X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼的組織演變

陳紅宇 劉鑫剛 周夏

(二重(德陽)重型裝備有限公司,四川 德陽 618013;2.燕山大學(xué),河北 秦皇島 066004)

X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼是RCC-M《壓水堆核島機(jī)械設(shè)備設(shè)計(jì)和建造規(guī)則》第Ⅱ卷材料篇M3321“用于反應(yīng)堆冷卻劑系統(tǒng)管路的X2CrNi19.10(控氮)和X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼鍛造管和模壓彎頭”規(guī)定的壓水堆核島一回路鍛造主管道用材之一。RCC-M標(biāo)準(zhǔn)雖然規(guī)定了該材料用于壓水堆核島一回路鍛造主管道,但截至目前國(guó)外尚沒有工程應(yīng)用的案例,華龍一號(hào)首次將X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼作為鍛造主管道用材應(yīng)用于三代核電工程[1]。X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼和316LN不銹鋼具有相近的化學(xué)成分和力學(xué)性能要求,由于AP1000核電工程啟動(dòng)早于華龍一號(hào),國(guó)內(nèi)外科技工作者主要針對(duì)AP1000主管道用的316LN不銹鋼開展材料特性和工藝性能研究,對(duì)華龍一號(hào)主管道使用的X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼研究較少。和316LN不銹鋼相比,X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼N含量偏低、強(qiáng)度要求高,容易出現(xiàn)強(qiáng)度不合格的情況[2]。

本文研究了華龍一號(hào)主管道電極坯冶煉、電渣重熔、鍛造、固溶熱處理過程X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼的組織演變,分析了影響X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼力學(xué)性能的主要因素,提出了提高材料強(qiáng)度的措施,為X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼熱加工工藝方案的制定、性能控制和服役性能評(píng)價(jià)提供參考。

1 化學(xué)成分及制造工藝

X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼和316LN不銹鋼的化學(xué)成分見表1,使用狀態(tài)均為固溶熱處理態(tài),力學(xué)性能要求基本相同[1]。二者化學(xué)成分的差異主要體現(xiàn)在C和N含量,C含量均≤0.035%,屬于超低碳不銹鋼,根據(jù)RCC-M標(biāo)準(zhǔn)屬于固溶熱處理后晶間腐蝕試驗(yàn)免做的鋼種。和316LN不銹鋼相比,X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼N含量偏低,由于N是鋼中主要的固溶強(qiáng)化元素,X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼強(qiáng)度明顯低于316LN不銹鋼,在強(qiáng)度指標(biāo)要求相同的情況下,X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼的力學(xué)性能控制難度更大。

表1 X2CrNiMo18.12(控氮)不銹鋼和316LN不銹鋼的化學(xué)成份(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Chemical compositions of X2CrNiMo18.12(nitrogen-controlled)and 316LN stainless steel(mass fraction, %)

X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼華龍一號(hào)鍛造主管道的制造工藝流程為:電極坯冶煉→電極坯澆注→電渣重熔→鍛造→彎曲成形→固溶熱處理→理化性能檢驗(yàn)→精加工,即包括電極坯冶煉、電渣重熔、管坯鍛造和固溶熱處理4個(gè)熱加工工序。

2 熱加工過程的組織演變分析

2.1 電極坯冶煉和電渣重熔

華龍一號(hào)主管道尺寸大、重量大、形狀復(fù)雜、技術(shù)要求高,為降低大型異形超長(zhǎng)管坯的鍛造難度,在冶煉時(shí)采用電渣重熔制造鋼錠,即使采用電渣重熔鋼錠,鋼錠重量也達(dá)到110噸級(jí)。因此,華龍一號(hào)主管道冶煉包括電爐EF粗煉+LF爐精煉+VOD+大氣下注和電渣重熔兩次熔煉過程。在三代核電鍛造主管道的制造過程中,也有制造企業(yè)采用電爐EF粗煉+LF爐精煉+VOD+大氣下注的技術(shù)路線。

X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼是Cr-Ni-Mo超低碳控氮奧氏體不銹鋼,奧氏體不銹鋼通常有四種凝固和固態(tài)相變模式:全奧氏體A模式、奧氏體-鐵素體AF模式、鐵素體-奧氏體FA模式、全鐵素體F模式。奧氏體不銹鋼的凝固模式主要取決于化學(xué)成分和凝固速度,由于不同鋼種化學(xué)成分的差異性,一般采用Cr當(dāng)量和Ni當(dāng)量進(jìn)行簡(jiǎn)化。Hammar和Svensson提出的Cr當(dāng)量、Ni當(dāng)量計(jì)算公式如下[3]:

Creq=Cr+1.3Mo+1.5Si+2Nb+3Ti

Nieq=Ni+22C+14.2N+0.31Mn+Cu

圖1是奧氏體不銹鋼凝固模式和偽二元相圖[4],不同Creq/Nieq對(duì)應(yīng)著不同的凝固模式。A凝固模式時(shí)Creq/Nieq<1.37,AF凝固模式時(shí)Creq/Nieq在1.38～1.50之間,FA凝固模式時(shí)Creq/Nieq在1.51～2.0之間,F凝固模式時(shí)Creq/Nieq>2.0。根據(jù)Cr當(dāng)量和Ni當(dāng)量計(jì)算公式,X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼Creq/Nieq為1.56,凝固模式應(yīng)為FA模式,鋼液凝固時(shí)首先從液相析出δ鐵素體枝晶,之后殘余液相與δ鐵素體發(fā)生包晶反應(yīng)生成奧氏體,當(dāng)液相完全消失后,δ鐵素體通過固態(tài)相變向奧氏體轉(zhuǎn)變[5]。

圖2是華龍一號(hào)主管道電極坯和電渣錠的金相組織。相關(guān)研究表明[6-7],0Cr18Ni9奧氏體不銹鋼以0.5～100℃/min不同冷卻速度冷卻時(shí),殘留δ鐵素體的形貌隨著冷卻速度的升高依次為蠕蟲狀、骨架狀、網(wǎng)狀、塊狀、長(zhǎng)條狀,殘留鐵素體的含量也會(huì)隨著冷卻速度的升高而升高。華龍一號(hào)主管道電極坯和電渣錠均是在極緩慢的條件下凝固,特別是電極坯的冷卻速度更慢。從圖2(a)可以看出,電極坯凝固后的組織是奧氏體基體+條帶狀組織,對(duì)條帶狀組織能譜分析表明(見圖3),該組織為高Cr低Ni的δ鐵素體,個(gè)別條帶狀組織中還存在小塊狀的δ鐵素體,這是由于電極坯凝固時(shí)冷卻速率很低,先析出的δ鐵素體先形成枝晶,然后形核形成δ鐵素體相,在隨后的冷卻過程中,溶質(zhì)原子雖可以較為充分地?cái)U(kuò)散,部分鐵素體通過包晶反應(yīng)轉(zhuǎn)化為奧氏體,但位于中心部位的塊狀鐵素體由于擴(kuò)散距離較遠(yuǎn)且鉻富集嚴(yán)重而保留下來。從圖2(b)可以看出,電渣重熔鋼錠凝固后的組織是奧氏體基體+骨架狀組織,由于電渣錠凝固速度比電極坯高,隨著鋼液的凝固,液相與先析出的δ鐵素體發(fā)生包晶反應(yīng)生成奧氏體,當(dāng)凝固過程結(jié)束后,δ鐵素體通過固態(tài)相變向奧氏體轉(zhuǎn)變,由于冷卻速度的提高,先析δ鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變不完全,一次枝晶和二次枝晶的枝干得以骨骼狀保留。

(a)電極坯組織 (b)電渣錠組織圖2 X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼凝固后的組織Figure 2 Microstructure after solidification of X2CrNiMo18.12 (nitrogen-controlled) austenitic stainless steel

圖3 電極坯中的δ鐵素體能譜分析Figure 3 Energy spectrum analysis of δferrite in electrode blank

2.2 鍛造

華龍一號(hào)主管道不論采用電渣重熔鋼錠還是下注鋼錠制造,鋼錠的直徑均在?1800 mm以上。為打碎鋼錠凝固過程形成的粗大柱狀晶,降低后續(xù)鍛造過程出現(xiàn)的裂紋風(fēng)險(xiǎn)、為成品鍛件提供組織保證,鋼錠鍛造時(shí)先進(jìn)行鐓粗和拔長(zhǎng)操作。為保證鐓粗時(shí)鋼錠心部熱透,在鍛造第一火次加熱時(shí)要進(jìn)行1200℃×35 h的長(zhǎng)時(shí)加熱和保溫,鋼錠長(zhǎng)時(shí)加熱后的組織見圖4(a)。從圖中可以看出,經(jīng)過第一火次加熱后,鋼錠鑄態(tài)組織晶粒長(zhǎng)大,凝固過程析出的δ鐵素體,不論是條狀還是塊狀全部回溶,因此,對(duì)于華龍一號(hào)主管道用X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼鋼錠,即使冶煉階段存在不同形態(tài)的δ鐵素體,通過后續(xù)的鍛造高溫加熱可以調(diào)整其含量,降低對(duì)鍛造的不利影響。圖4(b)是經(jīng)過多火次加熱和鍛造后的組織,從圖中可以看出,鍛造后晶粒得到細(xì)化,晶內(nèi)存在大量的形變孿晶,組織中沒有發(fā)現(xiàn)第二相。

(a)電極坯高溫加熱后 (b)鍛造后圖4 X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼鍛造過程及鍛坯組織Figure 4 Forging process and microstructure of forging blank of X2CrNiMo18.12 (nitrogen-controlled) austenitic stainless steel

2.3 固溶熱處理

華龍一號(hào)主管道的使用狀態(tài)為固溶熱處理狀態(tài),固溶熱處理溫度為1050～1080℃。X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼固溶熱處理的目的是使析出的碳化物完全或基本溶解,將碳固溶于奧氏體中,通過快速冷卻至室溫,使碳達(dá)到過飽和狀態(tài),提高材料的抗腐蝕性能和耐熱性能,同時(shí)消除材料的殘余應(yīng)力,避免產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕。圖5是采用Thermo-Calc熱力學(xué)計(jì)算軟件計(jì)算得到的316LN不銹鋼平衡態(tài)的相圖[8],從圖中可以看出,316LN不銹鋼951～1384℃之間不存在δ鐵素體相。X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼和316LN不銹鋼化學(xué)成分相近,因此X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼固溶熱處理后為單相奧氏體組織,華龍一號(hào)主管道在固溶熱處理后的組織與分析一致。

圖5 Thermo-Calc計(jì)算得到的316LN鋼平衡態(tài)相圖Figure 5 The equilibrium phase diagram of 316LN steel calculated by Thermo-Calc

3 力學(xué)性能的影響因素分析

華龍一號(hào)主管道固溶熱處理狀態(tài)為全部奧氏體組織,單一的奧氏體組織能夠避免輻照過程由于δ鐵素體的分解而引起材料脆化,保證全壽命周期的性能穩(wěn)定,符合三代核電站60年壽命的設(shè)計(jì)要求。金屬材料共有四種強(qiáng)化方式,包括固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化,要提高華龍一號(hào)主管道用X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼的力學(xué)性能,需要從四種強(qiáng)化方式著手。

3.1 固溶強(qiáng)化

X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼主要合金元素包括N、Cr、Ni、Mo,包括間隙式固溶強(qiáng)化元素和置換式固溶強(qiáng)化元素,固溶強(qiáng)化能夠提高材料的抗拉強(qiáng)度且提高抗拉強(qiáng)度的效果與提高屈服強(qiáng)度的效果相近。N是重要的間隙式固溶強(qiáng)化元素,能夠有效提高強(qiáng)度特別是屈服強(qiáng)度[9];Cr、Ni、Mo是置換式固溶強(qiáng)化元素,也是保證組織穩(wěn)定性的基本元素。X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼主要合金元素的范圍較窄,可調(diào)范圍很小,結(jié)合成本控制和制造周期的需要,在產(chǎn)品制造過程中N含量按照上限控制、其余合金元素按照中限控制是保證華龍一號(hào)主管道力學(xué)性能的合理選擇。

3.2 細(xì)晶強(qiáng)化

細(xì)晶強(qiáng)化可以提高材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度,微裂紋穿越晶界時(shí)受到晶界的阻礙,晶粒越細(xì)小,微裂紋擴(kuò)展所消耗的能量越大,其作用效果可用Hall-Petch公式來表征[10]。華龍一號(hào)主管道采用110噸級(jí)的電渣重熔鋼錠制造,管坯超長(zhǎng)且結(jié)構(gòu)復(fù)雜,在產(chǎn)品制造過程中,華龍一號(hào)主管道熱段、冷段晶粒度僅能控制在2.5級(jí)左右,采用細(xì)晶強(qiáng)化的方式提高X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼的強(qiáng)度作用有限。

3.3 第二相強(qiáng)化

第二相及夾雜物顆粒由于相界的作用,類似于晶界阻止微裂紋的擴(kuò)展而提高材料的抗拉強(qiáng)度,熱力學(xué)計(jì)算表明,316LN不銹鋼在950℃以下主要的析出相為Cr2N、M23C6、σ和,X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼和316LN不銹鋼化學(xué)成分相近,固溶熱處理時(shí)要浸水快冷。XRD分析表明[11],316LN不銹鋼經(jīng)不同冷速固溶熱處理后物相中只有γ-Fe,沒有新相析出。X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼固溶熱處理后的金相分析表明,固溶熱處理后同樣沒有第二相析出,采用第二相強(qiáng)化的方式來提高X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼的力學(xué)性能作用有限。

3.4 位錯(cuò)強(qiáng)化

金屬材料在位錯(cuò)密度較低時(shí),位錯(cuò)強(qiáng)化能夠同時(shí)提高材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度;在高位錯(cuò)密度時(shí),主要提高材料的屈服強(qiáng)度而對(duì)提高抗拉強(qiáng)度的作用較小,位錯(cuò)強(qiáng)化在很大程度上是消耗材料的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度的差值使之轉(zhuǎn)變?yōu)榍?qiáng)度。東北工學(xué)院趙玉寰[12]研究表明,對(duì)于高度變形的面心立方金屬和體心立方金屬,在等溫退火條件下位錯(cuò)密度隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)逐步降低,隨保溫溫度的升高而逐步降低。要提高華龍一號(hào)主管道固溶熱處理后的位錯(cuò)密度,在固溶熱處理前需要有較高的初始位錯(cuò)密度,而初始位錯(cuò)密度由鍛造出成品階段的溫度和變形量共同決定。燕山大學(xué)李景麗[11]研究表明,隨著固溶熱處理冷卻速度的增加,原子固溶于奧氏體基體引起較大的晶格畸變,表現(xiàn)為奧氏體晶格常數(shù)增大;溶入基體的溶質(zhì)原子與位錯(cuò)相互作用形成柯氏氣團(tuán),增大了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力,使滑移難以進(jìn)行,從而提高材料強(qiáng)度。因此,通過鍛造出成品階段增大位錯(cuò)密度、通過固溶熱處理提高冷卻速度,可以成為提高華龍一號(hào)主管道強(qiáng)度的有效措施[13]。

4 結(jié)論

(1)華龍一號(hào)主管道用X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼的凝固模式為鐵素體-奧氏體FA模式,電極坯和電渣錠中存在不同形態(tài)的δ鐵素體,這些不同形態(tài)的δ鐵素體在鍛造第一火次長(zhǎng)時(shí)加熱和保溫時(shí)回溶到奧氏體基體,成為全奧氏體組織,在隨后的鍛造、固溶熱處理過程中一直保持全奧氏體組織。

(2)X2CrNiMo18.12(控氮)奧氏體不銹鋼主要合金元素的范圍較窄,華龍一號(hào)主管道管坯超長(zhǎng)且結(jié)構(gòu)復(fù)雜,應(yīng)重點(diǎn)利用N元素固溶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化來提高材料強(qiáng)度。