沈國劬

(二重(德陽)重型裝備有限公司，四川618013)

核電主管道是連接反應(yīng)堆壓力容器和蒸汽發(fā)生器的大型厚壁管道，是核電蒸汽供應(yīng)系統(tǒng)輸出堆芯熱能的“大動脈”，是核電站的核一級關(guān)鍵部件之一，在服役期限內(nèi)承受高溫、高壓以及較高流速的高純水腐蝕和高頻疲勞的作用，工作環(huán)境惡劣。根據(jù)技術(shù)路線不同，國內(nèi)第三代壓水堆核電主管道主要采用316LN和X2CrNiMo18.12兩種型號的低碳控氮奧氏體不銹鋼制造。其制造工藝流程主要為VOD冶煉→電渣重熔→鍛造→加工→無損檢測→彎曲→固溶熱處理。隨著第三代核電主管道規(guī)格的增大，鍛造所需的奧氏體不銹鋼鋼錠等級也進(jìn)一步增加，大型不銹鋼鋼錠以及鍛造過程中的裂紋控制技術(shù)是核電主管道制造的關(guān)鍵技術(shù)之一。本文對某核電主管道熱段管坯加工過程中發(fā)現(xiàn)的心部裂紋形成原因進(jìn)行了分析，從鋼錠制造和鍛造環(huán)節(jié)在預(yù)防開裂傾向方面提出了建議。

1 研究背景

材質(zhì)為316LN的某第三代核電主管道鍛件毛坯在加工中心孔時，發(fā)現(xiàn)心部存在開口狀裂紋，裂紋延伸至管壁。為分析裂紋產(chǎn)生原因，首先對鍛造工藝及執(zhí)行過程進(jìn)行了全面的檢查，與其他合格產(chǎn)品對比，未發(fā)現(xiàn)異常。隨后對鍛件中心裂紋部位套取中心試棒，加工過程中發(fā)現(xiàn)中心棒局部存在大量裂紋，裂紋在中心棒分布見圖1。中心棒裂紋情況如下：區(qū)域Ⅰ，靠近鋼錠T端，表面存在大量肉眼可見貫穿型橫向裂紋缺陷；區(qū)域Ⅱ，靠近鋼錠T端，夾在兩段區(qū)域Ⅰ中，材料開裂成塊狀碎片；區(qū)域Ⅲ，靠近鋼錠B端，表面未見肉眼可見缺陷，后期檢測也未發(fā)現(xiàn)內(nèi)部有裂紋缺陷；區(qū)域Ⅳ，位于鋼錠B端，有明顯橫向裂紋缺陷，但未向縱深擴展。該裂紋是由于鍛件拔長過程中，端面降溫快且存在拉應(yīng)力導(dǎo)致，在316LN鋼軸類零件鍛造過程中均存在。316不銹鋼在熱態(tài)及冷態(tài)都具有良好的塑性，因此區(qū)域Ⅱ開裂后形成塊狀碎片較為罕見，表明該區(qū)域316LN鋼塑性極差。

圖1 主管道熱段芯棒缺陷及產(chǎn)生的位置Figure 1 Defect of central bar in hot section of main pipe and its location

(a)(b)

圖2 中心棒橫向及碎塊縱向腐蝕后的低倍形貌
Figure 2 The macroscopic morphology after corrosion in transverse direction of central bar and longitudinal direction of fragments

2 檢驗方法及結(jié)果分析

分別在中心棒區(qū)域Ⅰ和區(qū)域Ⅱ橫向切取試樣，分別進(jìn)行化學(xué)成分、低倍、高倍檢驗分析。

2.1 化學(xué)成分分析

采用直讀光譜儀對碎塊上的試樣進(jìn)行化學(xué)成分分析，分析結(jié)果見表1。碎塊的化學(xué)成分滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，未見主要合金元素超標(biāo)。

2.2 低倍檢驗結(jié)果

中心棒及碎塊宏觀形貌如圖2所示。從圖2可以看出，中心棒低倍試片除裂紋外，未見其他肉眼可見的缺陷；碎塊低倍試片的表面有一層氧化層，氧化層以內(nèi)可見數(shù)條裂紋，未見其他肉眼可見缺陷。

2.3 高倍檢驗結(jié)果

中心棒與碎塊上切取的金相試樣經(jīng)磨制拋光后觀察，在基體上未發(fā)現(xiàn)明顯的非金屬夾雜物，按ASTM E45—2018評級A、B、C、D四類非金屬夾雜物級別均未超過0.5級。采用王水腐蝕后，發(fā)現(xiàn)遠(yuǎn)離裂紋區(qū)的奧氏體組織，晶粒為等軸晶(圖3a)，靠近裂紋附近存在明顯的短棒狀析出相(圖3b)和密集分布的第二相(圖3c)。

表1 缺陷區(qū)域化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of defect area (mass fraction, %)

(a)遠(yuǎn)離裂紋的基體組織(b)靠近裂紋的短棒狀析出相(c)裂紋附近的密集析出相

圖3 典型金相組織(100×)
Figure 3 Typical metallographic structure(100×)

(a)短棒狀析出相(b)密集型析出相

圖4 析出相掃描電鏡照片
Figure 4 Scanning electron photographs of precipitated phases

2.4 掃描電鏡觀察與能譜分析

對圖3(b)和圖3(c)的金相試樣采用掃描電鏡觀察發(fā)現(xiàn)，靠近裂紋位置的短棒析出相為長短不一的灰色條狀析出相，見圖4(a)，裂紋附近的密集型析出相為呈現(xiàn)黑色和灰黑色的顆粒狀析出相以及部分與圖4(a)中相同的灰色長短不一的析出相，見圖4(b)。采用EDS對圖4(a)中灰色條狀析出相進(jìn)行面掃描分析，結(jié)果表明， 灰色條狀析出相為富Cr相，見圖5。對圖4(b)中的不同顏色的析出相進(jìn)行分析，結(jié)果表明，黑色顆粒狀(圖4b中箭頭1位置)第二相為制備試樣中帶入的SiC顆粒，灰黑色第二相為氧化鉻顆粒(圖4b中箭頭2位置)，如圖6所示。

2.5 316LN不銹鋼平衡相計算結(jié)果

采用Jmatpro對316LN鋼的平衡凝固過程進(jìn)行了計算，化學(xué)成分輸入碎塊測試結(jié)果，計算結(jié)果如圖7所示。計算結(jié)果表明，316LN鋼在平衡凝固過程中析出的第二相主要為α-Cr、LAVES相和σ相。

圖5 條狀析出相能譜分析結(jié)果Figure 5 Energy spectrum analysis results of stripe precipitated phase

(a)箭頭1位置

(b)箭頭2位置圖6 密集析出相能譜分析結(jié)果Figure 6 Energy spectrum analysis results of clustered precipitated phase

圖7 316LN鋼平衡凝固析出相計算結(jié)果Figure 7 Calculation results of equilibrium solidification precipitated phase of 316LN steel

3 分析與討論

碎塊的金相組織以及掃描電鏡+能譜的分析結(jié)果表明，造成核電主管道心部裂紋的主要原因是組織中存在大量的富Cr相。Jmatpro計算結(jié)果表明，大量的富Cr相主要為α-Cr。

第三代核電主管道熱段采用百噸級鋼錠制造，在電渣重熔過程中，由于鋼錠的重量重，直徑大，奧氏體鋼的導(dǎo)熱系數(shù)較低，重熔過程熔池范圍相對較大。在重熔后期補縮階段時間長，鋼錠上部區(qū)域心部的冷卻速度緩慢，促進(jìn)α-Cr的析出。在鍛造過程中由于α-Cr未能充分地固溶和擴散，造成主管道基體與α-Cr之間的變形不協(xié)調(diào)，在反復(fù)鐓粗和拔長以及成形過程中，造成主管道基體與α-Cr界面萌生裂紋并擴展，最終導(dǎo)致心部開裂。

4 結(jié)論

根據(jù)以上分析表明，造成該核電主管道熱段心部裂紋的原因主要是鋼錠中α-Cr相析出引起鍛造過程的變形不協(xié)調(diào)而產(chǎn)生的。在大型奧氏體鋼錠的重熔過程中，進(jìn)一步優(yōu)化熔速控制，調(diào)整冷卻速度，特別是后期補縮階段，既要做好補縮凝固，又要盡量減少α-Cr相的析出。鍛造工序在前期大變形火次的加熱保溫階段，應(yīng)適當(dāng)?shù)匮娱L高溫保溫時間，在保證心部熱透的同時促進(jìn)α-Cr相固溶與擴散。