304奥氏体不锈钢焊缝低温热老化后的显微组织与力学性能

莱氏体钢制具有良好的耐腐蚀操控性、力学操控性、加工操控性和冲压操控性，广泛用于压水核电厂堆内梁柱金属材料，其组织机构主要为莱氏体相。为了避免莱氏体钢制在冲压操作过程中于charged区产生热裂缝 ，常压下其沟槽组织机构中会存有5%～12%(质量平均分)的电感。早期的科学研究表明，电感钢制长年在核电厂运转环境温度(280～325℃)下的入役操作过程中，电感相聚Spinodal还原成所含铁的α相和所含铬的α相，引致其断裂延展性严重下降。

海内外已对压水铸成莱氏体钢制 (CASS)顾问道热劣化问 题进行了深入科学研究，结果显示，CASS在核电厂运转环境温度下的长年入役操作过程中，电感相极容易出现热劣化差排，引致金属材料的延展性减少、延展性减小;在高温劣化时电感中会出现结晶相分离出来，在更高的环境温度下，G沃洛韦齐区在电感中分离出来，富铬的M23C6结晶沃洛韦齐区在莱氏体和电感界底下分离出来。

目前，欧美国家已对压水核电厂 CASS的热劣化操控性和分子结构积极开展了大量科学研究，在非常大程度上辅导了主战核电厂顾问道 的热劣化管理工作，减少了热劣化差排造成的风险。 但到为止，国内很少有人关注堆内梁柱用莱氏体钢制沟槽的高温热劣化差排行为 ，也杨开第关于莱氏体钢制沟槽在核电厂运转环境温度下长年入役操作过程 中的宏观组织机构和力学操控性变化的相关报道。

另外由于前述入役条件下钢制沟槽的热劣化速率很较慢，因而积极开展入役环境温度下的热劣化科学研究存有非常大困难，以致环境温度低于400℃的热劣化分子结构与入役环境温度(320℃)下的热劣化分子结构完全相同。 因而作者拟积极开展304钢制沟槽在325，365，400℃下的加速热劣化测试，科学研究其热劣化不同时间后的组织机构和操控性，希望为压水核电厂堆内梁柱的热劣化操控性赞扬和热劣化管理工作提供技术依照。

1 待测制取与测试方法

1.1 待测制取

测试金属材料为中国第一飞机制造总公司生产的压水堆内梁柱金属材料304莱氏体钢制，塞雷县金属材料和冲压方式均与前述堆内梁柱的完全相同。冲压方式为钢材交会焊，钢材宽度为40mm，坡口方式为V型， 塞雷县为1.2mm的308L钢制，冲压工艺技术为热丝TIG(钨极氩弧焊)手动焊，冲压速率和电流分别为140mm·min-1和11V。304锈钢和308L塞雷县的成份六义1，304钢制的常压剪切操控性如表2右图。

表 1 304莱氏体钢制和 308L 塞雷县的成份(质 量平均分)

表 2 304莱氏体钢制的常压剪切操控性

如图1右图截取70 mm×40 mm×20 mm的待测(沟槽位于待测中心)进行热劣化测试 ，将其置于KSL1200M型箱式热劣化炉中 ，分别升温至和冲压方式均与前述堆内梁柱的完全相同。冲压方式为钢材交会焊，钢材宽度为40mm，坡口方式为V型， 塞雷县为1.2 mm 的308L钢制，冲压工艺技术为热丝TIG(钨极氩弧焊 )手动焊，冲压速率和电流分别为140 mm·min-1和11V。304钢制和308L 塞雷县的成份六义1，304 钢制的常压剪切操控性如表2右图。

如图1右图截取70mm×40mm×20mm的待测(沟槽位于待测中心)进行热劣化测试 ，将其置于KSL1200 M 型箱式热劣化炉中 ，分别升温至25，365，400 ℃，升温速率为 10 ℃ · min-1，热劣化时间分别为 0，1000，3000，6000h，冷却方式空冷。

图 1 夏比冲击待测和剪切待测的取样示意

1.2 测试方法

在热劣化前后的待测上截取20mm×10mm× 10 mm 的沟槽金属，经机械抛光和5g三氯化铁50mL浓盐 酸 +100mL水腐蚀 后，采用奥林巴斯GX71型光学造影镜观察造影组织机构;采用 Fischer FERITSCOPE MP30 型电感仪测 电感相的体积平均分;采用JEOLJXA8100 型电子探针测莱氏体 和电感中主要合金元素的含量;采用FM-700型造影延展性仪测沟槽 的造影延展性，载荷为0.25 N，保载 时间为20s;采用JB-300S型冲击测试机和WDW-100C型电子万能测试机分别测沟槽的常压冲击功和剪切操控性 (均 取2件平行待测的平均值 )，从70 mm×40 mm×20 mm 待测的1/4T处切取标 准夏比冲击待测以及截面积为4.0 mm×1.8 mm、标距为8mm的剪切待测，如图1右图，冲击测试和剪切测试分别按照 GB/T229-2007《金属金属材料夏比摆锤冲击测试方法》和GB/T228.1-2010《金属金属材料剪切测试第1部分：常压测试方法 》进行，剪切测试的加载速率为0.1kN·s-1，沟槽位于待测的中心位置。

2 测试结果与讨论

2.1 造影组织机构

原始沟槽由莱氏体相和电感相组成 ，电感为蠕虫状、带状形貌，如图 2(a)所 示;在不同环境温度热劣化6000h后，沟槽组织机构未出现明显变化，仍由莱氏体相和电感相组成，形貌亦基本未变，热劣化后沟槽组织机构的典型形貌如图2(b)右图。

热劣化后，沟槽区电感的体积平均分没有明显 变化。原始沟槽中电感的体积平均分为11.0% ～ 12.7%，平均值为 12%;在400 ℃热劣化6000h 后，电感的体积平均分为10.5% ～12.8%，平均值为11.8%。

(a) 热劣化前 (b) 400 ℃热劣化 6000h

图 2 304莱氏体钢制沟槽热劣化前后的造影组织机构

由表3可见，热劣化前后，沟槽中电感相和莱氏体相的主要组成元素完全相同，均主要为铁、铬、镍、 锰、硅;此外，热劣化前后电感相中的铬含量均较高，而莱氏体相中的镍、锰含量均较高，各元素在两相中的分布没有明显变化。

表3在不同环境温度热劣化6000h前后304莱氏体钢制沟槽中电感相和莱氏体相中主要合金元素的含量(质量平均分)

2.2 力学操控性

2.2.1 造影延展性

图3 304莱氏体钢制沟槽及莱氏体造影延展性与热劣化时间的关系曲线

由图3可知，304莱氏体钢制沟槽的造影硬 度随热劣化时间的延长而减小，热劣化环境温度越高，造影延展性越大;在325℃和400℃下热劣化6000h后，造影延展性较热劣化的分别增加了13.2% 和 32.6%;另外，沟槽中莱氏体相的造影延展性没有明显变化。沟槽主要由莱氏体相和少量电感相组成， 故而沟槽造影延展性的减小主要是由于电感相延展性减小造成的。莱氏体钢制热劣化后，电感相出现Spinodal分解，或 α′相分离出来引致电感中的 α-α′不匹配，或者电感中的G相分离出来，这都将引致电感的延展性升高[5，9]。

2.2.2 冲击功

由图4可知，与热劣化前相比，304莱氏体钢制沟槽在不同环境温度下热劣化6000h后，冲击功均 显著减少，且热劣化环境温度越高 ，冲击功减少得越明显;在325℃和400℃热劣化后，沟槽冲击功分别下降了19% 和 28%。 科学研究表明[10-11]，沟槽冲击延展性减少是由热劣化后电感硬化进而引致电感区在冲击作用下更早断裂造成的，根本原因在于热劣化后电感中分离出来了所含铁的 α相和所含铬的 α′相， 这两相的互连结构增加了位错运动的阻力 ，使位错的滑移运动变得更加困难 ，从而引致热劣化后沟槽 的冲击延展性减少。

图4 304莱氏体钢制沟槽在不同环境温度热劣化6000h前后的冲击功

2.2.3 剪切操控性

由表4可以看出，与热劣化前相比，304莱氏体钢制沟槽在325，365，400℃热劣化6000h后的力学操控性变化不大，抗拉强度和屈服强度均只有小幅增加，伸长率则有小幅减少，这与Vitek 等[11]的科学研究结果相符。此外，热劣化环境温度越高，沟槽力学操控性的变化就越大;剪切断口均位于沟槽区 。

表 4 304莱氏体钢制沟槽在不同环境温度热劣化6000h前后的剪切操控性

3 结 论

(1)304莱氏体钢制沟槽在 325，365，400 ℃ 热劣化前后的组织机构均由莱氏体相和电感相组成，且均为蠕虫状、带状形貌，电感相和莱氏体相中的主要元素含量均没有明显变化。

(2)随热劣化时间的延长，304莱氏体钢制沟槽的造影延展性逐渐减小，且热劣化环境温度越高，造影延展性越大，但沟槽中莱氏体相的造影延展性没有明显变化。

(3)与热化前相比，04莱氏体钢制沟槽在325，365，400℃热劣化6000h后的冲击功显著减少，且热劣化环境温度越高，冲击功越低。

(4)与热劣化前相比，304莱氏体钢制沟槽在325，365，400℃热劣化6000h后的剪切操控性变化较小，抗拉强度和屈服强度有小幅增加 ，伸长率则有小幅减少;热劣化环境温度越高，沟槽力学操控性的变化越大。