王永强
, 杨滨
WANG Yongqiang, YANG Bin
中图分类号: TG142.71
通讯作者:
收稿日期: 2015-03-31
修回日期: 2015-10-26
网络出版日期: --
版权声明: 2016 《金属学报》编辑部 版权所有 2014, 金属学报编辑部。使用时，请务必标明出处。
基金资助:
作者简介:
王永强, 男, 1982 年生, 讲师, 博士
展开
摘要
研究了s相对核电一回路主管道Z3CN20.09M不锈钢冲击韧性的影响, 利用原位拉伸、显微硬度、断口形貌等手段分析了s相的脆化机理. 结果表明, s相显著降低一回路主管道不锈钢的冲击韧性, 时效处理Z3CN20.09M不锈钢中以s相为主的由铁素体共析分解生成的(s+g2)结构的硬度远高于奥氏体基体, 两者变形协调性差, (s+g2)结构阻碍位错滑移, 提高材料强度, 同时降低塑性; (s+g2)结构内部存在大量高能量s/g2 和a/s/g2非共格界面, 变形时应力在此处集中, 成为潜在裂纹源, 易萌生裂纹. 高应变速率下, 裂纹迅速在其内部产生、扩展是材料韧性降低、变脆的本质原因.
关键词：
Abstract
Cast austenite stainless steel (CASS) possesses excellent mechanical properties, good workability and high resistance to localized corrosion in chloride environments due to the dual phase microstructure in which the island a-ferrite phase distributes in the g-austenite matrix. So they are widely used in the primary coolant pipes of nuclear power plants. However, undesirable s phase can precipitate in these steels when they are welded or heat treated and it severely decreases the toughness of stainless steels. Although some works have been done to investigate the effect of s phase on mechanical properties of CASS, the mechanism of embrittlement was still lacking. In this work, the effect of s phase on toughness of Z3CN20.09M CASS was investigated, and the embrittlement mechanism of s phase in CASS was discussed by using in situ tensile test, microhardness technology and fracture analysis. It was found that the impact energy of specimens aged at 750 ℃ decreased severely due to the presence of s phases. The (s+g2) structure formed by the eutectoid decomposition of a phase is very hard and its hardness is much higher than that of austenite. This makes the deformation between (s+g2) structure and austenite incoordinate in aged specimens. The precipitation of s phase brought more s/g2 and a/s/g2 high energy non-coherent boundaries. These boundaries hindered dislocation movements and brought stress concentrations. So cracks initiated at the s/g2 or a/s/g2 boundaries preferentially and propagated rapidly when the aged specimen bearded impact stress. The much potential cracking sites (s/g2 and a/s/g2 boundaries) in the (s+g2) structure is the main reason of embrittlement of aged Z3CN20.09M CASS with low toughness.
Keywords：
压水堆(pressure water reactor, PWR)核电站一回路主管道作为系统承压边界的主要组成部分, 对核电站的安全性发挥着至关重要的屏障作用, 其通常由铸造奥氏体不锈钢(cast austenite stainless steel, CASS)制造[1-4]. CASS是以奥氏体基体中分布少量铁素体相为特征的不锈钢, 此类不锈钢中的铁素体发挥着降低焊接热裂性、提高耐应力腐蚀和强度等重要作用[5,6]. 然而, 铁素体的存在亦会给CASS 带来低温脆化(热老化)和中高温敏化(s相析出)等问题[7-9]. 核电一回路主管道制备和安装过程中不可避免地进行热处理和焊接, 此过程中操作不当会析出s相.
s相是不锈钢中常见的一种金属间化合物析出相, 它硬度高、强度大、脆性高[10,11], 能显著降低不锈钢的韧性[12,13]. 同时, 也有研究[14-19]证实, s相的析出可在一定程度上提高不锈钢的耐磨性、屈服强度、抗拉强度、高温蠕变强度甚至塑性. 事实上, s相对不锈钢力学性能的影响程度与其数量、尺寸、形态和在金属基体中的分布有关[15,20]. 通常, 细小均匀分布的s相可提高不锈钢的强度, 而尺寸较大的片状或胞状s相则大大降低材料韧性使其脆性增加. 但是, Maehara等[21]和Shek等[15]在研究胞状s相对双相不锈钢高温拉伸性能时发现, (s+g2) 结构具有提高材料屈服强度和抗拉强度的作用. 可见, 硬而脆的s相在不锈钢中同时发挥着强化和脆化的作用. 本文作者前期工作[22]对s相的强化机理进行了研究, 初步获得了s相在不锈钢中的强化机制. 然而, 关于s相的脆化机理, 尤其是在核电管道用CASS中的脆化机制, 目前仍缺乏足够的认识, 有待进一步深入研究. 本工作在研究s相对核电一回路主管道Z3CN20.09M不锈钢冲击韧性影响的基础上, 利用原位拉伸、显微硬度、断口形貌分析等手段探讨了s相的脆化机理.
一回路主管道弯管经氩氧脱碳(argon oxygen decarburization, AOD)+真空吹氧脱碳(vacuum oxygen decarburization, VOD)双联冶炼、砂型铸造、固溶处理等工序制得. Z3CN20.09M铸造不锈钢的化学成分(质量分数, %)为: C 0.024, Si 1.09, Mn 1.11, P 0.023, S 0.0039, Cr 20.16, Ni 9.06, Cu 0.031, Co 0.026, Nb+Ta 0.066, Mo 0.26, N 0.033, Ti 0.0027, Fe余量. 固溶处理工艺为1180 ℃保温8 h后水冷. 一回路主管道钢样在箱式电阻炉中进行600~900 ℃范围等温时效处理, 时间0~200 h, 水淬冷却至室温. 时效处理后的钢样经线切割成圆片状试样, 用水磨砂纸逐级打磨至2000号, 利用1.5 μm金刚石研磨膏进行抛光, 然后用30 g NaOH+120 mL H2O电解液进行电解侵蚀(直流电压3 V, 时间10 s). 使用CIKONG 4XCE光学显微镜(OM)和SUPRA55扫描电子显微镜(SEM)观察不锈钢组织, 利用JEM-2010透射电子显微镜(TEM)确定析出相的晶体结构和类型, 利用Image-Pro Plus V6.0软件统计试样中析出相的数量.
时效处理后的一回路主管道样品加工成10 mm×10 mm×55 mm 的V型缺口冲击试样, 用MTS ZBC2452-B 摆锤试验机进行室温Charpy冲击韧性测试, 最大测量值450 J. 原位拉伸实验在SHIMADZU SS-550 SUPERSCAN原位疲劳试验机上进行, 试样尺寸如图1所示. 试样表面抛光至无划痕, 然后用20%NaOH (质量分数)溶液电解侵蚀, 以进行原位实验观察, 实验拉伸速率为1 N/s. 显微硬度测试在WOLPERT 401MVD显微硬度计上进行, 每个测量对象测试15个点, 然后取平均值. 用SUPRA55 SEM观察力学性能测试后试样断口及断口附近纵切面形貌, 其中纵切面经砂纸打磨、抛光至无划痕.
图1 原位拉伸试样示意图
Fig.1 Geometry of specimens used for in situ tensile tests (unit: mm)
图2为固溶态和750 ℃时效不同时间后Z3CN20.09M试样微观组织的SEM像. 可以看出, 固溶态试样组织中只有铁素体和奥氏体, 未观察到其它相(图2a). 而经50~200 h时效处理的Z3CN20.09M不锈钢中从铁素体相中析出大量s相(图2b~d). 图3为750 ℃时效200 h后Z3CN20.09M试样显微组织的TEM像及SAED谱.
图2 固溶态和750 ℃时效不同时间后的Z3CN20.09M不锈钢试样显微组织的SEM像
Fig.2 SEM images of Z3CN20.09M specimens as solution state (a) and aged at 750 ℃ for 50 h (b), 100 h (c), 200 h (d)
图3 750 ℃时效200 h后Z3CN20.09M试样显微组织的TEM像及SAED谱
Fig.3 TEM image of Z3CN20.09M specimen aged at 750 ℃ for 200 h and its SAED patters (insets)
图4a为Z3CN20.09M CASS经600~900 ℃等温时效处理不同时间后的室温Charpy冲击功. 可以看出, 随着时效温度的升高, 试样冲击功先降低后升高, 750 ℃时冲击功最低. 图4b为600~900 ℃不同时间等温时效处理试样中s相的含量. 可见, 750 ℃时s相析出最严重. 因此, s相的含量对Z3CN20.09M CASS的冲击韧性有显著的影响, s相析出是其韧性下降的主要原因. 本文作者前期研究[9]表明, Z3CN20.09M不锈钢在750 ℃时s相析出动力学最大. 为了方便研究, 本工作选取750 ℃等温时效处理试样为研究对象.
图4 不同温度时效Z3CN20.09M不锈钢的冲击功和s相体积分数
Fig.4 Impact energy (a) and volume fraction of s phase (b) of Z3CN20.09M specimens aged for 24 and 100 h at different temperatures (RT—room temperature)
图5显示了经750 ℃时效处理后Z3CN20.09M不锈钢的冲击功与时效时间的关系. 可以看出, 不锈钢的冲击功随时间的延长先快速下降, 到达某一值后趋于平稳. 短时间时效处理时(<4 h), Z3CN20.09M不锈钢的冲击功下降不明显(图5中插图), 而时效24 h时冲击功却快速降低约70%, 对应的冲击功从392 J降到118 J. 当时效时间达到200 h时, 试样的冲击功只有37 J.
图5 750 ℃时效不同时间Z3CN20.09M不锈钢的冲击功
Fig.5 Impact energy of Z3CN20.09M specimens aged at 750 ℃ for different times (Inset shows the variation of impact energy of specimens with aging time less than 4 h)
图6为750 ℃时效不同时间前后Z3CN20.09M不锈钢冲击试样的断口形貌及相应区域的EDS. 可以看出, 固溶态试样的断口表现出明显的韧窝特征, 且不能清晰分辨出铁素体和奥氏体相区域(图6a), 而750 ℃时效处理后的试样断口特征为明显的韧性区域和脆性区域, 韧性区域为奥氏体相, 脆性区域是以s为主的(s+g2)结构, g2为伴随s析出的二次奥氏体. 图6b~d中圆圈标记处的EDS结果显示, 此区域Cr含量分别为34.90%, 35.62%和36.60% (图6e~g), 明显高于试样中平均Cr含量及铁素体中Cr含量[9], 符合s相中Cr成分特征. 还可观察到脆性区域(s+g2)结构处存在大量裂纹(图6b~d).
图6 750 ℃时效不同时间前后Z3CN20.09M不锈钢试样的冲击断口形貌及EDS
Fig.6 Farcture surfaces of Z3CN20.09M specimen unaged (a) and aged at 750 ℃ for 50 h (b), 100 h (c), 200 h (d), and EDS results in the regions marked by circle in Figs.6b~d (e~g)
图7为Z3CN20.09M不锈钢试样冲击断口附近纵切面观察部位示意图及750 ℃时效不同时间前后试样纵切面SEM像. 可以看出, 未时效处理的试样, 其裂纹产生的部位主要在奥氏体基体上靠近铁素体相的区域以及奥氏体和铁素体的相界处(图7b), 而时效后试样中大量断裂裂纹出现在(s+g2)结构内部, 如图7c和d中箭头所示. 可见, 时效试样中的(s+g2)结构在变形过程中作为裂纹源而大大降低材料的韧性.
图7 Z3CN20.09M不锈钢试样冲击断口附近纵切面观察部位示意图和750 ℃时效不同时间前后试样纵切面SEM像
Fig.7 Schematic of the longitudinal section near fracture surface of specimens (a), and SEM images of longitudinal section near fracture surface of Z3CN20.09M specimens unaged (b) and aged at 750 ℃ for 50 h (c), 200 h (d)
图8为750 ℃时效200 h前后 Z3CN20.09M试样微区显微硬度, 图9为显微硬度测试后试样的SEM像. 可见, 铁素体相的硬度高于奥氏体, 前者平均值为224 HV0.025, 后者为167 HV0.025; 而且铁素体共析分解生成(s+g2)结构后, 其硬度大大增加, 平均值达到638 HV0.025, 明显高于奥氏体和铁素体硬度.
图8 时效处理前后Z3CN20.09M不锈钢试样中铁素体和奥氏体的显微硬度
Fig.8 Microhardness of ferrite and austenite in specimens unaged and aged at 750 ℃ for 200 h
图9 时效处理前后Z3CN20.09M不锈钢试样中铁素体和奥氏体显微硬度测量点
Fig.9 Measuring point of microhardness of ferrite and austenite in specimens unaged (a) and aged at 750 ℃ for 200 h (b)
图10为750 ℃时效200 h 的Z3CN20.09M试样原位拉伸实验过程中SEM像. 可以看出, 随着载荷不断增大至860 N时, 试样中(s+g2)结构(原铁素体相)内首先出现裂纹(图10d); 载荷继续增大时, 裂纹不断在(s+g2)结构内产生和扩展(图10e和f), 直至960 N时断裂, 但奥氏体内未观察到裂纹. 图11为750 ℃时效200 h前后 Z3CN20.09M试样原位拉伸断口附近的SEM像. 可以看出, 未时效试样中铁素体和奥氏体内均存在大量的变形带, 但是铁素体中变形带的方向与奥氏体中的明显不同, 两者形成约90°的夹角; 而且还可发现, 未时效试样中变形表面存在凹凸起伏现象(图11a). 时效处理试样中奥氏体内部存在明显的变形带, 而由铁素体共析反应生成的(s+g2)结构内部有大量裂纹和孔洞, 却未观察到明显的变形带(图11b).
图10 原位拉伸实验过程中750 ℃时效200 h 的Z3CN20.09M试样的SEM像
Fig.10 SEM images of specimen aged at 750 ℃ for 200 h during in situ tensile test under loads of 0 N (a), 390 N (b), 730 N (c), 860 N (d), 960 N (e) and high magnification image of the region marked by square in Fig.10e (f) (Inset in Fig.10d shows the high magnification image of the region marked by square)
图11 750 ℃时效200 h前后Z3CN20.09M 试样原位拉伸断口附近的表面形貌
Fig.11 In situ tensile fracture surfaces of Z3CN20.09M specimens unaged (a) and aged at 750 ℃ for 200 h after tensile tests (b)
Z3CN20.09M不锈钢中奥氏体为基体相(体积分数大于80%), 少量铁素体相(约15%)分布在基体中. 铁素体为bcc结构, Cr含量高, 硬度大、强度高, 起强化材料的作用. Z3CN20.09M不锈钢受力变形时, 位错滑移首先在奥氏体中发生, 奥氏体先塑性变形, 当应力达到一定值后, 铁素体中的滑移系开动, 进而铁素体发生塑性变形[23]. 后变形的铁素体对先变形奥氏体的进一步变形产生阻碍, 材料表面出现铁素体在奥氏体基体上凸起的凹凸起伏现象; 而且由于晶体结构的差异以及晶粒取向的不同, 铁素体和奥氏体受力变形产生的变形带的方向不同, 如图11a所示. 可见, 材料塑性变形过程中铁素体和奥氏体的变形明显不协调, 导致相界面处应力集中, 虽然能一定程度提高材料强度, 但也易诱发裂纹产生[22].
本文作者前期工作[9]表明, Z3CN20.09M不锈钢中的s相通过铁素体的共析分解a→s+g2析出, 750 ℃时效50 h后铁素体相基本全部转变成以s相为主的(s+g2)结构, 产生大量s/g2和a/s/g2界面, 如图2b所示. s相是一种硬度很高的富含Cr, Mo等元素的金属间相[10,11], 因此, 由铁素体相转变而来的(s+g2)结构的硬度也很高, 明显高于铁素体和奥氏体相, 如图8所示. 高硬度的(s+g2)结构更不易发生塑性变形, 与奥氏体的变形协调性更差, 从而提高材料强度, 但同时显著降低塑性[22]. 材料受力变形时, 大量的s/g2和a/s/g2界面阻碍位错滑移[16], 产生应力集中. 由于(s+g2)结构与基体的变形协调性很差, 应力不能通过紧邻晶粒中滑移系的开动来释放, 所以, 当应力集中达到一定程度时就会产生大量裂纹(图11b), 材料断裂提前, 脆性增加. 并且, 由于s相为四方点阵结构相(点阵常数为a=b=0.879 nm, c=0.454 nm)[24], 与奥氏体和铁素体的晶体结构、点阵常数差别大, 形成非共格界面[25], 且s相析出时伴有大的体积效应[26], 因此s/g2和a/s/g2界面弹性畸变严重、能量高, 成为材料中的潜在裂纹源.
在高应变速率下(例如冲击实验), s相脆化Z3CN20.09M不锈钢的现象更加突出, 长时间时效处理试样的室温冲击功只有未时效试样的10%左右. 这是因为, 高应变速率下应力传递速度快, 遇到高硬度不易塑性变形的(s+g2)结构迅速产生应力集中, 短时间内很难通过有效塑性变形释放, 累积的高应力只能通过最严重的断裂方式释放. 作为潜在裂纹源的大量s/g2和a/s/g2界面更易萌生裂纹, 并且一旦裂纹出现便迅速扩展. 因此, (s+g2)结构内部出现大量脆性断裂区域, 如图6所示, 即使在邻近断口区域的(s+g2)结构内部也能观察到大量裂纹, 如图7c和11b所示, 材料塑韧性大大降低. 奥氏体基体为fcc结构, 且Ni含量高, 其韧性好, 时效试样受力断裂时裂纹优先在(s+g2)结构内部产生而不易在奥氏体中萌生和扩展. 因此, 奥氏体基体仍表现出明显的塑性断裂特征, 断口中奥氏体区域呈典型韧窝状(图6b), 断口纵切面上靠近断口附近的奥氏体基体中也未观察到裂纹(图7c和d).
s相析出能显著降低Z3CN20.09M不锈钢韧性, 时效处理试样的冲击断口中存在明显的脆性断裂区和塑性韧窝区, 为脆性断裂和韧性断裂相结合方式; 而未时效试样断口表现出明显的韧窝特征, 为韧性断裂.
(2) 通过铁素体共析分解生成的以s相为主的高硬度(s+g2)结构与奥氏体基体变形协调性差, 阻碍位错滑移, 提高Z3CN20.09M不锈钢强度, 降低塑性.
(3) (s+g2)结构内部存在大量的高能量的s/g2和a/s/g2非共格界面, 作为潜在裂纹源, 易萌生裂纹, 在高应变速率下, 裂纹迅速在其内部扩展, 材料极易断裂, 脆性大大增加.
/
| 〈 |
|
〉 |
图1
