VVER-1000機(jī)組主管道焊接接頭沖擊性能影響因素分析

劉 斌，寇斌達(dá)，盧 夏，李 洋，韓傳高，王理博

（1.華能核電開發(fā)有限公司，北京 100031；2.西安熱工研究院有限公司，陜西 西安 710054）

隨著經(jīng)濟(jì)快速發(fā)展，人們對能源的需求持續(xù)增加，預(yù)計到2025年，全球CO2排放量將達(dá)到371.2億t，年均增長1.85%[1-2]。為了彌補(bǔ)化石能源不可再生、嚴(yán)重污染環(huán)境及高碳排放的不足，核電成為當(dāng)前最有可能大規(guī)模替代化石燃料的清潔能源[3-4]。核電技術(shù)的發(fā)展可以大大減少由化石燃料產(chǎn)生的CO2排放量[5]，但核電目前僅占世界發(fā)電總量16%。

我國核電技術(shù)從秦山、大亞灣壓水堆核電站[6]的建設(shè)開始，始終堅持引進(jìn)、消化、吸收、再創(chuàng)新戰(zhàn)略，目前第三代核電站已經(jīng)實現(xiàn)商業(yè)化運行[7]，第四代核電高溫消化氣冷堆和鈉冷快堆已經(jīng)開始建設(shè)，我國逐步進(jìn)入國際核電領(lǐng)域第一梯隊[8]。國內(nèi)運營的核電機(jī)組堆型主要是壓水堆，其中AP1000是引進(jìn)美國西屋公司的第三代壓水堆核電技術(shù)[9]，EPR是引進(jìn)法國電力集團(tuán)和法馬通共同開發(fā)的第三代壓水堆核電技術(shù)[10]。VVER-1000核電是俄羅斯第三代先進(jìn)核電技術(shù)堆型[11]，通過消化吸收再創(chuàng)新我國成功開發(fā)出華龍一號[12]和CAP1400[13]壓水堆核電技術(shù)。

我國某核電站的二期工程3、4號機(jī)組采用了俄羅斯的VVER-1000核電技術(shù)，采用此技術(shù)的每臺機(jī)組主要由1臺反應(yīng)堆壓力容器、4臺蒸汽發(fā)生器、4臺主泵和1臺穩(wěn)壓器及4個環(huán)路的主管道組成。本文主要對VVER-1000核電主管道所用的珠光體耐熱鋼進(jìn)行焊接工藝評定試驗，對獲得的焊接接頭進(jìn)行力學(xué)性能試驗，分析接頭力學(xué)性能不合格原因并提出改進(jìn)措施。

1 焊接工藝評定試樣制備

1.1 力學(xué)性能試樣

核島一回路主冷卻劑系統(tǒng)被稱為核電站的“主動脈”，核島一回路主冷卻劑系統(tǒng)結(jié)構(gòu)如圖1所示。

圖1 一回路主冷卻劑系統(tǒng)結(jié)構(gòu)示意Fig.1 Schematic diagram of the main piping system structure

主管道焊接工藝評定試件所用的母材為10ГН2МФ?。?0MnNi2MoVA，鍛件內(nèi)壁帶有電渣帶極堆焊5 mm厚СБ07Х25Н13耐腐蝕層），母材屬于珠光體耐熱鋼，具有較高的強(qiáng)度，同時塑性和韌性良好，供貨狀態(tài)為調(diào)質(zhì)（淬火+高溫回火）態(tài)。由于焊接熱輸入量過低和過高都會對焊接熱影響區(qū)（HAZ）和焊接接頭造成不利影響，因此這類鋼施焊過程中必須嚴(yán)格控制焊接熱輸入量。

對于這類低碳調(diào)質(zhì)鋼焊接接頭的焊縫金屬而言，為了獲得良好的強(qiáng)韌性，需要獲得針狀的鐵素體組織，這種組織必須在較快的冷卻條件下才能獲得，因此在主管道焊接過程中，需要根據(jù)不同焊接位置控制焊接工藝參數(shù)（焊接熱輸入、焊接速度、預(yù)熱溫度及道間溫度等），以避免焊縫的脆性轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間和局部區(qū)域焊接熱輸入過大造成焊接接頭焊縫熔敷金屬微觀組織粗大及其沖擊韌性下降等問題。

圖1 中主管道焊接接頭類型為對接，焊接坡口型式與主管道設(shè)計圖紙一致為V型坡口，坡口與接頭類型如圖2所示。

圖2 坡口與接頭類型示意Fig.2 Schematic diagram of the groove and joint type

焊接方法為傳統(tǒng)的氬-電聯(lián)合工藝（GTAW+SMAW），焊接位置為管水平固定立向上焊。其中打底焊采用手工鎢極氬弧焊，焊材為俄羅斯生產(chǎn)的Св-08Г2С型號焊絲（Φ2.0 mm）；填充焊及蓋面焊都采用焊條電弧焊，焊材為俄羅斯生產(chǎn)的ПТ-30型號焊條（Φ3.0 mm、Φ4.0 mm）。試件的焊接工藝評定參數(shù)見表1。

表1 焊接工藝評定參數(shù)Tab.1 Parameters of the welding procedure qualification

1.2 力學(xué)性能的取樣

依據(jù)俄標(biāo)ПНАЭГ—7—010—89《核動力裝置的設(shè)備和管道焊接接頭和堆焊的檢驗規(guī)程》的相關(guān)規(guī)定及實際施焊時各部位的焊接熱輸入情況來確定各力學(xué)性能的取樣位置，取樣位置如圖3所示。

圖3 力學(xué)性能取樣位置示意Fig.3 Schematic diagram of the sampling position for mechanical property

沖擊性能試樣主要取自焊接接頭立向上焊區(qū)域，取樣標(biāo)準(zhǔn)依據(jù)俄標(biāo)ГОСТ 6996—66中表4第13條規(guī)定，即對與單面多道對接焊縫金屬、母材厚度61～ 350 mm的焊接接頭，每個橫截面沖擊試樣的取樣（圖4），沖擊試樣缺口V型，尺寸10 cm×10 cm×55 cm。

圖4 橫截面取樣部位示意Fig.4 Schematic diagram of sampling position for crosssection impact

1.3 沖擊試驗評定標(biāo)準(zhǔn)

主管道對接焊縫沖擊性能的判定主要根據(jù)ПНАЭГ—7—002—89中第5.5.1.1條和第5.5.1.2條的相關(guān)規(guī)定。第5.5.1.1條規(guī)定“在溫度TK時，沖擊韌性算術(shù)平均值應(yīng)不低于表П2.1所示值，而沖擊韌性最小值不低于表П2.1所示值的70%”；第5.5.1.2條規(guī)定“在溫度TK+30=20 ℃時，沖擊韌性算術(shù)平均值應(yīng)不低于表П2.2所示值，而沖擊韌性最小值不低于表П2.2所示值的70%”，斷口韌性比值最小值不低于50%。

2 沖擊試驗結(jié)果

對主管道對接接頭進(jìn)行第1次焊接工藝評定時，發(fā)現(xiàn)焊接接頭沖擊性能試驗焊縫區(qū)試樣的沖擊性能不合格的問題，脆性臨界轉(zhuǎn)變溫度驗證試驗共進(jìn)行了2次。

首次沖擊性能驗證試驗、加倍沖擊性能驗證試驗和補(bǔ)充沖擊性能試驗依據(jù)俄標(biāo)要求進(jìn)行取樣與沖擊性能評判，沖擊性能試驗結(jié)果見表2。

表2 首次、加倍及補(bǔ)充沖擊性能試驗結(jié)果Tab.2 The impact toughness of the first impact test,duplication test and supplementary test

其中，首次與加倍沖擊性能試驗在TK=–10 ℃下進(jìn)行，補(bǔ)充沖擊性能試驗在TK+30 ℃=20 ℃條件下進(jìn)行。由表2首次沖擊性能試驗結(jié)果可知：經(jīng)過氬弧焊打底的試樣沖擊值全部合格，說明使用手工氬弧焊打底獲得的焊縫質(zhì)量更穩(wěn)定。沖擊值不合格試樣均出現(xiàn)在焊條電弧焊的填充和蓋面層，而且主要集中在近3點鐘的爬坡區(qū)域，所取試樣A1—A9、A10—A18中部位置的取樣有1組沖擊值合格但數(shù)值偏低，頂部位置的2組取樣沖擊值都不合格。

加倍沖擊性能驗證試驗結(jié)果表明：2組沖擊性能合格，但仍有1組頂部試樣中的1件（試樣編號A10-N1）的沖擊值不合格（40 J/cm2）。補(bǔ)充沖擊性能試驗結(jié)果表明沖擊性能數(shù)值全部合格，由此也說明沖擊韌性低的問題僅存在于較窄的低溫區(qū)間。

3 原因分析與討論

為了查找焊接工藝評定沖擊試驗值不合格的原因，主要從工藝評定實施過程的各個影響因素進(jìn)行排查，如評定實施過程的人員及設(shè)備、焊接材料、焊接位置、焊接工藝參數(shù)及焊后熱處理參數(shù)等。

3.1 工藝評定實施過程

圖5 為焊接工藝評定（WPQ）的實施流程示意。

圖5 焊接工藝評定實施流程Fig.5 The implementation process of the welding procedure qualification

由圖5可見，通過對“人機(jī)料法環(huán)”等因素的仔細(xì)排查，發(fā)現(xiàn)入廠后已對焊材進(jìn)行復(fù)驗且檢驗合格，但是在焊絲Св-08Г2С和ПТ-30焊條的合格證中均未明確給出TK≤0 ℃與TK≤–10 ℃的具體沖擊試驗值。由此可以初步判斷使用焊材的沖擊值可能存在問題。另外，在焊接參數(shù)選擇方面，過高的熱輸入量會降低接頭的沖擊韌性和強(qiáng)度[14]，焊接過程中的熱輸入也可能是影響沖擊不合格的因素。

3.2 焊材化學(xué)成分和力學(xué)性能

基于3.1節(jié)影響因素的排查，焊材問題可能是引起接頭沖擊性能下降的一個因素。因為主管道所用焊條出廠時沖擊值偏低，將不可避免地導(dǎo)致實際施焊的產(chǎn)品焊縫沖擊性能偏低。而且2次焊接工藝評定沖擊韌性值不合格的試樣均取自焊縫上表面及中心位置，這2個區(qū)域均使用直徑Ф4.0 mm 的ПТ-30焊條。因此本節(jié)對該核電站2次主管道焊接工藝評定使用的焊條進(jìn)行化學(xué)成分與沖擊性能分析。

3.2.1 焊條ПТ-30熔敷金屬化學(xué)成分對比分析

該核電站2次主管道焊接工藝評定所用焊條牌號ПТ-30，化學(xué)成分見表3。由表3可知：除Si元素外，其他主要元素成分比較正常。所不同的是第2次焊接工藝評定使用的焊條Si元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)較第1次使用焊條的高（約0.14%~0.15%），特別是第436批次、Ф4.0 mm的ПТ-30焊條Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到了標(biāo)準(zhǔn)要求的上限。使用此焊材焊接形成的焊縫，其沖擊性能會略有降低。因為Si元素在焊接熔池中，一方面會與Mn元素聯(lián)合脫氧，另一方面Si元素也會作為合金劑，適量的Si元素有助于提高焊縫的屈服強(qiáng)度與彈性極限，但如果Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)過高，則會導(dǎo)致焊縫金屬塑性和韌性降低[15]。

表3 焊條熔敷金屬化學(xué)成分Tab.3 Chemical composition of the welding rod

3.2.2 焊條ПТ-30沖擊值對比分析

2次主管道焊接工藝評定使用焊條ПТ-30的沖擊值見表4。由表4可知，第2次焊接工藝評定采用焊條的沖擊值比第1次焊條的低，尤其第2次焊接工藝評定所用Ф4.0 mm的ПТ-30焊條，其TK=–10 ℃的沖擊值為80～92.5 J/cm2，僅略高于焊縫TK= –10 ℃的沖擊值≥59 J/cm2要求。

表4 焊條熔敷金屬沖擊值Tab.4 Impact toughness of the welding rod

3.3 施焊位置對比

核電站二期工程共進(jìn)行了4組主管道焊接工藝評定：第1、2組為水平固定位置，第3、4組為垂直固定位置。表5為4組焊接工藝評定焊縫區(qū)域的沖擊性能試驗結(jié)果。由表5可知，主管道焊接工藝評定中水平固定位置的平均沖擊值普遍低于垂直固定位置的平均沖擊值，特別是第1組主管道水平位置對接焊縫焊接工藝評定的沖擊值更低。

表5 主管道焊接工藝評定試樣沖擊值（–10 ℃） 單位：J/cm2Tab.5 The impact toughness results of the main piping joints in the welding procedure qualification test

從焊接操作位置看，由于水平固定位置操作難度大，焊接時存在仰焊、立焊和平焊3個不同施焊位置。不同焊接位置施焊時，焊接參數(shù)和操作手法有所不同，焊接熱輸入也會有很大變化。現(xiàn)場實測平焊和立焊位置焊接熱輸入見表6。由表6可知：水平固定位置時焊接速度不均勻，尤其是在立向上焊位置焊接速度較慢，易造成局部熱輸入量偏大，高達(dá)平焊位置熱輸入的1.5倍左右。

表6 實測平焊和立焊位置焊接熱輸入Tab.6 The heat input value comparison at the horizontal and vertical welding positions

3.4 焊接電流參數(shù)對比分析

根據(jù)圖3所示，焊縫上表面位置的脆性臨界轉(zhuǎn)變溫度驗證的沖擊試樣取樣位于焊縫焊條電弧焊的最后4層。對該主管道相同取樣位置進(jìn)行第2次2組焊接工藝評定時，采用的焊接工藝參數(shù)中焊條電流見表7。由表7可知，在相同取樣位置，2組焊接工藝評定所用的焊接電流范圍基本一致，且第2組焊接工藝評定的接頭沖擊性能合格，說明焊接電流選擇合適。

表7 相同沖擊試樣取樣位置電流參數(shù)Tab.7 The current parameters at the same sampling positions

3.5 焊后熱處理參數(shù)的影響

焊接接頭的局部焊后熱處理工藝是依據(jù)俄標(biāo)ПНАЭГ—7—009—89相關(guān)規(guī)定進(jìn)行。焊后回火熱處理參數(shù)均為保溫溫度（640±20）℃，保溫時間8 h。在焊后熱處理結(jié)束后按圖3進(jìn)行沖擊試樣取樣。經(jīng)核對首次、加倍及補(bǔ)充沖擊性能試驗，結(jié)果表明沖擊值大部分都符合標(biāo)準(zhǔn)要求，由此說明焊后熱處理工藝參數(shù)合適，也表明焊后熱處理不是部分焊縫金屬沖擊性能不符合標(biāo)準(zhǔn)的主要因素。

3.6 金相組織分析

選取第1組工藝評定中沖擊韌性值合格和不合格的相鄰2件試樣進(jìn)行對比分析。試樣編號分別為1-a、1-b。金相試樣采用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液浸蝕后，用光學(xué)顯微鏡放大200倍觀察，2個試樣的典型金相組織對比如圖6所示。

圖6 2個沖擊試樣金相組織對比Fig.6 Microstructures of the impact toughness test samples

由圖6可見，2個沖擊試樣的斷口附近組織均為貝氏體+鐵素體+少量粒狀珠光體，但試樣1-a中貝氏體的條塊尺寸遠(yuǎn)比試樣1-b的粗大。粗大的焊縫組織及粗大的塊狀貝氏體，對焊縫組織晶粒間的割裂作用增大，直接影響焊縫金屬的沖擊韌性。焊縫組織越粗大，對沖擊韌性的影響越大。焊縫組織粗大及塊狀貝氏體長大的原因主要是焊接熱輸入量過大[16]，導(dǎo)致焊縫冷卻速度較慢，焊縫組織有較充分的時間長大。

3.7 硬度對比分析

對金相檢驗后的試樣1-a、1-b表面進(jìn)行顯微硬度試驗，硬度檢測結(jié)果見表8。由表8可知，試樣1-a的硬度值明顯高于試樣1-b的硬度值，說明局部區(qū)域的組織粗大，導(dǎo)致焊縫局部硬度、強(qiáng)度增加，韌性降低。

表8 顯微硬度試驗Tab.8 The micro-hardness test result

3.8 沖擊斷口對比分析

選取第1組焊接工藝評定中沖擊性能合格和不合格的2個試樣，分別進(jìn)行沖擊斷口宏觀與微觀形貌觀察。其中沖擊韌性不合格的試樣編號為1-a，沖擊值為40 J/cm2；沖擊韌性合格的試樣編號為1-b沖擊值為118 J/cm2。使用10倍放大鏡觀察沖擊斷口形貌，試樣1-a的斷口脆性斷裂區(qū)未發(fā)現(xiàn)明顯的焊接缺陷（夾渣、氣孔等），但斷口整體呈現(xiàn)脆性斷裂傾向，并且脆性斷裂區(qū)面積遠(yuǎn)大于試樣1-b的斷口脆性斷裂區(qū)面積（圖7）。測量計算脆性斷裂區(qū)面積，得出試樣1-a和1-b的脆性斷裂區(qū)分別約占整個斷口面積15%和55%

圖7 沖擊斷口宏觀形態(tài)Fig.7 Macro appearance of the impact test sample

沖擊韌性合格與不合格試樣的微觀斷口形貌如圖8—圖10所示。由圖8—圖10可見：不合格試樣1-a的裂紋源位于V型缺口附近，首先形成窄小的韌窩撕裂帶，隨后裂紋向內(nèi)脆性擴(kuò)展，斷口上存在一條帶狀的沿晶斷口區(qū)，由立體的等軸晶和粗大的柱狀晶組成，其他脆性斷裂區(qū)為準(zhǔn)解理+解理斷口，最終斷區(qū)位于缺口對側(cè)，呈拉長的韌窩斷口形貌。合格試樣1-b的裂紋源位于V型缺口附近，呈韌窩斷口，擴(kuò)展區(qū)以準(zhǔn)解理+解理斷裂形態(tài)為主，只觀察到零星的沿晶斷口，終斷區(qū)呈韌窩斷口。上述分析表明，2個沖擊試樣斷口上均未觀察到明顯夾渣、氣孔等焊接缺陷，在沖擊值低的試樣斷口上觀察到沿晶脆性斷口形貌，也表明此焊接接頭存在晶界弱化現(xiàn)象。

圖8 沖擊斷口起裂源區(qū)微觀形態(tài)Fig.8 Micro appearance crack resource of the impact sample

圖9 沖擊斷口擴(kuò)展區(qū)微觀形態(tài)Fig.9 Micro appearance of the crack propagation within the impact sample

圖10 試樣1-a中條帶狀沿晶斷口區(qū)微觀形態(tài)Fig.10 Strip-like intercrystalline fracture appearance within the impact sample 1-a

4 處理及監(jiān)造預(yù)防措施

通過上述分析，主管道焊接工藝評定焊縫沖擊性能不合格的原因可歸納為：立焊位施焊時焊接熱輸入過大是主要原因，焊條中Si元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)偏高、焊條出廠沖擊值較低是次要原因。對此，在重新進(jìn)行的焊接工藝評定中，在立焊位區(qū)域進(jìn)行填充及蓋面焊接時，全部采用Φ3.2 mm小直徑焊條施焊，適當(dāng)減小焊條擺動幅度以減小單層焊道的寬度不超過焊條直徑的3倍（即≤9.6 mm），減少焊道的厚度，使單層焊道厚度不超過焊條直徑（即≤3.2 mm），焊接速度從0.8 mm/s提高到1.66 mm/s，焊接接頭的層道數(shù)由原來的13層35道增加到14層39道以降低焊接過程的熱輸入；同時控制立焊區(qū)域的層間溫度，使層間溫度偏下限（即150~250 ℃），這樣有助于焊縫金屬冷卻，減小焊縫組織長大。

焊接工藝重新評定的結(jié)果表明焊縫區(qū)的沖擊試樣在TK=–10 ℃時的沖擊性能全部達(dá)標(biāo)，且沖擊值均較高（表9）。由此，對于同類管道焊接時，從監(jiān)造角度提出以下預(yù)防措施：

表9 焊接接頭沖擊性能試驗結(jié)果(–10 ℃)Tab.9 Impact toughness results of the joint in the new welding procedure qualification (–10 ℃)

1）主管道焊接所用ПТ-30焊條中化學(xué)元素Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)升高，焊縫金屬的韌塑性會降低，采購時需嚴(yán)格控制Si元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

2）為避免影響主管道焊接接頭沖擊韌性，實際應(yīng)用中加強(qiáng)焊接人員技能培訓(xùn)，應(yīng)嚴(yán)格控制焊接線能量的輸入。

3）嚴(yán)格控制立焊區(qū)域的層間溫度在下限值附近，以保證焊后焊縫金屬的冷卻速度加快。

5 結(jié) 論

1）以VVER-1000機(jī)組主管道珠光體耐熱鋼的對接接頭為研究對象，圍繞部分立向上焊區(qū)域的填充和蓋面層焊縫金屬試樣的沖擊韌性值（–10 ℃）不達(dá)標(biāo)問題，通過對“人機(jī)料法環(huán)”等因素的仔細(xì)排查，分析焊接位置、焊接工藝參數(shù)與焊條化學(xué)成分及焊后熱處理參數(shù)的影響，并結(jié)合金相觀察、硬度試驗和斷口形貌分析結(jié)果，確定了焊縫熔敷金屬沖擊韌性低的原因和主要因素。

2）VVER-1000機(jī)組主管道用珠光體耐熱鋼焊接接頭的立焊位置是主管道力學(xué)性能的薄弱環(huán)節(jié)。

3）立焊位施焊時焊接速度減慢引起焊接熱輸入增大，造成焊縫金屬組織晶粒粗大是主管道填充與蓋面處熔敷金屬沖擊韌性偏低的主要原因。

4）焊條化學(xué)成分中Si元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)偏高、焊條出廠時的沖擊值較低是引起焊接接頭沖擊韌性低的次要原因。