任國(guó)松

(哈電集團(tuán)(秦皇島)重型裝備有限公司,河北 秦皇島 066206)

16MND5低合金高強(qiáng)度鋼因具有良好的淬透性、高溫性能、抗低溫回火脆性及較低的無(wú)延性轉(zhuǎn)變溫度,廣泛應(yīng)用于核反應(yīng)堆壓力容器構(gòu)件[1-3]。焊接是16MND5鋼用于核反應(yīng)堆壓力容器構(gòu)件的連接形式,焊后熱處理是改善焊接接頭的組織性能,提高焊接結(jié)構(gòu)的使用可靠性和壽命的重要手段,在核反應(yīng)堆壓力容器制造過(guò)程中占有重要地位[4-5]。然而,由于焊后熱處理溫度較高,保溫時(shí)間長(zhǎng),16MND5鋼在經(jīng)受長(zhǎng)時(shí)間的高溫保溫后,是否還具有良好的力學(xué)性能是關(guān)系到設(shè)備能否安全運(yùn)行的主要因素。

目前,國(guó)內(nèi)外均開(kāi)展了核電構(gòu)件的焊后熱處理工藝研究,但大多集中于核反應(yīng)堆壓力容器和主管道焊縫焊接殘余應(yīng)力分布等[6-9],鮮有研究關(guān)注焊后熱處理對(duì)16MND5鋼組織和性能的影響。歐陽(yáng)鑫等[10]研究了焊后熱處理次數(shù)對(duì)60 mm厚壓力容器用Q370R鋼板組織和力學(xué)性能的影響,結(jié)果表明,隨著焊后熱處理次數(shù)的增加,鋼板拉伸和沖擊性能均有所下降,析出物尺寸增大、數(shù)量增加。胡海洋等[11]研究了在不同溫度回火不同時(shí)間的150 mm厚16MND5鋼板的力學(xué)性能和組織變化,但該報(bào)道中所采用的回火溫度和回火時(shí)間與實(shí)際工程應(yīng)用的16MND5鋼焊后熱處理溫度和時(shí)間相差較大,其結(jié)果無(wú)法直接用于指導(dǎo)16MND5鋼焊后熱處理工藝的制定。王爽等[12]利用箱式熱處理爐對(duì)50 mm厚16MND5鋼板進(jìn)行了615 ℃保溫16 h的模擬焊后熱處理,結(jié)果表明,鋼板的抗拉強(qiáng)度仍可完全滿(mǎn)足核反應(yīng)堆壓力容器用16MND5鋼板的技術(shù)要求。因此,本文研究了焊后熱處理對(duì)16MND5鋼組織和力學(xué)性能的影響,對(duì)優(yōu)化焊后熱處理工藝,提高核反應(yīng)堆壓力容器的制造水平具有重要意義。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料采用法國(guó)Industeel公司生產(chǎn)的119 mm厚16MND5鋼板,交貨狀態(tài)為淬火+回火,淬火溫度為900 ℃,回火溫度為650 ℃,其化學(xué)成分和力學(xué)性能分別如表1和表2所示。

表1 16MND5鋼板的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 16MND5 steel plate

表2 16MND5鋼板的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of 16MND5 steel plate

1.2 模擬焊后熱處理試樣制備

焊后熱處理的保溫溫度分別設(shè)定為595、600、605、610、615及620 ℃,保溫時(shí)間為16和25 h,溫控精度為±2 ℃,300 ℃以上升溫速率為55 ℃/h。

1.3 力學(xué)性能測(cè)試

分別對(duì)焊后熱處理后16MND5鋼試樣進(jìn)行拉伸、夏比V型缺口沖擊和落錘試驗(yàn)。其中,拉伸試樣采用NF EN 10002標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的圓形截面比例試樣,試樣直徑為10 mm,分別在室溫和350 ℃進(jìn)行拉伸試驗(yàn);沖擊試驗(yàn)按NF EN 10045標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行,試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm,試驗(yàn)溫度為0和-20 ℃;落錘試樣按NF EN 10274標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行,通過(guò)落錘試驗(yàn)結(jié)合夏比V型缺口沖擊試驗(yàn)獲得試樣的無(wú)延性轉(zhuǎn)變溫度(RTNDT)。

1.4 顯微組織表征

金相試樣經(jīng)機(jī)械研磨、拋光后,用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液侵蝕,在光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行組織觀察和晶粒度分析。采用Tecnal G220型透射電子顯微鏡(transmission electron microscope, TEM)觀察焊后熱處理后試樣中第二相粒子的析出行為。

2 結(jié)果與討論

2.1 拉伸性能

如表2所示,未經(jīng)模擬焊后熱處理的原始態(tài)16MND5鋼的室溫抗拉強(qiáng)度約660 MPa,屈服強(qiáng)度約520 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為24%,斷面收縮率為62%;350 ℃抗拉強(qiáng)度約601 MPa,屈服強(qiáng)度約581 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為22%,斷面收縮率為63%。經(jīng)模擬焊后熱處理后16MND5鋼的室溫拉伸性能如圖1所示。從圖1(a)可見(jiàn),焊后熱處理保溫時(shí)間為16 h時(shí),隨著焊后熱處理溫度從595 ℃升至620 ℃,16MND5鋼的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均呈下降趨勢(shì),其中抗拉強(qiáng)度為660～625 MPa,屈服強(qiáng)度為510～480 MPa,斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率基本保持穩(wěn)定。從圖1(b)可見(jiàn),焊后熱處理保溫時(shí)間為25 h時(shí),16MND5鋼的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度較保溫16 h的進(jìn)一步降低,抗拉強(qiáng)度降至640～620 MPa,屈服強(qiáng)度降至500～460 MPa,斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率仍基本保持穩(wěn)定。

圖2為經(jīng)模擬焊后熱處理后16MND5鋼的350 ℃拉伸性能。與室溫拉伸性能類(lèi)似,350 ℃抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度也呈下降趨勢(shì),且下降幅度隨焊后熱處理溫度的升高以及焊后熱處理時(shí)間的延長(zhǎng)而增大。此外,在不同模擬焊后熱處理溫度和時(shí)間下,16MND5鋼的350 ℃斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率均基本保持穩(wěn)定。

綜上,經(jīng)長(zhǎng)時(shí)間模擬熱處理后,16MND5鋼的室溫和350 ℃抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有所下降,室溫抗拉強(qiáng)度不低于620 MPa,室溫屈服強(qiáng)度不低于460 MPa,350 ℃抗拉強(qiáng)度不低于550 MPa,350 ℃屈服強(qiáng)度不低于410 MPa,仍能滿(mǎn)足RCC-M標(biāo)準(zhǔn)要求,且有一定的富余量。

圖1 模擬焊后熱處理16(a)和25 h(b)后16MND5鋼的室溫拉伸性能Fig.1 Room temperature tensile properties of 16MND5 steel after simulated post-weld heat treatment for 16(a) and 25 h(b)

2.2 沖擊性能

圖3和圖4分別為不同工藝焊后熱處理的16MND5鋼的0和-20 ℃沖擊吸收能量變化曲線。如圖3所示,經(jīng)595～620 ℃焊后熱處理16 h后,16MND5鋼板的0 ℃平均沖擊吸收能量為160～175 J,-20 ℃平均沖擊吸收能量為120～130 J,單值波動(dòng)較小,說(shuō)明焊后熱處理溫度對(duì)沖擊性能的影響不大。從表2可見(jiàn),未經(jīng)焊后熱處理的鋼的0 ℃平均沖擊吸收能量約為160 J,-20 ℃平均沖擊吸收能量約為138 J,模擬焊后熱處理16 h的鋼的0 ℃平均沖擊吸收能量與未經(jīng)焊后熱處理的鋼相當(dāng),-20 ℃平均沖擊吸收能量略有降低。

如圖4所示,當(dāng)焊后熱處理時(shí)間增加至25 h時(shí),16MND5鋼的0 ℃平均沖擊吸收能量為145～170 J,-20 ℃平均沖擊吸收能量為100～130 J,與焊后熱處理16 h的鋼相比,0和-20 ℃平均沖擊吸收能量均略有下降,單值波動(dòng)較大。綜上,經(jīng)焊后熱處理16 h的16MND5鋼的0 ℃沖擊性能與未經(jīng)焊后熱處理的鋼基本相當(dāng),-20 ℃沖擊性能略有下降;當(dāng)焊后熱處理時(shí)間延長(zhǎng)至25 h時(shí),0和-20 ℃沖擊性能均有一定程度的下降,且波動(dòng)較大。焊后熱處理溫度對(duì)沖擊性能的影響并不顯著。經(jīng)焊后熱處理后16MND5鋼的沖擊性能仍能滿(mǎn)足RCC-M標(biāo)準(zhǔn)要求。

圖2 模擬焊后熱處理16(a)和25 h(b)后16MND5鋼的350 ℃拉伸性能Fig.2 Tensile properties at 350 ℃ of 16MND5 steel after simulated post-weld heat treatment for 16(a) and 25 h(b)

圖3 經(jīng)不同溫度模擬焊后熱處理16 h后16MND5鋼的0(a)和-20 ℃(b)沖擊吸收能量Fig.3 Impact absorbed energy of 16MND5 steel at 0(a) and -20 ℃(b) after simulated post-weld heat treatment at different temperatures for 16 h

圖4 經(jīng)不同溫度模擬焊后熱處理25 h后16MND5鋼的0(a)和-20 ℃(b)沖擊吸收能量Fig.4 Impact absorbed energy of 16MND5 steel at 0(a) and -20 ℃(b) after simulated post-weld heat treatment at different temperatures for 25 h

表3為不同模擬焊后熱處理?xiàng)l件下16MND5鋼的RTNDT值?？梢钥闯?經(jīng)不同溫度焊后熱處理16 h的鋼的RTNDT值均為-22 ℃;保溫25 h的鋼的RTNDT值雖有一定程度的波動(dòng),但最終趨于穩(wěn)定。說(shuō)明焊后熱處理溫度和保溫時(shí)間對(duì)RTNDT值的影響均不明顯。

表3 不同模擬焊后熱處理?xiàng)l件下16MND5鋼的RTNDT值Table 3 RTNDT values of 16MND5 steel under different simulated post-weld heat treatment conditions

2.3 顯微組織

圖5為原始態(tài)和不同模擬焊后熱處理?xiàng)l件下16MND5鋼的顯微組織、TEM形貌和衍射斑點(diǎn)。

如圖5(a)所示,原始態(tài)16MND5鋼的顯微組織為貝氏體,晶粒較細(xì)小,晶粒度為7級(jí)。鋼基體中彌散分布著大量橢圓形尺寸約20 nm的小尺寸第二相粒子,衍射斑點(diǎn)標(biāo)定表明其主要為NbC、VC和少量氮化物。

如圖5(b)所示,經(jīng)595 ℃×16 h焊后熱處理的鋼顯微組織仍為貝氏體,晶粒尺寸沒(méi)有明顯變化。鋼中彌散分布的小尺寸第二相粒子數(shù)量有所減少,同時(shí)生成了少量50 nm的大尺寸粒子,衍射斑點(diǎn)標(biāo)定表明小尺寸粒子主要為NbC、VC,大尺寸粒子為Nb(C,N)和V(C,N)復(fù)合析出相,說(shuō)明經(jīng)過(guò)焊后熱處理部分第二相粒子發(fā)生了融合長(zhǎng)大。第二相粒子的長(zhǎng)大主要是由于NbC和NbN易形成連續(xù)固溶體Nb(C,N),VC和VN易形成連續(xù)固溶體V(C,N)[14],在約600 ℃保溫過(guò)程中鋼中原子發(fā)生擴(kuò)散,長(zhǎng)時(shí)間保溫為N原子取代C原子提供了有利條件,當(dāng)N原子部分取代C原子時(shí),即可形成Nb(C,N)和V(C,N)。由于第二相粒子的長(zhǎng)大和小尺寸第二相粒子數(shù)量的減少,位錯(cuò)被釘扎的概率降低,第二相粒子間距也會(huì)增大到某一尺寸,位錯(cuò)能夠繞過(guò)第二相粒子而運(yùn)動(dòng),位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力減小,位錯(cuò)塞積也減少,固溶強(qiáng)化效果減弱,導(dǎo)致屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度下降,這也是模擬焊后熱處理后16MND5鋼的強(qiáng)度低于原始態(tài)的主要原因。

如圖5(c)所示,經(jīng)620 ℃×16 h焊后熱處理的鋼顯微組織也未發(fā)生明顯變化,但鋼中彌散分布的小尺寸第二相粒子數(shù)量較595 ℃時(shí)進(jìn)一步減少,同時(shí)生成了尺寸更大(50～80 nm)的粒子,衍射斑點(diǎn)標(biāo)定表明小尺寸粒子仍主要為NbC、VC,大尺寸粒子為Nb(C,N)和V(C,N)復(fù)合析出相。這是由于溫度提高為原子擴(kuò)散提供了能量,擴(kuò)散概率大大增加,第二相粒子在長(zhǎng)時(shí)間的高溫保溫后發(fā)生了更為充分的融合長(zhǎng)大。因此,16MND5鋼的強(qiáng)度隨焊后熱處理溫度的升高而呈下降趨勢(shì)。

如圖5(d,e)所示,經(jīng)595和620 ℃焊后熱處理25 h的鋼顯微組織仍為晶粒度7級(jí)的貝氏體,鋼中彌散分布的小尺寸NbC、VC第二相粒子數(shù)量進(jìn)一步減少,同時(shí)還生成了尺寸為50～80 nm的Nb(C,N)和V(C,N)復(fù)合析出相,第二相粒子進(jìn)一步融合長(zhǎng)大,導(dǎo)致鋼的強(qiáng)度進(jìn)一步降低。綜上,在不同焊后熱處理?xiàng)l件下,第二相粒子的尺寸和數(shù)量雖有變化,但尺寸仍為納米級(jí),因此16MND5鋼的RTNDT值變化不大,力學(xué)性能仍可滿(mǎn)足RCC-M標(biāo)準(zhǔn)要求。

3 結(jié)論

(1)經(jīng)模擬焊后熱處理后16MND5鋼的室溫和350 ℃拉伸抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均呈下降趨勢(shì),且下降幅度隨焊后熱處理溫度的升高和時(shí)間的延長(zhǎng)而增大;焊后熱處理溫度和保溫時(shí)間對(duì)斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率的影響不明顯。

(2)經(jīng)不同溫度焊后熱處理16 h后,16MND5鋼的0 ℃沖擊性能與未經(jīng)焊后熱處理的鋼基本相當(dāng),-20 ℃沖擊性能略有下降;當(dāng)焊后熱處理時(shí)間延長(zhǎng)至25 h時(shí),0和-20 ℃沖擊性能都有一定程度的下降,且單值波動(dòng)較大;焊后熱處理溫度對(duì)沖擊性能的影響并不顯著。

(3)隨著焊后熱處理溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng),16MND5鋼基體中彌散分布的小尺寸第二相粒子數(shù)量減少、部分粒子尺寸增大,導(dǎo)致鋼的強(qiáng)度降低。

圖5 原始態(tài)和不同模擬焊后熱處理?xiàng)l件下16MND5鋼的顯微組織、TEM形貌和衍射斑點(diǎn)Fig.5 Microstructures, transmission electron micrographs and diffraction spots of 16MND5 steel in original state and different simulated post-weld heat treatment states