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(1. 上海交通大學(xué)核科學(xué)與工程學(xué)院，上海　200240；2.上海新閔(東臺(tái))重型鍛造有限公司，江蘇　東臺(tái)　201109；3.上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院　上?！?00240)

目前，美國(guó)能源部大力推進(jìn)小型模塊反應(yīng)堆(簡(jiǎn)稱小型堆)研究計(jì)劃。近期，我國(guó)政府也批準(zhǔn)了類似的研發(fā)計(jì)劃[1-2]。相對(duì)傳統(tǒng)大型核反應(yīng)堆，小型堆建造周期短、運(yùn)行維護(hù)成本低，且安全性和可靠性更高，既可作為海上大型民用、軍用船只的核動(dòng)力平臺(tái)，又可作為海上核電，服務(wù)鉆井平臺(tái)、城市熱電聯(lián)產(chǎn)和水電聯(lián)產(chǎn)等領(lǐng)域，具有廣闊的應(yīng)用前景[3-7]。

核島一回路壓力邊界關(guān)鍵設(shè)備的制造在一定程度上制約著小型堆的發(fā)展。其中，蒸汽發(fā)生器下封頭，在結(jié)構(gòu)上包含主體球體、一回路冷卻劑的出口和入口接管和兩個(gè)人孔座，屬于大體積、大斷面、復(fù)雜曲面、多孔異徑的復(fù)雜核一級(jí)鍛件，其整體鍛造技術(shù)代表了核島承壓設(shè)備制造能力的最高水平。然而，由于復(fù)雜的形狀結(jié)構(gòu)，加之材料(SA508 Gr.3 Cl.2 鋼)自身淬透性的限制，必須統(tǒng)籌冶煉、鍛造、熱處理等各個(gè)生產(chǎn)環(huán)節(jié)，以獲得均勻的微觀組織和力學(xué)性能，進(jìn)而達(dá)到既“控型”又“控性”的目的，提高整體鍛造下封頭的可靠性和安全性。

對(duì)于下封頭整體鍛件的目標(biāo)力學(xué)性能要求比較苛刻。首先，材料的強(qiáng)度要求大幅度提高，主要體現(xiàn)在室溫抗拉強(qiáng)度下限由550MPa提高到了620MPa，高溫抗拉強(qiáng)度由520MPa提高到 580MPa，在當(dāng)前 SA508 Gr.3 Cl.2鋼的化學(xué)成分基礎(chǔ)上具有一定的難度，特別是在有限的淬透性前提下，要保證整個(gè)鍛件不同位置的微觀組織和力學(xué)性能均勻性；其次，模擬焊后熱處理態(tài)與淬火+回火(調(diào)質(zhì))態(tài)的力學(xué)性能考核指標(biāo)相同，而高溫長(zhǎng)時(shí)間的熱處理必將改變調(diào)質(zhì)態(tài)的微觀組織，這對(duì)鍛造和性能熱處理工藝是非常大的考驗(yàn)。

本文以整體鍛造的一種小型模塊反應(yīng)堆蒸汽發(fā)生器下封頭為研究對(duì)象，通過對(duì)終態(tài)產(chǎn)品不同部位的力學(xué)性能的測(cè)試，評(píng)價(jià)鍛造和熱處理工藝的合理性，為進(jìn)一步優(yōu)化生產(chǎn)工藝、提高產(chǎn)品的成品率提供理論參考。

1　實(shí)驗(yàn)過程

蒸汽發(fā)生器下封頭所用材料為 SA508 Gr.3 Cl.2 鋼。經(jīng)過 EBT+LF 鋼包精煉+VD 真空脫氣+VC 真空澆注的冶煉工藝，降低鋼中S、P和非金屬夾雜物的含量，達(dá)到預(yù)定目標(biāo)化學(xué)成分；然后在5000t液壓鍛機(jī)上，采用胎模鍛造，溫度控制在850～1240℃范圍內(nèi)，鍛造比約為8∶1，以消除鑄造缺陷，保證鍛造微觀組織均勻性；鍛后熱處理為正火(6～8h在915℃下)+回火(12～14h在650℃下)，旨在消除鍛造應(yīng)力，改善組織狀態(tài)，為后續(xù)性能熱處理做準(zhǔn)備；性能熱處理為淬火+回火(調(diào)質(zhì))處理，獲得回火馬氏體或貝氏體組織，以達(dá)到良好的強(qiáng)韌性配比；模擬焊后熱處理實(shí)驗(yàn)在整體鍛件的解剖試樣上進(jìn)行。具體性能熱處理和模擬焊后熱處理實(shí)驗(yàn)工藝如圖1所示。

圖1　熱處理工藝圖Fig.1　Schematic of heat treatment schedule(a)淬火；(b)回火(調(diào)質(zhì)態(tài))；(c)焊后熱處理(模擬態(tài))

為了評(píng)價(jià)整體鍛件不同部位力學(xué)性能的均勻性，對(duì)鍛件的大端頭試環(huán)(1個(gè))、接管試環(huán)(其中 2 個(gè))進(jìn)行分析，分別編號(hào)為試料 A、D和E，同時(shí)對(duì)整個(gè)鍛件進(jìn)行了解剖實(shí)驗(yàn)，分別編號(hào)為試料 B、C、F、G和H。下封頭整體鍛件的取樣位置如圖2所示。

圖2　整體鍛件不同位置的試料分布：大端口試料A、管嘴試料D和E與解剖試料B、C、F、G和H Fig.2　Position and distribution of different samples of the integral forging

用布氏硬度計(jì) XHB-3000 測(cè)量整體鍛件(解剖前)球體內(nèi)外表面和管嘴處的硬度；用微機(jī)控制的電子萬能試驗(yàn)機(jī)(20t)CMT5205測(cè)試試料在常溫(23℃)和高溫(350℃)的拉伸性能；用擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī) ZBC2453-C測(cè)試試料在常溫(23℃)和低溫(-10℃)的沖擊性能。

2　結(jié)果與討論

2.1　化學(xué)成分均勻性

表1給出了下封頭整體鍛件 3 處不同部位的試環(huán)試料(A、D和E)和5處全面解剖的試料(B、C、F、G和H)的化學(xué)成分?？梢钥闯?，A～H等8種試料的測(cè)試成分符合產(chǎn)品設(shè)計(jì)要求，且實(shí)際 C 含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))控制在 0.20%～0.21%范圍內(nèi)，S和P含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))分別控制在0.004%和0.001%以內(nèi)，其他合金元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))僅在一個(gè)非常小的范圍內(nèi)波動(dòng)(試料 C和F 中的 Mn 含量較低，分別為 1.42%和 1.43%，這可能與分析樣品中存在的 MnS 夾雜有關(guān))。這說明，通過既定的鍛造工藝和熱處理工藝，不但消除了成分偏析等宏觀鑄造缺陷，而且整個(gè)鍛件的微區(qū)成分分布均勻，同時(shí)有害雜質(zhì)元素特別是S和P控制在一個(gè)非常低的水平。我們知道，鋼鐵材料在力和熱(形變和溫度)共同作用下的物理冶金規(guī)律取決于材料的化學(xué)成分，而鍛造時(shí)奧氏體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶溫度、熱處理時(shí)馬氏體相變開始溫度等相變規(guī)律決定了最終的室溫微觀組織和相關(guān)力學(xué)性能[8]。也就是說，化學(xué)成分的均勻性是獲得均勻的微觀組織和力學(xué)性能的前提條件。

表1　不同試料的主要化學(xué)成分和要求Table 1　Main chemical compositions of different samples and the standard 　質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%

然而，雖然化學(xué)成分均勻，或者說正是由于成分的均勻，因?yàn)殄懠某叽巛^大，在性能熱處理(特別是冷卻階段)時(shí)，在厚度方向可能存在溫度梯度，且取決于冷卻方式，不同鍛件部位的實(shí)際熱處理工藝可能也存在差異，這將造成后續(xù)組織和性能的不均勻。因此，在成分均勻和工藝一定的情況下，力學(xué)性能均勻性還取決于鍛造和熱處理的具體操作規(guī)程。因此，有必要進(jìn)一步評(píng)價(jià)整體鍛件的力學(xué)性能的均勻性。

2.2　表層硬度均勻性

圖3給出了整體鍛件的硬度采集部位，管嘴和球體外表面分別記作 A1、B1、C1和D1 以及 E1、H1、I1和J1，對(duì)應(yīng)的管嘴和球體連接處和球體內(nèi)表面用-1來區(qū)分，每個(gè)部位分別取4個(gè)連續(xù)分布的數(shù)據(jù)點(diǎn)，記作1、2、3和4，硬度變化曲線如圖4所示?？傮w來看，硬度在217～232HB一個(gè)較小的范圍內(nèi)變化，可認(rèn)為整個(gè)鍛件硬度分布基本均勻。管嘴與管嘴和球體連接處的4個(gè)位置具有隨機(jī)性，如圖4(a)所示，除了A1和C1-1外，其他部位硬度相對(duì)比較分散。雖然管嘴與管嘴和球體連接處位置相鄰，即材料成分和冷速相近，由相應(yīng)的微觀組織決定的硬度應(yīng)該趨于一致，如B1和B1-1的3、4位置的硬度完全重合，但實(shí)際多數(shù)位置并沒有相關(guān)性。這可能是因?yàn)樵阱憠撼尚蜁r(shí)，管嘴和球體連接處為復(fù)雜應(yīng)力區(qū)，導(dǎo)致終態(tài)組織和性能的差異。球體外表面中心點(diǎn)位置(O1)的硬度明顯高于內(nèi)表面(O1-1)，而其他位置的硬度大多數(shù)低于內(nèi)表面(I1和I1-1的2、3位置除外)。另外，從球體中心點(diǎn)到大端口(1～4)，硬度隨球面位置并沒有統(tǒng)一的變化規(guī)律，但4個(gè)硬度點(diǎn)的波動(dòng)幅度較小，如圖4(b)所示?？傮w來說，整個(gè)鍛件的硬度分布較為均勻，在大變形區(qū)的球體部分，特別是管嘴和球體連接處的復(fù)雜應(yīng)力區(qū)，硬度都沒有很大的波動(dòng)。

圖3　整體鍛件硬度采集部位Fig.3　Position of hardness test of the integral forging(a)外輪廓；(b)內(nèi)球面

圖4　整體鍛件的硬度分布變化Fig.4　Hardness distribution of the integral forging(a)中心點(diǎn)、管嘴與管嘴和球體連接處；(b)內(nèi)外球面

2.3　力學(xué)性能均勻性

圖5是下封頭不同位置的力學(xué)性能分布，給出了調(diào)質(zhì)態(tài)(a，c)和模擬態(tài)(b，c)試料的周向(a、b)和徑向(c，d)在室溫23℃和高溫 350℃的抗拉強(qiáng)度Rm，屈服強(qiáng)度Rp0.2延伸率A5，斷面收縮率Z，室溫23℃和低溫-10℃的沖擊功Kv2，隨著取樣位置 A～H 的變化曲線。整體來說，高溫強(qiáng)度低于室溫強(qiáng)度，而塑性相當(dāng)。在350℃時(shí)，間隙原子C已經(jīng)可以發(fā)生短距離擴(kuò)散、偏聚，在外加載荷作用下，其對(duì)材料內(nèi)部滑移系的阻礙作用減弱，宏觀上表現(xiàn)為材料的“軟化”，在拉伸曲線上往往表現(xiàn)為連續(xù)屈服而失去屈服平臺(tái)，進(jìn)而導(dǎo)致屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的同時(shí)降低。低溫和室溫沖擊功差別不大，但都保持在160J以上。作為體心立方結(jié)構(gòu)的材料，SA508 Gr.3 Cl.2 鋼存在韌脆轉(zhuǎn)變溫度。而23℃和-10℃的沖擊功接近并保持在高值，為轉(zhuǎn)變曲線的上平臺(tái)沖擊功范疇內(nèi)，說明材料處于完全韌性狀態(tài)。但是低溫沖擊功誤差較大，特別是調(diào)質(zhì)態(tài)或模擬態(tài)試料 B、C 和G的周向低溫沖擊功誤差顯著，這說明低溫韌性更容易受到組織缺陷、樣品加工等因素影響。

圖5　整體鍛件不同位置的力學(xué)性能Fig.5　Mechanical strength distribution of the integral forging(a)調(diào)質(zhì)態(tài)-周向；(b)模擬態(tài)-周向；(c)調(diào)質(zhì)態(tài)-徑向；(d)模擬態(tài)-徑向

模擬態(tài)的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度略低于調(diào)質(zhì)態(tài)，延伸率和斷面收縮率幾乎沒有變化，即強(qiáng)度略降而塑性不變。對(duì)于沖擊韌性，調(diào)質(zhì)態(tài)和模擬態(tài)的沖擊功變化不大，二者的對(duì)比規(guī)律不明顯。相對(duì)調(diào)質(zhì)態(tài)，模擬態(tài)相當(dāng)于額外在 615℃長(zhǎng)時(shí)間高溫回火 24h，如圖1(c)所示。在這個(gè)過程中，一般認(rèn)為，調(diào)質(zhì)態(tài)的回火馬氏體組織中的位錯(cuò)密度會(huì)進(jìn)一步減少，馬氏體板條變寬，板條界面消失而發(fā)生回復(fù)，造成基體的回火軟化，同時(shí)碳化物(滲碳體)長(zhǎng)大、粗化強(qiáng)化效果減弱，進(jìn)而導(dǎo)致強(qiáng)度降低，塑性和韌性改善[9]。然而，實(shí)際鍛造和熱處理工藝下的模擬態(tài)的強(qiáng)度降低非常有限，塑性和韌性變化不明顯。這說明，經(jīng)過 920℃ 完全奧氏體化后水冷淬火和640℃數(shù)個(gè)小時(shí)的回火，調(diào)質(zhì)態(tài)的微觀組織已經(jīng)趨于穩(wěn)定的平衡態(tài)，而在較低溫度 615℃長(zhǎng)時(shí)間保溫并不能從本質(zhì)上改變已有的調(diào)質(zhì)態(tài)顯微組織。因此，模擬態(tài)和調(diào)質(zhì)態(tài)的力學(xué)性能相近，這也保證了模擬態(tài)達(dá)到調(diào)質(zhì)態(tài)的強(qiáng)度、塑性和韌性的考核指標(biāo)。

從試料取樣位置上看，不同試料的強(qiáng)度、塑性差別不大，同種試料周向和徑向的強(qiáng)度和塑性也相近，而考慮誤差影響，除了-10℃時(shí)試料 F 徑向沖擊功較低外，其他部位和方向的室溫和低溫沖擊韌性分布均勻。不同位置和取向的力學(xué)性能偏差及設(shè)計(jì)要求如表 2 所示。可見，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的最低值分別為 633MPa(室溫)/592 MPa(高溫)和 502MPa(室溫)/411 MPa(高溫)，與最高值的偏差(室溫)分別在 71MPa和80MPa 以內(nèi)，延伸率和斷面收縮率波動(dòng)較小，沖擊韌性的最低值為 146J?？傊w鍛造的下封頭的強(qiáng)度、塑性和韌性等數(shù)值均在正常范圍內(nèi)波動(dòng)，性能分布比較均勻，滿足設(shè)計(jì)要求。

表2　不同位置和取向試樣的力學(xué)性能偏差

3　結(jié)論

通過對(duì)小型模塊反應(yīng)堆蒸汽發(fā)生器下封頭的解剖實(shí)驗(yàn)，分析了不同部位試料的化學(xué)成分、布氏硬度和力學(xué)性能的均勻性。

1)不同部位化學(xué)成分均勻，C 含量控制在 0.20%～0.21%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))范圍內(nèi)，S和P 含量分別控制在0.004%和 0.001%以內(nèi)(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，其他合金元素含量?jī)H在一個(gè)非常小的范圍內(nèi)波動(dòng)。

2)受到鍛造時(shí)大變形和復(fù)雜應(yīng)力的影響，鍛件球體內(nèi)外表面、管嘴和其與球體鏈接處的硬度有所波動(dòng)，但都處在 217～232HB 一個(gè)較窄的范圍內(nèi)。

3)從調(diào)質(zhì)態(tài)和模擬態(tài)試料的周向、徑向力學(xué)性能來看，室溫和高溫強(qiáng)度均在正常范圍波動(dòng)，相對(duì)而言，沖擊韌性波動(dòng)較大，但相應(yīng)的最小沖擊功仍遠(yuǎn)大于最低要求。

下封頭鍛件整體成型后可以達(dá)到力學(xué)性能均勻化的目的，證實(shí)了整體鍛造工藝和后續(xù)性能熱處理工藝的合理性和可行性，可以應(yīng)用到正式產(chǎn)品。