核电厂一回路压力边界铸造奥氏体不锈钢的老化管理(苏州院陆念文)

核电厂一回路压力边界双相不锈钢部件的老化管理1陆念文1薛飞1汪小龙1遆文新2戴忠华、2刘鹏1 苏州热工研究院苏州 2150042 大亚湾核电运营管理有限责任公司深圳市 518124摘要：核电厂一回路压力边界（RCPB）许多部件的材料是铸造奥氏体-铁素体不锈钢，又称双相不锈钢。

在轻水堆运行温度下长时运行后，双相不锈钢的韧性和延性会下降，发生热脆（thermal embrittlement）现象，又称为热老化（thermal aging）。

随着热老化程度的加深，压力部件的临界裂纹尺寸值会下降，因此将削弱一回路压力边界的结构完整性。

及时进行双相不锈钢部件的热老化管理，对于核电厂的运行、在役检查和延寿都很有意义。

关键词：双相不锈钢，热老化，老化管理1.引言轻水堆（包括PWR、BWR）核电厂的一回路压力边界许多部件的材料应用铸造奥氏体-铁素体不锈钢（CASS），又称为双相不锈钢。

该材料有良好的抗热裂纹（Hot Cracking）、耐腐蚀（Corrosion）、抗应力腐蚀开裂（SCC）性能，同时具有良好的机械性能。

保持一回路压力边界的结构完整性，对于核电厂的安全运行特别重要。

任何导致双相不锈钢机械性能下降的老化机理都必须考虑，以延长核电厂的寿命。

在轻水堆的运行温度下，双相不锈钢最主要的老化机理是热脆（Thermal embrittlement），即韧性和延性下降的现象，又称为热老化（thermal aging）。

随着热老化程度的加深，压力部件的临界裂纹尺寸值会下降，因此将削弱一回路压力边界的结构完整性[1]。

双相不锈钢在核电厂运行温度下可能发生热老化，最早是通过实验室的研究提出的。

随后对退役或更换的双相不锈钢部件的跟踪研究表明热老化确实存在，热老化的程度与双相不锈钢部件的化学成分、铸造工艺、微观组织形态和部件形状有密切的关系[2]。

由于一回路压力边界中双相不锈钢部件更换困难、费用巨大、无损检测困难，因此美、法等核电大国对此相当重视，开展了双相不锈钢热老化的深入研究。

已初步发展出双相不锈钢断裂韧性随运行时间下降的预测模型、热老化的评估程序，并将这些预测模型和评估程序应用于核电厂的在役检查、安全评估和延寿活动中[3]。

但是由于材料成分、性能的分散性，以及部件形状的复杂性，相关的研究并未停止[4]。

核电厂的在役检查、安全评估和延寿必须考虑双相不锈钢的热老化问题。

对于在役检查，必须重点检查那些可能发生热老化的双相不锈钢部件。

对于安全评估，必须考虑热老化引起的双相不锈钢部件机械性能随运行时间的下降。

对于申请延寿的核电厂，必须给出延寿期内（例如运行至60年）双相不锈钢部件机械性能的下限值，确保一回路压力边界的结构完整性[3]。

2.主要的双相不锈钢部件、铸造工艺和化学成分双相不锈钢的牌号有CF –8、CF-8A、CF-8M。

部件的铸造工艺分为离心铸造和静态铸造两种，直管使用离心铸造，而泵壳、主管道弯头等形状复杂的部件采用静态铸造。

双相不锈钢的化学成分见表1。

表1双相不锈钢CF –8、CF-8A、CF-8M的化学成分[4]反应堆冷却剂泵壳。

因为泵壳的尺寸大，通常泵壳都是先用静态铸造方法铸造成几部分，然后将它们焊接起来，形成最终的设备。

近来由于可以制造出比较大的壳式部件，已经逐步采用无缝泵壳（例如大亚湾的主泵泵壳）。

反应堆冷却剂主管道直段。

西屋的电厂普遍使用CF-8A 或CF-8M型不锈钢，采用离心铸造。

一回路主管道的外径一般为32英寸。

还没有在离心铸造管道上发现热老化问题。

反应堆冷却剂主管道弯头。

材料是CF-8A，采用静态铸造，所有西屋电厂使用这种材料。

法国核电厂则使用CF8或者CF8M。

静态铸造部件中的缺陷数量和严重程度都比离心铸造部件要严重，所以在役检查选择位置时要考虑这一因素。

波动管。

波动管将一回路主管的热段和稳压器连接起来，当一回路主管中冷却剂的温度波动时，冷却剂就会通过波动管流进或流出稳压器，以调节一回路的压力。

波动管的材料一般为奥氏体不锈钢，但有些电厂用的是CF-8M。

波动管的运行温度可达343℃，这是PWR一回路压力边界部件的最高温度处。

稳压器喷嘴。

喷嘴是喷淋管线的终点，位于稳压器顶部蒸汽空间部分，主管冷段的冷却剂可通过喷嘴进入稳压器，以降低一回路的压力。

西屋、法马通公司的喷嘴材料采用双相不锈钢，运行温度为343℃。

截止阀。

某些截止阀的阀体采用双相不锈钢。

如西屋的紧急堆芯冷却系统(ECCS)、法马通的安注系统的某些截止阀。

阀体有些采用锻造，有些采用铸造。

管嘴。

法马通公司的安注管线与主管道的45度连接管嘴采用双相不锈钢。

3.双相不锈钢热老化机理[1]锻造奥氏体不锈钢的微观组织通常完全是奥氏体，而铸造奥氏体不锈钢则由5~25%体积百分比的铁素体相（Ferrite Phase）和半镇静奥氏体（Balanced Austenite）组成，因此称为双相不锈钢。

双相不锈钢中的铁素体相有时称为δ铁素体。

铁素体和奥氏体间的平衡由钢中元素控制。

Cr、 Si、Mo和Nb促进铁素体的形成，而Ni、C、Mn和N促进奥氏体的形成。

双相不锈钢铸造过程中加入了N，但其百分比并无规定。

N含量为0.03~0.08%。

已经发展出一个方法，可以从化学组分估算铁素体的含量。

热老化造成材料的韧脆转变温度上升、室温和运行温度下韧性下降。

热老化最严重时的温度为475℃，这一现象称为475℃致脆（475℃ Embrittlement）。

这一温度远高于压水堆一回路的最大运行温度（约320℃），但随着运行时间积累，在运行温度下也会发生热老化。

对于双相不锈钢的热老化机理已有很多研究。

双相不锈钢在高温环境中的脆化或断裂韧性的下降与下面三方面的因素有关：a.奥氏体/铁素体相边界处碳化物的析出；b.铁素体相中有富Cr的α初始相的形成；c.富Ni、富Si的G相的形成。

当温度超过400℃后，相边界处的碳化物对致脆有重大影响，但低于400℃后影响不大。

同时，当低于400℃时α相和G相形成的动力学并不相同。

这些现象说明，高于400℃的材料加速老化试验的结果不能用来插值以推出较低温度下的材料特性[1]。

因此在轻水堆的运行温度下（小于350度），铁素体相中富Cr的α初始相、以及富Ni、Si的G相的形成是引起CASS部件脆化的主要因素。

α初始相通过δ铁素体的Spinodal分解（Spinodal decomposition）过程形成。

Spinodal 分解是一种反应过程：由于在合金体系中存在混溶间隙（miscibility gap），因此出现了晶格类型相同而成分和性能不同的两相。

在铁-铬金属系中，这两相是富铁的α相（iron-rich alpha phase）和富Cr的α初始相（chromium-rich alpha-prime phase）。

相分离过程发生在铁素体区中很小的尺寸范围内（只有几个纳米），只有用原子探针场离子显微镜才能分辨是否有富Cr的α初始相形成。

另外有迹象表明，在轻水堆运行温度下发生老化多年以后，α初始相也可通过形核长大的过程形成，这取决于铁素体区的化学成分和运行温度。

富Cr的α初始相的形成过程可能是以上两种过程中的一种，也可能都有。

铁素体中的G相通过形核并成长的过程出现，C和Mo越多，G相形成的速度越快。

G相对热脆无直接影响。

将经过热老化的铸造不锈钢泵壳在550℃温度下退火1小时、然后用水淬火，退火使α相消失，材料的夏比冲击功也恢复到与未老化材料同等水平，退火过程对G 相无影响。

但G相可能对铸造不锈钢的热脆有间接影响。

大量G相的存在使致脆所需的激活能降低，从而使材料在运行温度下即可致脆。

由于铁素体中大量α相的出现是双相不锈钢热老化的主要原因，所以双相不锈钢的热老化程度完全取决于铁素体的数量和形态。

以前一直认为只有在铁素体的体积分数超过15~20%时，才可能在较低温度下发生热脆，理由是当铁素体体积分数低于15%时，它们总是出现在奥氏体内部某些孤立的区域。

在这种情况下，即使铁素体致脆也不会对材料的韧性有很大影响。

但是当铁素体体积分数高于15%时，构件的壁厚方向将出现一个连续贯通的致脆路径，铁素体此时如果发生热脆将极大地降低材料的韧性。

近来许多证据表明，铁素体含量为10~15%、厚壁（超过100mm）CF-8M铸件也会严重致脆，晶粒尺寸趋向于长大、铁素体团间距变大，因此在铁素体含量一定的情况下铁素体团的尺寸也变大，这就使构件的壁厚方向出现连续致脆铁素体路径的可能性增加了。

热老化使双相不锈钢的夏比冲击能量下降。

测量经300~400℃加速老化的材料在室温下的夏比冲击功可以量化材料的低温脆性。

老化的温度不能超过400℃，因为超过400℃后可能形成相边界碳化物、同时低于400℃时α相和G相形成的动力学并不相同。

通常用高于运行温度（288℃）的加速老化方法进行材料试验。

4.热老化对机械性能的影响[1]铸造不锈钢热老化后机械性能产生变化，拉伸极限和屈服极限变大、拉伸延性下降。

拉伸极限增加远比屈服极限增加要快。

热老化同时使铸造不锈钢的韧脆转变温度上升。

图1是热老化对含18%体积百分比铁素体双相不锈钢CF-8M韧脆转变行为的影响。

图1 热老化对CF-8M双相不锈钢（含18%铁素体）韧脆转变温度和冲击功的影响[4]总的来说，热老化使双相不锈钢抗拉强度有所增加，疲劳性能有所减弱，对这两个指标影响不大（仅指压水堆）。

但热老化使夏比冲击功和断裂韧性大幅下降，严重削弱了双相不锈钢部件长期服役后的结构完整性。

为评估双相不锈钢部件长期服役后结构完整性，材料的断裂韧性和夏比冲击功数据是最重要的。

5.热老化的评估美国阿贡国家实验室（ANL）发展出两类方法，以量化两类情况下的铸造不锈钢的热老化程度。

这两类方法的主要指标是测量材料经300~400℃老化后在室温下的夏比冲击功。

第一类方法可以估计经长时热老化后材料的断裂韧性下限值；第二类方法可以估算给定运行时间和温度下的断裂韧性值。

通常用接近400℃的较高温度加速材料的老化，以推算运行温度（288℃）下材料的老化速率。

但是加速老化的温度不能超过400℃。

因为超过400℃后可能形成相边界碳化物；同时，当低于400℃时α相和G相形成的动力学与高于400℃时并不相同。

这些现象说明，高于400℃的材料加速老化试验的结果不能用来插值以推出较低温度下的材料特性。

这些公式可能不适用于某些静态铸造不锈钢部件，比如弯头，因为导出这些公式的试验采用的部件形状与弯头差异很大。

但这些数据能够很好地描述PWR核电厂一回路主管道的热老化。

这些公式被用来估算美国Shippingport核电厂的CF-8材料部件和德国KRB核电厂的再循环泵盖（Recirculation Pump Cover）。

Shippingport核电厂被评估的部件包括两只热段主截流阀（Main Shutoff Pump）。