崔正強(qiáng), 王苗苗, 侍克獻(xiàn), 翁偉杰

(上海發(fā)電設(shè)備成套設(shè)計研究院有限責(zé)任公司,上海 200240)

30Cr2Ni4MoV鋼是目前世界上使用最廣泛的大型汽輪機(jī)低壓整鍛轉(zhuǎn)子材料[1]。由于要在250～400 ℃的溫度區(qū)間長期服役,不可避免地存在長期時效脆化的問題。測定材料長期時效脆性的方法主要有2種:一是長期等溫時效,二是步冷脆化處理。長期等溫時效處理周期較長,一般需要數(shù)千小時甚至數(shù)萬小時;步冷脆化與長期等溫時效后的脆化有很好的關(guān)聯(lián)性,試驗(yàn)結(jié)果也很接近,全部試驗(yàn)過程僅需300 h左右,具有快速、實(shí)用的特點(diǎn),因而在工程上得到了較為廣泛的應(yīng)用[2]。

為了解決30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子鋼的時效脆化問題,美國電力研究院(EPRI)于1987年首次提出了超純凈鋼的概念,并明確規(guī)定了各種有害雜質(zhì)的上限。日本、歐洲和美國已生產(chǎn)了很多支超純凈低壓轉(zhuǎn)子,國內(nèi)也對超純凈低壓轉(zhuǎn)子進(jìn)行了大量的研究,主要側(cè)重于低壓轉(zhuǎn)子的精煉技術(shù)、鍛造和熱處理工藝以及轉(zhuǎn)子產(chǎn)品的殘余雜質(zhì)元素含量、金相、夾雜物和力學(xué)性能均勻性等[3-4],但關(guān)于國產(chǎn)超純凈低壓轉(zhuǎn)子時效脆化問題的試驗(yàn)研究還鮮有報道。筆者研究了純凈度非常高的核電汽輪機(jī)低壓轉(zhuǎn)子鋼步冷試驗(yàn)后的組織和力學(xué)性能以及脆化傾向,試驗(yàn)結(jié)果對低壓轉(zhuǎn)子化學(xué)成分的優(yōu)化設(shè)計和使用安全性的提高有重要的參考意義。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用的材料取自某廠生產(chǎn)的600 t級AP1000核電汽輪機(jī)低壓整鍛轉(zhuǎn)子鍛件的芯部,其化學(xué)成分見表1。從表1可以看出,該低壓轉(zhuǎn)子材料在冶煉過程中的化學(xué)成分都有相當(dāng)嚴(yán)格和有效的控制。其純凈度非常高,試樣中的雜質(zhì)元素P、S和有害元素Sb、Sn、As的質(zhì)量分?jǐn)?shù)特別低,均低于0.005%。除了Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高之外,其他元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均符合JB/T 11020 《超臨界及超超臨界機(jī)組汽輪機(jī)用超純凈鋼低壓轉(zhuǎn)子鍛件 技術(shù)條件》中關(guān)于30Cr2Ni4MoV超純凈鋼低壓轉(zhuǎn)子鍛件化學(xué)成分的要求[5]。通過精煉技術(shù)將AP1000核電汽輪機(jī)低壓轉(zhuǎn)子30Cr2Ni4MoV鋼中回火致脆元素P、As、Sn、Sb和降低韌性的元素S以及助長脆化的元素Si的含量降低到極限,可能會使低壓轉(zhuǎn)子材料的時效脆化敏感性顯著降低。

表1 低壓轉(zhuǎn)子鋼的化學(xué)成分

采用SXZ-12-10型箱式電阻爐,按照GE爐冷型步冷熱處理規(guī)范的要求對低壓轉(zhuǎn)子材料進(jìn)行步冷試驗(yàn)[6],該規(guī)范的工藝流程如下:

采用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡(SEM)進(jìn)行金相組織分析;采用SBE-3000S型布氏硬度計進(jìn)行硬度試驗(yàn);采用標(biāo)距為50 mm的P12非比例試樣在SH5106萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn);采用缺口形狀為V型、缺口深度為2 mm的標(biāo)準(zhǔn)尺寸沖擊試樣在PIT752H-4儀器化擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)和韌脆轉(zhuǎn)變溫度試驗(yàn)。以上試驗(yàn)按相應(yīng)的國家標(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 晶粒度和顯微組織

核電低壓轉(zhuǎn)子材料在步冷試驗(yàn)前后的顯微組織均為回火貝氏體組織,如圖1所示。經(jīng)步冷試驗(yàn)后,材料再結(jié)晶進(jìn)行得更加完善,晶粒尺寸略有長大,從4.5級長大到4級。圖2給出了材料在步冷試驗(yàn)前后的掃描電鏡組織。從圖2可以看出,在步冷試驗(yàn)過程中,由于碳化物與基體間的自由能具有較大的差異,碳化物的種類、數(shù)量、形狀及分布都發(fā)生了一定的轉(zhuǎn)變。步冷試驗(yàn)前,碳化物分布比較均勻且尺寸較小,以顆粒狀和短棒狀碳化物為主,部分碳化物沿著貝氏體條束呈一定角度排列。步冷試驗(yàn)后,材料中的碳化物發(fā)生了聚集粗化現(xiàn)象,且在粗大的碳化物附近,細(xì)小的粒狀碳化物明顯減少;部分碳化物呈鏈狀分布,且有少量的塊狀碳化物出現(xiàn)。

(a) 步冷試驗(yàn)前

(a) 步冷試驗(yàn)前

2.2 拉伸性能和硬度

表2給出了步冷試驗(yàn)前后30Cr2Ni4MoV核電低壓轉(zhuǎn)子芯部材料的室溫拉伸性能和布氏硬度試驗(yàn)結(jié)果。從表2可以看出,步冷試驗(yàn)后,低壓轉(zhuǎn)子芯部材料的屈服強(qiáng)度Rp0.2和抗拉強(qiáng)度Rm分別從628 MPa和753 MPa降低到614 MPa和744 MPa,布氏硬度從228降低到223,但降低幅度都非常小,均不超過2.5%;步冷試驗(yàn)后,材料的延伸率A也有所降低,從22.1%降低到20.6%,但二者之間的差異非常小,相差僅為1.5%。

表2 低壓轉(zhuǎn)子芯部材料在步冷試驗(yàn)前后的拉伸性能和硬度

30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子鋼的強(qiáng)度和硬度主要取決于固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的效果[7]。步冷試驗(yàn)過程中,固溶在基體中的Cr、Mo、V等碳化物形成元素在高溫條件下的擴(kuò)散系數(shù)較大,擴(kuò)散激活能較高,容易與C元素一起不斷地向碳化物中遷移,形成在熱力學(xué)上比滲碳體更加穩(wěn)定的合金碳化物和其他碳化物,導(dǎo)致基體中的Cr、Mo、V等固溶合金元素貧乏,從而導(dǎo)致固溶強(qiáng)化效果變差。隨著步冷試驗(yàn)的進(jìn)行,細(xì)小且均勻分布的碳化物發(fā)生了聚集粗化現(xiàn)象,尺寸變大,成鏈狀分布的碳化物以及大塊狀碳化物的出現(xiàn)致使訂扎位錯的能力減弱,位錯運(yùn)動的阻力減小,這將導(dǎo)致析出強(qiáng)化作用降低[6]。固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化效果的減弱導(dǎo)致材料劣化,從而使低壓轉(zhuǎn)子鋼的強(qiáng)度和硬度降低。

材料的斷后延伸率實(shí)際上反映的是材料的塑性。步冷試驗(yàn)后,30Cr2Ni4MoV鋼中析出的碳化物數(shù)量增多,尺寸增大,致使碳化物體積分?jǐn)?shù)增加,這會降低材料的塑性。此外,碳化物逐漸由半連續(xù)狀分布轉(zhuǎn)變?yōu)檫B續(xù)狀分布,碳化物分布形式的轉(zhuǎn)變以及塊狀碳化物的出現(xiàn)使得晶粒間塑性變形的傳遞更加艱難,以致晶界更容易因局部應(yīng)力集中而產(chǎn)生開裂,這也會降低材料的塑性。

步冷試驗(yàn)后,晶粒尺寸從4.5級長大到4級。晶粒的長大會減少低壓轉(zhuǎn)子鋼單位體積內(nèi)的晶粒數(shù)量,晶界總面積和參與變形的晶粒數(shù)量也會隨之減少,導(dǎo)致低壓轉(zhuǎn)子鋼抵抗塑性變形和斷裂的能力變差,從而引起強(qiáng)度和塑性的降低。碳化物在晶界上聚集長大致使晶面結(jié)合能降低,導(dǎo)致晶界強(qiáng)度和晶界滑動變形的能力下降,亦會降低材料的強(qiáng)度和塑性。

步冷試驗(yàn)后,核電低壓轉(zhuǎn)子材料的晶粒尺寸變化不大,導(dǎo)致其強(qiáng)度和塑性指標(biāo)下降并不明顯,這也證明了本文研究所用的30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子鋼對時效脆化不敏感。

2.3 室溫沖擊性能和韌脆轉(zhuǎn)變溫度

室溫沖擊性能和韌脆轉(zhuǎn)變溫度是評判材料時效脆化傾向的2個十分重要的指標(biāo)。純凈度較高的AP1000核電汽輪機(jī)低壓整鍛轉(zhuǎn)子芯部材料在步冷試驗(yàn)前后的室溫沖擊性能和韌脆轉(zhuǎn)變溫度的試驗(yàn)結(jié)果見表3。從表3可以看出,步冷試驗(yàn)后,材料的室溫沖擊吸收能量平均值由步冷試驗(yàn)前的216 J降低到202 J,僅降低了14 J,變化幅度非常小。室溫沖擊值的下降與低壓轉(zhuǎn)子材料步冷試驗(yàn)后的晶粒尺寸稍微增加有關(guān)。晶粒越細(xì),對裂紋擴(kuò)展起障礙作用的晶界數(shù)量越多,發(fā)生沿晶界脆性斷裂的概率越低且導(dǎo)致斷裂需要消耗的能量也越多,因此可以提高材料的韌性。而晶粒尺寸增加則會引起晶界總面積減小,導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展的阻力降低,抵抗沖擊破壞的能力減弱,沖擊功也降低[8]。

表3 低壓轉(zhuǎn)子在步冷試驗(yàn)前后的室溫沖擊性能和韌脆轉(zhuǎn)變溫度

圖3給出了低壓轉(zhuǎn)子在步冷試驗(yàn)前后的韌脆轉(zhuǎn)變溫度試驗(yàn)結(jié)果。圖3(a)給出了沖擊吸收能量與試驗(yàn)溫度的關(guān)系曲線。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果分別得出低壓轉(zhuǎn)子芯部材料在步冷試驗(yàn)前后的上平臺能量分別為214.7 J和206.4 J。步冷試驗(yàn)后,上平臺能量降低幅度非常小,僅降低了8.3 J。圖3(b)給出了剪切斷面率與試驗(yàn)溫度的關(guān)系曲線。轉(zhuǎn)子材料經(jīng)步冷處理后,其韌脆轉(zhuǎn)變溫度從-50.7 ℃升高到-41.8 ℃,僅升高了8.9 K,增幅也較小。

(a) 沖擊吸收能量-溫度曲線

步冷試驗(yàn)后,低壓轉(zhuǎn)子芯部材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高主要有3種機(jī)制起作用:(1) P、S、As等雜質(zhì)元素在晶界的偏聚。研究表明,步冷時效過程中,在Ni、Cr、Mn等合金元素的共同作用下,晶內(nèi)的微量非金屬雜質(zhì)元素P、S和低熔點(diǎn)有害金屬元素Sb、Sn、As等在原奧氏體晶界處偏聚,使晶界的結(jié)合強(qiáng)度降低,尤其是P還會與Fe原子結(jié)合形成硬而脆的Fe3P化合物并在晶界析出,進(jìn)一步增加了材料的脆性傾向[9-13]。(2) 晶界碳化物。碳化物在晶界大量彌散析出并聚集粗化,使晶粒間的界面結(jié)合能逐漸減小,晶界成為薄弱之處,裂紋在晶界上既易于形成又易于擴(kuò)展,從而引起材料沿晶界發(fā)生脆性斷裂,造成韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高。(3) 材料的塑性。材料的塑性越低,對脆性破壞的抵抗能力就越弱,其沖擊韌性越差。步冷試驗(yàn)后,低壓轉(zhuǎn)子的晶粒長大,晶界碳化物聚集粗化,引起晶界弱化,裂紋形核和擴(kuò)展的概率升高,材料的塑性降低,韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高。

采用GE爐冷法步冷處理后,文獻(xiàn)[6]中常規(guī)火電低壓轉(zhuǎn)子的韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高了41 K,而AP1000核電汽輪機(jī)低壓轉(zhuǎn)子材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度僅升高了8.9 K,其升高幅度要小得多?？梢娡ㄟ^合理設(shè)計低壓轉(zhuǎn)子材料的化學(xué)成分,并采用精煉技術(shù)以提高轉(zhuǎn)子材料的純凈度,尤其是要將P、S、Sb、Sn、As等有害雜質(zhì)元素的含量控制到最低限以減少其在晶界的偏聚,使得所研究的低壓轉(zhuǎn)子鋼的時效脆化敏感性較低。由于AP1000核電汽輪機(jī)低壓轉(zhuǎn)子的運(yùn)行溫度較低,服役過程中的脆化傾向不大,并沒有完全按照超純凈低壓轉(zhuǎn)子的概念設(shè)計,尤其是Mn含量要高得多,若是純凈度能夠再提高一些并且將Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)嚴(yán)格控制在0.05%以下,有望徹底解決30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子鋼的長期時效脆化問題。

3 結(jié) 論

(1) 30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子鋼中有害雜質(zhì)元素P、S、Sb、Sn、As的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均低于0.005%,并且符合超純凈鋼低壓轉(zhuǎn)子鍛件相應(yīng)化學(xué)成分的要求。

(2) 步冷試驗(yàn)后,30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子鋼的晶粒尺寸略有增大,析出的碳化物發(fā)生了聚集粗化,局部存在成鏈狀分布的碳化物和塊狀碳化物,導(dǎo)致其拉伸強(qiáng)度、硬度和沖擊吸收能量降低,但是下降不明顯,其上平臺能量降低了8.3 J,韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高了8.9 K。

(3) 所研究的30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子鋼對時效脆化不敏感。