一、研究概述

T91鋼（改性9Cr-1Mo鐵素體/馬氏體鋼）因其優異的高溫強度、抗氧化性和抗蠕變性能，被廣泛認為是鉛冷快堆（LFR）結構部件的候選材料。然而，當T91鋼直接暴露于液態鉛鉍共晶（LBE）冷卻劑中時，將面臨液態金屬腐蝕（LMC）和液態金屬脆化（LME）的雙重威脅。溶解氧濃度是決定腐蝕行為的關鍵因素：在富氧LBE中，T91可形成富Cr保護性氧化層；而在貧氧條件下，無法維持穩定的氧化膜，導致基體溶解和Fe、Cr的選擇性浸出，顯著削弱材料力學性能。

盡管已有大量關于T91鋼在LBE中低周疲勞（LCF）行為的研究，但高周疲勞（HCF）領域的系統研究相對匱乏。HCF與LCF的失效機制存在本質區別：LCF通常發生在較高應力水平，伴隨宏觀塑性變形，疲勞壽命主要受裂紋擴展控制；而HCF發生在宏觀彈性范圍內，疲勞壽命往往由裂紋萌生主導，且更高的循環頻率和更長的環境暴露時間可能進一步增強環境效應。在實際反應堆運行中，結構部件承受的熱-力波動和流致振動通常發生在較高頻率下，更接近HCF工況。

本研究由天津大學化工與技術學院林強、馮少武、史守文團隊完成，系統研究了T91鋼在450°C空氣和高氧濃度（HOC）LBE環境中的高周疲勞行為。實驗采用對稱拉-壓循環加載（R = ?1），正弦波形，頻率30 Hz，應力幅值范圍220–360 MPa。通過多尺度微觀表征手段（OM、SEM、EBSD、EDS、FIB-TEM），揭示了氧化膜完整性在不同應力幅值下對疲勞失效機制的控制作用。研究發現，在應力幅值低于約320 MPa時，T91在HOC LBE中的疲勞壽命反而優于空氣環境，這一反直覺現象主要歸因于完整致密氧化膜的屏障和約束效應。

二、實驗方法與核心發現

2.1 實驗方法

試驗材料為商用T91鋼，經標準熱處理（1050°C正火1h + 750°C回火2h）。在450°C下，材料的彈性模量為229 GPa，屈服強度414.8 MPa，抗拉強度486.6 MPa。原始微觀組織主要由板條馬氏體組成（圖1）。試樣依據ASTM E466-07標準加工，標距段直徑3 mm，夾持端采用M14螺紋。試樣表面經砂紙研磨、金剛石膏拋光和精密激光納米加工（PLNP）處理，以去除殘余應力層。

圖1 T91鋼原始微觀組織：(a) IPF圖；(b) IQ圖

圖2 (a) 腐蝕疲勞試樣尺寸（單位：mm）；(b) 450°C LBE環境腐蝕疲勞試驗流程

高溫度腐蝕-疲勞試驗采用M-6000電磁動態力學測試系統（凱爾測控）。測試溫度450°C，依據GB/T 2039-2021標準進行。加載條件為應力控制、對稱拉-壓（R = ?1）、正弦波形、30 Hz頻率。采用階梯下降法確定10?循環對應的疲勞極限。所有應力幅值均保持在材料屈服強度以下，確保試驗嚴格在彈性范圍內進行。LBE環境試驗中，試樣先經12小時預腐蝕處理以確保LBE充分潤濕，隨后立即開始疲勞加載。

試驗后，采用多種微觀表征手段對試樣進行分析：光學顯微鏡（OM）觀察宏觀疲勞裂紋；掃描電子顯微鏡（SEM）表征斷口形貌、氧化膜結構和表面滑移擠出；電子背散射衍射（EBSD）識別二次裂紋和裂紋擴展路徑；能量色散譜（EDS）表征截面元素分布；聚焦離子束（FIB）制樣結合透射電子顯微鏡（TEM）觀察裂紋萌生區域的微觀結構。

2.2 疲勞壽命的環境交叉效應

S-N曲線揭示了T91鋼在兩種環境中疲勞壽命的顯著差異及應力幅值依賴性。在空氣環境中，應力幅值從360 MPa降至240 MPa時，疲勞壽命從約9.5×103循環顯著增加到約3.4×10?循環。在230 MPa及以下應力水平，部分試樣經歷10?循環未斷裂，表明疲勞極限接近該應力水平。

圖3 T91鋼在450°C空氣和LBE環境中獲得的S-N曲線

在HOC LBE環境中，S-N曲線呈現非單調性行為。在高應力區間（σ ≥ 320 MPa），LBE中的疲勞壽命顯著低于空氣。例如在360 MPa下，LBE中疲勞壽命僅約2.7×103循環，僅為空氣中的28%。然而，當應力幅值降至280 MPa時，LBE中疲勞壽命約為空氣中的5倍（達10?量級）。320 MPa附近對應兩個環境的疲勞壽命交叉區域。在270 MPa和260 MPa下，兩種環境中的試樣均存活10?循環未斷裂。這一結果表明，高氧LBE環境并非在所有應力水平下都對材料有害——在低應力區間，致密氧化膜的屏障保護作用反而賦予了T91更長的疲勞壽命。

2.3 疲勞裂紋擴展路徑的環境差異

宏觀裂紋形貌分析揭示了兩種環境下裂紋擴展行為的根本差異。在空氣環境中，高應力（340 MPa）條件下裂紋呈曲折的鋸齒狀擴展路徑，伴隨顯著偏轉。隨應力水平降低至320 MPa和250 MPa，主裂紋路徑逐漸轉為剪切主導模式，與加載軸呈約45°。而在HOC LBE環境中，無論應力水平如何，主裂紋幾乎垂直于加載方向擴展，呈典型I型擴展模式。這表明LBE中的裂紋擴展主要由法向拉伸應力分量驅動。

圖4 T91鋼在不同環境下450°C疲勞宏觀裂紋形貌：(a) 空氣340 MPa；(b) 空氣320 MPa；(c) 空氣250 MPa；(d) HOC LBE 340 MPa；(e) HOC LBE 320 MPa；(f) HOC LBE 280 MPa

表面微觀結構觀察進一步表明，在空氣中340 MPa條件下，主裂紋路徑附近存在顯著的塑性變形帶和高密度、大尺度交叉滑移帶。這些滑移帶主要取向垂直于裂紋擴展方向，表明活躍的位錯運動和嚴重的塑性變形。主裂紋在擴展過程中發生多次偏轉并形成分支裂紋，200 μm以上的二次裂紋大量存在。隨應力水平降低，滑移跡線的密度、尺度和分布范圍顯著減小。在LBE環境中，無論應力水平如何，僅觀察到單一主裂紋，無裂紋分支證據，表明HOC LBE顯著促進了主裂紋的局部化并抑制了二次裂紋的形成。

圖5 T91鋼在450°C空氣中不同應力水平裂紋擴展路徑附近表面微觀結構：(a-b) 高應力(340 MPa)；(c-d) 中等應力(320 MPa)；(e-f) 低應力(250 MPa)

圖6 T91鋼在450°C HOC LBE環境中不同應力水平裂紋擴展路徑附近表面微觀結構：(a-b) 高應力(340 MPa)；(c) 中等應力(320 MPa)；(d) 低應力(280 MPa)

2.4 斷口形貌的環境特征

在空氣環境中，高應力幅值（360 MPa）下斷口呈現多源裂紋萌生特征，裂紋擴展區可見明顯疲勞條紋，表明顯著的韌性斷裂特征。中等應力（280 MPa）和低應力（240 MPa）下，斷口呈現單源萌生模式。值得注意的是，在低應力條件的萌生區觀察到"魚眼"形貌，這是高周疲勞的典型特征，表明失效可能與近表面夾雜物相關。該區域周圍分布稀疏的針狀氧化物，可能歸因于裂紋萌生早期氧向基體的侵入。

圖7 T91鋼在450°C空氣中不同應力幅值斷口形貌：(a-c) 360 MPa；(d-f) 280 MPa；(g-i) 240 MPa

在HOC LBE環境中，無論應力水平如何，斷口均呈現顯著脆性特征：單點萌生和從裂紋源放射的徑向條紋。高應力（360 MPa）下，裂紋擴展區觀察到大量二次裂紋；隨應力水平降低，二次裂紋數量顯著減少，在低應力條件下幾乎不可檢測。這種脆性斷口特征與LME效應一致——液態金屬潤濕裂紋后降低原子間結合力，促進沿界面的快速脆性擴展。

圖8 T91鋼在450°C高氧LBE中不同應力幅值斷口形貌：(a-c) 360 MPa；(d-f) 300 MPa；(g-i) 280 MPa

2.5 氧化膜微觀結構演化

氧化膜的完整性是決定T91在LBE中疲勞行為的關鍵因素。在高應力水平（340 MPa）的HOC LBE環境中，試樣表面附近僅見破碎的氧化碎片與滲入的LBE混合，無法識別連續氧化層。在中應力水平（320 MPa），觀察到總厚度約1.04 μm的雙層氧化膜，外層嚴重剝落，部分區域損傷延伸至內層。隨應力水平降至275 MPa，形成更連續的雙層氧化膜，總厚度約2.54 μm，內層氧化膜比外層更厚，且觀察到穿透氧化層并延伸至基體的微裂紋。

圖9 T91鋼在不同應力水平下氧化膜微觀形貌：（a-b）340MPa,(c) 320MPa,(d) 280MPa與450℃的HOC LBE環境

EDS元素表征進一步揭示了循環應力對氧化膜結構的影響。12小時預腐蝕后形成約3 μm厚的連續氧化膜，截面元素分布顯示Fe、Cr、O顯著富集。經106小時靜態暴露后，氧化膜厚度增至3.5 μm，生長主要發生在外層。而在270 MPa循環加載條件下，氧化膜厚度增至4.5 μm，且發生顯著的結構演化——內層氧化膜明顯厚于外層。線掃描分析證實，即使在循環應力和腐蝕的耦合作用下，氧化膜仍有效阻擋了LBE的滲透。這表明循環應力下形成的氧化膜保持了足夠的完整性，能夠提供持續保護。

圖10 T91鋼在450°C高氧LBE環境中氧化膜EDS結果：(a) 腐蝕12 h；(b) 腐蝕106 h；(c) HOC LBE 270 MPa（未開裂）

2.6 EBSD微觀結構分析

EBSD分析揭示了兩種環境中裂紋擴展路徑的微觀機制差異。在高應力（340 MPa）條件下，空氣中主裂紋與加載方向呈約45°，裂紋可見明顯的分支和偏轉，裂紋呈穿晶斷裂模式，路徑附近高密度低角晶界的存在表明顯著的晶粒細化。KAM圖顯示空氣中主裂紋附近有顯著的塑性變形和應力集中。相比之下，在HOC LBE中，主裂紋幾乎垂直于加載方向擴展，KAM顯示的塑性變形和應力集中遠不如空氣中顯著。

圖11 高應力水平(340 MPa)腐蝕疲勞后T91鋼主裂紋擴展路徑的SEM、IPF和KAM圖：(a-c) 空氣；(d-f) HOC LBE

在低應力條件下，空氣中的裂紋路徑與加載方向的夾角明顯減小，分支仍然存在但程度減弱，晶粒細化和碎片化程度遠低于高應力。在HOC LBE中，低應力下的主裂紋路徑與高應力非常相似，裂紋仍緊密填充LBE，IPF分析表明穿晶斷裂模式，路徑附近幾乎無晶粒細化。這表明液態LBE在低應力下仍對裂紋擴展路徑施加顯著影響，但材料內部的微觀結構演化有限。

圖12 低應力水平腐蝕疲勞后T91鋼主裂紋擴展路徑的SEM、IPF和KAM圖：(a-c) 空氣(240 MPa)；(d-f) HOC LBE(280 MPa)

2.7 TEM裂紋萌生機制

為闡明低應力幅值下LBE中疲勞壽命延長的微觀機制，在280 MPa條件下對兩種環境的裂紋萌生區進行了FIB制樣和TEM觀察。在空氣環境中，晶粒內觀察到大量短而彎曲的位錯線，分布相對均勻，雖存在局部位錯富集區，但未形成規則的位錯壁或胞狀結構。而在LBE環境中，位錯分布呈明顯異質性：低密度區與富集區共存，富集區主要位于晶界和亞晶界附近。

圖13 280 MPa下裂紋萌生區TEM分析：(a-b) 空氣和LBE中斷口取樣位置；(c) 空氣中位錯分布；(d) HOC LBE中位錯分布

這種差異反映了兩種環境中近表面循環塑性響應的不同。在空氣中，變形相對均勻，晶內廣泛參與；在LBE中，變形傾向局部化，位錯更易在晶界等微觀結構障礙處累積。由于HOC條件下外表面易形成致密氧化膜，可推斷在低應力幅值下，若氧化膜保持高度完整，它可能改變近表面邊界條件，限制位錯向自由表面運動，促進位錯在表面或界面處累積，從而減緩均勻塑性變形的發展，延遲裂紋萌生。

斷口裂紋萌生區的截面觀察進一步支持了上述機制。在空氣試樣的裂紋萌生區觀察到約100 nm厚的氧化層，表明裂紋面氧化在空氣中貢獻更強，氧通過裂紋張開-閉合侵入裂紋腔體，沿裂紋壁累積氧化，傾向于加速表面或近表面損傷累積并促進早期裂紋萌生。在HOC LBE環境中，保護性致密氧化層抑制位錯逃逸至自由表面和滑移臺階的形成，同時作為屏障防止液態金屬與基體直接接觸。一旦裂紋萌生，LME可能促進快速裂紋擴展，這解釋了LBE中斷口上缺乏廣泛氧化痕跡的現象。

圖14 280 MPa應力幅值下裂紋萌生區截面：(a) 空氣；(b) LBE

三、結論與工程啟示

3.1 主要結論

本研究通過系統的實驗和多尺度微觀表征，揭示了T91鋼在450°C空氣和高氧濃度LBE環境中的高周疲勞行為差異及其微觀機制。主要結論如下：

（1）應力幅值依賴的疲勞壽命交叉效應。T91鋼在450°C下表現出約320 MPa處的疲勞壽命交叉現象。低于該應力幅值，HOC LBE中的疲勞壽命長于空氣；高于該值則相反。特別是在280 MPa下，LBE中疲勞壽命達10?量級，為空氣中的約5倍，表明在低應力區間LBE環境對T91疲勞性能具有保護作用。

（2）氧化膜完整性控制失效機制。在高應力幅值下，氧化膜頻繁開裂、分層和剝落，促進裂紋萌生并加速失效，使LBE環境顯著惡化疲勞性能。隨應力幅值降低，氧化膜損傷減弱，氧化層趨于完整，提供有效的屏障和機械約束效應，減少LBE與基體的直接接觸并延遲裂紋萌生。

（3）裂紋萌生控制的疲勞壽命優勢。TEM觀察表明，在280 MPa下LBE中位錯分布更具局部化特征，而空氣中位錯分布更均勻。空氣中裂紋萌生區斷口呈現顯著的氧化層，表明裂紋面氧化參與更強；而在HOC LBE中，保護性氧化膜更可能保持完整，與延遲裂紋萌生一致。

3.2 工程啟示

本研究對鉛冷快堆結構部件的抗疲勞設計具有重要指導意義。首先，T91在LBE中的疲勞行為不能用簡單的"環境惡化"模型來描述，而必須考慮應力幅值與氧化膜完整性的耦合效應。工程設計中，應根據實際服役應力水平選擇不同的安全裕度：在高應力區間（如瞬態工況）需充分考慮LBE的加速破壞效應；而在正常運行的低應力區間，適度富氧的LBE環境反而對疲勞壽命有益。

其次，研究強調了氧化膜完整性在腐蝕-疲勞中的核心地位。在反應堆運行中，通過控制溶解氧濃度維持穩定的保護性氧化膜，不僅可以有效抑制LME和LMC，還可能在HCF工況下提供額外的疲勞抗力。這與傳統的"高氧促進腐蝕"認知形成對比，提示在不同疲勞體制（LCF vs HCF）下，氧濃度策略可能不同。

驗證T91鋼在LBE中HCF行為的認知空白。以往研究主要集中在LCF領域，但實際反應堆構件的熱-力波動和流致振動更接近HCF工況。研究結果表明，HCF與LCF的失效機制存在本質區別——HCF中裂紋萌生階段占據主導地位，氧化膜的屏障效應在長壽命區間的作用更為關鍵。未來的壽命預測模型應針對不同疲勞體制分別建立，并納入氧化膜完整性的狀態變量。

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