T91钢在空气和高氧浓度铅铋共晶中 450°C高周疲劳行为研究

一、研究概述

T91钢（改性9Cr-1Mo铁素体/马氏体钢）因其优异的高温强度、抗氧化性和抗蠕变性能，被广泛认为是铅冷快堆（LFR）结构部件的候选材料。然而，当T91钢直接暴露于液态铅铋共晶（LBE）冷却剂中时，将面临液态金属腐蚀（LMC）和液态金属脆化（LME）的双重威胁。溶解氧浓度是决定腐蚀行为的关键因素：在富氧LBE中，T91可形成富Cr保护性氧化层；而在贫氧条件下，无法维持稳定的氧化膜，导致基体溶解和Fe、Cr的选择性浸出，显著削弱材料力学性能。

尽管已有大量关于T91钢在LBE中低周疲劳（LCF）行为的研究，但高周疲劳（HCF）领域的系统研究相对匮乏。HCF与LCF的失效机制存在本质区别：LCF通常发生在较高应力水平，伴随宏观塑性变形，疲劳寿命主要受裂纹扩展控制；而HCF发生在宏观弹性范围内，疲劳寿命往往由裂纹萌生主导，且更高的循环频率和更长的环境暴露时间可能进一步增强环境效应。在实际反应堆运行中，结构部件承受的热-力波动和流致振动通常发生在较高频率下，更接近HCF工况。

本研究由天津大学化工与技术学院林强、冯少武、史守文团队完成，系统研究了T91钢在450°C空气和高氧浓度（HOC）LBE环境中的高周疲劳行为。实验采用对称拉-压循环加载（R = −1），正弦波形，频率30 Hz，应力幅值范围220–360 MPa。通过多尺度微观表征手段（OM、SEM、EBSD、EDS、FIB-TEM），揭示了氧化膜完整性在不同应力幅值下对疲劳失效机制的控制作用。研究发现，在应力幅值低于约320 MPa时，T91在HOC LBE中的疲劳寿命反而优于空气环境，这一反直觉现象主要归因于完整致密氧化膜的屏障和约束效应。

二、实验方法与核心发现

2.1 实验方法

试验材料为商用T91钢，经标准热处理（1050°C正火1h + 750°C回火2h）。在450°C下，材料的弹性模量为229 GPa，屈服强度414.8 MPa，抗拉强度486.6 MPa。原始微观组织主要由板条马氏体组成（图1）。试样依据ASTM E466-07标准加工，标距段直径3 mm，夹持端采用M14螺纹。试样表面经砂纸研磨、金刚石膏抛光和精密激光纳米加工（PLNP）处理，以去除残余应力层。

图1 T91钢原始微观组织：(a) IPF图；(b) IQ图

图2 (a) 腐蚀疲劳试样尺寸（单位：mm）；(b) 450°C LBE环境腐蚀疲劳试验流程

高温度腐蚀-疲劳试验采用M-6000电磁动态力学测试系统（凯尔测控）。测试温度450°C，依据GB/T 2039-2021标准进行。加载条件为应力控制、对称拉-压（R = −1）、正弦波形、30 Hz频率。采用阶梯下降法确定10⁷循环对应的疲劳极限。所有应力幅值均保持在材料屈服强度以下，确保试验严格在弹性范围内进行。LBE环境试验中，试样先经12小时预腐蚀处理以确保LBE充分润湿，随后立即开始疲劳加载。

试验后，采用多种微观表征手段对试样进行分析：光学显微镜（OM）观察宏观疲劳裂纹；扫描电子显微镜（SEM）表征断口形貌、氧化膜结构和表面滑移挤出；电子背散射衍射（EBSD）识别二次裂纹和裂纹扩展路径；能量色散谱（EDS）表征截面元素分布；聚焦离子束（FIB）制样结合透射电子显微镜（TEM）观察裂纹萌生区域的微观结构。

2.2 疲劳寿命的环境交叉效应

S-N曲线揭示了T91钢在两种环境中疲劳寿命的显著差异及应力幅值依赖性。在空气环境中，应力幅值从360 MPa降至240 MPa时，疲劳寿命从约9.5×10³循环显著增加到约3.4×10⁶循环。在230 MPa及以下应力水平，部分试样经历10⁷循环未断裂，表明疲劳极限接近该应力水平。

图3 T91钢在450°C空气和LBE环境中获得的S-N曲线

在HOC LBE环境中，S-N曲线呈现非单调性行为。在高应力区间（σ ≥ 320 MPa），LBE中的疲劳寿命显著低于空气。例如在360 MPa下，LBE中疲劳寿命仅约2.7×10³循环，仅为空气中的28%。然而，当应力幅值降至280 MPa时，LBE中疲劳寿命约为空气中的5倍（达10⁶量级）。320 MPa附近对应两个环境的疲劳寿命交叉区域。在270 MPa和260 MPa下，两种环境中的试样均存活10⁷循环未断裂。这一结果表明，高氧LBE环境并非在所有应力水平下都对材料有害——在低应力区间，致密氧化膜的屏障保护作用反而赋予了T91更长的疲劳寿命。

2.3 疲劳裂纹扩展路径的环境差异

宏观裂纹形貌分析揭示了两种环境下裂纹扩展行为的根本差异。在空气环境中，高应力（340 MPa）条件下裂纹呈曲折的锯齿状扩展路径，伴随显著偏转。随应力水平降低至320 MPa和250 MPa，主裂纹路径逐渐转为剪切主导模式，与加载轴呈约45°。而在HOC LBE环境中，无论应力水平如何，主裂纹几乎垂直于加载方向扩展，呈典型I型扩展模式。这表明LBE中的裂纹扩展主要由法向拉伸应力分量驱动。

图4 T91钢在不同环境下450°C疲劳宏观裂纹形貌：(a) 空气340 MPa；(b) 空气320 MPa；(c) 空气250 MPa；(d) HOC LBE 340 MPa；(e) HOC LBE 320 MPa；(f) HOC LBE 280 MPa

表面微观结构观察进一步表明，在空气中340 MPa条件下，主裂纹路径附近存在显著的塑性变形带和高密度、大尺度交叉滑移带。这些滑移带主要取向垂直于裂纹扩展方向，表明活跃的位错运动和严重的塑性变形。主裂纹在扩展过程中发生多次偏转并形成分支裂纹，200 μm以上的二次裂纹大量存在。随应力水平降低，滑移迹线的密度、尺度和分布范围显著减小。在LBE环境中，无论应力水平如何，仅观察到单一主裂纹，无裂纹分支证据，表明HOC LBE显著促进了主裂纹的局部化并抑制了二次裂纹的形成。

图5 T91钢在450°C空气中不同应力水平裂纹扩展路径附近表面微观结构：(a-b) 高应力(340 MPa)；(c-d) 中等应力(320 MPa)；(e-f) 低应力(250 MPa)

图6 T91钢在450°C HOC LBE环境中不同应力水平裂纹扩展路径附近表面微观结构：(a-b) 高应力(340 MPa)；(c) 中等应力(320 MPa)；(d) 低应力(280 MPa)

2.4 断口形貌的环境特征

在空气环境中，高应力幅值（360 MPa）下断口呈现多源裂纹萌生特征，裂纹扩展区可见明显疲劳条纹，表明显著的韧性断裂特征。中等应力（280 MPa）和低应力（240 MPa）下，断口呈现单源萌生模式。值得注意的是，在低应力条件的萌生区观察到"鱼眼"形貌，这是高周疲劳的典型特征，表明失效可能与近表面夹杂物相关。该区域周围分布稀疏的针状氧化物，可能归因于裂纹萌生早期氧向基体的侵入。

图7 T91钢在450°C空气中不同应力幅值断口形貌：(a-c) 360 MPa；(d-f) 280 MPa；(g-i) 240 MPa

在HOC LBE环境中，无论应力水平如何，断口均呈现显著脆性特征：单点萌生和从裂纹源放射的径向条纹。高应力（360 MPa）下，裂纹扩展区观察到大量二次裂纹；随应力水平降低，二次裂纹数量显著减少，在低应力条件下几乎不可检测。这种脆性断口特征与LME效应一致——液态金属润湿裂纹后降低原子间结合力，促进沿界面的快速脆性扩展。

图8 T91钢在450°C高氧LBE中不同应力幅值断口形貌：(a-c) 360 MPa；(d-f) 300 MPa；(g-i) 280 MPa

2.5 氧化膜微观结构演化

氧化膜的完整性是决定T91在LBE中疲劳行为的关键因素。在高应力水平（340 MPa）的HOC LBE环境中，试样表面附近仅见破碎的氧化碎片与渗入的LBE混合，无法识别连续氧化层。在中应力水平（320 MPa），观察到总厚度约1.04 μm的双层氧化膜，外层严重剥落，部分区域损伤延伸至内层。随应力水平降至275 MPa，形成更连续的双层氧化膜，总厚度约2.54 μm，内层氧化膜比外层更厚，且观察到穿透氧化层并延伸至基体的微裂纹。

图9 T91钢在不同应力水平下氧化膜微观形貌：（a-b）340MPa,(c) 320MPa,(d) 280MPa与450℃的HOC LBE环境

EDS元素表征进一步揭示了循环应力对氧化膜结构的影响。12小时预腐蚀后形成约3 μm厚的连续氧化膜，截面元素分布显示Fe、Cr、O显著富集。经106小时静态暴露后，氧化膜厚度增至3.5 μm，生长主要发生在外层。而在270 MPa循环加载条件下，氧化膜厚度增至4.5 μm，且发生显著的结构演化——内层氧化膜明显厚于外层。线扫描分析证实，即使在循环应力和腐蚀的耦合作用下，氧化膜仍有效阻挡了LBE的渗透。这表明循环应力下形成的氧化膜保持了足够的完整性，能够提供持续保护。

图10 T91钢在450°C高氧LBE环境中氧化膜EDS结果：(a) 腐蚀12 h；(b) 腐蚀106 h；(c) HOC LBE 270 MPa（未开裂）

2.6 EBSD微观结构分析

EBSD分析揭示了两种环境中裂纹扩展路径的微观机制差异。在高应力（340 MPa）条件下，空气中主裂纹与加载方向呈约45°，裂纹可见明显的分支和偏转，裂纹呈穿晶断裂模式，路径附近高密度低角晶界的存在表明显著的晶粒细化。KAM图显示空气中主裂纹附近有显著的塑性变形和应力集中。相比之下，在HOC LBE中，主裂纹几乎垂直于加载方向扩展，KAM显示的塑性变形和应力集中远不如空气中显著。

图11 高应力水平(340 MPa)腐蚀疲劳后T91钢主裂纹扩展路径的SEM、IPF和KAM图：(a-c) 空气；(d-f) HOC LBE

在低应力条件下，空气中的裂纹路径与加载方向的夹角明显减小，分支仍然存在但程度减弱，晶粒细化和碎片化程度远低于高应力。在HOC LBE中，低应力下的主裂纹路径与高应力非常相似，裂纹仍紧密填充LBE，IPF分析表明穿晶断裂模式，路径附近几乎无晶粒细化。这表明液态LBE在低应力下仍对裂纹扩展路径施加显著影响，但材料内部的微观结构演化有限。

图12 低应力水平腐蚀疲劳后T91钢主裂纹扩展路径的SEM、IPF和KAM图：(a-c) 空气(240 MPa)；(d-f) HOC LBE(280 MPa)

2.7 TEM裂纹萌生机制

为阐明低应力幅值下LBE中疲劳寿命延长的微观机制，在280 MPa条件下对两种环境的裂纹萌生区进行了FIB制样和TEM观察。在空气环境中，晶粒内观察到大量短而弯曲的位错线，分布相对均匀，虽存在局部位错富集区，但未形成规则的位错壁或胞状结构。而在LBE环境中，位错分布呈明显异质性：低密度区与富集区共存，富集区主要位于晶界和亚晶界附近。

图13 280 MPa下裂纹萌生区TEM分析：(a-b) 空气和LBE中断口取样位置；(c) 空气中位错分布；(d) HOC LBE中位错分布

这种差异反映了两种环境中近表面循环塑性响应的不同。在空气中，变形相对均匀，晶内广泛参与；在LBE中，变形倾向局部化，位错更易在晶界等微观结构障碍处累积。由于HOC条件下外表面易形成致密氧化膜，可推断在低应力幅值下，若氧化膜保持高度完整，它可能改变近表面边界条件，限制位错向自由表面运动，促进位错在表面或界面处累积，从而减缓均匀塑性变形的发展，延迟裂纹萌生。

断口裂纹萌生区的截面观察进一步支持了上述机制。在空气试样的裂纹萌生区观察到约100 nm厚的氧化层，表明裂纹面氧化在空气中贡献更强，氧通过裂纹张开-闭合侵入裂纹腔体，沿裂纹壁累积氧化，倾向于加速表面或近表面损伤累积并促进早期裂纹萌生。在HOC LBE环境中，保护性致密氧化层抑制位错逃逸至自由表面和滑移台阶的形成，同时作为屏障防止液态金属与基体直接接触。一旦裂纹萌生，LME可能促进快速裂纹扩展，这解释了LBE中断口上缺乏广泛氧化痕迹的现象。

图14 280 MPa应力幅值下裂纹萌生区截面：(a) 空气；(b) LBE

三、结论与工程启示

3.1 主要结论

本研究通过系统的实验和多尺度微观表征，揭示了T91钢在450°C空气和高氧浓度LBE环境中的高周疲劳行为差异及其微观机制。主要结论如下：

（1）应力幅值依赖的疲劳寿命交叉效应。T91钢在450°C下表现出约320 MPa处的疲劳寿命交叉现象。低于该应力幅值，HOC LBE中的疲劳寿命长于空气；高于该值则相反。特别是在280 MPa下，LBE中疲劳寿命达10⁶量级，为空气中的约5倍，表明在低应力区间LBE环境对T91疲劳性能具有保护作用。

（2）氧化膜完整性控制失效机制。在高应力幅值下，氧化膜频繁开裂、分层和剥落，促进裂纹萌生并加速失效，使LBE环境显著恶化疲劳性能。随应力幅值降低，氧化膜损伤减弱，氧化层趋于完整，提供有效的屏障和机械约束效应，减少LBE与基体的直接接触并延迟裂纹萌生。

（3）裂纹萌生控制的疲劳寿命优势。TEM观察表明，在280 MPa下LBE中位错分布更具局部化特征，而空气中位错分布更均匀。空气中裂纹萌生区断口呈现显著的氧化层，表明裂纹面氧化参与更强；而在HOC LBE中，保护性氧化膜更可能保持完整，与延迟裂纹萌生一致。

3.2 工程启示

本研究对铅冷快堆结构部件的抗疲劳设计具有重要指导意义。首先，T91在LBE中的疲劳行为不能用简单的"环境恶化"模型来描述，而必须考虑应力幅值与氧化膜完整性的耦合效应。工程设计中，应根据实际服役应力水平选择不同的安全裕度：在高应力区间（如瞬态工况）需充分考虑LBE的加速破坏效应；而在正常运行的低应力区间，适度富氧的LBE环境反而对疲劳寿命有益。

其次，研究强调了氧化膜完整性在腐蚀-疲劳中的核心地位。在反应堆运行中，通过控制溶解氧浓度维持稳定的保护性氧化膜，不仅可以有效抑制LME和LMC，还可能在HCF工况下提供额外的疲劳抗力。这与传统的"高氧促进腐蚀"认知形成对比，提示在不同疲劳体制（LCF vs HCF）下，氧浓度策略可能不同。

验证T91钢在LBE中HCF行为的认知空白。以往研究主要集中在LCF领域，但实际反应堆构件的热-力波动和流致振动更接近HCF工况。研究结果表明，HCF与LCF的失效机制存在本质区别——HCF中裂纹萌生阶段占据主导地位，氧化膜的屏障效应在长寿命区间的作用更为关键。未来的寿命预测模型应针对不同疲劳体制分别建立，并纳入氧化膜完整性的状态变量。

原文阅读：High-cycle fatigue behavior of T91 steel in air and high oxygen concentration lead-bismuth eutectic at 450 °C - ScienceDirect