唐 奇, 潘錢付, 吳 裕, 蔣文龍, 劉三正, 黃蘭蘭

(中國核動力研究設計院 反應堆燃料及材料重點實驗室, 四川 成都 610213)

作為第四代先進核能系統(tǒng),鉛鉍冷卻快中子堆具有堆芯溫度高、輻照劑量高、冷卻劑腐蝕性強、密度大、流速快的特點[1-2]。反應堆包殼材料在這種服役條件下將經(jīng)受嚴重的腐蝕,導致材料性能退化從而威脅反應堆運行安全。通過比較研究[3-5],F/M鋼(鐵素體/馬氏體鋼)不僅具有較高的熱導率和較低的熱膨脹系數(shù),還具有良好的抵抗中子輻照而引起的輻照腫脹和輻照脆性的能力,是鉛鉍冷卻快中子堆燃料包殼的首選材料。然而,反應堆包殼管制備過程中涉及到大量的熱加工變形工序,開展F/M鋼高溫塑性變形和流變性能影響研究,對制備高品質(zhì)的F/M鋼包殼管至關(guān)重要。

金屬高溫變形力學是在對金屬高溫蠕變行為研究的基礎上發(fā)展起來的,而在研究金屬的高溫蠕變行為時最關(guān)心的是不同變形條件下的應變速率,而研究高溫變形時最關(guān)心的是變形過程中的應力狀態(tài)。通過熱壓縮試驗可以較為準確地獲得材料在不同高溫塑性變形條件下的真應力-真應變曲線,以便于后續(xù)建立材料本構(gòu)方程和熱加工圖指導工藝試驗。相比于國外陸續(xù)開發(fā)的9Cr牌號F/M鋼(Cr含量名義成分為9%,質(zhì)量分數(shù)),12Cr-F/M鋼具有更優(yōu)異的耐蝕性能,擁有更大應用價值和空間,但12Cr-F/M鋼缺乏相關(guān)材料熱變形行為的系統(tǒng)研究?；诖?本文以熱鍛態(tài)12Cr-F/M鋼為研究對象,通過熱處理試驗,獲得可用于Gleeble熱壓縮試驗的樣品,對熱處理態(tài)12Cr-F/M鋼熱變形行為進行研究,得到12Cr-F/M鋼的真應力-真應變數(shù)據(jù),為12Cr-F/M鋼的高溫塑性加工工藝提供指導。

1 試驗材料與方法

1.1 材料制備

本研究所用材料采用真空感應熔煉工藝,開展50 kg級12Cr-F/M鋼鑄錠制備。切除冒口扒皮后,對鑄錠進行1150～1200 ℃保溫2 h的均勻化處理,隨后經(jīng)兩火熱鍛至20 mm厚,鍛造比約為5,終鍛溫度不低于900 ℃。試驗12Cr-F/M鋼的化學成分如表1所示。對12Cr-F/M鋼進行1100～1200 ℃、保溫1～2 h后水冷的固溶處理。

表1 12Cr-F/M鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)Table 1 Chemical composition of the 12Cr-F/M steel (mass fraction, %)

1.2 熱壓縮試驗

根據(jù)12Cr-F/M鋼固溶處理后的微觀組織結(jié)果,選擇經(jīng)合適固溶處理后的合金樣件加工成φ8 mm×12 mm圓柱試樣,進行熱模擬壓縮試驗。采用Gleeble-3500熱模擬試驗機開展800、850、900、950、1000 ℃下,應變速率分別為0.01、0.1、1、10 s-1的熱變形,最大應變量(真應變)為0.7。試驗過程中升溫速度設定為10 ℃/s,到溫保溫時間5 min。壓縮時在熱模擬試驗機兩端凹槽內(nèi)添加75%石墨+20%機油+5%硝酸二甲苯脂(體積分數(shù))進行潤滑,以便減少試樣與夾頭之間的摩擦影響。壓縮完成后對試樣進行快速水冷,以保留試驗鋼的高溫變形組織。

1.3 組織觀察

對需表征分析試樣沿壓縮軸向剖開,對剖面進行金相研磨和拋光,采用Vinella試劑(即5 mL鹽酸+1 g苦味酸+100 mL乙醇)將研磨拋光后的試樣腐蝕出晶界,用光學顯微鏡和掃描電鏡觀察其微觀組織。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 12Cr-F/M鋼的固溶處理

分別開展1100、1150、1200 ℃保溫1 h和2 h的固溶處理試驗,對固溶后的樣品進行金相觀察。由圖1可知,12Cr-F/M鋼經(jīng)鍛造加工后,晶粒發(fā)生充分破碎細化,沒有明顯的馬氏體或鐵素體晶界區(qū)分。經(jīng)固溶處理后,組織中可明顯觀察到具有板條狀的馬氏體,并且基體中存在不規(guī)整形貌的鐵素體。在1100 ℃下,基體中的鐵素體在馬氏體晶界處分布,且多個鐵素體晶粒呈條狀分布聚集,晶粒尺寸在10～25 μm;當溫度升高到1150 ℃,基體組織與1100 ℃組織相比,鐵素體晶粒尺寸明顯減小(約10 μm),且鐵素體在基體中的分布更加彌散;進一步升高溫度至1200 ℃,發(fā)現(xiàn)基體中的鐵素體晶粒變得十分粗大,晶粒尺寸在30～50 μm。另外,隨著保溫時間的延長,基體中鐵素體晶粒在3種固溶溫度下均發(fā)生長大粗化。在1100 ℃下,鐵素體晶粒尺寸隨著保溫時間的延長由約10 μm增大到約25 μm;在1150 ℃下,鐵素體晶粒尺寸隨著保溫時間的延長由約10 μm增大到30～35 μm;在更高的溫度(1200 ℃)下,隨著保溫時間的延長,鐵素體晶粒尺寸由20～25 μm增大到約50 μm。

圖1 12Cr-F/M鋼固溶處理前后的顯微組織(a)鍛態(tài);(b,c)1100 ℃;(d,e)1150 ℃;(f,g)1200 ℃;(b,d,f)1 h;(c,e,g)2 hFig.1 Microstructure of the 12Cr-F/M steel before and after solution treatment(a) as-forged; (b,c) 1100 ℃; (d,e) 1150 ℃; (f,g) 1200 ℃; (b,d,f) 1 h; (c,e,g) 2 h

圖2為不同固溶工藝處理12Cr-F/M鋼試樣的SEM圖像,其中基體中較白亮顆粒為Laves析出相。通過對12Cr-F/M鋼基體中Laves析出相進行能譜分析,見圖3和表2,發(fā)現(xiàn)Laves析出相主要有3類:分別為富Zr-Laves相、富Ta(W)-Laves相,以及富Mn-Laves相。由圖2可知,12Cr-F/M鋼經(jīng)鍛造后,組織中析出相彌散細小。在1100 ℃下,Laves析出相數(shù)量與形貌與鍛態(tài)組織中情況接近;隨著溫度逐漸升高,部分低熔點的Laves析出相發(fā)生分解并固溶在基體中,Laves析出相總數(shù)量逐漸減少;當溫度在1200 ℃時,基體中只有少部分高熔點的富Zr-Laves相殘留在基體中。結(jié)合金相分析結(jié)果,表明在1150 ℃×1 h的固溶處理工藝下,12Cr-F/M鋼基體中鐵素體晶粒尺寸較小的同時,Laves析出相數(shù)量較少,有利于后續(xù)壓力加工。后續(xù)Gleeble-3500熱模擬壓縮試驗樣品均為經(jīng)過該固溶工藝處理。

圖2 12Cr-F/M鋼固溶處理前后的SEM圖像(a)鍛態(tài);(b,c)1100 ℃;(d,e)1150 ℃;(f,g)1200 ℃;(b,d,f)1 h;(c,e,g)2 hFig.2 SEM images of the 12Cr-F/M steel before and after solution treatment(a) as-forged; (b,c) 1100 ℃; (d,e) 1150 ℃; (f,g) 1200 ℃; (b,d,f) 1 h; (c,e,g) 2 h

圖3 1150 ℃×2 h固溶處理12Cr-F/M鋼中析出相SEM圖(a)和EDS能譜分析(b～d)Fig.3 SEM image(a) and EDS analysis(b-d) of precipitated phases in the 12Cr-F/M steel after 1150 ℃×2 h solution treatment

表2 圖3中各點能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù),%)Table 2 Energy spectrum analysis results of each point in Fig.3 (mass fraction, %)

采用Thermo-calc軟件計算試驗12Cr-F/M鋼的熱力學平衡相圖,計算結(jié)果如圖4所示。由圖4可見,溫度高于1498 ℃時,該合金為單一的液相結(jié)構(gòu);當溫度降低到1498 ℃時,合金中液相開始凝固形成高溫δ-Fe,即高溫鐵素體相;之后隨著溫度的降低,液相進一步凝固;當溫度降到1419 ℃時,全部的液相凝固形成高溫δ-Fe;溫度進一步降低到1374 ℃時,高溫δ-Fe開始轉(zhuǎn)變形成?-Fe,即奧氏體;到984 ℃,高溫鐵素體完全消失,形成奧氏體,一直到978 ℃,奧氏體才開始轉(zhuǎn)變形成α-Fe,即鐵素體。在978～984 ℃溫度范圍內(nèi),基體組織均為單一的奧氏體組織,因此在此溫度范圍內(nèi)進行固溶處理,得到的是單一的板條馬氏體。但是該溫度區(qū)間較小,實際情況下不可能得到全部的馬氏體。之后隨著溫度繼續(xù)降低,越來越多的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體,直到838 ℃,全部的奧氏體組織轉(zhuǎn)變成鐵素體。一直到399 ℃,基體出現(xiàn)相分離,形成富Cr-α′相;到300 ℃時,α′相的摩爾分數(shù)為7.044%。

圖4 Thermo-calc計算所得12Cr-F/M鋼不同溫度下的平衡相種類與相對量Fig.4 Equilibrium phase types and fractions of the 12Cr-F/M steel at different temperatures calculated by Thermo-calc software

在基體相發(fā)生轉(zhuǎn)變的同時,大量第二相(TaC、VN、Z相、M23C6、σ相、Laves相等)也在基體相中析出。當溫度降低到1483 ℃時,TaC相開始析出;隨著溫度的降低,TaC相的析出量逐漸增多;到1285 ℃時,其析出量達到峰值(0.0293%,摩爾分數(shù),下同);之后隨著溫度的降低,TaC相析出量逐漸降低;直到884 ℃,析出量降到最低(0.0381%);溫度進一步降低,TaC的析出量又開始升高,并在764 ℃時又重新達到峰值(0.1653%);之后TaC的析出量一直隨著溫度的降低而降低;到300 ℃,其析出量為0.0734%。在1285 ℃時(此時TaC的析出量達到峰值),VN相開始析出;隨著溫度的降低,VN的析出量逐漸增多;到960 ℃時,VN相析出量達到峰值(0.1059%);之后隨著溫度的降低,VN的析出量開始減少;直到719 ℃,VN析出量迅速降低并完全消失。當溫度降低到978 ℃時,M23C6開始析出,一直到溫度降到838 ℃時,M23C6析出量迅速增多,達到2.971%,之后隨著溫度的降低,其析出量逐漸升高,到399 ℃時,其析出量達到峰值為3.178%;之后M23C6析出量一直隨著溫度的降低而降低;到300 ℃時,其析出量為3.144%。當溫度降低到764 ℃時,Z相開始析出,之后迅速增多,析出量達到0.1505%,隨著溫度的降低,Z相的析出量逐漸增多,到300 ℃時,其析出量為0.3154%。當溫度降低到650 ℃時,Laves相開始析出,隨著溫度的降低,Laves相的析出量逐漸更多,到300 ℃時,其析出量為1.282%。當溫度降低到465 ℃時,σ相開始析出;隨著溫度的降低,其析出量逐漸增多;到399 ℃時(此時M23C6的析出量達到峰值),σ相的析出量達到峰值為3.485%,之后隨著溫度的降低,其析出量逐漸減低,到329 ℃時,σ相完全消失。

2.2 12Cr-F/M鋼的真應力-真應變曲線

對1150 ℃×1 h固溶處理12Cr-F/M鋼樣件進行熱模擬壓縮試驗。圖5為12Cr-F/M鋼固溶處理后在不同應變速率及變形溫度下的真應力-真應變曲線。由圖5可見,12Cr-F/M鋼在各溫度下的真應力-真應變曲線變化規(guī)律大致相同:在同一變形溫度條件下,應力隨應變和應變速率的增加而增加,隨溫度的升高而降低;當達到峰值應力后,12Cr-F/M鋼呈現(xiàn)動態(tài)軟化的特征,在800～850 ℃不同應變速率條件下,變形過程有動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生,而在900～1000 ℃不同應變速率條件下,變形過程僅有動態(tài)回復現(xiàn)象發(fā)生。此外,在較高應變速率條件下1～10 s-1,真應力-真應變曲線呈現(xiàn)出明顯的鋸齒現(xiàn)象,主要是由于應變速率過快,在高溫變形過程中位錯堆積的速率也更快,從而產(chǎn)生鋸齒狀震蕩現(xiàn)象。表明此時材料內(nèi)部發(fā)生動態(tài)軟化和加工硬化交替進行,且兩種機制處于動態(tài)平衡狀態(tài)[6]。圖6為12Cr-F/M鋼在不同變形條件下的峰值應力變化曲線,可見12Cr-F/M鋼的峰值應力均隨變形溫度的升高和應變速率的減小而減小。

圖6 不同變形條件下12Cr-F/M鋼的峰值應力變化曲線Fig.6 Peak stress curves of the 12Cr-F/M steel under different deformation conditions

3 結(jié)論

1) 隨著固溶溫度逐漸升高,12Cr-F/M鋼中鐵素體晶粒尺寸先減小后增大,并且隨著保溫時間的延長,鐵素體晶粒均發(fā)生長大粗化現(xiàn)象;基體中部分低熔點的Laves析出相發(fā)生分解并固溶在合金基體中,總數(shù)量逐漸減少。

2) 經(jīng)1150 ℃×1 h固溶后,12Cr-F/M鋼基體中鐵素體晶粒尺寸較小的同時,Laves析出相數(shù)量較少。

3) 12Cr-F/M鋼經(jīng)1150 ℃×1 h固溶處理后,高溫變形流變應力隨變形溫度的升高而降低,隨應變速率的升高而增大。