一、研究的背景與問題
600MW示范快堆是我國自主設計建造的第四代核電機組，在核燃料利用率、生產效率等方面均有其他堆型無法比擬的優(yōu)勢。為進一步保證600MW示范快堆的安全，對本項目的三個鋼種：316H奧氏體不銹鋼、2.25Cr1Mo耐熱合金鋼及SA-516Gr.70低合金高強度鋼，在產品化學成分、金相組織、綜合性能等方面均提出了極為苛刻的要求。主要技術瓶頸包括：
1、316H奧氏體不銹鋼主要用于制造主容器、高溫旋塞等關鍵裝備。要求：鐵素體含量＜1%、晶粒度4-6級、晶間腐蝕滿足GB/T4334 E法(敏化處理后)要求。而國內外現(xiàn)有316H奧氏體不銹鋼均無法滿足上述要求。
2、2.25Cr1Mo耐熱合金鋼主要用于制造蒸汽發(fā)生器等關鍵裝備。要求：鋼板正火+回火(NT)、模擬焊后熱處理后(SPWHT)的高溫500℃、530℃和550℃的Rm不小于400MPa、380MPa、358MPa，而國內外產品只能滿足上述指標Rm的90%要求。
3、SA-516Gr.70低合金高強度鋼主要用于制造堆頂固定屏蔽等裝備。要求：鋼板正火(N)、模擬焊后熱處理處理后(SPWHT)的高溫200℃、300℃和400℃的Rm不小于483MPa、483MPa、476MPa。也是目前國內外SA-516Gr.70鋼板無法滿足的要求。
二、解決問題的思路與技術方案
1、總體思路
（1）316H奧氏體不銹鋼
一是鐵素體含量控制技術。通過對316H相圖進行分析，利用不同溫度條件下相的形成與轉變，重點控制電渣重熔鋼水冷卻速度及鍛造鋼坯過程溫度，最終實現(xiàn)316H成品鋼板鐵素體含量＜1%，并穩(wěn)定控制在0.5%以內；二是晶粒度控制技術。采用不同溫度區(qū)間控制軋制+固溶處理方式來控制鋼板的晶粒尺寸，有效控制鋼板高溫再結晶程度，促進完全再結晶發(fā)生，保證鋼中合金元素充分固溶情況下，不會發(fā)生晶粒長大，實現(xiàn)全厚度晶粒度控制在4～6級；三是晶間腐蝕控制技術。全面優(yōu)化鋼坯加熱及軋制工藝，獲得相對細小均勻的晶粒尺寸，同時調控C含量，有效提高鋼板耐晶間腐蝕能力。
（2）2.25Cr1Mo耐熱合金鋼
一是J系數(shù)控制技術。采用三步法冶煉技術，有效提高鋼質純凈度，抑制元素晶界偏析，實際控制J≤50，確保鋼板具有極好的脆性轉變溫度；二是模擬焊后熱處理后高溫力學性能控制。通過調控鋼中α-鐵素體(≤1%)、合金滲碳體、第二相粒子形態(tài)及大小，有效抑制模擬焊后熱處理后強度降低；三是高溫長時性能控制技術。采用連鑄+電渣重熔生產，提高鋼質純凈度，減少帶狀組織。改善鋼板短時常溫與高溫性能同時提高長時性能。
（3）SA-516Gr.70低合金高強度鋼
通過控制鋼中合金滲碳體及第二相粒子的形態(tài)及分布，進而抑制模擬焊后熱處理后強度的下降。同時通過細晶強化、固溶強化、位錯強化等手段對鋼板室溫及高溫性能進行補強。
2、技術方案
（1）核電用316H奧氏體不銹鋼
①創(chuàng)新開發(fā)了奧氏體不銹鋼鐵素體含量控制技術（2項專利)。
針對不同鋼板厚度要求，確定合理的中間坯厚度對控制鋼中鐵素體以及鋼板實際生產至關重要。
圖1 不同中間坯及成品鋼板鐵素體含量變化
圖1是中間坯和成品鋼板組織形貌。其中，150mm厚中間坯在內部中心疏松和晶界處依然存在大量塊狀和條狀鐵素體(圖1-1a)，最終遺傳至成品鋼板，無法滿足＜1%要求(圖1-1c)；120mm厚中間坯的中心區(qū)域變形充分，中心疏松基本完全愈合，鐵素體尺寸較小(圖1-1b)，通過后續(xù)加熱、軋制使得鐵素體充分溶解，實現(xiàn)成品鋼板鐵素體含量＜1%要求(圖1-1d)。
②是率先開發(fā)了多階段控軋和分階段均衡熱處理技術（2項專利）
*多階段控制軋制工藝技術。對于奧氏體不銹鋼混晶問題，采用控制軋制，促進心部發(fā)生連續(xù)動態(tài)再結晶，表面通過軋制+固溶處理實行動態(tài)+靜態(tài)再結晶相結合，實現(xiàn)晶粒度的有效控制(見圖2)。
圖2 兩階段軋制工藝下鋼板晶粒尺寸均勻性
通過對材料再結晶行為研究，非連續(xù)動態(tài)再結晶的晶粒內部存在一定數(shù)量亞結構(即亞晶)，具有較高的晶界能。而連續(xù)動態(tài)再結晶的晶粒內部亞結構極少，具有較低的晶界能。敏化過程中，碳化物容易在高能晶界處形核并析出較多碳化物，從而降低材料的抗晶間腐蝕性能(見圖3)。
圖3 兩種軋制工藝的EBSD組織
由圖3可以看出，兩種工藝再結晶程度和亞結構比例差別明顯。采用高溫大壓下直接軋制工藝具有較高的亞結構比例，腐蝕后出現(xiàn)明顯的晶粒脫落行為(紅色虛線框)；而兩階段軋制工藝使得亞結構比例顯著下降，減弱了腐蝕擴展。
*多階段均衡熱處理工藝
通過多階段均衡熱處理工藝實現(xiàn)軋態(tài)遺傳的能量分配差異，消除反復加熱產生的熱應力，減弱晶粒異常長大傾向，實現(xiàn)材料晶粒尺寸的有效控制。
圖4 多階段能量均衡固溶處理組織
圖4是多階段能量均衡固溶處理后鋼板金相組織。分階段熱處理能明顯抑制鋼板不同厚度部分的混晶現(xiàn)象，使晶粒度達4-5級。
多階段能量均衡熱處理能消除材料固溶時晶界析出的(CrFe)23C6碳化物，為敏化處理提供優(yōu)質原始組織。316H導熱性差，傳統(tǒng)固溶處理會在敏化溫度區(qū)間通過，晶界析出碳化物（見圖5），影響晶間腐蝕性能。采用多階段熱處理，工藝為600℃+1000℃+1050℃，使得碳化物重新溶解（見圖5），從而有效提高敏化處理后的抗晶間腐蝕性能（見圖6）。
圖5 傳統(tǒng)固溶工藝和多階段固溶下晶界碳化物析出圖片
圖6 鋼板晶間腐蝕試樣彎曲圖片
（2）核電用2.25Cr1Mo耐熱合金鋼
①是創(chuàng)新建立純凈鋼三步法生產技術（1項專利）。
采用雙聯(lián)法轉爐冶煉、LF+RH精煉和電渣重熔工藝，鋼質純凈度得到有效改善，同時減輕各元素成分偏析，實現(xiàn)均勻化。生產的2.25Cr1Mo鋼板脆化敏感性系數(shù)J≤50（成分要求見表2-1），消除帶狀組織（見圖1）。
表1 化學成分(wt%)
通過采用電渣重熔，有效控制J系數(shù)≤50，可進一步降低鋼中P、S及H、O、N等元素含量，控制殘余元素，實現(xiàn)高純凈鋼生產。為成品鋼板保持良好的綜合性能及組織（表2、3，圖1、2）提供了條件。
表2 2.25Cr1Mo耐熱合金鋼板常溫拉伸檢驗結果
表3 2.25Cr1Mo耐熱合金鋼板高溫拉伸檢驗結果
圖7 供貨態(tài)鋼板金相組織(帶狀組織徹底消除)
圖8 鋼板長時性能
從圖2-2可見，在100倍和500倍光學顯微鏡下均沒有發(fā)現(xiàn)帶狀組織，金相組織以B為主，僅有1%左右的極少量α分散分布存在。
②是研究開發(fā)了正火后不同冷卻速度金相組織對性能的影響規(guī)律（1項專利）。
采用正火后不同冷卻速率研究金相組織變化（見圖3）。正火空冷（AC）獲B組織；冷速30℃/min時，原A晶界有少量先共析或α-鐵素體；冷速5℃/min時，粒狀B比例增加，α含量提高；冷速1℃/min時，組織為α+ P +少量粒狀B，α晶粒長大呈明顯等軸狀。
圖9 正火后不同冷卻速度下的金相組織
圖10 正火后不同冷卻速度下的常溫及高溫性能
對比室溫和高溫強度(見圖2-4)，隨著正火冷卻速度的減慢，強度均有所下降。屈服強度變化規(guī)律與抗拉強度相似，并且下降幅度要大于抗拉強度。而塑性在不同冷速下均保持在較高水平，相差不大。
③是通過對夾雜物及B、α-鐵素體含量控制，揭示了鋼中組織及夾雜物對以貝氏體組織為主的材料性能控制規(guī)律(1項專利)。
采用三步法進行生產：雙聯(lián)法轉爐冶煉，LF、RH爐外精煉，連鑄坯+電渣重熔，能夠很好地改善鋼質純凈度。供貨態(tài)鋼板中非金屬夾雜物數(shù)量極少且等級較低，僅有少量的B類和D類夾雜物，且級別不超過1.0級，滿足技術指標規(guī)定A、B、C、D粗、細系不大于1.0級、DS＜27μm，A、B、C、D 四類粗系之和不大于1.5級且A、B、C、D 四類細系之和不大于2.0級的要求(見圖5)。
圖11 供貨態(tài)和模焊態(tài)鋼板非金屬夾雜物
正火后不同冷卻速度試樣高溫拉伸斷口上取樣進行縱向剖面掃描電鏡SEM觀察(見圖2-8)。
圖12 正火后不同冷速530℃拉伸斷口縱剖面SEM
正火不同冷速下組織及性能變化如下：空冷獲B+極少量α組織，強度較高；5℃/min冷卻得α(30%- 40%)+P+B組織，強度略有下降；1℃/min冷卻時α含量約80%，過飽和碳化物在晶界等析出聚集長大，產生應力集中，弱化晶界，降低材料強度。
另外還要進一步控制鋼中第二相碳化物析出，通過回火處理來確保鋼中第二相碳化物(M23C6)在α板條間彌散分布(見圖7)，進而起到彌散強化作用，同時還能夠抑制長時間模擬焊后熱處理(690℃、16h)后碳化物的聚集和長大，從而延緩室溫及高溫強度的下降。
圖13 彌散分布的第二相碳化物M23C6 EM
（3）核電用SA-516Gr.70低合金高強度鋼
創(chuàng)新優(yōu)化了深度控軋+正火工藝對不同規(guī)格SA-516Gr.70鋼板模擬焊后熱處理后常溫及高溫性能的控制技術(1項專利)。
通過深度控軋進一步細化晶粒，對不同規(guī)格鋼板精準控制熱處理工藝，調控合金滲碳體及第二相粒子析出形態(tài)和大小(見圖8)，有效解決了SA-516Gr.70鋼板化學成分簡單，但綜合性能要求高的難題(見表4)。
圖14 鋼板晶粒尺寸及第二相粒子分布
表4 鋼板常溫及高溫力學性能
三、主要創(chuàng)新性成果
1、創(chuàng)新開發(fā)出奧氏體不銹鋼鐵素體組織控制、多階段軋制和分階段均衡熱處理技術，實現(xiàn)了316H奧氏體不銹鋼成品鋼板鐵素體含量小于0.5%；鋼板晶粒度控軋制4-6級；開發(fā)的晶粒尺寸、鐵素體含量、碳化物析出復合調控技術，滿足敏化處理后GB/T 4334中E法晶間腐蝕的要求。
2、開發(fā)出316H奧氏體不銹鋼板生產新工藝，產品性能穩(wěn)定，屈服強度波動范圍小于20MPa、沖擊韌性波動范圍小于30J。
3、開發(fā)出轉爐雙聯(lián)冶煉、電渣重熔生產高純凈2.25Cr1Mo耐熱合金鋼技術，優(yōu)化了鋼中夾雜物及貝氏體、α-鐵素體，脆化敏感性系數(shù)J=42，有利于帶狀組織控制；通過正火加速冷卻得到貝氏體+極少量鐵素體組織，有效控制了模擬焊后熱處理后的高溫及室溫性能。
4、創(chuàng)新優(yōu)化了控軋+正火工藝，通過細晶和析出強化復合技術，有效控制了SA-516Gr.70
本項目創(chuàng)新開發(fā)出滿足600MW示范快堆建造要求的316H、2.25Cr1Mo和SA-516Gr.70三個典型鋼種，綜合性能完全滿足相關技術條件要求同時，還建立了關鍵核心產品生產制造一體化配套技術?！?00MW示范快堆核電材料一體化研制及工程應用”成功通過中國鋼鐵工業(yè)協(xié)會組織的成果鑒定，達到國際領先水平。鋼板模擬焊后熱處理性能。
四、應用情況與效果
本項目成功研制開發(fā)出316H奧氏體不銹鋼、2.25Cr1Mo耐熱合金鋼及SA-516Gr.70低合金高強度鋼，并實現(xiàn)批量生產應用。三個核電用鋼的成功研發(fā)，有效提升了鞍鋼在高端奧氏體不銹鋼、耐熱合金鋼和低合金高強度鋼領域的技術研發(fā)實力，形成了該領域多項共性難題的整體解決方案，建立了一整套生產工藝流程。產品實現(xiàn)了從薄到厚、由窄至寬的全規(guī)格覆蓋，并實現(xiàn)了向低溫風洞、壓力容器等其他重點領域的拓展，增強了企業(yè)在中厚板行業(yè)的持續(xù)創(chuàng)新能力和發(fā)展動力，提升了我國中厚板領域核電產品供應鏈的安全性和穩(wěn)定性，以及我國核電用鋼的國際競爭力。
本項目創(chuàng)新開發(fā)出的600MW示范快堆關鍵核心產品及其一體化制造技術，解決了關鍵材料的技術難題。產品成功應用我國首座600MW示范快堆1#和2#機組關鍵裝備，不僅解決了國家重點工程基礎材料“等米下鍋”的難題，同時還標志著我國核電領域關鍵材料自主可控，為我國核電材料的自主化開發(fā)貢獻了央企力量，為企業(yè)帶來了較大的經(jīng)濟效益。
社會效益方面，本項目創(chuàng)新研發(fā)的316H、2.25Cr1Mo、SA-516Gr.70三個產品有力地支持了600MW示范快堆1#、2#機組建造，助力快堆核電機組（每臺）減少標準煤消耗360萬噸、CO2排放900萬噸，提高乏燃料利用率60%以上。帶動上下游產業(yè)鏈共同發(fā)展，為我國如期實現(xiàn)“碳達峰”“碳中和”的綠色化發(fā)展目標做出了重要貢獻。同時通過解決關鍵材料技術難題，實現(xiàn)國家重大工程關鍵材料自主化，同時全面提升了我國鋼鐵行業(yè)整體自主創(chuàng)新能力，社會效益重要！
信息來源：鞍鋼股份有限公司
