（材料加工工程专业论文）核电站一回路铸造双相不锈钢的热老化行为研究.pdf

核电站一回路冷却管道铸造双相不锈钢热老化行为研究 指导教师签字：安i 多钞够 压水堆核电站一回路系统中使用了大量的铸造不锈钢部件：阀体、主冷却剂管道和主 泵泵壳，一般其运行温度范围为2 8 8 3 2 7 ，该材料长期在反应堆冷却剂运行温度下会发 生热老化脆化，即韧性和延性下降的现象，随着热老化程度的加深，压力部件的临界裂纹 尺寸会下降，因此将削弱一回路压力边界的完整性。分析材料由组织变化引起的强度升高、 韧性和延性下降，查明c s s 材料老化机理对提高机械性能，延长核电站的运营寿命，给电 站带来更大的经济效益。 本文对4 0 0 0 加速老化试验后试样通过光学金相( o m ) 、透射电镜( t e m ) 、扫描电镜 ( g e m ) 、室温与运行温度3 5 0 拉伸试验、室温冲击以及韧脆转折温度的测定等方法研究 了不同老化时间的国产与法国产z 3 c n 2 0 - 0 9 mq + y 铸造双相不锈钢( c s s ) 的显微组织、 室温与运行温度下的静力强塑性与变形行为以及冲击动态强韧性与韧脆转折温度随老化 时间延长的变化，以期探讨热老化脆化对该钢组织性能的影响及其变形行为，并对该钢老 化后的拉伸与冲击性能进行了评估。 z 3 c n 2 0 0 9 mq + y 铸造双相不锈钢组织为奥氏体基体上分布着不连续的岛状分布， 主要形态为条带状和花边状。随老化时间的延长，铁素体的形态发生了变化，由不连续的 岛状和花边状逐渐在局部区域形成带状尖锐的铁素体长条，奥氏体内的位错、层错也有明 显的减少，在晶界处有析出物的出现，且铸造双相不锈钢中的铁素体相随老化时间的延长 逐渐变硬。 两种钢的静力强塑性与断裂分析可知，取样位置对国产钢室温静力强塑性没有显著影 响，对法国产钢的强度有显著性影响，但对塑性没有影响；取样方向对室温拉伸塑性没有 显著的影响。老化1 0 0 0 h 后对法国产钢室温抗拉强度和断面收缩率都有显著的影响。铸造 双相不锈钢的拉伸宏观断口的边缘为不规则的“花瓣状”，断口附近有明显的褶皱出现， 原始态铸造双相不锈钢室温断裂机理为微孔聚集断裂。热老化后断口上韧窝底部出现第二 相粒子，随老化时间的延长，第二相粒子增多，断裂为微孔聚集长大或塑性流动发生颈缩 而断裂。3 5 0 ( 2 拉伸断口为韧窝，并随热老化时间的延长韧窝形貌由深变浅，高温拉伸随 老化时间的延长韧性下降，但断裂方式变化不明显，仍为微孔聚集断裂。 铸造双相不锈钢拉伸曲线为“锯齿形 ，整个拉伸过程中伴随着有新的l t l d e r s 带的 出现，拉伸过程中有形变孪晶的出现，在孪晶内部还有大量滑移带的出现，形变机理为滑 移和孪生两种变形机制的交替发生。铸造双相不锈钢的强化分为3 个阶段，即屈服形变强 化阶段刀l 、均匀形变强化阶段恐、局集形变强化阶段胁，并且均匀形变强化阶段飓 局集 形变强化阶段胁 屈服形变强化阶段朋。 两种钢的动力强韧性与断裂分析可知，取样位置和方向的不同对冲击特性值基本没有 显著的影响；老化时间对裂纹形成功w n 没有显著性影响；老化时间对国产钢的近外壁和 径向取样以及法国产钢的径向取样的裂纹扩展功即w u 和w a 以及冲击功w 有显著的影响。 原始态与老化l o o h 铸造双相不锈钢冲击断裂机理为沿铸件内部的缩孔缺陷扩展所致的延 性断裂；老化3 0 0 h 后断口出现了大量的韧窝，为微孔聚集断裂；老化1 0 0 0 h 后断口形貌 特征为大量高密度的短而弯曲的撕裂棱线条和韧窝带，为准解理断裂。国产钢态、老化 l o o h 与3 0 0 h 的韧脆转变温度分别为- 1 0 5 5 c 、- 9 0 5 与- 5 0 5 ，法国产钢原始态、 老化l o o h 、3 0 0 h 与1 0 0 0 h 后韧脆转折温度分别为：一1 1 5 5 、- 8 5 5 c 、- 7 0 5 与- 5 0 5 。随老化时间延长韧脆转折温度逐渐升高，且在相同的老化时间下，国产钢韧性明 显低于法国钢。 由铸造双相不锈钢脆化动力学方程得出力学性能值低于实测值，脆化动力学方程可以 对法国产铸造双相不锈钢进行保守的评估，且冲击能的预测值远小于实测值。 关键词：铸造双相不锈钢；热老化脆化：位错；微孔聚集断裂；l t l d e r s 带； 室温夏比冲击能；韧脆转折温度 t h e r m a l l ya g e dc a s ts t a i n l e s ss t e e l si nw a t e r c o o l a n ts y s t e mn u c l e a rp o w e rp l a n t d i s c i p l i n e ：m a t e r i a lp r o c e s s i n ge n g i n e e r i n g s t u d e n ts i g n a t ur e ： s u p e r v i s o rs i g n a t u s t r a c t c a s td u p l e xs t a i n l e s ss t e e li sf r e q u e n t l yu s e df o rc r i t i c a lc o m p o n e n t so fp r i m a r yw a t e r c o o l a n ts y s t e mi nn u c l e a rp o w e rp l a n t sb e c a u s eo fi t se x c e l l e n ts t r e n g t h ，t o u g h n e s s ，s u p e r i o r c o r r o s i o nr e s i s t a n c e ，a n dg o o dw e l da b i l i t y b u tt h et h e r m a la g i n ge m b r i t t l e m e n tw i l lo c c u r si n t h ed u p l e xs t a i n l e s ss t e e lw i t h i nt h eo p e r a t i n gp e r i o da tt h ep w r o p e r a t i o nt e m p e r a t u r e ( a t 2 8 8 , - 。3 2 7 。c ) a n di tw i l ld e s t r u c tt h es t r u c t u r e si n t e g r i t yo f t h ep r e s s u r eb o u n d a r i e s t h e r e f o r e ， i ti sv e r yi m p o r t a n tt oa n a l y z et h es t r u c t u r eo ft h ec a s td u p l e xs t a i n l e s ss t e e la f t e rd i f f e r e n ta g i n g t i m ef o rt h es a f eo p e r a t i o no fn u c l e a rp o w e r p l a n t s t h em i c r o s t r u c t u r e s ，t e n s i l ep r o p e r t i e sa tr o o mt e m p e r a t u r ea n d3 5 0 c ，i m p a c tp r o p e r t i e s ， d u c t i l e - b r i t t l et r a n s i t i o n t e m p e r a t u r e ( f r a c t u r ea p p e a r a n c e t r a n s i t i o n t e m p e r a t u r e ) ，a n d d e f o r m a t i o nb e h a v i o ro fz 3 c n 2 0 0 9 ma 竹c a s td u p l e xs t a i n l e s ss t e e l s ( c s s ) m a d ei nc h i n aa n d f r a n c ew i t hd i f f e r e n ta g i n gt i m e sw e r ei n v e s t i g a t e dt oa n a l y z et h ei n f l u e n c eo ft h e r m a la g i n g e m b r i t t l e m e n to ft h es t e e lb yu s eo fo m ，s e m ，t e m ，t e n s i l et e s t sa n d i m p a c tt e s te t c t h em i c r o s t r u c t u r eo fa s e a s tz 3 c n 2 0 0 9 mc s s u s u a l l yc o n s i s t so f f e r r i t ea n da u s t e n i t e ， t h ef e r r i t ei nt h es h a p eo fs t r i po rl a c ed i s t r i b u t e sd i s c o n t i n u o u s l yo nt h ea u s t e n i t eb a s e a st h e a g i n gt i m ei n c r e a s e s ，d i s c o n t i n u o u si s l a n da n dl a c e sa r el i n k e da n df e r r i t es t r i p sa r ef o r m e do n s o m el o c a la r e a s ，w h e ni ti su pt ol0 0 0 h ，m o s to ft h em o r p h o l o g yo ff e r r i t e sa r el i n k e d ，t h e c o m e ra n g l eo ff e r r i t e sb e c o m es h a r p t h ea m o u n to fd i s l o c a t i o n sa n d p a c k i n gf a u l t sd e c r e a s e ， a n dt h ef e r r i t ep h a s eh a r d e na f t e rb e i n ga g i n g10 0 0h o u r s t h er e s u l t so fs t a t i ct e s t sa n df r a c t u r ea n a l y s i ss h o wt h a tt h es a m p l i n gp o s i t i o nh a sl i t t l e i n f l u e n c eo ns t a t i cs t r e n g t ha n dd u c t i l i t yo fd o m e s t i cs t e e la tr o o mt e m p e r a t u r e ，b u to b v i o u s i n f l u e n c eo ns t a t i cs t r e n g t ho ff r e n c hs t e e l t h es a m p l i n gd i r e c t i o nh a s1 1 0e f f e c to np l a s t i c i t ya t r o o mt e m p e r a t u r e ，b u to b v i o u si n f l u e n c eo nt e n s i l es t r e n g t ha n dp e r c e n t a g er e d u c t i o no fa r e ao f f r e n c hs t e e la f t e rb e i n ga g e df o rl0 0 0 hh o u r s t h ee d g e so ft e n s i l ef r a c t u r eo fc a s ts t a i n l e s s s t e e la r ep e t a l 1 i k ea n do b v i o u sf o l do fa d j a c e n to ff r a c t u r e o r i g i n a ld u p l e xc a s ts t a i n l e s ss t e e l f r a c t u r em e c h a n i s mi sm i c r o p o r ea g g l o m e r a t i o na tr o o mt e m p e r a t u r e ，a st h ea g i n gi n c r e a s e ， s e c o n d p h a s ep a r t i c l e si n c r e a s e ，a n dt h ef r a c t u r ec o n t a i n sm i c r o p o r ea g g l o m e r a t i o no rn e c k i n g o f p l a s t i cf l o w s t e n s i o nf r a c t u r eo f s t e e la r ed i m p l e sa t3 5 0 。c ，a n d t h ep a r e mo f d i m p l ei s f r o md e e pt os h a l l o ww i t ht h ea g i n gi n c r e a s e ，a n dt e n s i l et o u g h n e s sd e c r e a s ea tt h i st e m p e r a t u r e ， b u t t h ef r a c t u r ei ss t i l lm i c r o p o r ea g g l o m e r a t i o nf r a c t u r e t h et e n s i l ec u r v e sa r es a w - t o o t ho fc a s td u p l e xs t a i n l e s ss t e e l s ，a n dl u d e r ss t r i pa n d d e f o r m a t i o nt w i n ，a n dl o t so fg l i d eb a n d so c c u ri nt h ew h o l ep r o c e s so ft e n s i o nt e s t ，s ot h e d e f o r m a t i o nm e c h a n i c si sa l t e r n a t i o no f g l i d e a n dt w i n ，i tm a d ep l a s t i cd e f o r m a t i o n c o n t i n u o u s l yp r o c e e d i tc a l lf i n dt h a tt h es t r e n g t h e n i n go fc a s td u p l e xs t a i n l e s ss t e e l sc o n t a i n s t h r e es t e p s ，y i e l d i n g d e f o r m a t i o ns t r e n g t h e n i n gs t e p 1 ，u n i f o r md e f o r m a t i o ns t r e n g t h e n i n gs t e p i 1 2 ，l o c a l f o c u s e dd e f o r m a t i o ns t r e n g t h e n i n gs t e pn 3 ，a n dn 2 3 5 的高钼双相不锈钢而言，钼量增加，对钢脆性的影响显得更为严重。 这是影响含钼量 3 5 的高钼0 【+ 丫双相不锈钢发展与应用的主要障碍。但是除了氧化性 介质外，m o 对0 【+ 丫双相不锈钢耐还原性介质腐蚀，耐点蚀，耐缝隙腐蚀的良好作用是 人们最感兴趣的。正因为如此，除了c r 、n i 之外，m o 也是a + y 双相不锈钢中最重要的 合金化元素。 w ：钨也是铁素体形成元素，其作用与m o 类似。 1 3 3 铬镍双相不锈钢中的相 c r - n i 双相不锈钢主要是指钢中以c r 、n i 为主要合金化元素的a 竹双相不锈钢。 图1 4 系f e c r - n i 合金的状态图。图中指出了随合金中c r + n i 量的增加，丫区和帅 相区的变化情况。从图中可以看出，当f e 量为5 0 ，6 0 时，讹竹相界不发生弯曲， f e c r - n i 三元纯奥氏体合金可在所有温度下保持稳定的丫组织。当合金中f e 量为7 0 ， 8 0 ，9 0 时，帅相界发生弯曲，向丫区缩小的方向移动。1 0 0 0 时，靠近丫0 竹相界 附近的纯奥氏体钢可能出现某些铁素体。随嘶相区范围扩大，人们就可获得嘶双相 不锈钢，而钢中所含的c r 、n i 总量又使此类钢具有良好的耐蚀性等性能。当f e 量达9 0 时，由于丫相区的扩大，可使f e c r - n i 合金中高温铁素体与低温铁素体区分开来。高温 常用6 来表示，低温用a 表示。含f e 7 0 左右的不锈钢是由平衡的嘶双相所组成，我 们所说的a 竹双相不锈钢与一些纯铁素体不锈钢和纯奥氏体不锈钢不同，在嘶双相不 锈钢的加热与冷却过程中，除a ，y 两相数量的变化外，还会产生组织转变，从而出现二 8 巍安王监大学硕士论文 次奥氏体忱，碳化物和氮化物以及金属间相，例如。相，x 相，r 相等。它们对川双相 不锈钢的性能常常具有重要的影响。 l 为b l o 篓钠 蠓 o l 1 n i 曩努t ) ，冀扩1 矿- 蕃矿萄 o r ( 曩t 努纛y 强，o o 硼 姆o 翱鼍h 薯& 7 0 f e & 9 0 一f e o 糟剪4 0 捌 l o 勰5 00 秘鞠埔0 弘秘1 0o翱埔o 图1 4f e - c r - n i 系笺滠霰面图 州双相不锈钢中的组织转变有两个特点需要注意。一是由于铁素体的晶体点阵密排 度较低，因此合金元素在铁素体中的扩散速度要比在奥氏体中大得多，例如在7 0 0 。c 附近， 铬元素在铁素体中的扩散速度比在奥氏体中约大1 0 0 倍；二是双相不锈钢中毡和了两相的 化学成分存在着很大的差异，铁素体中富c r 、m o 等铁素体形成元素，这就有利于富集这 些元素的金属间相，例如a 相，x 相等在铁素体内的局部形核。根据这两个特点，较低温 度下加热，冷却过程巾的组织变化主要系在铁素体相中进行，蔼奥氏体相中基本不发生变 化。同时，双相不锈钢中的析出反应要比纯奥氏体或纯铁素体不锈钢中快得多。 1 ) 三次奥氏体倾 人们通常把双相不锈钢最终热处理前钢中所含的奥氏体称为一次奥氏体，而把热处理 焉，由予是现了毡搬反应或s _ 能+ 碳化物( 前一反应主要发生在无碳或含稳定化元素 t i ，n b 的钢中) ，新析出的奥氏体称为二次奥氏体( 住) 。一般说来，双相不锈钢中a 和丫 两相比例主要是钢中合金元素含量的配比来决定的。即由钢中的c r 当量和n i 当量( 各种 合金元素形成a 和y 相的能力，通常以n i 当量和c r 当量的当量系数) 之比值p 来决定。 当p 值一定时，二次奥氏体啦的析出取决于钢中一次奥氏体量和热处理条件。若平衡状 态下的奥氏体含量以v 佃表示，而l 和v 伫分别表示一次和二次奥氏体量，那么平衡状 态时，v = u l + 。一般情况下，当温度一定时，一次奥氏体数量越多，则析出的= 次奥氏体的数量越少，当l 时，则会发生一次奥氏体的溶解。 2 ) 碳化物和氮化物 9 翮引酬烈nu黜 w一藉 西安工业大学硕士论文 a 、m 7 c a 和m 2 3 c 6 型碳化物当双相不锈钢低于1 0 5 0 加热时，钢中碳化物便可在铁 素体奥氏体晶界上形成。因为，双相不锈钢中，奥氏体中碳含量较高，而铁素体中铬含 量较高，晶界是碳化物析出的有利位置。所析出的碳化物，当加热温度较高。可析出m 7 c 3 型碳化物；而低于9 5 0 。c ，则系析出m 2 3 c 6 型碳化物，此种碳化物析出很快，主要沿嘶 相界，但也可沿a a 和丫丫相界析出。 由于碳化物的析出要消耗相邻区域内的铬含量，于是这部分原来为铁素体的区域，随 即可转变为奥氏体。这样一来，就会出现碳化物、奥氏体的聚集区，而原来的嘶相界就 移出了这一区域，形成新的内界面。 利用高温加热后急冷方式可防止碳化物析出。但是，在双相不锈钢中沿晶界所形成的 碳化物，不似在纯奥氏体钢和纯铁素体不锈钢中对钢的耐晶间腐蚀性能影响那么大，特别 是近来所发展和应用的c r - n i 双相不锈钢，其碳含量大多在 0 3 0 ，能够析出的碳化物其 量有限，尚不足以在。晰晶界上形成网状。因此，对于超低碳双相不锈钢而言，一般不需 担心碳化物析出所带来的危害。对于超级双相不锈钢而言，它的含碳量比超低碳双相不锈 钢还低，一般在o 0 1 o 0 2 范围内，如0 0 c r 2 5 n i 7 m 0 4 n 超级双相不锈钢中根本没有任 何类型的碳化物析出，这意味着因碳化物析出引起的晶界贫铬而造成的奥氏体不锈钢典型 的晶间腐蚀现象，对于现代的双相不锈钢而言则是另外一种情况了。 b 、c r 2 n 和c r n 型氮化物在双相不锈钢中随着含氮量的增加，尤其对近代发展的含 氮超级双相不锈钢而言，研究氮化物的析出显得十分必要，它对双相不锈钢的性能有一定 影响。o o c r 2 5 n i 5 m 0 3 n 钢经高温固溶水淬后，由于铁素体中氮的溶解度低，呈过饱和状 态，快速冷却导致c r 2 n 在铁素体的晶界和晶内析出，随固溶温度的升高，析出数量增多。 c r 2 n 是氮化物的主要析出形式，此外，还有一种立方晶系的c r n 型氮化物被发现在 0 0 c r 2 2 n i 5 m 0 3 n 焊接接头的热影响区析出，这种氮化物的析出很少见，一般对钢的韧性 和耐蚀性能无显著影响。 3 ) 金属间相 对双相不锈钢而言，除钢的化学成分和钢的相比例外，钢中金属间相的存在，对双相 不锈钢的性能也有显著影响。含有一定量的a 竹双相不锈钢，其金属间相的形成与高铬 纯铁素体不锈钢非常近似。q 竹双相不锈钢中的金属间相主要有a 7 ，o 相，x 相，r 相， f e 3 c r 3 m 0 2 s i 2 相等。这些相都属脆性相，会影响钢的力学性能和耐腐蚀性能，需尽量避 免它们的析出。 a 、n 相早期研究发现，铬含量大于1 5 c r 的铁素体不锈钢在4 0 0 - - 一5 0 0 。c 温度范围 内长期时效会产生严重脆化，使钢的硬度显著提高，这种现象称为4 7 5 脆性。双相不锈 钢同样也存在这种现象，不过仅仅发生在铁素体中。 经固溶处理后具有嘶双相组织的不锈钢，再经4 0 0 一- - 5 5 0 重新长期加热后，在铁 素体内会产生a - a 转变。此时，钢的硬度增加，韧性显著降低，即所谓的4 7 5 脆性。a 的存在可利用透射电镜薄膜技术观察到。 1 0 西安工业大学硕士论文 b 、o 相双相不锈钢中。相是危害性最大的一种析出相，它硬而脆，可显著降低钢的 韧性和塑性。具有州双相组织的不锈钢在6 5 0 - - - 9 5 0 范围内加热，在铁素体内可产生 a 叫+ o ( 力反应，而有。相生成。o 相系以f e 和c r 为主要成分，由于。相富c r ，因而 在其周围常常出现贫c r 区而降低钢的耐蚀性或由于。相本身的选择性溶解而使钢的耐蚀 性下降。在f e c r 二元合金中，例如在高铬铁素体不锈钢中，o 的形成一般要低于8 0 0 且形成速度也较慢。但在嘶双相不锈钢中，由于铁素体中有m o 和n i 的存在，因此。 相甚至可在高于9 5 0 时生成且形成速度很快。为了防止嘶双相不锈钢中。相的形成， 钢在固溶处理后要求快冷阱】。 c 、z 相在双相不锈钢中，x 相一般在7 0 0 - - 9 0 0 c 温度范围内首先沿铁素体晶界及铁 素体奥氏体相界析出，通常析出的数量要比。相少很多；与。相相比，它在较低的温度 和较窄的温度范围内存在。x 相同样对韧性和耐蚀性能有不良的影响，但因它常与。相共 存，也很难区分她们的影响，又因它占的比例较少，显得不如。相那么重要，但是不容 忽视。 d 、r 相在某些嘶双相不锈钢中也观察到r 相的存在，它在o c r 2 1 n i 7 m 0 2 5 c u l 5 双相不锈钢的化学式为f e 2 m o ，而在0 0 c r l 8 n i 5 m 0 3 s i 2 双相钢中为f e 2 4 c r l 3 m o s i 。廷 相同样是一个脆性相，对钢的韧性有害，同时降低钢的耐点蚀性能。 e 、f e 3 c r 3 m 0 2 s i 2o o c r l 8 n i 5 m 0 3 s i 2 双相不锈钢固溶处理后，再经4 5 0 - - 一7 5 0 中 温时效，观察到沿晶界有片状的f e 3 c r 3 m 0 2 s i 2 相的存在。它的出现可导致1 8 5 型双相 不锈钢5 5 0 6 5 0 区间内的沿晶脆断。 1 3 4 合金元素对相比例的影响 c r - n i 双相不锈钢的性能与钢的组织，特别是铁素体与奥氏体之间的相比例有着非常 密切的关系。而双相不锈钢的相比例主要由钢的化学成分来决定。 1 ) c r 当量和n i 当量的影响f e c r - n i 三元状态图，只代表除f e 、c r 、n i 三元素外， 不含其它元素时的情况。而实际上工程用的所有双相不锈钢还含有其它元素，有些还是合 金成分中不可缺少的，对钢的组织性能有重要影响的合金化元素，有些则类钢中并不需要 或对钢的组织性能有不利影响而又不能完全去处的杂质元素。 多年来双相不锈钢所设计的相平衡就是根据s c h a e f f l c r 图及由他导出的d e l o n g 图( 如 图1 5 ) 和p r y c e a n d r e w s 图等而定的。s c h a e f f l c r 组织图最初是根据焊缝金属而确定的， 此图随后又推广应用于可变性的双相不锈钢中。s c h a e f f i e r 相图中把钢中主要的合金元素 分为二类：促进形成奥氏体相的元素，主要有n i 、n 、c 、m n 、c o 等；促进形成铁素体 相的元素，主要有c r 、m o 、a i 、s i 、t i 、w 、n b 等。各元素形成丫相和仅相的能力分别 以n i 当量和c r 当量的当量系数来加以表征。许多学者进一步确定了表征其它元素对金属 组织影响的系数，从而使s c h a e l l e r 公式更加精确。按照d c l o n g 公式可得： c 蛔= c 鳓+ m o + 1 5 s i + 0 5 n b ( 1 1 ) 西安工业大学硕士论文 n i c q = n i + 3 0 ( c + n ) + o 5 m n ( 1 2 ) k 图1 5d e l o n g 组织图 将双相不锈钢中主要化学元素根据式( 1 1 ) 和( 1 2 ) 计算，便可得出目前常用的c r 、n i 双相不锈钢在s c h a e l l e r 图中的大致位置，从而判断出钢中a 和丫两相相对含量。 2 ) 合金元素在两相间的分配双相不锈钢中合金元素在a 相和丫相中分配是不同的， 在0 【相中富集了铁素体形成元素，而丫相中富集了奥氏体形成元素。合金元素在两相中的 分配系数( 元素在铁素体中的含量与该元素在奥氏体中含量之比值) 如图1 6 。该分配系 数对在固溶状态( 1 0 4 0 。c - - 一1 0 9 0 c ) 的大多数双相不锈钢是相似的。 口 图1 6 双相不锈钢经1 0 4 0 1 0 9 0 固溶水淬后的元素分配系数值 但是，双相不锈钢的分配系数不是恒定的，是随着加热温度和相比例的变化而改变。 o o c r l 8 n i 5 m 0 3 s i 2 经不同温度固溶处理后，合金元素在仅相和丫相中的变化情况见表1 2 。 随固溶温度的升高，合金元素在两相间的分配逐渐趋均匀，即a 相中的铬、钼、硅含量 逐渐降低，镍、铜含量逐渐增高。高温下两相中的成分相近，可以说明钢的焊接接头近缝 区具有均一的力学性能以及热塑性较好的原因，但是也必然造成了a 相本身的不稳定性， 1 2 西安工业大学硕士论文 在失效过程中易于分解转变。 表1 20 0 c r l 8 n i 5 m 0 3 s i 2 钢在不同固溶温度处理后主要合金元素在俚、t 性相中的分配 3 ) 相比例对性能的影响双相不锈钢的强度主要取决于值相，而韧性主要取决于y 相。随着钢中相比例的变化，双相不锈钢的力学性能也发生变化。图系对0 c r 2 5 n i x m 0 2 n 双相不锈钢试验所取得的结果。但是就同一种而言，经不同温度进行固溶处理，虽然可以 得到不同a 、- 相比例，但对力学性能的影响，则没有图的规律。这与同一钢种中，随固 溶温度的不同，不仅相比例发生变化，而且还有其它相的溶解和析出以及两相中合金元素 重新分配。 在研究奥氏体对c r - n i 奥氏体不锈钢热加工工艺性能的影响时已经注意到，当钢中铁 素体含量超过5 时，c r - n i 奥氏体不锈钢的热加工塑性便会显著降低。特别是当连轧和 钢管热穿孔等变形条件恶劣时更为明显。单相钢具有最佳的热塑性，且纯铁素体又远比奥 氏体为优。双相不锈钢中，当铁素体含量在2 0 3 0 时，其热塑性最低。 1 4 核电用铸造不锈钢热老化的研究现状和发展动态 1 4 1 核电用铸造不锈钢热老化机理的研究 铸造不锈钢广泛的应用于核工业中，如：阀体、主冷却剂管道和主泵泵壳。铁素体相 在奥氏体铁素体双相不锈钢中增强了不锈钢的拉伸性能和提高了铸件质量、可焊性和抵 抗应力腐蚀断裂的能力。然而，这些钢在反应堆运行温度下( 沸水堆2 8 2 0 c ，压水堆2 8 8 - - 3 2 7 0 c 的主冷剂却管道，压水堆稳压器3 4 3o c ) 延长服役时间就有可能导致热脆的发 生【3 5 拼】。在反应堆运行温度下长期服役，c s s 的断裂韧性将随服役时间的延长而下降， 这种现象称为热老化。热老化导致材料的临界裂纹尺寸减小，韧脆转变温度上升，增大了 脆性断裂的概率。若材料的断裂韧性降低到非常低的水平，同时部件有较明显的缺陷( 铸 造缺陷或运行中产生的缺陷，如裂纹) ，则奥氏体不锈钢部件的结构完整性将受到威胁。 不锈钢铸件在经历焊后热处理或退火慢冷却过程后，易产生沿晶应力腐蚀裂纹 ( m s c c ) 。实践表明，铁素体( 主要指6 铁素体，以区别于低温形成的a 铁素体) 含量高的 西安工业大学硕士论文 c a s s 比铁素体含量低的c a s s 更能够抵抗i g s c c 。为了避免应力腐蚀，轻水堆环境中的 c a s s 必须保证铁素体含量高于一定水平。但是，过高的铁素体含量又将带来热老化问题。 c a s s 热老化现象最突出的情况出现在环境温度为4 7 5 。c 时( 比轻水堆的主冷却剂管线的 运行温度高很多) ，此时，由于奥氏体铁素体相界大量c 、n 化合物沉淀相的析出，导致 材料断裂韧性的严重下降。这种现象也称作4 7 5 脆化。但是，在轻水堆运行温度下长期 服役的c a s s 也会发生热老化。低温热老化导致的铸造不锈钢韧性下降的原因有：铁 索体中出现富含c r 的仅初始相、富含n i 和s i 的g 相；高n 钢的奥氏体铁素体相的 交界处析出c 化物或n 化物。a 初始相是通过s p i n o d a l 分解过程形成的，生成了两种晶 格结构相同但组分和性质不同的相( 即富f c a 相和富c r a 相) 。这种相分离的过程发生在铁 索体区域中几纳米量级的极小尺度范围，必须使用原子探针才能检测到a 初始相的存在。 另外，在运行温度下经过数年的老化，a 相也可通过形核和长大的过程出现。这两种a 相 形成过程可能单独存在，也可能同时存在，其取决于铁素体的化学组成( 主要是c r 的含量) 。 部件材料的这种相变，直接导致了铁素体的脆化，从而导致材料断裂韧性的下降。同时， 在高温下长期运行，材料还会形成富n i 和富s i 的g 相。铁素体中的g 相通过形核并长 大的过程出现，c 和m o 越多，g 相形成的速度越快。g 相对热老化脆性的产生虽无直接 影响，但是，g 相可能对铸造不锈钢的脆化程度有着间接的影响。c a s s 的热老化脆化主 要由铁素体相引起，所以铁素体的数量和形态决定了铸造不锈钢的热老化程度。由图1 1 可以看出，c a s s 组织特征为奥氏体基体上分布着岛状的铁素体。若铁素体含量增至一定 值，将会在组织中连通，因此可能在铸件壁厚方向形成贯穿的铁素体脆化路径。 美国的a n l 国家实验室和其它一些机构的研究表明铸造不锈钢的热脆( 即a s t m 规 范a - - 3 5 1 中的c f 一3 ，c f 一3 a ，c f 一8 ，c f 一8 a 和c f 一8 m ) 可能在反应堆4 0 年的设 计寿期内发生。即使含有不太多铁素体( 如1 0 - - 1 5 ) 的铸造不锈钢部件也可能有明显 的热脆现象。例如，在r i n g h a l s 2 ( 灵哈尔斯) 反应堆热腿弯头就表现出了较差的断裂性 能，在室温时，夏比冲击能只有3 6 j ，断裂韧性的j i c 值为1 5 0 - - 3 3 0 k j m 2 。总的来说，不 同级别和热处理批次的不锈钢铸件会有热脆差异性，低c 的c f 一3 钢比含m o 的高碳c f 一8 m 钢抗热脆能力明显要强【3 8 , 3 9 】。 1 4 2 铸造双相不锈钢热老化动力学 铸造双相不锈钢的热老化机理是：随服役时间的延长铁素体中通过调幅分解过程形成 两种晶格结构相同但组分和性质不同的相( 即富f e a 相和富c r a 相) ，出现富含c r 的a 初 始相、富含n i 和s i 的g 相；高n 钢的奥氏体铁素体相的交界处析出c 化物或n 化物。 c d s s 的热老化脆化主要由铁素体相引起，所以双相不锈钢的脆化程度与铁素体含量密切 相关。作者o k g h o p r a 研究表明脆化的程度由室温饱和夏比冲击能c 来表征，并可根 据与材料成分有关的参数q 来计算1 4 0 ，4 1 1 。 l o g l oc 屹= 1 1 5 + 1 3 6 e x p ( - o 0 3 5 矽) ( 1 3 ) 1 4 西安工业大学硕士论文 式中， = 疋( c r + s 0 ( c + 0 4 ) ( 1 - 4 ) 根据化学成分的h u l l 当量因子来计算铁素体含量6 c ： 其中，c k = c r + 1 2 l ( m o ) + 0 4 8 ( 3 0 4 9 9 ( 1 - 5 ) k = n + 0 1l ( m n ) 一0 0 0 8 6 ( m n ) 2 + 1 8 4 ( 忉+ 2 4 5 ( c ) + 2 7 7 ( 1 - 6 ) 铁素体含量皖可由下式来定义，皖也可跟据材料显微组织测量得到。 纠o o 3 2 _ 1 7 0 7 州忽 m 乃 如果材料没有介绍材料参数p ，室温饱和夏比冲击能也可以直接根据材料化学成分而得 到，方程如下： l o 舀oc = 5 6 4 - 0 0 0 瓯- 0 1 8 5 c r + 0 2 7 3 m o - 0 2 0 4 8 i + 0 0 4 4 n i - 2 1 2 ( c + 0 4 n ) ( 1 - 8 ) c s s 部件发生热老化后会使部件机械性能发生变化，主要表现为随服役时间延长拉 伸强度升高，延伸率减低以及夏比冲击能和断裂韧度降低。材料的低温脆化( 3 0 0 - - 4 5 0 ) 程度通常用其室温夏比冲击能来定量描述。相比于l w r 的运行温度2 8 8 ( 2 ，做实验时通 常升高老化试验温度以加快老化速率。在已知老化时间和温度的前提下，特定铸造不锈钢二 材料脆化动力学方程可以表征为：随老化时间的延长室温夏比冲击能下降，室温夏比冲击 能c ，随时间的下降可以表示为【4 2 】： l o g l oc ，= l o g l oc 形哪+ 1 - t a n h ( v - o ) ( 1 9 ) 秒值随着服役温度变化而变化，在温度小于2 8 0 。c 时，口值为3 3 ；温度在2 8 0 0 c 到3 3 0 。c 之间时，秒值为2 9 ；温度在3 3 0 0 c 到3 6 0 0 c 之间时，秒值为2 5 。 常数口和可以通过初始冲击能c 和饱和冲击能c 确定： 口= 一o 5 8 5 + 0 7 9 51 0 9 l oc ( 1 - 1 0 ) = ( 1 0 9 l oc 一l o g l 0c v 。, ) 2 ( 1 11 ) 老化参数p 可以定义为 蹦喝一鬻( 赤一剖 m 热脆产生的激活能q 可以通过材料化学成分和9 值来计算： q = 1 0 1 7 4 5 2 7 2 0 0 3 4 6 s i 1 7 8 c r - 4 3 弘 锄+ ( 1 4 8 1 2 5 厶) 一6 也c l ( 1 1 3 ) 系数l l = 0 ，i ，= 1 ；激活能q 值要求在6 5 k j m o l e - 2 5 0 k 1 l m o l e 之间，预测的值低于 6 5i c l m o l e 则取6 5k j m o l e ，高于2 5 0 k j m o l e 则取2 5 0 k j m o l e 。 1 4 3 铸造双相不锈钢机械性能的评估 根据双相铸造不锈钢的脆化程度和脆化动力学方程，可以对铸造双相不锈钢老化不同 时间后的机械性能进行理论计算。在知道材料化学成分的前提下，在饱和状态可以预测夏 比冲击能和断裂韧度j 一只曲线，可以得到长期老化后的最小夏比冲击能和断裂韧度值。 西安工业大学硕士论文 详细估算铸造不锈钢材料的夏比冲击，断裂韧度和拉伸的程序与方程如下【4 3 州： 1 ) 夏比冲击能的评估 室温夏比冲击能的理论计算在脆化动力学中已经介绍，即式( 1 3 h 1 1 3 ) 。希平港反应 堆服役的一些材料在实验室温度为3 2 0 0 c 、3 5 0 0 c 和4 0 0 0 c 条件下加速老化，来验证所 估计材料的饱和冲击能c 圪。和脆化动力学，结果显示，估计的夏比冲击能在反应堆服役 温度和4 0 0 0 6 之间随老化时间变化而改变，如图2 2 2 4 所示。实验室用c a 4 和m a i 高 温老化数据来代替反应堆服役老化材料，在服役温度下需要对老化时间进行调整。例如， 在冷腿2 6 4 0 c 时服役1 3 年相当于c a 4 材料在4 0 0 0 c 下老化2 3 4 小时，在热腿2 8 1o c 下 服役1 3 年相当于m a l 在4 0 0 c 老化1 1 3 小时。用实验值伊计算的激活能来预测冲击能 的变化，显示了在各种温度下的数据较好的一致性。在温度3 6 0 0 c 时，通过秒值预测的 激活能值吻合较好。主阀m a l 冲击能预测是用m a l 和m a 9 的化学成分，这两种材料的 成分差异很小。尽管在4 0 0 0 c 时m a l 和m a 9 的老化机理和脆化动力学明显不同，但基 于m a l 和m a 9 估算的结果和2 8 1o c 下服役1 3 年是一致的，估算的m a l 老化比m a 9 的要严重。预测的室温饱和冲击能的最小值也和实验结果也一致，c a 4 、v r 、m a l 和 m a 9 材料经过4 0 0 0 c 条件下老化，测量的冲击能值达到了预期的饱和。 2 ) 拉伸性能的评估【4 5 那】 热脆导致屈服强度和断裂强度的增加，塑性有少量的下降。所有的热处理断裂强度的 增加要远大于屈服强度的增加，一些热处理其屈服强度不会改变。另外，对于高温4 0 0 或4 5 0 老化3 0 0 0 h 的材料其屈服强度和断裂强度会有降低。铸造不锈钢材料热老