長期服役后低壓轉子30Cr2Ni4MoV鋼的性能研究

趙雙群， 林富生

（上海發電設備成套設計研究院，上海200240）

在上世紀80年代，我國從美國西屋公司引進的300MW亞臨界火電機組低壓轉子30Cr2Ni4MoV鋼相當于國外的3.5%Ni－Cr－Mo－V鋼，用于制造直徑大、質量大以及強度高的低壓轉子.30Cr2Ni4MoV鋼與近年來采用純凈化冶煉工藝和經改進制造加工工藝后的超純凈30Cr2Ni4MoV鋼，突破了原來350℃的使用溫度限制，已廣泛應用于各容量級別的亞臨界、超臨界和超超臨界火力發電機組以及核電機組中.30Cr2Ni4MoV鋼具有淬透性高、綜合機械性能好、熱加工工藝性好等優點.30Cr2Ni4MoV鋼本質上是粗晶粒鋼，具有較強的晶粒遺傳現象，易產生晶粒粗大和混晶.細小、均勻的晶?？墒沟蛪恨D子鍛件具有良好的沖擊韌性和較低的韌脆性轉變溫度以及有效控制雜質元素有益于使用過程中抑制韌脆性轉變溫度的升高，這是低壓轉子鍛件需要滿足的重要技術要求.同時，由于低壓轉子具有比高、中壓轉子更大的直徑，在機組啟停和變負荷過程中更容易產生疲勞，這些都是在機組安全運行中必須考慮的重要問題.

國內外科研工作者已經對30Cr2Ni4MoV鋼進行過深入研究，包括雜質元素對性能的影響［1］、脆性［2－4］、應力腐 蝕［5－6］和 疲 勞 性 能［7－8］等，國 外 也 報 道過長期服役后30Cr2Ni4MoV鋼的組織和性能的變化［9］.但是迄今為止，國內尚沒有針對經過長期服役后低壓轉子30Cr2Ni4MoV鋼的研究報道，因此有必要對長期服役后低壓轉子30Cr2Ni4MoV鋼的冶金質量、顯微組織以及各種性能等進行全面的研究.筆者以1根經過16年長期服役的30Cr2Ni4MoV鋼低壓轉子為例，全面分析了該低壓轉子不同部位的成分、組織和性能，目的在于全面掌握轉子各部位的冶金質量、顯微組織和主要性能的變化以及長期服役后30Cr2Ni4MoV鋼性能的變化，為我國相關制造企業在提高超臨界和核電低壓轉子有關冶煉、鍛造和熱處理等方面的制造質量提供參考.

1 試驗材料和方法

試驗材料取自某電廠1根已運行16年的退役低壓轉子，根據轉子運行工況和實際尺寸，測試試樣在低壓轉子中的位置見圖1.在圖1中，分別從轉子的汽輪機端（即調閥端）到電機端取M、P、R、V和X共5個位置，每個位置均在轉子徑向外緣和近中心孔部位分別取樣，并對試樣進行拉伸和沖擊性能對比試驗，在R和X位置近中心孔部位取樣并進行韌脆性轉變溫度測試，然后根據試樣材料情況取樣并進行高溫拉伸試驗.在低壓轉子服役時，R位置近外緣部位的溫度約為337℃，近中心孔部位的溫度約為270℃，其他4個位置M、P、V和X 的服役溫度都低于100℃.

室溫拉伸、高溫拉伸、沖擊和韌脆性轉變溫度試驗的方法、試樣加工以及試驗過程分別根據相應的國家標準GB／T 228—2002《金屬材料 室溫拉伸試驗方法》、GB／T 4338—2006《金屬材料 高溫拉伸試驗方法》以及GB／T 19748—2005《鋼材 夏比V型缺口擺錘沖擊試樣 儀器化試驗方法》的規定進行.

圖1 試樣在低壓轉子中的位置Fig.1 Sampling arrangement for the LP steam turbine rotor

2 試驗結果與分析

2.1 化學成分和組織

低壓轉子沿軸向的5個位置近中心孔部位試樣的化學成分分析結果列于表1.從表1可以看出：在各個試樣的主要成分中，C的質量分數范圍在0.263%～0.372%，其最大差別約為0.11%；Cr的質量分數范圍為1.750%～1.887%，其最大差別約為0.14%；Ni的 質 量 分 數 范 圍 為 3.530% ～3.686%，其最大差別約為0.16%；Mo的質量分數范圍為0.383%～0.490%，其最大差別約為0.11%；V的質量分數范圍為0.083%～0.100%，其最大差別約為0.02%.X 和V 位置的C、Cr、Ni、Mo和 V的質量分數明顯比其他3個位置處高，基本上以X位置處為最高，而且雜質元素Mn、Si和P等也不同程度具有類似的趨勢，說明在低壓轉子電機端（即鋼錠的冒口端）的近中心孔部位存在明顯的成分偏析.這一結果與筆者得到的高中壓轉子沒有明顯的成分偏析結果［10］不同，這是因為低壓轉子本身和制造時的鋼錠具有比高中壓轉子更大的直徑和更大的質量，因此更容易在轉子的中心部位，尤其是在鋼錠的冒口端產生成分偏析.但是，低壓轉子實際的成分分析結果與原始數據均滿足制造時低壓轉子30Cr2Ni4MoV鋼成分規范的要求.

表1 低壓轉子不同位置近中心孔部位試樣的化學成分Tab.1 Chemical composition near the center hole of LP rotor at different locations %

圖2給出了低壓轉子不同位置近中心孔部位試樣的顯微組織.由圖2可以看出：X、V和R位置試樣的組織由析出大量碳化物的貝氏體和析出少量碳化物的鐵素體組成，鐵素體由原奧氏體晶界向晶內形成.P和M位置試樣的組織以由原奧氏體晶界向晶界內生長的貝氏體鐵素體條狀形貌為主.因此低壓轉子不同位置的碳化物的分布存在差異.從圖2還可以看出：X位置試樣的碳化物分布的均勻性最差，數量也少，但此位置的碳質量分數最大，基體中碳的質量分數應當大一些.V和R位置試樣的組織形貌相似，碳化物分布也無明顯取向.P和M 位置試樣的碳化物分布隨著貝氏體鐵素體條的方向具有一定的取向性.在試樣的不同位置，碳化物的形貌和大小無明顯區別，且碳化物的形狀有顆粒狀、塊狀、短桿狀及長條狀等不同的形貌.原奧氏體晶界處以及貝氏體與鐵素體邊界處的碳化物均呈顆粒狀、半連續或連續狀分布.

圖2 低壓轉子不同位置近中心孔部位試樣的顯微組織Fig.2 SEM images near the center hole of LP rotor at different locations

圖3給出了X、V和R位置近外緣部位的顯微組織.與圖2中對應位置近中心孔部位相比，圖3中的組織形貌存在明顯區別，主要由原奧氏體晶界向晶內延伸的貝氏體鐵素體條為主，所以碳化物的分布具有方向性，但其基體和邊界上碳化物顆粒的形貌和大小與圖2中沒有明顯區別.在圖3中，未給出P和M 位置近外緣部位的顯微組織，因為它們與圖2中這2個位置近中心孔部位的顯微組織類似.低壓轉子不同部位顯微組織的區別主要是由于低壓轉子本身的直徑大，從而導致低壓轉子在鍛造和熱處理過程中出現了顯微組織的不均勻性.

圖3 低壓轉子X、V和R位置近外緣部位的顯微組織Fig.3 SEM images near the outer rim of LP rotor at locations X，Vand R

從圖2和圖3還可以看出：當轉子服役時，溫度較高的R位置的2個試樣與其他幾個位置相比，碳化物顆粒的形貌、大小和數量均沒有明顯的區別，說明R位置沒有因服役溫度高而發生明顯的析出或粗化現象.對于試樣中存在的碳化物種類和是否發生碳化物種類的演變，筆者將在后面另行確定.

2.2 拉伸性能

表2給出了低壓轉子長期服役后X、V、R、P和M位置近外緣和近中心孔部位（在表2中分別用“外”和“內”表示）的室溫拉伸性能.從表2可以看出：一方面，在轉子軸向上的近外緣部位，不同部位的抗拉強度Rm和屈服強度Rp0.2的最大差別約為40MPa，轉子兩端的X和M 位置的抗拉強度和屈服強度均高于中間3個位置的，且X位置的抗拉強度和屈服強度最大；在轉子軸向上近中心孔部位，不同部位的抗拉強度Rm和屈服強度Rp0.2的最大差別約為80MPa，均高于軸向上近外緣部位的最大差別，且電機端X位置的抗拉強度和屈服強度最大.對于拉伸塑性，在轉子軸向上的近外緣部位有高有低，但電機端X位置的拉伸塑性最低；近中心孔部位則從電機端到汽輪機端處的拉伸塑性略有升高.另一方面，在轉子的徑向上，X、V和R位置近中心孔部位的抗拉強度和屈服強度均大于近外緣部位，以電機端X位置的抗拉強度和屈服強度的差別最大，而且X位置近中心孔部位的抗拉強度和屈服強度均最大；P位置近外緣和近中心孔部位的抗拉強度和屈服強度均無差別；M位置近外緣部位的抗拉強度和屈服強度均略高于近中心孔部位.總之，同一位置徑向上的抗拉強度和屈服強度的區別，均以電機端X位置近中心孔部位明顯高于近外緣部位，并逐漸過渡為汽輪機端近外緣部位的抗拉強度和屈服強度略高于近中心孔部位.對于拉伸塑性，近外緣部位比近中心孔部位稍高，二者的差別以電機端X位置為最大，汽輪機端M位置內、外部位的拉伸塑性幾乎相同.

表2 低壓轉子長期服役后不同部位的室溫拉伸性能Tab.2 Room－temperature tensile properties of the LP rotor after long－term service

從圖2和圖3可知：低壓轉子不同部位的組織不能明顯得出性能差別與組織形貌差別之間的聯系，但與在電機端出現的合金成分偏析的結果相對應，在電機端出現的合金成分偏析必然導致固溶強化程度較高，尤其在電機端近中心孔部位，合金成分偏析最嚴重，因此其固溶強化程度也最高.

另外，低壓轉子R位置近外緣和近中心孔部位的服役溫度分別約為337℃和270℃，此位置近外緣部位的溫度高于近中心孔部位的溫度，但近中心孔部位的抗拉強度和屈服強度分別比近外緣部位大30MPa和13MPa，與相近部位的原始拉伸性能相比也沒有降低，且與其他位置相比，該處的抗拉強度和屈服強度也不是最小的，因此不能說明相對較高的服役溫度會導致拉伸性能的降低，這與上述不同部位顯微組織的區別相類似，拉伸性能的區別主要是在低壓轉子制造時造成的.

圖4給出了低壓轉子X和R位置試樣的高溫拉伸性能.從圖4可知：隨著拉伸試驗溫度的升高，低壓轉子X和R位置試樣的抗拉強度和屈服強度均降低，但2個位置的抗拉強度和屈服強度的差別不大.R位置的抗拉強度比X 位置略大，最大差別約為20MPa；在低于350℃左右時，R位置的屈服強度比低溫段小，它們間屈服強度的最大差別在十幾個MPa內；當高于350℃時，高應力段的屈服強度又轉變為比低溫段稍大.隨著拉伸試驗溫度的升高，X和R位置試樣的延伸率區別不大，在約低于350℃時，X和R位置的延伸率隨著拉伸試驗溫度的升高略有減小，之后，延伸率隨著拉伸試驗溫度的繼續升高而緩慢增大；在拉伸試驗溫度低于400℃時，X位置的斷面收縮率明顯比R位置的大，之后二者的差別逐漸縮小并趨于相同，并且隨著拉伸試驗溫度的進一步升高，X和R位置的斷面收縮率均增大.從前面的結果已經看到，雖然R位置的服役溫度比X位置的高，但并沒有在長期服役過程中發生顯微組織的明顯變化，主要是由于轉子制造過程中引起的成分和組織的區別導致不同部位的拉伸性能存在差異，這也是R位置比X位置的高溫強度略大的原因.

圖4 低壓轉子X和R位置的高溫拉伸性能Fig.4 High－temperature tensile properties of the LP rotor at locations Xand R

2.3 沖擊性能

圖5 低壓轉子不同部位的室溫沖擊性能Fig.5 Room－temperature impact results of the LP rotor at different locations

圖5給出了低壓轉子X、V、R、P和M 位置近中心孔和近外緣部位試樣的室溫沖擊性能.從圖5可知：在轉子軸向上，外緣部位的沖擊功區別不大，沖擊韌性相同；近中心孔部位的沖擊功差別較大，汽輪機端M位置的沖擊功最大，R位置的沖擊功次之，V位置的沖擊功最小，各部位的沖擊韌性不同.在轉子徑向上，各位置的沖擊功均是近外緣部位高于近中心孔部位，但從電機端X位置到汽輪機端M位置，內、外緣部位沖擊功的差別雖有波動，但整體呈現逐漸減小的趨勢；V位置的內、外緣部位的沖擊功差別最大，均超過100J；在汽輪機端M 位置內、外緣部位的沖擊功差別很小，均小于10J.由于轉子的尺寸很大，因此低壓轉子的沖擊韌性取樣部位對沖擊韌性的影響較大.

將低壓轉子不同部位的沖擊功分解為裂紋形成能和裂紋擴展能后發現：不論在低壓轉子軸向上還是在徑向上，不同部位試樣的裂紋形成能差別均很小，但不同部位試樣的裂紋擴展能差別卻都比較大，且裂紋形成能明顯小于裂紋擴展能.不同部位試樣的總沖擊能量的區別主要表現在裂紋擴展能的差別上，即試樣沖擊過程中吸收的能量主要消耗在裂紋的擴展過程中，因此裂紋擴展能的不同決定了試樣不同部位沖擊韌性的差異.特別要指出：從低壓轉子不同部位的沖擊試驗結果中看不出服役溫度高低對沖擊韌性的影響.

圖6給出了低壓轉子X和R位置近中心孔部位的韌脆性轉變溫度試驗結果.圖6（a）給出了沖擊吸收能量與試驗溫度的關系曲線.根據試驗結果分別得出X位置和R位置試驗曲線的上平臺能量分別為108J和136J.圖6（b）給出了韌性斷面率與試驗溫度的關系曲線.根據韌性斷面率－溫度曲線得出低壓轉子X位置和R位置的韌脆性轉變溫度分別為－18℃和0.5℃.低壓轉子服役前與R位置近中心孔部位較近處的韌脆性轉變溫度為－20℃.雖然轉子服役前數據的取樣部位與筆者的取樣部位并不完全相同，但經過對比發現：在R位置近中心孔處，服役后的韌脆性轉變溫度出現了明顯的變化，升高了19.5K.

影響材料韌脆性轉變溫度的因素很多，一般認為低壓轉子長期在高溫下服役導致一些部位韌脆性轉變溫度升高，這是由微觀組織尤其是晶界上的細微變化等決定的：一方面，晶界上碳化物的析出和粗化造成晶界附近基體中合金元素脫溶，從而影響韌脆性能；另一方面，低壓轉子長期處于高溫下，造成雜質元素P、Sb、Sn和As等在原奧氏體晶界上偏聚，降低晶界聯接強度，從而影響韌塑性和強度，這一點已由有關科研人員采用俄歇電子譜儀對晶界處的元素分布進行分析而得到 證明［1－3，9，11］.影響韌脆性的另一個主要因素是材料的晶粒度.前面已提到：在制造過程中，低壓轉子30Cr2Ni4MoV鋼的組織容易形成粗大晶粒和混晶.通過對低壓轉子如圖1所示的徑向和軸向不同部位處試樣的組織分析得出：試樣的晶粒度在5.5～6.5級，晶粒度比較均勻，沒有因為低壓轉子的直徑大而在軸向或徑向上出現較大的差別，也沒有發現粗晶或混晶現象，說明該低壓轉子的晶粒度控制得比較好，也不會對不同部位的沖擊韌性產生影響.所研究的低壓轉子的最高服役溫度只有300℃左右，從前面的顯微組織分析中看不出碳化物尤其是晶界處碳化物等相的明顯變化，這是因為：（1）服役溫度不太高，晶界處碳化物的變化小，不易確認；（2）低壓轉子本身尺寸大，各部分的顯微組織本身存在差別，不易通過對高、低溫服役部位的顯微組織進行對比發現區別.筆者認為這些變化有待于通過更加細致的研究分析才能加以確認.

圖6 低壓轉子X和R位置試樣的韌脆性轉變溫度試驗結果Fig.6 Fracture appearance transition temperature test results of the LP rotor at locations Xand R

3 結 論

（1）30Cr2Ni4MoV鋼低壓轉子的化學成分合格，成分分布范圍略寬，在轉子電機端中心部位出現明顯的 C、Cr、Ni和 Mo等成分偏析現象.30Cr2Ni4MoV為貝氏體鋼，不同部位組織的形貌和碳化物的分布區別明顯.低壓轉子服役溫度高的部位與服役溫度低的部位相比，碳化物的形貌和大小沒有發生明顯變化.碳化物有顆粒狀、塊狀、短桿狀和長條狀等不同形貌.原奧氏體晶界處和貝氏體鐵素體邊界處的碳化物呈顆粒狀、半連續或連續狀分布.

（2）30Cr2Ni4MoV鋼低壓轉子服役后各部位的室溫拉伸強度差別較大，以電機端近中心孔部位的強度為最大，服役時高溫部位的室溫拉伸強度無明顯降低，且服役時高溫部位的高溫拉伸強度不比低溫部位的高溫拉伸強度小.低壓轉子不同部位拉伸強度的區別是由其化學成分和顯微組織決定的.

（3）30Cr2Ni4MoV鋼低壓轉子服役后近外緣部位的沖擊韌性相同，近中心孔部位的沖擊韌性區別較大，由電機端向汽輪機端呈增加趨勢.低壓轉子不同部位的總沖擊能量的變化主要表現在裂紋擴展能的區別上，裂紋形成能基本無區別.在低壓轉子服役時，高溫位置的韌脆性轉變溫度比服役前明顯升高.

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