CF-8M鑄造不銹鋼主管道的熱老化脆化行為研究

呂云鶴,肖青山,馬若群,陳銀強,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)險升高[1]。美國的阿貢實驗室(ANL)、電力協(xié)會(EPRI)等研究機構(gòu)認為在核電站40 a設(shè)計壽命中,鑄造不銹鋼會發(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CF-3、CF-8、CF-8M鑄造不銹鋼材料的100多種樣品進行了10萬小時以上的熱老化試驗和研究,發(fā)展了基于本國材料和制造體系的熱老化評估模型和程序;法國電力公司(EDF)在300～450 ℃范圍內(nèi)對低鉬和高鉬含量的幾十種不同級別和廠家的鑄造不銹鋼材料進行了20萬小時以上的熱老化試驗研究,同樣發(fā)展出了基于本國體系的熱老化評估程序[4]。

此外,ANL在2016年發(fā)布了新的熱老化評估程序,針對高鉬含量的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行了降低等內(nèi)容更新[2]。美國核管理委員會(NRC)在機組延壽申請中對鑄造不銹鋼部件的熱老化問題也提出了一系列的管理要求[5]。基于國內(nèi)外機組的經(jīng)驗反饋,我國在首個壓水堆機組運行許可證延續(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(GALL)報告》所推薦的熱老化脆化敏感性篩選原則、預(yù)測模型和程序完成了相應(yīng)的審查工作。

目前,國內(nèi)相關(guān)高校和科研機構(gòu)在主管道熱老化方面也開展了相關(guān)研究[6-9],主要集中于二代及二代改進型機組的鑄造主管道材料Z3CN20-09M(CF-3)和鍛造主管道的焊縫[10]。但由于國內(nèi)機組類型較多,暫無CASS材料通用的熱老化脆化評估模型和程序,也未見到CF-8M鑄造不銹鋼主管道的熱老化研究文獻,缺乏該類主管道熱老化脆化的原始數(shù)據(jù)。同時,隨著我國壓水堆機組尤其是二代改進型機組大量進入到定期安全評價階段,以及面臨首次運行許可證到期后是否延續(xù)運行的問題,對于國內(nèi)自主設(shè)計和生產(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)測模型和程序。因此,本文通過對ANL預(yù)測模型和程序的研究,選取核級CF-8M靜態(tài)CASS主管道材料作為試驗對象,在400 ℃下進行長達10 000 h的加速熱老化試驗,研究不同熱老化時間下不銹鋼力學(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)測關(guān)系式,并與ANL模型的預(yù)測結(jié)果進行對比和分析。

1 試驗

1.1 試驗材料

本文試驗對象為核級CF-8M靜態(tài)CASS主管道材料,試驗材料取自國內(nèi)某核級主管道廠家依據(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)量分數(shù))列于表1,試驗材料成分滿足標(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 試驗過程

CASS部件在機組實際服役條件下的熱老化脆化過程相對緩慢,還存在試驗周期長、取樣難度大、測試條件苛刻等限制條件,而針對實際服役條件下的熱老化脆化研究存在很大困難。因此,為了研究國產(chǎn)CF-8M主管道的實際熱老化脆化行為,本文借鑒國內(nèi)外相關(guān)研究經(jīng)驗,采用加速熱老化的方法使CF-8M主管道試塊材料快速達到等效服役運行狀態(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溫度,設(shè)置了6個取樣時間點,分別為0、100、1 000、5 000、8 000及10 000 h。

對熱老化試驗中不同熱老化取樣時間節(jié)點的熱老化試塊進行取樣和加工,以去除表面的氧化和變形,加工出圓棒拉伸試樣,采用Instron8802試驗機分別在室溫和高溫350 ℃環(huán)境下進行拉伸試驗,獲取0.2%塑性延伸強度和抗拉強度。同時,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擺錘沖擊試驗機上進行儀器化沖擊試驗,獲得室溫沖擊能試驗數(shù)據(jù),并使用場發(fā)射掃描電鏡對沖擊斷口形貌進行觀察和分析。

2 結(jié)果分析及討論

2.1 拉伸性能

在400 ℃下加速熱老化后,對不同熱老化時間的不銹鋼試樣分別進行室溫和高溫350 ℃環(huán)境下的拉伸試驗,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間的變化如圖1a所示。隨著熱老化時間的增加,0.2%塑性延伸強度變化緩慢,熱老化10 000 h后略有增加,為初始值的107%;抗拉強度在熱老化1 000 h后緩慢增加,隨著熱老化時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間的變化如圖1b所示,在試驗周期內(nèi),高溫0.2%塑性延伸強度變化不明顯,高溫抗拉強度緩慢增加,熱老化10 000 h后,高溫0.2%塑性延伸強度和抗拉強度分別為初始值的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隨熱老化時間t的變化列于表2。表中沖擊能為400 ℃條件下各熱老化時間內(nèi)的沖擊能平均值。由表2可知,隨著熱老化時間的增加,試樣的沖擊能呈不斷下降趨勢。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,下降趨勢達到飽和狀態(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較好。當(dāng)經(jīng)過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間的不斷延長,如圖2c和d所示,斷口剪切唇區(qū)的面積進一步減小,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,隨著熱老化時間的增加,裂紋形成能量、裂紋擴展能量均在下降,其中裂紋擴展能量的下降主要是由于裂紋穩(wěn)定擴展階段能量的變化引起,裂紋失穩(wěn)擴展階段和迅速擴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)擴展階段能量較小,放射區(qū)面積不明顯;裂紋迅速擴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為沖擊斷口的擴展區(qū)形貌。金屬材料的沖擊韌性由裂紋擴展功決定[13],由圖3可知,在未老化試樣的擴展區(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,表明原始試樣擁有良好的韌性。當(dāng)試樣經(jīng)過1 000、5 000、10 000 h的熱老化后,擴展區(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 沖擊斷口的擴展區(qū)形貌Fig.3 Fracture micro-morphology of extended zone

2.4 預(yù)測模型

國內(nèi)外廣泛研究[14-15]已表明,CASS部件熱老化脆化的主要機理為鐵素體發(fā)生調(diào)幅分解,形成富Cr和富Fe相。但由于無法精準(zhǔn)獲取熱老化脆化過程的實時信息,所以國內(nèi)外對熱老化脆化程度的表征大多采用力學(xué)性能結(jié)果進行描述,如采用拉伸性能和沖擊能等參數(shù)[2]。對于鑄造不銹鋼類材料,熱老化后屈服強度一般變化不顯著,抗拉強度會有緩慢增加,但是變化速率緩慢;熱老化后沖擊能下降明顯,長時間老化后沖擊能的下降趨勢趨于平緩,最終達到一個飽和狀態(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)測模型進行對比分析,并構(gòu)建適用于國產(chǎn)CASS材料的熱老化脆化預(yù)測模型。

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評價部件/材料服役時間的函數(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列出通過式(1)計算的不同熱老化時間所對應(yīng)的等效服役時間,再結(jié)合沖擊能實驗結(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)。若以等效服役時間60 a作為CF-8M材料的服役周期來考慮,國產(chǎn)CF-8M材料的熱老化脆化過程可分為兩個階段,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等研究機構(gòu)的熱老化脆化評估模型均是基于各自模型發(fā)展階段的試驗數(shù)據(jù)建立的經(jīng)驗關(guān)系式,針對不同鑄造不銹鋼材料韌性值的變化,依賴于各自數(shù)據(jù)庫建立的模型會出現(xiàn)不同的預(yù)測值[17]。

ANL模型[2]在室溫下的沖擊能預(yù)測是熱老化溫度、熱老化時間、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,可取200 J/cm2。常數(shù)θ表示CASS材料在400 ℃時沖擊能降至β所需時間的對數(shù),熱老化溫度在280～400 ℃之間時,θ可取2.9。

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

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

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,室溫下的CVsat取式(7)和(9)評估的較小值:

lgCVsat=0.84+2.54exp(-0.047Φ)

(9)

通過對ANL關(guān)于CF-8M材料熱老化脆化預(yù)測模型的研究,采用式(2)對國產(chǎn)CF-8M材料的沖擊能進行了預(yù)測分析,結(jié)果列于表4。預(yù)測結(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材料的實際熱老化過程一致,但ANL預(yù)測模型給出的沖擊能預(yù)測結(jié)果與實測結(jié)果不一致且偏差較大。由于ANL預(yù)測模型為了綜合評價材料的化學(xué)成分、鑄造工藝、熱處理過程等對CASS材料熱老化脆化行為的影響引入了常數(shù)θ,通過大量加速熱老化試驗建立了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并不能代表國產(chǎn)CF-8M材料鑄造工藝和熱處理過程對其熱老化脆化行為的影響。

表4 ANL模型預(yù)測的國產(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)的試驗結(jié)果,采用雙曲正切函數(shù)對沖擊能隨熱老化時間的變化規(guī)律進行最小二乘法擬合,雙曲正切擬合函數(shù)如下:

(10)

式中:M為lgCVint和lgCVsat的均值對應(yīng)的lgt;S為材料對熱老化現(xiàn)象的敏感值,通過對試驗數(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)測曲線對比分析結(jié)果如圖4所示,圖中實線表示脆化關(guān)系式對400 ℃老化試驗結(jié)果的擬合曲線,點劃線表示ANL模型對400 ℃老化試驗結(jié)果的預(yù)測曲線。在0～10 000 h周期內(nèi)對于400 ℃的試驗結(jié)果,擬合得到的脆化關(guān)系式曲線與老化試驗數(shù)據(jù)點重合度較好,ANL模型預(yù)測曲線處于老化試驗數(shù)據(jù)點上方,偏離較多,且處于脆化關(guān)系式預(yù)測曲線上方,預(yù)測結(jié)果不保守。

根據(jù)獲得的脆化關(guān)系式不僅可對不銹鋼在400 ℃熱老化試驗溫度的沖擊能進行評估,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間后即可通過脆化關(guān)系式和激活能的估算值得到預(yù)估沖擊能。

圖4 沖擊能實測結(jié)果與ANL模型預(yù)測結(jié)果的對比分析Fig.4 Comparison between measured result of impact energy and predicted result of ANL

3 結(jié)論

通過對國產(chǎn)CF-8M靜態(tài)鑄造奧氏體不銹鋼主管道材料在400 ℃進行長達10 000 h的熱老化試驗和相關(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%塑性延伸強度變化緩慢,抗拉強度緩慢增加;10 000 h后室溫和高溫下的抗拉強度分別為初始值的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模型對試驗對象在加速熱老化周期內(nèi)的沖擊能預(yù)測結(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)。