核电大锻件显微分析

1、B-01核能与核电不同冷却条件下核电大锻件用钢显微组织分析韩利战，顾剑锋，李晓玲，潘健生(上海交通大学材料科学与工程学院，上海市激光制造与材料改性重点实验室，上海 200240) 摘要：本文在热模拟试验机Gleeble3500上采用膨胀法研究了核电锻件用钢SA508Cl.3的过冷奥氏体连续转变冷却曲线，并用扫描电镜和光学显微镜观察不同冷却速度和不同等温温度下组织转变产物。SA508cl.3钢马氏体临界冷却速度大于20/s，贝氏体临界冷却速度1/s。在低于0.5/s冷速下出现粒状贝氏体和针状铁素体等不良组织。SA508Cl.3钢属低淬透性钢，对热处理的要求很高，而且很难在核电装备大锻件的整个截面

2、上获得均匀一致的组织和性能。这些应在核电装备制造中引起高度重视并进一步开展深入研究。Abstract: The continuous cooling transformation (CCT) diagram has been investigated for the SA508cl.3 steel used as the large forgings of nuclear power using the thermal simulator Gleeble3500, the microstructures obtained under different cooling rates and is

3、othermal temperatures have also been observed carefully with the SEM and OM. The results show that the critical cooling rate of martensite is larger than 20/s, and that for bainite is about 1/s. The bad microstructures such as the granular bainite, and acicular ferrite form when the cooling rate les

4、s than 0.5/s. The lower hardenability of steel SA508Cl.3 proposes very high requirement for heat treatment, and it is very difficult to get uniform microstructure and property throughout the whole section of a large forging for nuclear power. Thus, highly attention should be paid on the manufacture

5、of nuclear power equipments and enough fundamental research in this field should be carried out deeply.Key words: Nuclear power equipment；Large forging；Heat treatment；Nuclear safety低合金的SA508Cl.3钢由于强度适中、塑韧性良好、可锻性和可焊性优良、中子辐照敏感性低，在核电建设中显示出独特的优势，作为核电站压力容器、稳压器和蒸发器锻件用钢，已得到广泛而成功的应用1,2。核电站反应堆设备应该具有足够高的强度抵抗设

6、备内部的高压，同时必须具备比常规设备异乎寻常优良的起始断裂韧性。核反应堆设备在持续的中子辐照环境中，材料的断裂韧性将会恶化，脆性逐渐增加，材料的韧脆转折温度也随着上升3,4。因此，在保证强度的前提下，SA508Cl.3钢应该具有足够高的断裂韧性以确保核反应堆的安全运行。提高SA508Cl.3钢强度与冲击韧性一般可以通过细化奥氏体晶粒和控制碳化物种类与形貌加以实现。淬火冷却速度的提高，不但可以抑制先共析铁素体的形成，同时也可分割细化原奥氏体晶粒, 获得细小下贝氏体组织, 有效地提高钢的低温韧性。同时随着淬火冷速增加, 贝氏体铁素体中碳化物颗粒变细, 分布趋向均匀, 有利于改善低温韧性5。因此，提

7、高淬火时的冷却速度是保证压力容器、蒸发器等大锻件的热处理质量，改善核电装备的安全性和可靠性的关键因素。本文对SA508Cl.3钢在0.02200/s范围内的13种冷却速度下和400700范围内14种等温温度下的过冷奥氏体转变产物进行光学金相显微镜和扫描电镜的进行观察分析和对比，并结合计算机模拟大截面核电锻件在淬火过程中的温度场分布，分析核电大锻件在淬火过程中不同厚度位置的显微组织，为大型核电锻件的热处理工艺设计与优化提供帮助。1. 试验材料与方法试验材料为SA508Cl.3锻件，该材料的化学成分见表1所示。经过锻压以及锻后热处理，加工成膨胀试验所需的尺寸。膨胀试验在Gleeble3500热模拟

8、机上进行，采用2oC/s的加热速度加热到900oC，保温30分钟，选择0.02200/s范围内的13种冷却速度下和400700范围内14种等温温度下进行热膨胀试验，连续冷却膨胀试验结果制成过冷奥氏体连续转变动力学曲线(CCT)。截取膨胀试验结束后的试样进行镶嵌、磨制抛光，用4%硝酸酒精溶液对样品表面进行腐蚀。腐蚀好的试样分别在蔡司光学金相显微镜和JSM-6460的扫描电子显微镜下观察不同试验条件下的显微组织。表1. SA508Cl.3化学成分(w%)Table 1 The chemical analyses of SA508Cl.3 steelCMnSiNiCrMoVAlNCeq.0.201.

9、470.170.890.130.510.0010.0390.0140.632. 试验结果图1为根据热膨胀试验结果制成的CCT曲线，图中的AC1与AC3温度采用0.05oC/s的缓慢加热速度测得，显微硬度采用25gf载荷进行测试。图中的转变量根据热膨胀曲线的膨胀量计算确定。图1 SA508Cl.3钢的CCT曲线Fig.1 CCT diagram of SA508Cl.3 steel图1的CCT显示该SA508Cl.3钢在1oC/s至5oC/速度之间淬火可以获得完全的贝氏体组织，小于或等于0.5oC/s冷却将形成先共析铁素体，该钢的临界冷却速度大于20oC/s，贝氏体的形成温度范围在400600

10、oC之间，该钢的马氏体开始转变温度为405 oC，结束温度为235 oC，但随着冷却速度的下降，马氏体开始转变温度有所下降，而结束温度上升。(a)(b)(c)(d)(e)(f)图2 不同冷却速度冷却的光学金相，(a)200oC/s；(b)20oC/s；(c)10oC/s；(d)5oC/s；(e)0.5oC/s；(f)0.05oC/sFig.2 Optical micrographs of different cooling rate, (a)200oC/s；(b)20oC/s；(c)10oC/s；(d)5oC/s；(e)0.5oC/s；(f)0.05oC/s图2为不同冷却速度冷却转变产物的光学

11、金相。图2(a)为200oC/s极高冷却速度冷却得到的板条马氏体组织；图2(b)为20oC/s冷却，在原奥氏体晶界上形成了典型的羽毛状上贝氏体组织，部分长大的贝氏体构成相互平行的贝氏体束，晶粒内部大部分为板条状的马氏体组织；图2(c)为10oC/s冷却，晶界上形成的贝氏体向晶粒内扩展的面积增加，贝氏体铁素体上分布有细小的碳化物颗粒；图2(d)为5oC/s冷却产物，大量排列方向一致的贝氏体铁素体形成贝氏体束区，贝氏体铁素体上分布着岛状和碳化物颗粒；继续降低冷却速度，观察到典型的粒状贝氏体形貌，如图2(e)的0.5oC/s冷却速度冷却转变产物，可以看到贝氏体铁素体占据的面积更大，而方向性却越来越差

12、；以极慢冷却速度0.05oC/s冷却时，过冷奥氏体将先形成大量的块状铁素体以及少量的珠光体组织，剩余的奥氏体组织将转变为粒状贝氏体组织，如图2(f)所示。(a)(b)(c)(d)(e)(f)(g)(h)图3 不同冷却速度冷却的扫描电镜照片，(a)200oC/s；(b)20oC/s；(c)10oC/s；(d)5oC/s；(e)2 oC/s；(f)0.5oC/s；(g)0.1 oC/s；(h)0.05oC/sFig.3 SEM micrographs of different cooling rate, (a)200oC/s；(b)20oC/s；(c)10oC/s；(d)5oC/s；(e)2 oC

13、/s；(f)0.5oC/s；(g)0.1 oC/s；(h)0.05oC/s图3为不同冷却速度冷却得到的过冷奥氏体转变产物的扫描电镜照片。在极高冷却速度条件下，形成了板条马氏体，然而在200oC/s的高速冷却条件下，由于自回火马氏体内部仍然析出了大量的碳化物，如图3(a)所示；图3(b)显示在以20oC/s冷却时，过冷奥氏体三角晶界处形成的无碳贝氏体组织，贝氏体铁素体与原奥氏体晶界构成一定角度，铁素体条非常平直。由于贝氏体铁素体的形成，碳和其它合金元素将向贝氏体铁素体两侧排出，因此在贝氏体铁素体条与条之间形成由于高碳高合金而稳定下来的残余奥氏体，部分残余奥氏体可能在随后的冷却过程中形成马氏体组织

14、；图3(c)为10oC/s冷却产物，由于该冷却速度下，贝氏体的形成温度范围较宽，所以在图中可以看到高温形成的无碳贝氏体组织，同时还有低温条件下形成的下贝氏体组织，下贝氏体组织典型的特征是贝氏体铁素体中析出了与铁素体条界成一定角度的碳化物颗粒；图3(d)中可以看出5oC/s的冷却速度条件下，无碳贝氏体的数量更多，而且铁素体条更宽；在更低冷却速度下（图3(e)），贝氏体铁素体非常宽，同一贝氏体束区中贝氏体铁素体条生长方向虽然一致，但很难看到平直的条界，大量尚未转变的奥氏体成块状分布于晶界与铁素体条界之间；在0.5oC/s的冷却速度下，图3(f)所示，从原奥氏体晶界上向晶粒类形成了针状的铁素体组织，

15、贝氏体形貌与图3(e)类似；图3(g)与图3(h)显示在很低的冷却速度下，过冷奥氏体形成了大量的块状铁素体，在块状铁素体周围形成了类似于片状珠光体的组织，而贝氏体呈现粒状贝氏体的形貌，贝氏体条相比图3(e)和图3(f)反而更窄，证明其形成温度更低，这可从图1的CCT曲线上得以说明，先共析铁素体的形成降低了贝氏体形成温度。(a)(b)(c)(d)(e)(f)图4 不同温度等温转变产物的扫描电镜照片，(a)420oC；(b)480 oC；(c)500 oC；(d)520 oC；(e)560 oC；(f)580 oCFig.4 SEM micrographs of isothermal transf

16、ormation at (a)420oC；(b)480 oC；(c)500 oC；(d)520 oC；(e)560 oC；(f)580 oC图4为不同等温温度下过冷奥氏体等温转变产物的扫描电镜照片。在420 oC等温时，形成细小的下贝氏体组织，一个奥氏体晶粒被几个贝氏体束分割，每个贝氏体束区在8m左右，贝氏体铁素体宽度为1m左右，贝氏体铁素体内部有序地排列着碳化物颗粒，如图4(a)所示；当形成温度为480oC时（图4(b)所示），仍然为下贝氏体组织，但贝氏体束区尺寸明显增加，贝氏体铁素体宽度加大，贝氏体内部的碳化物颗粒也有所粗化；进一步提高等温温度，转变产物将与低温转变产物出现明显区别，如图4

17、(c)所示，500oC等温将形成大量粒状贝氏体组织和少量游离的块状残余奥氏体，两个贝氏体条之间存在断续的M-A岛，而贝氏体内部基本上无碳化物析出，贝氏体条界平直且相互平行构成与下贝氏体类似的贝氏体束区，但宽度比下贝氏体的贝氏体束大许多；图4(d)显示520 oC等温时，残余奥氏体量增加，贝氏体铁素体边界呈多边形；图4(e)和图4(f)显示在更高温度下形成的无碳贝氏体与残余奥氏体的混合组织，贝氏体铁素体除了条状形貌外，还存在大量针状和多边形形貌特征的铁素体，等温温度越高，残余奥氏体量越大。膨胀试验中观察到贝氏体转变过程非常迅速，每个等温温度都难以观察到孕育期，整个转变过程也非常短暂。在低于480

18、oC等温时基本上可以获得百分百的下贝氏体组织。大于这个温度等温时，当过冷奥氏体向无碳贝氏体组织转变后，继续等温并不能使剩余的过冷奥氏体发生转变，奥氏体发生稳定化。3. 讨论钢中粒状贝氏体转变的有关问题多年来一直在争论，有的认为基体是块状转变产物，有的认为它是协作切变而形成，还有的认为两种情况都有。但都同意在中温转变的上限温度（500-600oC）下，尽管合金元素的扩散受到抑制，但碳原子仍有较强的扩散能力，它可作长程扩散，使得/界面上的含碳量不足以析出渗碳体，故形成的组织与有碳化物析出的上贝氏体和下贝氏体不同，称之为粒状贝氏体或BI。根据试样的化学成分，可用求出Bs约590oC，即使随着转变的进

19、行而使奥氏体含碳量富集两倍后，Bs仍接近500oC，正处于中温转变的上限温度，所以形成的组织是粒状贝氏体6-8。根据Scheil叠加原理9，过冷奥氏体连续冷却转变可以看成不同温度下等温转变的叠加过程，从图4的等温转变显微组织分析可以看出以480oC为分界线，将SA508Cl.3钢分成两种不同类型的转变过程，高于此温度形成的贝氏体为无碳或粒状贝氏体组织，而低于此温度形成的贝氏体则以下贝氏体组织为主。表现在连续冷却上，越慢的冷却速度，高温形成的贝氏体数量就越多，即无碳贝氏体或粒状贝氏体数量越多，同时越慢的冷却速度形成的贝氏体束区以及贝氏体铁素体条的宽度也明显增加。根据Hall-Petch关系，贝氏

20、体钢强韧性的有效晶粒尺寸与贝氏体束区的大小有关10,11，细小的贝氏体铁素体以及贝氏体束能明显改善SA508Cl.3钢的强韧性，因此，对于核电大锻件的淬火要求尽量高的冷却速度。图5为通过计算机模拟一体化顶盖在0.2m/s的流动水中淬火的温度场模拟结果，由于该顶盖淬火时倒扣在水中，顶盖内侧在冷却过程中将形成大量的蒸汽封闭在其中，所以其内侧表面冷却速度较外表面要低许多，计算时顶盖外侧水温为20oC，内侧为60oC。图5(a)为入水10分钟时的温度分布云图，可以看出整个顶盖表面温度已经降低到接近水温的温度，而心部特别在厚截面的法兰心部温度还非常高。选取顶盖上的4个点，计算出各点冷却至不同温度时对应的

21、冷却速度，如图5(b)所示，顶盖顶部外侧表面A点在整个冷却过程中冷却速度都较高，在600700oC范围内冷却速度基本在20oC/s以上，此速度可以避免形成先共析铁素体，在400600oC范围内冷却速度20oC/s左右，可以形成少量的下贝氏体组织和大量的马氏体组织；顶部的B点在500oC以上的冷却速度为0.8 oC/s，虽然可以避免形成大量的先共析铁素体，但最终的淬火组织有可能为宽大的粒状贝氏体组织；顶盖与法兰交接处的心部C点，其冷却速度约为0.5 oC/s，淬火组织则与图3(f)类似，将形成针状的先共析铁素体组织和无碳贝氏体组织；冷却速度最慢的法兰心部冷却速度仅有0.10.2 oC/s，在该冷

22、却速度下，不可避免将形成大量块状铁素体组织，这种组织的出现严重影响该处的强韧性。通过计算机模拟与过冷奥氏体转变的显微组织分析，可以看出采用0.2m/s的流动水倒扣淬火的方式，一体化顶盖大量区域将形成宽大的粒状贝氏体局部区域甚至出现大量块状铁素体的组织，这种淬火冷却条件形成的显微组织结构难以保证该核电大锻件的性能要求。为了保证核电装备的安全性和可靠性，有必要采用更快的冷却条件进行淬火，比如加强水流速度，优化淬火槽的流场以及改进淬火工装方式等。(a)(b)图5 一体化顶盖温度场模拟结果，(a)温度场分布云图；(b)冷却速度与温度的关系Fig.5 Simulation results of temp

23、erature for Integral header, (a)temperature distribution; (b)cooling rate vs. temperature4. 结论（1） SA508Cl.3钢在1oC/s至5oC/速度之间淬火可以获得完全的贝氏体组织，小于或等于0.5oC/s冷却将形成先共析铁素体，该钢的临界冷却速度大于20oC/s，贝氏体的形成温度范围在400600 oC之间，该钢的马氏体开始转变温度为405 oC，结束温度为235 oC；（2） SA508Cl.3钢在480oC以上等温时将获得粒状或无碳贝氏体组织，粒状或无碳贝氏体转变具有转变不完全性的特点，等温温度

24、越高，转变量越少；从480oC开始，等温转变产物为下贝氏体组织；等温温度越高，等温转变的贝氏体铁素体束区和宽度越大；（3） 一体化顶盖在0.2m/s的流动水中淬火时，将形成宽大的粒状或无碳贝氏体组织，局部区域甚至出现大量块状铁素体组织，这种淬火冷却条件形成的显微组织结构难以保证该核电大锻件的性能要求。参考文献1. Druce, S. G. and Edwards, B. C., Development of PWR Pressure Vessel Steels.Nuclear Energy J, 1980, 19(5):347-360.2. SuZuki, K., Neutron irradi

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