溶解氧和温度对06Cr17Ni12Mo2Ti不锈钢在超临界水中应力腐蚀的影响

工程科学学报，第37卷，第11期：1456-1462,2015年11月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.11:1456-1462,November 2015 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2015.11.010:http://journals..ustb.edu.cn 溶解氧和温度对06Cr17Ni12Mo2Ti不锈钢在超临界水 中应力腐蚀的影响 陆 辉”，沈朝”，张乐福，唐睿”，张强 1)上海交通大学核科学与工程学院，上海2002402)中国核动力研究设计院，成都610041 ☒通信作者，E-mail:Ifzhang@sjtu.edu.cn 摘要通过慢应变速率拉伸试验，在超临界水环境中研究了溶解氧和温度对06Cl7Ni12M2Ti不锈钢的应力腐蚀开裂倾 向的影响规律.试验结果表明：在含不同溶解氧量(0200/2000μg·kg)的450℃和550℃超临界水环境中，不锈钢都呈现 出不同程度的应力腐蚀开裂倾向.随着水中溶解氧含量的增加，不锈钢的应力腐蚀开裂倾向更为明显.随着温度的上升，应 力腐蚀开裂倾向反而会下降.在含不同溶解氧量(0/200/2000μgkg)的650℃超临界水环境中，不锈钢只发生塑性断裂， 未发现应力腐蚀开裂倾向，并且溶解氧对其影响也不是很明显. 关键词超临界水：奥氏体不锈钢：应力腐蚀开裂：慢应变速率试验：拉伸试验 分类号TG142.71:TL341 Effects of dissolved oxygen and temperature on the stress corrosion of 06Cr17Nil2Mo2Ti stainless steel in supercritical water LUH,SHEN Zhao”,ZHANG Le-fu'回，TANG RL2,ZHANG Qiang》 1)School of Nuclear Science and Engineering,Shanghai Jiao Tong University,Shanghai 200240,China 2)Nuclear Power Institute of China,Chengdu 610041,China Corresponding author,E-mail:Ifzhang@sjtu.edu.cn ABSTRACT The effects of dissolved oxygen (DO)and temperature on the stress corrosion cracking (SCC)of 06Cr17Nil2Mo2Ti stainless steel (SS)in supercritical water environments were investigated by slow strain rate tensile tests (SSRT).It is found that the SCC susceptibility of the stainless steel is observed in 450 C and 550 C supercritical water environments containing different amounts of dissolved oxygen (0/200/2000 ugkg).The effect of dissolved oxygen on the SCC susceptibility is more remarkable with increas- ing amount of dissolved oxygen.However,the SCC susceptibility decreases with the increase of temperature.In 650 C supercritical water environments containing different amounts of dissolved oxygen (0/200/2000 ugkg),ductile fracture can be found,but the SCC susceptibility is not observed.In these environments,the effect of DO is negligible. KEY WORDS supercritical water:austenitic stainless steel:stress corrosion cracking:slow strain rate testing;tensile testing 第四代概念堆型超临界水冷堆(supercritical water焓态，并且出口温度被提高至550℃，压力提高到25 cooled reactor,SCWR)由于具有高热效率、没有蒸汽发MPa,其热效率从目前的第二代轻水堆的33%提高到 生器和汽水分离器的简单反应堆设计等优点，被认为40%以上.但是，在超临界水冷堆中，冷却剂对反应堆 是最有前景的候选堆型之一”.超临界水冷堆运行在 材料有很强的腐蚀性回，所以在选择堆芯结构材料时， 水的临界点(374℃，22.1MPa)之上，冷却剂为单相高 需要重点关注材料的抗应力腐蚀性能B- 收稿日期：2014-07-26 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2007CB209800)

工程科学学报，第 37 卷，第 11 期: 1456--1462，2015 年 11 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 11: 1456--1462，November 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 11． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn 溶解氧和温度对 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在超临界水 中应力腐蚀的影响 陆 辉1) ，沈 朝1) ，张乐福1) ，唐 睿2) ，张 强2) 1) 上海交通大学核科学与工程学院，上海 200240 2) 中国核动力研究设计院，成都 610041  通信作者，E-mail: lfzhang@ sjtu． edu． cn 摘 要 通过慢应变速率拉伸试验，在超临界水环境中研究了溶解氧和温度对 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢的应力腐蚀开裂倾 向的影响规律． 试验结果表明: 在含不同溶解氧量( 0 /200 /2000 μg·kg － 1 ) 的 450 ℃和 550 ℃ 超临界水环境中，不锈钢都呈现 出不同程度的应力腐蚀开裂倾向． 随着水中溶解氧含量的增加，不锈钢的应力腐蚀开裂倾向更为明显． 随着温度的上升，应 力腐蚀开裂倾向反而会下降． 在含不同溶解氧量( 0 /200 /2000 μg·kg － 1 ) 的 650 ℃ 超临界水环境中，不锈钢只发生塑性断裂， 未发现应力腐蚀开裂倾向，并且溶解氧对其影响也不是很明显． 关键词 超临界水; 奥氏体不锈钢; 应力腐蚀开裂; 慢应变速率试验; 拉伸试验 分类号 TG142. 71; TL341 Effects of dissolved oxygen and temperature on the stress corrosion of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel in supercritical water LU Hui1) ，SHEN Zhao1) ，ZHANG Le-fu1)  ，TANG Ｒui2) ，ZHANG Qiang2) 1) School of Nuclear Science and Engineering，Shanghai Jiao Tong University，Shanghai 200240，China 2) Nuclear Power Institute of China，Chengdu 610041，China  Corresponding author，E-mail: lfzhang@ sjtu． edu． cn ABSTＲACT The effects of dissolved oxygen ( DO) and temperature on the stress corrosion cracking ( SCC) of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel ( SS) in supercritical water environments were investigated by slow strain rate tensile tests ( SSＲT) ． It is found that the SCC susceptibility of the stainless steel is observed in 450 ℃ and 550 ℃ supercritical water environments containing different amounts of dissolved oxygen ( 0 /200 /2000 μg·kg － 1 ) ． The effect of dissolved oxygen on the SCC susceptibility is more remarkable with increas￾ing amount of dissolved oxygen． However，the SCC susceptibility decreases with the increase of temperature． In 650 ℃ supercritical water environments containing different amounts of dissolved oxygen ( 0 /200 /2000 μg·kg － 1 ) ，ductile fracture can be found，but the SCC susceptibility is not observed． In these environments，the effect of DO is negligible． KEY WOＲDS supercritical water; austenitic stainless steel; stress corrosion cracking; slow strain rate testing; tensile testing 收稿日期: 2014--07--26 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2007CB209800) 第四代概念堆型超临界水冷堆( supercritical water cooled reactor，SCWＲ) 由于具有高热效率、没有蒸汽发 生器和汽水分离器的简单反应堆设计等优点，被认为 是最有前景的候选堆型之一［1］． 超临界水冷堆运行在 水的临界点( 374 ℃，22. 1 MPa) 之上，冷却剂为单相高 焓态，并且出口温度被提高至 550 ℃，压力提高到 25 MPa，其热效率从目前的第二代轻水堆的 33% 提高到 40% 以上． 但是，在超临界水冷堆中，冷却剂对反应堆 材料有很强的腐蚀性［2］，所以在选择堆芯结构材料时， 需要重点关注材料的抗应力腐蚀性能［3-- － 4］．

陆辉等：溶解氧和温度对06Cl7N12Mo2Ti不锈钢在超临界水中应力腐蚀的影响 ·1457· 人们对目前应用于超临界火电站和压水堆燃料组 做出性能评价.慢应变速率拉伸试验的优点就是试验 件等高温环境下材料进行初步筛选与评估，提出一系 周期短和重复性高，能够对材料的性能进行快速评价， 列超临界水冷堆燃料包壳候选材料，其中包括铁素体一 从而广泛应用于工程实践7 马氏体钢、奥氏体不锈钢、镍基合金及氧化物弥散强化 应力腐蚀开裂倾向T计算公式如下： （oxide dispersion strengthening,ODS）钢B-a T=4。-A ×100% 06Crl7Ni12Mo2Ti不锈钢作为候选材料之一，除了有 A 良好的力学性能之外，还需要具有较好的抗应力腐蚀 式中，A,为试样在高温氩气中慢应变速率拉伸试验后 开裂性能 的断后伸长率，A为试样在超临界水中慢应变速率拉 为了了解06Crl7Ni12Mo2Ti不锈钢在超临界水中 伸试验后的断后伸长率 的应力腐蚀开裂倾向，本文对06Crl7Ni12Mo2Ti不锈 用扫描电镜得到的试样断口形貌的分析标准是： 钢在温度为450、550和650℃及含不同溶解氧量(0/ 若试样的断口表面均为韧窝微孔，则认为是韧性的机 200/2000μgkg)的超临界水环境下进行慢应变速 械断裂：若试样的断口表面均为穿晶型或沿晶型的断 率拉伸试验，通过比较其塑性变形量以及断口形貌研 裂形貌，则认为是脆性断裂：若试样的断口中心部分是 究水中溶解氧及温度对O6Crl7Nil2Mo2Ti不锈钢的应 韧窝微孔，而边缘部分呈现穿晶型或沿晶型的断裂形 力腐蚀开裂敏感性的影响，为最终确定超临界水冷堆 貌，则认为具有应力腐蚀敏感性四 堆内构件材料的技术要求提供相应的数据支持. 1.2试验材料与试样 试验材料为06Cr17Ni12Mo2Ti奥氏体不锈钢，通 1试验内容 过X射线荧光光谱仪分析其化学成分，如表1所示. 1.1试验方法 试样经抛光和王水侵蚀后，用扫描电镜观测到的微观 本文通过在超临界水中慢应变速率拉伸试验开展 组织如图1所示，拉伸试验所用试样尺寸如图2所示. 研究，对比在高温氩气中的空白试验（指在惰性气体 在试验之前，试样在磨抛机上依次用180、400“、800° 中进行的慢应变速率拉伸试验，在该种环境下，只发生 和1200的碳化硅水砂纸进行打磨，之后在丙酮中进行 塑性断裂，未发生应力腐蚀开裂)进行应力腐蚀开裂 超声波清洗去污，再用超纯水冲洗，最后用游标卡尺测 倾向分析，并对试验后断口进行扫描电镜观察，对材料 量拉伸段尺寸. 表106Cxl7Ni12Mo2Ti的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of 06Crl7Nil2Mo2Ti stainless steel % C Mn P Cr Ni Mo Ti Fe 0.02 0.40 1.50 0.008 0.014 17 12.10 2.0 0.47 余量 13.75 42 图2慢拉伸试样（单位：mm) Fig.2 Specimen in slow strain rate tensile test unit:mm 和水化学回路组成，水回路装置如图3所示.试验条 件如表2所示，位移的测量采用光栅尺，材料失效判据 为最大应力的70%，水化学的控制方法：溶解氧通过 图1试样金相组织 气体质量流量控制器控制，用在线溶解氧仪检测：测温 Fig.I Metallography of the specimen 元件为K型热电偶.试验结束后对数据进行处理得到 相应的应力一应变曲线，根据应力一应变曲线得出材料 1.3试验装置与试验条件 的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率。随后采用扫描 试验装置由高压釜、慢应变速率拉伸机、控制系统 电镜对试样断口形貌及标距段表面形貌进行观察分

陆 辉等: 溶解氧和温度对 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在超临界水中应力腐蚀的影响 人们对目前应用于超临界火电站和压水堆燃料组 件等高温环境下材料进行初步筛选与评估，提出一系 列超临界水冷堆燃料包壳候选材料，其中包括铁素体-- 马氏体钢、奥氏体不锈钢、镍基合金及氧化物弥散强化 ( oxide dispersion strengthening， ODS ) 钢［5--6］． 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢作为候选材料之一，除了有 良好的力学性能之外，还需要具有较好的抗应力腐蚀 开裂性能． 为了了解 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在超临界水中 的应力腐蚀开裂倾向，本文对 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈 钢在温度为 450、550 和 650 ℃ 及含不同溶解氧量( 0 / 200 /2000 μg·kg － 1 ) 的超临界水环境下进行慢应变速 率拉伸试验，通过比较其塑性变形量以及断口形貌研 究水中溶解氧及温度对 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢的应 力腐蚀开裂敏感性的影响，为最终确定超临界水冷堆 堆内构件材料的技术要求提供相应的数据支持． 1 试验内容 1. 1 试验方法 本文通过在超临界水中慢应变速率拉伸试验开展 研究，对比在高温氩气中的空白试验( 指在惰性气体 中进行的慢应变速率拉伸试验，在该种环境下，只发生 塑性断裂，未发生应力腐蚀开裂) 进行应力腐蚀开裂 倾向分析，并对试验后断口进行扫描电镜观察，对材料 做出性能评价． 慢应变速率拉伸试验的优点就是试验 周期短和重复性高，能够对材料的性能进行快速评价， 从而广泛应用于工程实践［7--9］． 应力腐蚀开裂倾向 T 计算公式如下: T = A0 － A A0 × 100% ． 式中，A0为试样在高温氩气中慢应变速率拉伸试验后 的断后伸长率，A 为试样在超临界水中慢应变速率拉 伸试验后的断后伸长率． 用扫描电镜得到的试样断口形貌的分析标准是: 若试样的断口表面均为韧窝微孔，则认为是韧性的机 械断裂; 若试样的断口表面均为穿晶型或沿晶型的断 裂形貌，则认为是脆性断裂; 若试样的断口中心部分是 韧窝微孔，而边缘部分呈现穿晶型或沿晶型的断裂形 貌，则认为具有应力腐蚀敏感性［10］． 1. 2 试验材料与试样 试验材料为 06Cr17Ni12Mo2Ti 奥氏体不锈钢，通 过 X 射线荧光光谱仪分析其化学成分，如表 1 所示． 试样经抛光和王水侵蚀后，用扫描电镜观测到的微观 组织如图 1 所示，拉伸试验所用试样尺寸如图 2 所示． 在试验之前，试样在磨抛机上依次用 180# 、400# 、800# 和1200# 的碳化硅水砂纸进行打磨，之后在丙酮中进行 超声波清洗去污，再用超纯水冲洗，最后用游标卡尺测 量拉伸段尺寸． 表 1 06Cr17Ni12Mo2Ti 的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel % C Si Mn S P Cr Ni Mo Ti Fe 0. 02 0. 40 1. 50 0. 008 0. 014 17 12. 10 2. 0 0. 47 余量 图 1 试样金相组织 Fig． 1 Metallography of the specimen 1. 3 试验装置与试验条件 试验装置由高压釜、慢应变速率拉伸机、控制系统 图 2 慢拉伸试样( 单位: mm) Fig． 2 Specimen in slow strain rate tensile test ( unit: mm) 和水化学回路组成，水回路装置如图 3 所示． 试验条 件如表 2 所示，位移的测量采用光栅尺，材料失效判据 为最大应力的 70% ． 水化学的控制方法: 溶解氧通过 气体质量流量控制器控制，用在线溶解氧仪检测; 测温 元件为 K 型热电偶． 试验结束后对数据进行处理得到 相应的应力--应变曲线，根据应力--应变曲线得出材料 的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率． 随后采用扫描 电镜对试样断口形貌及标距段表面形貌进行观察分 · 7541 ·

·1458· 工程科学学报，第37卷，第11期 背压阀 电导率测量仪 CS.em 溶氧传感器 水箱 冷凝器 DO (PH 反应釜 O,N,Ar pHi计 高压 换热器 高压侧 低压侧 树脂床 图3水化学回路 Fig.3 Water chemistry control loop 表2慢拉伸试验条件 600 Table 2 SSRT test conditions 500 超临界高压 试验条件 釜试验参数 400 釜体主要材料625镍基合金 300 釜内容积 1.5L -316Ti@450℃.Ar 试验介质 Ar/超纯水（≥18.2Mncm) 200 一316Ti@450℃.0g·kg -316TiG450℃，200gkg Ar除氧（≤8g·kg1)/200gkg/2000g 100 -316Ti@450.20004gkg 溶解氧 kg-1 试验温度 (450/5501/650±2)℃ 0.10.20.30.40.50.6070.80.9 应变 试验压力 (25±0.1)MPa 图406Cx17Ni12M2Ti不锈钢在450℃的超临界水中的应力- 回水电导率 ≤0.1μscm1 应变曲线 应变速率 9.26×10-7s-1 Fig.4 Stress-strain curves of 06Crl7Nil2Mo2Ti stainless steel in supercritical water at 450 C 析，所用设备由上海交通大学分析测试中心提供 2试验结果与讨论 400 2.1试验结果 300 06Cr17Ni12Mo2Ti不锈钢在450、550和650℃以 及含0、200和2000μugkg溶解氧的超临界水中慢应 200 变速率拉伸应力-应变曲线分别如图4、图5和图6所 示，屈服强度、抗拉强度和断后伸长率在表3、表4和 一316Tmi@550℃.Ar 100 一316Ti@550℃.0gkg4 表5中给出.在450℃和550℃时，试样表现出了加工 二316Ti@550℃.200Hg·kg 硬化行为，而在650℃时出现了加工软化现象. 316T@550℃，2000gkg 2.2溶解氧的影响 0.1 0.2 03 0.4 0.5 应变 从表3和表4可知，在超临界水环境中，水中溶解氧 图506Cr17Ni12M2Ti不锈钢在550℃的超临界水中的应力- 含量对06Cr17Ni12Mo2T不锈钢的屈服强度影响不大，但 应变曲线 是对抗拉强度和断后伸长率有较大的影响.在450℃和 Fig.5 Stress-strain curves of 06Crl7Nil2Mo2Ti stainless steel in 550℃超临界水环境中，随着水中溶解氧量的增加，试样 supercritical water at 550 C 的抗拉强度和断后伸长率出现明显的下降，如图7所示， 这种下降趋势可能源于应力腐蚀开裂的影响 图8是试样在高温纯氩和含不同溶解氧量的

工程科学学报，第 37 卷，第 11 期 图 3 水化学回路 Fig． 3 Water chemistry control loop 表 2 慢拉伸试验条件 Table 2 SSＲT test conditions 超临界高压 釜试验参数 试验条件 釜体主要材料 625 镍基合金 釜内容积 1. 5 L 试验介质 Ar /超纯水( ≥18. 2 MΩ·cm) 溶解氧 Ar 除氧( ≤8 μg·kg － 1 ) /200 μg·kg － 1 /2000 μg· kg － 1 试验温度 ( 450 /550 /650 ± 2) ℃ 试验压力 ( 25 ± 0. 1) MPa 回水电导率 ≤0. 1 μs·cm － 1 应变速率 9. 26 × 10 － 7 s － 1 析，所用设备由上海交通大学分析测试中心提供． 2 试验结果与讨论 2. 1 试验结果 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在 450、550 和 650 ℃ 以 及含 0、200 和 2000 μg·kg － 1溶解氧的超临界水中慢应 变速率拉伸应力--应变曲线分别如图 4、图 5 和图 6 所 示，屈服强度、抗拉强度和断后伸长率在表 3、表 4 和 表 5 中给出． 在 450 ℃和 550 ℃时，试样表现出了加工 硬化行为，而在 650 ℃时出现了加工软化现象． 2. 2 溶解氧的影响 从表3 和表4 可知，在超临界水环境中，水中溶解氧 含量对06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢的屈服强度影响不大，但 是对抗拉强度和断后伸长率有较大的影响． 在 450 ℃和 550 ℃超临界水环境中，随着水中溶解氧量的增加，试样 的抗拉强度和断后伸长率出现明显的下降，如图 7 所示， 这种下降趋势可能源于应力腐蚀开裂的影响． 图 4 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在 450 ℃ 的超临界水中的应力-- 应变曲线 Fig． 4 Stress--strain curves of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel in supercritical water at 450 ℃ 图 5 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在 550 ℃ 的超临界水中的应力-- 应变曲线 Fig． 5 Stress--strain curves of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel in supercritical water at 550 ℃ 图 8 是试样在高温纯氩和含不同溶解氧量的 · 8541 ·

陆辉等：溶解氧和温度对06Cl7N12Mo2Ti不锈钢在超临界水中应力腐蚀的影响 1459* 450℃超临界水中慢应变速率拉伸试验后的断口形 300 -316Ti@650℃.Ar 貌.图8(a)中整个断口表面布满了韧窝微孔，是完全 250 -316i@650℃，0g-kg ,316T@650℃.200w-kg 的塑性断裂.图8(b)~()中断口表面形貌非常相 316T@650℃2000gkg 似，整个断口表面分区较为明显，中心区域散布着大小 200 不一的韧窝微孔，表现出塑性断裂特征，但左右两侧的 断口边缘处有明显的沿晶开裂迹象，由此可知在该温 度下，试样在含不同溶解氧量的超临界水中都具有应 力腐蚀开裂倾向，但由于图8(b)~(d)中断口形貌相 似，可认为水中的溶解氧含量对断口形貌没有太大的 0.2 影响. 04 应变 图9是试样在高温纯氩和含不同溶解氧量的 图606Cl7Ni12M2Ti不锈钢在650℃的超临界水中的应力- 450℃超临界水中慢应变速率拉伸试验后的标距段表 应变曲线 面形貌.可以明显观察到，随着水中溶解氧量的增加， Fig.6 Stress-strain curves of 06Cr17Nil2Mo2Ti stainless steel in 标距段表面的裂纹密度明显增加.在超临界水中，阳 supereritical water at 650 C 离子向基体外部扩散，而阴离子向基体内部扩散，使得 表306Cr17Ni12Mo2Ti不锈钢在450℃环境下的试验参数与主要结果 Table 3 Test parameters and main results of 06Crl7Nil2Mo2Ti stainless steel in 450 C environments 屈服强度， 抗拉强度， 断后伸长率， 应力腐蚀开裂 试验环境 试验条件 R./MPa 断裂特征 R/MPa A/% 倾向，T/% 惰性气体 Ar 172 473 68.1 塑性 超临界水 氩气除氧 164 440 52.7 22.6 塑性+沿品 超临界水 200μgkg1溶氧 172 355 44.7 34.4 塑性+沿品 超临界水 20004gkg溶氧 172 349 37.4 45.1 塑性+沿品 表406C17Ni12M2T不锈钢在550℃环境下的试验参数与主要结果 Table 4 Test parameters and main results of 06Cr17Nil2Mo2Ti stainless steel in 550 C environments 屈服强度， 抗拉强度， 断后伸长率， 应力腐蚀开裂 试验环境 试验条件 断裂特征 R./MPa R_/MPa A1% 倾向，T1% 惰性气体 Ar 107 359 37.9 一 塑性 超临界水 氩气除氧 104 354 36.4 4.0 塑性+沿品 超临界水 200gkg溶氧 106 344 35.3 6.9 塑性+沿品 超临界水 2000μgkg1溶氧 104 325 27.4 27.7 塑性+沿品 表506Crl7Nil2M2T不锈钢在650℃环境下的试验参数与主要结果 Table 5 Test parameters and key results of 06Cr17Nil2Mo2Ti stainless steel in 650 C environments 屈服强度， 抗拉强度， 断后伸长率， 应力腐蚀开裂 试验环境 试验条件 断裂特征 R,/MPa R/MPa A/% 倾向，T1% 惰性气体 Ar 110 209 30.4 塑性 超临界水 氩气除氧 99 198 28.2 7.2 塑性 超临界水 200μgkg-1溶氧 95 199 29.7 2.3 塑性 超临界水 2000gkg1溶氧 98 192 28.1 7.6 塑性 06Crl7Ni12Mo2Ti不锈钢发生氧化现象.氧化的产生 力，促使裂纹扩展，如图10所示. 改变了随后发生的塑性变形和微观裂纹的开裂，促进 在550℃超临界水中，试样试验后的断口形貌、标 额外裂纹的萌生与成长.一旦裂纹出现在试样表面， 距段形貌与450℃相似.由此可知，在450℃和550℃ 在这些裂纹中形成的氧化物在裂纹尖端产生额外的应 时，溶解氧主要影响着试样表面的裂纹萌生与扩展，随

陆 辉等: 溶解氧和温度对 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在超临界水中应力腐蚀的影响 图 6 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在 650 ℃ 的超临界水中的应力-- 应变曲线 Fig． 6 Stress--strain curves of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel in supercritical water at 650 ℃ 450 ℃ 超临界水中慢应变速率拉伸试验后的断口形 貌． 图 8( a) 中整个断口表面布满了韧窝微孔，是完全 的塑性断裂． 图 8( b) ～ ( d) 中断口表面形貌非常相 似，整个断口表面分区较为明显，中心区域散布着大小 不一的韧窝微孔，表现出塑性断裂特征，但左右两侧的 断口边缘处有明显的沿晶开裂迹象，由此可知在该温 度下，试样在含不同溶解氧量的超临界水中都具有应 力腐蚀开裂倾向，但由于图 8( b) ～ ( d) 中断口形貌相 似，可认为水中的溶解氧含量对断口形貌没有太大的 影响． 图 9 是试样在高温纯氩和含不同溶解氧量的 450 ℃超临界水中慢应变速率拉伸试验后的标距段表 面形貌． 可以明显观察到，随着水中溶解氧量的增加， 标距段表面的裂纹密度明显增加． 在超临界水中，阳 离子向基体外部扩散，而阴离子向基体内部扩散，使得 表 3 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在 450 ℃环境下的试验参数与主要结果 Table 3 Test parameters and main results of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel in 450 ℃ environments 试验环境 试验条件 屈服强度， Ｒe /MPa 抗拉强度， Ｒm /MPa 断后伸长率， A /% 应力腐蚀开裂 倾向，T /% 断裂特征 惰性气体 Ar 172 473 68. 1 — 塑性 超临界水 氩气除氧 164 440 52. 7 22. 6 塑性 + 沿晶 超临界水 200 μg·kg － 1溶氧 172 355 44. 7 34. 4 塑性 + 沿晶 超临界水 2000 μg·kg － 1溶氧 172 349 37. 4 45. 1 塑性 + 沿晶 表 4 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在 550 ℃环境下的试验参数与主要结果 Table 4 Test parameters and main results of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel in 550 ℃ environments 试验环境 试验条件 屈服强度， Ｒe /MPa 抗拉强度， Ｒm /MPa 断后伸长率， A /% 应力腐蚀开裂 倾向，T /% 断裂特征 惰性气体 Ar 107 359 37. 9 — 塑性 超临界水 氩气除氧 104 354 36. 4 4. 0 塑性 + 沿晶 超临界水 200 μg·kg － 1溶氧 106 344 35. 3 6. 9 塑性 + 沿晶 超临界水 2000 μg·kg － 1溶氧 104 325 27. 4 27. 7 塑性 + 沿晶 表 5 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在 650 ℃环境下的试验参数与主要结果 Table 5 Test parameters and key results of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel in 650 ℃ environments 试验环境 试验条件 屈服强度， Ｒe /MPa 抗拉强度， Ｒm /MPa 断后伸长率， A /% 应力腐蚀开裂 倾向，T /% 断裂特征 惰性气体 Ar 110 209 30. 4 — 塑性 超临界水 氩气除氧 99 198 28. 2 7. 2 塑性 超临界水 200 μg·kg － 1溶氧 95 199 29. 7 2. 3 塑性 超临界水 2000 μg·kg － 1溶氧 98 192 28. 1 7. 6 塑性 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢发生氧化现象． 氧化的产生 改变了随后发生的塑性变形和微观裂纹的开裂，促进 额外裂纹的萌生与成长． 一旦裂纹出现在试样表面， 在这些裂纹中形成的氧化物在裂纹尖端产生额外的应 力，促使裂纹扩展，如图 10 所示． 在 550 ℃超临界水中，试样试验后的断口形貌、标 距段形貌与 450 ℃相似． 由此可知，在 450 ℃和 550 ℃ 时，溶解氧主要影响着试样表面的裂纹萌生与扩展，随 · 9541 ·

·1460· 工程科学学报，第37卷，第11期 45 2☑Ar 四0g·kg溶氧 0 0g·kg溶氧 三200g·kg溶氧 ☐200g·kg溶氧 m20004g·kg溶氧 50 ☐2000g·kg溶氧 025 30 20 50 0 450 550 50 450 550 650 温度℃ 温度℃ 图7在含不同溶解氧量的450/550/650℃超临界水中试验后试样的断后伸长率(a)和应力腐蚀开裂倾向(b) Fig.7 Elongation (a)and SCC tendency (b)of specimens after testing in 450/550/650C supercritical water containing different amounts of dissolved oxygen 图806Cr17Ni12M2i不锈钢在450℃超临界水中慢应变速率拉伸试验后的断口形貌。(a)Ar:(b)0gkg'溶氧：(c)200ugkg溶 氧：(d)2000μgkg1溶氧 Fig.8 Fracture morphologies of 06Crl7Nil2Mo2Ti stainless steel after slow strain rate tensile tests in supercritical water at 450C:(a)Ar:(b)0 gkgdissolved oxygen:(c)200 ugkgdissolved oxygen:(d)2000 ugkg-dissolved oxygen 着溶解氧含量的增加，试样表面的裂纹密度增加，从而 常相似，在整个断口表面上都布满韧窝微孔，认为在该 导致材料的强度和断后伸长率下降，增强了应力腐蚀 温度下只有塑性断裂，未发生应力腐蚀开裂现象 开裂敏感性 2.3温度和水环境的影响 但是，在650℃的超临界水中，溶解氧含量对应力 从表3、表4和表5可知，在高温纯氩和超临界水 腐蚀开裂敏感性和裂纹密度影响不大，这可能由于此 环境中，随着温度的升高，06Cr17Ni12Mo2Ti不锈钢的 时的试样发生了软化现象，而溶解氧对于软化材料的 屈服强度和抗拉强度随之减小.在相关文献中提及到 塑性断裂的影响不大.图11是试样在650℃纯氩和含 的温度对奥氏体不锈钢力学性能的影响与本文相 不同溶解氧量的超临界水中慢应变速率拉伸试验后的 似四.一般而言，由于热能协助扩散，所以位错迁移 断口形貌.可以明显观察到在含不同溶解氧的超临界 率随着温度的上升而增加，并且高温下沉淀物的粗化 水中的试样断口形貌与高温氩气中的试样断口形貌非 也会降低对位错的阻碍作用.由于上述这些因素，使

工程科学学报，第 37 卷，第 11 期 图 7 在含不同溶解氧量的 450 /550 /650 ℃超临界水中试验后试样的断后伸长率( a) 和应力腐蚀开裂倾向( b) Fig． 7 Elongation ( a) and SCC tendency ( b) of specimens after testing in 450 /550 /650 ℃ supercritical water containing different amounts of dissolved oxygen 图 8 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在 450 ℃超临界水中慢应变速率拉伸试验后的断口形貌． ( a) Ar; ( b) 0 μg·kg － 1 溶氧; ( c) 200 μg·kg － 1 溶 氧; ( d) 2000 μg·kg － 1溶氧 Fig． 8 Fracture morphologies of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel after slow strain rate tensile tests in supercritical water at 450 ℃ : ( a) Ar; ( b) 0 μg·kg － 1 dissolved oxygen; ( c) 200 μg·kg － 1 dissolved oxygen; ( d) 2000 μg·kg － 1 dissolved oxygen 着溶解氧含量的增加，试样表面的裂纹密度增加，从而 导致材料的强度和断后伸长率下降，增强了应力腐蚀 开裂敏感性． 但是，在 650 ℃的超临界水中，溶解氧含量对应力 腐蚀开裂敏感性和裂纹密度影响不大，这可能由于此 时的试样发生了软化现象，而溶解氧对于软化材料的 塑性断裂的影响不大． 图11 是试样在650 ℃纯氩和含 不同溶解氧量的超临界水中慢应变速率拉伸试验后的 断口形貌． 可以明显观察到在含不同溶解氧的超临界 水中的试样断口形貌与高温氩气中的试样断口形貌非 常相似，在整个断口表面上都布满韧窝微孔，认为在该 温度下只有塑性断裂，未发生应力腐蚀开裂现象． 2. 3 温度和水环境的影响 从表 3、表 4 和表 5 可知，在高温纯氩和超临界水 环境中，随着温度的升高，06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢的 屈服强度和抗拉强度随之减小． 在相关文献中提及到 的温度对奥氏体不锈钢力学性能的影响与本文相 似［11］． 一般而言，由于热能协助扩散，所以位错迁移 率随着温度的上升而增加，并且高温下沉淀物的粗化 也会降低对位错的阻碍作用． 由于上述这些因素，使 · 0641 ·

陆辉等：溶解氧和温度对06Cl7N12Mo2Ti不锈钢在超临界水中应力腐蚀的影响 ·1461· 0 图906Cl7Ni12M2Ti不锈钢在450℃超临界水中慢应变速率拉伸试验后的标距段表面形貌.(a)Ar:(b)0μgkg1溶氧：(c)200ug· kg溶氧：(d)2000μgkg溶氧 Fig.9 Surface morphologies in the gauge segment of 06Crl7Nil2Mo2Ti stainless steel after slow strain rate tensile tests in supercritical water at 450 C:(a)Ar:(b)0ugkg dissolved oxygen:(e)200 ugkg dissolved oxygen:(d)2000 ugkg dissolved oxygen 渡到完全的塑性开裂. 3 结论 通过在450~650℃和不同溶解氧含量(0/200/ 2000μg·kg)的超临界水环境中慢应变速率拉伸试 验和试验后试样断口与标距段表面扫描电镜分析，可 以得到以下几个结论： (1)在450℃和550℃超临界水中，随着溶解氧 含量的增加，O6Crl7Ni12Mo2Ti不锈钢的屈服强度变 图10裂纹中的氧化物 化不大，但其抗拉强度和断后伸长率随之下降，并且增 Fig.10 Oxide in a crack 加了应力腐蚀敏感性.在650℃超临界水中， 06Cr17Ni12Mo2Ti不锈钢的断裂为完全塑性断裂，未 得材料更容易发生塑性变形，降低强度 发现应力腐蚀开裂倾向，溶解氧对其影响不明显 从图7中可知，对于在450℃和550℃的超临界 (2)在450~650℃超临界水中，随着温度的上 水中而言，随着温度的上升，断后伸长率反而下降。虽 升，材料的断裂从沿晶和塑性断裂过渡到完全塑性断 然温度升高，会增加材料的塑性.但是，一旦应力腐蚀 裂，所以其应力腐蚀敏感性随温度的升高而下降，同时 裂纹在试样表面形成，由于强度的降低和有效承载面 屈服强度、抗拉强度和断后伸长率都有不同程度的 积的减小，使得裂纹更快的扩展，如图12所示.Tey- sseyre和Was网提出，随着温度的上升，裂纹扩展速率 下降 增加.所以由于应力腐蚀的作用使得材料的断后伸长 参考文献 率下降 [Kataoka K,Shiga S,Moriya K,et al.Progress of development 在650℃的超临界水中，材料未发现应力腐蚀开 project of supereritical water cooled power reactor //Proceedings 裂倾向，所以应力腐蚀敏感性的下降可能与强度的降 of /CAPP 03,Cordoba,2003:3258 低有关，最大的可能则是由于材料的断裂机理发生变 Was GS,Ampornrat P,Gupta G,et al.Corrosion and stress cor- 化，从沿晶和塑性开裂相结合的应力腐蚀开裂慢慢过 rosion cracking in supereritical water.J Nucl Mater,2007,371

陆 辉等: 溶解氧和温度对 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在超临界水中应力腐蚀的影响 图 9 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在 450 ℃超临界水中慢应变速率拉伸试验后的标距段表面形貌． ( a) Ar; ( b) 0 μg·kg － 1 溶氧; ( c) 200 μg· kg － 1溶氧; ( d) 2000 μg·kg － 1溶氧 Fig． 9 Surface morphologies in the gauge segment of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel after slow strain rate tensile tests in supercritical water at 450 ℃ : ( a) Ar; ( b) 0 μg·kg － 1 dissolved oxygen; ( c) 200 μg·kg － 1 dissolved oxygen; ( d) 2000 μg·kg － 1 dissolved oxygen 图 10 裂纹中的氧化物 Fig． 10 Oxide in a crack 得材料更容易发生塑性变形，降低强度． 从图 7 中可知，对于在 450 ℃ 和 550 ℃ 的超临界 水中而言，随着温度的上升，断后伸长率反而下降． 虽 然温度升高，会增加材料的塑性． 但是，一旦应力腐蚀 裂纹在试样表面形成，由于强度的降低和有效承载面 积的减小，使得裂纹更快的扩展，如图 12 所示． Tey￾sseyre 和 Was［12］提出，随着温度的上升，裂纹扩展速率 增加． 所以由于应力腐蚀的作用使得材料的断后伸长 率下降． 在 650 ℃的超临界水中，材料未发现应力腐蚀开 裂倾向，所以应力腐蚀敏感性的下降可能与强度的降 低有关，最大的可能则是由于材料的断裂机理发生变 化，从沿晶和塑性开裂相结合的应力腐蚀开裂慢慢过 渡到完全的塑性开裂． 3 结论 通过在 450 ～ 650 ℃ 和不同溶解氧含量( 0 /200 / 2000 μg·kg － 1 ) 的超临界水环境中慢应变速率拉伸试 验和试验后试样断口与标距段表面扫描电镜分析，可 以得到以下几个结论: ( 1) 在 450 ℃ 和 550 ℃ 超临界水中，随着溶解氧 含量的增加，06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢的屈服强度变 化不大，但其抗拉强度和断后伸长率随之下降，并且增 加 了 应 力 腐 蚀 敏 感 性． 在 650 ℃ 超 临 界 水 中， 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢的断裂为完全塑性断裂，未 发现应力腐蚀开裂倾向，溶解氧对其影响不明显． ( 2) 在 450 ～ 650 ℃ 超临界水中，随着温度的上 升，材料的断裂从沿晶和塑性断裂过渡到完全塑性断 裂，所以其应力腐蚀敏感性随温度的升高而下降，同时 屈服强度、抗拉强度和断后伸长率都有不同程度的 下降． 参 考 文 献 ［1］ Kataoka K，Shiga S，Moriya K，et al． Progress of development project of supercritical water cooled power reactor / / Proceedings of ICAPP 03，Cordoba，2003: 3258 ［2］ Was G S，Ampornrat P，Gupta G，et al． Corrosion and stress cor￾rosion cracking in supercritical water． J Nucl Mater，2007，371 · 1641 ·

·1462· 工程科学学报，第37卷，第11期 品w16E8catu 图1106C17Ni12Mo2T不锈钢在650℃超临界水中慢应变速率拉伸试验后的断口形貌.(a)Ar:(b)0ugkg1溶氧：(e)200ug·kg溶 氧：(d)2000μgkg溶氧 Fig.11 Fracture morphologies of 06Crl7Nil2Mo2Ti stainless steel after slow strain rate tensile tests in supercritical water at 650C:(a)Ar:(b)0 μgkg-dissolved oxygen:(c）200μgkg↓dissolved oxygen:(d)2000μgkgdissolved oxygen [6]Hwang SS,Lee B H,Kim JG,et al.SCC and corrosion evalua- tions of the F/M steels for a supereritical water reactor.Nucl Mater,2008,372(2-3):177 [7]Bertini L,Santus C,Valentini R,et al.New high concentration- high temperature hydrogenation method for slow strain rate tensile tests..Mater Lett,2007,61(1112):2509 [8]Mathis K,Prchal D,Novotny R,et al.Acoustic emission monito- ring of slow strain rate tensile tests of 304L stainless steel in super- critical water environment.Corros Sci,2011,53(1):59 Long B,Dai Y,Balue N.Investigation of liquid LBE embrittle- ment effects on irradiated ferritic/martensitic steels by slow-strain- 图12有效承载面积的减少 rate tensile tests.J Nudl Mater,2012,431(1):85 Fig.12 Reduction of effective load bearing area [10]Li H M,Cai X,Lii Z P,et al.Analysis of surface oxide films on stress corrosion cracking specimens of type 304 stainless steel in (1):176 high temperature water containing boric acid and lithium ion.I 3]Zhang LF,Bao Y C.Tang R.Selection and corrosion evaluation Mater Eng,2004(4)7 tests of candidate SCWR fuel cladding materials.Nucl Eng Des, (李红梅，蔡询，吕战鹏，等.304不锈钢在含酮和锂的高温 2012,249:180 水中的应力腐蚀破裂和表层氧化膜分析.材料工程，2004 4]Kritzer P.Corrosion in high temperature and supereritical water (4):7) and aqueous solutions:a review.J Supercrit Fluids,2004,29 01] Novotny R.Hahner P,Siegl J,et al.Stress corrosion cracking (1-2):1 susceptibility of austenitic stainless steels in supercritical water [5]Sridharan K,Zillmer A,Licht J R,et al.Corrosion Beharior of conditions.J Nucl Mater,2011,409(2):117 Candidate Alloys for Supercritical Water Reactors.American Nucle- [2]Teysseyre S,Was GS.Stress corrosion cracking of austenitic al- ar Society,La Grange,IL,2004:4136 loys in supercritical water.Corrosion,2006,62(12):1100

工程科学学报，第 37 卷，第 11 期 图11 06Cr17Ni12Mo2Ti 不锈钢在650 ℃超临界水中慢应变速率拉伸试验后的断口形貌． ( a) Ar; ( b) 0 μg·kg － 1溶氧; ( c) 200 μg·kg － 1溶 氧; ( d) 2000 μg·kg － 1溶氧 Fig． 11 Fracture morphologies of 06Cr17Ni12Mo2Ti stainless steel after slow strain rate tensile tests in supercritical water at 650 ℃ : ( a) Ar; ( b) 0 μg·kg － 1 dissolved oxygen; ( c) 200 μg·kg － 1 dissolved oxygen; ( d) 2000 μg·kg － 1 dissolved oxygen 图 12 有效承载面积的减少 Fig． 12 Ｒeduction of effective load bearing area ( 1) : 176 ［3］ Zhang L F，Bao Y C，Tang Ｒ． Selection and corrosion evaluation tests of candidate SCWＲ fuel cladding materials． Nucl Eng Des， 2012，249: 180 ［4］ Kritzer P． Corrosion in high temperature and supercritical water and aqueous solutions: a review． J Supercrit Fluids，2004，29 ( 1 － 2) : 1 ［5］ Sridharan K，Zillmer A，Licht J Ｒ，et al． Corrosion Behavior of Candidate Alloys for Supercritical Water Ｒeactors． American Nucle￾ar Society，La Grange，IL，2004: 4136 ［6］ Hwang S S，Lee B H，Kim J G，et al． SCC and corrosion evalua￾tions of the F /M steels for a supercritical water reactor． J Nucl Mater，2008，372( 2 － 3) : 177 ［7］ Bertini L，Santus C，Valentini Ｒ，et al． New high concentration￾high temperature hydrogenation method for slow strain rate tensile tests． Mater Lett，2007，61( 11-12) : 2509 ［8］ Máthis K，Prchal D，Novotn Ｒ，et al． Acoustic emission monito￾ring of slow strain rate tensile tests of 304L stainless steel in super￾critical water environment． Corros Sci，2011，53( 1) : 59 ［9］ Long B，Dai Y，Baluc N． Investigation of liquid LBE embrittle￾ment effects on irradiated ferritic /martensitic steels by slow-strain￾rate tensile tests． J Nucl Mater，2012，431( 1) : 85 ［10］ Li H M，Cai X，Lü Z P，et al． Analysis of surface oxide films on stress corrosion cracking specimens of type 304 stainless steel in high temperature water containing boric acid and lithium ion． J Mater Eng，2004( 4) : 7 ( 李红梅，蔡珣，吕战鹏，等． 304 不锈钢在含硼和锂的高温 水中的应力腐蚀破裂和表层氧化膜分析． 材料工程，2004 ( 4) : 7) ［11］ Novotny Ｒ，Hhner P，Siegl J，et al． Stress corrosion cracking susceptibility of austenitic stainless steels in supercritical water conditions． J Nucl Mater，2011，409( 2) : 117 ［12］ Teysseyre S，Was G S． Stress corrosion cracking of austenitic al￾loys in supercritical water． Corrosion，2006，62( 12) : 1100 · 2641 ·