CN101476088A - 一种核用压力容器用R17Cr1Ni3Mo钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种核用压力容器用R17Cr1Ni3Mo钢及其制备方法，属于压力容器用钢技术领域。该钢组成成分的重量百分比为：碳：0.13～0.20％；硅：0.15～0.30％；锰：0.20～0.40％；钒：≤0.02％；镍：3.00～3.95％；铬：1.50～1.90％；钼：0.48～0.65％；磷：≤0.008％；硫：≤0.008％；铜：≤0.05％；硼：≤0.0010；铁：余量。该钢是基于508－4N钢的基础上通过优化成分、添加元素、优化热处理工艺而研制的改进型新钢种。优点在于，具有良好的淬透性和强韧性匹配，低温韧性好。生产出的R17Cr1Ni3Mo钢比508－4N钢具有更加优异的强韧性匹配，对于最大截面尺寸小于1000mm的锻件，整个锻件截面的金相组织为回火贝氏体组织。

Description

一种核用压力容器用R17Cr1Ni3Mo钢及其制备方法

技术领域

本发明属于压力容器用钢技术领域，特别是提供了一种核用压力容器用R17Cr1Ni3Mo钢及其制备方法。涉及一种核用压力容器用钢的最佳化学成分范围和最佳热处理工艺选择，适用于大型核电站和核潜艇的反应堆压力容器和蒸发器管板的制造。

背景技术

反应堆压力容器(Reactor Pressure Vessel)和蒸发器管板是大型压水堆的核心部件。随着电力需求进一步增加和节能减排压力的不断提高，核电已成为一种相对成熟的清洁能源。世界各国，尤其是中国，都在规划未来核电机组的建设计划。核电技术和建设规划的一个发展趋势就是不断提高单堆的容量，而单堆容量的增加，将不可避免地促使反应堆压力容器和蒸发器管板的大型化。同时，从核压力容器的安全性考虑，应尽量减少组件的焊缝长度，因此核反应堆的另一个技术发展方向就是一体化和整体化。以上原因直接导致了核反应堆压力容器和蒸发器管板用锻件单件重量和厚度不断增大，这就对核压力容器用钢提出了更高的性能及其稳定性要求。

压力容器是核反应堆的核心构件，包容着堆芯所有部件并在高温、高压、辐射环境下长期运行，整个寿期内不可更换，保证其整个寿期内的完整性至关重要。为此要求核压力容器用钢应满足以下要求：(1)强度高、塑韧性好、抗辐照、耐腐蚀，与冷却剂相容性好；(2)淬透性好，可获得大截面均匀的组织和稳定的性能，长时运行后性能稳定；(3)可焊性和可冷热加工性好；(4)成本经济合理等。

第一代核压力容器用钢板，是在当时石油化工压力容器技术基础上，根据低合金钢的使用经验确定的。美国早期的压力容器都是采用具有良好焊接性能的锅炉钢板制造的。1955年选用ASME SA212Gr.B板材，不久后发现这种钢强度偏低且厚截面处的冲击韧性明显下降。为改善材料的强韧性，采用了强度较高的Mn—Mo钢SA302Gr.B。为提高厚截面淬透性，在SA302Gr.B中添加Ni，制成改进型SA302Gr.B(0.40～1.00％Ni)，即后来的SA302Gr.C。从1965年起，核压力容器用钢板采用调质热处理工艺，开发了具有较高强韧性的钢种—SA533Gr.Bcll。SA533Gr.Bcll同德国TUV20MnMoNi55、日本JISSQV2A、法国RCC-M之16MND5大致相当。为进一步提高材料的强韧性，在SA533Gr.Bcll中添加大量的Ni、Cr和V而发展成SA542，SA543，日本，美国正在对这两种板材进行研究，估计不久将推广应用。

核压力容器锻件的发展过程类似于板材。最初使用的是C-Mn钢锻件SA105和SA182，随后又被Mn—Ni钢锻件SA350-82和Mn-Mo-Ni钢锻件SA336取代。1965年以后，又出现了Mn—Mo—Ni锻件。典型的RPV锻件用钢主要有美国的SA508 c1.3、德国的20MnMoNi55、法国的16MND5、和日本的SFVV3等。为了提高强度、增大淬透性和改善焊接性能以及随着堆功率增大等原因，核压力容器锻件用钢经历了

Cr-Mo→A533B(A508-II)→A508-III的发展过程。

Cr-Mo钢是低合金耐热钢中较为重要和典型的钢种，它含有较高的铬(2.25％)，所以抗高温氧化和耐高温腐蚀性能好，而Mo(1％)又能明显提高再结晶温度，是固溶强化有效元素。该钢的热加工性能、焊接性能和持久塑性比较好，对热处理也不敏感，且析出相细小，具有良好的热强性，但该钢有回火脆化倾向。Cr-Mo钢基体组织为贝氏体回火组织。A508-II钢采用钢包精炼、真空浇铸等冶金技术，提高钢的纯净度、减少杂质偏聚，同时热处理采用调质处理，以获得强度韧性良好配合。A508-II钢的韧性对冷却速度很敏感，韧性随冷却速度的减慢而下降。1970年西欧发现A508-II钢堆焊层下有再热裂纹之后，又发展了A508-III钢。它是在A508-II钢基础上，通过降C，降Cr和限Mo等，降低基体堆焊不锈钢衬里时所产生的裂纹倾向。为弥补因减少硬化元素而降低的强度和淬透性，提高了A508—II钢中的Mn含量。因Mn易增大钢中偏析，故又降低了P、S含量。Si在上述钢中是非合金元素。Si有增大偏析、降低钢的塑韧性倾向，含量以偏低为好。厚截面的A508—III钢淬火后，基体组织是贝氏体，当冷却速度不足时，将出现铁素体和珠光体。迄今为止，A508-III钢是世界各国核电站压力容器和管板建设的首选和通用材料。

随着锻件尺寸的不断增大(如截面尺寸大于500mm时)，A508-III钢将面临其本身的某些局限性而难以保证大截面上组织和性能的均匀性和稳定性。在这样的情况下，508—4N钢是合理的选择之一。与A508-III钢相比，508-4N钢的Mn含量显著降低，大幅提高了Cr、Ni含量，Mn含量降低可以减少钢中偏析，降低回火脆化敏感性。Cr、Ni含量的提高降低了奥氏体向铁素体和碳化物的转变速度，使C曲线明显右移，从而也降低了淬火的临界冷却速度，提高了钢的淬透性。

本发明钢是在508-4N钢的基础上，通过对508-4N钢主要化学成分进行优化研究，提出发明钢的最佳化学成分控制范围和最佳的热处理工艺制度。该发明钢是508-4N钢的改进型，命名为R17Cr1Ni3Mo。R代表核反应堆用钢。

发明内容

本发明的目的在于提供一种核用压力容器用R17Cr1Ni3Mo钢及其制备方法，通过系统研究508-4N钢主要化学元素的控制范围及其合理配比，系统研究和确定了最佳热处理工艺制度，通过冷却速度与大锻件截面各点空间位置的对应关系，采用专门设计制造的可控冷却速度热处理炉模拟研究了大截面锻件(最大截面尺寸在500-1200mm)内部组织性能的均匀性和稳定性，从而提出了一种基于508-4N钢的核压力容器锻件用改进型新钢种，R17Cr1Ni3Mo。确定了新钢种的化学成分范围、最佳热处理工艺制度、大截面锻件组织性能均匀性和稳定性主要影响因素的定量研究结论。该钢适于生产制造大型核电站压水堆压力容器和蒸发器管板，是一种高强度、高韧性、和高淬透性的核用压力容器用钢。

本发明的技术方案是：利用真空炉冶炼，组成成分的重量百分比见表1：

表1  R17Cr1Ni3Mo钢化学成分(wt％)

对于主要化学组成成分的选取理由如下：

碳：碳是强化结构钢最有效的元素，而且也是最经济的元素，然而碳对韧性、塑性、焊接性等有不利的影响。碳含量高会降低钢的可焊性，同时会提高辐照脆化敏感性，降低碳含量可以改善转变温度和钢的焊接性。本发明选取碳：0.13～0.20％。

硅：硅是强化元素，也是炼钢时的残存元素。试验结果表明硅高，在强度指标基本不变的前提下，降低了钢的冲击韧性。因此本发明钢的硅含量范围选取为：0.13～0.30％。如果采用真空碳脱氧工艺生产该发明钢时，应把硅的含量降低到0.10％以下。

钒：一般而言，钒是较强碳化物形成元素，可产生析出强化作用。但发现SA508-II钢堆焊后再热裂纹后，核压力容器钢种严格限制钒的含量上限，以降低堆焊后再热裂纹敏感性。本发明钢规定钒的上限为0.02％。

铬：铬能提高钢的抗氧化性能，增加耐蚀性，但铬含量过高可能增加堆焊后再热裂纹敏感性。试验结果表明中低铬含量时钢的综合性能优良。本发明选取铬的范围为：1.50～1.90％。

镍：镍能提高钢的淬透性和可淬性，镍能明显改变钢的低温韧性，但大多试验证明高镍比低镍辐照脆化大。试验结果表明中高镍含量对钢的强韧性匹配有利。本发明选取镍的范围为：3.00～3.95％。

钼：钼具有明显的固溶强化的作用，提高钢的热强性，同时也是回火时析出碳化物的重要组成元素。试验研究结果表明随着钼含量的提高，在强度变化不大的前提下，钢的冲击韧性明显提高。故本发明钢选取钼的范围为：0.48～0.65％。

硼：硼因原子半径较小，多富集在晶界附近，填充空位。由于晶界上空位是由晶粒间取向差异造成的，空位被填充后，就降低了蠕变过程中的晶界扩散，从而强化了晶界。硼的另一种作用是促进了碳化物在晶内沉淀，有助于提高蠕变抗力。本发明钢中微量的固溶硼能推迟先共析铁素体、珠光体和贝氏体转变，从而强烈提高钢的淬透性。但钢中硼含量过高又显著减低钢的低温韧性。本发明钢规定硼的上限为0.0010％。

铜、硫、磷：铜、硫、磷在钢中是有害的元素。铜、硫、磷含量越高，辐照脆化效应越大。随铜含量的增加，钢的韧脆化转变温度升高。硫在钢中易形成MnS和FeS，降低了钢的冲击韧性，影响钢的焊接性能。本发明铜、硫、磷的上限分别选为：≤0.05％、≤0.010％、≤0.010％。在生产时，硫和磷的含量控制越低越好。

此外，氢和氧的含量也应严格控制，使之处于尽可能低的水平。低的氢氧含量对制订生产工艺和保证大锻件最终的性能具有重要作用。

本发明压力容器用钢可采用真空感应炉冶炼制备，在工业生产上也可采用电炉+炉外精炼+真空或保护气氛浇铸等方式制备。铸锭开坯时，铸锭加热温度为1150～1250℃，始锻温度为1100～1200℃，终锻温度为850～950℃。锻造比2.0～4.0，锻造比大有利于提高钢的冲击韧性(见图1)。一般地，锻件的锻后退火温度控制在600～700℃之间。

本发明压力容器用钢的最佳热处理制度为：预热处理+奥氏体化(控速冷却)+回火(空冷)；预热处理温度一般为900℃±10℃，保温后空冷，然后在640℃±5℃保温后空冷。预备热处理是为性能热处理提供组织准备；奥氏体化温度为860℃±10℃，保温30～50分钟(可根据锻件尺寸规格调整保温时间)，然后根据锻件的尺寸规格和冷却介质条件进行控制冷却。控制冷却工艺可根据锻件的尺寸确定，控制冷却温度范围为奥氏体化温度至300℃之间，冷却到300℃以下再回火；回火温度为640℃±5℃，保温后空冷。

所述的控制冷却工艺根据热处理件的尺寸确定，控制冷却温度范围为奥氏体化温度至300℃之间，冷却到300℃以下再回火，在水冷的条件下，在1000mm直径锻件的中心部位获得单一的贝氏体组织，从而具有均匀的组织和性能。按上述技术方案生产出的R17Cr1Ni3Mo钢比508-4N钢具有更加优异的强韧性匹配，其性能将满足以下要求：

(1)力学性能：Rp_0.2(σ_0.2)≥585MPa，Rm(σ_b)＝725～895MPa，A(δ_0.5)≥18％，Z(Ψ)≥45％。

(2)冲击性能：试验温度-29℃时，一组3个试样平均值Akv≥48J(一组3个试样最小值≥41J)，试样为夏比V形切口A型。

(3)对于最大截面尺寸小于1000mm的锻件，整个锻件截面的金相组织为回火贝氏体组织。

本发明的有益效果是：发明的核用压力容器用钢是在508-4N钢的基础上通过优化化学成分和热处理工艺而得到的，其组织和性能的均匀性和稳定性比508-4N钢更加优异，尤其是冲击韧性明显高于508-4N钢。按上述技术方案生产出的R17Cr1Ni3Mo钢比508-4N钢具有更加合适的强韧性匹配。

通过把试验钢的CCT曲线与不同直径低合金钢棒材水冷曲线合成(图2)可见，控制冷速为144℃/min时，相当于等效直径

700mm棒材水冷条件下其表面的冷却速度；控制冷速为3.36℃/min时，相当于等效直径

900mm棒材水冷条件下其心部的冷却速度；控制冷速为2.16℃/min时，相当于等效直径

1200mm棒材水冷条件下其心部的冷却速度。

R17Cr1Ni3Mo钢完全能够满足大型压水堆反应堆压力容器和蒸发器管板建设，水冷条件下其双面淬透性极限可达到1200mm。

附图说明

图1锻造比与冲击韧性的对应关系。

图2试验钢CCT曲线与不同直径低合金钢棒材在水冷曲线合成图。

图3试验钢的奥氏体连续冷却曲线。原始状态：退火；奥氏体化温度：870℃，5分。

具体实施方式

采用25kg真空感应炉冶炼14炉试验钢，试验钢以508-4N钢为基础，在其成分范围内研究关键化学成分变化对性能的影响。为此，设计14炉试验钢研究包括对Si、Cr、Ni、和Mo元素处于上、中、下限时对钢性能的影响及试验钢中加B的上限。冶炼的14炉试验钢的化学成分分析结果见表2。钢锭开坯时，铸锭加热温度为1200℃，始锻温度为1150℃，终锻温度应高于900℃，锻后650℃2小时退火，空冷。

表2  14炉试验钢化学成分

采用Gleeble3500热力实验机测定试验钢的连续冷却曲线如图3所示，其A_c3为830℃，A_c1为740℃。选06炉试验钢为样品钢，研究和确定试验钢的最佳热处理工艺。06炉试验钢的奥氏体化温度分别选为860℃、875℃、和890℃，回火温度暂固定为610℃。如前所述，控制冷速为144℃/min时，相当于等效直径

700mm棒材水冷条件下其表面的冷却速度；控制冷速为3.36℃/min时，相当于等效直径

900mm棒材水冷条件下其心部的冷却速度；控制冷速为2.16℃/min时，相当于等效直径

1200mm棒材水冷条件下其心部的冷却速度。不同淬火温度下，06炉试验钢的力学性能见表3。

表3  06炉试验钢不同奥氏体化温度下力学性能

由表3可以看出06炉试验钢(中限成分)在不同热处理工艺下基本均能满足ASME标准要求。随奥氏体化温度的升高，强度略有增加但韧性明显降低。在不同奥氏体化温度下，随着冷却速度的降低，屈服和抗拉强度均降低，而韧性没有明显变化。奥氏体化温度为860℃时，强韧匹配最好。三种奥氏体化温度下试验钢的冲击值均非常高。金相分析表明，所获得的组织基本为贝氏体组织。在研究和确定合适的回火温度时，对06炉试验钢进行了900℃正火1h+640℃回火2h预备热处理，预备热处理有助于组织均匀化和提高大锻件内部韧性。奥氏体化温度固定为860℃，回火温度分别选为610℃、620℃、630℃和640℃。06炉试验钢奥氏体化后不同回火温度下力学性能值见表4。

表4  06炉试验钢奥氏体化后不同回火温度下力学性能

为进一步研究最佳回火温度(增加650℃和660℃温度回火)和考虑大型压水堆核电站用锻件的实际尺寸，以后试验钢的奥氏体化处理后的冷速分别取144℃/min、6.18℃/min、3.36℃/min，其中冷速3.36℃/min相当于等效直径

900mm棒材水冷下心部冷却速度。本轮试验结果见表5，可见随回火温度的提高，试验钢强度指标降低，韧性指标先增加后降低。在回火温度为640℃时达到最佳。硬度随回火温度的增加变化不大，随淬火冷却速度的降低变化也不大。试验钢经上述处理后组织为贝氏体组织。

表5  06炉试验钢不同热处理工艺下力学性能

注：所有试样均经过900℃正火1h+640℃回火2h

根据上述试验确定的试验钢最佳热处理工艺，按表2中所示，分别研究Si、Cr、Ni、和Mo元素变化对试验钢性能的影响。本轮试验中，所测力学性能包括各炉试验钢的室温拉伸性能、室温冲击性能(夏比V型试样)和—20℃、—40℃、—60℃、—80℃、—100℃的低温冲击性能。把02、03和07炉做对比，考察Si含量的影响。把01、10炉和07炉做对比，考察Cr含量的影响。把04、05和07炉做对比，考察Ni含量的影响。把08、09和07炉做对比，考察Mo含量的影响。把14、15、18、19和07炉做对比，考察B含量的影响。其测试结果分别列于表6～15。

表6  02、03、07炉试验钢拉伸性能

表7  02、03、07炉试验钢冲击性能

表8  01、10、07炉试验钢拉伸性能

表9  01、10、07炉试验钢冲击性能

表10  04、05、07炉试验钢拉伸性能

表11  04、05、07炉试验钢冲击性能

表12  08、09、07炉试验钢拉伸性能

表13  08、09、07炉试验钢冲击性能

表14  14、15、18、19与07炉试验钢拉伸性能对比

表15  14、15、18、19与07炉试验钢冲击性能对比

由表6～15可见，在试验范围内，随着Si含量的提高，强度略有提高，但冲击韧性明显下降。随着Cr含量的提高，强度基本不变，但冲击韧性有所下降。随着Ni含量的提高，强度明显提高，冲击韧性略有降低。随着Mo含量的提高，强度降低，而冲击韧性大幅提高。随着B含量的提高，强度、韧性都略有提高，但其低温冲击韧性明显降低。因此试验钢的成分优化应该控制Si为中低限，控制Cr为中低限，控制Ni为中高限，控制Mo为中高限，控制B含量不超过0.001％。各试验钢热处理后的晶粒度见表16。

表16  各炉钢热处理后晶粒度

注：G07为利用Gleeble试验机严格控制冷速做的07炉钢，未经回火处理。火处理。

Claims (3)

1、一种核用压力容器用R17CrlNi3Mo钢，其特征在于，该钢组成成分的重量百分比为：碳：0.13～0.20％；硅：0.15～0.30％；锰：0.20～0.40％；钒：≤0.02％；镍：3.00～3.95％；铬：1.50～1.90％；钼：0.48～0.65％；磷：≤0.008％；硫：≤0.008％；铜：≤0.05％；硼：≤0.0010；铁：余量。

2、一种制备权力要求1所述的R17CrlNi3Mo钢的方法，其特征在于，

(1)采用真空感应炉冶炼制备，或采用电炉+炉外精炼+真空或保护气氛浇铸制备；铸锭开坯时，铸锭加热温度为1150～1250℃，始锻温度为1100～1200℃，终锻温度为850～950℃；锻造比2.0～4.0，锻件的锻后退火温度控制在600～700℃之间；

(2)热处理制度为：预热处理，奥氏体化+控制冷却，回火+空冷；预热处理温度为900℃±10℃，保温后空冷，640℃±5℃，保温后空冷；奥氏体化温度为860℃±10℃，保温30～50分钟控速冷却；回火温度为640℃±5℃，保温后空冷。

3、根据权力要求2所述的方法，其特征在于，所述的控制冷却工艺根据热处理件的尺寸确定，控制冷却温度范围为奥氏体化温度至300℃之间，冷却到300℃以下再回火，在水冷的条件下，在1000mm直径锻件的中心部位获得单一的贝氏体组织。

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