郑 越，马可腾，崔 岚，张 跃，马小军

（1.中国核电工程有限公司，北京100840；2.环境保护部核与辐射安全中心，北京100082；3.中兴能源装备股份有限公司，南通226126）

0 引 言

我国某核电站采用了俄罗斯的AES-91型核电机组，该机组是在总结VVER-1000／V320型机组设计、建造和运行经验的基础上，按照国际现行的核安全法规，并采用一些先进技术而完成的改进型设计。例如，反应堆采用双层安全壳、采用全数字化仪控系统、增加堆芯熔融物捕集器等，在安全标准和设计性能上具有起点高、技术先进等特点［1］。

该核电站的总体设计方为俄罗斯，部分核岛和常规岛设计的分包方为中方，核岛部分俄罗斯原设计的设备和管道用不锈钢材料主要为08X18H10T钢。08X18H10T 钢为含钛的奥氏不锈钢，相当于美国ASME 标准的TP321钢、及我国国家标准中的0Cr18Ni11Ti 钢及法国 RCC-M 标准的Z8CNT18-11钢。为了便于国内采购，在设计时选用了ASME SA-312中TP321 钢替代俄罗斯标准中的08X18H10T 钢。转化的TP321 钢在技术要求中除满足ASME 第II卷的要求之外，还应满足ASME第III卷第一册ND 分卷中3 级部件的规定，同时结合俄罗斯标准Ty 14-3-197的规定，使核级TP321钢既满足ASME 设计规范，同时力学性能也要达到08X18H10T 钢的规定要求。

标准中的08X18H10T 钢与TP321 钢在化学成分上相差不大，均为含稳定化元素钛的奥氏体不锈钢。两者对主要合金元素碳、镍、铬、钛等的规定差别不大，对有害元素磷、硫的规定上俄罗斯标准Ty 14-3-197对08X18H10T 的要求更为严格，且与国内核电站用核级奥氏体不锈钢的要求一致。主要差别在于对力学性能的规定：08X18H10T 钢的力学性能要求比 TP321 钢的严格，尤其是08X18H10T 钢要求的350 ℃高温屈服强度指标比较苛刻，一般工业用TP321钢在此温度下的屈服强度很难达到要求。为了使国产TP321 钢达到08X18H10T 钢的性能要求，作者主要探讨化学成分、制造工艺以及热处理工艺对TP321 钢室温和350 ℃高温拉伸性能、显微组织和晶粒度以及抗晶间腐蚀性能的影响，主要目的是通过研究TP321钢性能的影响因素来优化生产工艺，实现核电站用核级不锈钢管的国产化。

1 试样制备与试验方法

1.1 试样制备

从表1可知，转化TP321钢的化学成分中除钛的含量保留ASME SA-312规定外，其它元素指标均与08X18H10T 的规定值保持一致。

根据俄罗斯的设计要求，转化钢的拉伸性能应不低于08X18H10T 钢的规定值。从表2 可知，转化TP321钢的力学性能既满足ASME SA-312 对TP321钢的规定，又达到08X18H10T 钢的要求。

表1 试验钢的化学成分（质量分数）Tab.1 Chemical composition of the test steel（mass） %

表2 试验钢的拉伸性能Tab.2 Tensile properties of the test steel

试验用TP321 钢管的尺寸为φ108 mm×9mm，为中兴能源装备股份有限公司制造，图1为TP321钢管的制造工艺流程。

作者重点研究的制造工艺方案：采用冷加工工艺，主要是在TP321钢管原有制造工艺的基础上，采用大尺寸坯料，并增加一道冷轧、中间热处理和一道冷拔工艺；热处理采用固溶处理，即在1 100 ℃左右保温不同时间（9，15，20，25min）后水冷，随后不进行稳定化热处理，研究拉伸性能的变化规律。

室温拉伸和350℃高温拉伸试样为条状弧形试样，在钢管的一端纵向截取，各截取4个试样；拉伸试样尺寸参照ASTME8规定的6号试样，宽度为25mm，厚度为钢管壁厚，原始标距为50mm，如图2所示。金相试样在钢管的一端横向截取，截取2个试样。

图1 TP321钢管的制造工艺流程Fig.1 Manufacturing process flow of TP321steel pipes

图2 拉伸试样尺寸Fig.2 Dimensions of the tensile specimen

1.2 试验方法

化学成分用M5000 型直读光谱仪按ASTM A751的规定采用光谱法进行分析。

室温拉伸和高温拉伸试验均采用AG-100KNG型电子拉伸试验机。室温拉伸试验按照ASTM E8的规定进行，拉伸速度为0.15mm·min-1；高温拉伸试验按照ASTM E21的要求在350 ℃下进行，应变速率为0.005min-1。

显微组织用Nikon OPTIPHOT-100S 型光学显微镜观察。按ASTM E112的规定测定晶粒度，试样观察面在10%（质量分数）草酸溶液中、10V 电压下电解60s，以观察面失去金属反光光泽为宜。晶间腐蚀试验按ASTM A262中的E 法进行评定，试样在650℃下敏化1h，在Cu-CuSO4-16%H2SO4溶液中沸腾15h，然后在不超过试样厚度的弯曲半径下弯曲180°观察是否产生裂纹。

2 试验结果与讨论

2.1 制造工艺参数的改进

2.1.1 制造工艺的调整

在TP321钢管制造工艺流程中，影响力学性能的关键工序为钢锭的锻压和荒管的冷轧（冷拔）。一般来说，奥氏体不锈钢不能通过相变进行强化，只能通过锻压和冷轧（冷拔）将铸态下原始粗大的柱状晶和等轴晶破坏，减少显微（枝晶）偏析，使铸锭内原有的内部气孔和疏松能够接合得更加紧密［4］；同时使晶体产生点阵畸变、位错、亚结构等缺陷，使钢管在固溶处理过程中奥氏体晶粒再结晶的形核点增多，从而细化晶粒，达到提高钢管的力学性能以及组织和成分均匀性的目的。

表3为制造工艺对钢管拉伸强度的影响。A 工艺为常用冷加工工艺，即将规格φ140mm×14mm热轧穿孔的荒管冷轧一道，在适当的温度和时间进行中间热处理后，再冷拔至φ108mm×9mm，最终在1 100 ℃进行固溶处理保温15min；B 工艺通过将坯料热穿孔成规格为φ194mm×18mm，并在A工艺的基础上增加一道最终冷轧、中间热处理和一道最终冷拔工序，随后进行与A 工艺相同的固溶处理。根据表3 可知，A 工艺制备的TP321 钢管拉伸强度没有达到俄罗斯标准的要求，B 工艺制备的钢管拉伸强度有了明显的提高。因此，为了使TP321钢的室温和350 ℃拉伸强度达到标准规定值的要求，可以采用大尺寸坯料并增加冷轧／冷拔道次。

表3 冷加工对TP321钢管拉伸强度的影响Tab.3 The influence of cold work ontensile strength of TP321steel pipes MPa

2.1.2 固溶时间的调整

通常TP321 钢管的热处理工艺主要有两种。一种为固溶处理；另一种为固溶处理加稳定化热处理。经稳定化处理后的TP321钢虽然能将钛的稳定化作用发挥到最大，提高抗晶间腐蚀性能，但其室温抗拉强度和350 ℃屈服强度会降低，难以达到技术条件要求的规定值。主要原因是强碳化物形成元素钛与更多的碳结合形成TiC，降低了碳在TP321钢中的强化程度。此外，TiC 在加热保温过程中也会聚集长大，TiC 比Cr23C6硬度高、脆性大，对材料的力学性能会产生不利影响［5］。因此，TP321钢热处理工艺采用固溶处理，随后不进行稳定化处理。

若不采用稳定化热处理，为了提高TP321钢的抗晶间腐蚀性能，同时保证其力学性能，只能将碳含量降低到适当水平。因此，在衡量TP321钢的抗晶间腐蚀性能和力学性能时，如前面所述，应该将钛、碳比设置在适当范围内，钛、碳比过高或过低都不能同时保证抗晶间腐蚀性能和力学性能。

从表4 可知，TP321 钢的室温抗拉强度和350 ℃高温屈服强度均随着固溶时间的延长而降低。主要原因一方面是由于奥氏体晶粒长大造成力学性能的降低；另一方面钛的化合物进一步溶解导致阻碍位错运动的效果减弱。在选择保温时间时要保证固溶效果，同时又要考虑奥氏体晶粒长大以及钛的化合物进一步溶解引起力学性能性能的降低。因此，在B工艺的基础上，将最终固溶处理的保温时间调整为11min左右，表5为调整后新工艺下生产的炉号为B12102-1＃、规格为φ108 mm×9 mm的TP321钢管的拉伸性能。根据表5可知，其拉伸性能不仅满足 ASME 的规定，而且满足08X18H10T 钢的要求。

表4 固溶时间对TP321钢管拉伸强度的影响Tab.4 The influence of solution treatment time on tensile strength of TP321steel pipes MPa

表5 调整后工艺B制备的TP321钢管拉伸性能Tab.5 The tensile properties of TP321steel pipes prepared by modified process B

2.2 化学成分

表6为工艺调整后制备TP321钢的化学成分。由于最终热处理没有采用稳定化处理方案，即不能通过稳定化元素钛与钢中的碳形成TiC，减少铬与碳结合形成Cr23C6从晶界析出的机会，以提高TP321钢的抗晶间腐蚀性能。碳含量也是影响TP321力学性能的主要因素，碳含量增加可提高不锈钢的强度，但抗晶间腐蚀性能下降。一般来说，采用稳定化处理可通过钛的稳定化作用抵消碳含量提高对抗晶间腐蚀性能的不利影响；另一种是进行固溶处理，随后不进行稳定化处理，由于钛的稳定化作用不能得到最大程度的发挥，因此碳含量不能过高，否则抗晶间腐蚀性能会下降［6］。因此作者将碳含量调整为0.048%。

表6 调整后工艺B制备的TP321钢管化学成分（质量分数）Tab.6 Chemical composition of TP321steel pipes prepared by modified process B（mass） %

2.3 显微组织

从图3 可见，调整后工艺B 制备的TP321 钢管，基体组织为奥氏体，在奥氏体晶界和晶粒内部分布少量第二相，这些第二相主要为TiN、TiC、Al2O3等化合物［7］。这些析出相在低应力下可以阻碍位错运动，提高材料的强度，但如果第二相的尺寸和分布不均匀，就可能变成应力集中源。此外，TiC 的稳定化作用可以降低晶间腐蚀的风险，在化学成分的设计时，应考虑足够钛对碳的固定作用，也要考虑稍过量钛对提高强度的贡献，以及过量钛对材料塑韧性的不利影响［6］。

图3 调整后工艺B制备TP321钢管的显微组织Fig.3 Microstructure of TP321steel pipes prepared by modified process B：（a）low magnification and（b）high magnification

俄罗斯标准对08X18H10T 钢铸锭中δ铁素体含量（体积分数）做了如下规定：采用计算法时为3.6%～14.4%；采用磁饱和法时为2%～8%。铸锭中的铁素体含量主要与铬当量和镍当量有关［8］，因此，在冶炼时需要TP321钢的铬当量和镍当量元素进行控制。根据TP321钢化学成分实测结果，并结合Kakhovskii图（修订的Schaeffler图）［8］测定TP321钢坯中δ铁素体含量。测得TP321钢坯的镍当量为13.2%，铬当量为19.1% ，其δ铁素体体积分数在4%左右，满足08X18H10T 的规定要求。

相关研究证明，奥氏体钢中含有一定量的δ铁素体可以提高其屈服强度，及抗晶间腐蚀性能，铁素体-奥氏体间的界面能比奥氏体-奥氏体间的低，由于铁素体中含铬量高且铬移动速度快，自铁素体中移动过来的铬原子可以很快补充到Cr23C6附近的贫铬部位，使铬含量能较快恢复到不会产生腐蚀时的含量［4］。此外，奥氏体钢在进行焊接操作时，焊接接头含有一定量的δ铁素体可使奥氏体晶粒长大受到阻碍，打乱柱状晶的方向，细化晶粒，促进杂质均匀分布，从而减少焊接热裂纹的产生［9］。

2.4 晶粒度

ASME SA-312对TP321钢的晶粒度没有强制要求。而Ty 14-3-197标准规定直径不超过76mm的交货状态08X18H10T 钢管，其晶粒度不小于5级；直径大于76 mm 的交货状态08X18H10T 钢管，其晶粒度不小于4级［3］。综合以往的设计和使用经验，作者将按ASTM E112标准测定不低于4级作为TP321钢的目标晶粒度。

从图4可见，调整后工艺B制备的TP321钢管经水冷后，其晶粒度按ASTM E112标准测定为4.5级左右；钢管的晶粒尺寸比较均匀，无明显的局部晶粒长大现象。

图4 调整后工艺B制备TP321钢管的晶粒形貌Fig.4 Grain morphology in TP321steel pipes prepared by modified process B

2.5 抗晶间腐蚀性能

从图5可以看出，试验钢管管内外壁试样没有发现任何开裂现象，晶间腐蚀试验结果合格。

3 结 论

（1）在TP321钢管厚制造工艺中增大坯料尺寸并在原有工艺的基础上增加一道冷轧、中间热处理、一道冷拔工艺，在1 100 ℃进行固溶保温11min，随后水冷，使TP321钢管的室温抗拉强度可由原有工艺的540 MPa提高到556 MPa，350 ℃屈服强度由170MPa提高到250MPa，晶粒度达到4.5级。

图5 TP321钢管试样弯曲后晶间腐蚀形貌Fig.5 The intergranular corrosion morphology of specimens of TP321steel pipe after bending：（a）inner surface of the pipe and（b）exterior surface of the pipe

（2）对TP321钢中铬当量和镍当量素进行控制可将铸锭中的δ铁素体含量控制在4%左右，同时将钛、碳含量设置在适当范围内，既能保证TP321钢管的拉伸性能，又能保证抗晶间腐蚀性能。

（3）通过对TP321钢管化学成分、制造工艺以及热处理工艺进行控制，目前国内已经能够生产出满足核电站标准要求的核级奥氏体不锈钢管。

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