模擬焊后熱處理對(duì)SA-508Gr.3 Cl.1鋼力學(xué)性能的影響

薛永棟 趙陽(yáng)磊 郭 彪 李 雪 鄭 焦 晉帥勇

(中信重工核電研究所，河南471039)

SA-508Gr.3 Cl.1鋼由于強(qiáng)度高、韌性好、輻照脆化敏感性低，已成為核電鍛件使用最多的材料之一[1]。核電設(shè)備安裝過(guò)程中會(huì)大量使用焊接工藝，而焊接組織具有較高的內(nèi)應(yīng)力，在外力作用下極易形成裂紋，危害很大。為消除此類(lèi)問(wèn)題，鍛件在焊接完成后需要進(jìn)行整體或局部的焊后熱處理。

為了評(píng)價(jià)焊后熱處理對(duì)材料性能的影響，對(duì)SA-508Gr.3 Cl.1調(diào)質(zhì)鋼進(jìn)行了模擬焊后熱處理，并對(duì)比了材料在模擬焊后熱處理前后的拉伸性能和沖擊性能變化。模擬焊后熱處理采用的溫度為610℃，接近實(shí)際生產(chǎn)中焊后熱處理所用的溫度。本實(shí)驗(yàn)對(duì)準(zhǔn)確評(píng)估生產(chǎn)中焊后熱處理對(duì)鍛件性能的影響、改進(jìn)焊后熱處理工藝以減輕焊后熱處理對(duì)材料性能的損傷具有重要意義。

1 試驗(yàn)過(guò)程

力學(xué)性能試驗(yàn)包括拉伸和沖擊。試樣在熱處理厚度為348 mm的兩個(gè)內(nèi)部構(gòu)件支承法蘭上切取(分別稱(chēng)為鍛件1、鍛件2)，取樣位置距熱處理表面45 mm，試樣方向?yàn)榍邢?。試樣切取前兩個(gè)法蘭均經(jīng)過(guò)了調(diào)質(zhì)熱處理，調(diào)質(zhì)采用的淬火溫度為890℃，回火溫度為645℃。兩個(gè)鍛件的化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 鍛件的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of forging(mass fraction，%)

每個(gè)鍛件上切取的試樣分為3組：第1組，保持調(diào)質(zhì)狀態(tài)，即鍛件完成調(diào)質(zhì)熱處理后直接切取，不經(jīng)過(guò)任何處理；第2組，試樣切取后進(jìn)行模擬焊后熱處理，處理工藝為615℃保溫24 h，然后以55℃/h的降溫速率隨爐冷卻；第3組，試樣切取后進(jìn)行模擬焊后熱處理，處理工藝為615℃保溫24 h，然后以80℃/min的降溫速率在油槽中冷卻。

拉伸試驗(yàn)采用的是直徑10 mm、5倍標(biāo)距的標(biāo)準(zhǔn)圓截面試樣，試驗(yàn)在CHT4605型試驗(yàn)機(jī)上完成，采用的加載速率為6 mm/min，試驗(yàn)溫度為室溫；沖擊試驗(yàn)采用的是10 mm×10 mm×55 mm的V型缺口試樣，在JB-30B型試驗(yàn)機(jī)上完成，采用300 J擺錘，試驗(yàn)溫度為室溫。

力學(xué)性能試驗(yàn)完成后，從每組試驗(yàn)中選取一個(gè)拉伸試樣，采用電子探針對(duì)其進(jìn)行晶粒內(nèi)部和晶界的P含量測(cè)定。

2 試驗(yàn)結(jié)果

試驗(yàn)完成后對(duì)試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行統(tǒng)計(jì)， 拉伸和沖擊試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表2，P含量測(cè)定結(jié)果見(jiàn)表3。

表2 鍛件力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果Table 2 The mechanical property test results of forgings

3 分析與討論

通過(guò)對(duì)比可知：鍛件1上切取的3組試樣中，第2組比第1組屈服強(qiáng)度平均值下降18 MPa，抗拉強(qiáng)度平均值下降31 MPa，沖擊韌性平均值下降28 J/ cm2；第3組比第1組屈服強(qiáng)度平均值僅下降3 MPa，抗拉強(qiáng)度平均值下降2 MPa，沖擊韌性平均值下降2 J/ cm2。鍛件2上切取的3組試樣中，第2組比第1組屈服強(qiáng)度平均值下降26 MPa，抗拉強(qiáng)度平均值下降38 MPa，沖擊韌性平均值下降47 J/ cm2；第3組試樣比第1組試樣屈服強(qiáng)度平均值下降5 MPa，抗拉強(qiáng)度平均值下降5 MPa，沖擊韌性平均值下降5 J/ cm2。

表3 晶粒內(nèi)部和晶界的P含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 3 P contents of grain interior and grain boundaries(mass fraction, %)

鍛件1代表低雜質(zhì)元素含量，鍛件2代表高雜質(zhì)元素含量，第2組試樣代表低模擬焊后熱處理冷速，第3組試樣代表高模擬焊后熱處理冷速，模擬焊后熱處理對(duì)材料力學(xué)性能的影響如表4所示。

表4 模擬焊后熱處理后材料力學(xué)性能變化Table 4 The material mechanical properties change after simulated post-weld heat treatment

由表4可以看出，模擬焊后熱處理采用低的冷卻速率會(huì)導(dǎo)致材料強(qiáng)度的明顯下降和沖擊韌性的顯著降低，而高的冷卻速率則對(duì)材料的強(qiáng)度和沖擊韌性影響不明顯；另一方面，高的P、S、As等雜質(zhì)含量也能增加材料在模擬焊后熱處理后性能的損傷；高雜質(zhì)含量和低冷卻速率的疊加更是嚴(yán)重降低材料模擬焊后熱處理后的強(qiáng)度和韌性，尤其是沖擊韌性，幾乎下降30%。

對(duì)鍛件2第1組(調(diào)質(zhì)狀態(tài))和第2組(調(diào)質(zhì)+模擬焊后熱處理狀態(tài))的沖擊試樣進(jìn)行金相分析，結(jié)果見(jiàn)圖1所示。

(a)調(diào)質(zhì)狀態(tài) (b)調(diào)質(zhì)+模擬焊后熱處理狀態(tài)圖1 材料在模擬熱處理前后的組織Figure 1 Material structure before and after simulated heat treatment

從圖1可以看出，試樣在模擬焊后熱處理前后的組織沒(méi)有明顯變化，都是回火索氏體，所以引起性能變化的原因與組織無(wú)關(guān)。

根據(jù)上述試驗(yàn)結(jié)果，試樣經(jīng)過(guò)模擬焊后熱處理后，強(qiáng)度下降，沖擊韌性降低。導(dǎo)致這一結(jié)果的原因一是含有P、S、As等雜質(zhì)元素；二是模擬焊后熱處理的冷卻速率過(guò)低。

表3 P含量測(cè)定結(jié)果表明，模擬焊后熱處理過(guò)程中，P原子分布發(fā)生了改變，冷速過(guò)低時(shí)，晶界上的P原子濃度急劇上升，超過(guò)模擬焊后熱處理之前的5倍，即大量P原子由晶內(nèi)偏聚到晶界。

有些鋼在450～650℃之間回火時(shí)會(huì)出現(xiàn)沖擊韌性下降的現(xiàn)象，稱(chēng)為第二類(lèi)回火脆性。對(duì)于第二類(lèi)回火脆性的產(chǎn)生機(jī)理，一般認(rèn)為是鋼中的P、S、As等雜質(zhì)元素在較高溫度下在鋼基體中有較大的溶解度，隨著溫度的降低，雜質(zhì)原子在晶界、位錯(cuò)等缺陷位置發(fā)生偏聚，導(dǎo)致晶界的弱化和位錯(cuò)開(kāi)動(dòng)受阻，最終導(dǎo)致了材料塑韌性的下降[2～4]。

我們的實(shí)驗(yàn)結(jié)果與這一規(guī)律是一致的。在610℃時(shí)由于P、S等雜質(zhì)在鋼中有較大的溶解度，主要以游離態(tài)均勻分布在基體中。冷卻過(guò)程中，隨著溫度的下降，雜質(zhì)元素在基體中的溶解度降低，當(dāng)冷速較快時(shí)雜質(zhì)原子來(lái)不及重新分布，以過(guò)飽和固溶的方式仍然均勻分布在基體中，所以材料性能沒(méi)有明顯變化。當(dāng)冷速過(guò)慢時(shí)，雜質(zhì)原子在晶界、位錯(cuò)等缺陷位置發(fā)生偏聚。雜質(zhì)原子尤其P原子在基體中的分布，對(duì)材料會(huì)產(chǎn)生一定的固溶強(qiáng)化作用[5]，模擬焊后熱處理過(guò)程中冷速過(guò)低導(dǎo)致雜質(zhì)原子從基體中析出，這是材料強(qiáng)度下降的主要原因；模擬焊后熱處理過(guò)程中碳化物的繼續(xù)析出也是強(qiáng)度下降的一個(gè)原因[6]。另一方面，雜質(zhì)原子在晶界位錯(cuò)等缺陷位置的偏聚，導(dǎo)致材料晶界弱化，位錯(cuò)開(kāi)動(dòng)激活能增加，從而使材料沖擊韌性下降。

4 結(jié)論

(1) SA-508Gr.3 Cl.1調(diào)質(zhì)鋼經(jīng)過(guò)模擬焊后熱處理會(huì)發(fā)生強(qiáng)度下降、沖擊韌性降低的現(xiàn)象，可以通過(guò)降低鋼中P、S、As等雜質(zhì)元素的含量和提高焊后熱處理的冷速來(lái)減輕這種現(xiàn)象。

(2)強(qiáng)度降低主要由雜質(zhì)析出引起，雜質(zhì)的析出減弱了固溶強(qiáng)化的作用；沖擊韌性的降低是雜質(zhì)原子在晶界和位錯(cuò)附近偏聚引起晶界弱化并提高位錯(cuò)開(kāi)動(dòng)激活能所致。

(3)工程應(yīng)用中，SA-508Gr.3 Cl.1調(diào)質(zhì)鋼可以通過(guò)降低雜質(zhì)元素含量、焊后熱處理過(guò)程中提高冷速來(lái)避免力學(xué)性能的下降。

[1] 楊文斗.反應(yīng)堆材料學(xué).原子能出版社，2000.

[2] 馬講坡，朱志前.12Ni3CrMoV鍛鋼的回火脆性研究.材料開(kāi)發(fā)與應(yīng)用，2005(20).

[3] 冼愛(ài)平，張盾，王儀康，等.鋼中殘余元素及其對(duì)鋼性能的影響.鋼鐵，1999(34).

[4] 付貴勤，朱苗勇.磷元素在鋼中的晶界偏聚.鞍鋼技術(shù)，2006(3).

[5] 王祖濱，東濤.低合金高強(qiáng)度鋼.原子能出版社，1996.

[6] 姜洪生，王國(guó)棟.模擬焊后熱處理對(duì)12Cr2Mo1R厚鋼板沖擊性能的影響.金屬熱處理，2009(34).