驗

恒應變實驗是使試樣處于特定的幾何形狀而保持應變不變來評價SCC萌生的方法,比如U彎,反U彎,C環試樣等。特點是操作簡單,可以同時對多個試樣進行實驗,定期取出試樣觀察試樣應力腐蝕狀態,效率高[22]。但是在高溫高壓水中隨時間的延長會發生應力松弛,偏離原始應力狀態[23]。

1.2 恒載荷實驗

恒載荷實驗在實驗過程中使試樣保持恒定載荷。有研究[24]表明恒載試驗中只有應力等于或高于所測試材料的屈服應力時才可能萌生裂紋,所以恒載試驗載荷一般要略高于試樣的屈服強度。所用試樣一般為棒狀試樣或鈍口緊湊拉伸試樣,恒載實驗的萌生時間一般通過定期中止實驗檢測萌生情況來確定,近年來也有很多研究利用DCPD技術檢測電位或計算的參比應變值與時間關系曲線的拐點來原位確定裂紋萌生時間[25-29],參比應變表達式為

    (1)

式中,Vgauge0和Vref0分別為最初未受力時的標距段和參比段電位,Vgauge和Vref分別為實驗過程中實時的標距段和參比段電位。實驗過程電流恒定,當試樣表面產生裂紋時,標距段橫截面減小,電位增大,最終參比應變增大。圖1為實際恒載實驗過程中檢測到軋制退火態600 (600MA) 合金裂紋萌生的實例。如圖1a所示,圖中拐點位置表明裂紋已經萌生,即裂紋萌生時間為1250 h。圖1b和c分別為該試樣表面和截面觀察到的裂紋。恒載實驗更接近核電站中材料的靜態應力的實際服役條件,所以該方法有較大的應用前景,但是對于SCC敏感性小的材料實驗周期則會非常長[30]。

圖1   DCPD檢測600MA合金裂紋萌生的實例[26]

1.3 恒定拉伸速率實驗 (CERT) 或慢應變速率拉伸試驗 (SSRT)

在實驗環境下以較緩慢的恒定拉伸速率將試樣拉到一定的應變值或持續拉斷,然后取出試樣進行相關的檢測。該方法特點是實驗周期比較短,并且可以評價SCC敏感性較低的材料 (如690TT合金等) 的裂紋萌生行為,也是目前文獻中比較普遍采用的一種SCC敏感性評價方法,但是結果對拉伸速率的依賴性比較大[31,32],并且會偏離靜態應力下服役狀態[20]。此外,材料發生塑性變形后表面殘余應力很容易被消除[33-35],造成實驗結果的誤差。

2 SCC萌生的評價指標

2.1 萌生時間

萌生時間占據核電材料壽命的大部分時間,是評價核用材料壽命的重要指標。但是關于萌生時間的定義,還沒有統一的說法。研究中通常將裂紋萌生時間定義為從實驗開始到直至檢測到有效裂紋長度時的累計測試時間[36]。也有專家將萌生時間定義為材料從服役開始到裂紋由緩慢擴展向快速擴展轉變時的總時間[37]。而實際實驗中,U彎實驗時同時對多個平行試樣進行實驗,定期取出觀察,當一半試樣萌生裂紋時的時間定義為萌生時間[22]。進行恒載實驗時,實驗周期長,實樣數量較少,但是DCPD技術檢測到裂紋萌生信號時,試樣表面已經存在了較多數量的裂紋[26],一定程度上也滿足統計學規律,結果比較可靠。由此可見,增加檢測頻率和提高檢測設備的分辨率有利于提高萌生時間測試的準確性。

2.2 裂紋大小、數量

裂紋萌生向擴展轉變對應一個臨界裂紋尺寸,所以材料的裂紋長度尤其是裂紋萌生的臨界長度一直是研究中想明確的一個參數,但是影響臨界裂紋長度的因素十分復雜。高應力、冷加工以及表面加工硬化層的引入都可能促使裂紋萌生而縮短臨界裂紋長度[26,37-39]。而服役環境中的溶解氧、溶解氫和溫度也對裂紋萌生有比較明顯的影響,但是如何影響臨界裂紋長度還不是很明確[25,40-42]。由此而見,萌生過程比較復雜,受各種因素影響,其臨界裂紋長度還不能很好的確定,在未來研究中需要進一步明確。

因此實際實驗時通常對材料表面萌生的裂紋進行統計來評估SCC萌生。文獻中常用裂紋密度[31,43,44]、最大裂紋長度[43]、平均裂紋長度[45]和單位面積的裂紋長度[31,40]等指標來評估SCC萌生。一般用金相顯微鏡或掃描電子顯微鏡對試樣標距段進行拍照,記錄裂紋的數量、長度,統計匯總結果,計算出裂紋密度 (單位面積的裂紋數量或單位面積的裂紋長度)[31,40,44],而實際拍攝所用的倍數要根據實際的裂紋大小進行選擇,裂紋較小時需用高倍掃描電鏡拍攝[31,40],而裂紋較大時,用金相顯微鏡拍攝即可[44]。

3 影響SCC萌生的因素

3.1 材料

應力腐蝕是材料、腐蝕環境和力學等因素共同作用的結果,影響因素甚多。材料本身是發生SCC的場所,材料的加工狀態、熱處理狀態都會導致其內部微觀結構發生變化,進而會對SCC萌生產生顯著的影響。

3.1.1 微觀結構對SCC萌生的影響

核用材料部件在制造,安裝運行過程中涉及多種不同形式的機械加工,對材料的內部結構和表面狀態產生影響。

一般認為材料進行冷加工會促進其SCC的萌生過程。Zhai等[26]和Kuang等[39]在實驗中研究表明加工會明顯促進600MA (恒載實驗) 和690MA合金 (CERT實驗) 在高溫高壓水含氫環境中的SCC裂紋萌生。分析認為,可能是由于冷加工增加了隨機大角晶界的數量,能量較高,促使Cr擴散,使裂紋萌生[39]。文獻[46]在研究316L不銹鋼表明冷加工后滑移線數量明顯增加,也促進裂紋萌生。目前主要認為冷加工促使晶界類型轉變、滑移線數量增加、應變誘導馬氏體轉變以及冷加工引入大量空位促使空洞形成都可能會促使SCC萌生[39,46-49]。

材料表面直接與水環境接觸,是SCC優先發生的位置。表面車削以及研磨等機加工處理都會在其近表面引入損傷層,兩個最重要影響因素就是損傷層的厚度和殘余應力[37]。有研究[35,43]認為,在高溫高壓含氫環境中,316L不銹鋼的車削加工表面和690合金的原始表面 (有約10 μm的細晶層) 要比拋光表面更容易萌生裂紋。而研究[26,34]表明,在高溫高壓含氫環境中,600MA合金 (60#砂紙打磨) 和304L不銹鋼 (車削加工) 引入的細晶層表面要比拋光處理的表面試樣不易萌生裂紋。加工表面不易萌生可能因為加工引入的細晶層中合金元素快速擴散,促進均勻氧化,避免沿晶界局部氧化的發生,而拋光表面基體晶界直接與水環境接觸,會優先發生沿晶氧化促使SCC的發生。一般認為損傷層越厚,越會促進SCC萌生,但是不同材料表面損傷層對SCC萌生產生明顯影響的臨界厚度還不確定[37]。

表面殘余應力對SCC也有很大影響,Zhang等[44]認為在155 ℃的飽和MgCl2溶液中,在不施加外載荷的情況下,當表面殘余應力達到190 MPa時就會促進316不銹鋼的SCC裂紋萌生。恒載試驗表明,當600合金表面引入殘余壓應力時才會緩解SCC萌生,而引入拉應力則會促進SCC萌生[28,33],所以工程現場會采用對材料進行表面噴丸處理的方式以提高SCC抗性[37]。但是Chang等[34,35]在模擬一回路水環境中對304L不銹鋼和316L不銹鋼進行SSRT實驗,并沒有發現表面殘余應力與SCC萌生之間的依賴關系,這可能是因為材料一旦發生塑性變形,材料的表面應力就會趨于相似的值[33]。由此可見SSRT試驗可能會掩蓋殘余應力對裂紋萌生的影響。所以材料表面加工硬化層的厚度、殘余應力狀態和實驗方法都有可能影響SCC萌生過程,需要綜合考慮。

3.1.2 熱處理的影響

對于600合金和690合金通常通過“特殊熱處理”(TT) 來提高其SCC抗性[50]。TT處理通常是在700~800 ℃范圍內等溫處理幾至十幾小時,控制晶界碳化物的析出,消除或緩解晶界附近的貧Cr區,從而增強SCC抗性[51,52]。但也有研究[53,54]表明,如果690合金在TT處理后再次進行冷加工處理,則會在材料中引入大量空位,空位會在碳化物等高能形核位置聚集形成空洞,此時碳化物反而會促使SCC裂紋萌生。

除了材料在制備過程中必要的熱處理,核用結構材料長期在高達340 ℃的高溫高壓水環境中服役,還會經歷低溫熱老化過程,導致材料微觀結構和性能發生變化[55,56]。Tsutsumi等[43]對690TT合金 (420 ℃/60000 h) 在模擬一回路水環境中進行SSRT實驗,表明裂紋密度只是稍有增大,熱老化對SCC裂紋萌生的影響不明顯。Yoo等[57,58]對400 °C熱老化0、1142和2284 h的600合金在高溫高壓水中進行實驗,開缺口試樣對應萌生時間分別為353.5、316.7和284.5 h,而光滑圓棒試樣的萌生時間為560.9、427.9和518.6 h。上述不同形狀試樣表現出的不同趨勢可能與熱老化過程中晶界析出相、貧Cr程度以及試驗時所受應力狀態有關,但具體機理還有待研究。Li等[59]和Lai等[60]對熱老化的鑄造奧氏體不銹鋼在模擬壓水堆環境中進行SSRT實驗,表明由于組織中的鐵素體發生熱老化脆化和元素偏析,裂紋會優先在鐵素體內部形成。整體上關于熱老化處理后的應力腐蝕尤其是SCC萌生測試還較少,有很大的研究前景。

3.2 水化學環境

相比于改善材料本身性能,水化學條件調節范圍較寬,操作也相對比較簡單,成本也較低,所以通過改善環境因素來降低甚至是抑制材料在服役環境中的SCC萌生過程是一種可行和有效的方法[22,61]。

3.2.1 溶解氫 (DH) 和溶解氧 (DO) 的影響

通常會向一回路溶液中通入一定量的H2來降低與之接觸的各種材料的腐蝕電位,從而減緩材料的腐蝕[62,63]。圖2a和b分別是DH對600合金裂紋擴展速率和萌生時間的影響總結結果,可以看出在高溫高壓純水環境中,在與NiO/Ni相轉變線對應的DH濃度附近,600合金具有最大的裂紋擴展速率和最短的裂紋萌生時間,并且進一步增加或降低DH濃度,裂紋擴展速率均隨之逐漸減低,而裂紋萌生時間隨之增加。裂紋擴展速率關于該DH濃度近似呈對稱分布[6],而低濃度DH對萌生時間影響較大,高濃度影響較小,NiO/Ni相轉變線兩側萌生時間的變化趨勢差異較大[25,41,64]。Kazuya等[43]研究表明,690合金在模擬一回路水環境中SCC萌生時間與NiO/Ni相轉變線對應的DH濃度并沒有明顯的對應關系,但是數據有限并沒有得出確定結論。

圖2   DH對600合金與82/182合金325 ℃下裂紋擴展速率和600合金在360 ℃下裂紋萌生時間的影響[6,25]

Zhong等[65]在模擬一回路水中對316SS進行SSRT實驗,研究了不同DH水平 (5,15,30,50 cm3/kg) 對非敏化316SS SCC萌生的影響,認為隨著DH升高,裂紋數量逐漸降低,裂紋不易萌生；但是在DH=15 cm3/kg時,316SS有最大的裂紋擴展速率。而Nakagawa等[66]在模擬沸水堆環境中對316L進行SSRT實驗,表明高DH環境中SCC敏感性反而比低DH環境大。Choi等[67]對熱軋316L進行裂紋擴展實驗,發現氫濃度增加會使擴展速率加快。由上述可知,DH對SCC的影響機理比較復雜,萌生與擴展機理也不盡不同。

與一回路溶液中添加DH相比,DO的添加則會增加腐蝕電位,一般會促使SCC的發生,實際實驗中也發現隨DO濃度的增加,裂紋擴展速率加快[7,10]。但是Waeng等[42]在模擬一回路水環境中對600合金進行SSRT試驗,表明高溶解氧濃度 (~7.8 mg/L) 要比除氧環境的SCC敏感性小,分析認為高氧環境會促使形成更具保護性的氧化膜。目前關于DO對SCC萌生過程影響的研究還很少,還主要集中在SCC的敏感性和裂紋擴展速率的相關研究中。

3.2.2 Cl-,PH,Zn2+等的影響

Cl-對鈍化膜具有破壞作用導致鈍化膜局部發生破裂,會促進SCC萌生的發生。Matocha等[68]在275 ℃的高壓釜中對304不銹鋼開展了恒應變的裂紋萌生實驗。在DO條件下,表明隨著Cl-濃度的升高試樣表面出現裂紋并且萌生時間逐漸縮短,說明Cl-濃度的提高確實促進了SCC裂紋的萌生和擴展。在除氧條件下,在不同PH溶液中進行實驗,表明酸性溶液中點蝕孔的尺寸和裂紋密度最大,說明酸性也會促使SCC萌生。

而在模擬一回路水環境中添加的Zn離子通常會置換合金表面已經形成的表面膜中的Ni和Fe離子,促使內層形成含Zn和Cr的保護性更好的氧化膜,從而抑制600合金表面SCC裂紋的形成[69,70]。

3.2.3 溫度對裂紋萌生的影響

Etien等[41]在模擬一回路水環境中對退火態600合金進行恒載SCC萌生實驗,表明在304~367 ℃溫度范圍內,裂紋萌生時間隨著溫度的增加逐漸降低,與溫度遵循Arrhenius關系,其萌生激活能約為 (103±18) kJ/mol。Moss和Was[40]在亞臨界水和超臨界水環境中 (320~450 ℃,25 MPa) 對600MA合金以及預變形20%的690MA合金進行了CERT裂紋萌生實驗。結果表明單位面積的裂紋長度和溫度之間也滿足Arrhenius關系,600MA合金裂紋萌生熱激活能為 (121±13) kJ/mol,與恒載實驗中結果較為相符。另外還發現亞臨界水和超臨界水中裂紋形貌也基本類似。因而根據激活能和裂紋形貌,可初步推斷亞臨界水和超臨界水中600合金和690合金的裂紋萌生機理是相同的,所以采用高于實際服役環境的溫度來進行SCC萌生加速實驗也可能是一種有效的方法。

3.3 應力狀態

3.3.1 施加應力的影響

Boursier等[24]在模擬一回路水中對600MA合金進行恒載實驗,認為只有施加的應力水平等于或高于屈服應力時才會觀察到SCC裂紋。所以恒載實驗時所選應力一般略高于屈服應力。另外,裂紋萌生向裂紋穩定快速擴展的轉變存在一個應力強度因子 (K) 的閾值[5],研究[37]表明600合金緩慢擴展到快速擴展的閾值約為9 MPa 。而后Zhai等[26]對冷加工600合金進行恒載實驗時,發現裂紋萌生時對應的K約為10 MPa ,這與9 MPa 比較接近,進一步驗證了裂紋萌生向裂紋快速擴展階段轉變時K存在一個閾值。Hong等[37]和Etien等[41]總結到,高溫高壓水環境中應力水平越高,則SCC萌生時間越短,萌生時間與應力之間的關系近似滿足下式：

         (2)

式中,SCCItime代表裂紋萌生時間,σ代表施加應力的大小。

3.3.2 應變速率的影響

在進行SSRT實驗時,要選擇合適的應變速率,過快來不及發生SCC而只發生機械斷裂,過慢則實驗時間會比較長。

Boursier等[24]對600MA合金分別進行SSRT與恒載荷測試,當SSRT達到既定的恒載荷條件時保持載荷不變,結果表明SSRT測試比恒載荷測試更能促進SCC的萌生。

Kuang等[31]和Zhong等[32]分別對316不銹鋼和冷加工的690TT在模擬一回路水環境中進行SSRT實驗,表明低應變速率下裂紋密度明顯增加,SCC萌生更加容易。Santarini等[45]研究表明隨著應變速率的提高,600合金在模擬一回路水環境中的表面平均裂紋長度和最大裂紋長度都增加。Boursier等[21]研究表明,隨著應變速率的提高,600MA在模擬一回路水環境中的裂紋擴展速率也提高。Kuang等[31]總結得出,當機械載荷或應變固定時,裂紋萌生主要由腐蝕的時間來控制,而裂紋擴展主要由載荷或應變的大小來控制。

4 SCC萌生的機理

針對SCC擴展已經提出了很多理論,例如滑移-溶解模型[71,72],環境耦合斷裂模型[73,74],內氧化模型[75]等。而關于裂紋萌生還沒有比較成熟的統一的理論模型。

4.1 內氧化模型

Panter等[76]在模擬一回路水環境的靜態釜中對600合金進行恒應變實驗。在試樣表面下方發現了貧Cr區和晶界氧化物。針對這些發現并結合以前的選擇性氧化理論[77]提出了裂紋萌生的內氧化模型,機理如圖3所示。可以看出,(1) Cr的選擇性氧化,使表面以下貧Cr,并產生空位；(2) O與空位結合,沿晶界擴散；(3) 隨擴散沿晶界發生氧化；(4) 隨氧化進行,晶界強度弱化；(5) 在應力作用下,易發生沿晶SCC萌生。另外,圖6左側還指出晶界碳化物可以作為O陷阱,阻止O沿晶界向內擴散,這可能就是TT處理增強材料SCC抗性的原因之一。實際上若材料內部存在比較多的孿晶、位錯和滑移帶時,這些位置也會比較容易氧化,從而傾向于發生穿晶斷裂[34]。

圖3   內氧化機理示意圖[76]

4.2 空洞形成模型

Arioka等[30,49,53,78,79]對冷加工的碳鋼、不銹鋼、鎳基合金等材料在高溫高壓水中進行了恒載荷萌生實驗。結合實驗結果,提出了空洞形成模型。如圖4a所示,首先 (Stage 1),冷加工引入大量的空位[80],空位在濃度梯度的驅動下從晶粒晶格向晶界擴散。之后 (Stage 2) 晶界處不帶電的空位在應力梯度的作用下沿晶界向高應力區擴散。最后 (Stage 3) 空位在高能形核位置 (例如晶界碳化物) 聚集,合并成空洞。空洞的存在使晶界弱化,空洞成為裂紋萌生的前驅體,弱化晶界在應力和水化學條件的共同作用下很容易產生應力腐蝕,萌生裂紋。

圖4   空洞形成示意圖和690TT合金不同狀態空洞形貌圖[53,54]

另外,Zhai等[27,54]對冷加工690TT合金在高溫高壓水中進行萌生實驗時,也觀察到了空洞現象。如圖4b~d所示,展示了不同實驗時間的試樣空洞情況,表明SCC裂紋是由空洞連接所形成,進一步證實了該模型的合理性。但是就目前來看,只有進行冷加工的材料,才能夠觀察到明顯的空洞,所以該理論的應用范圍有一定的局限性。

4.3 動態應變下的690合金的SCC萌生模型

Moss等[23,81]用SSRT實驗研究了690合金SCC萌生。他們根據萌生裂紋的結構和成分分析,結合以前針對600合金的選擇性氧化的SCC模型和690合金的高Cr含量特性,提出了動態應變條件下的690合金的SCC萌生模型。其機理如圖5所示。起初,Cr沿晶界擴散,在晶界上方形成一層致密的Cr2O3氧化膜,而Cr沿晶界擴散會促使形成貧Cr區和造成晶界遷移 (圖5a)。Cr2O3膜由于脆性較大,會在動態應變下發生破裂。導致氧會沿晶界擴散而形成晶界氧化物,隨著氧化進行,貧Cr區逐漸擴大,晶界強度逐漸降低 (圖5b)。當外加應力高于晶界強度時,就會萌生裂紋,而當貧Cr程度達到不能在裂尖形成保護性的氧化膜,則裂紋就會繼續擴展 (圖5c)。Volpe等[82]在600合金中也觀察到了晶界優先氧化和晶界遷移現象。說明晶界氧化和晶界遷移確實會促使鎳基合金SCC的萌生。

圖5   動態應變下690合金在高溫高壓水環境SCC萌生機理示意圖[81]

實際上述的動態應變下的690合金萌生模型與內氧化模型關系緊密,而實際實驗中還有600合金氫氣環境中的SCC萌生模型[83,84]、冷變形誘導晶界類型轉變[39]、應變誘導馬氏體轉變[48]以及引入表面細晶層等[34]相關的SCC萌生機理解釋。但是整體SCC萌生機理研究不深入,機理適用范圍較小,想要與實際的SCC萌生時間等指標建立較好的定量關系還有很大的差距。

5 研究不足與趨勢

綜上所述,國內外對核用關鍵結構材料在高溫高壓水環境中的SCC裂紋萌生行為進行了一系列的研究,也取得了一定的進展。實驗方法由定性化逐漸轉化為結合DCPD等技術的原位檢測。對于冷加工、表面狀態、水化學、應力、應變速率等因素對常用核用結構材料的SCC萌生行為的影響進行了初步研究,提出了內氧化、空洞形成等SCC萌生模型。但是研究中仍然存在很多不足：(1) 裂紋萌生時間定義或者由裂紋萌生至穩定快速擴展的臨界長度還存在爭議,對于萌生時間的測量精確度還有待提高。(2) 如何合適的選擇各種實驗方法中的載荷、應變以及應變速率還需探索。(3) 裂紋萌生時間快速變化的臨界冷加工程度以及臨界表面損傷層厚度 (本質上是變形層內微觀結構的變化) 還不能很好的確定。(4) DO和DH對核用材料裂紋萌生的影響趨勢還不明確。(5) 不同材料的裂紋萌生激活能以及機理不變的溫度區間還需進一步確定。(6) 現有的裂紋萌生機理使用范圍具有局限性,研究還不夠深入。

針對上述研究不足,未來要繼續研究各種因素對核用結構材料的SCC萌生的影響,提供更多的基礎研究數據探究相應的機理。在實際摸索中不斷改進研究方法和選擇合適的實驗參數,使實驗研究更加接近于實際服役狀態。而隨研究技術和方法的不斷進步和成熟,研究也會越來越深入到微納米尺度[85]。在更微觀的層次上探究SCC萌生的轉變過程,揭示萌生機理。隨著研究的不斷深入和數據的不斷積累,最終使實驗結果從定性化轉向定量化,建立有效的萌生時間和裂紋萌生臨界長度的評估方法。從而能夠比較準確地對核電站的壽命進行評估,也可以從根本上為改善核電材料性能或制定更加規范化的核電運行準則提供理論基礎,減緩材料失效和延長核電站的壽命。

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