蒸汽發生器下封頭力學性能的均勻性分析①

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(1. 上海交通大學核科學與工程學院，上?！?00240；2.上海新閔(東臺)重型鍛造有限公司，江蘇　東臺　201109；3.上海交通大學材料科學與工程學院　上?！?00240)

目前，美國能源部大力推進小型模塊反應堆(簡稱小型堆)研究計劃。近期，我國政府也批準了類似的研發計劃[1-2]。相對傳統大型核反應堆，小型堆建造周期短、運行維護成本低，且安全性和可靠性更高，既可作為海上大型民用、軍用船只的核動力平臺，又可作為海上核電，服務鉆井平臺、城市熱電聯產和水電聯產等領域，具有廣闊的應用前景[3-7]。

核島一回路壓力邊界關鍵設備的制造在一定程度上制約著小型堆的發展。其中，蒸汽發生器下封頭，在結構上包含主體球體、一回路冷卻劑的出口和入口接管和兩個人孔座，屬于大體積、大斷面、復雜曲面、多孔異徑的復雜核一級鍛件，其整體鍛造技術代表了核島承壓設備制造能力的最高水平。然而，由于復雜的形狀結構，加之材料(SA508 Gr.3 Cl.2 鋼)自身淬透性的限制，必須統籌冶煉、鍛造、熱處理等各個生產環節，以獲得均勻的微觀組織和力學性能，進而達到既“控型”又“控性”的目的，提高整體鍛造下封頭的可靠性和安全性。

對于下封頭整體鍛件的目標力學性能要求比較苛刻。首先，材料的強度要求大幅度提高，主要體現在室溫抗拉強度下限由550MPa提高到了620MPa，高溫抗拉強度由520MPa提高到 580MPa，在當前 SA508 Gr.3 Cl.2鋼的化學成分基礎上具有一定的難度，特別是在有限的淬透性前提下，要保證整個鍛件不同位置的微觀組織和力學性能均勻性；其次，模擬焊后熱處理態與淬火+回火(調質)態的力學性能考核指標相同，而高溫長時間的熱處理必將改變調質態的微觀組織，這對鍛造和性能熱處理工藝是非常大的考驗。

本文以整體鍛造的一種小型模塊反應堆蒸汽發生器下封頭為研究對象，通過對終態產品不同部位的力學性能的測試，評價鍛造和熱處理工藝的合理性，為進一步優化生產工藝、提高產品的成品率提供理論參考。

1　實驗過程

蒸汽發生器下封頭所用材料為 SA508 Gr.3 Cl.2 鋼。經過 EBT+LF 鋼包精煉+VD 真空脫氣+VC 真空澆注的冶煉工藝，降低鋼中S、P和非金屬夾雜物的含量，達到預定目標化學成分；然后在5000t液壓鍛機上，采用胎模鍛造，溫度控制在850～1240℃范圍內，鍛造比約為8∶1，以消除鑄造缺陷，保證鍛造微觀組織均勻性；鍛后熱處理為正火(6～8h在915℃下)+回火(12～14h在650℃下)，旨在消除鍛造應力，改善組織狀態，為后續性能熱處理做準備；性能熱處理為淬火+回火(調質)處理，獲得回火馬氏體或貝氏體組織，以達到良好的強韌性配比；模擬焊后熱處理實驗在整體鍛件的解剖試樣上進行。具體性能熱處理和模擬焊后熱處理實驗工藝如圖1所示。

圖1　熱處理工藝圖Fig.1　Schematic of heat treatment schedule(a)淬火；(b)回火(調質態)；(c)焊后熱處理(模擬態)

為了評價整體鍛件不同部位力學性能的均勻性，對鍛件的大端頭試環(1個)、接管試環(其中 2 個)進行分析，分別編號為試料 A、D和E，同時對整個鍛件進行了解剖實驗，分別編號為試料 B、C、F、G和H。下封頭整體鍛件的取樣位置如圖2所示。

圖2　整體鍛件不同位置的試料分布：大端口試料A、管嘴試料D和E與解剖試料B、C、F、G和H Fig.2　Position and distribution of different samples of the integral forging

用布氏硬度計 XHB-3000 測量整體鍛件(解剖前)球體內外表面和管嘴處的硬度；用微機控制的電子萬能試驗機(20t)CMT5205測試試料在常溫(23℃)和高溫(350℃)的拉伸性能；用擺錘式沖擊試驗機 ZBC2453-C測試試料在常溫(23℃)和低溫(-10℃)的沖擊性能。

2　結果與討論

2.1　化學成分均勻性

表1給出了下封頭整體鍛件 3 處不同部位的試環試料(A、D和E)和5處全面解剖的試料(B、C、F、G和H)的化學成分?？梢钥闯?，A～H等8種試料的測試成分符合產品設計要求，且實際 C 含量(質量分數)控制在 0.20%～0.21%范圍內，S和P含量(質量分數)分別控制在0.004%和0.001%以內，其他合金元素含量(質量分數)僅在一個非常小的范圍內波動(試料 C和F 中的 Mn 含量較低，分別為 1.42%和 1.43%，這可能與分析樣品中存在的 MnS 夾雜有關)。這說明，通過既定的鍛造工藝和熱處理工藝，不但消除了成分偏析等宏觀鑄造缺陷，而且整個鍛件的微區成分分布均勻，同時有害雜質元素特別是S和P控制在一個非常低的水平。我們知道，鋼鐵材料在力和熱(形變和溫度)共同作用下的物理冶金規律取決于材料的化學成分，而鍛造時奧氏體的動態再結晶溫度、熱處理時馬氏體相變開始溫度等相變規律決定了最終的室溫微觀組織和相關力學性能[8]。也就是說，化學成分的均勻性是獲得均勻的微觀組織和力學性能的前提條件。

表1　不同試料的主要化學成分和要求Table 1　Main chemical compositions of different samples and the standard 　質量分數/%

然而，雖然化學成分均勻，或者說正是由于成分的均勻，因為鍛件的尺寸較大，在性能熱處理(特別是冷卻階段)時，在厚度方向可能存在溫度梯度，且取決于冷卻方式，不同鍛件部位的實際熱處理工藝可能也存在差異，這將造成后續組織和性能的不均勻。因此，在成分均勻和工藝一定的情況下，力學性能均勻性還取決于鍛造和熱處理的具體操作規程。因此，有必要進一步評價整體鍛件的力學性能的均勻性。

2.2　表層硬度均勻性

圖3給出了整體鍛件的硬度采集部位，管嘴和球體外表面分別記作 A1、B1、C1和D1 以及 E1、H1、I1和J1，對應的管嘴和球體連接處和球體內表面用-1來區分，每個部位分別取4個連續分布的數據點，記作1、2、3和4，硬度變化曲線如圖4所示?？傮w來看，硬度在217～232HB一個較小的范圍內變化，可認為整個鍛件硬度分布基本均勻。管嘴與管嘴和球體連接處的4個位置具有隨機性，如圖4(a)所示，除了A1和C1-1外，其他部位硬度相對比較分散。雖然管嘴與管嘴和球體連接處位置相鄰，即材料成分和冷速相近，由相應的微觀組織決定的硬度應該趨于一致，如B1和B1-1的3、4位置的硬度完全重合，但實際多數位置并沒有相關性。這可能是因為在鍛壓成型時，管嘴和球體連接處為復雜應力區，導致終態組織和性能的差異。球體外表面中心點位置(O1)的硬度明顯高于內表面(O1-1)，而其他位置的硬度大多數低于內表面(I1和I1-1的2、3位置除外)。另外，從球體中心點到大端口(1～4)，硬度隨球面位置并沒有統一的變化規律，但4個硬度點的波動幅度較小，如圖4(b)所示?？傮w來說，整個鍛件的硬度分布較為均勻，在大變形區的球體部分，特別是管嘴和球體連接處的復雜應力區，硬度都沒有很大的波動。

圖3　整體鍛件硬度采集部位Fig.3　Position of hardness test of the integral forging(a)外輪廓；(b)內球面

圖4　整體鍛件的硬度分布變化Fig.4　Hardness distribution of the integral forging(a)中心點、管嘴與管嘴和球體連接處；(b)內外球面

2.3　力學性能均勻性

圖5是下封頭不同位置的力學性能分布，給出了調質態(a，c)和模擬態(b，c)試料的周向(a、b)和徑向(c，d)在室溫23℃和高溫 350℃的抗拉強度Rm，屈服強度Rp0.2延伸率A5，斷面收縮率Z，室溫23℃和低溫-10℃的沖擊功Kv2，隨著取樣位置 A～H 的變化曲線。整體來說，高溫強度低于室溫強度，而塑性相當。在350℃時，間隙原子C已經可以發生短距離擴散、偏聚，在外加載荷作用下，其對材料內部滑移系的阻礙作用減弱，宏觀上表現為材料的“軟化”，在拉伸曲線上往往表現為連續屈服而失去屈服平臺，進而導致屈服強度和抗拉強度的同時降低。低溫和室溫沖擊功差別不大，但都保持在160J以上。作為體心立方結構的材料，SA508 Gr.3 Cl.2 鋼存在韌脆轉變溫度。而23℃和-10℃的沖擊功接近并保持在高值，為轉變曲線的上平臺沖擊功范疇內，說明材料處于完全韌性狀態。但是低溫沖擊功誤差較大，特別是調質態或模擬態試料 B、C 和G的周向低溫沖擊功誤差顯著，這說明低溫韌性更容易受到組織缺陷、樣品加工等因素影響。

圖5　整體鍛件不同位置的力學性能Fig.5　Mechanical strength distribution of the integral forging(a)調質態-周向；(b)模擬態-周向；(c)調質態-徑向；(d)模擬態-徑向

模擬態的屈服強度和抗拉強度略低于調質態，延伸率和斷面收縮率幾乎沒有變化，即強度略降而塑性不變。對于沖擊韌性，調質態和模擬態的沖擊功變化不大，二者的對比規律不明顯。相對調質態，模擬態相當于額外在 615℃長時間高溫回火 24h，如圖1(c)所示。在這個過程中，一般認為，調質態的回火馬氏體組織中的位錯密度會進一步減少，馬氏體板條變寬，板條界面消失而發生回復，造成基體的回火軟化，同時碳化物(滲碳體)長大、粗化強化效果減弱，進而導致強度降低，塑性和韌性改善[9]。然而，實際鍛造和熱處理工藝下的模擬態的強度降低非常有限，塑性和韌性變化不明顯。這說明，經過 920℃ 完全奧氏體化后水冷淬火和640℃數個小時的回火，調質態的微觀組織已經趨于穩定的平衡態，而在較低溫度 615℃長時間保溫并不能從本質上改變已有的調質態顯微組織。因此，模擬態和調質態的力學性能相近，這也保證了模擬態達到調質態的強度、塑性和韌性的考核指標。

從試料取樣位置上看，不同試料的強度、塑性差別不大，同種試料周向和徑向的強度和塑性也相近，而考慮誤差影響，除了-10℃時試料 F 徑向沖擊功較低外，其他部位和方向的室溫和低溫沖擊韌性分布均勻。不同位置和取向的力學性能偏差及設計要求如表 2 所示?？梢?，抗拉強度和屈服強度的最低值分別為 633MPa(室溫)/592 MPa(高溫)和 502MPa(室溫)/411 MPa(高溫)，與最高值的偏差(室溫)分別在 71MPa和80MPa 以內，延伸率和斷面收縮率波動較小，沖擊韌性的最低值為 146J。總之，整體鍛造的下封頭的強度、塑性和韌性等數值均在正常范圍內波動，性能分布比較均勻，滿足設計要求。

表2　不同位置和取向試樣的力學性能偏差

3　結論

通過對小型模塊反應堆蒸汽發生器下封頭的解剖實驗，分析了不同部位試料的化學成分、布氏硬度和力學性能的均勻性。

1)不同部位化學成分均勻，C 含量控制在 0.20%～0.21%(質量分數)范圍內，S和P 含量分別控制在0.004%和 0.001%以內(質量分數)，其他合金元素含量僅在一個非常小的范圍內波動。

2)受到鍛造時大變形和復雜應力的影響，鍛件球體內外表面、管嘴和其與球體鏈接處的硬度有所波動，但都處在 217～232HB 一個較窄的范圍內。

3)從調質態和模擬態試料的周向、徑向力學性能來看，室溫和高溫強度均在正常范圍波動，相對而言，沖擊韌性波動較大，但相應的最小沖擊功仍遠大于最低要求。

下封頭鍛件整體成型后可以達到力學性能均勻化的目的，證實了整體鍛造工藝和后續性能熱處理工藝的合理性和可行性，可以應用到正式產品。