熱老化對(duì)316LN不銹鋼焊縫微觀組織和沖擊性能的影響

羅 強(qiáng)，劉思維，陳 勇，周 軍，何 琨

(中國(guó)核動(dòng)力研究設(shè)計(jì)院 反應(yīng)堆燃料及材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都 610041)

熱老化對(duì)316LN不銹鋼焊縫微觀組織和沖擊性能的影響

羅 強(qiáng)，劉思維，陳 勇，周 軍，何 琨

(中國(guó)核動(dòng)力研究設(shè)計(jì)院 反應(yīng)堆燃料及材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都 610041)

為研究核電站主管道316LN不銹鋼焊縫的熱老化，開(kāi)展了316LN不銹鋼在400℃下15000h的加速熱老化實(shí)驗(yàn)。采用TEM和HREM研究熱老化后焊縫微觀組織演變，利用沖擊實(shí)驗(yàn)測(cè)定不同熱老化時(shí)間下焊縫夏比沖擊性能；以夏比沖擊功作為熱老化脆化參量，通過(guò)擬合法獲得了焊縫熱老化脆化動(dòng)力學(xué)公式，利用熱老化動(dòng)力學(xué)公式預(yù)測(cè)焊縫在實(shí)際運(yùn)行溫度下服役60年內(nèi)的夏比沖擊功變化。結(jié)果表明：經(jīng)1000h熱老化后焊縫中的鐵素體已經(jīng)發(fā)生了調(diào)幅分解，形成了富Fe的α相和富Cr的α′相，同時(shí)在鐵素體內(nèi)析出了G相；焊縫中鐵素體調(diào)幅分解和G相析出導(dǎo)致焊縫沖擊功隨時(shí)間延長(zhǎng)而不斷下降；夏比沖擊功預(yù)測(cè)結(jié)果顯示在運(yùn)行25年內(nèi)沖擊功下降較快, 隨后的運(yùn)行過(guò)程中下降過(guò)程趨緩。

316LN焊縫；熱老化；調(diào)幅分解；沖擊性能

奧氏體不銹鋼在核電站一回路運(yùn)行環(huán)境具有優(yōu)良的力學(xué)性能和抗腐蝕性能，廣泛用作壓水堆核電站一回路管道材料。在主管道焊接時(shí)，為避免產(chǎn)生裂紋以及改善焊縫抗腐蝕性能，奧氏體不銹鋼焊縫中通常要求含有5%～12%(體積分?jǐn)?shù)，下同)的鐵素體[1-3]。鑄造奧氏體不銹鋼(Cast Austenitic Stainless Steel, CASS)大量研究發(fā)現(xiàn)[4-6]，在核電站運(yùn)行環(huán)境下長(zhǎng)期服役，CASS中的鐵素體相會(huì)析出第二相，導(dǎo)致材料發(fā)生熱老化脆化，因此，奧氏體不銹鋼焊縫在服役過(guò)程中存在熱老化脆化的風(fēng)險(xiǎn)。

我國(guó)第三代壓水堆主管道是由超低碳控氮奧氏體不銹鋼316LN 整體鍛造而成，通過(guò)合金成分的恰當(dāng)匹配和控制熱鍛工藝消除了鐵素體相，但管道焊縫中仍然含有5%～15%的鐵素體[7]，因此，主管道奧氏體不銹鋼焊縫在核電廠運(yùn)行環(huán)境下的熱老化脆化是亟須關(guān)注的問(wèn)題之一。目前，國(guó)內(nèi)很少關(guān)注主管道焊縫熱老化行為，針對(duì)實(shí)際服役的主管道焊縫的性能退化規(guī)律和性能預(yù)測(cè)方面的報(bào)道較少，為了獲得主管道316LN焊縫在核電站運(yùn)行溫度下的熱老化變化規(guī)律，確保主管道壽期內(nèi)的安全可靠性，有必要開(kāi)展主管道316LN焊縫熱老化研究工作。

本工作對(duì)主管道316LN 不銹鋼焊縫熱老化性能進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)，研究了在400℃下經(jīng)15000h 加速熱老化過(guò)程中焊縫微觀組織演化和沖擊性能的變化規(guī)律，并預(yù)測(cè)了主管道焊縫在核電站一回路熱管段320℃和冷管段288℃下60年壽期內(nèi)材料性能隨時(shí)間的變化，研究結(jié)果可為壓水堆核電站主管道焊縫的熱老化性能評(píng)價(jià)提供一定的參考與經(jīng)驗(yàn)反饋。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)用材為主管道316LN不銹鋼焊縫。焊縫的焊接形式為鍛造管環(huán)母材對(duì)接焊，圓環(huán)外徑和內(nèi)徑尺寸分別為φ957mm和φ786mm，坡口形式為V型，焊絲為φ4mm的316L不銹鋼，焊接工藝為熱絲TIG自動(dòng)焊，焊接速率和電壓分別為135mm/min，11V。316LN基體和 316L焊絲化學(xué)成分見(jiàn)表1。焊縫主要由奧氏體相和鐵素體相組成，鐵素體表現(xiàn)形式為蠕蟲(chóng)狀、帶狀和針狀形貌(圖1)。同時(shí)沿焊縫管道外表面約1/4T處截取70mm×40mm×20mm(焊縫位于試樣中心位置)的試樣用于熱老化實(shí)驗(yàn)(圖2)。

1.2 熱老化條件

由于實(shí)際服役條件下不銹鋼焊縫熱老化速率很緩慢，并且當(dāng)熱老化溫度低于400℃時(shí)，其熱老化機(jī)理與服役溫度下的熱老化機(jī)理相同[8]，因此本工作開(kāi)展316LN焊縫在400℃下的加速熱老化實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)設(shè)備為箱式熱老化爐，實(shí)驗(yàn)過(guò)程中對(duì)實(shí)驗(yàn)樣品溫度進(jìn)行在線監(jiān)測(cè)，熱老化時(shí)間分別為1000,3000,6000,10000,15000h。

表1 316LN母材和SS316L焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of 316LN base metal and SS316LN filler wire (mass fraction/%)

圖1 316LN 不銹鋼焊縫顯微組織 (a)蠕蟲(chóng)狀鐵素體；(b)針狀鐵素體Fig.1 Microstructures of type 316LN stainless steel weld (a)vermicular ferrite;(b)acicular ferrite

圖2 夏比沖擊樣品示意圖Fig.2 Schematic diagram showing the Charpy impact specimen

1.3 組織及性能測(cè)試

采用Tecnai G2 F20 S-TWIN型透射電鏡(TEM)觀察熱老化316LN焊縫微觀組織演變，TEM樣品的制備過(guò)程如下：首先將熱老化前后焊縫研磨制成0.08mm厚薄片，然后電解雙噴至穿孔。雙噴液體積比為硫酸∶甲醇=1∶4，電壓為20V，溫度為10℃。從熱老化后的焊接接頭上切取標(biāo)準(zhǔn)的夏比沖擊樣品(圖2)，測(cè)量在不同熱老化時(shí)間后焊縫的室溫沖擊性能，采用掃描電鏡(SEM)觀察沖擊試樣斷口形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

圖3為316LN不銹鋼焊縫原始態(tài)以及400℃分別熱老化1000h和10000h后鐵素體相TEM圖?？梢钥闯?，熱老化后鐵素體內(nèi)均出現(xiàn)了黑白相間的斑駁組織和顆粒狀析出物，且析出物尺寸隨著熱老化時(shí)間的延長(zhǎng)而增大。同類(lèi)不銹鋼熱老化研究結(jié)果表明[9-11]，這些黑白相間的斑駁組織為鐵素體發(fā)生調(diào)幅分解后形成的富Fe的α相和富Cr的α′相。為了確定顆粒狀的析出物，對(duì)熱老化材料鐵素體的微觀組織進(jìn)行進(jìn)一步觀察，結(jié)果如圖4所示，從HRTEM圖中方框區(qū)域的Fourier變換(FFT)花樣分析結(jié)果表明，熱老化后焊縫鐵素體顆粒狀析出物為G相。

圖3 316LN不銹鋼焊縫熱老化后鐵素體相TEM圖 (a)原始態(tài);(b)1000h;(c)10000hFig.3 TEM images of the ferrite in 316LN stainless steel weld after thermal aging (a)as-welded;(b)1000h;(c)10000h

圖4 316LN不銹鋼焊縫在400℃經(jīng)1000h(a)，3000h(b)和10000h(c)熱老化后的微觀組織(1)低倍TEM照片;(2)δ鐵素體的HRTEM圖;(3)HRTEM圖中的FFT花樣Fig.4 Microstructures of 316LN stainless steel weld at 400℃ after thermal aging for 1000h(a),3000h(b) and 10000h(c) (1)low-magnitude photograph of TEM;(2)HRTEM image of δ-ferrite;(3)FFT of HRTEM

2.2 室溫沖擊性能

圖5是316LN焊縫在400℃不同熱老化時(shí)間下的室溫夏比沖擊功。由圖5可知，316LN不銹鋼焊縫的室溫夏比沖擊功隨時(shí)間延長(zhǎng)不斷下降，而且在熱老化前期下降幅度較大，隨熱老化時(shí)間延長(zhǎng)，夏比沖擊功下降速率趨緩。熱老化15000h后，沖擊功值已下降了37.3%。圖6為熱老化前后316LN不銹鋼焊縫的沖擊斷口形貌?？梢钥闯?未熱老化試樣(圖6(a))斷口存在大量的韌窩，韌窩內(nèi)有第二相粒子，屬于韌性斷裂；熱老化后15000h(圖6(b))斷口出現(xiàn)較明顯的解理斷裂特征。

研究表明[11,12]，焊縫夏比沖擊韌性降低是由于熱老化后鐵素體硬化使得沖擊時(shí)在鐵素體區(qū)更早斷裂造成的，根本原因是熱老化后鐵素體中發(fā)生調(diào)幅分解析出的富含F(xiàn)e的α和富含Cr的α′或G相(圖3,4)增加了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，使得位錯(cuò)通過(guò)滑移運(yùn)動(dòng)變得更加困難，從而導(dǎo)致了熱老化焊縫沖擊韌性降低；并且由于焊縫鐵素體中析出物尺寸隨著溫度升高而增大(圖3)，造成了焊縫沖擊韌性隨時(shí)間延長(zhǎng)而降低。

圖5 400℃時(shí)316LN不銹鋼焊縫的夏比沖擊功隨熱老化時(shí)間變化Fig.5 Change in Charpy energy of type 316LN stainless steel weld at 400℃ after thermal aging for different time

圖6 400℃時(shí)316LN不銹鋼焊縫熱老化前后沖擊斷口形貌 (a)原始態(tài)；(b)15000hFig.6 Fracture morphologies of 316LN stainless steel before (a) and after (b) thermal aging for 15000h at 400℃

2.3 沖擊性能預(yù)測(cè)

根據(jù)316LN焊縫不同熱老化時(shí)間下的沖擊性能變化圖(圖5)，采用最小二乘法數(shù)據(jù)擬合獲得了如式(1)所示關(guān)系式。

lgCv=2.0569+0.1911[1-tanh(lgt-2.5)]

(1)

式中：Cv為夏比沖擊功；t為時(shí)間。

為了研究Cv下降規(guī)律，以最高熱老化溫度400℃為基準(zhǔn), 定義熱老化因子P如下[13,14]：

(2)

式中Q為熱老化激活能，316LN不銹鋼焊縫Q值為113kJ/mol[10]。

通過(guò)式(2)可以將溫度和時(shí)間的影響統(tǒng)一為一個(gè)因子，400℃下夏比沖擊功隨熱老化因子P變化的擬合公式為：

lgCv=2.0569+0.1911[1-tanh(P-2.5 )]

(3)

式(3)即為316LN不銹鋼焊縫以室溫夏比沖擊功表示的熱老化脆化預(yù)測(cè)方程式，對(duì)于已經(jīng)在運(yùn)行的316LN焊縫，已知服役溫度和時(shí)間便可通過(guò)式(2)求得熱老化因子，進(jìn)一步通過(guò)式(3)可以預(yù)測(cè)當(dāng)時(shí)的夏比沖擊功值，從而獲知該材料的熱老化程度。

以核電站主管道316LN不銹鋼冷管段焊縫(288℃)和熱管段焊縫(320℃) 為例，預(yù)測(cè)了焊縫服役60年內(nèi)室溫夏比沖擊功的變化(圖7)。由圖7可見(jiàn)， 熱管段焊縫的夏比沖擊功在運(yùn)行過(guò)程中一直低于冷管段焊縫，說(shuō)明熱管段焊縫老化程度高于冷管段焊縫。在運(yùn)行25 年內(nèi)沖擊功下降較快，隨后的運(yùn)行過(guò)程中下降過(guò)程趨緩，至設(shè)計(jì)壽命60 年時(shí)，熱管段和冷管段焊縫的夏比沖擊功分別約為116J和118J。

圖7 316LN不銹鋼焊縫在運(yùn)行過(guò)程中夏比沖擊功預(yù)測(cè)值Fig.7 Estimated values of Chary impact energy for 316LN weld during operation process

3 結(jié)論

(1)熱老化1000h后，316LN焊縫鐵素體內(nèi)發(fā)生調(diào)幅分解形成了富Fe的α相和富Cr的α′相，同時(shí)在鐵素體內(nèi)有G相析出；鐵素體內(nèi)析出相的尺寸隨著熱老化時(shí)間延長(zhǎng)而增大。

(2)316LN焊縫的室溫夏比沖擊功均隨熱老化時(shí)間延長(zhǎng)不斷下降，而且在熱老化前期下降幅度較大，隨熱老化時(shí)間延長(zhǎng)，夏比沖擊功下降速率趨緩。

(3)以400℃熱老化為基準(zhǔn)，將溫度和時(shí)間對(duì)熱老化的影響轉(zhuǎn)化為熱老化因子P，得出316LN焊縫室溫夏比沖擊功隨熱老化因子P的變化預(yù)測(cè)公式。

(4)通過(guò)預(yù)測(cè)公式預(yù)測(cè)了316LN冷管段焊縫(288℃)和熱管段焊縫(320℃)在核電站實(shí)際運(yùn)行溫度下服役60年期間，其夏比沖擊功隨運(yùn)行時(shí)間的變化，預(yù)測(cè)結(jié)果可知在運(yùn)行25年內(nèi)夏比沖擊功下降較快，隨后的運(yùn)行過(guò)程中下降程度比較緩慢。

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Effects of Thermal Aging on Microstructure and Impact Properties of 316LN Stainless Steel Weld

LUO Qiang,LIU Si-wei,CHEN Yong,ZHOU Jun,HE Kun

(National Key Laboratory for Nuclear Fuel and Materials,Nuclear Power Institute of China,Chengdu 610041,China)

To study the thermal aging of nuclear primary pipe material 316LN stainless steel weld, accelerated thermal aging experiment was performed at 400℃ for 15000h. Microstructure evolution of weld after aging was investigated by TEM and HREM. Impact properties of weld thermally aged at different time was measured by Charpy impact test. Meanwhile, taking Charpy impact energy as the standard of thermal aging embrittlement, the thermal kinetics formula was obtained by the fitting method. Finally, the Charpy impact properties of the weld during 60 years of service at the actual operation temperature were estimated by the thermal kinetics formula. The results indicate that the spinodal decomposition occurs in the ferrite of the weld after thermal aging at 400℃ for 1000h, results in α (Fe-rich) and α′(Cr-rich) phases, and meanwhile, the G-phase is precipitated in the ferrite; the spinodal decomposition and the G-phase precipitation lead to the decrease in the impact energy of weld as time prolongs; the prediction results show that the Charpy impact energy of weld decreases quickly in the early 25 years, and then undergoes a slow decrease during the subsequent operation process.

316LN weld;thermal aging;spinodal decomposition;impact property

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000214

TG142.71

A

1001-4381(2017)12-0025-05

國(guó)家科技重大專(zhuān)項(xiàng)項(xiàng)目(2011ZX06004-002)

2015-02-11；

2017-08-10

羅強(qiáng)(1979-)，男，碩士，高級(jí)工程師，從事反應(yīng)堆結(jié)構(gòu)材料研發(fā)，聯(lián)系地址：四川省成都市436信箱(610041),E-mail:luoqiang-ok@163.com

(本文責(zé)編：寇鳳梅)