長期服役后高中壓轉(zhuǎn)子30Cr1Mo1V鋼的性能研究

趙雙群， 林富生

（上海發(fā)電設(shè)備成套設(shè)計研究院，上海200240）

汽輪機轉(zhuǎn)子是火力發(fā)電機組中汽輪機的關(guān)鍵部件，其運行條件和工作狀態(tài)復(fù)雜多變：不僅長期處于高溫、高壓、高轉(zhuǎn)速及蒸汽環(huán)境等惡劣工況下，而且還經(jīng)常受到機組頻繁啟停以及負(fù)荷變化的影響，同時由于轉(zhuǎn)子的尺寸和質(zhì)量大，不同部位的運行工況差別很大，最終導(dǎo)致轉(zhuǎn)子金屬內(nèi)部常常產(chǎn)生較大的溫度梯度并由此形成交變熱應(yīng)力，致使其受力情況變得復(fù)雜，且結(jié)構(gòu)上也存在應(yīng)力較為集中的部位.在高溫下，汽輪機轉(zhuǎn)子不僅會產(chǎn)生蠕變，也容易遭受低周疲勞破壞，對機組的壽命和電廠的安全運行造成嚴(yán)重影響和威脅.

30Cr1Mo1V鋼是中國于20世紀(jì)80年代從美國引進(jìn)的一種CrMoV鋼，用以替代性能不穩(wěn)定的30Cr2MoV 鋼，相 當(dāng)于國 外的1Cr－1Mo－0.25V鋼.高中壓轉(zhuǎn)子30Cr1Mo1V鋼在300～600MW亞臨界機組以及600MW超臨界機組上得到了廣泛應(yīng)用.國內(nèi)外不少科研工作者對30Cr1Mo1V鋼進(jìn)行過組 織［1－2］、持 久 和 蠕 變 性 能［3－4］、疲 勞 性 能［5－6］、蠕變－疲勞交互作用性能［7－8］以及斷裂韌性［9］等多方面的研究，國外學(xué)者也曾研究過長期服役后的30Cr1Mo1V 鋼 的 組 織 和 性 能 的 變 化［10－11］.迄 今 為止，國內(nèi)尚未見到有關(guān)經(jīng)過服役的高中壓轉(zhuǎn)子30Cr1Mo1V鋼的研究報導(dǎo)，因此非常有必要開展退役高中壓轉(zhuǎn)子30Cr1Mo1V鋼的冶金質(zhì)量、顯微組織及其性能等全方位的研究.筆者研究了經(jīng)過16年長期服役的高中壓轉(zhuǎn)子30Cr1Mo1V鋼的一些性能變化，不僅有利于了解真實的服役狀況對材料組織和性能的影響，而且也有利于開展材料的損傷和壽命損耗研究，為此類機組的壽命管理和壽命評估奠定一定的基礎(chǔ).

1 試驗材料與方法

筆者根據(jù)轉(zhuǎn)子運行工況和原始性能測試位置，將取自退役高中壓轉(zhuǎn)子從高壓端到中壓端的A、E、H和L4個位置（見圖1）的材料作為試樣，L、H和E位置的室溫拉伸試驗和沖擊試驗在近轉(zhuǎn)子外緣部位取樣，同時在近內(nèi)緣即近中心孔部位取樣進(jìn)行沖擊試驗，以便于比較沖擊性能，而高溫拉伸試驗則分別在L、H和E位置徑向的中間取樣.因為高壓端頭A位置的徑向尺寸小，因此室溫拉伸和沖擊試驗僅在近內(nèi)緣部位取樣.通常在轉(zhuǎn)子服役時，L和A位置的溫度低于100℃，而H和E位置的溫度分別約為340～400℃和525℃.

室溫拉伸試驗、高溫拉伸試驗、沖擊試驗和韌脆性轉(zhuǎn)變溫度（FATT50）試驗分別根據(jù)相應(yīng)的國標(biāo)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》、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》以及GB／T 229－2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》中規(guī)定的方法進(jìn)行.

圖1 試樣在高中壓轉(zhuǎn)子中的位置Fig.1 Location of test samples taken from the HP－IP steam turbine rotor

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 化學(xué)成分和組織

高中壓轉(zhuǎn)子中的L、H和E位置近外緣部位和A位置近中心孔部位的實測化學(xué)成分見表1.從表1可以看出：在轉(zhuǎn)子縱向不同位置的試樣中，主要合金元素C、Cr、Mo、V以及Ni等的含量除C位置區(qū)別稍大外，其他部位的化學(xué)成分均非常接近，差別很小，沒有因轉(zhuǎn)子的尺寸變化而出現(xiàn)明顯的元素偏析現(xiàn) 象.而且，雜質(zhì)和有害元素Si、Mn、P、S、Sb、Sn以及As等也沒有因位置的變化而出現(xiàn)明顯的區(qū)別.總之，高中壓轉(zhuǎn)子不同位置試樣中的各種元素的分布范圍都比較窄，沒有在不同部位的試樣中出現(xiàn)明顯的元素含量差異或偏析等情形，完全能夠滿足轉(zhuǎn)子制造時高中壓轉(zhuǎn)子材料30Cr1Mo1V鋼化學(xué)成分的要求.

表1 高中壓轉(zhuǎn)子不同部位試樣的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of HP－IP rotor steel samples taken at four locations %

圖2為高中壓轉(zhuǎn)子的L、H、E和A位置試樣的顯微組織.從圖2可知：試樣的組織由析出大量碳化物的回火貝氏體和析出少量碳化物的鐵素體組成，鐵素體主要沿原奧氏體晶界上形成.碳化物的形狀主要有小顆粒狀、塊狀和短桿狀等.在不同位置的試樣中，碳化物的形貌和大小存在區(qū)別.原奧氏體晶界處和貝氏體與鐵素體邊界處的碳化物呈顆粒狀、半連續(xù)狀或連續(xù)狀分布.在轉(zhuǎn)子服役時的低溫位置L和A試樣中，碳化物主要以顆粒狀和塊狀形貌存在；而在轉(zhuǎn)子服役時的高溫位置H和E試樣中，貝氏體和鐵素體組織中含有更多數(shù)量的短桿狀碳化物，尤其是在服役溫度最高的E試樣中，原奧氏體晶界處的碳化物數(shù)量多一些，顆粒也大一些.在試樣中，碳化物種類和由服役引起的碳化物析出或演變將采用透射電鏡分析等手段另行確定.

圖2 高中壓轉(zhuǎn)子不同部位試樣的顯微組織Fig.2 SEM images of HP－IP rotor steel samples taken at four locations

2.2 拉伸性能

高中壓轉(zhuǎn)子服役前后不同位置的室溫拉伸性能見表2.從表2可以看出：一方面，在轉(zhuǎn)子每個位置服役前后的拉伸性能中，中壓端位置L服役前后的拉伸強度和塑性基本相同，這是由于其服役溫度僅稍高于室溫，不可能引起組織變化而導(dǎo)致性能降低；H位置服役后的抗拉強度和屈服強度比服役前高10MPa，拉伸塑性略微降低，H位置的服役溫度在340～400℃.如前所述，由服役引起的組織變化僅限于碳化物的形貌或分布上的細(xì)微變化，并沒有發(fā)生碳化物的顯著粗化等現(xiàn)象，因此即使導(dǎo)致強度降低，降低的幅度也很小，但是實際得到服役后的強度反而略微升高，這可能是由轉(zhuǎn)子在制造時鍛造和熱處理的不均勻造成了性能的不均勻，而且由于取樣位置存在差別，使得服役后的強度稍高于服役前的強度；E位置的拉伸強度與服役前相比略有降低，因為該位置的服役溫度最高，達(dá)525℃，造成顯微組織中碳化物的大小、形貌和分布發(fā)生了變化.高壓端位置A的服役溫度僅略高于室溫，長期服役不會引起組織和性能的變化，服役后的性能應(yīng)當(dāng)與服役前該位置的性能相同.另一方面，轉(zhuǎn)子在服役前，L、H和E位置的室溫拉伸性能差別不大，拉伸強度的差別只有10MPa左右，而A位置的拉伸強度最高，塑性最低，這是由轉(zhuǎn)子本體在縱向上的差異所致.服役后，轉(zhuǎn)子縱向上不同位置抗拉強度的差別小于40 MPa，屈服強度的差別小于50MPa，而最高溫度E位置的強度和塑性仍然保持在較高的水平.

表2 高中壓轉(zhuǎn)子不同位置試樣的室溫拉伸性能Tab.2 Room temperature tensile properties of the HP－IP rotor steel before and after service

圖3為高中壓轉(zhuǎn)子L、H和E位置試樣的高溫拉伸性能.從圖3可知：隨著溫度的升高，3個位置的抗拉強度Rm和屈服強度Rp0.2均逐漸降低，但在200～400℃時強度降低的速率較緩慢；同時，低溫段的抗拉強度最高，高應(yīng)力段的強度稍低，而高溫段的抗拉強度最低.在同一溫度下，高溫段的抗拉強度比低溫段約低30～40MPa，而高溫段的屈服強度比低溫段約低20～30MPa.隨著試驗溫度的升高，3個位置的拉伸塑性變化趨勢基本相同：開始時，延伸率A緩慢降低，約在200～400℃時達(dá)到最低，之后逐漸升高.在同一溫度下，3個位置試樣的延伸率差別很小，而斷面收縮率Z的波動相對大一些.在100℃時，3個位置試樣的斷面收縮率比室溫時高，但仍然在200～400℃時達(dá)到最低，之后隨著拉伸試驗溫度的升高，斷面收縮率的變化速率迅速增大.在室溫和100℃時，高應(yīng)力段試樣的斷面收縮率比低溫段和高溫段試樣的都高，在200～400℃時，高溫段的斷面收縮率最大，低溫段最小，當(dāng)溫度高于200～400°C時，3個位置試樣斷面收縮率的差別逐漸減小.

圖3 高中壓轉(zhuǎn)子L、H和E位置試樣的高溫拉伸性能Fig.3 High temperature tensile properties of the HP－IP rotor steel at L，Hand Elocation

2.3 沖擊性能

圖4為高中壓轉(zhuǎn)子不同位置試樣的室溫沖擊試驗結(jié)果.從圖4可知：在L、H和E3個位置中，在轉(zhuǎn)子徑向上，轉(zhuǎn)子外緣部位的沖擊能量高于內(nèi)緣部位，中壓軸端低溫L位置內(nèi)、外緣部位沖擊能量的差別最大，高溫E位置內(nèi)、外緣部位沖擊能量的差別最小，即運行溫度越高的部位，其內(nèi)、外緣部位沖擊能量的差別越??；在轉(zhuǎn)子軸向上，外緣各部位的沖擊能量，以服役溫度高的部位與低溫端差別較大，內(nèi)緣部位的沖擊能量，除高壓端頭位置的沖擊能量明顯很大外，其他部位的沖擊能量差別均較小.

將沖擊能量分解為裂紋形成能和裂紋擴展能時，無論是轉(zhuǎn)子的近外緣還是近內(nèi)緣部位，總沖擊能量中的裂紋擴展能所占比例較小，斷裂能量主要消耗在裂紋的形成上.各部位之間裂紋擴展能的差別相對小于裂紋形成能的差別.總沖擊能量的差別主要表現(xiàn)在裂紋形成能上，即服役溫度較高位置的試樣沖擊能量降低主要是由裂紋形成能明顯降低造成的，即抵抗裂紋形成的能力降低，經(jīng)歷較高的服役溫度后，該位置的試樣更加容易形成裂紋.

圖4 高中壓轉(zhuǎn)子不同位置試樣的室溫沖擊性能Fig.4 Impact results of the HP－IP rotor steel

圖5為高中壓轉(zhuǎn)子L、H和E位置近外緣部位試樣的韌脆性轉(zhuǎn)變溫度（FATT50）測試試驗結(jié)果.圖5（a）為沖擊吸收能量與沖擊試驗溫度的關(guān)系曲線，根據(jù)試驗曲線可以得到L、H和E位置試驗曲線的上平臺能量分別約為142J、122J和121J.圖5（b）為韌性斷面率與沖擊試驗溫度的關(guān)系曲線，根據(jù)曲線可以得到L、H和E位置試樣的韌脆性轉(zhuǎn)變溫度（FATT50）分別為64℃、104℃和89℃.

圖5 高中壓轉(zhuǎn)子不同位置試樣的FATT50試驗結(jié)果Fig.5 FATT50test results of the HP－IP rotor steel at L，Hand Elocation

轉(zhuǎn)子服役前兩個外緣部位的韌脆性轉(zhuǎn)變溫度（FATT50）均為64℃.雖然取樣部位不同，但中壓端低溫位置L處外緣部位的實測韌脆性轉(zhuǎn)變溫度也等于64℃，而H位置和E位置處經(jīng)服役后的韌脆性轉(zhuǎn)變溫度均發(fā)生了明顯升高，分別升高了40K和25K.

材料的韌脆性是科研工作者對大鍛件進(jìn)行主要分析和研究的性能之一.影響材料沖擊性能的因素很多，如合金的元素種類與含量、雜質(zhì)元素的種類與含量、冶煉工藝、制造加工工藝、熱處理工藝、晶體結(jié)構(gòu)以及顯微組織等.高中壓轉(zhuǎn)子外緣部位的原始沖擊性能數(shù)據(jù)在軸向上均相同，但經(jīng)過長期運行后，高溫段和高應(yīng)力段的韌脆性轉(zhuǎn)變溫度均明顯升高，表明材料的顯微組織發(fā)生了變化，其中碳化物尤其是晶界處碳化物析出的變化已經(jīng)在顯微組織分析中得到了初步的證實.另外，許多研究已經(jīng)證明［6，12－13］，Si、Mn、S、P、Sb、Sn和 As等雜質(zhì)元素對轉(zhuǎn)子材料的性能影響很大，經(jīng)過長期服役可能形成析出相或者在晶界處富集，降低晶界聯(lián)接強度，從而影響材料的韌塑性和強度等.經(jīng)長期服役后，試樣顯微組織中晶界附近元素的細(xì)微變化有待于今后進(jìn)一步深入研究.

3 結(jié) 論

（1）高中壓轉(zhuǎn)子材料30Cr1Mo1V鋼的化學(xué)成分控制較好，除不同位置處的碳含量區(qū)別略大外，無明顯的成分偏析現(xiàn)象.30Cr1Mo1V鋼組織為回火貝氏體和鐵素體.與服役溫度低的部位相比，轉(zhuǎn)子服役溫度高的部位的貝氏體和鐵素體中的碳化物出現(xiàn)析出、聚集或長大現(xiàn)象，原奧氏體晶界和貝氏體與鐵素體邊界處碳化物析出增多，碳化物顆粒變得粗大.

（2）高中壓轉(zhuǎn)子材料30Cr1Mo1V鋼服役后高溫部位拉伸強度降低，其室溫的拉伸強度比低溫部位約低40～50MPa，而高溫拉伸性能比低溫部位約低30MPa.

（3）高中壓轉(zhuǎn)子材料30Cr1Mo1V鋼服役后高溫部位的沖擊能量下降明顯，不同位置的斷裂模式均表現(xiàn)為脆性斷裂.總沖擊能量的降低主要表現(xiàn)為裂紋形成能的降低，各位置的裂紋擴展能差別很小.與低溫部位相比，轉(zhuǎn)子服役時的高溫部位的韌脆性轉(zhuǎn)變溫度（FATT50）明顯升高.

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