文章信息
- 杨志强, 刘正东, 何西扣, 刘宁
- YANG Zhi-qiang, LIU Zheng-dong, HE Xi-kou, LIU Ning
- 反应堆压力容器用SA508Gr.4N钢的热变形行为
- Hot Deformation Behavior of SA508Gr.4N Steel for Reactor Pressure Vessels
- 材料工程, 2017, 45(8): 88-95
- Journal of Materials Engineering, 2017, 45(8): 88-95.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2016.000887
-
文章历史
- 收稿日期: 2016-07-21
- 修订日期: 2017-01-12
2. 昆明理工大学 材料科学与工程学院, 昆明 650093
2. Faculty of Material Science and Engineering, Kunming University of Science and Technology, Kunming 650093, China
反应堆压力容器是核电站核岛中的关键部件,是核电站冷却剂压力边界屏障中的一个重要设备,是核一级安全设备。压力容器起到用来装载及支撑反应堆堆芯,密封核反应产生的高温、高压冷却剂等作用。随着工业社会的发展导致对电力的需求不断增长,对于核电这种清洁能源而言,提高电力供应的一个有效措施就是提高反应堆的单堆容量,而单堆容量的增加将会导致反应堆压力容器的大型化。如AP1000型反应堆压力容器的尺寸已达到高12.2m,容器内径4.4m,壁厚225mm,总质量约425.3t[1, 2]。目前广泛采用SA508Gr.3钢锻件来制造反应堆压力容器,但SA508Gr.3钢也面临着诸多问题,如强度低,韧性、淬透性差以及辐照脆化等问题[3-6];因此,研制下一代反应堆压力容器用钢已十分紧迫。
SA508Gr. 4N钢是ASME规范中核电机组关键材料的4N级,其抗拉强度大于725MPa,明显高于其规范中的第3级SA508Gr.3钢,被认为是下一代反应堆压力容器的首选材料,如超临界水冷堆,已将该钢列为候选材料[7]。目前国内外学者针对SA508Gr.4N钢的研究主要集中在筛选合金成分,优化热处理工艺等方面。李昌义等[8]通过改变淬火冷却速率,确定不同淬火组织的含量,再结合模拟软件等效确定了SA508Gr.4N钢的淬透极限尺寸为1200mm,远超SA508Gr.3钢700mm的淬透极限。Park等[9, 10]采用热力学计算,通过调节Ni,Cr和Mo等合金元素的含量,确定了不同成分、不同温度时的析出相,从而优化合金成分和热处理工艺,并调整Ni含量进行了相关验证实验,确定了不同Ni含量时的马氏体与贝氏体的含量,证明了Ni能够提高SA508Gr.4N钢的淬透性。Kim等[11]对比研究了SA508Gr.3与SA508Gr.4N钢的韧性,通过精细化表征,指出SA508Gr.4N钢具有良好韧性的原因。但关于SA508Gr.4N钢的热加工性能至今少有报道。
本工作依据反应堆压力容器锻造过程中变形温度高、变形速率低、变形量小的特点,利用Gleeble-1500D热模拟试验机对SA508Gr.4N钢进行了高温单道次压缩实验,获得了该材料不同条件下的真应力-应变数据,建立了SA508Gr.4N钢的高温本构方程,并对所得真应力-应变原始数据求解加工硬化率;同时采用硬化率-应力(θ-σ)曲线上的拐点判据及-dθ/dσ-σ曲线上的最小值,研究了该钢的动态再结晶(Dynamic Recrystallization, DRX)临界条件。
1 实验材料与方法参考ASME国际规范的SA508/SA-508M,采用100kg真空感应炉冶炼实验钢,SA508Gr.4N钢的化学成分见表 1。钢锭开始锻造的温度在1150℃左右,终锻温度在900℃左右,横向锻打,锻造成ϕ16mm的棒材。锻造后经650℃/2h退火后空冷。
Steel | C | Ni | Cr | Mo | Mn | Si | P | S | Fe |
ASME SA508Gr.4N | ≤0.23 | 2.75-3.90 | 1.50-2.00 | 0.45-0.60 | 0.20-0.40 | ≤0.40 | ≤0.02 | ≤0.02 | Bal |
Sample Si-1 | 0.17 | 3.55 | 1.75 | 0.55 | 0.36 | 0.30 | 0.0052 | 0.004 | Bal |
热压缩试样尺寸为ϕ8mm×15mm,由退火态ϕ16mm的锻棒线切割而成,利用Gleeble-1500D热模拟试验机对试样进行单次轴向压缩,实验开始前在试样两端均匀涂敷润滑剂(70%石墨+25%机油+5%硝酸三甲苯酯,质量分数),以减小其与压头之间的摩擦。试样以20℃/s速率升温到1250℃,保温300s,以5℃/s速率冷却到预设温度保温60s后开始压缩。变形温度分别为1050,1150,1250℃,应变速率分别为0.001,0.01,0.1s-1,真应变量为0.16。变形后立即水淬,保留热变形组织便于观察分析。
2 结果与分析 2.1 真应力-真应变曲线图 1为SA508Gr. 4N钢在不同温度与不同应变速率下的真应力-真应变曲线。表 2为不同温度与应变速率条件下的峰值应力。
Strain rate/s-1 | Peak flow stress/MPa | ||
1050℃ | 1150℃ | 1250℃ | |
0.001 | 47.82 | 31.52 | 23.19 |
0.01 | 72.71 | 50.79 | 30.22 |
0.1 | - | 74.58 | 48.65 |
由图 1可知,SA508Gr. 4N钢具有明显的稳态流变特征:在最初应变时,随应变量的增加真应力呈现直线型快速增加;真应变达到一定阶段后,真应力缓慢增大到峰值应力;真应力达到峰值后随应变量的增大,真应力缓慢下降;在应变速率为0.001s-1时随真应变的增大,真应力出现稳态阶段。真应力随真应变的宏观变化在微观上对应的变化为:变形初始阶段随着变形量的增加,位错密度急剧增加,位错间的交互作用增强,导致位错运动阻力迅速增大,表现出加工硬化。随后位错交互应力场引起的畸变能增加到一定程度时,热压缩变形中的储存能转变为再结晶驱动力,发生动态再结晶软化,因而在宏观上表现出应力增加缓慢;真应变再增加时,动态再结晶的软化作用将占据主导地位,材料的真应力逐渐降低[12]。在应变速率为0.1s-1时,由于应变速率大、变形量略小,导致在真应力-真应变曲线上未明显出现稳态流变阶段。
从图 1中还可以看出,在恒定的速率下,流变应力随着温度的升高而降低。这是由于随着温度升高,材料动态再结晶的形核率和长大速率都提高,从而软化作用增强;而且温度越高、原子动能越大,原子间的结合力就弱,即剪切应力降低[13]。可见,SA508Gr.4N钢是温度敏感材料。
由表 2可见,在恒定温度下,流变应力随应变速率的降低而减小。因为在恒定温度下、应变速率较低时,达到指定变形量所消耗的时间较长,将留给再结晶形核的时间延长,再结晶形核数量增多,再结晶软化的作用强于加工硬化。随着应变速率增加,导致热变形时间短,位错的滑移与攀移所产生的动态回复有限,晶粒内的位错密度依然保持较高水平,使加工硬化作用明显强于再结晶软化,表现为流变应力迅速升高[14]。可见,SA508Gr.4N钢对应变速率具有正的敏感性:温度越高、应变速率越小,钢变形抗力就越小,越易达到稳态变形。
2.2 变形条件对显微组织的影响图 2为SA508Gr.4N钢退火态和变形前的显微组织。由图 2(a)可知,退火态锻棒的晶粒尺寸较细小,经过统计晶粒直径为9.4μm,晶粒度为10.5级。图 2(b)为以20℃/s速率升温到1250℃而后保温300s的显微组织,可以看出晶粒边界清晰,晶粒尺寸较均匀,经统计晶粒直径为75.5μm,晶粒度为4.5级。可见经过变形前高温均匀化后晶粒尺寸明显增大。
变形温度1050℃时,不同应变速率热变形后的显微组织如图 3所示。可以看出,3种应变速率下均发生了动态再结晶,如图 3(b),(c)箭头所示,且随变形速率的升高,动态再结晶后的晶粒尺寸逐渐减小,晶粒逐渐得到细化。应变速率较低时(0.001s-1),晶粒尺寸较粗大,但较均匀(图 3(a))。应变速率较高时(0.1s-1),再结晶后晶粒尺寸存在较大差异呈现混晶形貌(图 3(c))。
应变速率0.1s-1时,变形温度为1150℃和1250℃热变形后的显微组织如图 4所示。将图 3(c)与图 4对比可知:随变形温度的增加,动态再结晶后的细小晶粒开始长大。当温度为1250℃(图 4(b))时,变化后的晶粒尺寸已达到4.5级,并已恢复到变形前的晶粒尺寸且晶粒大小不均匀。
2.3 本构方程的建立金属材料的高温塑性变形过程和高温蠕变过程类似,均存在热激活的过程,流变应力取决于应变速率和变形温度,在不同的应力水平下可以用双曲正弦方程来描述[15]:
(1) |
式中:A,α均为与材料有关的常数,主要取决于材料的化学组成;n为应力指数;
(2) |
对式(2) 两边取对数,可得:
(3) |
由式(1) 对1/T求偏导得:
(4) |
分别以lnσ和ln
(5) |
一般情况下,真应力-真应变曲线是材料变形时微观组织的外在表现,真应力-真应变曲线出现峰值预示着材料微观组织发生了动态再结晶。但是通过真应力-真应变曲线并不能直接确定材料何时、何种变形程度开始发生动态再结晶,因此需要对真应力-真应变曲线进行处理,以求得材料热变形中的加工硬化率。材料的加工硬化率(θ=∂σ/∂ε)是表征流变应力随应变量变化的关系。Poliak和Jonas[18]认为材料发生动态再结晶时,其θ-σ曲线出现拐点,即利用-dθ/dσ=0的判据来确定相对应临界应力σc及临界应变εc。对热模拟实验数据进行计算可以得到不同变形条件下的θ-σ曲线和-dθ/dσ-σ曲线,如图 6与图 7所示。结合图 6中的拐点和图 7中的极小值可以确定临界应力(σc)、峰值应力(σp)、临界应变(εc)和峰值应变(εp)。临界应变与峰值应变及其比值见表 3。
Strain rate/s-1 |
Temperature/ ℃ |
εc | εp | εc/εp |
0.001 | 1050 | 0.043 | 0.103 | 0.417 |
1150 | 0.055 | 0.077 | 0.714 | |
1250 | 0.027 | 0.049 | 0.551 | |
0.01 | 1050 | 0.051 | 0.165 | 0.310 |
1150 | 0.064 | 0.111 | 0.577 | |
1250 | 0.038 | 0.066 | 0.576 | |
0.1 | 1050 | 0.152 | - | - |
1150 | 0.065 | 0.145 | 0.448 | |
1250 | 0.067 | 0.123 | 0.545 |
由图 6可知,SA508Gr.4N钢的θ-σ曲线在各个温度和应变速率均出现拐点。如图 6(a)所示,当应变速率为0.001s-1时,各应变温度的θ-σ曲线均明显出现拐点,拐点处所对应的应力值就是临界应力。加工硬化率(θ)第1次等于0时对应的应力即为峰值应力(σp),第2次等于0时所对应的应力为稳态应力(σs)。图 6中只有变形温度为1050℃、应变速率为0.1s-1时,θ-σ曲线θ始终大于0,这表明在这一变形条件下无峰值应力,但曲线上亦有拐点。为了更加精确曲线中拐点位置对θ-σ曲线求一阶偏导数可得到-dθ/dσ-σ曲线,曲线中的最小值所对应的真应力即为临界应力,如图 7所示。对比图 7中各图可知,临界应力随温度的增加和应变速率的降低而降低。
由表 3可知,发生动态再结晶的临界应变与峰值应变的平均比值εc/εp=0.517。应变速率对临界应变和峰值应变均产生正的影响,即随着应变速率的增加,临界应变和峰值应变都相应地提高。这是由于动态再结晶是晶核的形成、长大及大角度晶界迁移的过程。新晶核的形成机制分别为晶界弓出形核机制、亚晶合并机制及亚晶吞噬机制。形核机制均与位错的迁移、合并相关。当材料热变形时的应变速率较低时,变形晶粒内部产生的位错将有充裕的时间进行迁移、合并从而形成大角度晶界,构成再结晶的核心[19, 20]。而当应变速率升高时,晶粒内部的位错将没有充足的时间完成晶界的迁移,这就需要增加变形量来增加位错密度以及延长位错迁移的时间,从而导致动态再结晶所需要的临界应变增加[21]。变形温度对临界应变和峰值应变的影响则为负,即随变形温度的增加,则临界应变和峰值应变降低。这是由于变形温度升高,提高了位错迁移的驱动力,位错更加容易迁移,从而使材料在较小的变形下就能形成新的动态再结晶晶粒。
2.5 临界应变预测模型目前广泛采用Sellars模型[22, 23],即εc= a×Zb。其中a,b均为常数;Z为Zener-Hollomon参数,如式(2) 所示。结合所求的Q,可以建立不同热变形条件下的临界应变(εc)与其相对应的Z值,绘制出lnεc与lnZ的关系曲线,如图 8所示。由图 8可见,lnεc与lnZ之间呈现较高的线性关系,对其进行线性拟合,可得拟合方程:lnεc=0.148lnZ-7.062,即临界应变预测模型可表示为εc=8.57×10-4Z0.148。图 9为ε与lnZ的关系,在本实验条件下,SA508Gr.4N钢的临界应变与峰值应变均随Z参数的增大而增加,且与Z参数有较好的线性关系。
3 结论(1) SA508Gr.4N钢在热变形过程中发生动态再结晶,峰值应力随变形温度的降低或应变速率的升高而增加,该材料对温度和应变速率敏感。该材料的热激活能Q=383.862kJ/mol,本构方程为
(2) SA508Gr.4N钢发生动态再结晶时,其θ-σ曲线出现拐点,并且在-dθ/dσ-σ曲线上出现极小值。利用此拐点判据,可以确定材料的动态再结晶临界条件。动态再结晶临界应变随着应变速率的增大及变形温度的降低而增加,且临界应变与峰值应变之间具有相关性,即εc/εp=0.517。
(3) 在本实验条件下,引入Z参数能较好地反映临界应变与热变形条件之间的变化规律。临界应变随Z参数的增加而增大,且二者之间函数关系为:εc=8.57×10-4Z0.148。
[1] | YASUHIKO T, IKUO S. Development of high purity large forgings for nuclear power plants[J]. Journal of Nuclear Materials, 2011, 417 : 854–859. DOI: 10.1016/j.jnucmat.2010.12.305 |
[2] | SUZUKI K, KURIHARA I, SASAKI T, et al. Application of high strength Mn-Mo-Ni steel to pressure vessels for nuclear power plant[J]. Nuclear Engineering and Design, 2001, 206 : 261–278. DOI: 10.1016/S0029-5493(00)00440-4 |
[3] |
冯柳, 周邦新, 彭剑超, 等. RPV模拟钢中纳米富Cu析出相的复杂晶体结构表征[J].
材料工程, 2015, 43 (7): 80–86.
FENG L, ZHOU B X, PENG J C, et al. Characterization of a complex crystal structure within Cu-rich precipitates in RPV model steel[J]. Journal of Materials Engineering, 2015, 43 (7): 80–86. DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2015.07.014 |
[4] |
何西扣, 李昌义, 刘正东, 等. 反应堆压力容器用低合金钢平衡相热力学计算与分析[J].
金属热处理, 2013, 38 (5): 14–17.
HE X K, LI C Y, LIU Z D, et al. Thermodynamic calculation and analysis on equilibrium phase in low alloy steel for reactor pressure vessel[J]. Heat Treatment of Metals, 2013, 38 (5): 14–17. |
[5] | JIN H H, KWON J, SHIN C S. Evolution of radiation defect and radiation hardening in heat treated SA508 Gr3 steel[J]. Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section B, 2014, 319 : 24–28. DOI: 10.1016/j.nimb.2013.11.008 |
[6] | HECTOR P R, HARRY K D H B. Continuous cooling transformations in nuclear pressure vessel steels[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2014, 45 (11): 4897–4906. DOI: 10.1007/s11661-014-2433-8 |
[7] |
王小彬, 李玉光, 罗英, 等. 超临界水冷堆压力容器设计[J].
一重技术, 2015 (3): 18–21.
WANG X B, LI Y G, LUO Y, et al. Design of supercritical water-cooled reactor pressure vessel[J]. CFHI Technology, 2015 (3): 18–21. |
[8] |
李昌义, 刘正东, 林肇杰, 等. 反应堆压力容器用钢的淬透性问题[J].
材料热处理学报, 2011, 32 (6): 68–72.
LI C Y, LIU Z D, LIN Z J, et al. Hardenability of nuclear reactor pressure vessel steels[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2011, 32 (6): 68–72. |
[9] | PARK S G, LEE K H, MIN K D, et al. Characterization of phase fractions and disorientations on tempered bainitic/martensitic Ni-Cr-Mo low alloy RPV steel with various Ni content[J]. Metals and Materials International, 2013, 19 (1): 49–54. DOI: 10.1007/s12540-013-1009-2 |
[10] | PARK S G, KIM M C, LEE K H, et al. Correlation of the thermodynamic calculation and the experimental observation of Ni-Mo-Cr low alloy steel changing Ni, Mo, and Cr contents[J]. Journal of Nuclear Materials, 2010, 407 : 126–135. DOI: 10.1016/j.jnucmat.2010.09.004 |
[11] | KIM M C, PARK S G, LEE K H, et al. Comparison of fracture properties in SA508 Gr.3 and Gr.4N high strength low alloy steels for advanced pressure vessel materials[J]. International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2015, 131 : 60–66. DOI: 10.1016/j.ijpvp.2015.04.010 |
[12] |
杨志强, 刘勇, 田保红, 等. TiC/Cu-Al2O3复合材料的强化机理及动态再结晶行为[J].
中国有色金属学报, 2014, 24 (6): 1524–1531.
YANG Z Q, LIU Y, TIAN B H, et al. Strengthening mechanism and dynamic recrystallization behavior of TiC/Cu-Al2O3 composite[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2014, 24 (6): 1524–1531. |
[13] |
黄烁, 王磊, 张北江, 等. GH4706合金的热变形行为与显微组织演变[J].
材料工程, 2015, 43 (2): 41–46.
HUANG S, WANG L, ZHANG B J, et al. Hot deformation behavior and microstructure evolution of GH4706 alloy[J]. Journal of Materials Engineering, 2015, 43 (2): 41–46. DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2015.02.007 |
[14] |
陈贵清, 傅高升, 程超增, 等. 应变速率对3003铝合金热变形动态再结晶组织的影响[J].
材料热处理学报, 2012, 33 (10): 26–31.
CHEN G Q, FU G S, CHENG C Z, et al. Effects of strain rate on dynamic recrystallization microstructure of 3003 aluminum alloy in process of hot deformation[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2012, 33 (10): 26–31. |
[15] | SELLARS C M, MCTEGART W J. On the mechanism of hot deformation[J]. Acta Metallurgica, 1966, 14 (9): 1136–1138. DOI: 10.1016/0001-6160(66)90207-0 |
[16] |
仇琍丽, 高文理, 陆政, 等. 7A85铝合金的热压缩流变行为与显微组织[J].
材料工程, 2016, 44 (1): 33–39.
QIU L L, GAO W L, LU Z, et al. Flow behavior and microstructure of 7A85 aluminum alloy during hot compression[J]. Journal of Materials Engineering, 2016, 44 (1): 33–39. DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2016.01.005 |
[17] |
袁武华, 龚雪辉, 孙永庆, 等. 0Cr16Ni5Mo低碳马氏体不锈钢的热变形行为及其热加工图[J].
材料工程, 2016, 44 (5): 8–14.
YUAN W H, GONG X H, SUN Y Q, et al. Hot deformation behavior and processing map of 0Cr16Ni5Mo low carbon martensitic stainless steel[J]. Journal of Materials Engineering, 2016, 44 (5): 8–14. DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2016.05.002 |
[18] | POLIAK E I, JONAS J J. Initiation of dynamic recrystallization in constant strain rate hot deformation[J]. ISIJ International, 2003, 43 (5): 684–691. DOI: 10.2355/isijinternational.43.684 |
[19] |
赵业青, 李岩, 鲁法云, 等. 7150铝合金热变形行为及微观组织[J].
航空材料学报, 2015, 35 (3): 18–23.
ZHAO Y Q, LI Y, LU F Y, et al. Flow stress behavior and microstructure of 7150 aluminum alloy during hot deformation[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2015, 35 (3): 18–23. DOI: 10.11868/j.issn.1005-5053.2015.3.004 |
[20] |
高英俊, 罗志荣, 黄礼琳, 等. 变形合金的亚晶组织演变的相场模型[J].
金属学报, 2012, 48 (10): 1215–1222.
GAO Y J, LUO Z R, HUANG L L, et al. Phase field model for microstructure evolution of subgrain in deformation alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2012, 48 (10): 1215–1222. |
[21] | HUANG K, LOGE R E. A review of dynamic recrystallization phenomena in metallic materials[J]. Materials & Design, 2016, 111 : 548–574. |
[22] | YANG Z Q, LIU Y, TIAN B H, et al. Model of critical strain for dynamic recrystallization in 10%TiC/Cu-Al2O3 composite[J]. Journal of Central South University, 2014, 21 (11): 4059–4065. DOI: 10.1007/s11771-014-2397-2 |
[23] | FANG B, JI Z, LIU M, et al. Critical strain and models of dynamic recrystallization for FGH96 superalloy during two-pass hot deformation[J]. Materials Science and Engineering:A, 2014, 593 : 8–15. DOI: 10.1016/j.msea.2013.11.016 |