VVER-1000堆型主管道焊縫沖擊性能影響因素研究

鄭倩倩，宋紀(jì)煜，鄭日水，孫彬彬，羅 超，于立學(xué)，吳 慶，姜立偉，李小科

1.江蘇核電有限公司，江蘇 連云港 222040

2.霞浦核電有限公司，福建 霞浦 355100

3.山東核電設(shè)備有限公司，山東 煙臺 265100

4.上海市特種設(shè)備監(jiān)督檢驗(yàn)技術(shù)研究院，上海 200062

0 前言

某核電站3、4號機(jī)組（簡稱：二期工程）采用VVER-1000堆型，一回路主冷卻劑系統(tǒng)（簡稱：主管道）是核電站的“主動脈”，由1臺反應(yīng)堆壓力容器、4臺蒸汽發(fā)生器、4臺主泵和1臺穩(wěn)壓器及4個環(huán)路的主管道組成。主管道系統(tǒng)完整結(jié)構(gòu)示意圖如圖1所示。

圖1 主管道系統(tǒng)結(jié)構(gòu)示意Fig.1 Schematic diagram of main coolant piping system structure

主管道為工廠預(yù)制的復(fù)合鋼管件（規(guī)格φ990 mm×70 mm、φ1 000 mm×75 mm，材料10ГН2МФА，基層鍛件內(nèi)壁堆焊5 mm厚СБ07Х25Н13耐腐蝕層）。根據(jù)現(xiàn)場實(shí)際情況需要，預(yù)留部分焊口現(xiàn)場進(jìn)行裝配、焊接、局部熱處理，主管道基層焊接合格后，內(nèi)壁使用焊條電弧焊補(bǔ)堆焊耐腐蝕層。單臺機(jī)組現(xiàn)場焊口數(shù)量及接口位置（共計(jì)36道焊縫）見表1。

表1 主管道現(xiàn)場接口數(shù)量及接口位置Table 1 Number and location of main coolant piping on-site welded joints

基層材料10ГН2МФА為珠光體耐熱鋼，在焊接熱影響區(qū)有較大的淬硬傾向，焊接熱輸入是主要因素，熱輸入過小，熱影響區(qū)易出現(xiàn)硬脆的馬氏體組織，熱輸入過大易產(chǎn)生冷裂紋，同時影響到焊縫的綜合機(jī)械性能，特別是沖擊值。因此，需要開展焊接工藝評定的試驗(yàn)，進(jìn)行實(shí)踐性驗(yàn)證工作。

1 沖擊性能問題背景

主管道按俄標(biāo)《核動力裝置的設(shè)備和管道焊接接頭和堆焊的檢驗(yàn)規(guī)程》（ПНАЭГ-7-010-89）法規(guī)要求完成焊接工藝評定（2GT、5G1T）全部綜合機(jī)械性能檢驗(yàn)項(xiàng)目（常溫拉伸、高溫拉伸、靜態(tài)彎曲），結(jié)果均合格。為確保主管道運(yùn)行的可靠性，應(yīng)國家核安全局（NNSA）要求并經(jīng)俄方設(shè)計(jì)院同意增加了一項(xiàng)Cv值的驗(yàn)證試驗(yàn)，但在沖擊試驗(yàn)驗(yàn)證過程中5G1T位置焊縫區(qū)出現(xiàn)沖擊性能不合格的問題。

2 焊接工藝評定概況

2.1 工藝評定試驗(yàn)

工藝評定按俄標(biāo)ПНАЭГ-7-010-89法規(guī)實(shí)施。評定試件坡口形式與主管道設(shè)計(jì)圖紙一致，見圖2。

圖2 坡口形式示意Fig.2 Schematic diagram of groove type

采用傳統(tǒng)的氬-電聯(lián)合工藝，焊接位置為5G1T（管水平固定立向上焊）。采用手工氬弧焊打底，填充材料為俄羅斯伊佐爾特鋼廠的φ2.0 mm Св-08Г 2С；填充及蓋面層采用焊條電弧焊，填充材料為俄羅斯伊佐爾特鋼廠的φ3.0 mm、φ4.0 mm ПТ-30焊條。母材和焊材的機(jī)械性能見表2，工藝評定試驗(yàn)主要焊接參數(shù)見表3。

表2 母材和焊材的機(jī)械性能Table 2 Mechanical properties of base metal and welding consumable

表3 焊接工藝評定參數(shù)Table 3 Welding procedure qualification parameters

2.2 沖擊取樣位置及評定標(biāo)準(zhǔn)

按俄標(biāo)法規(guī)ПНАЭГ-7-010-89以及實(shí)際施焊時各部位的焊接熱輸入情況來確定各力學(xué)性能取樣位置，如圖3所示。沖擊性能試樣取樣主要位于立向上焊施焊區(qū)域。每個橫截面的具體取樣數(shù)量及部位如圖4所示。焊縫沖擊值評定標(biāo)準(zhǔn)見表4。

圖3 力學(xué)性能取樣位置示意Fig.3 Schematic diagram of mechanical properties sampling location

圖4 橫截面取樣部位示意Fig.4 Schematic diagram of cross-section sampling location

表4 焊縫沖擊值評定標(biāo)準(zhǔn)Table 4 Evaluation standard for impact value of butt weld

2.3 沖擊試驗(yàn)結(jié)果

2.3.1 首次沖擊試驗(yàn)結(jié)果

先后進(jìn)行了兩次脆性臨界轉(zhuǎn)變溫度驗(yàn)證試驗(yàn)。首次驗(yàn)證試驗(yàn)在TK=-10℃驗(yàn)證了18個試樣，試驗(yàn)結(jié)果見表5，所有氬弧焊打底層的底部位置沖擊值全部合格，說明打底層焊縫質(zhì)量較穩(wěn)定，沖擊性能較好。

表5 首次沖擊性能驗(yàn)證試驗(yàn)結(jié)果（TK=-10℃）Table 5 First impact performance test result（TK=-10℃）

沖擊值不合格試樣均出現(xiàn)在填充層和蓋面層，而且集中在近3點(diǎn)鐘的試件A1～A9、A10～A18爬坡區(qū)域；位于對稱部位近9點(diǎn)鐘的A1-1～A9-1、A10-1～A18-1爬坡區(qū)域的試樣的沖擊值則全部合格。說明頂部和中部沖擊性能問題并不是質(zhì)量通用性問題，而是某些因素導(dǎo)致的偶發(fā)性問題。

2.3.2 加倍試驗(yàn)和補(bǔ)充試驗(yàn)結(jié)果

第二次驗(yàn)證試驗(yàn)按俄標(biāo)要求進(jìn)行了加倍試驗(yàn)和補(bǔ)充試驗(yàn)。在TK=-10℃條件下進(jìn)行加倍試驗(yàn)，共18個試樣，試驗(yàn)結(jié)果見表6。按要求進(jìn)行TK+30℃=20℃條件下補(bǔ)充試驗(yàn)，共18個試樣，試驗(yàn)結(jié)果見表7。由表6、表7可知，加倍沖擊性能試驗(yàn)中仍有1件（A10-N1）沖擊性能不合格（40 J/cm2），同一組中另兩個試件分別為112 J/cm2和118 J/cm2，再次說明沖擊韌性低是局部且隨機(jī)的。補(bǔ)充沖擊性能試驗(yàn)結(jié)果全部合格，說明沖擊韌性低的問題僅存在于比較窄的溫度區(qū)間范圍。

表6 加倍沖擊性能試驗(yàn)結(jié)果（TK=-10℃）Table 6 Double impact performance test result（TK=-10℃）

表7 補(bǔ)充沖擊性能試驗(yàn)結(jié)果（20℃）Table 7 Supplementary impact performance test results（20℃）

3 沖擊值不合格的原因分析及論證

3.1 工藝評定實(shí)施過程排查

按人、機(jī)、物、法、料進(jìn)行影響因素排查，人員資格、設(shè)備和計(jì)劃工具、評定依據(jù)文件以及焊接工藝評定實(shí)施過程均符合要求，母材和焊材均有合格證明文件，焊材進(jìn)行了復(fù)驗(yàn)且合格：在焊絲Св-08Г2С的合格證中表明TK≤0℃，焊條ПТ-30的合格證中表明TK≤-10℃，但均未給出沖擊試驗(yàn)值。

通過上述排查，初步判斷焊材沖擊值可能存在問題。另外，在焊接參數(shù)選擇方面，過高的熱輸入會降低接頭的沖擊韌性和強(qiáng)度［1］，預(yù)熱溫度也可能是導(dǎo)致沖擊值不合格的因素。

3.2 焊條ПТ-30對比分析

兩次沖擊試驗(yàn)韌性不合格的試樣均位于焊縫上表面及中心位置，兩個區(qū)域均使用焊條ПТ-30。

3.2.1 焊條ПТ-30化學(xué)成分對比分析

工藝評定所用ПТ-30焊條化學(xué)成分見表8，Si元素含量明顯偏高，436批次φ4.0 mm焊條的Si含量達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)要求的上限值。Si在熔池中與Mn聯(lián)合作為脫氧劑使用，也作為合金劑，適量的Si能提高焊縫的屈服強(qiáng)度、彈性極限，但Si含量過高會降低焊縫的塑性和韌性［3］。所以用此焊條焊接的焊縫沖擊性能會偏低。

表8 工藝評定所用ПТ-30焊條化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 8 Chemical composition of ПТ-30 electrode for WPQ（wt.%）

3.2.2 焊條ПТ-30沖擊值對比分析

工藝評定所用ПТ-30焊條的沖擊值對比分析見表9。φ3.0 mm沖擊值為100～125 J/cm2，正常；φ4.0 mm沖擊值為80～92.5 J/cm2，僅略高于要求值（≥59 J/cm2）。主管道焊接所用焊條出廠時沖擊值偏低，不可避免地導(dǎo)致焊縫沖擊性能也偏低。

表9 焊材沖擊值（TK=-10℃）Table 9 Impact value of welding consumables（TK=-10℃）

3.3 施焊位置對比分析

2GT位置操作難度小，焊接時僅有水平橫焊施焊位置，焊接參數(shù)（電流、電壓）與立向上焊位置施焊相當(dāng)，但橫焊易于控制，整圈焊接速度均勻，可以通過直焊道提高焊速，減小層厚，從而得到較小的焊接熱輸入。5G1T位置操作難度大，存在仰焊、立焊和平焊三個不同施焊位置，焊接參數(shù)和操作手法有所不同，焊接熱輸入變化較大?，F(xiàn)場實(shí)測平焊和立焊位置焊接熱輸入對比如表10所示。由表可知，5G1T焊接速度不均勻，尤其是立向上焊位置焊接速度較慢，局部的熱輸入量偏大，是平焊位置的約1.5倍。

表10 平焊和立焊位置實(shí)測焊接熱輸入對比Table 10 Comparison of measured welding heat input between flat welding and vertical welding

3.4 沖擊斷口對比分析

選取沖擊合格和不合格的相鄰2件試樣進(jìn)行沖擊斷口宏觀形態(tài)（見圖5）和微觀形態(tài)對比分析。沖擊試樣編號分別為1072-A10-N1（沖擊值40 J/cm2）、1072-A11-N1（沖擊值 118 J/cm2）。

圖5 沖擊斷口宏觀形態(tài)Fig.5 Macroscopic shape of impact fracture

3.4.1 沖擊斷口宏觀形態(tài)對比分析

使用10倍放大鏡觀察沖擊斷口形貌，試樣1072-A10-N1的斷口脆性斷裂區(qū)內(nèi)未發(fā)現(xiàn)明顯的焊接缺陷（夾渣、氣孔等），但斷口整體呈現(xiàn)脆性斷裂傾向，并且脆性斷裂區(qū)面積遠(yuǎn)大于試樣1072-A11-N1。

3.4.2 沖擊斷口微觀形態(tài)對比分析

1072-A10-N1斷口微觀形態(tài)如圖6～圖9所示。啟裂源區(qū)位于V型缺口附近，首先形成窄小的韌窩撕裂帶，隨后裂紋向內(nèi)脆性擴(kuò)展，斷口上存在一個條帶狀的沿晶斷口區(qū)，由立體的等軸晶和粗大的柱狀晶組成，其他脆性斷裂區(qū)為準(zhǔn)解理+解理斷口。中斷區(qū)位于缺口對側(cè)，為拉長的韌窩斷口。1072-A11-N1斷口微觀形態(tài)如圖6～圖8所示，V型缺口附近的源區(qū)為韌窩斷口，擴(kuò)展區(qū)以準(zhǔn)解理+解理斷裂形態(tài)為主，只觀察到零星的沿晶斷口。中斷區(qū)為韌窩斷口。上述分析表明，兩件沖擊試樣斷口上均未觀察到夾渣、氣孔等異常焊接缺陷，沖擊值低的試樣斷口上出現(xiàn)一定面積的沿晶脆性斷口，材料存在晶界弱化現(xiàn)象。

圖6 沖擊斷口起裂源區(qū)微觀形態(tài)Fig.6 Microscopic morphology of initiation zone of impact fracture

圖7 沖擊斷口擴(kuò)展區(qū)微觀形態(tài)Fig.7 Microscopic morphology of impact fracture expansion zone

圖8 沖擊斷口終斷區(qū)微觀形態(tài)Fig.8 Microscopic morphology of final fracture zone of impact fracture

圖9 試樣1072-A10-N1條帶狀沿晶斷口區(qū)微觀形態(tài)Fig.9 Microscopic morphology of band-like intergranular fracture zone of specimen 1072-A10-N1

3.5 金相組織對比分析

1072-A10-N1和1072-A11-N1金相組織如圖10所示，2個沖擊試樣的斷口附近組織均為貝氏體+鐵素體+少量珠光體。1072-A10-N1的焊縫組織中有大塊狀及粗針狀的先共析鐵素體沿柱狀晶晶界析出，晶內(nèi)有塊狀、針狀鐵素體、粒狀貝氏體及少量珠光體，組織較粗大。1072-A11-N1的焊縫組織中沿柱狀晶晶界析出的先共析鐵素體沒有明顯的長大，晶內(nèi)有塊狀、針狀鐵素體、粒狀貝氏體及少量珠光體，組織較細(xì)小、均勻。粗大的焊縫組織及晶界粗大的大塊狀先共析鐵素體導(dǎo)致對焊縫組織晶粒間的割裂作用增大，嚴(yán)重影響焊縫金屬的沖擊韌性。焊縫組織越粗大，對沖擊韌性的影響越明顯。焊縫組織粗大及晶界大塊狀先共析鐵素體長大的主要原因是焊接熱輸入量過大［4］，導(dǎo)致焊縫冷卻速度較慢，使柱狀晶內(nèi)鐵素體有較充分的時間析出，焊縫組織有較充分的時間長大。

圖10 金相組織對比Fig.10 Metallographic structure comparison

3.6 硬度對比分析

在上述兩件金相檢驗(yàn)后的試樣表面所取視場區(qū)位置進(jìn)行顯微硬度試驗(yàn)，試驗(yàn)結(jié)果如表11所示。由表11可知，1072-A10-N1的硬度值范圍明顯高于試樣1072-A11-N1，說明局部區(qū)域的組織粗大導(dǎo)致焊縫局部硬度、強(qiáng)度增加，韌性降低。

表11 顯微硬度試驗(yàn)Table 11 Microhardness test

4 沖擊不合格原因

由上述的對比分析及試驗(yàn)可知，主管道焊縫沖擊性能不合格的主要原因是立焊位時焊接熱輸入過大，次要原因是ПТ-30焊條Si元素含量偏高。10ГН2МФА鍛件屬于低碳調(diào)質(zhì)鋼，為獲得綜合的強(qiáng)韌性，需要獲得針狀的鐵素體組織，該組織必須在較快的冷卻條件下才能獲得［5］。主管道焊接過程中有以下四項(xiàng)因素均不利于焊縫金屬的韌性：（1）焊縫組織成分差異。（2）爬坡立焊焊接速度慢，易造成局部熱輸入偏大，使局部焊縫組織粗大。（3）局部接頭數(shù)量多。在大厚壁管道（φ990 mm×70 mm）的多層多道焊接中，焊接接頭多，局部組織存在差異［6-7］。（4）層道間溫度偏高。正常情況下，在規(guī)定的層道間溫度范圍內(nèi)，隨著層道間溫度的增加，焊縫的脆性轉(zhuǎn)變溫度均在下降，即焊縫的沖擊韌性得到改善。但在焊接熱輸入過大的局部區(qū)域，焊接過程中層道間溫度偏高，將起到不利作用。在兩者的聯(lián)合作用下，導(dǎo)致該部位焊縫冷卻速度慢，局部焊縫組織長大。

5 處理措施

（1）采用小直徑焊條。立焊位區(qū)域，全部采用φ3.0 mm焊條施焊，增加焊接接頭層道數(shù)，降低焊接熱輸入。

（2）減小焊條擺動幅度。立焊時，盡可能減小焊條擺動幅度，減小焊道寬度和厚度，提高焊接速度，減少每道焊縫的接頭數(shù)量，降低焊接熱輸入。

（3）控制道間溫度。嚴(yán)格控制立焊區(qū)域的道間溫度，使道間溫度偏下限，從而有助于焊縫冷卻，減小焊縫組織的長大。

（4）控制焊接材料的Si含量在標(biāo)準(zhǔn)的下限值為最佳［8］。

通過采取以上措施，重新施焊工藝評定試件，焊縫區(qū)-10℃沖擊性能全部合格，沖擊數(shù)值（見表12）均較高。該焊接工藝評定投入實(shí)際應(yīng)用，收到良好的效果。

表12 PQR-1127沖擊性能試驗(yàn)結(jié)果（TK=-10℃）Table 12 Impact performance test result of PQR-1127（TK=-10℃）

6 后續(xù)機(jī)組焊接工藝優(yōu)化建議

（1）對于5G1T焊接位置，為控制仰爬坡-立焊部位的熱輸入，建議在該部位增加直徑φ3.0 mm焊條的使用量。

（2）建議采用Si含量較低的焊條（0.17%～0.28%）。

（3）增加焊工焊前的適應(yīng)性模擬焊接練習(xí)，特別是5G1T位置俄供焊材的強(qiáng)化訓(xùn)練。

（4）建議在施焊記錄中增加焊接速度、焊接電壓和道間溫度參數(shù)記錄，便于焊接熱輸入的計(jì)算工作及焊接參數(shù)控制。

（5）對于后續(xù)機(jī)組，應(yīng)該進(jìn)一步開展最終熱處理溫度與延長保溫時間對珠光體耐熱鋼材料改善CV值的試驗(yàn)及研究工作。

7 結(jié)論

（1）評定位置5G1T相對于2 GT焊接熱輸入波動大，易造成沖擊韌性降低，甚至不合格。

（2）焊條ПТ-30中化學(xué)元素Si含量的升高，焊縫金屬的韌塑性會降低，采購焊條時需嚴(yán)格控制Si元素含量。

（3）為避免影響焊接接頭沖擊韌性，實(shí)際應(yīng)用中加強(qiáng)焊接人員技能培訓(xùn)，應(yīng)嚴(yán)格控制焊接線能量的輸入。

（4）嚴(yán)格控制立焊區(qū)域的層間溫度在下限值附近，對加快焊縫冷卻速度起到積極的促進(jìn)作用。

（5）主管道焊接工藝的研究及實(shí)踐成果，在已工程中得到了實(shí)際應(yīng)用，并收到良好的效果，對后續(xù)新廠址核電站和本工程項(xiàng)目的焊接工藝評定具有實(shí)際指導(dǎo)意義，同時對其他工程同類材料的大直徑、大厚壁管道焊接均具有借鑒意義及推廣價值。