分享：核电站主管道不锈钢材料的热老化性能

核电作为一种高效、清洁的能源，已成为实现“碳中和”目标的重要途径之一，其安全性始终备受关注。主管道作为核电厂的核心组成部分，其材料性能直接关系到电厂的安全稳定运行。铸造奥氏体不锈钢具有优异的耐腐蚀性和力学性能，被广泛应用于压水堆核电站主管道的制造。然而，在核电厂高温、高压的复杂服役环境下，该不锈钢易发生热老化现象，表现为冲击吸收能量下降、抗拉强度升高，进而增加了主管道发生脆性断裂的风险。针对主管道材料的热老化问题，国内外已开展了大量研究工作，内容涵盖主管道材料热老化试验[1]、热老化后力学性能演变[2-3]、热老化过程中铁素体的调幅分解及G相的析出行为[4-5]，以及热老化的缓解技术与检测评估方法[6-8]等，基本覆盖了主管道材料热老化的机制、缓解及检测等关键领域。 

随着国内核电厂关键部件国产化进程的加速，主管道材料已逐步实现从进口到国产的替代。目前，国内虽有部分研究聚焦于国产主管道材料的热老化性能变化[9-10]，但针对其热老化性能的系统性、全面性研究仍较为欠缺，因此深入分析国产与进口主管道材料的性能差异具有必要性。笔者以国产和进口主管道材料为研究对象，通过设计加速热老化试验，并结合力学性能测试与显微组织表征，系统探究了两种材料的性能及微观结构差异。研究成果不仅有助于积累更完善的主管道材料热老化基础数据、优化现有热老化评估方法，更为后续国产主管道材料热老化的缓解策略制定与评估工作开展提供有力支撑。 

1.   试验方法

选用材料为国产与进口不锈钢，编号依次为075（国产）和002（进口），两者材料牌号均为Z3CN20-09M。试验初期先对两批次材料进行化学成分分析，为排除取样随机性带来的误差，对每批次材料均进行4次独立取样，最终以4次检测结果的平均值作为该批次材料的化学成分。随后，将两批次材料分别等分为6份试样，将所有试样均置于高温箱中，进行400 ℃加速热老化处理，热老化时间分别设定为0（原始态），500，1 000，3 000，6 000，15 000 h。 

对经热老化处理后的试样分别开展室温（25 ℃）冲击试验与室温、高温（350 ℃）拉伸试验；结合美国阿贡国家实验室的ANL模型，系统分析两批次材料热老化后的力学性能差异。随后，选取代表性试样进行金相检验，并采用扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）仪、扫描透射电子显微镜（STEM）及高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）等表征手段，从微观尺度对两批次材料的热老化状态进行观察与分析。相关试验所依据的标准有：GB/T 229—2020《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》、GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》方法B、GB/T 228.2—2015《金属材料 拉伸试验 第2部分：高温试验方法》方法B。 

2.   试验结果与讨论

2.1   化学成分对比

075与002两种材料的化学成分如表1所示。依据RCCM-M3406《用于PWR反应堆冷却系统管道的离心铸造Cr-Ni奥氏体-铁素体不锈钢管道（不含Mo）》，两种材料的化学成分均符合标准要求；其中，Co元素的质量分数均处于标准推荐的最优控制区间内。对比来看，075材料的C元素质量分数略高于002材料，而Ni元素质量分数则低于002材料。 

Table  1.  075和002材料的化学成分

项目	质量分数
	C	Si	Mn	P	Cr	Mo	Ni	Co	Cu	N
075材料实测值	0.035 8	1.183	1.108	0.025 3	20.238	0.06	8.885	0.059	0.067 8	0.026
002材料实测值	0.026 3	1.02	1.057	0.016 8	20.892	0.103	9.76	0.082 5	0.067 8	0.040 5
标准值	0.038~0.04	1.50	1.50	<0.030	19~21	-	8~11	<0.2	<1	-

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参考RCCM MC1000《力学性能、物理性能、理化性能和化学测试》，分别计算075和002材料的铁素体质量分数，结果如表2所示。 

Table  2.  075与002材料试样的铁素体质量分数

项目	铬当量	镍当量	铬当量与镍当量的比值	铁素体质量分数/%
075材料实测值	22.07	10.51	2.10	20.00
002材料实测值	22.53	11.08	2.03	17.00

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由表2可知：075批次材料的铁素体质量分数更高。根据RCCM-M3406规范，离心铸造奥氏体不锈钢的铁素体质量分数推荐为12%~20%，最优为15%~18%[11]。二者铁素体质量分数差异的主要原因在于002材料的Ni元素质量分数更高。 

表3为所有试样中Ni、Cr元素的质量分数。由表3可知：002材料中Cr、Ni元素质量分数相差不大；075材料的Ni元素质量分数存在轻微差异，且整体来看，其Ni元素质量分数低于002材料。 

Table  3.  075与002材料试样的Cr、Ni元素质量分数

试样编号	Cr元素质量分数		Ni元素质量分数
	075材料	002材料	075材料	002材料
1	20.06	20.88	8.83	9.87
2	20.17	20.90	9.13	9.60
3	20.39	20.94	8.50	9.68
4	20.33	20.85	9.08	9.89

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2.2   力学性能对比

ANL模型[12]提出了一种基于材料化学成分的冲击吸收能量评估方法，如式（1）~（2）所示。 

式中：lgCV，sat为用材料的化学成分计算的材料冲击吸收能量下限值；x为热老化时间；Ts为材料的服役温度；P为热老化因子；α取0.979、β取0.3、θ取2.9，均为经验常数；CV为冲击吸收能量。 

分别计算两种材料的冲击吸收能量下限值，结果分别为：CV，sat002=92.7 J，CV，sat075=81.6 J。 

得出两种材料的冲击吸收能量与热老化之间的模型为 

两个批次材料的室温冲击吸收能量随热老化时间的变化曲线如图1所示。由图1可知：两批次材料的冲击吸收能量均随热老化时间的延长而下降，但下降规律存在明显差异。其中，075材料的初始冲击吸收能量较低，在热老化初期（0~1 000 h），冲击吸收能量已下降约50%（由303 J降至151 J）；002材料则在1 000~3 000 h期间冲击吸收能量下降幅值较大（由286 J降至167 J）。这表明两种材料的抗热老化性能存在显著差异。此外，两种材料经过3 000 h热老化后，冲击吸收能量下降趋势均趋于平缓，这一现象符合离心铸造奥氏体不锈钢的热老化规律。 

图  1  两种材料的室温冲击吸收能量随热老化时间的变化曲线

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基于ANL模型的预测结果显示：002材料的冲击吸收能量预测值与实测值拟合度R2为0.99，075材料的R2为0.88。但整体而言，模型预测值均偏高，尤其在材料性能下降阶段，ANL模型的预测结果普遍高于实测值。其中，075材料的预测偏差更大；且由于075材料的初始冲击吸收能量低于002材料，最终其冲击吸收能量下限也明显低于002材料。 

两种材料的抗拉强度变化如图2所示。由图2可知：两种材料的抗拉强度均随热老化时间的延长而增大，与冲击吸收能量的变化趋势相似，抗拉强度的变化主要发生在热老化初期（0~3 000 h）；随着热老化时间的进一步延长，材料的抗拉强度变化趋于稳定；两种材料经过15 000 h热老化后，冲击吸收能量下降幅度均超过60%，而抗拉强度的升高幅度则均大于15%。 

图  2  两种材料的抗拉强度变化

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2.3   微观分析

热老化6 000 h后两种材料的显微组织形貌如图3所示。由图3可知：075与002材料的显微组织均呈典型的离心铸造奥氏体特征，铁素体以条状形态分布于奥氏体基体内。对比观察发现，热老化后材料的显微组织形貌与原始态并无显著差异，这是由于热老化过程主要发生在铁素体内部，而光学显微镜的分辨率尚不足以观察到这种微观尺度的变化。 

图  3  热老化6 000 h后两种材料的显微组织形貌

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对两种材料开展EBSD试验，统计结果如图4所示。由图4可知：002材料的晶粒度较细，晶粒尺寸为7~28 µm的占比达75%；而075材料的晶粒度较粗，晶粒尺寸为7~47 µm的占比为90%。晶粒度的差异可能会对材料的力学性能与耐腐蚀性产生影响。通常情况下，较细的晶粒度有助于提升材料的强度和韧性，而较粗的晶粒度则可能导致材料在受力时更易产生裂纹，进而引发失效。 

图  4  075和002材料的晶粒尺寸分布

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主管道材料性能下降主要是由铁素体组织的调幅分解导致的，这一过程使材料的断裂方式发生改变。图5为热老化前后两种材料原位拉伸后断口的SEM形貌。由图5可知：未热老化材料的断口分布有大量密集韧窝，表明两种材料初始韧性均较好；其中，075未热老化材料的断口偶见脆性解理台阶，这与该材料初始冲击吸收能量低于002材料的现象吻合；而经过3 000 h热老化后，两种材料断口的韧窝数量均大幅减少，且出现大量解理断裂面；尤为明显的是，075材料的脆性解理面不仅面积更大，且连续分布，显示出更强的脆性。 

图  5  热老化前后两种材料原位拉伸后断口的SEM形貌

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热老化前后两种材料的STEM形貌如图6所示。由图6（a）~6（b）可知：铸造奥氏体不锈钢在制造过程中会引入部分原始位错，而通过退火处理可消除其中的大部分；铁素体相内存在明显位错，其中075材料偶见较大尺寸位错，且位错分布相对均匀；002材料的位错尺寸较小，且分布较为集中，002材料的初始力学性能优于075材料，原因之一便在于其初始位错的数量与分布控制均优于075材料。 

图  6  热老化前后两种材料的STEM形貌

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由图6（c）~6（d）可知：位错数量有所减少，尺寸相应有所增大，在400 ℃下热老化的过程中，位错发生重组，导致位错密度下降，位错尺寸增大，这对优化材料的力学性能是有利的。 

075材料在不同热老化时间下的HRTEM形貌及快速傅里叶变换（FFT）结果如图7所示。由图7可知：观察区域内仅存在一套衍射斑，且由调幅分解所形成的黑白交织形貌边界较为模糊，表明调幅分解过程尚未充分进行，铁素体内部未出现第二相；虽然边界形貌仍然模糊，但FFT结果显示铁素体中已析出第二相[见图7（d）]。 

图  7  075材料在不同热老化时间下的HRTEM形貌和FFT结果

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对热老化15 000 h后的075材料试样进行了详细的TEM表征，结果如图8所示。由图8可知：其铁素体相由明暗交替的片层结构组成，且边界清晰，呈典型的调幅分解形貌。能谱（EDS）分析结果表明，调幅分解后的铁素体由富Fe的α相和富Cr的α′相组成。富Cr的α′相的析出通常会提高材料的脆性敏感性，从而缩短材料的服役寿命。 

图  8  075材料试样热老化15 000 h后的TEM形貌及对应的元素分布

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HRTEM表征发现，两种不锈钢的铁素体中均出现了方形析出相，形貌如图9所示。FFT结果表明，该析出相为具有面心立方（FCC）结构的G相。文献[12]指出，G相通常形成于α相与α′相的交界处，其成分为Ni、Mn和Si元素，化学式为Mn6Ni16Si7。铁素体中α′相及G相的析出可能是两种不锈钢在热老化后性能下降的主要原因。 

图  9  两种材料热老化15 000 h后的HRTEM表征形貌

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2.4   讨论

RCCM-M3406规范对核电主管道用Z3CN20-09M不锈钢的成分和性能均提出了明确的设计要求，满足该要求的材料方可投入现场服役。对于主管道这类长期服役部件，需考虑材料在服役过程中的性能退化，因此出厂时的力学性能一般应高于设计要求，以保证在整个服役期内具备足够的安全裕量。075和002两种材料的初始性能均满足这一要求。 

离心铸造奥氏体不锈钢的热老化性能主要受服役温度、铁素体含量和初始力学性能的影响。从元素含量分析来看，两种材料均满足RCCM-M3406标准的要求，但002材料的元素含量控制得更好，其铁素体含量处于RCCM-M3406推荐的最优区间。虽然适当提高铁素体含量有助于提升材料的耐腐蚀性能（特别是耐应力腐蚀性能）和力学性能，但过高的铁素体含量会加剧热老化效应，增加材料的脆性断裂风险。075材料的铁素体含量较高，其初始冲击吸收能量略低于002材料，抗拉强度则高于002材料，说明其初始韧性相对较差。此外，002材料的冲击吸收能量与ANL模型吻合更好。从元素分析结果推断，075材料的元素含量控制不够，导致其在热老化后性能退化更为明显。 

微观分析结果表明，075和002材料在微观组织上存在明显差异，具体表现为075材料的晶粒尺寸更大、断裂韧窝更少、初始位错尺寸更大。研究表明，热处理温度对奥氏体不锈钢的晶粒尺寸具有显著影响[13]：当热处理温度从1 050 ℃升高至1 100 ℃时，材料的平均晶粒尺寸可增大一倍以上。根据RCCM-M3406规范，核电站主管道用离心铸造奥氏体不锈钢的热处理温度应控制为1 050~1 150 ℃。在满足该标准的前提下，若075材料的热处理温度高于002材料，则可能导致其晶粒尺寸更大、位错密度更低，但位错尺寸更大[14]，塑性也相对较差。 

TEM结果表明，尽管两种材料在热老化500 h后已出现明显的性能下降，但铁素体中的调幅分解结构需在3 000 h，甚至更长时间后才能被观察到。这说明一旦铁素体发生调幅分解，便会引起材料性能的迅速降低。当热老化时间达到15 000 h时，铁素体的调幅分解已较为完全，材料性能下降至稳定阶段，同时G相开始析出。这一现象表明，材料的力学性能下降主要发生在热老化初期，而可观测到的微观组织变化则出现在热老化的中后期。 

3.   结论

（1）两种材料的各项性能指标均满足RCCM-M3406规范的要求，热老化后的性能下降规律相近。 

（2）应注意主管道不锈钢的成分控制，避免铁素体含量偏高导致材料服役过程中的热脆性增强，热老化性能下降。 

（3）应控制主管道材料的热处理制度，避免材料初始晶粒尺寸偏大，初始位错数量偏多，材料的初始力学性能欠佳。 

（4）主管道材料的微观组织变化速率与材料性能下降速率之间不是线性对应关系

来源--材料与测试网