12Cr-F/M钢的固溶工艺及热变形行为

唐 奇, 潘钱付, 吴 裕, 蒋文龙, 刘三正, 黄兰兰

(中国核动力研究设计院 反应堆燃料及材料重点实验室, 四川 成都 610213)

作为第四代先进核能系统,铅铋冷却快中子堆具有堆芯温度高、辐照剂量高、冷却剂腐蚀性强、密度大、流速快的特点[1-2]。反应堆包壳材料在这种服役条件下将经受严重的腐蚀,导致材料性能退化从而威胁反应堆运行安全。通过比较研究[3-5],F/M钢(铁素体/马氏体钢)不仅具有较高的热导率和较低的热膨胀系数,还具有良好的抵抗中子辐照而引起的辐照肿胀和辐照脆性的能力,是铅铋冷却快中子堆燃料包壳的首选材料。然而,反应堆包壳管制备过程中涉及到大量的热加工变形工序,开展F/M钢高温塑性变形和流变性能影响研究,对制备高品质的F/M钢包壳管至关重要。

金属高温变形力学是在对金属高温蠕变行为研究的基础上发展起来的,而在研究金属的高温蠕变行为时最关心的是不同变形条件下的应变速率,而研究高温变形时最关心的是变形过程中的应力状态。通过热压缩试验可以较为准确地获得材料在不同高温塑性变形条件下的真应力-真应变曲线,以便于后续建立材料本构方程和热加工图指导工艺试验。相比于国外陆续开发的9Cr牌号F/M钢(Cr含量名义成分为9%,质量分数),12Cr-F/M钢具有更优异的耐蚀性能,拥有更大应用价值和空间,但12Cr-F/M钢缺乏相关材料热变形行为的系统研究。基于此,本文以热锻态12Cr-F/M钢为研究对象,通过热处理试验,获得可用于Gleeble热压缩试验的样品,对热处理态12Cr-F/M钢热变形行为进行研究,得到12Cr-F/M钢的真应力-真应变数据,为12Cr-F/M钢的高温塑性加工工艺提供指导。

1 试验材料与方法

1.1 材料制备

本研究所用材料采用真空感应熔炼工艺,开展50 kg级12Cr-F/M钢铸锭制备。切除冒口扒皮后,对铸锭进行1150～1200 ℃保温2 h的均匀化处理,随后经两火热锻至20 mm厚,锻造比约为5,终锻温度不低于900 ℃。试验12Cr-F/M钢的化学成分如表1所示。对12Cr-F/M钢进行1100～1200 ℃、保温1～2 h后水冷的固溶处理。

表1 12Cr-F/M钢的化学成分(质量分数,%)Table 1 Chemical composition of the 12Cr-F/M steel (mass fraction, %)

1.2 热压缩试验

根据12Cr-F/M钢固溶处理后的微观组织结果,选择经合适固溶处理后的合金样件加工成φ8 mm×12 mm圆柱试样,进行热模拟压缩试验。采用Gleeble-3500热模拟试验机开展800、850、900、950、1000 ℃下,应变速率分别为0.01、0.1、1、10 s-1的热变形,最大应变量(真应变)为0.7。试验过程中升温速度设定为10 ℃/s,到温保温时间5 min。压缩时在热模拟试验机两端凹槽内添加75%石墨+20%机油+5%硝酸二甲苯脂(体积分数)进行润滑,以便减少试样与夹头之间的摩擦影响。压缩完成后对试样进行快速水冷,以保留试验钢的高温变形组织。

1.3 组织观察

对需表征分析试样沿压缩轴向剖开,对剖面进行金相研磨和抛光,采用Vinella试剂(即5 mL盐酸+1 g苦味酸+100 mL乙醇)将研磨抛光后的试样腐蚀出晶界,用光学显微镜和扫描电镜观察其微观组织。

2 试验结果与讨论

2.1 12Cr-F/M钢的固溶处理

分别开展1100、1150、1200 ℃保温1 h和2 h的固溶处理试验,对固溶后的样品进行金相观察。由图1可知,12Cr-F/M钢经锻造加工后,晶粒发生充分破碎细化,没有明显的马氏体或铁素体晶界区分。经固溶处理后,组织中可明显观察到具有板条状的马氏体,并且基体中存在不规整形貌的铁素体。在1100 ℃下,基体中的铁素体在马氏体晶界处分布,且多个铁素体晶粒呈条状分布聚集,晶粒尺寸在10～25 μm;当温度升高到1150 ℃,基体组织与1100 ℃组织相比,铁素体晶粒尺寸明显减小(约10 μm),且铁素体在基体中的分布更加弥散;进一步升高温度至1200 ℃,发现基体中的铁素体晶粒变得十分粗大,晶粒尺寸在30～50 μm。另外,随着保温时间的延长,基体中铁素体晶粒在3种固溶温度下均发生长大粗化。在1100 ℃下,铁素体晶粒尺寸随着保温时间的延长由约10 μm增大到约25 μm;在1150 ℃下,铁素体晶粒尺寸随着保温时间的延长由约10 μm增大到30～35 μm;在更高的温度(1200 ℃)下,随着保温时间的延长,铁素体晶粒尺寸由20～25 μm增大到约50 μm。

图1 12Cr-F/M钢固溶处理前后的显微组织(a)锻态;(b,c)1100 ℃;(d,e)1150 ℃;(f,g)1200 ℃;(b,d,f)1 h;(c,e,g)2 hFig.1 Microstructure of the 12Cr-F/M steel before and after solution treatment(a) as-forged; (b,c) 1100 ℃; (d,e) 1150 ℃; (f,g) 1200 ℃; (b,d,f) 1 h; (c,e,g) 2 h

图2为不同固溶工艺处理12Cr-F/M钢试样的SEM图像,其中基体中较白亮颗粒为Laves析出相。通过对12Cr-F/M钢基体中Laves析出相进行能谱分析,见图3和表2,发现Laves析出相主要有3类:分别为富Zr-Laves相、富Ta(W)-Laves相,以及富Mn-Laves相。由图2可知,12Cr-F/M钢经锻造后,组织中析出相弥散细小。在1100 ℃下,Laves析出相数量与形貌与锻态组织中情况接近;随着温度逐渐升高,部分低熔点的Laves析出相发生分解并固溶在基体中,Laves析出相总数量逐渐减少;当温度在1200 ℃时,基体中只有少部分高熔点的富Zr-Laves相残留在基体中。结合金相分析结果,表明在1150 ℃×1 h的固溶处理工艺下,12Cr-F/M钢基体中铁素体晶粒尺寸较小的同时,Laves析出相数量较少,有利于后续压力加工。后续Gleeble-3500热模拟压缩试验样品均为经过该固溶工艺处理。

图2 12Cr-F/M钢固溶处理前后的SEM图像(a)锻态;(b,c)1100 ℃;(d,e)1150 ℃;(f,g)1200 ℃;(b,d,f)1 h;(c,e,g)2 hFig.2 SEM images of the 12Cr-F/M steel before and after solution treatment(a) as-forged; (b,c) 1100 ℃; (d,e) 1150 ℃; (f,g) 1200 ℃; (b,d,f) 1 h; (c,e,g) 2 h

图3 1150 ℃×2 h固溶处理12Cr-F/M钢中析出相SEM图(a)和EDS能谱分析(b～d)Fig.3 SEM image(a) and EDS analysis(b-d) of precipitated phases in the 12Cr-F/M steel after 1150 ℃×2 h solution treatment

表2 图3中各点能谱分析结果(质量分数,%)Table 2 Energy spectrum analysis results of each point in Fig.3 (mass fraction, %)

采用Thermo-calc软件计算试验12Cr-F/M钢的热力学平衡相图,计算结果如图4所示。由图4可见,温度高于1498 ℃时,该合金为单一的液相结构;当温度降低到1498 ℃时,合金中液相开始凝固形成高温δ-Fe,即高温铁素体相;之后随着温度的降低,液相进一步凝固;当温度降到1419 ℃时,全部的液相凝固形成高温δ-Fe;温度进一步降低到1374 ℃时,高温δ-Fe开始转变形成ϒ-Fe,即奥氏体;到984 ℃,高温铁素体完全消失,形成奥氏体,一直到978 ℃,奥氏体才开始转变形成α-Fe,即铁素体。在978～984 ℃温度范围内,基体组织均为单一的奥氏体组织,因此在此温度范围内进行固溶处理,得到的是单一的板条马氏体。但是该温度区间较小,实际情况下不可能得到全部的马氏体。之后随着温度继续降低,越来越多的奥氏体转变为铁素体,直到838 ℃,全部的奥氏体组织转变成铁素体。一直到399 ℃,基体出现相分离,形成富Cr-α′相;到300 ℃时,α′相的摩尔分数为7.044%。

图4 Thermo-calc计算所得12Cr-F/M钢不同温度下的平衡相种类与相对量Fig.4 Equilibrium phase types and fractions of the 12Cr-F/M steel at different temperatures calculated by Thermo-calc software

在基体相发生转变的同时,大量第二相(TaC、VN、Z相、M23C6、σ相、Laves相等)也在基体相中析出。当温度降低到1483 ℃时,TaC相开始析出;随着温度的降低,TaC相的析出量逐渐增多;到1285 ℃时,其析出量达到峰值(0.0293%,摩尔分数,下同);之后随着温度的降低,TaC相析出量逐渐降低;直到884 ℃,析出量降到最低(0.0381%);温度进一步降低,TaC的析出量又开始升高,并在764 ℃时又重新达到峰值(0.1653%);之后TaC的析出量一直随着温度的降低而降低;到300 ℃,其析出量为0.0734%。在1285 ℃时(此时TaC的析出量达到峰值),VN相开始析出;随着温度的降低,VN的析出量逐渐增多;到960 ℃时,VN相析出量达到峰值(0.1059%);之后随着温度的降低,VN的析出量开始减少;直到719 ℃,VN析出量迅速降低并完全消失。当温度降低到978 ℃时,M23C6开始析出,一直到温度降到838 ℃时,M23C6析出量迅速增多,达到2.971%,之后随着温度的降低,其析出量逐渐升高,到399 ℃时,其析出量达到峰值为3.178%;之后M23C6析出量一直随着温度的降低而降低;到300 ℃时,其析出量为3.144%。当温度降低到764 ℃时,Z相开始析出,之后迅速增多,析出量达到0.1505%,随着温度的降低,Z相的析出量逐渐增多,到300 ℃时,其析出量为0.3154%。当温度降低到650 ℃时,Laves相开始析出,随着温度的降低,Laves相的析出量逐渐更多,到300 ℃时,其析出量为1.282%。当温度降低到465 ℃时,σ相开始析出;随着温度的降低,其析出量逐渐增多;到399 ℃时(此时M23C6的析出量达到峰值),σ相的析出量达到峰值为3.485%,之后随着温度的降低,其析出量逐渐减低,到329 ℃时,σ相完全消失。

2.2 12Cr-F/M钢的真应力-真应变曲线

对1150 ℃×1 h固溶处理12Cr-F/M钢样件进行热模拟压缩试验。图5为12Cr-F/M钢固溶处理后在不同应变速率及变形温度下的真应力-真应变曲线。由图5可见,12Cr-F/M钢在各温度下的真应力-真应变曲线变化规律大致相同:在同一变形温度条件下,应力随应变和应变速率的增加而增加,随温度的升高而降低;当达到峰值应力后,12Cr-F/M钢呈现动态软化的特征,在800～850 ℃不同应变速率条件下,变形过程有动态再结晶发生,而在900～1000 ℃不同应变速率条件下,变形过程仅有动态回复现象发生。此外,在较高应变速率条件下1～10 s-1,真应力-真应变曲线呈现出明显的锯齿现象,主要是由于应变速率过快,在高温变形过程中位错堆积的速率也更快,从而产生锯齿状震荡现象。表明此时材料内部发生动态软化和加工硬化交替进行,且两种机制处于动态平衡状态[6]。图6为12Cr-F/M钢在不同变形条件下的峰值应力变化曲线,可见12Cr-F/M钢的峰值应力均随变形温度的升高和应变速率的减小而减小。

图6 不同变形条件下12Cr-F/M钢的峰值应力变化曲线Fig.6 Peak stress curves of the 12Cr-F/M steel under different deformation conditions

3 结论

1) 随着固溶温度逐渐升高,12Cr-F/M钢中铁素体晶粒尺寸先减小后增大,并且随着保温时间的延长,铁素体晶粒均发生长大粗化现象;基体中部分低熔点的Laves析出相发生分解并固溶在合金基体中,总数量逐渐减少。

2) 经1150 ℃×1 h固溶后,12Cr-F/M钢基体中铁素体晶粒尺寸较小的同时,Laves析出相数量较少。

3) 12Cr-F/M钢经1150 ℃×1 h固溶处理后,高温变形流变应力随变形温度的升高而降低,随应变速率的升高而增大。