CN106191688A - 一种核反应堆压力容器用钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种核反应堆压力容器用钢,按质量百分比计,包括以下组分:0.12%~0.20%的C,0.05%~0.15%的Si,0.25%~0.40%的Mn,≤0.006%的P,≤0.004%的S,3.0%~3.9%的Ni,1.5%~2.9%的Cr,0.45%~0.70%Mo,0.01%~0.02%的Al,余量的Fe。在本发明中,在所限定的成分基础上,淬透性得到明显提高,确保各组分间的协调配合,保证各组分单独存在时作用的充分发挥;各组分协调配合影响相变过程中所析出的碳化物的大小、分布状态、形状、含量,进而影响组织的性能。
Description
技术领域
本发明属于压力容器用钢技术领域,尤其涉及一种核反应堆压力容器用钢及其制备方法。
背景技术
随着各国经济的快速发展和传统能源的局限性扩大,核能作为人类最具发展前景的能源受到各国的青睐,各国均加大了对核能的开发和利用。
核反应堆压力容器是核反应堆堆芯的主要支撑结构,通过冷却循环水传输堆芯释放的热量,从而驱动发电机组进行发电,是堆芯的第二道安全屏障。核反应堆压力容器用钢多属于含碳量为0.2%的Mn-Ni-Mo低合金钢,该类钢属于第三代核反应堆压力容器用钢。
核反应堆压力容器逐渐向大型化和一体化的方向发展,工作温度和压力更大,要求压力容器具有大厚度、大尺寸和大断面组织性能均匀等特点。但是现有核反应堆压力容器材料用钢淬透性较差,双面淬透深度浅,在进行淬火热处理过程中,尤其是当材料的厚度大于500mm时,难以全部转变为马氏体组织;当材料无法全部得到马氏体组织时,进行调质处理无法形成均匀的组织,进而导致力学性能不均匀,尤其是材料的1/2厚度处,性能最差,其中低温冲击韧性较差。
为了弥补性能上的缺陷,需要增加材料的厚度,但是材料厚度的增加会导致核反应堆压力容器原料的重量增大,如建造大于1350MW级的核电站,采用现有Mn-Ni-Mo低合金高强钢材料制备核反应堆压力容器时,原材料的钢锭重达500t,锻件重达350t,由于该类钢的双面淬透深度不足500mm,以目前生产制造水平是难以对如此大的钢锭进行生产,也无法确保大断面处组织及性能的均匀性。
发明内容
有鉴于此,本发明的目的在于提供一种核反应堆压力容器用钢,本发明提供的核反应堆压力容器用钢的具有良好的淬透性,力学性能均匀。
为了实现上述发明目的,本发明提供以下技术方案:
本发明提供了一种核反应堆压力容器用钢,按质量百分比计,包括以下组分:0.12%~0.20%的C,0.05%~0.15%的Si,0.25%~0.40%的Mn,≤0.006%的P,≤0.004%的S,3.0%~3.9%的Ni,1.5%~2.9%的Cr,0.45%~0.70%Mo,0.01%~0.02%的Al,余量的Fe。
优选的,按质量百分比计,包括以下组分:0.13%~0.14%的C,0.05%~0.10%的Si,0.25%~0.40%的Mn,≤0.006%的P,≤0.004%的S,3.0%~3.9%的Ni,1.5%~2.9%的Cr,0.65%~0.70%Mo,0.01%~0.015%的Al,余量的Fe。
优选的,所述钢还含有不可避免的气体元素,具体为氮的含量不高于30ppm,氢的含量不高于1.0ppm,氧的含量不高于20ppm。
本发明还提供了核反应堆压力容器用钢的制备方法,包括以下步骤:
(1)提供上述技术方案所限定组分的合金;
(2)加热所述合金,在再结晶区进行第一阶段锻造,所述第一阶段锻造的累积变形量为200%~350%:
(3)在未再结晶区进行第二阶段锻造后空冷,得到预热处理钢锭,所述第二阶段锻造的累积变形量为50%~150%;
(3)将所述步骤(3)得到的预热处理钢锭进行调制处理,得到核反应堆压力容器用钢,所述调质处理的淬火温度为930~950℃,所述调质处理的回火温度为650~670℃。
优选的,所述步骤(2)的加热温度为1180~1250℃。
优选的,所述第一阶段锻造的始锻温度为1120~1220℃,所述第一阶段锻造的终锻温度不低于1000℃。
优选的,所述第二阶段锻造的温度为830~870℃。
优选的,在所述淬火温度的保温时长以钢锭的厚度计,所述保温时长为2~3min/mm。
优选的,在所述回火温度的保温时长以钢锭的厚度计,所述保温时长为2~4min/mm。
本发明提供了一种核反应堆压力容器用钢,按质量百分比计,包括以下组分:0.12%~0.20%的C,0.05%~0.15%的Si,0.25%~0.40%的Mn,≤0.006%的P,≤0.004%的S,3.0%~3.9%的Ni,1.5%~2.9%的Cr,0.45%~0.70%Mo,0.01%~0.02%的Al,余量的Fe。在本发明中,在所限定的成分基础上,淬透性得到明显提高,确保各组分间的协调配合,保证各组分单独存在时作用的充分发挥;各组分协调配合影响相变过程中所析出的碳化物的大小、分布状态、形状、含量,进而影响组织的性能,本发明提供的压力容器用钢按照所限定的组分,确保形成分布均匀的碳化物,提高用钢组织均匀性和力学性能。
本发明采用再结晶区和未再结晶区两阶段锻造方法,使得组织在发生变形的同时发生动态再结晶,以限定的累积变形量进行锻造,促进动态再结晶的发生,以从而最大程度细化组织和晶粒,提高组织均匀性。经过细化后的组织和晶粒为后续热处理提供组织基础,确保热处理过程中的相变强化、细晶强化、固溶强化和析出强化发挥最佳的强化作用,进一步提高材料的性能。
本发明实施例的结果表明,本发明提供的压力容器用钢的锻造件在多种状态下的力学性能满足核反应堆压力容器用钢的要求:经调质处理,屈服强度≥450MPa,抗拉强度达到750~900MPa;在模拟焊后热处理状态,屈服强度≥420MPa,抗拉强度在700~850MPa之间;在550~610℃高温拉伸状态,屈服强度≥400MPa,抗拉强度在600~700MPa之间;不同状态下的-29℃冲击吸收能量均保持在50J以上。
附图说明
下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。
图1为本发明实施例1得到的核反应堆压力容器用钢的金相组织示意图;
图2为高温拉伸试验工艺曲线示意图;
图3为高温拉伸试验后工件示意图;
图4为本发明得到的核反应堆压力容器用钢的CCT曲线。
具体实施方式
本发明提供了一种核反应堆压力容器用钢,按质量百分比计,包括以下组分:0.12%~0.20%的C,0.05%~0.15%的Si,0.25%~0.40%的Mn,≤0.006%的P,≤0.004%的S,3.0%~3.9%的Ni,1.5%~2.9%的Cr,0.45%~0.70%Mo,0.01%~0.02%的Al,余量的Fe。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢在所限定的成分基础上,淬透性得到明显提高,确保各组分间的协调配合,保证各组分单独存在时作用的充分发挥;各组分协调配合影响相变过程中所析出的碳化物的大小、分布状态、形状、含量,进而影响组织的性能,本发明提供的压力容器用钢按照所限定的组分,确保形成分布均匀的碳化物,提高用钢组织均匀性和力学性能。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢,以质量百分含量计,包括0.12%~0.20%的C,优选为0.121%~0.19%,进一步优选为0.13%~0.14%。本发明,上述质量百分含量的C确保所述用钢的强度的提高的同时提高韧性,避免所述用钢的焊接性能的下降以及减弱所述用钢的辐照脆化倾向。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢,以质量百分含量计,包括0.055~0.15%的Si,优选为0.05%~0.10%,进一步优选为0.084%~0.095%。在本发明中,所述Si作为有效的强化元素,并且能够弱化所述用钢应用过程中随辐照温度的增加,辐照效应的增高趋势,进一步提高所述用钢的强度。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢,以质量百分含量计,包括0.25%~0.40%的Mn,优选为0.25%~0.40%,进一步优选为0.29%~0.361%。在本发明中,所述Mn起到强化基体的作用,同时可以有效提高钢的淬透性,上述质量百分含量的Mn弱化Mn扩大γ相所导致的降低钢的A3点温度的现象,进而最大程度地降低热峰作用下的晶格畸变以及辐照效应。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢,以质量百分含量计,包括≤0.006%的P,优选为不高于0.0054%,进一步优选为不高于0.0036%。在本发明中,上述质量百分含量的P确保尽可能降低所述用钢在高温下持久时效时,在奥氏体晶界的大量析出所造成的钢板韧性的恶化,同时避免中心偏析和中心疏松的产生,提高所述用钢的力学性能。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢,以质量百分含量计,包括≤0.004%的S,优选为不高于0.0034%,进一步优选为不高于0.0014%。在本发明中,上述质量百分含量的S减少硫化物的形成,进而避免对所述用钢的冲击韧性和焊接性能的影响,同时降低中心偏析和疏松缺陷的产生,提高所述用钢的力学性能。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢,以质量百分含量计,包括3.0%~3.9%的Ni,优选为3.5%~3.8%,进一步优选为3.62%~3.64%。在本发明中,所述Ni能够明显改善所述用钢的低温韧性,同时提高大断面锻件的淬透性,提高强度的同时提高韧性。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢,以质量百分含量计,包括1.55~2.9%的Cr,优选为1.6%~2.5%,进一步优选为1.73%~2.40%。在本发明中,所述Cr能够显著改善钢的抗氧化作用,增加抗腐蚀能力,同时可以缩小奥氏体相区,提高所述用钢的淬透性能。同时避免大量的Cr导致脆性转变温度提高,进而避免回火脆性的发生。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢,以质量百分含量计,包括0.45%~0.70%的Mo,优选为0.49%~0.60%,最优选为0.65%。在本发明中,所述Mo能够提高所述用钢的耐热性,并且减弱所述用钢的回火脆性,同时所述Mo显著扩大α相区,有效减少辐照脆化。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢,以质量百分含量计,包括0.01%~0.02%的Al,优选为0.015%~0.018%。在本发明中,所述Al发挥脱氧定氮剂的作用,并且可以细化晶粒,有效阻抑低碳钢的时效,提高低温韧性。同时避免过多Al产生A12O3夹杂。
本发明提供的核反应堆压力容器用钢还含有不可避免的气体元素。在本发明中,所述钢中氮的含量优选不高于30ppm,进一步优选为不高于15ppm,最优选为不高于10ppm;在本发明中,所述钢中氢的含量优选不高于1.0ppm,进一步优选为不高于0.5ppm;在本发明中,所述钢中的氧的含量优选不高于20ppm,进一步优选为不高于15ppm,最优选为不高于10ppm。
在本发明中,所述钢含有不可避免的杂质。在本发明中,所述钢中的非金属夹杂物,优选为A、B、C和D类夹杂≤1.5级。在本发明中,所述A类夹杂、B类夹杂、C类夹杂和D类夹杂为本领域技术人员所熟知的夹杂物,即分别为硫化物类、氧化铝类、硅酸盐类和球状氧化物类。
本发明提供了上述技术方案提供的核反应堆压力容器用钢的制备方法,包括以下步骤:
(1)提供包括上述技术方案所限定组分的合金;
(2)加热所述合金,在再结晶区进行第一阶段锻造,所述第一阶段锻造的累积变形量为200%~350%;
(3)在未再结晶区进行第二阶段锻造后空冷,得到预热处理钢锭,所述第二阶段锻造的累积变形量为50%~150%:
(4)将所述步骤(3)得到的预热处理钢锭进行调制处理,所述调质处理的淬火温度为930~950℃,所述调质处理的回火温度为650~670℃。
在本发明中,所述包括上述技术方案所限定组分的合金优选按照包括电炉冶炼、炉外精炼、真空脱气和真空浇注的步骤制备得到。
在本发明中,所述电炉冶炼优选包括①补炉、②装料、③熔化期、④氧化期、⑤还原期和⑥出钢。本发明对所述补炉、装料、熔化期、氧化期、还原期以及出钢过程没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的即可。在本发明中,完成补炉后,优选在炉底加入适量石灰,以利于增加初期渣的碱度及渣量,便于在温度较低时提前造高碱度炉渣,充分发挥脱P的作用;在本发明中,优选进行多次换渣操作,以期将P脱到0.002%以下,在本发明实施例中,优选进行5~8次换渣操作。在所述氧化期,优选采用吹氧操作,促进C-O反应,以利于去除气体及促进夹杂物上浮。
本发明完成所述出钢后,优选进行炉外精炼,所述炉外精炼优选为LF精炼。本发明对所述LF精炼没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的LF精炼即可。在本发明的实施例中,所述炉外精炼具体为:按照每吨钢添加0.8kg的比例,在所述钢中加入铝,以期预脱氧并造铝渣;完成所述预脱氧后,本发明优选顺次加入渣料、铝粉和硅钙粉,进行扩散脱氧,实现高铝渣深度脱硫,得到精炼合金。
在本发明中,所述炉外精炼的时间优选为不低于5min,进一步优选为10~15min,以期合金充分混熔。
在本发明中,所述真空脱气的压力优选为不高于60Pa,所述真空处理的时间优选为不低于15min,进一步优选为20~30min。本发明对所述真空处理的操作方式没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的真空处理操作即可。
完成真空脱气后,本发明优选采用真空浇注的方式得到含有所述组分合金。在本发明中,所述真空浇注优选为采用塞杆吹氢方式,促使钢流扩散,增大钢液与真空的接触面积,使扩散钢流中的氧进一步和碳发生反应,降低钢中氧含量、氢含量。在所述真空浇注过程中,钢流滴落后夹杂物浮在钢水表面,能够有效降低钢中夹杂物含量。本发明对所述真空浇注的具体步骤没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的真空浇注步骤即可。
得到含有上述技术方案所限定组分的合金后,本发明加热所述合金,在再结晶区进行第一阶段锻造。在本发明中,所述加热的温度优选为1180~1250℃,进一步优选为1200~1225℃,最优选为1220℃。在本发明中,所述第一阶段锻造的累积变形量为200%~350%,优选为250%~300%。在本发明中,所述第一阶段锻造的始锻温度优选为1120~1220℃,进一步优选为1150~1200℃,最优选为1180℃。在本发明中,所述第一阶段锻造的终端温度优选为不低于1000℃,进一步优选为不低于1050℃。
本发明对所述第一阶段锻造的方式没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的第一阶段锻造方式即可。
本发明完成所述第一阶段锻造后,降低温度至未再结晶区对应的温度区间,对所述含有所述组分的合金在未再结晶区进行第二阶段锻造后空冷,得到预热处理钢锭。本发明对所述降低温度的方式没有特殊要求,在本发明实施例中采用自然降温的方式。在本发明中,所述第二阶段锻造的累积变形量为50%~150%,优选为75%~100%。在本发明中,所述第二阶段的累积变形量优选以所述第一阶段锻造后的合金为变形量计算基准。在本发明中,所述第一阶段锻造和第二阶段锻造总的累积变形量优选为200%~400%,进一步优选为300%~350%。在本发明中,所述第二阶段锻造的温度优选为830~870℃,进一步优选为850~860℃。
本发明对所述第二阶段锻造的方式没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的锻造方式即可。在本发明中,所述含有所述组分的合金经所述第一阶段锻造和所述第二阶段锻造后,具有各向同性。
完成所述第二阶段锻造后进行空冷,本发明对所述空冷的方式没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的空冷方式即可。
得到预处理钢锭后,本发明将所述预处理钢锭后进行调制处理,得到核反应堆压力容器用钢。在本发明中,所述调制处理的淬火温度为930~950℃,进一步优选为935~945℃;在本发明中,在所述淬火温度保温时长优选以所述预处理后的钢锭的厚度计,具体为2~3min/mm。本发明对所述淬火的具体操作步骤没有特殊要求,采用本领域技术人员所熟知的淬火操作步骤即可。
在本发明中,所述调制处理的回火温度为650~670℃,进一步优选为655~660℃;在本发明中,在所述回火温度的保温时长优选以所述预处理后的钢锭的厚度计,具体为2~4min/mm。完成所述回火后,本发明优选采用随炉冷的方式降温,得到核反应堆压力容器用钢。
下面结合实施例对本发明提供的核反应堆压力容器用钢及其制备方法进行详细的说明,但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1
钢水经电炉冶炼、炉外精炼和真空处理,浇铸成含有如表1所示组分的钢锭。同时检验钢中非金属夹杂物:A类0.5级、B类0.5级、C类0.5级、D类1.0级。
加热到1250℃,在再结晶区进行第一阶段锻造,始锻温度为1220℃,终锻温度为1000℃,第一阶段锻造的累积变形量为350%,然后降低温度至870℃,进行第二阶段锻造,累积变形量为50%。完成锻造后,进行空冷得到的锻件后厚度为20mm。
调质处理:升高温度到940℃进行60min的保温处理完成水冷完成淬火过程,再加热到660℃保温80min后随炉冷却得到核反应堆压力容器用钢。对得到的压力容器用钢进行电子显微镜观察,结果如图1所示。由图1可知,得到的钢的组织细小,晶粒度达到10级。可知,得到的组织为细小回火马氏体+回火贝氏体或细小回火马氏体+回火索氏体,为多相细小的组织,该组织的回火马氏体性能优越,同时,多相细小的组织在发生变形时可以吸收较多的变形功,从而可以提高材料的力学性能。
表1钢锭的化学成分(质量分数,%)
经调制处理后的钢,进行拉伸性能测试和-29℃的冲击试验,得到的屈服强度、抗拉强度、断后伸长率和-29℃的冲击功如表2所示,其中屈服强度用Rel表示,抗拉强度用Rm表示,断后伸长率用A表示;断面收缩率用Z表示;-29℃冲击功用-29Akv表示;以20℃/s的加热速率加热到550℃、580℃和610℃的热处理温度并保温10min,之后按照0.5mm/min的拉伸速率进行拉伸试验。
经调制处理后的钢,模拟焊后热处理状态,进行拉伸性能测试以及-29℃的冲击试验,得到的屈服强度、抗拉强度、断后伸长率、断面收缩率以及冲击功如表2所示;以20℃/s的加热速率加热到550℃、580℃和610℃的热处理温度并保温10min,之后按照0.5mm/min的拉伸速率进行拉伸试验。
经调制处理后的钢,模拟焊后热处理,如图2所示的工艺图,首先从室温以15℃/s的加热速率加热到150℃,并保温30s,这个过程用于模拟焊前对试样预热,之后以200℃/s的加热速率加热到1350℃,保温1s,之后以不同的冷速(25℃/s、20℃/s、15℃/s)冷却到室温,这个过程用于模拟不同热输入下的焊接过程。之后以20℃/s加热速率分别加热到550℃、580℃、610℃,并保温600s,这个过程用于模拟焊后热处理过程。之后以0.5mm/min的拉伸速率进行试样拉伸,直至试样断裂,断裂后的试样如图3所示,图3中A-550℃-12s即为在焊接过程中试样从800℃冷却到500℃时的时间为12s,冷却至室温后升温至550℃保温后进行拉伸断裂试样,得到的屈服强度、抗拉强度、断后伸长率以及断面收缩率如表2所示;
核反应堆压力容器用钢的-29℃的冲击试验按照GB/T229-2007《金属夏比缺口冲击试验》中的规定进行。
表2压力容器用钢的力学性能
由表2可知,按照本发明的技术方案处理得到的钢材力学性能均满足指标的要求,且具有一定的富裕量,完全满足核反应堆压力容器设备材料的要求。
实施例2
钢水经电炉冶炼、炉外精炼和真空处理,浇铸成含有如表3所示组分的钢锭。同时检验钢中非金属夹杂物:A类0.5级、B类0.5级、C类0.5级、D类1.0级。
加热到1200℃,在再结晶区进行第一阶段锻造,始锻温度为1220℃,终锻温度为1000℃,第一阶段锻造的累积变形量为200%,然后降低温度至870℃,进行第二阶段锻造,累积变形量为100%。完成锻造后,进行空冷得到的锻件后厚度为20mm。
调质处理:升高温度到960℃进行60min的保温处理完成水冷完成淬火过程,再加热到650℃保温80min后随炉冷却得到核反应堆压力容器用钢。
表3钢锭的化学成分(质量分数,%)
表4钢的力学性能
由表4可知,按照本发明的技术方案处理得到的钢材力学性能均满足指标的要求,且具有一定的富裕量,完全满足核反应堆压力容器设备材料的要求。
关于钢的淬透性:首先对按照本发明技术方案得到的核反应堆压力容器用钢进行CCT曲线测试,可以看出,图4中共有13个冷速,分别为65℃/s、50℃/s、30℃/s、20℃/s、10℃/s、5℃/s、2.5℃/s、2℃/s、1.5℃/s、0.5℃/s、0.25℃/s、0.1℃/s、0.05℃/s、横坐标为时间坐标,与冷速相反,时间越大,冷速越小。由图可知,该钢的相变产物主要有贝氏体和马氏体组成,没有高温阶段相变,如铁素体转变、珠光体转变等。按照本发明技术方案得到的核反应堆压力容器用钢获得中低温转变产物,如贝氏体和马氏体,满足组织要求。同时可以看出,即使钢的冷却速度很小如0.05℃/s也可全部获得贝氏体,当冷速提高到0.5℃/s时,可以基本得到马氏体,所以该钢的淬透性非常强。该钢只要得到贝氏体或马氏体或两者,都可以认为材料组织具有较好的均匀性。
在进行淬火时,钢的厚度越大,中心的冷速就越小。根据钢的厚度和冷速关系,可以确定当钢的厚度约为900mm时,中心冷速约为0.06℃/s,而这时对照钢的CCT发现,当冷速为0.06℃/s时,得到的组织均为贝氏体,间接说明,当钢的厚度为900mm时,进行淬火时,中心组织为贝氏体,说明该厚度的钢具有较强的淬透性,能够得到中温转变产物贝氏体或低温转变产物马氏体。
关于大断面组织均匀性:由附图4可知,按照本发明技术方案制备得到的核反应堆压力容器用钢,即使钢的冷却速度很小如0.05℃/s也可全部获得贝氏体,当冷速提高到0.5℃/s时,可以基本得到马氏体,证明材料组织具有较好的均匀性。
以上所述仅是本发明的优选实施方式,应当指出,对于本技术领域的普通技术人员来说,在不脱离本发明原理的前提下,还可以做出若干改进和润饰,这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (9)
1.一种核反应堆压力容器用钢,按质量百分比计,包括以下组分:0.12%~0.20%的C,0.05%~0.15%的Si,0.25%~0.40%的Mn,≤0.006%的P,≤0.004%的S,3.0%~3.9%的Ni,1.5%~2.9%的Cr,0.45%~0.70%Mo,0.01%~0.02%的Al,余量的Fe。
2.根据权利要求1所述的核反应堆压力容器用钢,其特征在于,按质量百分比计,包括以下组分:0.13%~0.14%的C,0.05%~0.10%的Si,0.25%~0.40%的Mn,≤0.006%的P,≤0.004%的S,3.0%~3.9%的Ni,1.5%~2.9%的Cr,0.65%~0.70%Mo,0.01%~0.015%的Al,余量的Fe。
3.根据权利要求1或2所述的核反应堆压力容器用钢,其特征在于,所述钢还含有不可避免的气体元素,具体为氮的含量不高于30ppm,氢的含量不高于1.0ppm,氧的含量不高于20ppm。
4.权利要求1~3任一项所述的核反应堆压力容器用钢的制备方法,包括以下步骤:
(1)提供包括权利要求1~3任意一项中限定组分的合金;
(2)加热所述合金,在再结晶区进行第一阶段锻造,所述第一阶段锻造的累积变形量为200%~350%;
(3)在未再结晶区进行第二阶段锻造后空冷,得到预热处理钢锭,所述第二阶段锻造的累积变形量为50%~150%:
(4)将所述步骤(3)得到的预热处理钢锭进行调制处理,得到核反应堆压力容器用钢,所述调质处理的淬火温度为930~950℃,所述调质处理的回火温度为650~670℃。
5.根据权利要求4所述的制备方法,其特征在于,所述步骤(2)的加热温度为1180~1250℃。
6.根据权利要求4或5所述的制备方法,其特征在于,所述第一阶段锻造的始锻温度为1120~1220℃,所述第一阶段锻造的终锻温度不低于1000℃。
7.根据权利要求4所述的制备方法,其特征在于,所述第二阶段锻造的温度为830~870℃。
8.根据权利要求4所述的制备方法,其特征在于,在所述淬火温度的保温时长以所述预处理钢锭的厚度计,具体为2~3min/mm。
9.根据权利要求4或8所述的制备方法,其特征在于,在所述回火温度的保温时长以所述预处理钢锭的厚度计,具体为2~4min/mm。
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