焦少陽,張宏偉,王寶順,鄭 越,路曉暉,崔 嵐

(1.中國核電工程有限公司,北京100840;2.核工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)化研究所,北京100091;3.浙江久立特材科技股份有限公司,湖州313028)

P280GH 鋼是核電站中用量最多的碳鋼材料,主要用于核電站主蒸汽系統(tǒng)、主給水流量控制系統(tǒng)、輔助給水系統(tǒng)和汽輪機旁路系統(tǒng)等,產(chǎn)品形式包括鋼管、鋼板、鍛件、管件等,工作溫度范圍為室溫至316 ℃。核電站主蒸汽系統(tǒng)彎頭通常采用P280GH鋼制造,該彎頭有鍛造和推制兩種制造方式,目前推制彎頭應(yīng)用最廣泛[1]。為保證P280GH 鋼推制彎頭的力學(xué)性能滿足采購要求,需對其進行交貨狀態(tài)(HTMP)的熱處理,具體處理工藝流程為:在890 ℃下正火,保溫55 min 后在靜止的空氣中冷卻。此外,為保證彎頭和管道焊接后消除應(yīng)力熱處理后的力學(xué)性能,還需從彎頭截取試樣在模擬消除應(yīng)力熱處理(SSRHT)狀態(tài)進行力學(xué)性能測試。SSRHT 工藝流程為:試樣從室溫以105 ℃·h－1的速率加熱到610℃(當(dāng)溫度高于350℃時,加熱速率不超過137.5 ℃·h－1),在610 ℃保溫3.5 h后,從610 ℃以105 ℃·h－1的速率降溫到340 ℃,最后出爐在靜止的空氣中冷卻。

根據(jù)RCC-M (2000 版＋2002 補遺＋2005 補遺)《核島機械設(shè)備設(shè)計和建造規(guī)則》,當(dāng)材料服役溫度高于250 ℃時,應(yīng)進行室溫拉伸試驗和300 ℃下的高溫拉伸試驗來測試材料的拉伸性能。當(dāng)材料的服役溫度為室溫至250 ℃時,其拉伸性能的測試目前尚無相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)。為此,筆者以核電站主蒸汽系統(tǒng)用P280GH 鋼推制彎頭為研究對象,對不同熱處理狀態(tài)試樣在不同溫度下進行拉伸試驗,研究了試驗溫度對不同熱處理狀態(tài)P280GH 鋼彎頭拉伸性能的影響,為給服役溫度范圍為室溫至250 ℃的材料的拉伸性能測試提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

從主蒸汽系統(tǒng)爐號為D171213-1,D171213-2,D171214-1的3 個P280GH 鋼推制彎頭上截取試樣,試樣分別編號為1,2,3號,使用ARL3460型直讀光譜儀進行化學(xué)成分分析。

從彎頭一端與熱處理端面距離為32 mm處截取試料,試料分別經(jīng)過HTMP和HTMP＋SSRHT 處理后,按照GB/T 228.1－2010《金屬材料 拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》,沿周向截取R4圓形橫截面拉伸試樣,拉伸試樣示意圖如圖1所示。取自爐號為D171213-1,D171213-2,D171214-1彎頭HTMP狀態(tài)的拉伸試樣分別編號為4-1,5-1,6-1號,HTMP＋SSRHT狀態(tài)的拉伸試樣分別編號為4-2,5-2,6-2號。按照GB/T 228.1－2010,使用MTS-SHT5305型電液伺服萬能材料試驗機對上述試樣在25,50,100,150,200,250,300,316℃下進行拉伸試驗。

圖1 P280GH 鋼彎頭拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of P280GH steel elbow tensile specimen

對4-1,4-2號試樣沿端部截取金相試樣,試樣經(jīng)過打磨、拋光,用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精浸蝕1～3 s后用酒精擦干且熱風(fēng)吹干后,采用SK2208L型光學(xué)顯微鏡進行顯微組織觀察。對不同溫度下進行拉伸試驗后的4-1,4-2 號拉伸試樣取樣,使用Hitachi-3400N 型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣的微觀形貌,并用掃描電鏡附帶的能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分分析。

2 試驗結(jié)果

2.1 化學(xué)成分

1,2,3號試樣的化學(xué)成分分析結(jié)果如表1 所示,可見3 個試樣的化學(xué)成分較接近且均符合RCC-M(2000 版＋2002 補 遺＋2005 補 遺)對P280GH 鋼的技術(shù)要求,其中硫、磷等有害元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均遠小于標(biāo)準(zhǔn)值,1,2,3號試樣的碳當(dāng)量分別為0.46%,0.47%,0.48%,均符合上述標(biāo)準(zhǔn)對碳當(dāng)量的要求(不大于0.48%),從而保證了材料具有良好的加工性能。

表1 不同試樣的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical compositions of different specimens（mass fraction） %

2.2 拉伸性能

由圖2可見,當(dāng)溫度低于250 ℃時,4-1,4-2號拉伸試樣幾乎不變色;當(dāng)溫度為250 ℃時,4-1,4-2號拉伸試樣存在輕微氧化變色;當(dāng)溫度為300℃時,4-1,4-2號拉伸試樣變藍,4-2號拉伸試樣的藍色更明顯;當(dāng)溫度為316 ℃時,4-1,4-2號拉伸試樣均殘存一定的藍色,但比300 ℃時的顏色要淺。在相同溫度下,5-1,5-2,6-1,6-2號拉伸試樣有類似形貌。

圖2 不同試樣在不同溫度下拉伸試驗后的宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of different specimens after tensile test at different temperatures

由于3個爐號的拉伸試樣在不同溫度下和不同熱處理狀態(tài)下的載荷-位移曲線具有相似的規(guī)律,因此僅分析HTMP狀態(tài)下4-1號試樣的載荷-位移曲線(位移為試樣伸長量),如圖3所示?？梢姰?dāng)溫度低于250 ℃時,4-1號拉伸試樣的載荷-位移曲線有明顯的屈服齒;當(dāng)溫度高于或等于250 ℃時,4-1號拉伸試樣的載荷-位移曲線無明顯的屈服平臺或屈服齒。

圖3 不同溫度下4-1號拉伸試樣的載荷-位移曲線Fig.3 Load-extension curves of No.4-1 tensile specimen at different temperatures

碳鋼材料的拉伸試驗曲線一般包括3個階段:彈性變形階段、彈塑性變形(屈服)階段和塑性變形階段。在彈性變形階段,材料的應(yīng)力與應(yīng)變成正比,應(yīng)力去除后變形消失;在彈塑性變形階段,材料的應(yīng)力與應(yīng)變間的正比例關(guān)系被破壞,出現(xiàn)屈服平臺或屈服齒,應(yīng)力去除后變形部分恢復(fù)并保留部分殘余變形,此時對應(yīng)材料的屈服強度,對于無明顯屈服過程的金屬材料,規(guī)定以產(chǎn)生0.2%殘余變形的應(yīng)力值為屈服強度。在彈塑性變形階段[2-4],材料內(nèi)部首先發(fā)生晶粒的相對運動和互相偏轉(zhuǎn),使不同取向的晶粒與力軸取向合適,以保證多晶體中的不同晶粒能夠協(xié)同變形;當(dāng)不同晶粒的相對移動和相互偏轉(zhuǎn)完成后,所有晶粒沿特定滑移系開始變形,材料進入均勻的塑性變形階段。反映到載荷-位移曲線上,隨著外力不斷增加,當(dāng)外力等于晶粒發(fā)生相對運動和互相偏轉(zhuǎn)的阻力時,晶粒開始發(fā)生協(xié)調(diào)變形,此時形成屈服平臺,且試驗溫度越低,該過程越長,屈服平臺越明顯;當(dāng)溫度升高,如超過250 ℃時,晶粒變形協(xié)調(diào)阻力變小,使該過程變短,此時屈服平臺不明顯,表現(xiàn)為無屈服平臺或屈服齒。在塑性變形階段,滑移位錯在遇到晶界時,會受阻并塞積阻礙滑移的進行,此時需要更大的外力才能使位錯通過,所以表現(xiàn)為隨著載荷不斷增加材料發(fā)生變形[5]。

由圖4可見,HTMP狀態(tài)下拉伸試樣的平均屈服強度和平均抗拉強度高于HTMP＋SSRHT 狀態(tài)下拉伸試樣的;隨著溫度的升高,兩種狀態(tài)下平均抗拉強度均先降后增,在200 ℃時達到最小值;在HTMP狀態(tài)下,300 ℃和316 ℃時拉伸試樣的平均抗拉強度接近;隨著溫度的升高,在兩種狀態(tài)下平均屈服強度持續(xù)降低,在300℃時達到最小值,且平均斷后伸長率均呈下降趨勢;在HTMP 和HTMP＋SSRHT 狀態(tài)下抗拉強度達到最小值時溫度分別為300,250 ℃。由于圖4為拉伸試樣抗拉強度、屈服強度、斷后伸長率的平均值變化曲線,因而不排除由于拉伸試樣或試驗過程存在誤差,個別試驗結(jié)果和上述規(guī)律存在差異。

圖4 在HTMP和HTMP＋SSRHT狀態(tài)下拉伸試樣的抗拉強度平均值、屈服強度平均值、斷后伸長率平均值隨溫度的變化曲線Fig.4 a）average tensile strength，b）average yield strength and c）average elongation after fracture vs temperature curves of tensile specimens under HTMP and HTMP＋SSRHT

2.3 顯微組織

由圖5可見,4-1,4-2號拉伸試樣的顯微組織相似,均為鐵素體和珠光體且為等軸晶。根據(jù)GB/T 6394－2017《金屬平均晶粒度測定方法》,得到兩種試樣的晶粒度為8級。在HTMP和HTMP＋SSRHT狀態(tài)下拉伸試樣的顯微組織相似,這是因為P280GH鋼的模擬消除應(yīng)力熱處理溫度低于共析轉(zhuǎn)變溫度,因此不會發(fā)生共析相變,且材料晶粒度也不會改變。

圖5 4-1號和4-2號拉伸試樣的顯微組織形貌Fig.5 Microstructure morphology of No.4-1 and No.4-2 tensile specimens

2.4 微觀形貌

由圖6可見,不同溫度下拉伸后4-1號拉伸試樣的組織均為鐵素體＋片層狀珠光體,珠光體的片層間距約為450 nm;4-2號拉伸試樣組織中有針狀相析出,部分沿片層狀珠光體析出(見圖6d)),部分沿晶內(nèi)鐵素體析出(見圖6f))。圖6f)中A 位置和表2分別為該針狀析出相的EDS分析位置和分析結(jié)果,可知析出相為碳化物。

圖6 不同溫度下拉伸后4-1號和4-2號拉伸試樣的SEM 形貌Fig.6 SEM morphology of（a，c，e，g）No.4-1 and（b，d，f，h）No.4-2 tensile specimens at different temperatures

表2 4-2號拉伸試樣析出相的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.2 EDS analysis results of precipitates in No.4-2 tensile specimen（mass fraction） %

3 分析與討論

3.1 平衡相圖分析

使用Thermo-Calc熱力學(xué)計算軟件對表1中1號試樣的化學(xué)成分?jǐn)?shù)據(jù)進行分析并計算得到P280GH 鋼的平衡相圖,如圖7所示。可見當(dāng)溫度降低到1520 ℃時,鋼液開始凝固并析出δ鐵素體,隨著溫度繼續(xù)降低,鋼液和δ-鐵素體發(fā)生包晶反應(yīng),并在1480℃時全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?奧氏體;當(dāng)溫度為810～1480 ℃時,材料組織均為γ-奧氏體,因而P280GH 鋼一般選擇在900 ℃進行正火,以保證在該溫度下基體均為γ-奧氏體,從而完成奧氏體化;當(dāng)溫度降低到810 ℃時,γ-奧氏體開始轉(zhuǎn)變?yōu)棣?鐵素體;當(dāng)溫度降低到700 ℃時,Fe3C開始析出,這表明剩余γ-奧氏體開始發(fā)生共析轉(zhuǎn)變,即轉(zhuǎn)變?yōu)镻珠光體(α-鐵素體＋Fe3C 滲碳體);當(dāng)溫度降低到680 ℃時,剩余γ-奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)镻珠光體;當(dāng)溫度降低到620 ℃時,有碳化物M23C6析出;當(dāng)溫度繼續(xù)降低到605 ℃時,有石墨析出。

3.2 顯微組織變化對拉伸性能的影響

3.2.1 顯微組織變化

由微觀相貌和平衡相圖分析結(jié)果可知,P280GH 鋼在HTMP 狀態(tài)正火后空冷的過程中,當(dāng)溫度降低到810 ℃時,材料中γ-奧氏體開始轉(zhuǎn)變?yōu)棣?鐵素體,當(dāng)溫度繼續(xù)降低到700 ℃時,剩余的γ-奧氏體開始轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w,當(dāng)溫度降低到680 ℃時,γ-奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。當(dāng)P280GH 鋼進行SSRHT 處理后,材料中部分珠光體分解,且有碳化物沿著珠光體片層及在α-鐵素體內(nèi)析出,該碳化物含有鉻、鉬、鐵。石墨析出較慢且在600℃析出量也很少,因而未發(fā)現(xiàn)有石墨析出。

圖7 P280GH 鋼的平衡相圖Fig.7 Equilibrium phase diagram of P280GH steel：a）whole；b）local amplification

3.2.2 顯微組織變化對拉伸性能的影響

由圖4可知,隨著溫度升高,材料的抗拉強度會先降低后升高,屈服強度會持續(xù)降低,斷后伸長率呈下降趨勢。結(jié)合圖2中不同溫度下的拉伸試樣表面的顏色可知,P280GH 鋼在300℃下發(fā)生了“藍脆”,且具有如下規(guī)律:

(1)“藍脆”發(fā)生時的溫度(以下稱為“藍脆”溫度)為300 ℃。

(2)隨著溫度升高,“藍脆”溫度下材料抗拉強度明顯增加,但是屈服強度仍降低。

(3)材料在HTMP狀態(tài)下斷后伸長率在“藍脆”溫度下最小,而材料在HTMP＋SSRHT狀態(tài)下斷后伸長率則在接近“藍脆”溫度的250℃下達到最小。

關(guān)于碳鋼及低合金鋼“藍脆”現(xiàn)象的相關(guān)研究[5-8]表明,材料在較高溫度下的拉伸變形中,隨著溫度升高,點陣原子的活動能力增加,晶體中不同晶粒的協(xié)調(diào)變形抗力下降,使材料的屈服強度隨著溫度升高而持續(xù)降低;隨著材料拉伸變形量的增加,在均勻變形的滑移階段,已開動的位錯會被可擴散的間隙原子(碳原子)錨定,形成柯氏氣團;柯氏氣團的存在使位錯移動困難,這是因為位錯只有從氣團中掙脫或者拖著氣團一起前進才能繼續(xù)運動;為了使形變繼續(xù)進行必須開動新的位錯,這造成在給定的應(yīng)變下位錯密度增高,導(dǎo)致抗拉強度升高而斷后伸長率降低。

P280GH 鋼在HTMP狀態(tài)下的屈服強度和抗拉強度高于HTMP＋SSRHT 狀態(tài)下的,這是因為材料經(jīng)模擬消除應(yīng)力熱處理后,會有少量珠光體溶解及微量碳化物析出。由于阻礙位錯運動的珠光體片層數(shù)量減少[3],導(dǎo)致材料在HTMP 狀態(tài)下的屈服強度和抗拉強度略高于HTMP＋SSRHT 狀態(tài)下的;考慮到試驗誤差以及組織分布的微觀差異,在少數(shù)情況下材料在HTMP狀態(tài)下的屈服強度和抗拉強度會低于在HTMP＋SSRHT 狀態(tài)下的。

3.3 對材料許用應(yīng)力取值的影響

根據(jù)相關(guān)研究[9],反應(yīng)堆一回路壓力主要設(shè)備材料為18Mn D5鋼,其在不同溫度下拉伸試驗中性能的變化也有類似P280GH 鋼的規(guī)律,如圖8 所示?？梢婋S著溫度的升高,18Mn D5鋼的屈服強度不斷降低,而抗拉強度先降后增再降,且在350℃達到最大;除個別溫度外,18MnD5鋼在HTMP 狀態(tài)下淬火加回火處理后的拉伸強度高于在HTMP＋SSRHT 狀態(tài)下的。

圖8 18MnD5鋼在不同溫度下的拉伸性能曲線Fig.8 Tensile properties curves of 18MnD5 steel at different temperatures

在計算容器或管道壁厚時,需使用材料在服役溫度下的許用應(yīng)力,許用應(yīng)力由材料在室溫下的屈服強度和抗拉強度、材料在服役溫度下的屈服強度和抗拉強度共同確定。對于P280GH 鋼,根據(jù)RCC-M(2000版＋2002補遺＋2005補遺)的規(guī)定,其在溫度不大于300 ℃時的許用應(yīng)力均為118 MPa。但是在P280GH 鋼彎頭的采購技術(shù)文件要求中,只要求進行室溫拉伸和300 ℃下的拉伸試驗。而由上述分析可知,如果彎頭的服役溫度為150 ℃,則彎頭在300 ℃下高溫拉伸試驗中的抗拉強度合格,但這不代表其在服役溫度150 ℃下的抗拉強度也合格。

綜上所述,對于碳鋼和合金鋼(如18Mn D5鋼)而言,由于存在“藍脆”現(xiàn)象,使其在不同溫度下的拉伸試驗中,會出現(xiàn)隨著溫度升高,材料的屈服強度降低、抗拉強度先降后增的現(xiàn)象,因此當(dāng)材料的服役溫度在150～250℃范圍時,為更好地驗證材料性能是否可靠,除進行室溫拉伸試驗外,還應(yīng)在服役溫度下進行拉伸試驗。

4 結(jié)論

(1)P280GH 鋼在HTMP 狀態(tài)下組織為鐵素體＋珠光體;經(jīng)過SSRHT 處理后,部分珠光體分解并伴有碳化物析出,其組織變?yōu)殍F素體＋珠光體＋碳化物。

(2)當(dāng)溫度低于250℃時,P280GH 鋼的拉伸曲線有明顯的屈服齒;當(dāng)溫度高于或等于250℃時,無明顯屈服齒,且隨著溫度升高,屈服過程越來越不明顯。

(3)P280GH 鋼在HTMP 狀態(tài)下的抗拉強度和屈服強度高于HTMP＋SSRHT 狀態(tài)下的;P280GH 鋼在HTMP 狀態(tài)和HTMP＋SSRHT 狀態(tài)下,在溫度從室溫升高到316℃的過程中,抗拉強度先降后增,屈服強度持續(xù)降低,在300℃材料出現(xiàn)“藍脆”現(xiàn)象。當(dāng)材料的服役溫度在150～250℃時,材料應(yīng)在服役溫度下進行拉伸性能測試。