12Cr1MoVG钢焊接接头粗晶区的再热脆化行为

采用热模拟技术研究了12Cr1MoV钢焊接接头热影响区粗晶区中的再热脆化行为。结果表明:再热温度对热影响区粗晶区的组织和性能有显著影响,随再热温度的升高,组织中的马氏体、贝氏体分解,铁素体条合并,碳化物析出量增多并聚集长大,冲击吸收能先降低后升高,硬度变化则相反;当再热温度为630℃时,热影响区粗晶区的冲击吸收能达最低值,而硬度达最高值,材料发生再热脆化;脆化的主要原因在于晶内碳化物的方向性析出以及在粗晶区晶界处大颗粒碳化物的出现。

微合金钢焊接热影响区的再热脆化问题

采用金相显微镜、扫描电镜和透射电镜及焊接热模拟技术研究了焊后热处理温度对Nb、V、Ti微合金钢焊接热影响区粗晶区(CGHAZ)组织和性能的影响。结果表明,Nb、V、Ti微合金钢的CGHAZ经焊后热处理后存在再热脆化的现象,为了改善热影响区的韧性,应该选取较低的焊后热处理温度。焊后热处理过程对冲击性能的影响主要与钢中的析出粒子有关。

P460NL1钢焊接热影响区再热脆化的研究

通过模拟焊接热影响区粗晶区组织,对模拟后的试样进行不同温度下的消除应力退火处理,测得其相应的冲击韧性,确定了P460NL1钢的再热脆化的温度区间,并通过对断口的分析,找出了产生再热脆化的原因,从而确定了最佳的消除应力退火温度。

610MPa级水电用钢的再热脆化

讨论了焊后热处理制度对不同热输入下610 MPa级水电钢粗晶区冲击韧性的影响,发现热输入在30 kJ/cm时在620℃附近有脆化倾向;热输入在40 kJ/cm时在580℃出现显著再热脆化。SEM、TEM及能谱试验结果表明,碳化物在原奥氏体晶界析出是发生再热脆化的原因。焊接热输入不同导致碳化物在焊后热处理时溶解规律不同,从而造成了40 kJ/cm焊接热输入下发生再热脆化的温度较30 kJ/cm焊接热输入下再热脆化温度向低温方向移动。最终根据试验结果优化了610 MPa水电钢焊后热处理工艺。

汽轮机转子钢热脆化的电化学研究

采用恒电位脉冲技术对转子钢的敏化进行检测,并与传统的动电位阳极极化法进行了比较。检测结果显示使用恒电位脉冲法实验后的电极未发现明显的孔蚀现象,从而保证了检测方法的准确性;而且恒电位脉冲法具有测定速度快、对试样损伤小,测定结果更准确等特点。

07MnNiVDR钢焊接热影响区再热脆化研究

本文采用高温缓慢拉伸试验,夏比摆锤冲击试验,插销试验以及小铁研试验等方法,研究了07MnNiVDR钢的模拟和实际焊接热影响区的再热脆化。热模拟研究表明,采用小热输入焊接时,该钢种再热脆化不明显;大热输入情况下,该钢的再热敏感温度在600℃左右。实际焊接试验亦表明该钢具有一定的再热脆化风险,敏感温度在600℃左右。鉴于热模拟实验的结果,尽管未在实际焊缝中发现明显再热裂纹,对该钢实施焊后热处理还应合理制定规范以防止产生此类裂纹。

用化学腐蚀法检测老化30Cr2MoV汽轮机转子钢热脆化程度的研究

根据试验用30Cr2MoV汽轮机转子钢化学成分和材料性能等特点,尝试了用硝酸和醋酸的混合液作为蚀刻液对老化汽轮机转子钢进行化学腐蚀实验。得到腐蚀晶界沟槽宽度与韧脆转变温度(FATT_(50))的关系,并讨论了影响FATT_(50)的其它影响因子。用MINITAB软件对影响FATT_(50)的所用参数进行多元线性全回归分析,建立了FATT_(50)的预测模型。用预测模型计算各钢样的FATT_(50)所得FATT_(50)的预测值与测量值之间的误差范围在±15℃之内,预测精度较高。

Q960E焊接粗晶区组织的再热脆化与软化分析

为了精确获得不同温度梯度条件下焊接热影响区的组织和性能,采用焊接热模拟的方式对一种低碳当量Q960E及其对比钢进行了两次模拟热循环试验,并获得了一次热模拟后的CGHAZ,以及二次热模拟后的未变粗晶热影响区(UA CGHAZ)、过临界粗晶热影响区(SCR CGHAZ)、临界粗晶热影响区(ICR CGHAZ)和亚临界粗晶热影响区(SR CGHAZ)的显微组织,开展了组织分析、冲击韧性测试和硬度表征.结果表明,低碳当量Q960E和高碳当量对比钢的ICR CGHAZ和SR CGHAZ均有再热脆化敏感性,在-40℃下对比钢的SR CGHAZ的冲击韧性低至9 J,其晶界点状和条状碳化物分布是再热脆化的主要原因;低碳当量Q960E的SR CGHAZ软化最为严重,其原因是细晶强化、位错强化和析出强化联合丧失造成的.

610 MPa级水电用钢再热脆化研究

讨论了焊后热处理制度对不同热输入下610MPa级水电钢粗晶热影响区冲击韧性的影响，发现当热输入为30kJ／cm时在620℃附近有脆化倾向；当热输入为40kJ／cm时在580℃出现显著再热脆化。SEM、TEM及能谱试验结果表明，碳化物在原奥氏体晶界析出是发生再热脆化的原因。焊接热输入不同导致碳化物在焊后热处理时溶解规律不同，从而造成了40kJ／cm焊接热输入下发生再热脆化的温度较30kJ／cm焊接热输入下再热脆化温度向低温方向移动。根据试验结果优化了610MPa水电钢焊后热处理工艺。

Q690CFD钢粗晶区再热脆化研究

讨论了焊后热处理制度对Q690CFD钢粗晶区冲击韧性的影响，发现在500℃左右进行焊后热处理时粗晶区存在韧-脆转变点。金相、SEM及能谱分析结果表明，碳化物在原奥氏体晶界析出是导致韧-脆转变的原因。利用Thermo—Calc计算了碳化物的析出规律，优化了Q690CFD钢的焊后热处理工艺。

Q690CFD热影响区粗晶区再热脆化研究

讨论了焊后热处理制度对Q690CFD粗晶区冲击韧性的影响,发现焊后热处理温度在500℃附近存在脆韧转变点。金相、SEM、能谱试验结果表明碳化物在原奥氏体晶界析出是导致脆韧转变的原因,并利用Thermo-calc计算了碳化物的析出规律,与试验结果符合很好。最终根据试验结果优化了首钢Q690CFD焊后热处理工艺。

反应堆内17-4PH马氏体不锈钢阀杆材料长时间服役后的热老化脆化行为与断裂机制

核电站主蒸汽系统中的阀杆等关键部件常用材料为17-4PH马氏体不锈钢,在300℃左右的高温环境下,该材料会随服役时间的延长发生热老化脆化,具体表现为韧脆转变温度(DBTT)升高、上平台能量降低和硬度增加,对反应堆的安全运行构成潜在威胁。本文针对热老化后的17-4PH马氏体不锈钢阀杆材料,通过扫描电子显微镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)等微观分析手段,研究其热老化脆化行为和断裂机制。结果表明,17-4PH马氏体不锈钢热老化后,马氏体板条束长大,晶界总数增多,冲击断口上微裂纹数量增多,且尺寸近似于马氏体板条束尺寸。结合其冲击性能等进一步分析了材料的脆性断裂机制,结果显示,小角度晶界与Cu相互作用产生的硬化导致脆化,是17-4PH马氏体不锈钢发生热老化脆化的主要原因。

热应变脆化对低碳钢解理特征应力的影响

在工作［１］的基础上。

07MnNiCrMoVDR钢焊接粗晶热影响区的韧化机理

选用垂直于07MnNiCrMoVDR钢板轧制方向的模拟试样,在Gleeble-3500热模拟试验机上对该钢焊接粗晶热影响区的组织转变和韧性进行了研究。结果表明,粗晶区的组织类型主要是贝氏体和低碳板条马氏体的混合组织,粗晶区的低温韧性最差,随着冷却速度的减小,贝氏体由下贝氏体向上贝氏体和粒状贝氏体转变。在高温回火热处理后,粗晶区有再热脆化的倾向,易产生再热脆化,存在再热裂纹的可能性较大。再热脆化的主要原因是晶界析出粗大的碳化物,冷却速度越大,再热脆化现象越严重。

CF-8M铸造不锈钢主管道的热老化脆化行为研究

为了评价和预测铸造奥氏体不锈钢(CASS)材料服役期限内的热老化脆化程度,通过对美国的阿贡实验室(ANL)预测模型的研究和分析,以及在400℃下对核级CF-8M主管道材料实施了10 000 h的加速热老化试验,研究了CF-8M材料在不同热老化时间下拉伸性能、冲击性能和微观组织的变化规律,以冲击能作为表征热老化脆化程度的参数,获得了CF-8M材料的热老化脆化预测关系式,并与ANL模型的预测结果进行了对比和分析。结果表明,在加速热老化试验周期内随着热老化时间的增加,CF-8M材料的室温和高温(350℃)0.2%塑性延伸强度变化缓慢,抗拉强度缓慢增加;室温冲击能迅速下降,8 000 h以后冲击能下降趋势接近饱和状态;ANL模型对试验对象在加速老化试验周期内的冲击能预测结果不保守。CF-8M材料加速热老化10 000 h即等效服役30.49 a,其热老化脆化程度接近于热老化饱和状态。

汽轮机转子钢热脆性的非破坏性检测法的开发

分析了长期运行的汽轮机转子钢热脆化产生的机理,指出转子钢热脆化的非破坏性检测法的应用价值及其存在的问题,并详细阐述了电化学分析法和化学腐蚀法这两种非破坏性检测法的开发过程,最后提出了提高化学腐蚀法检测精度的见解。

VVER-1000型反应堆压力容器热老化分析评估

本文系统介绍了VVER-1000型反应堆压力容器(RPV)的温度监督情况,针对田湾核电站1#机组RPV的温度监督测试结果进行分析,评价运行3年后RPV力学性能(包括拉伸、冲击、断裂韧性)变化行为及热老化脆化机理,评估了当前田湾RPV服役运行后的热老化脆化状态和温度监督的时间安排。结果表明,温度监督样品经过堆内高温环境考验后,焊缝材料表现出一定程度的脆化特征,但母材、热影响区脆化不明显。与康采恩模型的结果和俄罗斯数据相比较后,认为田湾核电站1#机组RPV热老化脆化情况在合理范围内。

Z3CN20.09M铸造双相钢热老化的调幅分解

基于核电站压水堆的一回路主冷却管道的服役条件,本文对Z3CN20.09M铸造双相不锈钢进行了长时热老化实验,采用透射电镜对其老化态的显微组织进行观察,从热力学和动力学方面分析其随热老化时间的转变规律.实验结果表明,铁素体相在热老化3 000h后开始发生调幅分解,形成了明暗相间富铁的α相和α′相斑点状组织,在α/γ相界有极少量Cr2N相析出.调幅分解首先在晶界发生,随着老化时间延长,逐渐向晶内扩展.老化12 000h后调幅分解进行较充分,而且铁素体基体和位错线上有与之共格的G相析出.整个老化分解过程符合经典调幅分解理论.

模拟工况热老化对核电不锈钢力学性能的影响

为探索实际服役环境对核电主管道用双相不锈钢热老化脆化的影响,在空气及模拟工况两种不同介质环境对核电一回路主管道用Z3CN20-09M双相不锈钢进行350℃加速热老化,采用微型杯突试验(SPT)测定两种环境下热老化不同时间后的双相钢力学性能.使用扫描电镜(SEM)对微型杯突试样断口形貌进行观察,分析热老化环境及时间对其断裂机理的影响.试验结果表明:在热老化的初期(0~2 000h),双相不锈钢的微型杯突屈服强度、最大强度和断裂能都有一个明显的峰值,随着热老化时间的延长,微型杯突屈服和最大强度值缓慢增长,而断裂能则缓慢减少,双相不锈钢逐渐向脆性转变;t检验可知,不同环境对热老化脆化无显著影响.随着热老化时间延长,断口的韧窝数量减少,尺寸逐渐减小.热老化的时长是影响材料性能的主要原因,环境因素对热老化脆化的影响并不显著.

核电站一回路管道铸造奥氏体不锈钢热老化评估

压水堆核电站中的一回路主冷却剂管道用铸造奥氏体不锈钢(CASS)长期在反应堆环境下服役,面临热老化脆化问题。本文利用时效参数外延法,对其主要用钢Z3CN20-09M钢在长期运行后的热老化脆化程度进行评估,并对材料的使用寿命进行预测。评估结果表明:在时效参数P=3.48的时效状态下,Z3CN20-09M钢中的铁素体发生了调幅分解,产生了热老化脆化倾向;同时,拟合得出该材料在288~327℃服役后的总冲击能量随时效参数P的变化关系,预测冷热腿管道用Z3CN20-09M钢在接近延寿期60满功率运行年限服役是安全的。