本發(fā)明涉及金屬熱處理工藝領(lǐng)域，尤其是涉及一種提高SA508Gr.3鋼核電大鍛件沖擊韌性的兩步法回火工藝。

背景技術(shù)：

SA508Gr.3鋼作為一種常用的結(jié)構(gòu)材料，廣泛應(yīng)用于制造核電壓力容器、管板、筒體等核電站關(guān)鍵部件。對于這種鋼而言，最重要的是提供足夠高強度和高沖擊韌性來克服意外事故引起瞬時沖擊導(dǎo)致的安全隱患。值得注意的是，在核電站運行過程中由于輻照脆化，鋼的沖擊韌性會逐漸惡化，所以通過熱處理的方法來使鋼具有較高的初始沖擊韌性是保證核電站安全運行至關(guān)重要的因素。

經(jīng)過文獻檢索，Nuclear engineering and design雜志(1997,Vol.174(1),P51-58)上Kim J T等人撰文“Improvement of impact toughness of the SA 508class 3steel for nuclear pressure vessel through steel-making and heat-treatment practices(通過改進生產(chǎn)及熱處理工藝來改善核電壓力容器用SA508Gr.3鋼的沖擊韌性)”，該文提出通過改進的真空碳脫氧技術(shù)和降低Si含量可以顯著提高核電壓力容器鍛件沖擊韌性，但是仍不足以保證沖擊性能100％的合格。

直接將淬火態(tài)的SA508Gr.3鍛件加熱到600-660℃回火保溫4-12h是實際生產(chǎn)中被普遍使用的回火工藝，但是這種傳統(tǒng)的回火工藝往往導(dǎo)致殘余奧氏體分解為尺寸較大長條狀碳化物和鐵素體的混合組織，使得沖擊吸收功經(jīng)常無法達到技術(shù)規(guī)范所要求的48J。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的就是為了克服上述現(xiàn)有技術(shù)存在的缺陷而提供一種SA508Gr.3鋼核電大鍛件的兩步法回火工藝，使其克服了傳統(tǒng)工藝熱處理后沖擊韌性偏低的缺點。

本發(fā)明的目的可以通過以下技術(shù)方案來實現(xiàn)：

一種提高核電大鍛件沖擊韌性的兩步法回火工藝，包括以下步驟：

(1)將淬火后的鍛件加熱至300-450℃，保溫；

(2)再繼續(xù)加熱鍛件至600-660℃，保溫，之后鋼工件隨爐冷卻，即完成。

步驟(1)中鍛件在300-450℃保溫的時間為2-6h。

步驟(2)中鍛件在600-660℃保溫的時間為4-12h。

步驟(1)中的鍛件材質(zhì)為SA508Gr.3鋼。

步驟(1)中的淬火后的鍛件為經(jīng)890±10℃奧氏體化保溫后，水冷淬火處理的核電大鍛件，其組織特征為貝氏體+殘余奧氏體組織。

常規(guī)工藝熱處理后，核電大鍛件中經(jīng)常出現(xiàn)尺寸較大的長條狀碳化物，導(dǎo)致鋼的沖擊韌性偏低，這種長條狀碳化物是由淬火后鋼中的殘余奧氏體在較高溫度(500-650℃)回火時分解而來。

與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明對淬火后的核電大鍛件采用兩步法回火，首先將淬火后的鍛件在300-450℃回火保溫，使殘余奧氏體完全轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+細小的碳化物，然后再加熱到600-660℃回火保溫，消除淬火應(yīng)力，并在基體中彌散析出碳化物顆粒，在滿足硬度和強度要求的情況下，使工件的沖擊吸收功提升到100J左右。而傳統(tǒng)回火工藝直接將淬火后的鍛件加熱到600-660℃回火保溫，導(dǎo)致殘余奧氏體分解為尺寸較大的長條狀碳化物+鐵素體的混合組織，這種尺寸較大的長條狀碳化物分布于基體貝氏體鐵素體板條之間，嚴重破壞了基體的連續(xù)性，導(dǎo)致工件的沖擊吸收功只有40J左右，而采用兩步法回火可顯著提高沖擊韌性。

附圖說明

圖1為本發(fā)明的工藝曲線圖；

圖2為本發(fā)明的兩步法回火工藝處理的核電大鍛件的組織演變圖；

圖3為常規(guī)回火工藝處理的核電大鍛件的組織演變圖。

具體實施方式

下面結(jié)合附圖和具體實施例對本發(fā)明進行詳細說明。

實施例1

采用如圖1所示的兩步法回火工藝處理核電大鍛件。具體步驟為：

下筒體鍛件，外圓φ4417mm，壁厚113mm，長4267mm，要求回火熱處理后硬度高于HB180，-21℃沖擊吸收功大于48J。工件經(jīng)890℃奧氏體化保溫后，水冷淬火處理；回火采用兩步法回火工藝：先在400℃保溫2h，再升溫至650℃保溫4h，隨爐冷卻至室溫。在規(guī)定位置取樣檢測其硬度及沖擊韌性，測得硬度為HB202，沖擊吸收功分別為79、95、118J，平均值為97.33J，達到技術(shù)要求。

對該鍛件回火處理前后的組織進行檢測，如圖2所示。其中，圖2a為回火前，即淬火態(tài)的微觀組織；圖2b為在400℃回火保溫2h，再于650℃保溫4h后的微觀組織?？芍?，淬火態(tài)鍛件中的殘余奧氏體分解成細小的鐵素體和碳化物顆粒，從而有效提高了沖擊韌性。

對比例1

下筒體鍛件，外圓φ4417mm，壁厚113mm，長4267mm，要求回火熱處理后硬度高于HB180，-21℃沖擊吸收功大于48J。工件經(jīng)890℃奧氏體化保溫后，水冷淬火處理；回火采用常規(guī)回火工藝：直接加熱至650℃保溫4h，隨爐冷卻至室溫。在規(guī)定位置取樣檢測其沖擊韌性，測得沖擊吸收功分別為41J、37J、51J，平均值只有43J。

對該鍛件回火處理前后的組織進行檢測，如圖3所示。其中，圖3a為回火前，即淬火態(tài)的微觀組織；圖3b為經(jīng)650℃保溫回火4h后的微觀組織。在對比例1中，由于淬火態(tài)下筒體鍛件中的殘余奧氏體分解為尺寸較大的長條狀碳化物+鐵素體的混合組織，導(dǎo)致了沖擊韌性達不到技術(shù)要求。

實施例2

下筒體鍛件，外圓φ4417mm，壁厚113mm，長4267mm，要回火熱處理后硬度高于HB180，-21℃沖擊吸收功大于48J。工件經(jīng)890℃奧氏體化保溫后，水冷淬火處理；回火采用兩步法回火工藝：先在350℃保溫2h，再升溫至650℃保溫4h，隨爐冷卻至室溫。在規(guī)定位置取樣檢測其硬度及沖擊韌性，測得硬度為HB200，沖擊吸收功分別為72、90、128J，平均值為96.67J，達到技術(shù)要求。

實施例3

錐體鍛件，一端外圓φ5626mm，另一端外圓φ4467mm，壁厚168mm，長3187mm，要求回火熱處理后硬度高于HB180，-21℃沖擊吸收功大于48J。工件經(jīng)890℃奧氏體化保溫后，水冷淬火處理；回火采用兩步法回火工藝：先在450℃保溫2h，再升溫至660℃保溫6h，隨爐冷卻至室溫。在規(guī)定位置取樣檢測其硬度及沖擊韌性，測得硬度為HB193，沖擊吸收功分別為97、105、86J，平均值為96J，達到技術(shù)要求。

實施例4

下筒體鍛件，外圓φ4417mm，壁厚113mm，長4267mm，要求回火熱處理后硬度高于HB180，-21℃沖擊吸收功大于48J。工件經(jīng)880℃奧氏體化保溫后，水冷淬火處理；回火采用兩步法回火工藝：先在420℃保溫4h，再升溫至650℃保溫8h，隨爐冷卻至室溫。在規(guī)定位置取樣檢測其硬度及沖擊韌性，測得硬度為HB192，沖擊吸收功分別為95、91、120J，平均值為102J，達到技術(shù)要求。

實施例5

下筒體鍛件，外圓φ4417mm，壁厚113mm，長4267mm，要求回火熱處理后硬度高于HB180，-21℃沖擊吸收功大于48J。工件經(jīng)900℃奧氏體化保溫后，水冷淬火處理；回火采用兩步法回火工藝：先在300℃保溫6h，再升溫至600℃保溫12h，隨爐冷卻至室溫。在規(guī)定位置取樣檢測其硬度及沖擊韌性，測得硬度為HB190，沖擊吸收功分別為98、75、85J，平均值為86J，達到技術(shù)要求。

實施例6

下筒體鍛件，外圓φ4417mm，壁厚113mm，長4267mm，要求回火熱處理后硬度高于HB180，-21℃沖擊吸收功大于48J。工件經(jīng)890℃奧氏體化保溫后，水冷淬火處理；回火采用兩步法回火工藝：先在380℃保溫3.5h，再升溫至635℃保溫10h，隨爐冷卻至室溫。在規(guī)定位置取樣檢測其硬度及沖擊韌性，測得硬度為HB193，沖擊吸收功分別為88、95、110J，平均值為97.67J，達到技術(shù)要求。

上述的對實施例的描述是為便于該技術(shù)領(lǐng)域的普通技術(shù)人員能理解和使用發(fā)明。熟悉本領(lǐng)域技術(shù)的人員顯然可以容易地對這些實施例做出各種修改，并把在此說明的一般原理應(yīng)用到其他實施例中而不必經(jīng)過創(chuàng)造性的勞動。因此，本發(fā)明不限于上述實施例，本領(lǐng)域技術(shù)人員根據(jù)本發(fā)明的揭示，不脫離本發(fā)明范疇所做出的改進和修改都應(yīng)該在本發(fā)明的保護范圍之內(nèi)。