周 宣,李科元,李新意,李宇力,周 軍,惠泊寧,趙冠楠,郁光廷

(1.西安西部新鋯科技股份有限公司,陜西 西安 710299;2.上海核工程研究設計院有限公司,上海 200233;3.秦山第三核電有限公司,浙江 海鹽 314300)

壓力管作為重水堆燃料通道的關鍵核心部件,其內(nèi)包含非濃縮鈾燃料棒束(UO2+Zr-4)以及重水冷卻劑,其服役可靠性需要考慮以下4方面:1) 徑向尺寸變化;2) 腐蝕和吸氫情況;3) 力學性能變化;4) 裂紋擴展情況[1]。加之中子經(jīng)濟性方面的考慮,鋯合金成為壓力管的最佳選擇[2-3]。

Zr-2合金是最早應用在壓力管上的鋯合金。由于Zr-2.5Nb合金兼有更高的強度和適當?shù)母g性能,在Gentilly-1和KANUPP堆應用后就將Zr-2.5Nb合金壓力管推廣至所有CANDU堆[3-4]。加拿大在開發(fā)Zr-2.5Nb壓力管初期采用過兩條加工路線[5]:1) 沿用Zr-2工藝,熱擠壓+25%～30%冷拉+400 ℃/24 h去應力退火相結(jié)合的冷加工型工藝;2) 熱擠壓+5%～15%冷拉+865～875 ℃淬火+500 ℃時效相結(jié)合的熱加工型工藝。兩種工藝制備的壓力管經(jīng)NPU試驗堆輻照服役后發(fā)現(xiàn),冷加工型壓力管徑向蠕變速率小于熱處理型,服役壽命較長。自安大略電力公司Pickering電站3號和4號堆選用冷加工型工藝Zr-2.5Nb后,所有CANDU堆均使用冷加工型工藝生產(chǎn)的Zr-2.5Nb壓力管。

CANDU堆用Zr-2.5Nb合金壓力管制造過程中歷經(jīng)熔煉、鍛造、β淬火、熱擠壓、冷拉拔及預膜處理等工序,與單α相燃料包殼用鋯合金相比,其加工流程要短些[6-7]。但是,由于Zr-2.5Nb為α+β雙相合金,其加工過程中的組織結(jié)構和相轉(zhuǎn)變過程又要比燃料包殼用鋯合金復雜得多,存在β→α+β、β→α/α′、α/α′→α+β等相變過程[8-10]。壓力管組織為層片狀的α+β復相組織,α相之間為富鈮β相或ω+富鈮β相[11-15],而包殼合金組織主要為等軸的α相[16]。

Zr-2.5Nb合金加工過程中的α/β相轉(zhuǎn)變是其組織特征復雜的主要原因,因此研究Zr-2.5Nb合金壓力管加工過程中的α/β相轉(zhuǎn)變在壓力管性能控制方面顯得十分必要。本文對Zr-2.5Nb壓力管國產(chǎn)化研制過程中熔煉、鍛造、β淬火、熱擠壓相關組織進行研究分析,并簡要討論其中的α/β相轉(zhuǎn)變特點。

1 實驗

實驗所用的原材料為核級Zr-2.5Nb合金,主要合金成分為2.6%Nb和0.11%O,采用連續(xù)金相法測得相變溫度為(895±5) ℃。壓力管管坯制造的主要工藝為:鑄錠熔煉→鍛造→淬火→熱擠壓,其中,鑄錠采用4次熔煉以保證鑄錠純凈度(H含量<5 ppm);鍛造加熱在β單相區(qū)進行,終鍛溫度不低于600 ℃;淬火在單β相區(qū)進行以保證第二相充分固溶;熱擠壓在780～830 ℃進行,以保證管坯的組織結(jié)構和力學性能。

為了研究鍛造及淬火加熱對β晶粒長大的影響,利用Zr-2.5Nb合金φ10 mm鍛棒分別進行了950～1 070 ℃/5～120 min退火試驗。此外,為了研究擠壓加熱對錠坯組織的影響,利用Zr-2.5Nb合金φ200 mm淬火棒坯進行了780 ℃/3 h加熱并淬火的熱處理試驗。

本實驗在鑄錠、鍛棒、β淬火錠坯、熱擠壓管坯以及熱處理試驗樣品上取樣,并利用OM、SEM/ECC、EBSD等技術對相關組織進行表征。

2 實驗結(jié)果

在壓力管制造過程中,鑄錠熔煉、鍛造、β淬火以及熱擠壓等工序都涉及到β→α/α′或α/α′→β轉(zhuǎn)變,轉(zhuǎn)變組織與形貌受冷卻速度、變形、再結(jié)晶等因素影響。

2.1 β→α/α′轉(zhuǎn)變

鑄錠熱封頂直至出爐,經(jīng)歷數(shù)小時的冷卻,在緩慢的冷卻條件下,形成了圖1所示的Zr-2.5Nb合金鑄態(tài)組織。根據(jù)Zr-Nb二元相圖[17],Zr-2.5Nb合金凝固及冷卻過程依次發(fā)生了L→β→α+β轉(zhuǎn)變,最終形成α+β共晶組織。鑄錠β→α+β轉(zhuǎn)變時,α相在原β晶界和晶內(nèi)析出,形成典型的α+β魏氏組織:α相呈板條狀,寬度在1 μm左右,并形成板條簇,α板條間為β相;沿原β晶界析出的α相相對粗大些,部分晶界α相向晶內(nèi)生長。

圖1 鑄錠中的α+β魏氏組織Fig.1 α+β Widmanstatten structure in ingot

圖2為Zr-2.5Nb合金鍛棒不同位置處的組織:芯部位置具有溫度高、變形量較小的特點,α板條/板條簇完全扭折,形成彎曲變形的魏氏組織;靠近外表面位置溫度較低(在α+β相區(qū)變形),變形量較大,一些初生α相(αp)發(fā)生球化,形成的組織以等軸組織為主;中部位置像跨β相鍛造組織,在球化的αp相呈“項鏈狀”,并與β轉(zhuǎn)變組織交織。雖然鍛造加熱是在單β相區(qū)進行,但是Zr-2.5Nb合金鍛造變形主要在單β相區(qū)和α+β相區(qū)進行,過程中發(fā)生β和初生α相(αp)的再結(jié)晶,而在鍛造過程和鍛后冷卻的溫降過程中則會伴隨有β→α+β轉(zhuǎn)變。

圖2 不同位置處的鍛態(tài)組織Fig.2 Microstructure obtained from different positions of forged billet

圖3為Zr-2.5Nb合金經(jīng)β淬火后形成的過固溶組織,淬火組織特征與錠坯深度有關:外表面冷卻速度較快,可以形成典型的板條狀α′馬氏體為主的組織;錠坯內(nèi)部冷卻速度相對較慢,形成板條α′+α的組織,而且在原β晶界上有一定含量的α板條簇,形成魏氏組織。兩種不同的組織表明,Zr-2.5Nb合金β淬火錠坯表面和內(nèi)部存在不同的β相轉(zhuǎn)變類型。

圖3 β淬火錠坯中α′馬氏體及α′+α板條組織Fig.3 α′ Martensite and α′+α lath in β quenched billet

圖4為Zr-2.5Nb壓力管在800 ℃附近擠壓后形成的組織。α相和β相相間排列,沿著擠壓方向被拉長,α相寬度約為400～500 nm的板條,寬度不足100 nm的β相存在于α板條間。擠壓管坯中的α相含量遠高于70%,表明在擠壓及隨后的冷卻過程中有大量的β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料唷?/p>

圖4 擠壓管橫截面中的α+β片層狀組織Fig.4 α+β lamellar structure in radial-transverse section of extruded tube

2.2 α/α′→β轉(zhuǎn)變

由于Zr-2.5Nb合金的開坯鍛造和淬火需要在β相區(qū)進行,鑄錠及鍛棒加熱過程中會發(fā)生α+β→β轉(zhuǎn)變,并形成等軸的β相晶粒,晶粒度控制是加熱工藝制定的主要考慮因素之一。在單β相區(qū)內(nèi),晶粒度對加熱溫度和保溫時間較為敏感,如圖5所示,Zr-2.5Nb合金進入β單相區(qū)后,晶粒發(fā)生明顯長大,退火溫度越高、保溫時間越長,晶粒度越大。

圖5 不同退火制度下的宏觀金相組織Fig.5 Macrostructure of specimens suffering under different heat treatments

圖6為β淬火棒坯經(jīng)780 ℃/3 h加熱后形成的組織,過飽和的片狀α′或板條狀α相分解成α+β,并且有球化傾向。錠坯預熱溫度越高、時間越長,這種α球化、β粗化的現(xiàn)象越明顯[5,12],且α與β之間存在Pitsch-Schrader關系[18]。Zr-2.5Nb合金壓力管熱擠壓通常在780～830 ℃之間進行,β淬火形成的α/α′相在擠壓加熱和保溫過程中也會發(fā)生α/α′→β轉(zhuǎn)變。

圖6 β淬火樣經(jīng)780 ℃/3 h加熱后形成的組織Fig.6 Microstructure of β quenched specimen followed by 780 ℃/3 h treatment

3 分析與討論

3.1 冷卻速度對β→α/α′轉(zhuǎn)變的影響

1) 淬火過程中的β→α/α′轉(zhuǎn)變

核用鋯合金材料為了盡量減小第二相析出對腐蝕性能的影響,通常需要進行β淬火將合金元素固溶在基體內(nèi):合金加熱至單β相區(qū)后水淬冷卻。水淬冷卻的Zr-2.5Nb合金錠坯轉(zhuǎn)變組織較為細小,如圖3所示,但在錠坯外表面和內(nèi)部因冷卻速度的差異表現(xiàn)出較大差異,尤其是相轉(zhuǎn)變類型方面。

對于特定成分的合金,冷卻速度是決定鋯合金β→α/α′轉(zhuǎn)變類型和組織特征的關鍵[19],燃料包殼用單α相鋯合金隨著冷卻速度的上升,相轉(zhuǎn)變類型由β→α向β→α′過渡;組織則依次會形成Lenticular結(jié)構、Parallel-plate魏氏組織、Basketweave魏氏組織、α′馬氏體[20]。Zr-4合金在冷卻速度為2 100 ℃/s時可獲得α′馬氏體;在1 200 ℃/s時,轉(zhuǎn)變組織為由板條α組成的魏氏組織;當冷卻速度進一步降低至110 ℃/s時,則形成包含粗大α板條的Basketweave魏氏組織[18,21]。Zr-2.5Nb合金水淬組織對冷卻速度也較為敏感,不同尺寸的樣品獲得的淬火組織有明顯差異。0.5 mm和2 mm厚的樣品淬火后可以獲得板條狀α′馬氏體組織,其中一些α′由孿晶組成,這是非擴散型馬氏體的典型特征[19,22]。12 mm厚樣品淬火后同樣形成板條狀α′馬氏體,初生α′要比次生α′粗大得多,在初生α′馬氏體內(nèi)沒有孿晶[23]。

對于壓力管工業(yè)生產(chǎn)所用的擠壓錠坯,尺寸效應帶來的淬火冷卻速度差異的影響更為明顯,在淬火錠坯中甚至可以發(fā)現(xiàn)α+β魏氏組織[17]。本工作β淬火錠坯表面冷卻速度較快,組織主要由幾乎貫穿原β晶粒的初生α′馬氏體板條和尺寸較小的次生α′馬氏體板條組成。在錠坯內(nèi)部,由于冷卻速度較慢,在原β晶界處形成了α板條簇,限于表征手段,暫未確認是否為α+β魏氏組織。

2) 熔煉過程中的β→α+β轉(zhuǎn)變

相比于β淬火,熔煉工序的冷卻速度要慢得多,Zr-2.5Nb合金發(fā)生擴散型的β→α+β轉(zhuǎn)變。在β→α轉(zhuǎn)變過程中,冷卻速度是α相尺寸控制的關鍵。表1列出Zr-2.5Nb合金自高α+β區(qū)冷卻時β轉(zhuǎn)變組織與冷卻速度的關系[24]。由表1可見:冷卻速度高于50 ℃/s時,形成初生α相和孿生馬氏體;冷卻速度低于25 ℃/s時,形成初生α相和α+β魏氏組織,而且冷卻速度越慢,α板條越寬。鑄錠凝固冷卻時的冷卻速度很慢,如圖1所示,α相可以在原β晶界和晶內(nèi)形核長大,晶內(nèi)α板條寬度可達1 μm,晶界α則要大得多。而且由于β/α轉(zhuǎn)變位向關系的原因[19],α板條簇之間存在特定的角度。

表1 冷卻速度與Zr-2.5Nb合金883 ℃保溫后的轉(zhuǎn)變組織關系[23]Table 1 Correlation of cooling rate with transformation structure of Zr-2.5Nb alloy soaked at 883 ℃[23]

3.2 變形對β→α轉(zhuǎn)變的影響

1) 鍛造過程中的β→α+β轉(zhuǎn)變

Zr-2.5Nb合金鍛造是一個溫度不斷變化的過程,在β→α+β相變時還伴隨有變形、再結(jié)晶等現(xiàn)象,使得鍛造組織更為復雜[9]。如圖2所示,在鍛棒芯部,組織為扭折的魏氏組織,表明在β→α+β轉(zhuǎn)變以后,芯部發(fā)生了變形,但是由于變形量較低,未能發(fā)生再結(jié)晶。鍛棒1/2位置處存在“項鏈狀”等軸α相,這些α相主要為晶界或晶內(nèi)先析出的αp相經(jīng)變形、再結(jié)晶、球化后形成的,原β晶內(nèi)其余為扭折的α+β魏氏組織。而鍛棒表面位置處變形量較大,β轉(zhuǎn)變形成的αp相球化比例要比內(nèi)部高得多,形成如圖7所示典型的等軸組織。這些等軸狀αp以及層片狀的α+β轉(zhuǎn)變組織表明鍛造時α和β相同時發(fā)生再結(jié)晶。

圖7 鍛棒外表面部分位置處的等軸組織Fig.7 Equiaxial microstructure near outer surface of forged billet

2) 擠壓過程中的α/β轉(zhuǎn)變

圖6所示的α+β組織經(jīng)熱擠壓后形成圖4、8所示的片層組織。圖8a中白線為小角度晶界,黑線為大角度晶界。熱擠壓組織中晶粒如圖8b所示,可分為3類:再結(jié)晶態(tài)、回復態(tài)和變形態(tài)。壓力管熱擠壓的擠壓比高達10～11,α板條發(fā)生旋轉(zhuǎn)、變形、回復、再結(jié)晶,變成長寬比超過10的層片狀組織。在此過程中,β相也會發(fā)生拉長和再結(jié)晶[22],并形成層片狀結(jié)構,與α相相間排列。

a——IPF圖;b——再結(jié)晶分布圖圖8 熱擠壓管EBSD分析結(jié)果Fig.8 Microstructure of extruded tube characterized by EBSD

相比于熔煉和鍛造中出現(xiàn)的魏氏組織,熱擠壓管坯主要為α和β相相間的片層組織,其β相含量也遠低于熱擠壓時的30%,表明擠壓管坯擠壓及其冷卻過程中發(fā)生的α/β轉(zhuǎn)變與熔煉和鍛造有很大的不同。雖然Zr-2.5Nb合金在擠壓過程中存在應力誘導α+β→β轉(zhuǎn)變[11,25],引起β相含量增加。但在相對緩慢的冷卻速度下,β→α+β相轉(zhuǎn)變會受存在的α相影響[15,26],以初生αp和β基體相為基礎進行相轉(zhuǎn)變,導致初生αp相和β相長大。這就是擠壓管坯中β相含量遠低于30%,且不存在α+β魏氏組織的主要原因。

α和β相間排列的片層結(jié)構,是壓力管成品管材的典型組織[4,11],有利于保證管材的吸氫性能和抗輻照變形能力。由于壓力管熱擠壓后的冷成形變形量較低(25%～30%)[5],其組織結(jié)構控制主要在熱擠壓時控制?？紤]到淬火錠坯α/α′組織以及擠壓過程α/β相轉(zhuǎn)變對擠壓管坯組織演變的影響,應嚴格控制擠壓錠坯組織和擠壓參數(shù)。

4 結(jié)論

1) 在熔煉、鍛造、β淬火和熱擠壓等工序中,發(fā)生β→α/α′、β→α+β轉(zhuǎn)變以及α相、β相再結(jié)晶等過程。

2) α/β相轉(zhuǎn)變類型受冷卻速度影響,冷卻速度較快的β淬火過程中發(fā)生β→α/α′轉(zhuǎn)變,冷卻速度較慢的鑄錠、鍛棒以及擠壓管坯發(fā)生β→α+β轉(zhuǎn)變。

3) β→α+β轉(zhuǎn)變形成的α相形貌、形核位置與冷卻速度有關。冷卻速度較慢的鑄錠中α相可以在晶界和晶內(nèi)析出,板條寬度可達1 μm左右;在熱擠壓管坯中轉(zhuǎn)變組織基于αp長大;在鍛造過程中,轉(zhuǎn)變的α相還受變形和再結(jié)晶影響,呈現(xiàn)出板條、扭折板條、等軸等狀態(tài)。