电渣带极堆焊SA508/Alloy 52M界面在模拟压水堆一回路水中的退化与裂纹萌生行为

《Corrosion Communications》：Degradation and crack initiation behavior at SA508/Alloy 52M interface of electro-slag strip cladding in simulated PWR primary water

　　

Alloy 52M因其优异的抗应力腐蚀开裂性能和与母材的兼容性，被广泛用作SA508低合金钢（LAS）管板上的堆焊覆层材料。覆层形成保护层，降低了应力腐蚀开裂风险，增强了蒸汽发生器的可靠性与安全性。然而，融合边界（FB）界面作为异种金属焊接件（DMW）中的关键区域，其复杂的微观结构、成分梯度和力学性能不匹配使其成为最薄弱的环节。本研究针对采用电渣带极堆焊（ESSC）工艺制备的SA508/Alloy 52M蒸汽发生器管板堆焊层，系统研究了该界面在模拟压水堆（PWR）一回路水环境中的退化与裂纹萌生行为。研究人员通过微观结构表征、局部力学性能测试和慢应变速率拉伸（SSRT）试验，并结合扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、聚焦离子束（FIB）及透射电子显微镜（TEM）等分析手段，深入探究了不同形态部分熔化区（PMltZ）的应力腐蚀开裂敏感性及其调控机制。研究发现，SA508/Alloy 52M界面存在平直FB和PMltZ两种典型结构，其中PMltZ可进一步分为钩状、含马氏体区和岛状三种形态。SSRT试验结果表明，随着塑性应变从5%增加到10%，PMltZ的表面裂纹密度从约25%增加到40%以上。三种类型PMltZ的老化和开裂敏感性顺序为：岛状PMltZ > 钩状PMltZ > 马氏体区。研究人员揭示了不同区域氧化物膜的特性差异是导致开裂行为不同的关键因素：Alloy 52M稀释区表面形成连续致密的Cr₂O₃保护膜，而PMltZ区域则形成疏松多孔的富Fe的Fe₃O₄氧化膜，后者保护能力不足，导致裂纹易于萌生和扩展。值得注意的是，尽管马氏体区具有低Cr含量、高硬度和高残余应力等不利因素，但其内部高密度析出的Cr₂₃C₆碳化物可有效钉扎氧化膜/基体（O/M）界面和位错，抑制氧化膜的开裂和剥落，从而表现出最低的开裂敏感性。研究最终将影响融合界面老化和开裂行为的三个核心因素按重要性排序为：微观结构不均匀性 > 力学性能不匹配 > 腐蚀环境。这项工作为优化核关键结构焊接工艺、改进在役检测技术和核电站设备全寿命周期安全评估提供了重要的理论支持。

论文解读：SA508/Alloy 52M电渣带极堆焊界面在模拟压水堆一回路水中的退化与裂纹萌生行为

**1. 研究背景与意义**

Alloy 52M镍基合金因其出色的抗应力腐蚀开裂（SCC）性能，被广泛用作压水堆（PWR）蒸汽发生器管板的堆焊覆层材料。蒸汽发生器作为核电站的关键设备，其一次侧直接接触高温高压的一回路水，堆焊层的质量直接关系到核电站的安全运行。电渣带极堆焊（ESSC）作为一种高效的带极堆焊方法，因其熔深浅、稀释率低（约10%）、焊缝成形良好且缺陷少等优点而被应用。然而，在异种金属焊接件（DMW）中，融合边界（FB）界面是公认的最薄弱环节。该区域包含完全熔化区、部分熔化区（PMltZ）和未混合区等复杂微观结构，并可能存在马氏体区、Type II晶界及碳迁移等特征，导致结构和成分的不均匀性，在长期服役中易引发开裂或脆性断裂。

尽管已有大量关于SA508/52(M)合金焊接件FB界面的研究，但针对管板镍基合金大面积堆焊覆层FB界面的研究仍十分有限。首先，ESSC作为一种高线能量、大面积的堆焊工艺，即便严格遵守ASME核电级焊接规范，也难免存在微小制造缺陷，如表面微裂纹、层间未熔合、夹渣和焊接热裂纹等。无损检测（NDT）技术对这些微小埋藏缺陷的检出率有限，这些缺陷可能成为高温水渗入覆层内部的优先通道。特别是沿覆层厚度方向扩展的焊接热裂纹，可能直接延伸到FB附近，使界面区域过早暴露于腐蚀介质中。其次，FB位于覆层与LAS基体交界处，是在役检查的典型盲区。一旦高温水渗透至界面并诱发开裂，裂纹将在界面两侧力学性能不匹配和残余应力的协同作用下快速扩展，且难以被常规NDT方法及时发现。若裂纹进一步扩展到SA508 LAS基体，可能导致一回路冷却剂泄漏事故，严重威胁核电站的安全稳定运行。因此，针对这一潜在极端安全风险，开展实验室加速试验，模拟高温水穿透至FB后的SCC行为，揭示界面区域的失效机制，对于优化焊接工艺、改进在役检测技术和进行全寿命周期安全评估具有重要的理论意义和工程应用价值。

**2. 研究内容与技术方法**

本研究的核心目标是阐明ESSC制备的SA508/Alloy 52M界面在不同形态PMltZ中的退化与裂纹萌生行为及其调控机制。研究采用宏观表征与微观分析相结合的手段，主要技术方法包括：

- **微观结构表征**：利用扫描电子显微镜（SEM）的二次电子模式观察原始FB界面形态；结合能谱分析（EDS）测定各区域成分；运用电子背散射衍射（EBSD）获取反极图（IPF）、相分布图、晶界特征分布图、菊池带衬度图及KAM图，以分析晶体取向、相组成和局部应变分布。
- **局部力学性能测试**：采用X射线残余应力分析仪测定FB界面区不同微区的残余应力；利用显微硬度计测量从SA508到Alloy 52M区域的硬度分布。
- **慢应变速率拉伸（SSRT）试验**：在模拟压水堆一回路水（含1.2 g/L H₃BO₃和2.2 mg/L LiOH·H₂O，溶解氧<5 μg/L，溶解氢约2.6 mg/L）中，于325°C/15.5 MPa条件下，以5×10^-8/s的应变速率对狗骨形平板拉伸试样进行试验，目标塑性应变分别设置为5%和10%，以分别观察界面裂纹萌生行为和早期裂纹扩展行为。试样中心位置均对准SA508/Alloy 52M FB界面。
- **裂纹分析**：利用SEM观察表面裂纹分布与形貌，SEM-EDS分析成分分布；采用聚焦离子束（FIB）制备含裂纹的薄片试样，用于透射电子显微镜（TEM）表征裂纹尖端、氧化膜结构和成分，并结合高分辨TEM（HRTEM）和快速傅里叶变换（FFT）进行物相鉴定。

**3. 主要研究结果**

**3.1 原始微观结构分析**

研究发现，ESSC制备的SA508/Alloy 52M界面存在两种典型结构：平直FB和PMltZ。平直FB结构简单，由Alloy 52M稀释区（DZ）的柱状晶和SA508侧的细等轴晶构成，两侧存在一个小于10 μm的成分过渡区，无明显的浓度突变。PMltZ呈锯齿状、不规则形态，并伴有显著的塑性变形，其内部还观察到马氏体区。统计分析显示，在总长约100 mm的FB中，PMltZ覆盖了约23%±2%的界面长度，该比例显著高于GTAW对接接头。这归因于电渣带极堆焊高热输入、大熔池体积、高温停留时间长以及熔池强烈搅拌流动的特点，促进了SA508基体的大量局部熔化和与镍基熔敷金属的剧烈非均匀冶金混合。EBSD分析表明，PMltZ的平均KAM值约为2.5°，显著高于LAS侧的1.5°和Alloy 52M DZ侧的0.5°，表明PMltZ内存在更高的变形程度。残余应力测试结果显示，FB界面区处于压应力状态，但含PMltZ和马氏体区的FB区域残余压应力（σ_x≈-209 MPa，σ_y≈-456 MPa）显著高于无PMltZ的平直FB区域（σ_x≈-87 MPa，σ_y≈-43 MPa）。显微硬度测试表明，FB界面硬度最高，其中马氏体区硬度（337±30 HV0.2）显著高于其他区域。

**3.2 SSRT结果与表面裂纹分析**

对5%塑性应变（εp1）和10%塑性应变（εp2）的SSRT试样进行表面分析发现，Alloy 52M DZ侧几乎无裂纹，而PMltZ区域则发生严重氧化和开裂。对于εp1试样，裂纹主要在PMltZ内萌生和扩展，包括垂直于拉伸方向的长裂纹、平行于拉伸方向的微裂纹以及沿马氏体区与Alloy 52M DZ界面扩展的裂纹。LAS侧呈现颗粒状断口，而Alloy 52M DZ侧未见明显裂纹。对于εp2试样，SA508区域发生严重腐蚀，表面显著下凹；裂纹依旧主要集中在PMltZ，并伴有较宽的二次裂纹；马氏体区表面腐蚀严重，出现大量不规则孔洞。总体而言，Alloy 52M DZ在长时间拉伸过程中表现出最高的抗开裂性能，而PMltZ的抗开裂性能最差。

**3.3 PMltZ内裂纹行为研究**

通过FIB取样和TEM分析，研究人员对三种典型PMltZ区域的裂纹行为进行了深入表征。

- **马氏体区**：裂纹倾向于穿过氧化膜向基体扩展，并可能沿相界面扩展。氧化膜结构不均匀，最外层为结节状富Fe氧化物颗粒，内层为片状或条状的富Fe渗透氧化物层和低氧化程度的富Ni层，在富Fe与富Ni区域界面处分布有大量未氧化的富Cr颗粒。氧化膜最大厚度约2.5 μm，是Alloy 52M DZ氧化膜的数倍。TEM分析确认，马氏体区为BCC-FCC双相结构，并含有高密度分布的Cr₂₃C₆碳化物。氧化膜结构疏松多孔，保护能力差。裂纹主要沿马氏体-奥氏体相界面萌生，形成短而粗的块状裂纹（长宽比仅约4）。
- **紧邻FB的连续钩状PMltZ**：在靠近LAS的高应变区，观察到高密度且细长的裂纹，裂纹方向多平行于拉伸轴。截面分析显示，裂纹尖端终止于内部氧化膜内，未向基体扩展。该区域氧化膜主要成分为Fe氧化物，含少量Cr氧化物。
- **渗入Alloy 52M DZ的岛状PMltZ**：该区域表面氧化膜发生明显局部剥落，裂纹在岛状PMltZ与Alloy 52M基体的氧化界面处萌生，并沿氧化膜/基体（O/M）界面扩展。氧化膜由靠近Alloy 52M DZ的致密层和远离的疏松层组成，均为富Fe氧化物。疏松层中富Fe氧化物多孔结构的形成被归因于基体中高Fe、低Cr/Ni含量，Fe氧化为Fe₃O₄时产生体积膨胀，导致膜内应力累积，促进裂纹和孔隙的生成，进而加速Fe离子扩散，形成正反馈循环，最终形成疏松多孔结构。TEM分析确认，裂纹沿O/M界面扩展，氧化膜为嵌有Cr₂₃C₆碳化物的富Fe氧化物（主要为多晶Fe₃O₄）。在钝化的主裂纹前沿，观察到多个不连续的尖锐裂纹尖沿O/M界面扩展。

**4. 讨论与结论**

**讨论部分**揭示了不同形态PMltZ对界面SCC行为的调控机制。

- **钩状PMltZ**：其开裂呈双向模式，但裂纹仅局限于氧化膜内，未穿入基体金属，这归因于富Fe氧化物晶体内部存在大量孔隙和固有晶体缺陷，使其在非主应力方向也易于开裂。
- **含马氏体区的PMltZ**：由于PWHT温度（610-620°C）远高于马氏体转变开始温度（Ms）但低于Ac1转变温度，马氏体形态得以保留。PWHT过程中，Cr₂₃C₆碳化物析出具有双重作用：一方面硬质颗粒可通过钉扎位错阻碍裂纹扩展；另一方面，其析出消耗基体Cr，导致晶界附近局部贫Cr。同时，马氏体相与奥氏体基体间的电偶腐蚀效应（马氏体作为阳极优先溶解）不断弱化相界面结合强度。在多种因素协同作用下，裂纹在马氏体-奥氏体相边界和O/M界面同时萌生，并在氧化膜破裂后加速扩展。
- **岛状PMltZ**：其极端的微观结构和成分不均匀性导致最严重的氧化损伤和最快的裂纹扩展。氧化膜厚度超过马氏体区的12倍，结构极度疏松多孔。其快速凝固过程中的体积收缩受周围焊缝金属约束，导致内部和界面处累积了更高的焊接残余应变，与施加应力叠加，反复触发氧化膜破裂-新鲜基体暴露-加速氧化的恶性循环。裂纹沿O/M界面扩展，形成极细长、高长宽比的裂纹，几乎无需克服基体的塑性变形阻力。

研究还对比了ESSC与GTAW两种工艺的影响。ESSC熔池大、对流弱，易形成不规则钩状PMltZ，其Cr含量普遍低于10 wt.%，远低于形成连续保护性Cr₂O₃膜的临界值，成为优先腐蚀和SCC裂纹萌生的核心位置。GTAW接头元素分布相对连续均匀，应变集中主要在DZ晶界；而ESSC堆焊层应变集中呈现多尺度特征，PMltZ及其内部马氏体区是主要的应变集中位置。

综合氧化膜厚度和裂纹特征参数，三种PMltZ的SCC敏感性差异本质上是氧化膜保护能力、裂纹萌生驱动力和裂纹扩展阻力综合竞争的结果。氧化膜厚度和裂纹长宽比顺序均为：岛状PMltZ > 钩状PMltZ > 马氏体区。尽管马氏体区具有低Cr、高硬度、高残余应力等不利条件，但高密度Cr₂₃C₆碳化物的钉扎效应显著提高了基体变形抗力和裂纹扩展阻力，从而表现出最低的开裂敏感性。研究最终得出结论，**微观结构不均匀性是调节Alloy 52M/SA508 FB界面PMltZ的SCC行为最核心的因素**，其次为力学性能不匹配，腐蚀环境是必要前提但非主导因素。

**结论部分**翻译如下：

本研究表征了ESSC制备的SA508/Alloy 52M蒸汽发生器管板堆焊层FB界面的微观结构和力学性能，并阐明了不同形态PMltZ的退化与裂纹萌生行为及其调控机制。主要结论总结如下：

（1）SA508/Alloy 52M界面存在平直FB和PMltZ两种典型结构。PMltZ进一步分为三种形态：紧邻FB的钩状PMltZ、含内部羽毛状马氏体的PMltZ，以及渗入Alloy 52M DZ的岛状PMltZ。PMltZ中的残余应变集中高于SA508基体和Alloy 52M DZ，表现为PMltZ中KAM值最高（2.5°）。

（2）随着塑性应变从5%增加到10%，PMltZ的表面裂纹密度从25%增加到40%以上。三种类型PMltZ的老化和开裂敏感性顺序为：岛状PMltZ > 钩状PMltZ > 马氏体区，该顺序与氧化膜厚度和裂纹长宽比的顺序一致。

（3）Alloy 52M DZ的耐蚀性高于PMltZ，这由Alloy 52M DZ上连续致密的Cr₂O₃保护膜和PMltZ上疏松多孔的富Fe的Fe₃O₄氧化膜所决定。高密度Cr₂₃C₆碳化物的析出可有效钉扎O/M界面和位错，抑制马氏体区氧化膜的开裂和剥落。

（4）影响融合界面老化和开裂行为的三个核心因素的重要性排序为：微观结构不均匀性 > 力学性能不匹配 > 腐蚀环境。