锆合金压力管作为CANDU 6型重水堆机组的核心设备，其在堆芯构成了一回路部分承压边界，同时又承载了堆芯燃料，其服役性能直接影响到电厂的经济性与安全性。国内某重水堆机组压力管采用Zr-2.5Nb合金制成，相关运行经验和试验研究表明，压力管锆合金材料在长期服役过程中，由于面临高温、高压、高辐照的运行环境，会导致其性能发生老化劣化。尤其当其在运行过程中吸收了介质中的氘/氢后，产生的氢化物可能发生聚集、破裂。在压力管延迟氢化物开裂(DHC)过程中，氢或氘扩散到高拉应力区域(划痕或裂纹尖端)并形成氢化物。在某些条件下，氢化物一旦开裂，则会导致主裂纹扩展，氢化物的形成及开裂过程会在裂纹尖端不断重复发生^[1,2]。根据重水堆原设计方加拿大制定的标准CSA 285.4 Periodic inspection of CANDU nuclear power plant components的要求，需要对压力管材料性能进行监督，其中针对DHC相关性能，需要监测的一项关键参数就是DHC的应力强度因子门槛值K_IH，这一参数对于DHC的起裂评定至关重要^[3,4]。而在另一个加拿大标准CSA 285.8 Technical requirements for in-service evaluation of zirconium alloy pressure tubes in CANDU reactors中，也要求针对所测得的K_IH值进行评估。因此，为了实现对压力管材料老化的定期监督，必须掌握K_IH的测定方法，然而目前国外相关标准并未给出这些材料性能具体的测试方法及要求，国内也无相关标准或行业实践可参考，且对DHC行为的相关研究也较少。IAEA曾于1998年组织锆合金材料的DHC测试合作项目，并针对DHC裂纹扩展速率测定方法等发布了相关研究报告^[5]，但是报告中针对K_IH并未给出有效的测试方法指导。考虑到锆合金材料的各项异性，本研究中主要关注压力管轴向K_IH的测定方法。

实验采用国产压力管Zr-2.5Nb合金，其化学成分(质量分数，%)为：Nb 2.45~2.85；O 0.08~0.15；C ≤0.015；Fe ≤ 0.067；Si ≤ 0.012；Zr余量，其管材名义内径103 mm，壁厚4 mm。沿着压力管轴向-径向将管样切割成弯曲紧凑拉伸(CCT)试样(图1a)。由于压力管在制造的过程中表面有进行预膜处理，切割后的试样表面有较厚的氧化层，因此需预先对其表面进行砂纸打磨和超声清洗。对试样截面打磨后使用10%氢氟酸进行化学抛光并进行扫描电镜(SEM，FEI XL30)微观分析，结果见图2。可见，其主要由α-Zr相构成并分布有半连续的β-Zr相，且在径向(RD)方向的取向分布较少。

为了测试Zr-2.5Nb合金的K_IH，需要对所测材料进行预充氢。采用常温电化学充氢的方法对已加工的CCT试样进行阴极充氢，阳极则采用纯铅片。利用点焊机将导线与试样连接，其中导线外覆盖聚四氟乙烯管，焊点处采用硅胶密封，待硅胶干燥后将试样放入盛有电解液的烧杯中，并确保只有试样表面与溶液接触。考虑到锆合金的吸氢行为与温度之间有密切关系，在充氢过程中保持溶液温度为(25 ± 3) ℃。充氢电解液采用1 mol/L的硫酸溶液，并在每升硫酸溶液中加入2 g硫脲抑制阴极产生的H过快溢出，充氢电流密度为80 mA/cm²。电化学充氢后对试样进行氩气气氛下的均匀化热处理，处理温度为400 ℃，时长约72 h。充氢时长和试样中氢浓度关系如图3所示，实际CCT试样充氢时间约48 h，以确保试样中的氢浓度水平达到(180 ± 20) mg/kg。样品中氢浓度的测定采用平行试样，利用CHO分析仪(TCH 600，LECO)进行测定。

充氢结束后，对试样的RD-TD截面进行打磨，并用10%的氢氟酸溶液进行化学抛光。采用OBSERVER.Z1m型金相显微镜对截面进行微观组织分析，结果如图4所示，可见，在RD-TD截面上存在明显的氢化物分布，其长度方向平行于压力管的TD方向。

采用直流电压降(DCPD)方法对预充氢的CCT试样进行K_IH测定。首先在CCT试样的裂纹扩展位置采用线切割加工长度为1 mm的缺口，便于裂纹的萌生与生长。为确保实验过程中顺利产生DHC裂纹，需在K_IH测试开始前在缺口处预制疲劳裂纹，由于压力管试样具有一定的弧度，为了保持试样受力均匀，在预制疲劳裂纹和K_IH测试的过程中，均需采用具有60°锥度的销钉。根据实验经验，当K约为10 MPa·m^1/2时，CCT试样的线切割缺口前沿易于萌生疲劳裂纹且扩展长度便于控制。本实验中，所有预制裂纹的长度均控制在(0.7 ± 0.1) mm范围内。

本实验中采用降K法分别在250、180、150和120 ℃条件下测试试样的K_IH。具体方法为，在实验温度下，先对试样施加一个比较大的载荷，若此时试样发生裂纹扩展，则降低载荷值，使裂纹尖端应力强度因子K减小，直至试样裂纹在一定时间(24 h)内不再扩展，此时对应的K即为K_IH。在计算下一次K值前，需将上一阶段的裂纹扩展长度考虑在内。需要注意的是，DCPD监测过程中，有效电位的变化只与温度和裂纹长度有关。由于疲劳裂纹长度不同和焊接导线等原因，不同的试样在预载荷阶段，其有效电位和参比电位并不相同，但在实验温度相同的条件下，有效电位的增量ΔV(ΔV = V_扩展 - V_预载)和DHC裂纹的扩展长度L之间具有比较一致的对应关系，表1为延迟氢化物开裂裂纹扩展速率(DHCR)检测中不同温度条件下电位增量对应的裂纹扩展长度。在K_IH测试中，以表1中相同温度的DHCR测试结果为参考，估算K_IH测试中裂纹的扩展长度。为提高预估长度的准确性，在计算时带入不同试样的数据，最后取平均值作为最终的预估长度。

如前文所述，DHC是氢原子在应力梯度的作用下向高应力处扩散并形成氢化物导致的，为确保氢在试样中均匀分布，避免由于裂纹尖端附近氢的匮乏对K_IH测试结果的影响，需先把试样加热到充分高的温度(略高于氢化物固溶极限温度)，如图5所示，以使预充氢产生的氢化物能够在试样中充分溶解，随后在峰值温度保温一定时间后缓慢降温至实验温度平台，保温一定的时间后即可开始进行降K测试。

实验后观察并用九点法测量试样表面预疲劳裂纹区的边界和DHC扩展区的长度，以最后一步测试时的载荷数值和测量的裂纹扩展长度计算当前的K值，并作为该试样在当前温度条件下的K_IH值。对K值的计算可参照GB/T 6398的要求进行。在获得K_IH值后，还需根据以下3个标准判断其有效性：(1) 在试样断口表面靠近试样两侧自由表面的非DHC区域的面积小于试样表面总的断裂区域面积的10%，详见图6；(2) DHC扩展过程中，在试样的厚度方向，裂纹扩展的前沿近似均匀、平直，厚度方向中间七点的裂纹长度与九点平均值之差不应大于预制疲劳裂纹长度的10%；(3) 在降K测试过程中最后一步施加的载荷的保持时间至少为24 h。

分别在250、180、150和120 ℃条件下测试预充氢试样的K_IH，不同温度平台下的典型加载曲线如图 7所示。可以看出，除250 ℃外，其余温度下DCPD相对信号变化趋势均比较平缓。另外，在120 ℃实验过程中，载荷降低到0.5 kN时裂纹停止了扩展，此时计算了其K值，但显著大于文献报道的测量值^[6,7]，因此考虑到裂纹尖端可能存在钝化等因素而导致裂纹扩展停滞，所以继续升高了载荷重新激活裂纹扩展，随后再次降低载荷进行测试。

经测试，不同温度下的K_IH值如图8所示。由测试结果可知，在150~250 ℃范围内，K_IH值与温度的关联性不显著，而120 ℃下的测量值则显著偏高。

实验后对各试样拉断并观察断口形貌，如图9所示。从各温度下的断裂形貌对比可见，预制疲劳裂纹区和DHC裂纹扩展区的边界较为明显，而随着温度的降低，DHC裂纹扩展区的宽度也随之减小。

另外，从断口的典型高倍形貌(图10)中也可以看出，在裂纹扩展初期，条纹宽度较大，随着裂纹长度的增加，条纹宽度逐渐减小；当载荷降低时，裂纹扩展停滞一段时间，再次进行扩展时，条纹宽度会明显大于上一个阶段，但随着裂纹长度的增加，条纹宽度再次减小。

Kim等^[8]提出假设，裂纹尖端氢化物断裂是由孪生的氢化物相互作用引起的，孪生氢化物数量越多，裂纹尖端的氢化物断裂的概率越大，相应的K_IH值就越小。文献中还对不同温度下氢化物的数量进行统计，结果表明，应力水平相当时，150~300 ℃的范围内，温度越高，氢化物数量越多。因此在Kim的文献中^[8]，在采取升K法测试K_IH时，K_IH值随温度的升高而降低，而采用降K法时，K_IH值并无明显的温度依赖性，如图11所示。在降K模式下，先对试样施加较大力，相比于升K法，应力影响区更大，有利于氢化物的生长，裂纹尖端也更加尖锐，孪生氢化物之间更容易发生相互作用导致氢化物断裂。因此在一定的温度范围内，降K模式下，氢化物断裂所需的孪生氢化物数量不多，不需要较高的温度来为氢化物的断裂提供足够的孪生氢化物，即对温度无明显的依赖性，与实验结果相符合。此外，采用升K法测K_IH时，先对载荷施加较小的载荷，会使裂纹尖端发生钝化，导致测试值高于实际值^[9]，因此在压力管K_IH值测试过程中优先考虑采用降K法来获得相对较低(更为保守)的K_IH值。另一方面，Shek和Metzger^[6]在K值加载方面则发现，在氢浓度较高的情况下(如接近测试温度下的氢化物沉淀极限固溶度(TSSP)值)，当所载K值恰不足以使裂纹尖端开裂时即可获得一个较小的K_IH值；而在氢浓度较低的情况下(如仅略高于测试温度下的氢化物溶解极限固溶度(TSSD)值)，则当裂纹尖端氢化物的生长受限时即可获得一个较大的K_IH值。在本研究中，氢含量为180 mg/kg，高于测试温度的TSSP，因此本研究中所测K_IH不受氢含量的影响，测试结果接近实际的K_IH值。这一结论也与Kim等^[8]的测试结果相符。

从断裂后试样断口的横条纹间距(相当于裂纹扩展过程中氢化物断裂的尺寸)^[10,11]可以看出，每次降低载荷后，初始的条纹宽度较大，这主要是因为加载后实际K值大于K_IH值^[12,13]，裂纹前端周围的塑性变形区为氢化物的生长提供了足够的生长空间，并且载荷的降低会导致裂纹尖端钝化^[14]，使裂纹尖端的静水应力降低；此外，裂纹前端的塑性变形区存在残余压应力，与部分作用在裂纹前端氢化物上的拉应力相抵消^[15,16]，即降低了氢化物所受的拉应力。因此位于已钝化裂纹尖端的氢化物不易发生断裂且易生长至更大的尺寸；随着裂纹的扩展，新产生的裂纹尖端不受载荷降低的影响，即裂尖未发生钝化，且裂纹前端的塑性变形区尺寸降低。相比于钝化裂尖的氢化物，未钝化裂尖的氢化物更易发生断裂，因此在断口表面呈现条纹间距先逐渐变小后趋于稳定的现象。这一现象也与同种压力管材料在相应温度下开展的DHCR实验后断口形貌的变化相吻合^[13,17]，且随着温度的升高，条纹间距也会有所增加，如图12所示^[13]。

降K测试过程中，应避免每次降低K值过大而错过可能的阈值，因此当K值≥ 12 MPa·m^1/2时，每次降低的K值约1~1.5 MPa·m^1/2；当K值< 12 MPa·m^1/2时，每次降低的K值约0.3~0.6 MPa·m^{1/2 [18]}。从实际的载荷与DCPD信号曲线也可以看出，在这种降K加载模式下，DHC裂纹扩展都较为平缓。

测试过程中的控温采用了先加热到峰值温度(并维持一段时间)随后降温至实验温度平台的做法，这主要是为了把氢化物加热至充分均匀溶解。不同温度下锆合金中氢浓度极限TSSD和TSSP的计算公式如下所示^[6,19]。由于预充氢浓度约为180 mg/kg，则对应的溶解上限温度约为404 ℃(对应TSSD)，因此在测试过程中的峰值温度平台约为420 ℃。而从预充氢的角度，相关研究表明在160~280 ℃范围内，K_IH的值随着超过TSSD值的氢浓度值的增加而降低并过渡至一个稳定的平台^[20](图13^[8])。因此选择了目标浓度180 mg/kg 作为测试试样的预充氢浓度，以获得保守的K_IH值。

测试中观察到，当温度为120 ℃时，K_IH值明显高于更高温度下的K_IH值，基于实验结果可以推断，K_IH值只在一定的温度范围内不受温度的影响。当温度过低时，氢化物的断裂会受制于孪生氢化物的数量，即温度越低，K_IH值越大。因此可以推断，在120和150 ℃之间，存在临界温度，当温度高于这个值时，氢化物断裂不受氢化物数量的影响，当温度低于这个值时，K_IH的变化规律与升K模式下相同。

采用了降K法分别测试了Zr-2.5Nb压力管材料在250、180、150、120 ℃下的K_IH值，结果表明：

(1) 利用DCPD法在降K过程中能够获得稳定的DHC扩展曲线，并在扩展停滞24 h以上时能够获得重复性较好的K_IH值。

(2) 在150~250 ℃范围内，Zr-2.5Nb的K_IH值与温度的相关性不显著，当测试温度降为120 ℃时，K_IH值增大。