X12CrMoWVNbN10-1-1輪盤(pán)試制鍛件組織與性能研究

白亞冠　聶義宏　吳　贇　姜　萍

(中國(guó)第一重型機(jī)械股份公司能源裝備材料科學(xué)研究所，天津300457)

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X12CrMoWVNbN10-1-1輪盤(pán)試制鍛件組織與性能研究

白亞冠聶義宏吳贇姜萍

(中國(guó)第一重型機(jī)械股份公司能源裝備材料科學(xué)研究所，天津300457)

針對(duì)120t電渣爐電渣重熔冶煉并鍛造得到的規(guī)格為?1 900mm×500mm的X12CrMoWVNbN10-1-1輪盤(pán)試制件，研究了其不同部位的組織以及力學(xué)性能。結(jié)果表明，此輪盤(pán)鍛件徑向不同位置的成分和組織均勻性較好，且經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間鍛后等溫?zé)崽幚砟軌驅(qū)崿F(xiàn)完全的擴(kuò)散型相變，熱處理后的力學(xué)性能無(wú)明顯差異。由于此鍛件來(lái)源于電渣鑄錠靠冒口側(cè)，冶煉工藝控制不當(dāng)導(dǎo)致氧含量較高。影響了材料的拉伸性能。

X12CrMoWVNbN10-1-1；成分；夾雜物；組織；力學(xué)性能

燃?xì)廨啓C(jī)技術(shù)及其聯(lián)合循環(huán)的飛速發(fā)展，完全改變了燃?xì)廨啓C(jī)最初只能作為緊急備用電源和調(diào)峰機(jī)組使用的功能。目前，燃?xì)廨啓C(jī)除具上述功能外， 還可以攜帶基本負(fù)荷和中間負(fù)荷，其調(diào)峰性能好，大有取代常規(guī)燃煤蒸汽輪機(jī)電站的趨勢(shì)。近年來(lái)，燃煤的整體煤氣化聯(lián)合循環(huán)(IGCC)和流化床燃煤聯(lián)合循環(huán)(PFBC-CC)等潔凈煤發(fā)電技術(shù)的蓬勃進(jìn)展， 都與燃?xì)廨啓C(jī)的發(fā)展密切相關(guān)。

X12CrMoWVNbN10-1-1鋼具有良好的鍛造性、淬透性、抗氧化性、焊接性和持久韌性[1]，是重型燃?xì)廨啓C(jī)主要部件——渦輪盤(pán)的選用材料，其國(guó)產(chǎn)化對(duì)我國(guó)打破國(guó)外的技術(shù)封鎖具有重大的意義。中國(guó)第一重型機(jī)械股份公司(簡(jiǎn)稱一重)自2008年就開(kāi)始采用雙真空方式制造12Cr%超超臨界轉(zhuǎn)子，但采用此種方式生產(chǎn)的鋼錠冷卻時(shí)間長(zhǎng)，鑄態(tài)組織晶粒粗大，偏析嚴(yán)重，很難保證鍛件的均質(zhì)性，而電渣重熔鋼錠冷卻速度快(凝固速度系數(shù)可達(dá)到40mm/min1/2)，鋼錠成分均勻、組織致密、夾雜物少，因此采用電渣重熔方式制造12%Cr鋼錠成為必然趨勢(shì)[2]。一重將12%廢轉(zhuǎn)子鍛件改鍛成自耗電極，采用于2010年新上的120t電渣爐進(jìn)行電渣重熔冶煉，并經(jīng)過(guò)鍛造得到了輪盤(pán)試制鍛件，粗加工后鍛件規(guī)格為?1 900mm×500mm。本文主要研究了此輪盤(pán)試制鍛件的徑向不同位置的微觀組織差異，并探討了其對(duì)力學(xué)性能的影響。

1　試驗(yàn)材料及方法

本試驗(yàn)材料取自于經(jīng)過(guò)鍛后熱處理的X12CrMoWVNbN10-1-1燃?xì)廨啓C(jī)渦輪盤(pán)試制鍛件，鍛后在700℃長(zhǎng)時(shí)等溫退火處理。分別于鍛件冒口側(cè)端面最外邊緣、1/2R、心部三個(gè)位置取料進(jìn)行實(shí)驗(yàn)分析。

性能熱處理工藝參數(shù)：淬火溫度為1 070℃，第一次回火溫度為585℃，第二次回火溫度為695℃。

用Axiovert200MAT型光學(xué)顯微鏡和Quanta400 型掃描電鏡觀察分析夾雜物、鍛后熱處理態(tài)組織及性能熱處理組織等；將熱處理后的材料加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣和沖擊試樣，用CSS-44300型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試其室溫和600℃的拉伸性能，用CBD-500型電子式擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)測(cè)試其室溫沖擊性能。

2　試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1不同位置成分分析

對(duì)X12CrMoWVNbN10-1-1[2]輪盤(pán)鍛件不同位置的化學(xué)成分進(jìn)行分析，并與標(biāo)準(zhǔn)成分、電極成分進(jìn)行對(duì)比，如表1所示。通過(guò)對(duì)比電極與電渣錠成分，可知經(jīng)過(guò)電渣重熔后Mn、Cr等元素存在一定量的燒損，但O含量均高于100×10-6，遠(yuǎn)高于電極的26×10-6。通過(guò)對(duì)比輪盤(pán)不同位置成分可知，盡管輪盤(pán)直徑達(dá)到了1.9m，但經(jīng)過(guò)電渣重熔及鍛造后沿半徑不同位置的成分是比較均勻的。

根據(jù)文獻(xiàn)[3]，鎳鉻當(dāng)量的計(jì)算公式為：

Nieq=Ni+40C+30N+0.5Mn+0.5Co+

0.3Cu

(1) 表1　輪盤(pán)不同位置的實(shí)測(cè)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1　Measured chemical compositions of different positions in turbine disc (mass fraction, %)

Creq=Cr+1.5Si+Mo+0.5W+2.5V+

1.5Nb+2Ti+2.8Al

(2)

由公式(1)和(2)計(jì)算得出本文試驗(yàn)料的鎳鉻當(dāng)量比(見(jiàn)表2)，由此可見(jiàn)本試驗(yàn)料鎳鉻當(dāng)量比較高，形成鐵素體傾向小。

表2　輪盤(pán)不同位置的鎳鉻當(dāng)量比Table 2　The nickel-chromium equivalent ratio ofturbine disc at different positions

2.2不同位置夾雜物及鍛后熱處理組織分析

對(duì)輪盤(pán)不同位置的夾雜物進(jìn)行觀察分析，結(jié)果如圖1所示。從圖1中可以看出本試驗(yàn)料中夾雜物較多，以條狀和顆粒狀為主，尺寸較大，有的可達(dá)200μm。邊緣部位的夾雜物數(shù)量最多，尺寸也最大，與氧含量分布相對(duì)應(yīng)，經(jīng)過(guò)能譜分析可知(見(jiàn)圖2)，本試驗(yàn)料中夾雜物均為Mn、Cr的氧化物夾雜，并未發(fā)現(xiàn)A、B、C類夾雜。結(jié)合成分分析結(jié)果可知，試驗(yàn)料中氧含量較高是氧化物夾雜數(shù)量較多的直接原因。電渣重熔過(guò)程中，氧通過(guò)四種途徑進(jìn)入熔渣及鋼液：(1)自耗電極中溶解的氧及不穩(wěn)定的非金屬氧化物夾雜；(2)在電極制造和重熔時(shí)渣池上方電極表面產(chǎn)生的氧化鐵皮；(3)造渣材料中帶入的不穩(wěn)定氧化物；(4)氧直接從大氣中通過(guò)熔渣轉(zhuǎn)移到金屬熔池。對(duì)于本文所用材料，氧含量較高主要是因?yàn)闅怏w保護(hù)效果差，大氣中的氧通過(guò)渣池轉(zhuǎn)移到鋼中，可以通過(guò)增加惰性氣體保護(hù)、采用新渣系等方法改進(jìn)工藝得到符合產(chǎn)品要求的鑄錠[2]。

對(duì)鍛后熱處理試驗(yàn)料不同位置的腐蝕態(tài)組織

(a)邊緣(b)1/2R(c)心部

圖1　輪盤(pán)不同位置的夾雜物Figure 1　Inclusions of different positions in turbine disc

圖2　夾雜物能譜分析Figure 2　The energy spectrum analysis of inclusions

圖3　1/2R位置的鍛后熱處理態(tài)低倍組織Figure 3　Macrostructure after forged heat treatment at 1/2R position

圖4鍛后熱處理態(tài)高倍組織

Figure4Microstructureafterforgedheattreatment

進(jìn)行了觀察，結(jié)果見(jiàn)圖3，發(fā)現(xiàn)均存在較嚴(yán)重的混晶，原奧氏體晶粒尺寸均較大，晶界顏色較深，并且原奧氏體晶粒內(nèi)為較小的鐵素體晶粒。通過(guò)更高倍數(shù)的研究發(fā)現(xiàn)(見(jiàn)圖4)，沿原奧氏體晶界存在條狀的鐵素體和密集分布的細(xì)小碳化物，晶界上存在顆粒狀和片狀的碳化物，經(jīng)EDS分析可知為富含Cr、Mo、W的碳化物，同樣晶界附近的小顆粒狀和塊狀析出物均為此類碳化物，遠(yuǎn)離原奧氏體晶界處碳化物數(shù)量明顯減少。氧化物夾雜周?chē)啻嬖诖祟愵w粒狀的碳化物，如圖4(f)所示?？梢钥闯?，在等溫過(guò)程中碳化物首先在奧氏體晶界處析出并逐漸長(zhǎng)大，隨著等溫過(guò)程的進(jìn)行，碳化物析出量增多，造成晶界附近貧碳，導(dǎo)致過(guò)冷奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變，因此晶界附近區(qū)域出現(xiàn)碳化物和鐵素體的兩相區(qū)，同時(shí)原奧氏體晶粒內(nèi)部的一些有利于碳化物析出的位置也開(kāi)始不斷析出碳化物，并隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)而聚集長(zhǎng)大，并轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和碳化物兩相區(qū)[4 -5]。

(a)1h淬火(b)3h淬火(c)5h淬火(d)5h淬火+回火

圖5　性能熱處理組織Figure 5　Microstructure after property heat treatment

圖6基體與δ-鐵素體回火前后組織和EDS結(jié)果

Figure6MicrostructureandEDSresultsofmatrixandδ-ferritebeforeandaftertempering

本文觀察了輪盤(pán)徑向不同位置的顯微組織，未發(fā)現(xiàn)貝氏體或馬氏體等非擴(kuò)散型組織的存在。說(shuō)明材料經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的等溫處理后，實(shí)現(xiàn)了完全的擴(kuò)散型相變，切斷了非擴(kuò)散型相變組織導(dǎo)致的組織遺傳，為后續(xù)的粗加工、性能熱處理以及晶粒的細(xì)化奠定了基礎(chǔ)[6-7]。

2.3性能熱處理組織

由于三個(gè)位置試樣的鍛后熱處理態(tài)組織無(wú)明顯區(qū)別，因此選擇邊緣附近試樣進(jìn)行了1h、3h、5h三個(gè)淬火時(shí)間的性能熱處理，并進(jìn)行微觀組織的對(duì)比觀察分析，結(jié)果如圖5所示，可知本實(shí)驗(yàn)材料淬透性很好，淬火處理組織均為典型的板條馬氏體組織，板條邊界清晰可見(jiàn)，但經(jīng)過(guò)回火處理后，板條邊界變得模糊，為高溫回火馬氏體組織(見(jiàn)圖5d)。從圖5可以看出，隨著淬火時(shí)間的加長(zhǎng)，晶粒尺寸明顯增大，均達(dá)到了0級(jí)。在不同熱處理?xiàng)l件下均發(fā)現(xiàn)有少量δ-鐵素體的存在，尺寸均在50μm以下。可見(jiàn)1 070℃較短時(shí)間的淬火處理和回火處理對(duì)δ-鐵素體無(wú)明顯影響。

進(jìn)一步研究了回火前后基體與δ-鐵素體內(nèi)部的顯微組織變化(見(jiàn)圖6)。通過(guò)對(duì)比觀察可知，在回火處理后，基體內(nèi)部的晶界和板條界析出了很多細(xì)小顆粒，根據(jù)文獻(xiàn)[8]，應(yīng)為M23C6和MX，而在δ-鐵素體內(nèi)部的晶界和晶內(nèi)同樣析出了大量的細(xì)小析出相，見(jiàn)圖6(d)。經(jīng)EDS檢測(cè)分析，鐵素體內(nèi)部的Cr、W、Mo、V含量均高于基體，而在鐵素體內(nèi)部晶界處更高，見(jiàn)圖6(e)和圖6(f)，可知晶界處的析出相為富含Cr、W、Mo、V的碳化物。

2.4拉伸及沖擊性能

對(duì)輪盤(pán)鍛件徑向心部、1/2R以及邊緣區(qū)域試樣的室溫和600℃時(shí)拉伸性能進(jìn)行了測(cè)試和對(duì)比分析，結(jié)果見(jiàn)圖7。輪盤(pán)三個(gè)位置的室溫抗拉強(qiáng)度均在800MPa左右，屈服強(qiáng)度最低為662MPa，而600℃時(shí)抗拉強(qiáng)度在418MPa～450MPa范圍內(nèi)，屈服強(qiáng)度最低僅有335MPa，屈強(qiáng)比變化不大，對(duì)材料在服役過(guò)程中的安全穩(wěn)定性是有益的。

室溫延伸率和斷面收縮率最低分別為14.5%和51%，600℃為25.3%和86%，分別提升了74%和69%，可見(jiàn)高溫下材料拉伸塑形的提高主要來(lái)自于試樣頸縮后的伸長(zhǎng)率的增加，其均勻塑性變形行為變化不大[9]。相對(duì)于進(jìn)口轉(zhuǎn)子用12Cr鋼來(lái)說(shuō)，本試驗(yàn)料的強(qiáng)度較低，這與材料的晶粒度、析出相等均有關(guān)系。本文主要評(píng)價(jià)輪盤(pán)大鍛件徑向不同位置的性能均勻性，可見(jiàn)輪盤(pán)三個(gè)位置的拉伸強(qiáng)度和塑性是基本一致的。

通過(guò)對(duì)拉伸斷口形貌的觀察分析可知(見(jiàn)圖8)，室溫?cái)嗫诔蕼?zhǔn)解理斷裂，低倍形貌中觀察到存在很多的二次裂紋，600℃斷口形貌為小而淺的韌窩，在兩者斷口中均發(fā)現(xiàn)夾雜物處形成的深坑。對(duì)拉伸試樣斷口進(jìn)行縱剖并觀察了其組織(見(jiàn)圖9)，可見(jiàn)在離斷口很近的地方存在平行于應(yīng)力方向的扁平狀孔洞，600℃拉伸試樣中的孔洞明顯多于室溫拉伸，放大后發(fā)現(xiàn)孔洞處均存在顆粒物，見(jiàn)圖9(b)和圖9(d)，且顆粒物有的已經(jīng)破碎成小塊，此類顆粒物為形成孔洞的原因，同時(shí)發(fā)現(xiàn)其周邊還存在微小的裂紋，為拉伸過(guò)程中的裂紋源。拉伸變形過(guò)程中，夾雜物附近形成孔洞和裂紋，隨著拉伸應(yīng)變的增加，孔洞和裂紋互相連通，形成大的裂紋，最終導(dǎo)致斷裂[9]。此結(jié)果也與拉伸斷口中發(fā)現(xiàn)的夾雜物深坑相對(duì)應(yīng)，證明氧化物夾雜對(duì)材料的拉伸性能是有影響的，尤其是對(duì)高溫拉伸性能。由于氧化物夾雜較硬且脆，所以在拉伸變形過(guò)程中，破壞了材料的連貫性，不能與基體很好地協(xié)調(diào)變形，在其周?chē)纬煽锥春土鸭y，同時(shí)在力的作用下，有的夾雜物發(fā)生破碎，形成小塊，尤其在高溫變形過(guò)程中，基體塑形更好，夾雜物的影響更明顯，孔洞和裂紋連通成為大裂紋，最終導(dǎo)致斷裂。可見(jiàn)，對(duì)于12Cr鋼，提高其冶煉質(zhì)量，嚴(yán)格控制氧元素等含量，盡量減少其夾雜物對(duì)保證其拉伸性能符合標(biāo)準(zhǔn)要求是很有意義的[9]。

(a)室溫

(b)600℃圖7　輪盤(pán)三個(gè)位置的拉伸性能Figure 7　The tensile properties of turbine discat three different positions

通過(guò)輪盤(pán)不同位置的沖擊性能(見(jiàn)表3)進(jìn)行

(a)室溫(b)室溫(c)室溫(d)600℃(e)600℃(f)600℃

圖8　拉伸斷口Figure 8　Tensile fractures

圖9斷口縱剖組織

Figure9Thesectionviewofmicrostructureforfractures

研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)于不同位置、不同開(kāi)口方向的試樣其沖擊功均高于50J，但在實(shí)驗(yàn)過(guò)程中發(fā)現(xiàn)某些試樣的沖擊功比較低。選取沖擊功最低的試樣進(jìn)行斷口形貌觀察(見(jiàn)圖10)，可以看出主要為準(zhǔn)解理斷裂，同時(shí)發(fā)現(xiàn)有δ-鐵素體的存在，見(jiàn)圖10(c)。但數(shù)量較少，分布無(wú)規(guī)律，鐵素體對(duì)沖擊性能是有害的，因此某些試樣中因δ-鐵素體含量較多而造成其沖擊功較低。

圖10　沖擊斷口形貌Figure 10　The appearance of impact fracture表3　兩個(gè)開(kāi)口方向的沖擊性能Table 3　The impact propertyat two opening directions

3　結(jié)語(yǔ)

(1)采用120t電渣爐電渣重熔冶煉并鍛造得到的規(guī)格為?1 900mm×500mm的X12CrMoWVNbN10-1-1輪盤(pán)試制件，其成分、組織及力學(xué)性能比較均勻。

(2)輪盤(pán)試制件冒口端O含量較高，體現(xiàn)在鍛件中為Mn、Cr的氧化物夾雜較多，且鍛件邊緣較多，心部略少。氧化物夾雜在拉伸尤其是高溫拉伸變形過(guò)程中容易形成孔洞和裂紋，成為主要的裂紋源之一，影響了材料的拉伸性能，而沖擊性能主要與δ-鐵素體有關(guān)。

(3)經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)的等溫鍛后熱處理能夠?qū)崿F(xiàn)完全的擴(kuò)散型相變，得到鐵素體+碳化物的組織，切斷了組織遺傳， 為后續(xù)的粗加工和熱處理等做好了準(zhǔn)備，性能熱處理組織為回火馬氏體+碳化物+少量鐵素體。

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編輯陳秀娟

ResearchonMicrostructureandMechanicalPropertyofX12CrMoWVNbN10-1-1Trail-manufacturedTurbineDiscForging

BaiYaguan,NieYihong,WuYun,JiangPing

ThemicrostructureandthemechanicalpropertyofX1xx2CrMoWVNbN10-1-1trail-manufacturedturbinediscforgingatdifferentpositionshasbeenstudied,whichisremeltedby120tESRandforgedtothespecification?1 900mm×500mm.Theresultsshowthatthechemicalcompositionandthemicrostructureuniformityatdifferentpositionsaregreat.Withthelong-timeisothermalheattreatmentafterforging,thecompletediffusivephasetransformationcanberealized.Meanwhile,thereisnosignificantdifferenceofmechanicalpropertyafterheattreatment.BecausethisforgingismanufacturedbytheESRingotneartotheriserandthecontrollingofsmeltingprocessisinappropriate,thecontentofoxygenishigherwhichinfluencesthetensilepropertyofmaterial.

X12CrMoWVNbN10-1-1;chemicalcomposition;inclusion;microstructure;mechanicalproperty

2016—01—12

白亞冠(1987—)，工程師，主要從事發(fā)電用高溫材料研發(fā)。電話：13622006857，Email：302baiyaguan@163.com

TG316B