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1、核电站一回路冷却管道铸造双相不锈钢热老化行为研究指导教师签字：安i 多钞够压水堆核电站一回路系统中使用了大量的铸造不锈钢部件：阀体、主冷却剂管道和主泵泵壳，一般其运行温度范围为2 8 8 3 2 7 ，该材料长期在反应堆冷却剂运行温度下会发生热老化脆化，即韧性和延性下降的现象，随着热老化程度的加深，压力部件的临界裂纹尺寸会下降，因此将削弱一回路压力边界的完整性。分析材料由组织变化引起的强度升高、韧性和延性下降，查明C S S 材料老化机理对提高机械性能，延长核电站的运营寿命，给电站带来更大的经济效益。本文对4 0 0 “ 0 加速老化试验后试样通过光学金相( o M ) 、透射电镜( T E
2、M ) 、扫描电镜( G E M ) 、室温与运行温度3 5 0 拉伸试验、室温冲击以及韧脆转折温度的测定等方法研究了不同老化时间的国产与法国产Z 3 C N 2 0 - 0 9 MQ + Y 铸造双相不锈钢( C S S ) 的显微组织、室温与运行温度下的静力强塑性与变形行为以及冲击动态强韧性与韧脆转折温度随老化时间延长的变化，以期探讨热老化脆化对该钢组织性能的影响及其变形行为，并对该钢老化后的拉伸与冲击性能进行了评估。Z 3 C N 2 0 0 9 MQ + Y 铸造双相不锈钢组织为奥氏体基体上分布着不连续的岛状分布，主要形态为条带状和花边状。随老化时间的延长，铁素体的形态发生了变化，由不
3、连续的岛状和花边状逐渐在局部区域形成带状尖锐的铁素体长条，奥氏体内的位错、层错也有明显的减少，在晶界处有析出物的出现，且铸造双相不锈钢中的铁素体相随老化时间的延长逐渐变硬。两种钢的静力强塑性与断裂分析可知，取样位置对国产钢室温静力强塑性没有显著影响，对法国产钢的强度有显著性影响，但对塑性没有影响；取样方向对室温拉伸塑性没有显著的影响。老化1 0 0 0 h 后对法国产钢室温抗拉强度和断面收缩率都有显著的影响。铸造双相不锈钢的拉伸宏观断口的边缘为不规则的“花瓣状”，断口附近有明显的褶皱出现，原始态铸造双相不锈钢室温断裂机理为微孔聚集断裂。热老化后断口上韧窝底部出现第二相粒子，随老化时间的延长，第
4、二相粒子增多，断裂为微孔聚集长大或塑性流动发生颈缩而断裂。3 5 0 “ ( 2 拉伸断口为韧窝，并随热老化时间的延长韧窝形貌由深变浅，高温拉伸随老化时间的延长韧性下降，但断裂方式变化不明显，仍为微孔聚集断裂。铸造双相不锈钢拉伸曲线为“锯齿形“ ，整个拉伸过程中伴随着有新的L t l d e r s 带的出现，拉伸过程中有形变孪晶的出现，在孪晶内部还有大量滑移带的出现，形变机理为滑移和孪生两种变形机制的交替发生。铸造双相不锈钢的强化分为3 个阶段，即屈服形变强化阶段刀l 、均匀形变强化阶段恐、局集形变强化阶段胁，并且均匀形变强化阶段飓 2 时，对0 C r 2 5 N i S M 0 3 双相
5、不锈钢的组织的性能的影响，结果显示，虽然M n 系奥氏体稳定元素，但当钢中M n 量达到8 左右，也没有观察到钢中丫量有任何变化。M n 对钢的强度，塑性没有明显的影响。N ：氮和镍一样，同样是强烈形成奥氏体并扩大 r 区的元素。且其能力远远大于镍。在双相不锈钢中，在高温下氮稳定奥氏体的能力也比镍大。因而，氮在双相不锈钢中具有防止其焊后出现单相铁素体的重要作用，从而导致含氮的第二代丫+ a 双相不锈钢的诞生。氮形成并稳定奥氏体却扩大丫区并使钢固溶强化的作用与碳相似，但氮在钢中不仅不像碳对钢的耐蚀性有害，而且在一些介质中，常常产生非常有益的影响。加之，前已述及的氮在丫+ a 双相不锈钢中不仅有利
6、于相比例的控制，而且可显著推迟高温下( 例如焊后)单相铁素体组织出现和有害金属间相的析出，因而含氮的丫+ a 双相不锈钢获得了迅速发展和广泛应用。M o ：作为一种强烈形成铁素体并缩小丫区的元素，在仅+ 丫双相不锈钢中，有利于a的形成，对一些金属间相，例如，o 相、) C 相等的析出也有很大的促进作用：使o 相等析出速度加快，析出范围加宽，析出温度向上移动，从而提高了双相不锈钢的o 脆化倾向。对于含钼量 3 5 的高钼双相不锈钢而言，钼量增加，对钢脆性的影响显得更为严重。这是影响含钼量 3 5 的高钼0 【+ 丫双相不锈钢发展与应用的主要障碍。但是除了氧化性介质外，M o 对0 【+ 丫双相不
7、锈钢耐还原性介质腐蚀，耐点蚀，耐缝隙腐蚀的良好作用是人们最感兴趣的。正因为如此，除了C r 、N i 之外，M o 也是a + Y 双相不锈钢中最重要的合金化元素。W ：钨也是铁素体形成元素，其作用与M o 类似。1 3 3 铬镍双相不锈钢中的相C r - N i 双相不锈钢主要是指钢中以C r 、N i 为主要合金化元素的a 竹双相不锈钢。 图1 4 系F e C r - N i 合金的状态图。图中指出了随合金中C r + N i 量的增加，丫区和帅 相区的变化情况。从图中可以看出，当F e 量为5 0 ，6 0 时，讹竹相界不发生弯曲，F e C r - N i 三元纯奥氏体合金可在所有温
8、度下保持稳定的丫组织。当合金中F e 量为7 0 ， 8 0 ，9 0 时，帅相界发生弯曲，向丫区缩小的方向移动。1 0 0 0 时，靠近丫0 竹相界 附近的纯奥氏体钢可能出现某些铁素体。随嘶相区范围扩大，人们就可获得嘶双相不锈钢，而钢中所含的C r 、N i 总量又使此类钢具有良好的耐蚀性等性能。当F e 量达9 0 时，由于丫相区的扩大，可使F e C r - N i 合金中高温铁素体与低温铁素体区分开来。高温 常用6 来表示，低温用a 表示。含F e 7 0 左右的不锈钢是由平衡的嘶双相所组成，我 们所说的a 竹双相不锈钢与一些纯铁素体不锈钢和纯奥氏体不锈钢不同，在嘶双相不锈钢的加热与冷
9、却过程中，除a ，y 两相数量的变化外，还会产生组织转变，从而出现二8巍安王监大学硕士论文次奥氏体忱，碳化物和氮化物以及金属间相，例如。相，X 相，R 相等。它们对川双相不锈钢的性能常常具有重要的影响。l 为Bl O篓钠蠓Ol 1 N i 曩努t ) ，冀扩1 矿- 蕃矿萄 O r ( 曩t 努纛y 强，O O 硼 姆O翱鼍h 薯&7 0 F e&9 0 一F eO 糟剪4 0 捌 l O 勰5 00秘鞠埔0 弘秘1 0O翱埔O图1 4F e - C r - N i 系笺滠霰面图 州双相不锈钢中的组织转变有两个特点需要注意。一是由于铁素体的晶体点阵密排度较低，因此合金元素在铁素体中的扩散速度要
10、比在奥氏体中大得多，例如在7 0 0 。C 附近，铬元素在铁素体中的扩散速度比在奥氏体中约大1 0 0 倍；二是双相不锈钢中毡和了两相的化学成分存在着很大的差异，铁素体中富C r 、M o 等铁素体形成元素，这就有利于富集这些元素的金属间相，例如a 相，x 相等在铁素体内的局部形核。根据这两个特点，较低温度下加热，冷却过程巾的组织变化主要系在铁素体相中进行，蔼奥氏体相中基本不发生变化。同时，双相不锈钢中的析出反应要比纯奥氏体或纯铁素体不锈钢中快得多。1 ) 三次奥氏体倾人们通常把双相不锈钢最终热处理前钢中所含的奥氏体称为一次奥氏体，而把热处理焉，由予是现了毡搬反应或S _ 能+ 碳化物( 前一
11、反应主要发生在无碳或含稳定化元素T i ，N b 的钢中) ，新析出的奥氏体称为二次奥氏体( 住) 。一般说来，双相不锈钢中a 和丫两相比例主要是钢中合金元素含量的配比来决定的。即由钢中的C r 当量和N i 当量( 各种合金元素形成a 和Y 相的能力，通常以N i 当量和C r 当量的当量系数) 之比值P 来决定。当P 值一定时，二次奥氏体啦的析出取决于钢中一次奥氏体量和热处理条件。若平衡状态下的奥氏体含量以V 佃表示，而l 和V 伫分别表示一次和二次奥氏体量，那么平衡状 态时，V = U l + 。一般情况下，当温度一定时，一次奥氏体数量越多，则析出的= 次奥氏体的数量越少，当l 时，则会
12、发生一次奥氏体的溶解。2 ) 碳化物和氮化物9翮引酬烈NU黜W一藉西安工业大学硕士论文a 、M 7 C a 和M 2 3 C 6 型碳化物当双相不锈钢低于1 0 5 0 加热时，钢中碳化物便可在铁素体奥氏体晶界上形成。因为，双相不锈钢中，奥氏体中碳含量较高，而铁素体中铬含量较高，晶界是碳化物析出的有利位置。所析出的碳化物，当加热温度较高。可析出M 7 C 3 型碳化物；而低于9 5 0 。C ，则系析出M 2 3 C 6 型碳化物，此种碳化物析出很快，主要沿嘶相界，但也可沿a a 和丫丫相界析出。由于碳化物的析出要消耗相邻区域内的铬含量，于是这部分原来为铁素体的区域，随即可转变为奥氏体。这样一
13、来，就会出现碳化物、奥氏体的聚集区，而原来的嘶相界就移出了这一区域，形成新的内界面。利用高温加热后急冷方式可防止碳化物析出。但是，在双相不锈钢中沿晶界所形成的碳化物，不似在纯奥氏体钢和纯铁素体不锈钢中对钢的耐晶间腐蚀性能影响那么大，特别是近来所发展和应用的C r - N i 双相不锈钢，其碳含量大多在 n 2 。6 2 3 高温拉伸真应力真应变曲线与对数曲线铸造双相不锈钢典型的高温拉伸塑性变形真应力应变曲线和对数曲线形变强化指数西安工业大学硕士论文以随真应变的变化见图6 7 。由于试验在高温环境下进行，无法人工记录颈缩后的流变数据，因此只有对颈缩前进行曲线分析，但不影响整个曲线的趋势。从图中可
14、知，高温拉伸真应力真应变曲线的重合性很好，从对数曲线看到起初是攀岩上升的，形变硬化指数厅值此曲线的斜率，所以在变形前期形变硬化指数n 值是正负交替的；当试样有一定的变形量后不再出现攀岩上升的现象，而是沿光滑曲线上升，形变硬化指数刀值不在出现正负交替。在高温下，材料变形过程中则同时存在硬化和软化两个相搏的过程。硬化主要是由晶内位错堆积造成的，软化则主要是由于高温下，晶( 相) 界会变得越来越不稳定，晶( 相)界间的粘滞力逐渐降低，晶( 相) 界滑移也变得越来越容易，材料的塑性应该是增加，但我们看到此钢的强塑性较室温拉伸有所降低，因此，对于此钢在3 5 0 时，晶( 相) 界过于软化，晶( 相)
15、界间的结合力会下降，是铁素动态恢复过程，所以会使强塑性降低。6 0 05 0 0o4 0 0 叁 善3 0 0 嚣z 们1 0 0O6 3 小结。 ， ，00 1 10 20 30 。4真应嚏t一5432一l01 E 图6 7 铸造双相不锈钢高温拉伸真应力应变曲线及对数曲线铸造双相不锈钢拉伸曲线为“锯齿形”，整个拉伸过程中伴随着有新的L t l d e r s 带的出现，通过对不同塑性变形的拉伸试样进行显微分析可知，拉伸过程中有形变孪晶的出现，在孪晶内部还有大量滑移带的出现，说明拉伸过程中，塑性变形是伴随着滑移和孪生，当滑移受到阻碍时，会以孪晶的方式继续变形，孪晶的变形又促进了滑移的产生，正是
16、这两种变形机制的交替发生，使得塑性变形不断进行。通过对铸造双相不锈钢的形变硬化指数分析可知，铸造双相不锈钢的强化分为3 个阶段，即屈服形变强化阶段刀l 、均匀形变强化阶段也、局集形变强化阶段玎3 ，并且均匀形变强化阶段n 2 局集形变强化阶段n 3 屈服形变强化阶段n l 。386 4228642l22 22IIll7 铸造双相不锈钢冲击性能与断裂分析7 铸造双相不锈钢冲击性能与断裂分析在金属材料试验中，冲击仅次于拉伸，也是经常使用的手段。冲击试验在检验材料质量、内部缺陷、脆性转化和热处理工艺方面比其它力学性能试验更加敏感，它可以测定材料的韧脆程度和材料韧脆转折温度，并且新发展数字化冲击试验机可以记录下整个冲击过程中的载荷位移曲线，使冲击过程具有明显的物理意义。利用数字化冲击得到的力特征值对动态强韧性的分析更加准确，并可用来评估冲击断口纤维断面率与韧性断面率之间的关系，对比以往测量断
