310S不銹鋼

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熱時效對多元微合金化310S不銹鋼顯微組織和沖擊性能的影響

來源:至德鋼業 日期:2020-05-09 11:43:37 人氣:354

復合添加鉬、鈮、鎢和鉭等元素對310S不銹鋼進行多元微合金化,固溶后分別在不同溫度(650,800℃)和不同時間(500,1000,2000h)進行熱時效處理,研究了熱時效對試驗鋼顯微組織和沖擊性能的影響。結果表明:在650℃時效處理后,試驗鋼顯微組織為奧氏體,第二相除了M23C6相外還存在FeMoC相和CrC3相;在800℃時效處理后,試驗鋼晶內有大量針狀第二相析出;試驗鋼在不同溫度時效處理后,隨著時效時間的延長,其沖擊吸收功均逐漸降低;和650℃時效相比,在800℃時效處理后試驗鋼的沖擊吸收功降幅增大,斷裂方式由韌性斷裂向脆性沿晶斷裂轉變。

超臨界水冷反應堆(SCWR)是當前最具發展前景的第四代反應堆之一,具有熱效率高、安全性好、系統結構簡單和經濟性好等優點。與常規加壓水慢化冷卻反應堆(簡稱為壓水堆,330℃/15MPa)相比,SCWR(500℃/25MPa)運行參數較高

,導致用于常規反應堆的材料已不再適用于SCWR,尤其是其中的燃料包殼材料。310S不銹鋼(25Cr-20Ni)及其改進型不銹鋼如HRC(25Cr-20Ni-Nb-N),因具有較好的抗超臨界水腐蝕性能和良好的高溫力學性能,成為SCWR燃料包殼的主要候選材料。但研究發現,在經過650℃長期熱時效(不小于1000h)處理后,310S不銹鋼的沖擊韌性大幅下降,沖擊吸收功降幅達90%,這是由其M23C6相在熱時效過程中在晶界粗化造成晶間強度下降導致的。

310S鋼的熱時效脆化影響到燃料包殼材料的力學性能,并由此制約了SCWR技術的發展。針對這一問題,國內外研究者們普遍采用微合金化方法來控制M23C6相的析出粗化。NIKULIN等和KIM等發現在310S鋼中加入鎢元素形成FeW相能抑制γ相向Cr23C6相的轉變。WEN等發現加入鉬元素能促進晶界M23C6相回溶。

SASIKALA等研究發現鉬元素能減少M23C6相的析出。邢佳等發現鈮元素能抑制M23C6相的析出,加入強碳化物形成元素,例如鉭和鋯,從理論上也能減少M23C6相的析出。加入微合金元素雖能在一定程度上改善310S不銹鋼的時效脆化問題,但仍不能滿足實際工程應用的需要。為此,作者通過復合添加鉬、鈮、鎢和鉭等元素對310S不銹鋼進行了多元微合金化,固溶后分別在不同溫度和時間下進行熱時效處理,研究了熱時效對該鋼顯微組織和沖擊性能的影響。

1試樣制備與試驗方法

試驗材料為由中國核動力研究設計院在相同工藝下生產的兩種不銹鋼,分別記為1#鋼和2#鋼,化學成分見表1。其中,1#鋼為310S不銹鋼,2#鋼為在310S不銹鋼成分的基礎上復合添加鉬、鈮、鎢和鉭等元素進行微合金化后制備的鋼。2#鋼的生產工藝為真空感應熔煉成鑄錠→鑄錠去皮加工→在1050~1150℃鍛造成鍛坯。將鍛坯熱軋成厚度為31.5mm的鋼板,總變形量為77%,再進行固溶處理(1150℃×1h水冷)和穩定化處理(900℃×0.5h爐冷),得到試驗鋼。

根據GB/T229-2007,將試驗鋼加工成尺寸為55mm×10mm×5mmV型缺口試樣,然后放入石英管真空密封,真空度小于10-2Pa,每個石英管內放入3個平行試樣。將石英管放入KSL-1400X型箱式加熱爐中,分別在650℃和800℃下進行時效處理,時效時間分別為500,1000,2000h。在時效處理前后的試驗鋼上截取金相試樣,依次使用80#,200#,400#,800#,1200#水砂紙研磨,再用PG-A型拋光機拋光至表面劃痕基本不可見,用王水(濃硝酸和濃鹽酸體積比為1∶3)腐蝕后,用水沖洗5min,吹風機烘干,采用OLYMPUS型光學顯微鏡(OM)觀察顯微組織。采用Philips Tecnai G2型透射電鏡(TEM)觀察不同條件時效后試樣中析出相的形貌。根據GB/T229-2007,使用Zwick/Roell PSW750+TZE型示波沖擊機在室溫下進行沖擊試驗。采用NOVA400型場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察沖擊斷口形貌。

2試驗結果與討論

2.1對顯微組織的影響

由圖1可以看出:時效處理前試驗鋼的顯微組織為奧氏體,晶粒內存在孿晶,放大后觀察到晶界處有顆粒狀第二相析出,數量較少且尺寸較小,晶內有更細小的第二相析出且均勻彌散分布;經650℃×2000h和800℃×2000h時效處理后,晶粒形貌無明顯變化,650℃下晶界和晶內第二相形貌未發生明顯變化;而800℃下晶內有大量針狀第二相析出,晶界處第二相不斷長大融合成膜狀。

由圖2可以看出:經650℃×2000h時效處理后,試驗鋼晶內有第二相析出,其中除了有310S不銹鋼中常見的NbC相和σ相外,還有加入鎢后形成的FeW;FeW相和NbC相均呈方形顆粒狀,平均粒徑分別為200,20nm,晶粒中均勻分布著細小的納米相。

由圖3可以看出:經650℃×2000h時效處理后,試驗鋼在晶界析出的第二相除了常見的M23C6相外,還存在FeMoC相和CrC3相。

由圖4可以看出:時效處理前試驗鋼在晶界處的第二相呈不連續顆粒狀;經650℃×2000h時效處理后,晶界處第二相仍保持顆粒狀且未連接成膜;經800℃×2000h時效處理后,晶界處第二相已成長為粗大膜狀,新出現的FeMoC相和CrC3相促使晶界第二相粗化。

2.2對沖擊性能的影響

由圖5可以看出:當時效溫度為650℃時,隨著時效時間延長,多元微合金化310S不銹鋼的沖擊吸收功逐漸降低且降幅較小,當時效時間為1000~2000h,試驗鋼的沖擊吸收功趨于恒定,當時效時間為2000h,試驗鋼的沖擊吸收功下降約20%;當時效溫度為800℃時,隨著時效時間的延長,試驗鋼的沖擊吸收功逐漸減小且降幅較大,出現明顯的脆化,推測這是由晶界第二相粗化導致的。

由圖6可以看出:時效處理前試驗鋼的沖擊斷口上有不同尺寸的韌窩,斷裂方式為韌性斷裂;經650℃×2000h時效處理后,斷口形貌與時效處理前的相比基本無變化;經800℃×2000h時效處理后,試驗鋼的斷口更平滑,呈現冰糖狀花樣,有明顯的晶間二次裂紋,斷裂方式為沿晶脆性斷裂。這是因為時效處理后,晶界第二相粗化造成晶界強度下降,裂紋沿晶界擴展后形成沿晶斷裂,導致試驗鋼的沖擊韌性下降。

在長期服役過程中,不銹鋼中晶界第二相一般遵循MCMC3→M23C6的演化規律,而有關310S不銹鋼高溫時效的研究表明,由于上述轉變過程太快,僅能觀察到M23C6相,因此認為M23C6相從基體直接析出。作者在試驗鋼的晶界處觀察到有MCMC3相析出,表明多元微合金化會減緩上述轉變過程。通過多元微合金化,試驗鋼晶界析出FeMoC,該相比FeC相具有更高的熱穩定性,因而可阻礙MCMC3轉變,抑制M23C6相長大;此外,晶內形成的NbC相可降低碳含量,從而降低M23C6相析出量,FeW相也能抑制M23C6相析出。當溫度升高到800℃時,FeMoC相發生分解,M23C6相的抑制減弱,導致M23C6相的長大和粗化,降低了材料的沖擊韌性。

3結論

()多元微合金化310S不銹鋼在650℃時效處理后,其顯微組織和時效處理前的相同,仍為奧氏體,第二相除了常見的M23C6相,還存在FeMoC相和CrC3相;在800℃時效處理后,試驗鋼晶內有大量針狀第二相析出,新析出的FeMoC相和CrC3相促使晶界第二相粗化。

()隨著時效時間延長,多元微合金化310S不銹鋼的沖擊吸收功均逐漸降低;在650℃時效處理后,試驗鋼沖擊吸收功的降幅較小,而在800℃時效處理后,由于晶界M23C6相粗化造成晶界強度下降,試驗鋼的沖擊吸收功發生明顯下降,斷裂方式由韌性斷裂向脆性斷裂轉變。

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