本發明屬于壓力容器用鋼技術領域，尤其涉及一種核反應堆壓力容器用鋼及其制備方法。

背景技術：

隨著各國經濟的快速發展和傳統能源的局限性擴大，核能作為人類最具發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和利用。

核反應堆壓力容器是核反應堆堆芯的主要支撐結構，通過冷卻循環水傳輸堆芯釋放的熱量，從而驅動發電機組進行發電，是堆芯的第二道安全屏障。核反應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堆壓力容器用鋼。

核反應堆壓力容器逐漸向大型化和一體化的方向發展，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。但是現有核反應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，尤其是當材料的厚度大于500mm時，難以全部轉變為馬氏體組織；當材料無法全部得到馬氏體組織時，進行調質處理無法形成均勻的組織，進而導致力學性能不均勻，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致核反應堆壓力容器原料的重量增大，如建造大于1350MW級的核電站，采用現有Mn-Ni-Mo低合金高強鋼材料制備核反應堆壓力容器時，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，以目前生產制造水平是難以對如此大的鋼錠進行生產，也無法確保大斷面處組織及性能的均勻性。

技術實現要素：

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

為了實現上述發明目的，本發明提供以下技術方案：

本發明提供了一種核反應堆壓力容器用鋼，按質量百分比計，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。

優選的，按質量百分比計，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。

本發明還提供了核反應堆壓力容器用鋼的制備方法，包括以下步驟:

(1)提供上述技術方案所限定組分的合金；

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

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

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

優選的，所述步驟(2)的加熱溫度為1180～1250℃。

優選的，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℃。

優選的，所述第二階段鍛造的溫度為830～870℃。

優選的，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。

本發明提供了一種核反應堆壓力容器用鋼，按質量百分比計，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。在本發明中，在所限定的成分基礎上，淬透性得到明顯提高，確保各組分間的協調配合，保證各組分單獨存在時作用的充分發揮；各組分協調配合影響相變過程中所析出的碳化物的大小、分布狀態、形狀、含量，進而影響組織的性能，本發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性能。

本發明采用再結晶區和未再結晶區兩階段鍛造方法，使得組織在發生變形的同時發生動態再結晶，以限定的累積變形量進行鍛造，促進動態再結晶的發生，以從而最大程度細化組織和晶粒，提高組織均勻性。經過細化后的組織和晶粒為后續熱處理提供組織基礎，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揮最佳的強化作用，進一步提高材料的性能。

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

附圖說明

下面結合附圖和具體實施方式對本發明作進一步詳細的說明。

圖1為本發明實施例1得到的核反應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為本發明得到的核反應堆壓力容器用鋼的CCT曲線。

具體實施方式

本發明提供了一種核反應堆壓力容器用鋼，按質量百分比計，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。

本發明提供的核反應堆壓力容器用鋼在所限定的成分基礎上，淬透性得到明顯提高，確保各組分間的協調配合，保證各組分單獨存在時作用的充分發揮；各組分協調配合影響相變過程中所析出的碳化物的大小、分布狀態、形狀、含量，進而影響組織的性能，本發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性能。

本發明提供的核反應堆壓力容器用鋼，以質量百分含量計，包括0.12％～0.20％的C，優選為0.121％～0.19％，進一步優選為0.13％～0.14％。本發明，上述質量百分含量的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。

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

本發明提供的核反應堆壓力容器用鋼，以質量百分含量計，包括0.25％～0.40％的Mn，優選為0.25％～0.40％，進一步優選為0.29％～0.361％。在本發明中，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，上述質量百分含量的Mn弱化Mn擴大γ相所導致的降低鋼的A₃點溫度的現象，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。

本發明提供的核反應堆壓力容器用鋼，以質量百分含量計，包括≤0.006％的P，優選為不高于0.0054％，進一步優選為不高于0.0036％。在本發明中，上述質量百分含量的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生，提高所述用鋼的力學性能。

本發明提供的核反應堆壓力容器用鋼，以質量百分含量計，包括≤0.004％的S，優選為不高于0.0034％，進一步優選為不高于0.0014％。在本發明中，上述質量百分含量的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生，提高所述用鋼的力學性能。

本發明提供的核反應堆壓力容器用鋼，以質量百分含量計，包括3.0％～3.9％的Ni，優選為3.5％～3.8％，進一步優選為3.62％～3.64％。在本發明中，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。

本發明提供的核反應堆壓力容器用鋼，以質量百分含量計，包括1.55～2.9％的Cr，優選為1.6％～2.5％，進一步優選為1.73％～2.40％。在本發明中，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，提高所述用鋼的淬透性能。同時避免大量的Cr導致脆性轉變溫度提高，進而避免回火脆性的發生。

本發明提供的核反應堆壓力容器用鋼，以質量百分含量計，包括0.45％～0.70％的Mo，優選為0.49％～0.60％，最優選為0.65％。在本發明中，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，有效減少輻照脆化。

本發明提供的核反應堆壓力容器用鋼，以質量百分含量計，包括0.01％～0.02％的Al，優選為0.015％～0.018％。在本發明中，所述Al發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產生A1₂O₃夾雜。

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

在本發明中，所述鋼含有不可避免的雜質。在本發明中，所述鋼中的非金屬夾雜物，優選為A、B、C和D類夾雜≤1.5級。在本發明中，所述A類夾雜、B類夾雜、C類夾雜和D類夾雜為本領域技術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。

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

(1)提供包括上述技術方案所限定組分的合金；

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

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

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

在本發明中，所述包括上述技術方案所限定組分的合金優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。

在本發明中，所述電爐冶煉優選包括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，采用本領域技術人員所熟知的即可。在本發明中，完成補爐后，優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，充分發揮脫P的作用；在本發明中，優選進行多次換渣操作，以期將P脫到0.002％以下，在本發明實施例中，優選進行5～8次換渣操作。在所述氧化期，優選采用吹氧操作，促進C-O反應，以利于去除氣體及促進夾雜物上浮。

本發明完成所述出鋼后，優選進行爐外精煉，所述爐外精煉優選為LF精煉。本發明對所述LF精煉沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的LF精煉即可。在本發明的實施例中，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，以期預脫氧并造鋁渣；完成所述預脫氧后，本發明優選順次加入渣料、鋁粉和硅鈣粉，進行擴散脫氧，實現高鋁渣深度脫硫，得到精煉合金。

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

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

完成真空脫氣后，本發明優選采用真空澆注的方式得到含有所述組分合金。在本發明中，所述真空澆注優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生反應，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。本發明對所述真空澆注的具體步驟沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的真空澆注步驟即可。

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

本發明對所述第一階段鍛造的方式沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的第一階段鍛造方式即可。

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

本發明對所述第二階段鍛造的方式沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的鍛造方式即可。在本發明中，所述含有所述組分的合金經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，本發明對所述空冷的方式沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的空冷方式即可。

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

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

下面結合實施例對本發明提供的核反應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明保護范圍的限定。

實施例1

鋼水經電爐冶煉、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℃，在再結晶區進行第一階段鍛造，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。

調質處理：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越，同時，多相細小的組織在發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性能。

表1鋼錠的化學成分(質量分數，％)

經調制處理后的鋼，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。

經調制處理后的鋼，模擬焊后熱處理狀態，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。

經調制處理后的鋼，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》中的規定進行。

表2壓力容器用鋼的力學性能

由表2可知，按照本發明的技術方案處理得到的鋼材力學性能均滿足指標的要求，且具有一定的富裕量，完全滿足核反應堆壓力容器設備材料的要求。

實施例2

鋼水經電爐冶煉、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℃，在再結晶區進行第一階段鍛造，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。

調質處理：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堆壓力容器用鋼。

表3鋼錠的化學成分(質量分數，％)

表4鋼的力學性能

由表4可知，按照本發明的技術方案處理得到的鋼材力學性能均滿足指標的要求，且具有一定的富裕量，完全滿足核反應堆壓力容器設備材料的要求。

關于鋼的淬透性：首先對按照本發明技術方案得到的核反應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、橫坐標為時間坐標，與冷速相反，時間越大，冷速越小。由圖可知，該鋼的相變產物主要有貝氏體和馬氏體組成，沒有高溫階段相變，如鐵素體轉變、珠光體轉變等。按照本發明技術方案得到的核反應堆壓力容器用鋼獲得中低溫轉變產物，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。根據鋼的厚度和冷速關系，可以確定當鋼的厚度約為900mm時，中心冷速約為0.06℃/s，而這時對照鋼的CCT發現，當冷速為0.06℃/s時，得到的組織均為貝氏體，間接說明，當鋼的厚度為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，能夠得到中溫轉變產物貝氏體或低溫轉變產物馬氏體。

關于大斷面組織均勻性：由附圖4可知，按照本發明技術方案制備得到的核反應堆壓力容器用鋼，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。

以上所述僅是本發明的優選實施方式，應當指出，對于本技術領域的普通技術人員來說，在不脫離本發明原理的前提下，還可以做出若干改進和潤飾，這些改進和潤飾也應視為本發明的保護范圍。