本發(fā)明屬于壓力容器用鋼技術(shù)領(lǐng)域，尤其涉及一種核反應(yīng)堆壓力容器用鋼及其制備方法。

背景技術(shù)：

隨著各國經(jīng)濟的快速發(fā)展和傳統(tǒng)能源的局限性擴大，核能作為人類最具發(fā)展前景的能源受到各國的青睞，各國均加大了對核能的開發(fā)和利用。

核反應(yīng)堆壓力容器是核反應(yīng)堆堆芯的主要支撐結(jié)構(gòu)，通過冷卻循環(huán)水傳輸堆芯釋放的熱量，從而驅(qū)動發(fā)電機組進行發(fā)電，是堆芯的第二道安全屏障。核反應(yīng)堆壓力容器用鋼多屬于含碳量為0.2％的Mn-Ni-Mo低合金鋼，該類鋼屬于第三代核反應(yīng)堆壓力容器用鋼。

核反應(yīng)堆壓力容器逐漸向大型化和一體化的方向發(fā)展，工作溫度和壓力更大，要求壓力容器具有大厚度、大尺寸和大斷面組織性能均勻等特點。但是現(xiàn)有核反應(yīng)堆壓力容器材料用鋼淬透性較差，雙面淬透深度淺，在進行淬火熱處理過程中，尤其是當(dāng)材料的厚度大于500mm時，難以全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織；當(dāng)材料無法全部得到馬氏體組織時，進行調(diào)質(zhì)處理無法形成均勻的組織，進而導(dǎo)致力學(xué)性能不均勻，尤其是材料的1/2厚度處，性能最差，其中低溫沖擊韌性較差。

為了彌補性能上的缺陷，需要增加材料的厚度，但是材料厚度的增加會導(dǎo)致核反應(yīng)堆壓力容器原料的重量增大，如建造大于1350MW級的核電站，采用現(xiàn)有Mn-Ni-Mo低合金高強鋼材料制備核反應(yīng)堆壓力容器時，原材料的鋼錠重達500t，鍛件重達350t，由于該類鋼的雙面淬透深度不足500mm，以目前生產(chǎn)制造水平是難以對如此大的鋼錠進行生產(chǎn)，也無法確保大斷面處組織及性能的均勻性。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

有鑒于此，本發(fā)明的目的在于提供一種核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼的具有良好的淬透性，力學(xué)性能均勻。

為了實現(xiàn)上述發(fā)明目的，本發(fā)明提供以下技術(shù)方案：

本發(fā)明提供了一種核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，按質(zhì)量百分比計，包括以下組分：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。

優(yōu)選的，按質(zhì)量百分比計，包括以下組分：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。

優(yōu)選的，所述鋼還含有不可避免的氣體元素，具體為氮的含量不高于30ppm，氫的含量不高于1.0ppm，氧的含量不高于20ppm。

本發(fā)明還提供了核反應(yīng)堆壓力容器用鋼的制備方法，包括以下步驟:

(1)提供上述技術(shù)方案所限定組分的合金；

(2)加熱所述合金，在再結(jié)晶區(qū)進行第一階段鍛造，所述第一階段鍛造的累積變形量為200％～350％：

(3)在未再結(jié)晶區(qū)進行第二階段鍛造后空冷，得到預(yù)熱處理鋼錠，所述第二階段鍛造的累積變形量為50％～150％；

(3)將所述步驟(3)得到的預(yù)熱處理鋼錠進行調(diào)制處理，得到核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，所述調(diào)質(zhì)處理的淬火溫度為930～950℃，所述調(diào)質(zhì)處理的回火溫度為650～670℃。

優(yōu)選的，所述步驟(2)的加熱溫度為1180～1250℃。

優(yōu)選的，所述第一階段鍛造的始鍛溫度為1120～1220℃，所述第一階段鍛造的終鍛溫度不低于1000℃。

優(yōu)選的，所述第二階段鍛造的溫度為830～870℃。

優(yōu)選的，在所述淬火溫度的保溫時長以鋼錠的厚度計，所述保溫時長為2～3min/mm。

優(yōu)選的，在所述回火溫度的保溫時長以鋼錠的厚度計，所述保溫時長為2～4min/mm。

本發(fā)明提供了一種核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，按質(zhì)量百分比計，包括以下組分：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。在本發(fā)明中，在所限定的成分基礎(chǔ)上，淬透性得到明顯提高，確保各組分間的協(xié)調(diào)配合，保證各組分單獨存在時作用的充分發(fā)揮；各組分協(xié)調(diào)配合影響相變過程中所析出的碳化物的大小、分布狀態(tài)、形狀、含量，進而影響組織的性能，本發(fā)明提供的壓力容器用鋼按照所限定的組分，確保形成分布均勻的碳化物，提高用鋼組織均勻性和力學(xué)性能。

本發(fā)明采用再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)兩階段鍛造方法，使得組織在發(fā)生變形的同時發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，以限定的累積變形量進行鍛造，促進動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，以從而最大程度細化組織和晶粒，提高組織均勻性。經(jīng)過細化后的組織和晶粒為后續(xù)熱處理提供組織基礎(chǔ)，確保熱處理過程中的相變強化、細晶強化、固溶強化和析出強化發(fā)揮最佳的強化作用，進一步提高材料的性能。

本發(fā)明實施例的結(jié)果表明，本發(fā)明提供的壓力容器用鋼的鍛造件在多種狀態(tài)下的力學(xué)性能滿足核反應(yīng)堆壓力容器用鋼的要求：經(jīng)調(diào)質(zhì)處理，屈服強度≥450MPa，抗拉強度達到750～900MPa；在模擬焊后熱處理狀態(tài)，屈服強度≥420MPa，抗拉強度在700～850MPa之間；在550～610℃高溫拉伸狀態(tài)，屈服強度≥400MPa，抗拉強度在600～700MPa之間；不同狀態(tài)下的-29℃沖擊吸收能量均保持在50J以上。

附圖說明

下面結(jié)合附圖和具體實施方式對本發(fā)明作進一步詳細的說明。

圖1為本發(fā)明實施例1得到的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼的金相組織示意圖；

圖2為高溫拉伸試驗工藝曲線示意圖；

圖3為高溫拉伸試驗后工件示意圖；

圖4為本發(fā)明得到的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼的CCT曲線。

具體實施方式

本發(fā)明提供了一種核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，按質(zhì)量百分比計，包括以下組分：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。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼在所限定的成分基礎(chǔ)上，淬透性得到明顯提高，確保各組分間的協(xié)調(diào)配合，保證各組分單獨存在時作用的充分發(fā)揮；各組分協(xié)調(diào)配合影響相變過程中所析出的碳化物的大小、分布狀態(tài)、形狀、含量，進而影響組織的性能，本發(fā)明提供的壓力容器用鋼按照所限定的組分，確保形成分布均勻的碳化物，提高用鋼組織均勻性和力學(xué)性能。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，以質(zhì)量百分含量計，包括0.12％～0.20％的C，優(yōu)選為0.121％～0.19％，進一步優(yōu)選為0.13％～0.14％。本發(fā)明，上述質(zhì)量百分含量的C確保所述用鋼的強度的提高的同時提高韌性，避免所述用鋼的焊接性能的下降以及減弱所述用鋼的輻照脆化傾向。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，以質(zhì)量百分含量計，包括0.055～0.15％的Si，優(yōu)選為0.05％～0.10％，進一步優(yōu)選為0.084％～0.095％。在本發(fā)明中，所述Si作為有效的強化元素，并且能夠弱化所述用鋼應(yīng)用過程中隨輻照溫度的增加，輻照效應(yīng)的增高趨勢，進一步提高所述用鋼的強度。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，以質(zhì)量百分含量計，包括0.25％～0.40％的Mn，優(yōu)選為0.25％～0.40％，進一步優(yōu)選為0.29％～0.361％。在本發(fā)明中，所述Mn起到強化基體的作用，同時可以有效提高鋼的淬透性，上述質(zhì)量百分含量的Mn弱化Mn擴大γ相所導(dǎo)致的降低鋼的A₃點溫度的現(xiàn)象，進而最大程度地降低熱峰作用下的晶格畸變以及輻照效應(yīng)。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，以質(zhì)量百分含量計，包括≤0.006％的P，優(yōu)選為不高于0.0054％，進一步優(yōu)選為不高于0.0036％。在本發(fā)明中，上述質(zhì)量百分含量的P確保盡可能降低所述用鋼在高溫下持久時效時，在奧氏體晶界的大量析出所造成的鋼板韌性的惡化，同時避免中心偏析和中心疏松的產(chǎn)生，提高所述用鋼的力學(xué)性能。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，以質(zhì)量百分含量計，包括≤0.004％的S，優(yōu)選為不高于0.0034％，進一步優(yōu)選為不高于0.0014％。在本發(fā)明中，上述質(zhì)量百分含量的S減少硫化物的形成，進而避免對所述用鋼的沖擊韌性和焊接性能的影響，同時降低中心偏析和疏松缺陷的產(chǎn)生，提高所述用鋼的力學(xué)性能。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，以質(zhì)量百分含量計，包括3.0％～3.9％的Ni，優(yōu)選為3.5％～3.8％，進一步優(yōu)選為3.62％～3.64％。在本發(fā)明中，所述Ni能夠明顯改善所述用鋼的低溫韌性，同時提高大斷面鍛件的淬透性，提高強度的同時提高韌性。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，以質(zhì)量百分含量計，包括1.55～2.9％的Cr，優(yōu)選為1.6％～2.5％，進一步優(yōu)選為1.73％～2.40％。在本發(fā)明中，所述Cr能夠顯著改善鋼的抗氧化作用，增加抗腐蝕能力，同時可以縮小奧氏體相區(qū)，提高所述用鋼的淬透性能。同時避免大量的Cr導(dǎo)致脆性轉(zhuǎn)變溫度提高，進而避免回火脆性的發(fā)生。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，以質(zhì)量百分含量計，包括0.45％～0.70％的Mo，優(yōu)選為0.49％～0.60％，最優(yōu)選為0.65％。在本發(fā)明中，所述Mo能夠提高所述用鋼的耐熱性，并且減弱所述用鋼的回火脆性，同時所述Mo顯著擴大α相區(qū)，有效減少輻照脆化。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，以質(zhì)量百分含量計，包括0.01％～0.02％的Al，優(yōu)選為0.015％～0.018％。在本發(fā)明中，所述Al發(fā)揮脫氧定氮劑的作用，并且可以細化晶粒，有效阻抑低碳鋼的時效，提高低溫韌性。同時避免過多Al產(chǎn)生A1₂O₃夾雜。

本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼還含有不可避免的氣體元素。在本發(fā)明中，所述鋼中氮的含量優(yōu)選不高于30ppm，進一步優(yōu)選為不高于15ppm，最優(yōu)選為不高于10ppm；在本發(fā)明中，所述鋼中氫的含量優(yōu)選不高于1.0ppm，進一步優(yōu)選為不高于0.5ppm；在本發(fā)明中，所述鋼中的氧的含量優(yōu)選不高于20ppm，進一步優(yōu)選為不高于15ppm，最優(yōu)選為不高于10ppm。

在本發(fā)明中，所述鋼含有不可避免的雜質(zhì)。在本發(fā)明中，所述鋼中的非金屬夾雜物，優(yōu)選為A、B、C和D類夾雜≤1.5級。在本發(fā)明中，所述A類夾雜、B類夾雜、C類夾雜和D類夾雜為本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的夾雜物，即分別為硫化物類、氧化鋁類、硅酸鹽類和球狀氧化物類。

本發(fā)明提供了上述技術(shù)方案提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼的制備方法，包括以下步驟:

(1)提供包括上述技術(shù)方案所限定組分的合金；

(2)加熱所述合金，在再結(jié)晶區(qū)進行第一階段鍛造，所述第一階段鍛造的累積變形量為200％～350％；

(3)在未再結(jié)晶區(qū)進行第二階段鍛造后空冷，得到預(yù)熱處理鋼錠，所述第二階段鍛造的累積變形量為50％～150％：

(4)將所述步驟(3)得到的預(yù)熱處理鋼錠進行調(diào)制處理，所述調(diào)質(zhì)處理的淬火溫度為930～950℃，所述調(diào)質(zhì)處理的回火溫度為650～670℃。

在本發(fā)明中，所述包括上述技術(shù)方案所限定組分的合金優(yōu)選按照包括電爐冶煉、爐外精煉、真空脫氣和真空澆注的步驟制備得到。

在本發(fā)明中，所述電爐冶煉優(yōu)選包括①補爐、②裝料、③熔化期、④氧化期、⑤還原期和⑥出鋼。本發(fā)明對所述補爐、裝料、熔化期、氧化期、還原期以及出鋼過程沒有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的即可。在本發(fā)明中，完成補爐后，優(yōu)選在爐底加入適量石灰，以利于增加初期渣的堿度及渣量，便于在溫度較低時提前造高堿度爐渣，充分發(fā)揮脫P的作用；在本發(fā)明中，優(yōu)選進行多次換渣操作，以期將P脫到0.002％以下，在本發(fā)明實施例中，優(yōu)選進行5～8次換渣操作。在所述氧化期，優(yōu)選采用吹氧操作，促進C-O反應(yīng)，以利于去除氣體及促進夾雜物上浮。

本發(fā)明完成所述出鋼后，優(yōu)選進行爐外精煉，所述爐外精煉優(yōu)選為LF精煉。本發(fā)明對所述LF精煉沒有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的LF精煉即可。在本發(fā)明的實施例中，所述爐外精煉具體為：按照每噸鋼添加0.8kg的比例，在所述鋼中加入鋁，以期預(yù)脫氧并造鋁渣；完成所述預(yù)脫氧后，本發(fā)明優(yōu)選順次加入渣料、鋁粉和硅鈣粉，進行擴散脫氧，實現(xiàn)高鋁渣深度脫硫，得到精煉合金。

在本發(fā)明中，所述爐外精煉的時間優(yōu)選為不低于5min，進一步優(yōu)選為10～15min，以期合金充分混熔。

在本發(fā)明中，所述真空脫氣的壓力優(yōu)選為不高于60Pa，所述真空處理的時間優(yōu)選為不低于15min，進一步優(yōu)選為20～30min。本發(fā)明對所述真空處理的操作方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的真空處理操作即可。

完成真空脫氣后，本發(fā)明優(yōu)選采用真空澆注的方式得到含有所述組分合金。在本發(fā)明中，所述真空澆注優(yōu)選為采用塞桿吹氫方式，促使鋼流擴散，增大鋼液與真空的接觸面積，使擴散鋼流中的氧進一步和碳發(fā)生反應(yīng)，降低鋼中氧含量、氫含量。在所述真空澆注過程中，鋼流滴落后夾雜物浮在鋼水表面，能夠有效降低鋼中夾雜物含量。本發(fā)明對所述真空澆注的具體步驟沒有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的真空澆注步驟即可。

得到含有上述技術(shù)方案所限定組分的合金后，本發(fā)明加熱所述合金，在再結(jié)晶區(qū)進行第一階段鍛造。在本發(fā)明中，所述加熱的溫度優(yōu)選為1180～1250℃，進一步優(yōu)選為1200～1225℃，最優(yōu)選為1220℃。在本發(fā)明中，所述第一階段鍛造的累積變形量為200％～350％，優(yōu)選為250％～300％。在本發(fā)明中，所述第一階段鍛造的始鍛溫度優(yōu)選為1120～1220℃，進一步優(yōu)選為1150～1200℃，最優(yōu)選為1180℃。在本發(fā)明中，所述第一階段鍛造的終端溫度優(yōu)選為不低于1000℃，進一步優(yōu)選為不低于1050℃。

本發(fā)明對所述第一階段鍛造的方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的第一階段鍛造方式即可。

本發(fā)明完成所述第一階段鍛造后，降低溫度至未再結(jié)晶區(qū)對應(yīng)的溫度區(qū)間，對所述含有所述組分的合金在未再結(jié)晶區(qū)進行第二階段鍛造后空冷，得到預(yù)熱處理鋼錠。本發(fā)明對所述降低溫度的方式?jīng)]有特殊要求，在本發(fā)明實施例中采用自然降溫的方式。在本發(fā)明中，所述第二階段鍛造的累積變形量為50％～150％，優(yōu)選為75％～100％。在本發(fā)明中，所述第二階段的累積變形量優(yōu)選以所述第一階段鍛造后的合金為變形量計算基準(zhǔn)。在本發(fā)明中，所述第一階段鍛造和第二階段鍛造總的累積變形量優(yōu)選為200％～400％，進一步優(yōu)選為300％～350％。在本發(fā)明中，所述第二階段鍛造的溫度優(yōu)選為830～870℃，進一步優(yōu)選為850～860℃。

本發(fā)明對所述第二階段鍛造的方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的鍛造方式即可。在本發(fā)明中，所述含有所述組分的合金經(jīng)所述第一階段鍛造和所述第二階段鍛造后，具有各向同性。

完成所述第二階段鍛造后進行空冷，本發(fā)明對所述空冷的方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的空冷方式即可。

得到預(yù)處理鋼錠后，本發(fā)明將所述預(yù)處理鋼錠后進行調(diào)制處理，得到核反應(yīng)堆壓力容器用鋼。在本發(fā)明中，所述調(diào)制處理的淬火溫度為930～950℃，進一步優(yōu)選為935～945℃；在本發(fā)明中，在所述淬火溫度保溫時長優(yōu)選以所述預(yù)處理后的鋼錠的厚度計，具體為2～3min/mm。本發(fā)明對所述淬火的具體操作步驟沒有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的淬火操作步驟即可。

在本發(fā)明中，所述調(diào)制處理的回火溫度為650～670℃，進一步優(yōu)選為655～660℃；在本發(fā)明中，在所述回火溫度的保溫時長優(yōu)選以所述預(yù)處理后的鋼錠的厚度計，具體為2～4min/mm。完成所述回火后，本發(fā)明優(yōu)選采用隨爐冷的方式降溫，得到核反應(yīng)堆壓力容器用鋼。

下面結(jié)合實施例對本發(fā)明提供的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼及其制備方法進行詳細的說明，但是不能把它們理解為對本發(fā)明保護范圍的限定。

實施例1

鋼水經(jīng)電爐冶煉、爐外精煉和真空處理，澆鑄成含有如表1所示組分的鋼錠。同時檢驗鋼中非金屬夾雜物：A類0.5級、B類0.5級、C類0.5級、D類1.0級。

加熱到1250℃，在再結(jié)晶區(qū)進行第一階段鍛造，始鍛溫度為1220℃，終鍛溫度為1000℃，第一階段鍛造的累積變形量為350％，然后降低溫度至870℃，進行第二階段鍛造，累積變形量為50％。完成鍛造后，進行空冷得到的鍛件后厚度為20mm。

調(diào)質(zhì)處理：升高溫度到940℃進行60min的保溫處理完成水冷完成淬火過程，再加熱到660℃保溫80min后隨爐冷卻得到核反應(yīng)堆壓力容器用鋼。對得到的壓力容器用鋼進行電子顯微鏡觀察，結(jié)果如圖1所示。由圖1可知，得到的鋼的組織細小，晶粒度達到10級。可知，得到的組織為細小回火馬氏體+回火貝氏體或細小回火馬氏體+回火索氏體，為多相細小的組織，該組織的回火馬氏體性能優(yōu)越，同時，多相細小的組織在發(fā)生變形時可以吸收較多的變形功，從而可以提高材料的力學(xué)性能。

表1鋼錠的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，％)

經(jīng)調(diào)制處理后的鋼，進行拉伸性能測試和-29℃的沖擊試驗，得到的屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率和-29℃的沖擊功如表2所示，其中屈服強度用R_el表示，抗拉強度用R_m表示，斷后伸長率用A表示；斷面收縮率用Z表示；-29℃沖擊功用-29A_kv表示；以20℃/s的加熱速率加熱到550℃、580℃和610℃的熱處理溫度并保溫10min，之后按照0.5mm/min的拉伸速率進行拉伸試驗。

經(jīng)調(diào)制處理后的鋼，模擬焊后熱處理狀態(tài)，進行拉伸性能測試以及-29℃的沖擊試驗，得到的屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率、斷面收縮率以及沖擊功如表2所示；以20℃/s的加熱速率加熱到550℃、580℃和610℃的熱處理溫度并保溫10min，之后按照0.5mm/min的拉伸速率進行拉伸試驗。

經(jīng)調(diào)制處理后的鋼，模擬焊后熱處理，如圖2所示的工藝圖，首先從室溫以15℃/s的加熱速率加熱到150℃，并保溫30s，這個過程用于模擬焊前對試樣預(yù)熱，之后以200℃/s的加熱速率加熱到1350℃，保溫1s，之后以不同的冷速(25℃/s、20℃/s、15℃/s)冷卻到室溫，這個過程用于模擬不同熱輸入下的焊接過程。之后以20℃/s加熱速率分別加熱到550℃、580℃、610℃，并保溫600s，這個過程用于模擬焊后熱處理過程。之后以0.5mm/min的拉伸速率進行試樣拉伸，直至試樣斷裂，斷裂后的試樣如圖3所示，圖3中A-550℃-12s即為在焊接過程中試樣從800℃冷卻到500℃時的時間為12s，冷卻至室溫后升溫至550℃保溫后進行拉伸斷裂試樣，得到的屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率以及斷面收縮率如表2所示；

核反應(yīng)堆壓力容器用鋼的-29℃的沖擊試驗按照GB/T229-2007《金屬夏比缺口沖擊試驗》中的規(guī)定進行。

表2壓力容器用鋼的力學(xué)性能

由表2可知，按照本發(fā)明的技術(shù)方案處理得到的鋼材力學(xué)性能均滿足指標(biāo)的要求，且具有一定的富裕量，完全滿足核反應(yīng)堆壓力容器設(shè)備材料的要求。

實施例2

鋼水經(jīng)電爐冶煉、爐外精煉和真空處理，澆鑄成含有如表3所示組分的鋼錠。同時檢驗鋼中非金屬夾雜物：A類0.5級、B類0.5級、C類0.5級、D類1.0級。

加熱到1200℃，在再結(jié)晶區(qū)進行第一階段鍛造，始鍛溫度為1220℃，終鍛溫度為1000℃，第一階段鍛造的累積變形量為200％，然后降低溫度至870℃，進行第二階段鍛造，累積變形量為100％。完成鍛造后，進行空冷得到的鍛件后厚度為20mm。

調(diào)質(zhì)處理：升高溫度到960℃進行60min的保溫處理完成水冷完成淬火過程，再加熱到650℃保溫80min后隨爐冷卻得到核反應(yīng)堆壓力容器用鋼。

表3鋼錠的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，％)

表4鋼的力學(xué)性能

由表4可知，按照本發(fā)明的技術(shù)方案處理得到的鋼材力學(xué)性能均滿足指標(biāo)的要求，且具有一定的富裕量，完全滿足核反應(yīng)堆壓力容器設(shè)備材料的要求。

關(guān)于鋼的淬透性：首先對按照本發(fā)明技術(shù)方案得到的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼進行CCT曲線測試，可以看出，圖4中共有13個冷速，分別為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、橫坐標(biāo)為時間坐標(biāo)，與冷速相反，時間越大，冷速越小。由圖可知，該鋼的相變產(chǎn)物主要有貝氏體和馬氏體組成，沒有高溫階段相變，如鐵素體轉(zhuǎn)變、珠光體轉(zhuǎn)變等。按照本發(fā)明技術(shù)方案得到的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼獲得中低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，如貝氏體和馬氏體，滿足組織要求。同時可以看出，即使鋼的冷卻速度很小如0.05℃/s也可全部獲得貝氏體，當(dāng)冷速提高到0.5℃/s時，可以基本得到馬氏體，所以該鋼的淬透性非常強。該鋼只要得到貝氏體或馬氏體或兩者，都可以認為材料組織具有較好的均勻性。

在進行淬火時，鋼的厚度越大，中心的冷速就越小。根據(jù)鋼的厚度和冷速關(guān)系，可以確定當(dāng)鋼的厚度約為900mm時，中心冷速約為0.06℃/s，而這時對照鋼的CCT發(fā)現(xiàn)，當(dāng)冷速為0.06℃/s時，得到的組織均為貝氏體，間接說明，當(dāng)鋼的厚度為900mm時，進行淬火時，中心組織為貝氏體，說明該厚度的鋼具有較強的淬透性，能夠得到中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物貝氏體或低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物馬氏體。

關(guān)于大斷面組織均勻性：由附圖4可知，按照本發(fā)明技術(shù)方案制備得到的核反應(yīng)堆壓力容器用鋼，即使鋼的冷卻速度很小如0.05℃/s也可全部獲得貝氏體，當(dāng)冷速提高到0.5℃/s時，可以基本得到馬氏體，證明材料組織具有較好的均勻性。

以上所述僅是本發(fā)明的優(yōu)選實施方式，應(yīng)當(dāng)指出，對于本技術(shù)領(lǐng)域的普通技術(shù)人員來說，在不脫離本發(fā)明原理的前提下，還可以做出若干改進和潤飾，這些改進和潤飾也應(yīng)視為本發(fā)明的保護范圍。