工業汽輪機轉子用鋼28CrMoNiV脆性轉變溫度的研究*

劉中華 ，何 成 ，劉京偉，徐 偉，黃淑秋，方章法，宋思遠

(1.杭州汽輪動力集團有限公司，浙江 杭州 310016;2.杭州汽輪機股份有限公司，浙江 杭州 310003;3.杭州汽輪鑄鍛有限公司，浙江 杭州310006)

0 引言

28CrMoNiV 鋼是杭州汽輪動力集團公司引進西門子反動式系列工業汽輪機轉子鍛件的重要材料，其長期在高溫、高壓、低溫、潮濕等惡劣工況下高轉速運行，需具有足夠的高溫持久強度、合理的強韌性匹配及較低的脆性轉變溫度。為防止轉子發生脆性損傷，要求轉子服役時始終處于韌性狀態，即要求機組運行溫度應高于轉子的脆性轉變溫度。隨著能源緊張和環保壓力的日益突出，工業汽輪機組日益呈現出高參數、高功率和大型化的發展趨勢，與此同時機組的進汽壓力和溫度不斷提高，排汽壓力和溫度進一步降低，轉子的尺寸不斷增大，服役環境也更加惡劣，因此對轉子材料的質量，特別是脆性轉變溫度提出了更高的要求。脆性轉變溫度作為轉子材料重要的質量指標，綜合體現了轉子鋼內在的質量水平，在一定程度上反映了生產廠家的制造實力。國內外對汽輪機轉子材料的研究主要集中在轉子鍛件的生產、質量評定以及高性能轉子材料開發等方面［1-3］，關于工業汽輪機轉子鋼脆性轉變溫度的正確評定以及影響因素卻未見報道。

筆者研究工業汽輪機轉子用鋼28CrMoNiV 在不同試驗溫度下的沖擊韌性，結合對沖擊吸收功、脆性斷面率和斷口形貌的分析，評定該轉子鋼的脆性轉變溫度，并對轉子鋼脆性轉變溫度的主要影響因素進行研究，為生產廠家進一步提高轉子鋼的質量提供理論參考依據。

1 試驗材料和方法

試驗用轉子鋼28CrMoNiV 的制造采用電渣重熔鋼錠，運用合理優化的鍛造及熱處理工藝:鍛造比大于4.5，鍛后預備熱處理采用正火+回火的方式，正火溫度為900 ℃～920 ℃，回火溫度為640 ℃～660 ℃，調質熱處理淬火溫度為940 ℃～950 ℃，采用水淬油冷的技術，高溫回火溫度為660 ℃～670 ℃。試樣取自轉子鍛件的軸身切向，其成品化學成分如表1 所示。

表1 28CrMoNiV 鋼的化學成分(單位:wt.%)

試驗按照《GB/T229—2007 金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》中規定的方法進行，利用“系列溫度沖擊試驗法”測定該材料的脆性轉變溫度，夏比V 型缺口沖擊試樣為標準試樣10 mm×10 mm×55 mm。本研究在ZBC-2302N-2 型擺錘沖擊試驗機上分別進行－100 ℃～20 ℃溫度的夏比沖擊試驗，溫度間隔為20℃，每個試驗溫度點采用3個試樣。低溫控溫介質為無水乙醇和液氮混合物，為保證試樣內、外溫度一致，試樣在規定溫度溶液中保溫時間≥5 min，用TESTO735-1 型低溫熱電偶測試溫度。本研究采取縮短間隔時間和補償溫度損失的方法，盡量保證沖擊時試樣溫度為預定溫度。沖擊后的試樣經無水乙醇浸泡，并迅速吹干，利用SM-5600LV 型掃描電鏡(SEM)觀察斷口形貌，并將試樣經過磨削-拋光-腐蝕，利用Axiovert 200MAT 金相顯微鏡觀察其顯微組織。

2 實驗及結果分析

2.1 夏比沖擊試驗結果

試樣在不同試驗溫度下的測試結果如表2 所示?？煽闯?，試驗鋼在室溫時有較高的沖擊韌性，隨著溫度的降低，沖擊吸收功下降，脆性斷面率上升，特別是試驗溫度由－40 ℃降到－60 ℃時，沖擊吸收功急劇減小，脆性斷面率急劇增加。

表2 28CrMoNiV 鋼不同溫度下沖擊試驗結果

2.2 斷口形貌分析

利用掃描電鏡觀察到的不同試驗溫度對應的沖擊斷口形貌如圖1 所示。試驗溫度為20 ℃和0 ℃時，試樣斷口表面有大量的韌窩，呈典型的韌性斷裂特征，如圖1(a)、1(b)所示。試驗溫度下降到－20 ℃和－40 ℃時，斷口表面的韌窩數量和尺寸都在減小，韌窩較為淺平細小且分布不均勻，斷裂方式還是以韌性斷裂為主，如圖1(c)、1(d)所示。試驗溫度低于－60 ℃后，斷口表面的韌窩數量急劇減少，呈現出典型的解理斷口形貌，如圖1(e～g)所示?？梢钥闯?，隨著試驗溫度的降低，試樣由韌性斷裂逐步轉變為脆性斷裂，韌性轉變溫度應在－40 ℃與－60 ℃之間。

圖1 不同溫度下沖擊試驗斷口形貌

沖擊試樣在溫度分別為20 ℃和－60 ℃時斷口形貌的局部放大圖如圖2 所示。

圖2 斷口形貌局部放大圖

在圖2(a)中可觀察到斷口形貌呈典型的等軸韌窩特征，韌窩數量較多且分布均勻，在部分韌窩的窩底可看到強化第二相小顆粒，可見斷裂前發生了較大的塑性變形。

而圖2(b)中可觀察到斷口表面有大量的扇形解理花樣，并出現脆性滑移平臺。

2.3 脆性轉變溫度確定

金屬材料的脆性轉變溫度可通過脆性斷面率到達規定百分數(如FATT50)或沖擊吸收功到達上、下平臺區間規定百分數(如ETT50)來確定。大量的試驗數據表明［4-5］，脆性斷面率和沖擊吸收功與溫度之間的關系曲線均呈S 形。即在低溫區時，試樣的沖擊吸收功較低(脆性斷面率較高)，隨著溫度的升高，沖擊吸收功逐漸升高(脆性斷面率逐漸降低)，當到達轉變溫度區間時，沖擊吸收功迅速上升(脆性斷面率迅速下降)，隨后逐漸平緩形成水平線，關系曲線大致可分為下平臺區，轉變溫度區和上平臺區3個階段。

在實際操作中，由于無法使脆性斷面率或沖擊吸收功的結果剛好滿足轉變點要求，且實驗的數據離散度較大，得到典型的S 型曲線非常困難，通常需要采用曲線擬合方法來確定。

大量的研究與實踐表明［6-8］，采用Boltzmann 函數對沖擊功(或脆性斷面率)和溫度的關系進行擬合回歸分析時，溫度和沖擊功(或脆性斷面率)的關系得到較好的闡述，其溫度和沖擊功(或脆性斷面率)具有較好的關聯性及較小的誤差，且各物理參數的意義明確，是最為合適的試驗數據處理方法:

式中:t—溫度，℃;A1—下平臺能，J;A2—上平臺能，J;t0—脆性轉變溫度，℃;Δt—轉變溫度區的溫度范圍，℃(Δt 越小，轉變溫度區的溫度范圍越窄，即材料越易由韌性向脆性轉變)。

沖擊斷口脆性斷面率和沖擊吸收功與試驗溫度的關系擬合曲線圖如圖3 所示。

由圖3 可見明顯的沖擊功上、下平臺及脆性斷面率上、下平臺，脆性斷面率為50% 時所對應的溫度FATT50為－55 ℃，沖擊吸收功為上、下平臺區間50%時所對應的溫度ETT50為－52 ℃，兩種方法確定的韌脆性轉變溫度相差不大，這也與觀察到的沖擊斷口形貌特征相符。結合斷口形貌分析，最終確定28CrMoNiV 的脆性轉變溫度t0=－52 ℃。

圖3 28CrMoNiV 鋼沖擊擬合曲線圖

3 脆性轉變溫度的影響因素

根據西門子引進技術標準，該轉子鋼的脆性轉變溫度要求為≤85 ℃，而該試驗測定的轉子鋼脆性轉變溫度明顯低于該數值。通過研究分析，本研究認為該28CrMoNiV 轉子鋼鍛件脆性轉變溫度較低的原因主要有以下幾點。

3.1 化學成分的影響

合金元素對鋼的脆性轉變溫度有著明顯的影響。Mn 可改善鋼的韌性，C 是重要的脆化元素，碳化物大部分是脆性相，裂紋源，在鋼的標準化學成分范圍內，隨著Mn/C 比的增加，可提高鋼的沖擊韌性［9］。Ni 不形成碳化物，幾乎完全溶入鐵素體，從而起到固溶強化的作用，Ni 可以改善材料的塑性和韌性，尤其是材料低溫時的沖擊性能，從而降低脆性轉變溫度。除Mn、Ni 外，鐵素體形成元素均有促進鋼脆化的傾向［10］。Si是非碳化物形成元素，固溶于鋼中起到固溶強化作用，隨著Si 含量的增加，鋼的抗裂性能降低，脆性轉變溫度升高，Mo、V 是提高熱強度重要的元素，但都使韌脆性轉變溫度升高［11］。P和S 等雜質易于在晶界上偏聚，降低晶界表面能，弱化了晶界，增大了沿晶脆性斷裂的傾向，是使鋼致脆的最主要元素，降低P、S 等雜質含量可有效提高鋼的韌性［12-14］。

該試驗用材料28CrMoNiV 鋼冶煉時采用電渣重熔技術，通過先進的冶煉工藝，精準控制各類元素化學成分，具有純凈度高，非金屬夾雜物低等特點。在實際生產中，本研究在標準范圍內合理提高Mn/C 比，同時盡可能的降低Si、P、S 等元素的含量，使雜質元素含量遠低于標準要求值，從而有效地降低了試驗鋼的脆性轉變溫度。

3.2 微觀組織的影響

鋼的脆性轉變溫度與其微觀組織有密切關系。相關研究表明［15-16］，淬火時采用水淬油冷等激冷的方式，獲得較多的馬氏體組織，有利于韌性的提高;回火后組織中碳化物及第二相顆粒越細小均勻，則越有利于脆性轉變溫度的降低。

試驗用28CrMoNiV 鋼進行調質處理時，淬火采用水淬油冷的工藝得到馬氏體組織，再通過高溫回火獲得回火索氏體，其金相組織如圖4 所示。

圖4 28CrMoNiV 鋼的金相組織(500×)

由圖4 可以看出，試樣組織致密均勻，細小的碳化物及第二相顆粒呈彌散均勻分布，降低了脆性轉變溫度，此外還存在呈條束狀且尺寸十分細小的針狀鐵素體，裂紋在擴展過程中會受到這些彼此咬合、互相交錯分布的細小的針狀鐵素體的阻礙，從而有效地提高了其強度和韌性，針狀鐵素體內部的高密度位錯和亞晶界結構也在很大的程度上提高了韌性，降低了鋼的脆性轉變溫度。

3.3 晶粒尺寸的影響

鋼中的晶粒尺寸對脆性轉變溫度有顯著的影響。派齊方程［17］描述了晶粒尺寸與脆性轉變溫度的關系，晶粒越細小，脆性轉變溫度越低，如下式所示:

式中:β，B，C—常數;d—晶粒尺寸;Tt—脆性轉變溫度。

28CrMoNiV 鋼通過鍛造、正火等工藝細化了晶粒組織。晶粒細化后，單位體積內晶粒數目增多，細晶粒受到外力發生塑性變形時，可分散在更多的晶粒內進行，使變形更為均勻，同時降低應力集中。此外，晶粒細化增加了晶界的總面積，使晶界更為曲折并增加裂紋擴展的難度，晶界總面積的增加還可降低晶界上P、S 等雜質元素的濃度，使晶界表面能增加，減少沿晶脆性斷裂的傾向，從而提高鋼的韌性，降低脆性轉變溫度［18］。由圖4 可以看出，整個組織呈彌散分布、較為細小，細小的晶粒使得28CrMoNiV 轉子鋼具有較高的沖擊韌性，并降低了脆性轉變溫度。

可見，轉子用28CrMoNiV 鋼脆性轉變溫度的降低是化學成分、微觀組織以及晶粒尺寸等綜合作用下的結果。

4 結束語

本研究基于工業汽輪機轉子用鋼28CrMoNiV 在不同溫度下的沖擊試驗，運用掃描電鏡技術、Boltzmann 函數模型擬合等方法，定性分析了轉子鋼在不同溫度下沖擊吸收功及脆性斷面率對應的斷口形貌變化情況，評定了轉子鋼的脆性轉變溫度，并通過對影響轉子鋼脆性轉變溫度因素進行的分析，得出了該轉子鋼脆性轉變溫度明顯低于標準值的原因。

根據以上分析的結果，轉子鋼生產廠家可從冶煉技術及熱加工工藝入手來降低脆性轉變溫度，同時質量檢測人員應嚴格按照相關檢測標準，準確評定轉子鋼的脆性轉變溫度，以便判斷是否低于工業汽輪機組的工作溫度，確保機組長期安全穩定運行。

［1］ZEILER G，BAUER R，PUTSCHOEGL A.Experiences in manufacturing of forgings for power generation application［J］.La Metalluria Italiana，2010(6):33-37.

［2］NIU Li-Bin，ASHI K B，SUYUKI M，et al.Aging effect on creep rupture properties of super-clean 9%CrMoV steel for steam turbine rotors of combined cycle power plants［J］.Key Engineering Materials，2004，274-276(I):931-936.

［3］范 華，鐘 杰，楊功顯.高低壓一體化整鍛轉子材料的力學性能研究［J］.東方電氣評論，2006，20(2):22-43.

［4］王元清，奚 望，石永久.鋼軌鋼材低溫沖擊功的試驗研究［J］.清華大學學報(自然科學版)，2007，47(9):1414-1417.

［5］王 烽，廉曉潔.沖擊韌脆轉變曲線數學模型的選擇［J］.理化檢驗:物理分冊，2009，45(10):617-620.

［6］羅曉蓉，陳晨楓，丁欲曉，等.基于Origin 軟件正確評定韌脆性轉變溫度［J］.物理測試，2010，28(2):37-39.

［7］趙建平，張秀敏，沈士明.材料韌脆轉變溫度數據處理方法探討［J］.石油化工設備，2004，33(4):29-32.

［8］周昌玉，夏翔鳴.CrMo 鋼材料韌脆轉變溫度曲線的回歸分析［J］.壓力容器，2003，20(6):13-18.

［9］李紅英，魏冬冬，林 武，等.X80 管線鋼沖擊韌性研究［J］.材料熱處理學報，2010，31(11):73-76.

［10］師昌緒，鐘群鵬，李成功，等.中國材料工程大典［M］.北京:化學工業出版社，2006.

［11］朱明亮，軒福貞，梅林波，等.汽輪機高、低壓一體化轉子材料及性能的研究進展［J］.動力工程，2008，28(5):664-671.

［12］沈冬冬，袁澤喜.2.25Cr1Mo 鋼韌脆轉變溫度影響因素分析［J］.武漢科技大學學報，2011，34(6):410-413.

［13］TANAKA Y，AZUMA T，YAEGASHI N.Isothermal aging test results (up to 100000h)of NiCrMoV steels for lowpressure steam turbine［J］.International Journal of Pressure Vessels and Piping，1994:71-81.

［14］徐挺棟.非平衡晶界偏聚動力學和晶間脆性斷裂［M］.北京:科學出版社，2006.

［15］陳國浩.1%CrMoV 型鋼汽輪機轉子鍛件的熱處理［J］.大型鑄鍛件，1988，1(4):20-25.

［16］崔忠圻，覃耀春.金屬學與熱處理［M］.2 版.北京:機械工業出版社，2011.

［17］高彩茹，李洪斌，劉相華，等.400 MPa 級超級鋼的脆性轉變溫度［J］.東北大學學報:自然科學版，2003，24(11):1057-1058.

［18］齊俊杰，黃運華，張 躍.微合金化鋼［M］.北京:冶金工業出版社，2006.