呂云鶴,肖青山,馬若群,陳銀強(qiáng),初起寶,*

(1.生態(tài)環(huán)境部 核與輻射安全中心,北京 100082;2.中核武漢核電運(yùn)行技術(shù)股份有限公司,湖北 武漢 430223)

鑄造奧氏體不銹鋼(CASS)因其優(yōu)異的加工性、耐腐蝕性及機(jī)械性能,被廣泛用于制造輕水反應(yīng)堆一回路壓力邊界部件,如閥體、泵殼、主管道,以及部分堆芯支撐結(jié)構(gòu)和堆內(nèi)構(gòu)件等。但這些輕水反應(yīng)堆冷卻劑系統(tǒng)的CASS部件,由于具有奧氏體和鐵素體雙相結(jié)構(gòu),長(zhǎng)期服役于290～320 ℃的高溫環(huán)境下,將發(fā)生熱老化脆化導(dǎo)致的斷裂韌性降低,在外力作用下發(fā)生脆斷的風(fēng)險(xiǎn)升高[1]。美國(guó)的阿貢實(shí)驗(yàn)室(ANL)、電力協(xié)會(huì)(EPRI)等研究機(jī)構(gòu)認(rèn)為在核電站40 a設(shè)計(jì)壽命中,鑄造不銹鋼會(huì)發(fā)生熱老化引起的脆性降質(zhì)[2-3],并在290～400 ℃溫度范圍內(nèi)對(duì)CF-3、CF-8、CF-8M鑄造不銹鋼材料的100多種樣品進(jìn)行了10萬(wàn)小時(shí)以上的熱老化試驗(yàn)和研究,發(fā)展了基于本國(guó)材料和制造體系的熱老化評(píng)估模型和程序;法國(guó)電力公司(EDF)在300～450 ℃范圍內(nèi)對(duì)低鉬和高鉬含量的幾十種不同級(jí)別和廠家的鑄造不銹鋼材料進(jìn)行了20萬(wàn)小時(shí)以上的熱老化試驗(yàn)研究,同樣發(fā)展出了基于本國(guó)體系的熱老化評(píng)估程序[4]。

此外,ANL在2016年發(fā)布了新的熱老化評(píng)估程序,針對(duì)高鉬含量的CF-8M材料,將熱老化敏感性篩選標(biāo)準(zhǔn)的鐵素體含量限值進(jìn)行了降低等內(nèi)容更新[2]。美國(guó)核管理委員會(huì)(NRC)在機(jī)組延壽申請(qǐng)中對(duì)鑄造不銹鋼部件的熱老化問(wèn)題也提出了一系列的管理要求[5]。基于國(guó)內(nèi)外機(jī)組的經(jīng)驗(yàn)反饋,我國(guó)在首個(gè)壓水堆機(jī)組運(yùn)行許可證延續(xù)審查期間,將主管道CASS材料熱老化脆化導(dǎo)致的老化劣化作為老化管理審查的重要方面,并參考NRC于2010年發(fā)布的技術(shù)文件NUREG-1801《核電廠老化管理通用經(jīng)驗(yàn)(GALL)報(bào)告》所推薦的熱老化脆化敏感性篩選原則、預(yù)測(cè)模型和程序完成了相應(yīng)的審查工作。

目前,國(guó)內(nèi)相關(guān)高校和科研機(jī)構(gòu)在主管道熱老化方面也開(kāi)展了相關(guān)研究[6-9],主要集中于二代及二代改進(jìn)型機(jī)組的鑄造主管道材料Z3CN20-09M(CF-3)和鍛造主管道的焊縫[10]。但由于國(guó)內(nèi)機(jī)組類(lèi)型較多,暫無(wú)CASS材料通用的熱老化脆化評(píng)估模型和程序,也未見(jiàn)到CF-8M鑄造不銹鋼主管道的熱老化研究文獻(xiàn),缺乏該類(lèi)主管道熱老化脆化的原始數(shù)據(jù)。同時(shí),隨著我國(guó)壓水堆機(jī)組尤其是二代改進(jìn)型機(jī)組大量進(jìn)入到定期安全評(píng)價(jià)階段,以及面臨首次運(yùn)行許可證到期后是否延續(xù)運(yùn)行的問(wèn)題,對(duì)于國(guó)內(nèi)自主設(shè)計(jì)和生產(chǎn)的CASS材料和部件,也亟需建立適用的熱老化敏感性篩選原則,以及自主化的預(yù)測(cè)模型和程序。因此,本文通過(guò)對(duì)ANL預(yù)測(cè)模型和程序的研究,選取核級(jí)CF-8M靜態(tài)CASS主管道材料作為試驗(yàn)對(duì)象,在400 ℃下進(jìn)行長(zhǎng)達(dá)10 000 h的加速熱老化試驗(yàn),研究不同熱老化時(shí)間下不銹鋼力學(xué)性能(拉伸和沖擊)和微觀組織的變化規(guī)律,獲得熱老化脆化預(yù)測(cè)關(guān)系式,并與ANL模型的預(yù)測(cè)結(jié)果進(jìn)行對(duì)比和分析。

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

本文試驗(yàn)對(duì)象為核級(jí)CF-8M靜態(tài)CASS主管道材料,試驗(yàn)材料取自國(guó)內(nèi)某核級(jí)主管道廠家依據(jù)ASME標(biāo)準(zhǔn)(1983版)[11]生產(chǎn)和制造的模擬90°主管道彎頭試件,CF-8M靜態(tài)CASS主管道試塊材料的化學(xué)元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))列于表1,試驗(yàn)材料成分滿(mǎn)足標(biāo)準(zhǔn)要求。

表1 CF-8M靜態(tài)鑄造管道試塊材料的元素含量Table 1 Element content of CF-8M static cast pipe

1.2 試驗(yàn)過(guò)程

CASS部件在機(jī)組實(shí)際服役條件下的熱老化脆化過(guò)程相對(duì)緩慢,還存在試驗(yàn)周期長(zhǎng)、取樣難度大、測(cè)試條件苛刻等限制條件,而針對(duì)實(shí)際服役條件下的熱老化脆化研究存在很大困難。因此,為了研究國(guó)產(chǎn)CF-8M主管道的實(shí)際熱老化脆化行為,本文借鑒國(guó)內(nèi)外相關(guān)研究經(jīng)驗(yàn),采用加速熱老化的方法使CF-8M主管道試塊材料快速達(dá)到等效服役運(yùn)行狀態(tài)下的老化程度,選取了高于服役溫度的400 ℃作為加速熱老化試驗(yàn)溫度,設(shè)置了6個(gè)取樣時(shí)間點(diǎn),分別為0、100、1 000、5 000、8 000及10 000 h。

對(duì)熱老化試驗(yàn)中不同熱老化取樣時(shí)間節(jié)點(diǎn)的熱老化試塊進(jìn)行取樣和加工,以去除表面的氧化和變形,加工出圓棒拉伸試樣,采用Instron8802試驗(yàn)機(jī)分別在室溫和高溫350 ℃環(huán)境下進(jìn)行拉伸試驗(yàn),獲取0.2%塑性延伸強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。同時(shí),加工出標(biāo)準(zhǔn)夏比V型缺口試樣,試樣尺寸為55 mm×10 mm×10 mm,在Zwick/Roell RKP 450擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行儀器化沖擊試驗(yàn),獲得室溫沖擊能試驗(yàn)數(shù)據(jù),并使用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)沖擊斷口形貌進(jìn)行觀察和分析。

2 結(jié)果分析及討論

2.1 拉伸性能

在400 ℃下加速熱老化后,對(duì)不同熱老化時(shí)間的不銹鋼試樣分別進(jìn)行室溫和高溫350 ℃環(huán)境下的拉伸試驗(yàn),可得到其拉伸性能隨熱老化狀態(tài)的變化規(guī)律。

CF-8M鑄造不銹鋼的室溫拉伸性能隨熱老化時(shí)間的變化如圖1a所示。隨著熱老化時(shí)間的增加,0.2%塑性延伸強(qiáng)度變化緩慢,熱老化10 000 h后略有增加,為初始值的107%;抗拉強(qiáng)度在熱老化1 000 h后緩慢增加,隨著熱老化時(shí)間的增加變化速率緩慢,熱老化10 000 h后變化至初始值的109%。高溫(350 ℃)拉伸性能隨熱老化時(shí)間的變化如圖1b所示,在試驗(yàn)周期內(nèi),高溫0.2%塑性延伸強(qiáng)度變化不明顯,高溫抗拉強(qiáng)度緩慢增加,熱老化10 000 h后,高溫0.2%塑性延伸強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為初始值的98%、114%。

圖1 CF-8M靜態(tài)鑄造不銹鋼拉伸性能隨熱老化時(shí)間的變化Fig.1 Variation of tensile property with thermal aging time for CF-8M static cast stainless steel

2.2 沖擊韌性

CF-8M靜態(tài)鑄造不銹鋼室溫沖擊能CV隨熱老化時(shí)間t的變化列于表2。表中沖擊能為400 ℃條件下各熱老化時(shí)間內(nèi)的沖擊能平均值。由表2可知,隨著熱老化時(shí)間的增加,試樣的沖擊能呈不斷下降趨勢(shì)。試樣在熱老化100 h后,沖擊能降至初始值的68%;熱老化5 000 h后,沖擊能降至初始值的20%;熱老化8 000 h時(shí)后的沖擊能和5 000 h的沖擊能相比仍有一定程度下降。熱老化10 000 h和8 000 h的沖擊能近似相等,下降趨勢(shì)達(dá)到飽和狀態(tài),熱老化1 000 h后的沖擊能降至初始值的16%。

表2 CF-8M靜態(tài)鑄造不銹鋼不同熱老化時(shí)間下的沖擊能Table 2 Impact energy of CF-8M static cast stainless steel under different thermal aging time

2.3 斷口形貌

圖2示出了CF-8M靜態(tài)鑄造不銹鋼材料在400 ℃條件下未老化以及不同熱老化時(shí)間后的沖擊試樣斷口的宏觀形貌。從圖2可知,原始試樣(未老化)的沖擊斷口并未呈現(xiàn)出完全斷裂形態(tài),表明材料的原始韌性相對(duì)較好。當(dāng)經(jīng)過(guò)1 000 h的加速熱老化后,斷口已呈現(xiàn)出完全斷裂的形態(tài),與未老化試樣相比,剪切唇區(qū)的面積明顯變小。隨著試樣加速熱老化時(shí)間的不斷延長(zhǎng),如圖2c和d所示,斷口剪切唇區(qū)的面積進(jìn)一步減小,斷口形貌整體呈現(xiàn)出較平整形態(tài),截面形狀近似于正方形。結(jié)合沖擊載荷-位移曲線特點(diǎn),隨著熱老化時(shí)間的增加,裂紋形成能量、裂紋擴(kuò)展能量均在下降,其中裂紋擴(kuò)展能量的下降主要是由于裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展階段能量的變化引起,裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展階段和迅速擴(kuò)展階段的能量變化均較小[12-13]。所以宏觀形貌上因裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展階段能量逐漸降低,V型缺口附近的纖維區(qū)面積(暗灰斷口)逐漸減小;裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展階段能量較小,放射區(qū)面積不明顯;裂紋迅速擴(kuò)展階段的能量逐漸降低后,剪切唇面積也在逐漸減小。

a——未老化;b——熱老化1 000 h;c——熱老化5 000 h;d——熱老化10 000 h圖2 沖擊斷口的宏觀形貌Fig.2 Fracture macroscopic morphology

圖3為沖擊斷口的擴(kuò)展區(qū)形貌。金屬材料的沖擊韌性由裂紋擴(kuò)展功決定[13],由圖3可知,在未老化試樣的擴(kuò)展區(qū)上有大量的韌窩,盡管韌窩尺寸大小不一,但整體呈現(xiàn)出韌性斷裂的特點(diǎn),表明原始試樣擁有良好的韌性。當(dāng)試樣經(jīng)過(guò)1 000、5 000、10 000 h的熱老化后,擴(kuò)展區(qū)上韌窩的數(shù)量和尺寸發(fā)生了明顯變化,可清晰觀察到河流花樣的形貌,呈現(xiàn)出準(zhǔn)解理/解理特征,表明隨著加速熱老化時(shí)間的不斷增加,材料的韌性逐漸降低。

a——未老化;b——熱老化1 000 h;c——熱老化5 000 h;d——熱老化10 000 h圖3 沖擊斷口的擴(kuò)展區(qū)形貌Fig.3 Fracture micro-morphology of extended zone

2.4 預(yù)測(cè)模型

國(guó)內(nèi)外廣泛研究[14-15]已表明,CASS部件熱老化脆化的主要機(jī)理為鐵素體發(fā)生調(diào)幅分解,形成富Cr和富Fe相。但由于無(wú)法精準(zhǔn)獲取熱老化脆化過(guò)程的實(shí)時(shí)信息,所以國(guó)內(nèi)外對(duì)熱老化脆化程度的表征大多采用力學(xué)性能結(jié)果進(jìn)行描述,如采用拉伸性能和沖擊能等參數(shù)[2]。對(duì)于鑄造不銹鋼類(lèi)材料,熱老化后屈服強(qiáng)度一般變化不顯著,抗拉強(qiáng)度會(huì)有緩慢增加,但是變化速率緩慢;熱老化后沖擊能下降明顯,長(zhǎng)時(shí)間老化后沖擊能的下降趨勢(shì)趨于平緩,最終達(dá)到一個(gè)飽和狀態(tài)。所以,本文同樣選取沖擊能作為熱老化脆化程度的表征參數(shù),并與ANL預(yù)測(cè)模型進(jìn)行對(duì)比分析,并構(gòu)建適用于國(guó)產(chǎn)CASS材料的熱老化脆化預(yù)測(cè)模型。

1) Arrhenius(阿倫尼烏斯)定律

Arrhenius定律被廣泛用于建立以溫度為變量來(lái)評(píng)價(jià)部件/材料服役時(shí)間的函數(shù),并描述由于熱老化引起的材料性能退化[16]。

本文加速熱老化試驗(yàn)原理依據(jù)Arrhenius定律:

(1)

式中:P為衡量熱老化脆化程度的參數(shù),即在400 ℃下熱老化10 h,P=1;Ts為熱老化溫度,℃;Q為與材料化學(xué)成分有關(guān)的熱老化激活能,kJ/mol。

表3列出通過(guò)式(1)計(jì)算的不同熱老化時(shí)間所對(duì)應(yīng)的等效服役時(shí)間,再結(jié)合沖擊能實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知,CF-8M材料加速熱老化10 000 h即等效服役30.49 a,其熱老化脆化程度接近于熱老化飽和狀態(tài)。若以等效服役時(shí)間60 a作為CF-8M材料的服役周期來(lái)考慮,國(guó)產(chǎn)CF-8M材料的熱老化脆化過(guò)程可分為兩個(gè)階段,接近熱老化脆化飽和狀態(tài)前的快速老化階段以及飽和狀態(tài)后的緩慢老化階段。

2) ANL模型

ANL等研究機(jī)構(gòu)的熱老化脆化評(píng)估模型均是基于各自模型發(fā)展階段的試驗(yàn)數(shù)據(jù)建立的經(jīng)驗(yàn)關(guān)系式,針對(duì)不同鑄造不銹鋼材料韌性值的變化,依賴(lài)于各自數(shù)據(jù)庫(kù)建立的模型會(huì)出現(xiàn)不同的預(yù)測(cè)值[17]。

ANL模型[2]在室溫下的沖擊能預(yù)測(cè)是熱老化溫度、熱老化時(shí)間、化學(xué)成分及室溫下初始沖擊能、飽和沖擊能的函數(shù)形式,由下式確定:

lgCV=lgCVsat+β{1-tanh[(P-θ)/α]}

(2)

常數(shù)α和β由飽和沖擊能CVsat和初始沖擊能CVint確定:

α=-0.585+0.795lgCVsat

(3)

β=(lgCVint-lgCVsat)/2

(4)

當(dāng)CVint未知時(shí),可取200 J/cm2。常數(shù)θ表示CASS材料在400 ℃時(shí)沖擊能降至β所需時(shí)間的對(duì)數(shù),熱老化溫度在280～400 ℃之間時(shí),θ可取2.9。

對(duì)于CF-8M不銹鋼,熱老化激活能Q(kJ/mol)為:

Q=10(74.52-7.20θ-3.46w(Si)-

1.78w(Cr)-4.35w(Mn)+23w(N))

(5)

當(dāng)材料中Mn含量>1.2%時(shí)取1.2%。Q為65～250 kJ/mol,當(dāng)Q<65 kJ/mol時(shí)取65 kJ/mol,當(dāng)Q>250 kJ/mol時(shí)取250 kJ/mol。上述預(yù)估計(jì)算式適用于依據(jù)ASTM A351標(biāo)準(zhǔn)制造的部件,Mn含量上限為1.2%。

但對(duì)于CF-8M材料的CVsat預(yù)測(cè)時(shí),還應(yīng)考慮Ni元素的影響,當(dāng)Ni含量<10%時(shí),室溫下的CVsat取式(6)和(7)評(píng)估的較小值:

lgCVsat=0.27+2.81exp(-0.022Φ)

(6)

lgCVsat=7.28-0.011δc-0.185w(Cr)-

0.369w(Mo)-0.451w(Si)-0.007w(Ni)-

4.71(w(C)+0.4w(N))

(7)

其中材料參數(shù)Φ與材料的化學(xué)成分、鐵素體含量δc有關(guān),可由下式確定:

Φ=δc(w(Ni)+w(Si)+

w(Mn))2(w(C)+0.4w(N))/5

(8)

當(dāng)Ni含量>10%時(shí),室溫下的CVsat取式(7)和(9)評(píng)估的較小值:

lgCVsat=0.84+2.54exp(-0.047Φ)

(9)

通過(guò)對(duì)ANL關(guān)于CF-8M材料熱老化脆化預(yù)測(cè)模型的研究,采用式(2)對(duì)國(guó)產(chǎn)CF-8M材料的沖擊能進(jìn)行了預(yù)測(cè)分析,結(jié)果列于表4。預(yù)測(cè)結(jié)果可知,CF-8M材料在熱老化8 000～10 000 h之間接近于熱老化脆化飽和狀態(tài),這與CF-8M材料的實(shí)際熱老化過(guò)程一致,但ANL預(yù)測(cè)模型給出的沖擊能預(yù)測(cè)結(jié)果與實(shí)測(cè)結(jié)果不一致且偏差較大。由于ANL預(yù)測(cè)模型為了綜合評(píng)價(jià)材料的化學(xué)成分、鑄造工藝、熱處理過(guò)程等對(duì)CASS材料熱老化脆化行為的影響引入了常數(shù)θ,通過(guò)大量加速熱老化試驗(yàn)建立了θ與材料化學(xué)成分之間的相關(guān)性,并取θ在280～400 ℃之間的平均值為2.9,而此θ并不能代表國(guó)產(chǎn)CF-8M材料鑄造工藝和熱處理過(guò)程對(duì)其熱老化脆化行為的影響。

表4 ANL模型預(yù)測(cè)的國(guó)產(chǎn)CF-8M靜態(tài)鑄造不銹鋼沖擊能結(jié)果Table 4 Prediction result of impact energy of domestic CF-8M static cast stainless steel by ANL model

3) 脆化行為

對(duì)CF-8M鑄造不銹鋼在400 ℃熱老化溫度下0～10 000 h周期內(nèi)的試驗(yàn)結(jié)果,采用雙曲正切函數(shù)對(duì)沖擊能隨熱老化時(shí)間的變化規(guī)律進(jìn)行最小二乘法擬合,雙曲正切擬合函數(shù)如下:

(10)

式中:M為lgCVint和lgCVsat的均值對(duì)應(yīng)的lgt;S為材料對(duì)熱老化現(xiàn)象的敏感值,通過(guò)對(duì)試驗(yàn)數(shù)據(jù)擬合分析得到的數(shù)值參數(shù)。

將CF-8M靜態(tài)鑄造不銹鋼沖擊能變化曲線和ANL模型預(yù)測(cè)曲線對(duì)比分析結(jié)果如圖4所示,圖中實(shí)線表示脆化關(guān)系式對(duì)400 ℃老化試驗(yàn)結(jié)果的擬合曲線,點(diǎn)劃線表示ANL模型對(duì)400 ℃老化試驗(yàn)結(jié)果的預(yù)測(cè)曲線。在0～10 000 h周期內(nèi)對(duì)于400 ℃的試驗(yàn)結(jié)果,擬合得到的脆化關(guān)系式曲線與老化試驗(yàn)數(shù)據(jù)點(diǎn)重合度較好,ANL模型預(yù)測(cè)曲線處于老化試驗(yàn)數(shù)據(jù)點(diǎn)上方,偏離較多,且處于脆化關(guān)系式預(yù)測(cè)曲線上方,預(yù)測(cè)結(jié)果不保守。

根據(jù)獲得的脆化關(guān)系式不僅可對(duì)不銹鋼在400 ℃熱老化試驗(yàn)溫度的沖擊能進(jìn)行評(píng)估,還可依據(jù)ANL推薦的鑄造不銹鋼材料激活能Q估算式,在獲取部件或材料的服役溫度和服役時(shí)間后即可通過(guò)脆化關(guān)系式和激活能的估算值得到預(yù)估沖擊能。

圖4 沖擊能實(shí)測(cè)結(jié)果與ANL模型預(yù)測(cè)結(jié)果的對(duì)比分析Fig.4 Comparison between measured result of impact energy and predicted result of ANL

3 結(jié)論

通過(guò)對(duì)國(guó)產(chǎn)CF-8M靜態(tài)鑄造奧氏體不銹鋼主管道材料在400 ℃進(jìn)行長(zhǎng)達(dá)10 000 h的熱老化試驗(yàn)和相關(guān)研究,得出如下結(jié)論。

1) 熱老化后在室溫和高溫350 ℃下0.2%塑性延伸強(qiáng)度變化緩慢,抗拉強(qiáng)度緩慢增加;10 000 h后室溫和高溫下的抗拉強(qiáng)度分別為初始值的109%、114%。

2) 熱老化8 000 h后,在室溫沖擊能隨熱老化時(shí)間的變化逐漸趨于飽和狀態(tài),熱老化10 000 h后CF-8M材料的室溫沖擊能降至初始值的16%。

3) 以室溫沖擊能作為熱老化程度的表征參數(shù),得到了CF-8M靜態(tài)鑄造不銹鋼的熱老化脆化關(guān)系式;ANL模型對(duì)試驗(yàn)對(duì)象在加速熱老化周期內(nèi)的沖擊能預(yù)測(cè)結(jié)果不保守。CF-8M材料加速熱老化10 000 h即等效服役30.49 a,其熱老化脆化程度接近于熱老化飽和狀態(tài)。