在早期核電站中，管道主要是采用304SS和316SS奧氏體不銹鋼制造，在鋼管的冷加工區(qū)域常發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂 （SCC）。日本一座沸水堆 （BWR） 核電站就曾發(fā)生由316L制造的焊接堆芯圍筒的穿晶應(yīng)力腐蝕 （TGSCC） 情況。研究結(jié)果表明，冷加工316L不銹鋼的晶界析出了Laves相，并且在Laves相周圍觀察到狹窄的貧Cr區(qū)，從而提高了不銹鋼的SCC敏感性。

核反應(yīng)堆結(jié)構(gòu)材料的加工組裝過程中的彎曲、焊接、打磨、切割、打孔等工藝都會在材料中引入塑性變形，尤其是焊接熱影響區(qū)的收縮相當(dāng)于對材料進(jìn)行了20%~30%的冷加工，使得這些部位產(chǎn)生類似冷加工變形的微觀組織，從而造成材料局部力學(xué)性能的改變和應(yīng)力的集中，最終促進(jìn)應(yīng)力腐蝕的萌生。從微觀上講，具有fcc結(jié)構(gòu)的金屬主要是依靠晶格局部滑移來實現(xiàn)冷加工所需的塑性變形，滑移會引發(fā)位錯，位錯的移動會產(chǎn)生大量的點缺陷，導(dǎo)致在材料內(nèi)部產(chǎn)生大量的缺陷，使材料脆化，更容易引起材料SCC裂紋的萌生和擴展。

現(xiàn)階段我國主要發(fā)展的第三代核電站中，所用的結(jié)構(gòu)材料主要是奧氏體304、316不銹鋼，鎳基600、690合金，焊接金屬鎳基52/152合金以及碳鋼等，這些結(jié)構(gòu)材料在生產(chǎn)和裝配過程中不可避免的會發(fā)生局部塑性變形，微觀上產(chǎn)生大量的位錯和空位，使其力學(xué)性能變差，再加上在反應(yīng)堆一回路中嚴(yán)苛的水化學(xué)環(huán)境、高溫高壓、輻照等因素的共同作用下，有可能會產(chǎn)生SCC，對核電站安全運行產(chǎn)生威脅。因此研究冷加工材料的應(yīng)力腐蝕行為對于進(jìn)一步探究應(yīng)力腐蝕機理和模型，開發(fā)抑制和減緩核電結(jié)構(gòu)材料應(yīng)力腐蝕的應(yīng)用技術(shù)具有重要意義。

1 冷加工對核電結(jié)構(gòu)材料SCC的影響

1.1 冷加工對SCC裂紋擴展速率的影響

大量的研究表明，冷加工可提高材料SCC敏感性，從而增大SCC裂紋擴展速率，Kuniya等研究了冷加工對304不銹鋼在含氧高溫水中SCC敏感性的影響，發(fā)現(xiàn)冷加工程度越大，材料的SCC敏感性越高。Wang等[9]認(rèn)為冷加工硬化層的氧化和局部應(yīng)力集中對SCC的萌生和擴展起著重要的作用。

冷加工造成材料內(nèi)部的晶粒發(fā)生平行于冷軋面的變形，晶粒變成沿冷軋方向的細(xì)長形，在晶界處造成連續(xù)的平行于冷軋面的片狀殘余應(yīng)力區(qū)，晶界處出現(xiàn)大量的缺陷使晶界處變脆。這些帶有殘余應(yīng)力和大量缺陷的晶界更有利于氧的擴散，造成平行于冷軋面的晶界氧化，從而在晶界處形成金屬/氧化物空隙區(qū)，加快SCC裂紋擴展速率。冷加工還可以在晶粒中形成變形帶，這些變形帶也會成為氧和離子的快速擴散通道。當(dāng)裂紋尖端延伸到變形帶時，變形帶的氧化會導(dǎo)致裂紋前端區(qū)域力學(xué)性能變差，易斷裂，同時還會形成一個局部高應(yīng)力區(qū)，加速裂紋向前擴展。冷加工過程還會增加利于合金成分?jǐn)U散的高角度亞晶界的比例，增加合金成分在晶界內(nèi)擴散速率，在裂紋擴展過程中起到重要作用。

材料在冷加工的過程中由于晶格的滑移產(chǎn)生位錯，位錯的移動會產(chǎn)生大量的空位缺陷，冷加工程度越大，材料中缺陷的密度就越大。Arioka等在研究中通過對冷加工鎳基690TT、鎳基600MT合金、奧氏體316SS以及碳鋼在高溫的壓水堆 （PWR） 水環(huán)境、空氣以及氬氣中進(jìn)行拉伸實驗，表明在裂紋的前沿及其周圍區(qū)域會產(chǎn)生孔洞。這是因為冷加工過程中產(chǎn)生的空位缺陷會在應(yīng)力梯度的作用下向晶界方向運動，然后沿著晶界向高應(yīng)力區(qū)移動，在局部形成較高的空位密度，最終形成孔洞。一般裂紋前端區(qū)域為高應(yīng)力區(qū)，但是由于材料微觀結(jié)構(gòu)的不均勻性，在裂紋前端附近其他區(qū)域也會形成局部高應(yīng)力區(qū)。在PWR高溫水環(huán)境中，裂紋前端的孔洞和較高的空位密度會顯著降低晶界處的力學(xué)性能，使晶界的結(jié)合能力減弱，增加材料的SCC裂紋擴展速率；在附近區(qū)域的局部高應(yīng)力區(qū)形成的孔洞還會誘發(fā)SCC裂紋的萌生，在一些位置形成新的應(yīng)力腐蝕裂紋。因此，在冷加工材料中，空位的形成及移動速率是控制SCC裂紋擴展速率的重要因素。此外，冷加工產(chǎn)生的空位缺陷還能加速材料內(nèi)成分的擴散。最新研究表明，在冷加工碳鋼中Ni的擴散速率是非冷加工材料中Ni擴散速率的4倍，空位移動為Ni的移動提供活化能，使Ni的擴散速率加快，從而加快裂紋前端金屬的溶解，使SCC裂紋擴展速率增大。

Terachi等研究認(rèn)為，冷加工產(chǎn)生的空位和位錯還可顯著增加304SS和316SS的屈服強度，并且材料的CGR隨著材料屈服強度的增加而增大。在硬度較高的材料中，材料在拉應(yīng)力的作用下塑性變形區(qū)比較小，所以在拉應(yīng)力的作用下材料的應(yīng)力區(qū)有比較大的應(yīng)力梯度，導(dǎo)致材料應(yīng)力腐蝕CGR較大。總結(jié)前人的研究可見，材料的屈服強度 （σσy） 和材料應(yīng)力腐蝕CGR之間的關(guān)系基本服從于經(jīng)驗公式：

取樣方向也會影響材料的裂紋擴展速率。圖1為一維軋制材料不同取樣方向的示意圖。Arioka等研究認(rèn)為，T-L方向樣品的SCC裂紋擴展速率大于T-S方向樣品的。Moshier和Brown認(rèn)為S-T方向樣品SCC裂紋擴展速率大約為L-T方向樣品的10倍。雖然沒有文獻(xiàn)全面研究取樣方向?qū)CC裂紋擴展的影響，但是從現(xiàn)有的文獻(xiàn)總結(jié)可見，S-L，S-T和T-L方向的樣品SCC裂紋擴展速率總要大于T-S和L-S方向的樣品，說明裂紋擴展方向與冷軋面相平行的樣品裂紋擴展速率要大于裂紋擴展方向與冷軋面相垂直樣品的，裂紋擴展平面與冷軋面相平行的樣品裂紋擴展速率要大于裂紋擴展平面與冷軋面相垂直樣品的。這可能和冷軋加工產(chǎn)生的與冷軋面平行的片狀高應(yīng)力區(qū)的優(yōu)先氧化以及應(yīng)力梯度引起的空位擴散有關(guān)。同樣是在裂紋擴展方向與冷軋面平行并且裂紋擴展平面與冷軋面相垂直的兩個樣品中，Chen等觀察到T-L方向樣品的SCC裂紋擴展速率要大于L-T方向的，這可能和冷軋加工過程中產(chǎn)生的與冷軋面相平行沿著冷軋方向分布的細(xì)長晶粒有關(guān)。冷加工變形的方向同樣會對應(yīng)力腐蝕CGR產(chǎn)生影響。Hou等分別對鎳基600合金進(jìn)行3個方向的冷加工，分別標(biāo)記為1DCW （冷軋方向1-L），2DCW （冷軋方向1-L、2-T） 和3DCW （冷軋方向1-L、2-T、3-S），然后對材料進(jìn)行U型彎曲SCC實驗，結(jié)果顯示對沿晶應(yīng)力腐蝕 （IGSCC） 敏感度影響程度依次為1DCW＞3DCW＞2DCW。相較于其他兩個樣品，1DCW樣品殘余應(yīng)力最大，晶界處的局部高應(yīng)力區(qū)最大，裂紋擴展速率也最大。

    圖1   軋制冷加工示意圖

1.2 冷加工對SCC裂紋擴展方向的影響

冷加工后產(chǎn)生的變形帶的局部氧化也會影響裂紋的擴展方向，進(jìn)而可能改變裂紋類型。Garc??a 等研究指出，冷加工態(tài)的304不銹鋼在沸騰MgCl2溶液中發(fā)生混合型SCC開裂，且隨冷加工程度的增大，TGSCC逐漸變成主要的開裂模式。Lu等認(rèn)為304LSS在高溫高壓含氧水環(huán)境中也發(fā)生類似現(xiàn)象。裂紋擴展方式和晶界與滑移帶和載荷方向的夾角相關(guān)，見圖2。其中，A為冷加工滑移帶，B為晶界，角度α為冷加工滑移帶與載荷方向的夾角，角度β為晶界與載荷方向的夾角。當(dāng)α＞β時，則裂紋沿冷加工滑移帶進(jìn)行擴展，即為TGSCC；當(dāng)α＜β時，裂紋沿晶界方向延伸，裂紋擴展方式為IGSCC。

圖2   冷加工304L不銹鋼裂紋擴展方向示意圖

Yaguchi等將以往冷加工材料的應(yīng)力腐蝕研究中觀察到的IGSCC裂紋分為兩類，一類沿著預(yù)制裂紋方向擴展，稱為Type-Ⅰ型裂紋；一類沿著垂直于預(yù)制裂紋而平行于冷軋面方向擴展，稱為Type-Ⅱ型裂紋。在樣品中出現(xiàn)的裂紋種類和冷加工程度、應(yīng)力場強度因子以及水化學(xué)有關(guān)，Type-Ⅱ型裂紋一般出現(xiàn)在冷加工程度比較高的材料中。這與冷軋通過在晶界附近產(chǎn)生平行于冷軋面的片狀高應(yīng)力區(qū)從而使該區(qū)域優(yōu)先局部氧化有關(guān)，當(dāng)應(yīng)力腐蝕裂紋沿垂直于冷軋面的方向延伸時，局部氧化區(qū)力學(xué)性能差，從而可能產(chǎn)生Type-Ⅱ型應(yīng)力腐蝕裂紋。在Type-Ⅱ型裂紋中，不但裂紋尖端發(fā)生氧化，而且在裂紋前端區(qū)域也發(fā)生了氧化。

1.3 溫度和溶氫量對冷加工材料的SCC裂紋擴展行為的影響

SCC裂紋擴展時，高溫可以加速裂紋中氧和金屬離子的擴散，所以隨著溫度的提高，一般地SCC裂紋擴展速率增大。但是，在冷加工材料中，高溫可以改善材料的力學(xué)性能，反而降低SCC裂紋擴展速率。圖3和4[20,22,36,37]分別為文獻(xiàn)中冷加工316SS和冷加工690TT合金SCC裂紋擴展速率隨溫度的變化。從圖中可以看到，在PWR環(huán)境中 （500 mg/L B-2 mg/L Li-30 mL H2/kg H2O），冷加工奧氏體316SS以及鎳基690TT合金材料在280~360 ℃之間隨著溫度的升高，SCC裂紋擴展速率先增大后減小；在320~340 ℃之間存在某一溫度，在此溫度下SCC裂紋擴展速率達(dá)到最大。如圖3所示，5.6 mL/kg的溶解氧環(huán)境并不能改變此趨勢。但是圖4顯示，增加溶氫量 （DH） 到45 mL/kg，20%CW690鎳基合金在320~360 ℃范圍隨著溫度的增大，SCC裂紋擴展速率逐漸增大，并沒有出現(xiàn)減小的趨勢。這說明690合金的裂紋擴展速率不但受溫度的影響，還受溶液中溶解氫含量的影響。

 圖3   冷加工316SS SCC裂紋擴展速率隨溫度的變化

圖4   冷加工690TT合金SCC裂紋擴展速率隨溫度的變化

研究認(rèn)為，材料的冷加工使塑性區(qū)有比較大的位錯密度，由于在溫度較低時材料塑性差，所以導(dǎo)致在裂紋尖端有比較高的應(yīng)力梯度，大量的缺陷向裂紋尖端移動，進(jìn)一步增大了裂紋尖端的局部缺陷密度。位錯向裂紋尖端的移動過程中，會引起在裂紋前方的金屬基體中形成大量的空位，導(dǎo)致裂紋前方的金屬基體脆性增加，更易斷裂。在溫度較高時，材料中缺陷移動較快，更容易產(chǎn)生滑移，因此裂紋尖端缺陷密度較小，裂紋前端區(qū)域應(yīng)力梯度較小，不會引起缺陷向裂紋尖端移動。此時，材料裂紋尖端區(qū)域更柔韌，不易斷裂。所以在溫度較高的情況下，隨著溫度的升高，裂紋CGR不斷減小。另一方面，隨著實驗溫度的升高，金屬原子更容易擴散到裂紋表面與高溫高壓水溶液反應(yīng)，從而提高了裂紋表面氧化速率，所以在溫度較高時裂紋擴展速率較快。同時，高溫也會加速冷加工區(qū)變形帶的局部氧化，促進(jìn)裂紋向前擴展。所以，在溫度較低的情況下隨著溫度的升高，裂紋CGR不斷增大。

圖4顯示，20% CW690合金在DH為45 mL/kg的水環(huán)境中在320~360 ℃范圍內(nèi)SCC裂紋擴展速率隨著溫度的增大而不斷增大，在320~340 ℃范圍內(nèi)CGRDH=45 mL/kg＜CGRDH=30 mL/kg，在350~360 ℃范圍內(nèi)CGRDH=45 mL/kg＞CGRDH=30 mL/kg。對20%冷加工碳鋼在360 ℃還原性環(huán)境中進(jìn)行裂紋擴展實驗之后進(jìn)行吸氫速率測試，測試結(jié)果表明，在360 ℃附近樣品吸氫速率存在最低值，這說明還原性環(huán)境中的H在360 ℃附近與材料中的空位進(jìn)行結(jié)合。Fukai等[39,40]認(rèn)為在Fe和Ni等金屬中，隨著H2含量的增大，空位密度逐漸增大；在Nb，Au和Fe中，均發(fā)現(xiàn)氫誘導(dǎo)空位能夠增大晶格擴散速率。在圖4中，350~360 ℃范圍內(nèi)CGRDH=45 mL/kg＞CGRDH=30 mL/kg，可能是由于高濃度的H沿裂紋尖端和孔洞處向材料內(nèi)部擴散，進(jìn)一步增加這些區(qū)域的空位密度，同時增加與空位結(jié)合向高應(yīng)力區(qū)的移動速率，增加裂紋擴展速率。

2 冷加工材料應(yīng)力腐蝕機理

很多學(xué)者對冷加工材料的應(yīng)力腐蝕過程和機理進(jìn)行了大量的研究，提出了一些理論，但是尚沒有一種完整而統(tǒng)一的模型能合理解釋冷加工材料應(yīng)力腐蝕行為。滑移溶解模型是由Ford和Andresen提出的，是被普遍接受的應(yīng)力腐蝕模型，該模型認(rèn)為在發(fā)生應(yīng)力腐蝕的合金表面會形成一層致密的氧化膜，氧化膜在拉應(yīng)力的作用下會發(fā)生塑性變形而破裂，裸露的金屬暴露在腐蝕性環(huán)境中溶解出金屬離子，同時在自鈍化的作用下重新形成氧化膜，通過滑移-膜破裂-金屬溶解-再鈍化的過程循環(huán)往復(fù)，最終使SCC裂紋不斷向前擴展。Farady根據(jù)滑移溶解模型建立了CGR的半經(jīng)驗表達(dá)式：

式中，a˙a˙為裂紋長度，M為原子量（g/mol）；Z為氧化電子數(shù) （2或3）；ρ為金屬密度（g/cm3）；F為Faraday常數(shù)（9.65×104C/mol）；εf為氧化膜破裂應(yīng)變；i0，t0和n均為常數(shù)，n與腐蝕電位、溶液電導(dǎo)率、合金硫含量、敏化程度、合金類型有關(guān)，i0tn0i0t0n為參與溶解/氧化過程的電荷密度（C/cm2）；ε˙ctε˙ct為裂尖應(yīng)變速率 （CTSR）。其中，裂尖應(yīng)變由蠕變、外加應(yīng)變或穿過塑性變形區(qū)的裂紋擴展產(chǎn)生。

一些研究將滑移溶解模型和材料力學(xué)性能的變化相結(jié)合對冷加工材料應(yīng)力腐蝕行為進(jìn)行了解釋，總結(jié)來說冷加工主要從兩個方面影響應(yīng)力腐蝕CGR：（1） 冷加工主要改變應(yīng)力腐蝕的CTSR。冷加工過程會在材料中引入塑性變形和大量的殘余應(yīng)力，使材料產(chǎn)生硬化和應(yīng)力集中，同時產(chǎn)生大量的位錯和空位缺陷，這些都會使高應(yīng)力區(qū)材料力學(xué)性能變差，使其變脆易斷裂，使應(yīng)力腐蝕裂紋CTSR增大，應(yīng)力腐蝕CGR增大。（2） 冷加工還會改變應(yīng)力腐蝕裂紋尖端的氧化速率，使參與溶解/氧化的電荷密度i0tn0i0t0n增大，加快腐蝕。冷加工在晶界處形成的片狀高應(yīng)力區(qū)與變形帶中存在的大量位錯和空位缺陷使陰離子和O更容易發(fā)生擴散，使其優(yōu)先發(fā)生局部氧化。同時，材料中的陽離子也更容易擴散到溶液中，促進(jìn)裂紋尖端金屬離子的溶解，加速裂紋尖端腐蝕，加快裂紋擴展速率。

3 待解決的問題與未來研究趨勢和方向

（1） 冷加工樣品中DH與應(yīng)力腐蝕裂紋擴展速率的關(guān)系。在PWR一回路中，加氫對改善回路中水化學(xué)環(huán)境具有重要的作用，可以降低氧化性輻照分解產(chǎn)物，減少水中游離氧，降低不銹鋼管在核電站運行工況下相應(yīng)的電化學(xué)電位從而減輕其IGSCC行為。但是有研究者在特定條件下觀察到應(yīng)力腐蝕CGR隨著水中DH的增大而增大，這與常規(guī)的認(rèn)知存在差異，需要進(jìn)一步研究DH與CGR的關(guān)系并探究其機理。

（2） 核電站中結(jié)構(gòu)材料的冷加工形式有很多，包括彎曲、焊接、打磨、切割、打孔等操作，冷加工效果與實驗上的冷軋加工不盡相同，研究結(jié)果可能與實際存在差異。未來需要進(jìn)一步研究不同的加工形式產(chǎn)生的冷加工效果對應(yīng)力腐蝕敏感性的影響。

（3） 在現(xiàn)階段的研究中，已對冷加工對材料內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)的改變和在材料應(yīng)力腐蝕過程的作用進(jìn)行了初步探究。但是并沒有形成一個系統(tǒng)的理論，也沒有對冷加工材料晶粒和晶界處的位錯和空位等缺陷的形成和運動過程進(jìn)行深入的探究，對冷加工材料內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)的變化情況也知之甚少，冷加工在應(yīng)力腐蝕鈍化膜形成及裂紋尖端溶解等過程的作用尚不明確，需要在未來的研究中逐漸完善，形成系統(tǒng)的、明確的理論。