长期服役后低压转子30Cr2Ni4MoV钢的性能研究

赵双群， 林富生

（上海发电设备成套设计研究院，上海200240）

在上世纪80年代，我国从美国西屋公司引进的300MW亚临界火电机组低压转子30Cr2Ni4MoV钢相当于国外的3.5%Ni－Cr－Mo－V钢，用于制造直径大、质量大以及强度高的低压转子.30Cr2Ni4MoV钢与近年来采用纯净化冶炼工艺和经改进制造加工工艺后的超纯净30Cr2Ni4MoV钢，突破了原来350℃的使用温度限制，已广泛应用于各容量级别的亚临界、超临界和超超临界火力发电机组以及核电机组中.30Cr2Ni4MoV钢具有淬透性高、综合机械性能好、热加工工艺性好等优点.30Cr2Ni4MoV钢本质上是粗晶粒钢，具有较强的晶粒遗传现象，易产生晶粒粗大和混晶.细小、均匀的晶粒可使低压转子锻件具有良好的冲击韧性和较低的韧脆性转变温度以及有效控制杂质元素有益于使用过程中抑制韧脆性转变温度的升高，这是低压转子锻件需要满足的重要技术要求.同时，由于低压转子具有比高、中压转子更大的直径，在机组启停和变负荷过程中更容易产生疲劳，这些都是在机组安全运行中必须考虑的重要问题.

国内外科研工作者已经对30Cr2Ni4MoV钢进行过深入研究，包括杂质元素对性能的影响［1］、脆性［2－4］、应力腐 蚀［5－6］和 疲 劳 性 能［7－8］等，国 外 也 报 道过长期服役后30Cr2Ni4MoV钢的组织和性能的变化［9］.但是迄今为止，国内尚没有针对经过长期服役后低压转子30Cr2Ni4MoV钢的研究报道，因此有必要对长期服役后低压转子30Cr2Ni4MoV钢的冶金质量、显微组织以及各种性能等进行全面的研究.笔者以1根经过16年长期服役的30Cr2Ni4MoV钢低压转子为例，全面分析了该低压转子不同部位的成分、组织和性能，目的在于全面掌握转子各部位的冶金质量、显微组织和主要性能的变化以及长期服役后30Cr2Ni4MoV钢性能的变化，为我国相关制造企业在提高超临界和核电低压转子有关冶炼、锻造和热处理等方面的制造质量提供参考.

1 试验材料和方法

试验材料取自某电厂1根已运行16年的退役低压转子，根据转子运行工况和实际尺寸，测试试样在低压转子中的位置见图1.在图1中，分别从转子的汽轮机端（即调阀端）到电机端取M、P、R、V和X共5个位置，每个位置均在转子径向外缘和近中心孔部位分别取样，并对试样进行拉伸和冲击性能对比试验，在R和X位置近中心孔部位取样并进行韧脆性转变温度测试，然后根据试样材料情况取样并进行高温拉伸试验.在低压转子服役时，R位置近外缘部位的温度约为337℃，近中心孔部位的温度约为270℃，其他4个位置M、P、V和X 的服役温度都低于100℃.

室温拉伸、高温拉伸、冲击和韧脆性转变温度试验的方法、试样加工以及试验过程分别根据相应的国家标准GB／T 228—2002《金属材料 室温拉伸试验方法》、GB／T 4338—2006《金属材料 高温拉伸试验方法》以及GB／T 19748—2005《钢材 夏比V型缺口摆锤冲击试样 仪器化试验方法》的规定进行.

图1 试样在低压转子中的位置Fig.1 Sampling arrangement for the LP steam turbine rotor

2 试验结果与分析

2.1 化学成分和组织

低压转子沿轴向的5个位置近中心孔部位试样的化学成分分析结果列于表1.从表1可以看出：在各个试样的主要成分中，C的质量分数范围在0.263%～0.372%，其最大差别约为0.11%；Cr的质量分数范围为1.750%～1.887%，其最大差别约为0.14%；Ni的 质 量 分 数 范 围 为 3.530% ～3.686%，其最大差别约为0.16%；Mo的质量分数范围为0.383%～0.490%，其最大差别约为0.11%；V的质量分数范围为0.083%～0.100%，其最大差别约为0.02%.X 和V 位置的C、Cr、Ni、Mo和 V的质量分数明显比其他3个位置处高，基本上以X位置处为最高，而且杂质元素Mn、Si和P等也不同程度具有类似的趋势，说明在低压转子电机端（即钢锭的冒口端）的近中心孔部位存在明显的成分偏析.这一结果与笔者得到的高中压转子没有明显的成分偏析结果［10］不同，这是因为低压转子本身和制造时的钢锭具有比高中压转子更大的直径和更大的质量，因此更容易在转子的中心部位，尤其是在钢锭的冒口端产生成分偏析.但是，低压转子实际的成分分析结果与原始数据均满足制造时低压转子30Cr2Ni4MoV钢成分规范的要求.

表1 低压转子不同位置近中心孔部位试样的化学成分Tab.1 Chemical composition near the center hole of LP rotor at different locations %

图2给出了低压转子不同位置近中心孔部位试样的显微组织.由图2可以看出：X、V和R位置试样的组织由析出大量碳化物的贝氏体和析出少量碳化物的铁素体组成，铁素体由原奥氏体晶界向晶内形成.P和M位置试样的组织以由原奥氏体晶界向晶界内生长的贝氏体铁素体条状形貌为主.因此低压转子不同位置的碳化物的分布存在差异.从图2还可以看出：X位置试样的碳化物分布的均匀性最差，数量也少，但此位置的碳质量分数最大，基体中碳的质量分数应当大一些.V和R位置试样的组织形貌相似，碳化物分布也无明显取向.P和M 位置试样的碳化物分布随着贝氏体铁素体条的方向具有一定的取向性.在试样的不同位置，碳化物的形貌和大小无明显区别，且碳化物的形状有颗粒状、块状、短杆状及长条状等不同的形貌.原奥氏体晶界处以及贝氏体与铁素体边界处的碳化物均呈颗粒状、半连续或连续状分布.

图2 低压转子不同位置近中心孔部位试样的显微组织Fig.2 SEM images near the center hole of LP rotor at different locations

图3给出了X、V和R位置近外缘部位的显微组织.与图2中对应位置近中心孔部位相比，图3中的组织形貌存在明显区别，主要由原奥氏体晶界向晶内延伸的贝氏体铁素体条为主，所以碳化物的分布具有方向性，但其基体和边界上碳化物颗粒的形貌和大小与图2中没有明显区别.在图3中，未给出P和M 位置近外缘部位的显微组织，因为它们与图2中这2个位置近中心孔部位的显微组织类似.低压转子不同部位显微组织的区别主要是由于低压转子本身的直径大，从而导致低压转子在锻造和热处理过程中出现了显微组织的不均匀性.

图3 低压转子X、V和R位置近外缘部位的显微组织Fig.3 SEM images near the outer rim of LP rotor at locations X，Vand R

从图2和图3还可以看出：当转子服役时，温度较高的R位置的2个试样与其他几个位置相比，碳化物颗粒的形貌、大小和数量均没有明显的区别，说明R位置没有因服役温度高而发生明显的析出或粗化现象.对于试样中存在的碳化物种类和是否发生碳化物种类的演变，笔者将在后面另行确定.

2.2 拉伸性能

表2给出了低压转子长期服役后X、V、R、P和M位置近外缘和近中心孔部位（在表2中分别用“外”和“内”表示）的室温拉伸性能.从表2可以看出：一方面，在转子轴向上的近外缘部位，不同部位的抗拉强度Rm和屈服强度Rp0.2的最大差别约为40MPa，转子两端的X和M 位置的抗拉强度和屈服强度均高于中间3个位置的，且X位置的抗拉强度和屈服强度最大；在转子轴向上近中心孔部位，不同部位的抗拉强度Rm和屈服强度Rp0.2的最大差别约为80MPa，均高于轴向上近外缘部位的最大差别，且电机端X位置的抗拉强度和屈服强度最大.对于拉伸塑性，在转子轴向上的近外缘部位有高有低，但电机端X位置的拉伸塑性最低；近中心孔部位则从电机端到汽轮机端处的拉伸塑性略有升高.另一方面，在转子的径向上，X、V和R位置近中心孔部位的抗拉强度和屈服强度均大于近外缘部位，以电机端X位置的抗拉强度和屈服强度的差别最大，而且X位置近中心孔部位的抗拉强度和屈服强度均最大；P位置近外缘和近中心孔部位的抗拉强度和屈服强度均无差别；M位置近外缘部位的抗拉强度和屈服强度均略高于近中心孔部位.总之，同一位置径向上的抗拉强度和屈服强度的区别，均以电机端X位置近中心孔部位明显高于近外缘部位，并逐渐过渡为汽轮机端近外缘部位的抗拉强度和屈服强度略高于近中心孔部位.对于拉伸塑性，近外缘部位比近中心孔部位稍高，二者的差别以电机端X位置为最大，汽轮机端M位置内、外部位的拉伸塑性几乎相同.

表2 低压转子长期服役后不同部位的室温拉伸性能Tab.2 Room－temperature tensile properties of the LP rotor after long－term service

从图2和图3可知：低压转子不同部位的组织不能明显得出性能差别与组织形貌差别之间的联系，但与在电机端出现的合金成分偏析的结果相对应，在电机端出现的合金成分偏析必然导致固溶强化程度较高，尤其在电机端近中心孔部位，合金成分偏析最严重，因此其固溶强化程度也最高.

另外，低压转子R位置近外缘和近中心孔部位的服役温度分别约为337℃和270℃，此位置近外缘部位的温度高于近中心孔部位的温度，但近中心孔部位的抗拉强度和屈服强度分别比近外缘部位大30MPa和13MPa，与相近部位的原始拉伸性能相比也没有降低，且与其他位置相比，该处的抗拉强度和屈服强度也不是最小的，因此不能说明相对较高的服役温度会导致拉伸性能的降低，这与上述不同部位显微组织的区别相类似，拉伸性能的区别主要是在低压转子制造时造成的.

图4给出了低压转子X和R位置试样的高温拉伸性能.从图4可知：随着拉伸试验温度的升高，低压转子X和R位置试样的抗拉强度和屈服强度均降低，但2个位置的抗拉强度和屈服强度的差别不大.R位置的抗拉强度比X 位置略大，最大差别约为20MPa；在低于350℃左右时，R位置的屈服强度比低温段小，它们间屈服强度的最大差别在十几个MPa内；当高于350℃时，高应力段的屈服强度又转变为比低温段稍大.随着拉伸试验温度的升高，X和R位置试样的延伸率区别不大，在约低于350℃时，X和R位置的延伸率随着拉伸试验温度的升高略有减小，之后，延伸率随着拉伸试验温度的继续升高而缓慢增大；在拉伸试验温度低于400℃时，X位置的断面收缩率明显比R位置的大，之后二者的差别逐渐缩小并趋于相同，并且随着拉伸试验温度的进一步升高，X和R位置的断面收缩率均增大.从前面的结果已经看到，虽然R位置的服役温度比X位置的高，但并没有在长期服役过程中发生显微组织的明显变化，主要是由于转子制造过程中引起的成分和组织的区别导致不同部位的拉伸性能存在差异，这也是R位置比X位置的高温强度略大的原因.

图4 低压转子X和R位置的高温拉伸性能Fig.4 High－temperature tensile properties of the LP rotor at locations Xand R

2.3 冲击性能

图5 低压转子不同部位的室温冲击性能Fig.5 Room－temperature impact results of the LP rotor at different locations

图5给出了低压转子X、V、R、P和M 位置近中心孔和近外缘部位试样的室温冲击性能.从图5可知：在转子轴向上，外缘部位的冲击功区别不大，冲击韧性相同；近中心孔部位的冲击功差别较大，汽轮机端M位置的冲击功最大，R位置的冲击功次之，V位置的冲击功最小，各部位的冲击韧性不同.在转子径向上，各位置的冲击功均是近外缘部位高于近中心孔部位，但从电机端X位置到汽轮机端M位置，内、外缘部位冲击功的差别虽有波动，但整体呈现逐渐减小的趋势；V位置的内、外缘部位的冲击功差别最大，均超过100J；在汽轮机端M 位置内、外缘部位的冲击功差别很小，均小于10J.由于转子的尺寸很大，因此低压转子的冲击韧性取样部位对冲击韧性的影响较大.

将低压转子不同部位的冲击功分解为裂纹形成能和裂纹扩展能后发现：不论在低压转子轴向上还是在径向上，不同部位试样的裂纹形成能差别均很小，但不同部位试样的裂纹扩展能差别却都比较大，且裂纹形成能明显小于裂纹扩展能.不同部位试样的总冲击能量的区别主要表现在裂纹扩展能的差别上，即试样冲击过程中吸收的能量主要消耗在裂纹的扩展过程中，因此裂纹扩展能的不同决定了试样不同部位冲击韧性的差异.特别要指出：从低压转子不同部位的冲击试验结果中看不出服役温度高低对冲击韧性的影响.

图6给出了低压转子X和R位置近中心孔部位的韧脆性转变温度试验结果.图6（a）给出了冲击吸收能量与试验温度的关系曲线.根据试验结果分别得出X位置和R位置试验曲线的上平台能量分别为108J和136J.图6（b）给出了韧性断面率与试验温度的关系曲线.根据韧性断面率－温度曲线得出低压转子X位置和R位置的韧脆性转变温度分别为－18℃和0.5℃.低压转子服役前与R位置近中心孔部位较近处的韧脆性转变温度为－20℃.虽然转子服役前数据的取样部位与笔者的取样部位并不完全相同，但经过对比发现：在R位置近中心孔处，服役后的韧脆性转变温度出现了明显的变化，升高了19.5K.

影响材料韧脆性转变温度的因素很多，一般认为低压转子长期在高温下服役导致一些部位韧脆性转变温度升高，这是由微观组织尤其是晶界上的细微变化等决定的：一方面，晶界上碳化物的析出和粗化造成晶界附近基体中合金元素脱溶，从而影响韧脆性能；另一方面，低压转子长期处于高温下，造成杂质元素P、Sb、Sn和As等在原奥氏体晶界上偏聚，降低晶界联接强度，从而影响韧塑性和强度，这一点已由有关科研人员采用俄歇电子谱仪对晶界处的元素分布进行分析而得到 证明［1－3，9，11］.影响韧脆性的另一个主要因素是材料的晶粒度.前面已提到：在制造过程中，低压转子30Cr2Ni4MoV钢的组织容易形成粗大晶粒和混晶.通过对低压转子如图1所示的径向和轴向不同部位处试样的组织分析得出：试样的晶粒度在5.5～6.5级，晶粒度比较均匀，没有因为低压转子的直径大而在轴向或径向上出现较大的差别，也没有发现粗晶或混晶现象，说明该低压转子的晶粒度控制得比较好，也不会对不同部位的冲击韧性产生影响.所研究的低压转子的最高服役温度只有300℃左右，从前面的显微组织分析中看不出碳化物尤其是晶界处碳化物等相的明显变化，这是因为：（1）服役温度不太高，晶界处碳化物的变化小，不易确认；（2）低压转子本身尺寸大，各部分的显微组织本身存在差别，不易通过对高、低温服役部位的显微组织进行对比发现区别.笔者认为这些变化有待于通过更加细致的研究分析才能加以确认.

图6 低压转子X和R位置试样的韧脆性转变温度试验结果Fig.6 Fracture appearance transition temperature test results of the LP rotor at locations Xand R

3 结 论

（1）30Cr2Ni4MoV钢低压转子的化学成分合格，成分分布范围略宽，在转子电机端中心部位出现明显的 C、Cr、Ni和 Mo等成分偏析现象.30Cr2Ni4MoV为贝氏体钢，不同部位组织的形貌和碳化物的分布区别明显.低压转子服役温度高的部位与服役温度低的部位相比，碳化物的形貌和大小没有发生明显变化.碳化物有颗粒状、块状、短杆状和长条状等不同形貌.原奥氏体晶界处和贝氏体铁素体边界处的碳化物呈颗粒状、半连续或连续状分布.

（2）30Cr2Ni4MoV钢低压转子服役后各部位的室温拉伸强度差别较大，以电机端近中心孔部位的强度为最大，服役时高温部位的室温拉伸强度无明显降低，且服役时高温部位的高温拉伸强度不比低温部位的高温拉伸强度小.低压转子不同部位拉伸强度的区别是由其化学成分和显微组织决定的.

（3）30Cr2Ni4MoV钢低压转子服役后近外缘部位的冲击韧性相同，近中心孔部位的冲击韧性区别较大，由电机端向汽轮机端呈增加趋势.低压转子不同部位的总冲击能量的变化主要表现在裂纹扩展能的区别上，裂纹形成能基本无区别.在低压转子服役时，高温位置的韧脆性转变温度比服役前明显升高.

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