AP1000汽輪機低壓轉子30Cr2Ni4MoV鋼的組織及力學性能

崔正強， 王延峰， 侍克獻

（上海發電設備成套設計研究院，上海200240）

AP1000核電汽輪機低壓整鍛轉子鍛件是目前世界上所需鋼錠最大、鍛件毛坯質量最大、截面尺寸最大、技術要求最高的實心鍛件.轉子長度接近11 m，最大直徑接近3m，凈質量超過170t，需600t級鋼錠，是代表熱加工最高綜合技術水平的產品［1］.30Cr2Ni4MoV鋼由于具有淬透性高、綜合力學性能好和冷熱加工性能優良等特點，成為應用最廣泛的大型核電汽輪機低壓整鍛轉子材料.在以往核電汽輪機低壓轉子30Cr2Ni4MoV鋼的研究中，多側重于熱加工工藝優化、組織與性能改善及晶粒細化等方面［2－4］，但由于核電汽輪機低壓轉子的尺寸非常大，制造和解剖的費用非常高，關于轉子徑向的化學成分、顯微組織和力學性能分析的研究鮮有報道.筆者對某廠生產的600t級AP1000核電汽輪機低壓整鍛轉子鍛件沿最大直徑進行了縱剖，并研究了直徑方向上不同位置的組織和力學性能，這對優化轉子的制造工藝、提高產品質量有著非常重要的意義.

1 試驗材料與方法

試驗材料取自某廠生產的AP1000核電汽輪機低壓整鍛轉子鍛件直徑最大部位，尺寸為200mm×120mm×2 820mm（全直徑），從表面、3R／4、R／2、R／4、芯部5個位置取樣進行化學成分和顯微組織分析以及拉伸和沖擊性能測試（R為轉子半徑），從表面和芯部取樣進行韌脆轉變溫度測試.

按GB／T 4336—2002《碳素鋼和中低合金鋼 火花源原子發射光譜分析方法》，采用QSN750直讀光譜儀進行化學成分測試，采用Axiovert 200MAT光學金相顯微鏡和VEG－3XMU TESCAN掃描電子顯微鏡進行顯微組織分析.按GB／T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》和GB／T 4338—2006《金屬材料 高溫拉伸試驗方法》，采用R4型圓形橫截面比例試樣，在SH5106電液伺服萬能材料試驗機上進行室溫和高溫短時拉伸試驗.按GB／T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》，采用長度為55mm，橫截面為10mm×10mm的標準沖擊試樣，在JB－30A沖擊試驗機上進行室溫沖擊試驗和韌脆轉變溫度試驗.

2 試驗結果與討論

2.1 化學成分

低壓轉子不同位置試樣的化學成分分析結果見表1.從表1可以看出，低壓轉子各位置的化學成分符合技術規范要求［5］.不同位置試樣的主要合金元素中，C元素質量分數的變化范圍為0.228%～0.258%，最大相差約0.03%；Cr元素質量分數的變化范圍為1.74%～1.79%，最大相差約0.05%；Ni元素質量分數的變化范圍為3.55%～3.61%，最大相差約0.06%；Mo元素質量分數的變化范圍為0.39%～0.42%，最大相差約0.03%；各位置試樣的V、Mn和Cu元素質量分數變化很小.不同位置試樣中的雜質和有害元素，如P、S、Si、Al、Sb、Sn和As等元素質量分數非常低.Cr和Ni元素是不同位置試樣的主要合金成分中絕對數值差別最大的2種元素，但C元素是主要合金成分中變化幅度最大的一種元素，變化幅度超過13%，其他主要合金成分的變化幅度都相對較小，不超過8%.不同位置C元素質量分數的差異與鑄錠時的凝固速度有關，表面過冷度較大，凝固速度較快，C元素質量分數較低；而芯部過冷度較小，凝固速度較慢，C元素質量分數較高.轉子徑向各位置沒有出現比較明顯的成分偏析現象.

表1 低壓轉子不同位置的化學成分Tab.1 Chemical composition of steel 30Cr2Ni4MoV at different locations of the LP rotor %

2.2 晶粒度和顯微組織

表2 低壓轉子不同位置的晶粒度Tab.2 Grain size of steel 30Cr2Ni4MoV at differentlocations of the LP rotor

低壓轉子不同位置試樣的平均晶粒度評級結果見表2.30Cr2Ni4MoV鋼是本質粗晶粒鋼，有較強的晶粒遺傳現象，易產生粗大晶粒和混晶.而晶粒細小均勻，有利于轉子鍛件具有良好的沖擊韌性和低的韌脆轉變溫度，是滿足轉子技術規范要求的必要條件.從表2可以看出，低壓轉子徑向各位置試樣的晶 粒 度 級 別 分 布 在4.5～5.5級 ，滿 足30Cr2Ni4MoV鋼低壓轉子鍛件平均晶粒度不低于3級的技術規范要求.且轉子各位置的晶粒度與技術規范要求相比都比較細小，晶粒度整體也比較均勻，并沒有因為核電汽輪機低壓轉子的直徑特別大而在徑向上出現較大的差別.但從轉子表面到芯部，晶粒尺寸還是略有增大，這是因為轉子在制造過程中，表面鍛造變形大，熱處理過程中冷卻速度也比較快，晶粒比較細小致密；從表面到芯部，鍛造變形越來越小，冷卻速度越來越慢，導致晶粒尺寸略有增大.各位置掃描電鏡組織如圖1所示.從圖1可以看出，低壓轉子不同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，碳化物的形狀有顆粒狀、小塊狀、短桿狀和長條狀等.表面、3R／4和R／2位置試樣的大部分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，而R／4和芯部試樣的碳化物分布則無明顯取向.此外，從低壓轉子的表面到芯部，析出的碳化物數量有所增加、尺寸略有增大，這與轉子不同位置C元素的質量分數分布和熱處理過程中的冷卻速度有關.從低壓轉子的表面到芯部，C元素的質量分數越來越大，基體中的C元素質量分數也相應越來越大，熱處理過程中的冷卻速度則越來越慢，導致碳化物析出數量增加、尺寸增大.

圖1 低壓轉子不同位置的顯微組織Fig.1 SEM images of steel 30Cr2Ni4MoV at different locations of the LP rotor

2.3 拉伸性能和硬度

表3給出了低壓轉子不同位置的室溫拉伸性能和硬度試驗結果以及300℃的高溫短時拉伸性能試驗結果.從表3可以看出，轉子各位置的室溫拉伸性能均符合技術規范要求［5］.不同位置試樣的室溫抗拉強度和屈服強度差異非常小，抗拉強度為749～760MPa，屈服強度為628～639MPa，變化幅度均不超過2%.關于室溫拉伸塑性，除轉子表面的延伸率和斷面收縮率稍大之外，其他位置的塑性指標幾乎相同；300℃時低壓轉子不同位置的抗拉強度和屈服強度差別也不大，屈服強度差別在5MPa以內，抗拉強度最大差別也僅為11MPa，變化幅度也不超過2%.300℃時低壓轉子相同位置的抗拉強度和屈服強度比室溫時有所降低.

表3 低壓轉子不同位置的拉伸性能和硬度Tab.3 Tensile properties and hardness of steel 30Cr2Ni4MoV at different locations of the LP rotor

低壓轉子鍛件技術規范要求在轉子同一圓周上各點的硬度差不應超過30HBW，在同一母線上的硬度差不應超過40HBW.從表3可以看出，低壓轉子不同位置的硬度差異非常小，硬度在228～235 HBW，最大相差僅為7HBW.

低壓轉子不同位置的晶粒度在4.5～5.5級，晶粒度比較均勻，沒有因為低壓轉子的直徑大而在徑向上出現較大的差異，也沒有發現粗晶和混晶現象，說明該低壓轉子的晶粒度和顯微組織控制得比較好，有利于低壓轉子獲得比較均勻的拉伸性能和硬度.低壓轉子30Cr2Ni4MoV鋼含有一定量的Mo、Mn、W、Cr、Ni、Cu和V等合金元素，這些元素可以大大提高其淬透性，而提高淬透性也可以使轉子鍛件從表面到芯部獲得比較均勻的拉伸性能和硬度.

貝氏體的塑性變形受晶界的影響非常大，由于晶界上點陣畸變嚴重且晶界兩側的晶粒取向不同，因而在晶界一側晶粒中滑移的位錯不能直接進入晶界另一側的晶粒中，要使晶界另一側晶粒發生滑移，就必須增大外加應力以啟動該晶粒中的位錯源.在溫度較低的情況下，晶界強度較高，導致材料屈服強度和抗拉強度較高.隨著溫度的升高，原子活動能力增強，其沿晶界的擴散速率加快，使得高溫下的晶界具有一定的黏滯特性，其對變形的阻力大大減小，所以300℃的抗拉強度和屈服強度比室溫時要低.

在熱處理過程中，從低壓轉子的表面到芯部冷卻速度逐漸降低.一般來講，硬度隨冷卻速度的降低而減小，但有研究表明兩者之間并非單一的線性關系，當冷卻速度大于或等于0.2K／s時，硬度對冷卻速度不敏感，且不同冷卻速度下的硬度測量值偏差非常?。?］.根據相關研究，結合轉子的顯微組織綜合分析，低壓轉子淬火時的冷卻速度應不小于0.2K／s，這也是轉子不同位置硬度比較均勻的重要原因.

2.4 室溫沖擊性能和韌脆轉變溫度

表4給出了低壓轉子不同位置的室溫沖擊性能試驗結果以及低壓轉子表面和芯部的上平臺能量和韌脆轉變溫度（FATT）的試驗結果.從表4可以看出，低壓轉子不同位置試樣的室溫沖擊性能非常好，室溫沖擊吸收能量均大于200J，滿足技術規范要求［5］.但低壓轉子的沖擊性能因轉子尺寸特別大而對試樣的位置比較敏感.從轉子表面到芯部，室溫沖擊性能逐漸下降，這與轉子不同位置的晶粒尺寸有關.從轉子表面到芯部，晶粒尺寸略微增大，晶粒越細，裂紋穿過晶界進入相鄰晶粒并改變方向的頻率增加，消耗的能量增大，室溫沖擊吸收能量也就比較高，而晶粒越粗，晶界面積就越小，材料抗沖擊破壞的能力越弱，其沖擊性能越差.

表4 低壓轉子不同位置的室溫沖擊性能和韌脆轉變溫度試驗結果Tab.4 Room－temperature impact values and FATT of steel 30Cr2Ni4MoV at different locations of the LP rotor

圖2給出了低壓轉子不同位置的韌脆轉變溫度試驗結果.圖2（a）給出了沖擊吸收能量與試驗溫度的關系曲線.根據試驗結果得出表面和芯部位置試驗曲線的上平臺能量分別為233.4J和214.7J，表面上平臺能量比芯部高18.7J.圖2（b）給出了韌性斷面率與試驗溫度的關系曲線.從圖2（b）可以看出，低壓轉子表面和芯部的韌脆轉變溫度都比較低，均低于－50℃，表面FATT為－84.9℃，芯部FATT為－50.7℃，表面FATT比芯部低34.2K.雖然低壓轉子表面和芯部的上平臺能量以及韌脆轉變溫度因轉子尺寸特別大而存在一定的差異，但都滿足技術規范要求且超出標準值較多.

影響低壓轉子材料韌脆轉變溫度的因素很多，主要包括以下3個方面：（1）材料的顯微組織（包括材料的晶粒大小、金相組織和鋼中的碳化物等）.細化晶?？梢栽龃缶Ы缑娣e，而晶界總面積增大，既可以使晶界前塞積的位錯數減少，有利于降低應力集中，又可以增大裂紋擴展的阻力，并使晶界上雜質濃度降低，避免產生沿晶脆性斷裂，從而降低韌脆轉變溫度；有研究表明，在材料拉伸強度水平相差不多的情況下，下貝氏體的韌脆轉變溫度低于上貝氏體［7］；此外，晶界上碳化物析出數量的增加和析出尺寸的增大會造成晶界附近基體中合金元素脫溶并降低界面結合能，導致材料的韌性下降，韌脆轉變溫度升高［8］.（2）材料的化學成分.間隙溶質元素C質量分數升高，上平臺能量下降，韌脆轉變溫度升高.這是由于間隙溶質元素C融入基體金屬晶格中，通過與位錯的交互作用偏聚于位錯線附近形成柯氏氣團，可以增加位錯運動的阻力，所以鋼的脆性較大.（3）材料的塑性.材料的沖擊吸收能量較高時，材料抗沖擊破壞的能力主要取決于材料的塑性，材料的塑性越高，其韌脆轉變溫度越低.與芯部相比，低壓轉子表面的晶粒較細，C元素質量分數較低，析出的碳化物尺寸較小，材料的塑性較高，所以低壓轉子表面的韌脆轉變溫度低于芯部.

圖2 低壓轉子不同位置的韌脆轉變溫度試驗結果Fig.2 FATT test results of steel 30Cr2Ni4MoV at different locations of the LP rotor

3 結 論

（1）低壓轉子不同位置的P、S、Si、Al、Sb、Sn和As等雜質元素和有害元素的質量分數非常低.主要合金元素中V、Mn、Cu元素的質量分數差異非常小，而C、Cr、Ni和 Mo等元素的質量分數略有差異，其中C元素質量分數的差異最大，且從表面到芯部，C元素質量分數逐漸升高.C元素質量分數的差異與低壓轉子不同位置鑄錠時的凝固速度有關.低壓轉子的成分偏析現象不明顯.

（2）低壓轉子不同位置的晶粒度比較均勻，晶粒度級別在4.5～5.5級.從表面到芯部，晶粒尺寸和析出的碳化物尺寸略有增大，這是由轉子不同位置的鍛造比和熱處理過程的冷卻速度不同決定的.

（3）低壓轉子不同位置的拉伸強度和硬度比較均勻，這是因為材料的淬透性較好，且轉子的顯微組織比較均勻.

（4）與芯部相比，低壓轉子表面的C元素質量分數較低，晶粒尺寸和析出的碳化物尺寸較小，材料的塑性較高，導致轉子表面的室溫沖擊吸收能量和上平臺能量高，韌脆轉變溫度低.

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