SA508Gr.3鋼超溫回火異常組織分析

劉艷鋒，張娟，肖文凱，翟顯

（1.東方電氣（廣州）重型機器有限公司，廣東 廣州 511455；2.武漢大學動力與機械學院，湖北 武漢 430000）

目前世界上多數國家使用的核壓力容器中，板材主要為A533B鋼，鍛件材料最常用的是Mn-Mo-Ni鋼（ASME牌號為SA-508Gr．3）。到目前為止，世界的核電站建設已經歷經了3代。美國的第1代壓水堆核電站反應堆壓力容器所用材料為A212B（鍛件材料為A350LF3），該鋼具有優(yōu)良的工藝穩(wěn)定性和焊接性，但是淬透性和高溫性能較差，于是第2代壓水堆核電站反應堆改用Mn-Mo鋼A302B（鍛件為A336），Mn元素的加入提高了高溫性能和降低回火脆性，但后來逐漸暴露出缺口韌性差的不足。在第2代的基礎上，又加入了Ni元素，發(fā)展成為淬透性和韌性較好的Mn-Mo-Ni鋼，廣泛用于3代非能動壓水堆核電蒸汽發(fā)生器和穩(wěn)壓器的鍛件材料中。SA-508Gr．3即SA-508等級3標準的合金鋼，本文簡稱SA-508鋼，美國機械工程協(xié)會的標準協(xié)議中對于 SA-508鋼的主要組成進行了規(guī)定見表1，材料力學指標見表2。一般情況下我們使用碳的含量對其材料的拉伸能力進行評價，碳含量用“Ceq”表示，其中Ceq等于碳+1/24硅+1/6錳+1/40鎳+1/4，合金鋼中如果碳含量高，在適宜的溫度下會獲得更高的材料性能。另外，對于核反應堆通過焊接耐腐蝕的合金鋼來提高其可靠性，為了保證焊接后沒有表面龜裂的產生，通常會調整焊接時在高溫情況下裂紋的系數指標，并通過裂紋系數公式：鉻+3．3鉬+8．1V-2進行優(yōu)化。

表1 ASME標準規(guī)范的SA508Gr.3化學成分

表2 ASME標準規(guī)范的SA508Gr.3力學性能

1 SA-508合金鋼的冷卻變化趨勢圖

SA-508合金鋼的冷卻變化趨勢圖，反映了合金鋼在各種冷卻速率情況下組成元素的變化趨勢，變化趨勢圖是設計合金鋼熱加工重要的依據。如圖1所示，研究專家經過試驗得出SA-508其等級1與等級2標準下的合金鋼，化學元素組成變化趨勢的不同，也在圖中表示出來，SA-508其標準3合金鋼在經歷各種速率的持續(xù)冷卻后形成了3類結構，即Pearlite結構、Bainite結構與Martensite結構。

圖1 SA508鋼（SA-508等級1、SA-508等級2）連續(xù)冷卻變化趨勢圖

2 SA-508鋼的熱處理和焊后熱處理

SA-508鋼一般以“調質”形式出貨，調質是將需要處理的合金鋼通過高溫加熱到900℃左右進行Austenite后，通過向合金鋼表面噴水，使其迅速轉換為Bainite組織結構的一種處理方式。

一些專家通過實驗得出結論，錳-鎳-鉬合金鋼，670℃再回火的過程中會產生鋼件變脆的現象，并以此總結了此現象的相關的變化過程：合金相位密度的下降、合金含碳物質溢出后密度的下降、合金組織晶體合成與其體積的膨脹，合金含碳物質的融合與碳物質大顆粒結晶體的出現，結晶體突然增大。合金相位密度的下降和合金含碳物質溢出后密度的下降過程降低了合金的強度，但獲得了更高的韌性，在此期間碳混合物的晶體也同時變大，并且異常增長。專家認為，回火小于650℃比較理想。專家研究指出Bainite結構與和ferrite體之間的粗桿與大微粒有可能對合金鋼的韌性有一定影響。M3C結構的碳混合物常常導致裂紋，通過640℃以上的熱處理工藝，會致使合金中的鉬含量降低，以至于合金鋼的韌性得到大幅降低。

機械協(xié)會的標準要求，合金鋼焊接后的處理工藝，其溫度不能大于600℃，這種方式的作用通常是焊接后進行去除應力的過程。

3 SA508Gr.3鋼模擬焊后熱處理組織

一般情況下，SA-508 Gr．3Cl．2 鋼焊接完成后，需要較長時間的焊后熱處理，以消除殘余應力。為了保證材料的穩(wěn)定可靠運行，某廠進行了模擬焊后熱處理。模擬焊后熱處理的工藝要求為：（1）入爐溫度：＜400℃；（2）400℃以上的加熱和冷卻速率：≤55℃/h；（3）保溫溫度：615±5℃；（4）保溫時間：至少16h。

圖2為某廠模擬焊后熱處理的SA508Gr．3鋼金相組織（a為沖擊功240J正常組織，b為沖擊功20J異常組織），對比可以發(fā)現異常組織和正常組織存在明顯差異，存在異常組織的試樣沖擊功從240J迅速下降到20J，韌性急劇下降，為了分析其原因，對異常組織進行了掃描電鏡分析。

圖3為掃描電鏡下觀察到的異常組織。

圖2 模擬焊后熱處理的SA508Gr.3鋼金相組織

圖3 模擬焊后熱處理的SA508Gr.3鋼異常組織SEM圖

分析圖2和圖3，可以看出異常組織主要是塊狀鐵素體和典型的貝氏體形態(tài)組織，部分區(qū)域有碳化物條間析出。由于其Ac3溫度在727℃，根據回火溫度可以得知，異常組織是由于超溫回火后產生的。對正常組織進行735℃超溫回火，再保溫一段時間后爐冷，得到組織如圖4所示。掃描電子分析圖透射電鏡下的形貌圖如圖5。

圖4 735℃超溫回火后的金相組織圖

圖5 735℃超溫回火后的組織SEM圖

4 結語

通過對模擬熱處理得到的異常組織和超溫回火處理后的組織分析，在金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡下均可以看到島狀的組織和沿晶分布的析出物，高倍下可以發(fā)現析出物部分為上貝氏體組織，鐵素體和Fe3C交替分布。異常組織為島狀組織，其主要成分為馬氏體-奧氏體組織（又稱為M-A島狀組織）。

在615℃正?；鼗饡r，組織不會發(fā)生轉變，一旦超溫，達到了735℃左右，這時材料進入了兩相區(qū)（鐵素體+奧氏體），奧氏體的量決定于超溫的幅度，碳含量基本上聚集在奧氏體中。溫度再緩慢下降到620℃左右時，一小部分奧氏體開始由晶界發(fā)生珠光體轉變，生成了極細珠光體，即在金相照片上沿晶界析出的黑色部分組織；同時大部分奧氏體基體切變形成體心鐵素體結構，碳元素開始擴散遷移形成貝氏體，金相照片或SEM照片上的桿狀棒狀島狀組織即是此種組織，但是這種組織是未完全化的貝氏體，實際上就是孿晶馬氏體，因此是造成韌性急劇下降的主要原因。