核电主设备支承件用12MDV6铸钢成分及热处理工艺对性能的影响

2022-06-29尤申申于海华

金属热处理 2022年6期

尤申申，于海华

（1.国核电站运行服务技术有限公司，上海 201100；2.上海核工程研究设计院有限公司，上海 201100）

12MDV6钢为法国RCC-M M5180标准材质，是一种Mn-Mo-V合金钢，因具有良好的耐冲击、挤压性能，被用于制造蒸汽发生器、反应堆冷却剂泵支承件以及主蒸汽管路支承件的夹板、U形卡和卡箍。目前大多数研究者均从冶炼工艺及浇注条件讨论对12MDV6钢材质支承件性能的影响[1-4]，而支承件在实际生产过程中仍然出现大量性能不合格现象，本文从热处理及材料成分方面讨论对12MDV6钢材质支承件性能的影响。

1 12MDV6钢材质支承件产品

核电主设备支承件包括上支座、下支座、叉形座、U型座等。支承件的主要作用包括支承主设备及附属设备重量，保证标高及水平度；限制主设备在温度压力变化下的位移；在事故状态下可承受剧烈载荷，保证主设备的稳定性[5]。

核电主设备支承件工件厚度较厚，最大处达到200 mm。支承件为铸件，冶炼后需浇铸随炉试块代表产品取样检测性能。RCC-M M5180标准中，对支承件12MDV6铸钢成分及力学性能的要求见表1、表2[6]。

表1 12MDV6铸钢化学成分（质量分数，%）[6]Table 1 Chemical composition of the 12MDV6 cast steel（mass fraction，%）[6]

表2 12MDV6铸钢的性能要求[6]Table 2 Performance requirements of the 12MDV6 cast steel[6]

2 试验过程

某公司生产一批主泵及蒸汽发生器支承件，冶炼工艺为电弧炉+AOD冶炼，浇铸系统采用开放式、平衡布置、底注法进行浇铸，采用漏底钢包一次浇铸完成，每批铸件同时浇铸3个试块，试块尺寸200 mm×400 mm×400 mm。不同批次试块的主要熔炼成分见表3。

表3 不同批次试块的熔炼成分（质量分数，%）Table 3 Smelting composition of different batches of the tested block（mass fraction，%）

对试块进行热处理，热处理工艺见图1，12个批次的所有试块（每批3个，共36个）同炉淬火，淬火完成后，每个批次的3个试块分别进行不同温度的回火，回火温度选取660、690及720℃。相同回火温度的12个试块同炉热处理。热处理使用燃气炉进行，吊装方式为料盘，附一支本体热电偶在炉中心位置处试块上，保温时间及温度以本体热电偶为准。

图1 热处理工艺流程Fig.1 Flow chart of heat treatment process

热处理后对所有试块进行拉伸取样，取样位置距离试块表面50 mm，拉伸试样标距50 mm，直径φ10 mm，取样后用CMT5205型电子万能试验机进行拉伸试验。选取690℃回火工艺的12个试块及部分720℃回火后试块进行0℃冲击试验。每个试块取3个冲击试样，取样位置距离表面50 mm，试样尺寸10 mm×10 mm×55 mm，按照RCC-M MC1221要求加工V型缺口，使用CDW-100型冲击试验低温槽控制试样温度后，在ZBC2302-C型摆锤式冲击试验机进行冲击试验。对冲击不合格的试块补充金相及成分检测试验，金相试样及成分试样均在冲击试样旁并排取样。金相试块尺寸25 mm×25 mm×25 mm，使用4%（体积分数）硝酸酒精溶液腐蚀后用BX51M型金相检测仪进行金相检测。成分检测试样尺寸20 mm×20 mm×30 mm，使用ARL4460直读光谱仪及TCH600C型ONH联测仪进行成分分析。

3 试验结果及讨论

3.1 拉伸试验

常温拉伸结果见表4，图2为回火温度对屈服强度、抗拉强度及伸长率的影响。从图2中可看出，回火温度对拉伸性能影响较大。试块1～12批次经660、690及720℃回火后，抗拉强度及屈服强度随着回火温度的升高而降低，伸长率随着回火温度的升高而升高。660℃回火后的试块强度最高，但伸长率较差，均低于要求值18%。720℃回火后试块有较好的伸长率，但屈服强度较低，部分试块接近甚至低于要求值400 MPa。690℃回火后试块强度和伸长率均符合要求且有较好的富裕量，是支承件适合的回火温度。

表4 不同温度回火后试块的常温拉伸性能Table 4 Tensile properties at room temperature of the tested block after tempering at different temperatures

图2 回火温度对试样屈服强度（a）、拉伸强度（b）和伸长率（c）的影响Fig.2 Effect of tempering temperature on yield strength（a），tensile strength（b）and elongation（c）of the specimens

因核电主设备支承件厚度较大，达到200 mm。厚度较大时，淬透性就会影响拉伸结果。试验中试块为同炉热处理，同时水冷，淬火工艺相同，实际冷却效果相同，但试块中碳含量及合金元素略有差异，造成试块的淬透性也有差异。淬透性主要取决于临界冷却速度的大小，而临界冷却速度实质上是奥氏体稳定性的表现[7]。碳含量及合金元素是影响奥氏稳定性的重要因素。各元素综合影响奥氏体稳定性的定量参数称为合金化当量（M），目前使用最广泛的合金化当量计算公式见公式（1）[8-9]：式中：各元素符号代表钢中该元素的质量分数，如碳质量分数为0.124%，式中代入值为0.124。不同批次合金当量见表3。

图3为690℃回火后，不同碳含量及合金当量对试样拉伸性能的影响。从图3中可看出，整体上试块强度随着碳含量及合金当量升高而升高，碳含量的增加会降低伸长率，合金当量对伸长率的影响无明显规律。不同成分的试块淬火冷却时，碳含量及合金当量高的试块临界冷却速度低，淬透性好，因此热处理后强度较高。合金当量对伸长率无明显影响，可能是因12MDV6钢作为低合金钢，合金含量较少，约2%，另外钢中合金元素主要是Mn、Mo、V，均为提高强度元素，因此在含量较少时对伸长率的影响并不明显。

图3 碳含量（a～c）和合金当量（d～f）对690℃回火试样拉伸性能的影响Fig.3 Effects of carbon content（a-c）and alloy equivalent（d-f）on tensile properties of the specimens tempered at 690℃

3.2 冲击试验

对1～12批次经690℃回火的试块进行0℃冲击试验，结果见表5。从表5中可看出，部分试块冲击吸收能量低于要求值，且冲击结果波动较大。

表5 试块经690℃回火后的0℃冲击吸收能量（J）Table 5 Impact absorbed energy at 0℃of the tested block tempered at 690℃（J）

提高回火温度理论上可以提高材料韧性，因此选取冲击不合格的7、9及10批次，经720℃回火后进行0℃冲击试验，试验结果见图4。从图4中可看出，回火温度提高至720℃后，0℃冲击吸收能量略有提升，但是仍然低于要求值。因此对冲击不合格试样，提高热处理回火温度对冲击性能提升效果不明显。

图4 7批次、9批次和10批次试样经不同温度回火后的0℃平均冲击吸收能量（a）和最小冲击吸收能量（b）Fig.4 Average impact absorbed energy（a）and minimum impact absorbed energy（b）at 0℃of the 7 batch，9 batch and 10 batch specimens tempered at different temperatures

选取冲击吸收能量最高的2批次试块及最低的10批次试块进行金相检测，检测结果见图5。从图5中可以看出，2批次及10批次试块经890℃淬火+690℃回火后的组织状态均为贝氏体+回火索氏体，组织形态相差不大。因此组织状态不是影响冲击性能的主要原因。

图5 2批次（a）和10批次（b）试样690℃回火后的显微组织Fig.5 Microstructure of the 2 batch（a）and 10 batch（b）tested specimens tempered at 690℃

通过对试块熔炼成分和冲击性能进行分析比较，各种熔炼成分元素含量对冲击吸收能量均无明显影响，除Al元素，图6为冲击吸收能量随试样中熔炼Al含量的变化曲线。从图6中可看出，当Al含量低于0.01%（质量分数）时，冲击吸收能量较高，波动值基本较小，随着Al含量的升高，冲击吸收能量呈现降低的趋势。当Al含量大约高于0.018%时，冲击性能基本不符合要求。

图6 690℃回火后冲击吸收能量与试样中熔炼Al含量的变化曲线Fig.6 Change curves of impact absorbed energy and smelting Al content in the specimen tempered at 690℃

选取690℃回火后冲击吸收能量波动较大的5批次和11批次试块，对其进行实际成分检测，检测结果见表6。图7为熔炼成分及实际成分中Al含量和低温冲击性能的关系。从图7中可看出，5批次、11批次试块中Al含量偏差较大，存在明显的成分宏观偏析现象，较高的Al含量会明显降低试样的低温冲击性能，造成冲击吸收能量波动较大。

表6 690℃回火后5批次和11批次冲击试样的实际成分（质量分数，%）Table 6 Actual composition of the 5 batch and 11 batch impact specimens tempered at 690℃（mass fraction，%）

图7 690℃回火后5批次（a）和11批次（a）试样的冲击吸收能量与Al含量关系Fig.7 Relationship between impact absorbed energy and Al content of the 5 batch（a）and 11 batch（b）impact specimens tempered at 690℃

Al通常作为脱氧剂和晶粒细化剂在炼钢时加入，脱氧后过量的铝残留于钢中，一般与钢中氮、氧形成化合物。经研究表明[10]，过量的铝形成的化合物对钢的室温拉伸性能和硬度无明显影响，而对低温冲击性能有显著影响。Al对钢低温冲击的影响机理目前尚无定论，主要的理论包括奥氏体晶界处析出相，减弱晶界导致冲击性能降低[11]和大尺寸游离态夹杂物导致冲击性能降低[2，12]。前者认为过量的Al在晶界形成析出相减弱了晶界间的结合力，使晶界脆化，受到冲击载荷时导致脆性断口使冲击性能降低。对于析出物多数认为是AlN。后者认为过量的Al在熔炼时形成大尺寸游离态的夹杂物，夹杂物存在大量的棱角，受到冲击载荷时，在棱角和基体的交界处会出现应力集中，产生裂纹并沿基体扩展导致冲击性能偏低。对于夹杂物大部分研究认为主要是Al2O3。

根据上述Al对钢低温冲击性能的影响机理，无论是AlN类析出物或Al2O3类夹杂物，在冶炼过程中就已形成，AlN及Al2O3均具有较高的熔点，熔点均在2000℃以上，后续热处理最高温度一般不会超过1000℃，因此后续热处理过程中AlN及Al2O3均无法溶解，导致热处理工艺对低温冲击性能影响不明显。因此，为获得合格的冲击性能，须在冶炼过程中严格控制Al含量，宜将Al含量控制在0.018%以下。