供稿|林明新，李杰，石莉，程含文，謝東 / LIN Ming-xin, LI Jie, SHI Li, CHENG Han-wen, XIE Dong

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SA-738Gr.B鋼板是采用第三代核電技術(shù)AP1000建造的壓水核反應(yīng)堆鋼質(zhì)安全殼所需材料。文章對(duì)比分析了不同模擬焊后熱處理制度對(duì)SA-738Gr.B鋼板力學(xué)性能和微觀組織的影響。結(jié)果表明，鋼板經(jīng)模擬焊后熱處理后，鋼板的強(qiáng)韌性都會(huì)有一定程度的降低，塑性升高。隨著模擬焊后熱處理溫度的升高、保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，強(qiáng)度降低、韌性降低尤其是低溫韌性下降明顯，塑性略微升高。造成這種現(xiàn)象的主要原因是模擬焊后熱處理過(guò)程中位錯(cuò)密度的降低以及新老析出相的共同聚集長(zhǎng)大，基體位錯(cuò)密度越低，合金元素析出越多，第二相粒子聚集長(zhǎng)大越明顯。與延長(zhǎng)保溫時(shí)間相比，提高模擬焊后熱處理溫度對(duì)鋼板性能的影響更明顯。

SA-738Gr.B鋼板是采用第三代核電技術(shù)AP1000建造的壓水核反應(yīng)堆鋼質(zhì)安全殼所需材料[1]，特殊的使用環(huán)境及重要性使得安全殼用鋼板的質(zhì)量要求很高。對(duì)于安全殼用鋼板，由于其需要卷制后進(jìn)行焊接，故其除了應(yīng)具有良好的力學(xué)性能之外，鋼板模擬焊后熱處理(SPWHT)后的性能也是一項(xiàng)重要的檢驗(yàn)要求。

本文以國(guó)內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的厚度45 mm的SA-738Gr.B鋼板為對(duì)象，研究了不同模擬焊后熱處理制度下鋼板的常溫拉伸、高溫拉伸、夏比沖擊以及組織的變化，為后續(xù)安全殼制造過(guò)程、服役過(guò)程的檢修及焊接接頭熱處理提供依據(jù)及指導(dǎo)。

實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)鋼板為某鋼廠生產(chǎn)的厚度45 mm的SA-738Gr.B鋼板，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼板的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

試樣生產(chǎn)工藝流程：初煉→LF精煉→VD真空脫氣→連鑄→鋼坯加熱→鋼板軋制→熱處理(淬火+回火)→取樣→模擬焊后熱處理。試樣編號(hào)及其對(duì)應(yīng)的熱處理制度見表2。

表2 試樣熱處理制度

對(duì)不同制度下的試樣在板厚1/4處切取常溫拉伸、高溫拉伸、夏比沖擊以及組織試樣，并按照ASTM A370—2012a、ASTM E21—1998、ASTM E112—2013進(jìn)行實(shí)驗(yàn)及組織觀察。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

拉伸性能

鋼板交貨狀態(tài)及不同模擬焊后熱處理制度下試樣的常溫拉伸性能及200℃高溫拉伸性能如表3所示。

由表3可以看出，鋼板經(jīng)模擬焊后熱處理后，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均有不同程度的下降，延伸率有不同程度的上升。按照ASME SA-738/SA-738M的技術(shù)要求，室溫拉伸要求值為：Rp0.2≥415 MPa，Rm585～705 MPa，A≥20%。結(jié)合表3，經(jīng)620℃模焊后(2#、3#)強(qiáng)度及塑性與交貨態(tài)(1#)相比僅稍有降低或升高；當(dāng)模焊溫度升高至640℃時(shí)(4#、5#)強(qiáng)度下降較多，延伸率明顯提高，但其仍然符合SA-738/SA-738M的技術(shù)要求；模焊溫度進(jìn)一步升高至660℃(6#、7#)時(shí)，強(qiáng)度進(jìn)一步降低，延伸進(jìn)一步提高，其中抗拉強(qiáng)度已低于標(biāo)準(zhǔn)要求。由此可知，隨著模擬焊后熱處理溫度的升高，試樣強(qiáng)度越低、塑性越好。對(duì)比同一模焊溫度下，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，強(qiáng)度和延伸僅稍有降低或升高，變化并不是很大。由此可知，模焊溫度對(duì)鋼板拉伸性能影響較大。

200℃高溫拉伸性能與室溫拉伸性能變化規(guī)律相近。參照SA738Gr.B鋼板200℃高溫拉伸常用設(shè)計(jì)要求：Rp0.2≥345 MPa、Rm≥525 MPa，僅經(jīng)660℃，15 h模焊后的試樣抗拉強(qiáng)度不符合要求。

表3 鋼板拉伸性能實(shí)驗(yàn)結(jié)果

沖擊性能

鋼板交貨狀態(tài)及不同模擬焊后熱處理制度下試樣的夏比沖擊實(shí)驗(yàn)結(jié)果見圖1。由圖1可知，鋼板經(jīng)模焊處理后，韌性降低。同一實(shí)驗(yàn)溫度下隨著模焊溫度升高、保溫時(shí)間延長(zhǎng)，韌性越差。當(dāng)沖擊溫度高于-20℃時(shí)，各狀態(tài)下的試樣沖擊吸收功都大于200 J，且差距不大。當(dāng)沖擊溫度低于-20℃時(shí)，隨著模焊制度的變化開始出現(xiàn)明顯的差距，實(shí)驗(yàn)溫度達(dá)到-80℃時(shí)，經(jīng)660℃模焊后的試樣已屬于脆性斷裂。

金相組織

鋼板交貨狀態(tài)的金相組織如圖2所示，其組織為回火貝氏體組織+少量鐵素體組織。晶粒尺寸均勻細(xì)小，晶粒度為8～9級(jí)。

鋼板經(jīng)不同制度模擬焊后熱處理后，觀察其微觀組織，見圖3。其組織仍為回火貝氏體+少量鐵素體，晶粒度也未發(fā)生變化。模擬焊后熱處理過(guò)程相當(dāng)于一個(gè)長(zhǎng)時(shí)回火過(guò)程，該過(guò)程中的組織轉(zhuǎn)變主要為回復(fù)作用增強(qiáng)，基體位錯(cuò)密度降低；第二相的形狀、尺寸及分布發(fā)生變化[2]。結(jié)合圖3，經(jīng)620℃，15 h的模焊處理后，鐵素體基體內(nèi)第二相增多，且貝氏體晶界開始變得模糊；當(dāng)模焊溫度升高至640℃，15 h后，晶內(nèi)及晶界的第二相都明顯增多且大尺寸粒子的比例增大；進(jìn)一步提高模焊溫度至660℃，15 h后，貝氏體晶界已變得模糊不清，第二相粒子尺寸較大且聚集分布在晶界及晶內(nèi)。當(dāng)模焊溫度不變，改變模擬焊后保溫時(shí)間，無(wú)論是從15 h延長(zhǎng)至24 h，還是縮短至8 h，晶內(nèi)細(xì)小的析出物隨著時(shí)間的延長(zhǎng)增多，但析出物的尺寸基本不變。

對(duì)比掃描電鏡下的高倍顯微組織，見圖4，隨著模焊溫度的升高，貝氏體晶界越來(lái)越模糊，鐵素體晶內(nèi)及晶界的第二相增多，大粒度第二相比例越來(lái)越大，片、桿狀第二相粒子斷開并球化。

鋼板經(jīng)模擬焊后熱處理后，造成鋼板的力學(xué)性能變化的原因主要有：①基體位錯(cuò)密度的降低會(huì)降低位錯(cuò)強(qiáng)化效果，增加基體連續(xù)性，使鋼板強(qiáng)度降低，塑性升高；②模焊過(guò)程中鋼中固溶合金元素以碳化物的形式析出，降低了固溶強(qiáng)化效果；③析出相在模焊過(guò)程中發(fā)生小粒子溶解、大粒子長(zhǎng)大，使得大粒度第二相比例增大，進(jìn)一步降低了強(qiáng)度及韌性。模焊溫度越高，基體位錯(cuò)密度越低，合金元素析出越多，第二相粒子聚集長(zhǎng)大越明顯，所以鋼板的強(qiáng)度越低，韌性越差，塑性越好。對(duì)于同一模焊溫度，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，合金元素析出增多，雖降低了固溶強(qiáng)化效果，但由于新析出的第二相粒子未發(fā)生聚集長(zhǎng)大，所以起到了一定的第二相強(qiáng)化作用。這可能是造成鋼板性能隨保溫時(shí)間的變化未發(fā)生明顯變化的主要原因。

結(jié)束語(yǔ)

(1) 鋼板經(jīng)模擬焊后熱處理后，顯微組織的變化主要為鐵素體基體內(nèi)位錯(cuò)密度降低，鋼中第二相開始長(zhǎng)大，同時(shí)鋼中的固溶合金元素析出形成更多的新析出相，新老析出相共同聚集長(zhǎng)大。

(2) 鋼板經(jīng)模擬焊后熱處理后，強(qiáng)度降低、韌性降低尤其是低溫韌性下降明顯，塑性略微升高。這主要是由于鋼中第二相的變化造成的。

(3) 隨著模擬焊后熱處理溫度的升高、保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，基體位錯(cuò)密度越低，合金元素析出越多，第二相粒子聚集長(zhǎng)大越明顯，所以鋼板的強(qiáng)度越低，韌性越差，塑性越好。

(4) 與延長(zhǎng)保溫時(shí)間相比，提高模擬焊后熱處理溫度對(duì)鋼板性能的影響更明顯。對(duì)于SA-738Gr.B鋼板，經(jīng)660℃模焊后即使保溫時(shí)間縮短至8 h，鋼板的強(qiáng)韌性也達(dá)不到標(biāo)準(zhǔn)要求。