焊后熱處理保溫溫度和時(shí)間對(duì)SA-508Gr.3Cl.2鍛件力學(xué)性能的影響

冶金輝　李宏艷

摘要：研究了核電用鍛件經(jīng)不同的焊后熱處理工藝參數(shù)后力學(xué)性能的變化，結(jié)果表明：焊后熱處理后鍛件綜合性能均有所下降，保溫溫度對(duì)鍛件屈服強(qiáng)度影響較大，隨著溫度的提高，鍛件屈服強(qiáng)度呈下降趨勢(shì)，尤其是高溫屈服強(qiáng)度。保溫時(shí)間對(duì)鍛件NDTT影響較大，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，鍛件NDTT降低。模擬焊后熱處理溫度和時(shí)間對(duì)鍛件沖擊韌性影響規(guī)律不明顯。

關(guān)鍵詞：SA-508Gr.3Cl.2鍛件;焊后熱處理;力學(xué)性能

中圖分類(lèi)號(hào)：TG40

文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A

文章編號(hào)：2095-6487（2019）01-0047-03

0引言

三代核電蒸汽發(fā)生器用SA-508Gr.3Cl.2鍛件設(shè)計(jì)文件規(guī)定鍛件試料要經(jīng)受595～621°C，保溫48小時(shí)的模擬焊后熱處理。鍛件制造廠制造的鍛件均采用溫度下限進(jìn)行模擬焊后熱處理，實(shí)際制造過(guò)程中核電產(chǎn)品主環(huán)縫焊后熱處理過(guò)程中存在偏差，甚至存在超出上述溫度界限的情況，核電產(chǎn)品要求避免一切安全隱患，通過(guò)研究鍛件在不同模擬焊后熱處理制度對(duì)產(chǎn)品性能的影響，為實(shí)際生產(chǎn)提供技術(shù)支持，制定更為合理的工藝規(guī)范。

1試料及熱處理規(guī)范

1.1試料及模擬焊后熱處理規(guī)范

本試驗(yàn)僅研究在設(shè)定的溫度和時(shí)間范圍內(nèi)鍛件力學(xué)性能的變化趨勢(shì)，不考慮原始材料的化學(xué)成分和力學(xué)性能。切取10塊尺寸為：270mm（弧長(zhǎng)）×240mm（寬度）×460mm（高度）的試料。采用下述工藝分別對(duì)試料進(jìn)行模擬焊后熱處理（簡(jiǎn)稱(chēng)SPWHT）

熱處理工藝規(guī)范1：不同保溫溫度，相同保溫時(shí)間：在595～621°C區(qū)間內(nèi)，每隔5°C設(shè)定一個(gè)名義保溫溫度;保溫時(shí)間：48h;300°C以上升降溫速率≤55°C/h。

熱處理工藝規(guī)范2：相同保溫溫度，不同保溫時(shí)間：選定610°C作為名義保溫溫度（大生產(chǎn)常用溫度），保溫時(shí)間：分別為10h，20h，30h，40h，48h;300°C以上升降溫速率≤55°C/h。

2試驗(yàn)及結(jié)果

按照核電項(xiàng)目設(shè)計(jì)和采購(gòu)文件的要求，對(duì)經(jīng)模擬焊后熱處理后的試料進(jìn)行室溫和、350°C拉伸（測(cè)定屈服強(qiáng)度Rp0.2、抗拉強(qiáng)度Rm、延伸率A以及斷面收縮率Z）、-20°C沖擊、硬度以及落錘試驗(yàn)，同時(shí)對(duì)選取的試樣進(jìn)行了透射電鏡。

2.1規(guī)范1的鍛件力學(xué)性能

拉伸試驗(yàn)：隨著SPWHT溫度的升高，試料的Rp0.2和Z均呈下降趨勢(shì)，Rm和A下降趨勢(shì)不明顯;在605°C時(shí)，試件的Rp0.2和Z達(dá)到峰值，Rm和A在介于最高值和最低值之間;350°C拉伸Rp0.2和Z在605°C～615°C區(qū)間呈下降趨勢(shì);Rm和A變化趨勢(shì)不明顯;沖擊試驗(yàn)：隨著SPWHT溫度的升高，沖擊韌性呈上升趨勢(shì)，在615°C時(shí)沖擊韌性相對(duì)最佳;落錘試驗(yàn)：隨著SPWHT溫度的升高，NDTT呈下降趨勢(shì)，在610°C時(shí)NDTT達(dá)到峰谷;隨后隨著溫度的升高，NDTT呈上升趨勢(shì)，整體變化趨勢(shì)不明顯。

2.2規(guī)范2的鍛件力學(xué)性能

拉伸試驗(yàn)：隨著SPWHT保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，鍛件室溫Rp0.2和Rm在保溫10h～20h呈下降趨勢(shì)，隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)變化不大;鍛件A和Z變化不大;350°C拉伸Rp0.2和Rm呈下降趨勢(shì)，在48小時(shí)后Rp0.2下降最為明顯;鍛件A和Z變化較復(fù)雜，與保溫時(shí)間無(wú)對(duì)應(yīng)變化規(guī)律;沖擊試驗(yàn)：隨著SPWHT保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，鍛件沖擊韌性先下降后上升，保溫40h時(shí)鍛件的沖擊韌性最佳;落錘試驗(yàn)：鍛件NDT溫度呈下降趨勢(shì)，且下降趨勢(shì)明顯。

3試驗(yàn)結(jié)果分析

如圖1所示，供貨態(tài)鍛件基體上的碳化物基本呈球狀，且均勻彌散分布，這些碳化物源于SA-508Gr.3Cl.2鋼中含有的微量合金元素Ti、Nb、V等與碳、氮等元素結(jié)合形成化合物。這些化合物在鋼受熱時(shí)溶解，在鍛造過(guò)程中隨溫度的降低而析出，析出相在基體中形成應(yīng)力場(chǎng)，應(yīng)力場(chǎng)和運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)之間的交互作用使基體強(qiáng)化。當(dāng)?shù)诙嘁约?xì)小彌散的微粒均勻分布于基體相中時(shí)，將阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化作用。第二相粒子越細(xì)小，分布越彌散，間距越小，則強(qiáng)化效果越好。

與圖1相比，圖2中經(jīng)595°C，保溫48h后，基體上的第二相粒子明顯長(zhǎng)大，數(shù)量明顯增多，且形狀已經(jīng)由球狀變成橢球狀，經(jīng)620°C，保溫48h后，相比595°C，基體上的第二相粒子明顯長(zhǎng)大，數(shù)量增多，部分晶界上有少量條狀碳化物析出。由此可見(jiàn)，鍛件基體上的第二相粒子隨模擬焊后熱處理溫度的升高而長(zhǎng)大，數(shù)量增多，且形狀由球狀變?yōu)闄E球狀。

與圖1相比，圖2中經(jīng)610°C，保溫10h處理后的試樣基體上的第二相粒子數(shù)量增多，尺寸長(zhǎng)大，且呈橢球狀或圓棒狀分布。經(jīng)610°C，保溫48小時(shí)處理后，基體上析出的第二相粒子數(shù)量增多，尺寸長(zhǎng)大，幾乎全部呈圓棒狀分布，部分已經(jīng)連接成串。

基體上的第二相粒子的析出，使材料的強(qiáng)度得以提高，屬于第二相粒子強(qiáng)化中的“彌散強(qiáng)化”。這種強(qiáng)化的主要作用是高度分散的質(zhì)點(diǎn)成為障礙物，阻礙滑移過(guò)程的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而增強(qiáng)了塑性變形的抗力。第二相質(zhì)點(diǎn)愈細(xì)，愈多，則位錯(cuò)線(xiàn)愈不易彎曲，從而需克服位錯(cuò)線(xiàn)張力所引起的相對(duì)阻抗愈大，強(qiáng)化效果愈好，反之，若質(zhì)點(diǎn)聚集、粗化，則金屬的強(qiáng)度便降低[1]。一般認(rèn)為[2，3]，第二相粒子的尺寸越大，材料的極限塑性越低;與球狀碳化物相比，圓棒狀的碳化物對(duì)材料極限塑性的降低影響更大，從試驗(yàn)結(jié)果分析：按規(guī)范1處理的試料，第二相粒子數(shù)量增多，尺寸增大，材料的強(qiáng)度及塑性均有下降趨勢(shì)（高溫Rp0.2下降明顯）;按規(guī)范2處理的試料，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，第二相粒子的數(shù)量增多，尺寸增大，且在晶界局部析出，材料的強(qiáng)度及塑性降低較明顯，材料韌性有所提高。

4結(jié)束語(yǔ)

焊后熱處理后鍛件綜合性能均有所下降，其主要原因是隨著模擬焊后熱處理的進(jìn)行，一方面鍛件中合金元素以合金碳化物的形式析出并長(zhǎng)大，另一方面鋼中固溶合金的含量減少，降低了SA-508鍛件固溶強(qiáng)化的效果。

焊后熱處理保溫溫度和保溫時(shí)間對(duì)鍛件力學(xué)性能有著不同的影響，模擬焊后熱處理保溫溫度對(duì)鍛件Rp0.2影響較大，隨著模擬焊后熱處理溫度的提高，鍛件Rp0.2降低，尤其是高溫屈服強(qiáng)度。模擬焊后熱處理保溫時(shí)間對(duì)鍛件NDTT影響較大，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，鍛件NDTT降低。模擬焊后熱處理溫度和時(shí)間對(duì)鍛件沖擊韌性影響規(guī)律不明顯。

參考文獻(xiàn)

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[2]王曉敏.工程材料學(xué)[M].北京：機(jī)械工業(yè)出版社，1999.

[3]李穎，唐豪清.熱處理保溫時(shí)間對(duì)25Mn2鋼力學(xué)性能和顯微組織的影響[J].理化檢驗(yàn)，2009（8）：467-470.