AP1000汽轮机低压转子30Cr2Ni4MoV钢的组织及力学性能

崔正强， 王延峰， 侍克献

（上海发电设备成套设计研究院，上海200240）

AP1000核电汽轮机低压整锻转子锻件是目前世界上所需钢锭最大、锻件毛坯质量最大、截面尺寸最大、技术要求最高的实心锻件.转子长度接近11 m，最大直径接近3m，净质量超过170t，需600t级钢锭，是代表热加工最高综合技术水平的产品［1］.30Cr2Ni4MoV钢由于具有淬透性高、综合力学性能好和冷热加工性能优良等特点，成为应用最广泛的大型核电汽轮机低压整锻转子材料.在以往核电汽轮机低压转子30Cr2Ni4MoV钢的研究中，多侧重于热加工工艺优化、组织与性能改善及晶粒细化等方面［2－4］，但由于核电汽轮机低压转子的尺寸非常大，制造和解剖的费用非常高，关于转子径向的化学成分、显微组织和力学性能分析的研究鲜有报道.笔者对某厂生产的600t级AP1000核电汽轮机低压整锻转子锻件沿最大直径进行了纵剖，并研究了直径方向上不同位置的组织和力学性能，这对优化转子的制造工艺、提高产品质量有着非常重要的意义.

1 试验材料与方法

试验材料取自某厂生产的AP1000核电汽轮机低压整锻转子锻件直径最大部位，尺寸为200mm×120mm×2 820mm（全直径），从表面、3R／4、R／2、R／4、芯部5个位置取样进行化学成分和显微组织分析以及拉伸和冲击性能测试（R为转子半径），从表面和芯部取样进行韧脆转变温度测试.

按GB／T 4336—2002《碳素钢和中低合金钢 火花源原子发射光谱分析方法》，采用QSN750直读光谱仪进行化学成分测试，采用Axiovert 200MAT光学金相显微镜和VEG－3XMU TESCAN扫描电子显微镜进行显微组织分析.按GB／T 228.1—2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》和GB／T 4338—2006《金属材料 高温拉伸试验方法》，采用R4型圆形横截面比例试样，在SH5106电液伺服万能材料试验机上进行室温和高温短时拉伸试验.按GB／T 229—2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》，采用长度为55mm，横截面为10mm×10mm的标准冲击试样，在JB－30A冲击试验机上进行室温冲击试验和韧脆转变温度试验.

2 试验结果与讨论

2.1 化学成分

低压转子不同位置试样的化学成分分析结果见表1.从表1可以看出，低压转子各位置的化学成分符合技术规范要求［5］.不同位置试样的主要合金元素中，C元素质量分数的变化范围为0.228%～0.258%，最大相差约0.03%；Cr元素质量分数的变化范围为1.74%～1.79%，最大相差约0.05%；Ni元素质量分数的变化范围为3.55%～3.61%，最大相差约0.06%；Mo元素质量分数的变化范围为0.39%～0.42%，最大相差约0.03%；各位置试样的V、Mn和Cu元素质量分数变化很小.不同位置试样中的杂质和有害元素，如P、S、Si、Al、Sb、Sn和As等元素质量分数非常低.Cr和Ni元素是不同位置试样的主要合金成分中绝对数值差别最大的2种元素，但C元素是主要合金成分中变化幅度最大的一种元素，变化幅度超过13%，其他主要合金成分的变化幅度都相对较小，不超过8%.不同位置C元素质量分数的差异与铸锭时的凝固速度有关，表面过冷度较大，凝固速度较快，C元素质量分数较低；而芯部过冷度较小，凝固速度较慢，C元素质量分数较高.转子径向各位置没有出现比较明显的成分偏析现象.

表1 低压转子不同位置的化学成分Tab.1 Chemical composition of steel 30Cr2Ni4MoV at different locations of the LP rotor %

2.2 晶粒度和显微组织

表2 低压转子不同位置的晶粒度Tab.2 Grain size of steel 30Cr2Ni4MoV at differentlocations of the LP rotor

低压转子不同位置试样的平均晶粒度评级结果见表2.30Cr2Ni4MoV钢是本质粗晶粒钢，有较强的晶粒遗传现象，易产生粗大晶粒和混晶.而晶粒细小均匀，有利于转子锻件具有良好的冲击韧性和低的韧脆转变温度，是满足转子技术规范要求的必要条件.从表2可以看出，低压转子径向各位置试样的晶 粒 度 级 别 分 布 在4.5～5.5级 ，满 足30Cr2Ni4MoV钢低压转子锻件平均晶粒度不低于3级的技术规范要求.且转子各位置的晶粒度与技术规范要求相比都比较细小，晶粒度整体也比较均匀，并没有因为核电汽轮机低压转子的直径特别大而在径向上出现较大的差别.但从转子表面到芯部，晶粒尺寸还是略有增大，这是因为转子在制造过程中，表面锻造变形大，热处理过程中冷却速度也比较快，晶粒比较细小致密；从表面到芯部，锻造变形越来越小，冷却速度越来越慢，导致晶粒尺寸略有增大.各位置扫描电镜组织如图1所示.从图1可以看出，低压转子不同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，碳化物的形状有颗粒状、小块状、短杆状和长条状等.表面、3R／4和R／2位置试样的大部分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，而R／4和芯部试样的碳化物分布则无明显取向.此外，从低压转子的表面到芯部，析出的碳化物数量有所增加、尺寸略有增大，这与转子不同位置C元素的质量分数分布和热处理过程中的冷却速度有关.从低压转子的表面到芯部，C元素的质量分数越来越大，基体中的C元素质量分数也相应越来越大，热处理过程中的冷却速度则越来越慢，导致碳化物析出数量增加、尺寸增大.

图1 低压转子不同位置的显微组织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给出了低压转子不同位置的室温拉伸性能和硬度试验结果以及300℃的高温短时拉伸性能试验结果.从表3可以看出，转子各位置的室温拉伸性能均符合技术规范要求［5］.不同位置试样的室温抗拉强度和屈服强度差异非常小，抗拉强度为749～760MPa，屈服强度为628～639MPa，变化幅度均不超过2%.关于室温拉伸塑性，除转子表面的延伸率和断面收缩率稍大之外，其他位置的塑性指标几乎相同；300℃时低压转子不同位置的抗拉强度和屈服强度差别也不大，屈服强度差别在5MPa以内，抗拉强度最大差别也仅为11MPa，变化幅度也不超过2%.300℃时低压转子相同位置的抗拉强度和屈服强度比室温时有所降低.

表3 低压转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

低压转子锻件技术规范要求在转子同一圆周上各点的硬度差不应超过30HBW，在同一母线上的硬度差不应超过40HBW.从表3可以看出，低压转子不同位置的硬度差异非常小，硬度在228～235 HBW，最大相差仅为7HBW.

低压转子不同位置的晶粒度在4.5～5.5级，晶粒度比较均匀，没有因为低压转子的直径大而在径向上出现较大的差异，也没有发现粗晶和混晶现象，说明该低压转子的晶粒度和显微组织控制得比较好，有利于低压转子获得比较均匀的拉伸性能和硬度.低压转子30Cr2Ni4MoV钢含有一定量的Mo、Mn、W、Cr、Ni、Cu和V等合金元素，这些元素可以大大提高其淬透性，而提高淬透性也可以使转子锻件从表面到芯部获得比较均匀的拉伸性能和硬度.

贝氏体的塑性变形受晶界的影响非常大，由于晶界上点阵畸变严重且晶界两侧的晶粒取向不同，因而在晶界一侧晶粒中滑移的位错不能直接进入晶界另一侧的晶粒中，要使晶界另一侧晶粒发生滑移，就必须增大外加应力以启动该晶粒中的位错源.在温度较低的情况下，晶界强度较高，导致材料屈服强度和抗拉强度较高.随着温度的升高，原子活动能力增强，其沿晶界的扩散速率加快，使得高温下的晶界具有一定的黏滞特性，其对变形的阻力大大减小，所以300℃的抗拉强度和屈服强度比室温时要低.

在热处理过程中，从低压转子的表面到芯部冷却速度逐渐降低.一般来讲，硬度随冷却速度的降低而减小，但有研究表明两者之间并非单一的线性关系，当冷却速度大于或等于0.2K／s时，硬度对冷却速度不敏感，且不同冷却速度下的硬度测量值偏差非常小［6］.根据相关研究，结合转子的显微组织综合分析，低压转子淬火时的冷却速度应不小于0.2K／s，这也是转子不同位置硬度比较均匀的重要原因.

2.4 室温冲击性能和韧脆转变温度

表4给出了低压转子不同位置的室温冲击性能试验结果以及低压转子表面和芯部的上平台能量和韧脆转变温度（FATT）的试验结果.从表4可以看出，低压转子不同位置试样的室温冲击性能非常好，室温冲击吸收能量均大于200J，满足技术规范要求［5］.但低压转子的冲击性能因转子尺寸特别大而对试样的位置比较敏感.从转子表面到芯部，室温冲击性能逐渐下降，这与转子不同位置的晶粒尺寸有关.从转子表面到芯部，晶粒尺寸略微增大，晶粒越细，裂纹穿过晶界进入相邻晶粒并改变方向的频率增加，消耗的能量增大，室温冲击吸收能量也就比较高，而晶粒越粗，晶界面积就越小，材料抗冲击破坏的能力越弱，其冲击性能越差.

表4 低压转子不同位置的室温冲击性能和韧脆转变温度试验结果Tab.4 Room－temperature impact values and FATT of steel 30Cr2Ni4MoV at different locations of the LP rotor

图2给出了低压转子不同位置的韧脆转变温度试验结果.图2（a）给出了冲击吸收能量与试验温度的关系曲线.根据试验结果得出表面和芯部位置试验曲线的上平台能量分别为233.4J和214.7J，表面上平台能量比芯部高18.7J.图2（b）给出了韧性断面率与试验温度的关系曲线.从图2（b）可以看出，低压转子表面和芯部的韧脆转变温度都比较低，均低于－50℃，表面FATT为－84.9℃，芯部FATT为－50.7℃，表面FATT比芯部低34.2K.虽然低压转子表面和芯部的上平台能量以及韧脆转变温度因转子尺寸特别大而存在一定的差异，但都满足技术规范要求且超出标准值较多.

影响低压转子材料韧脆转变温度的因素很多，主要包括以下3个方面：（1）材料的显微组织（包括材料的晶粒大小、金相组织和钢中的碳化物等）.细化晶粒可以增大晶界面积，而晶界总面积增大，既可以使晶界前塞积的位错数减少，有利于降低应力集中，又可以增大裂纹扩展的阻力，并使晶界上杂质浓度降低，避免产生沿晶脆性断裂，从而降低韧脆转变温度；有研究表明，在材料拉伸强度水平相差不多的情况下，下贝氏体的韧脆转变温度低于上贝氏体［7］；此外，晶界上碳化物析出数量的增加和析出尺寸的增大会造成晶界附近基体中合金元素脱溶并降低界面结合能，导致材料的韧性下降，韧脆转变温度升高［8］.（2）材料的化学成分.间隙溶质元素C质量分数升高，上平台能量下降，韧脆转变温度升高.这是由于间隙溶质元素C融入基体金属晶格中，通过与位错的交互作用偏聚于位错线附近形成柯氏气团，可以增加位错运动的阻力，所以钢的脆性较大.（3）材料的塑性.材料的冲击吸收能量较高时，材料抗冲击破坏的能力主要取决于材料的塑性，材料的塑性越高，其韧脆转变温度越低.与芯部相比，低压转子表面的晶粒较细，C元素质量分数较低，析出的碳化物尺寸较小，材料的塑性较高，所以低压转子表面的韧脆转变温度低于芯部.

图2 低压转子不同位置的韧脆转变温度试验结果Fig.2 FATT test results of steel 30Cr2Ni4MoV at different locations of the LP rotor

3 结 论

（1）低压转子不同位置的P、S、Si、Al、Sb、Sn和As等杂质元素和有害元素的质量分数非常低.主要合金元素中V、Mn、Cu元素的质量分数差异非常小，而C、Cr、Ni和 Mo等元素的质量分数略有差异，其中C元素质量分数的差异最大，且从表面到芯部，C元素质量分数逐渐升高.C元素质量分数的差异与低压转子不同位置铸锭时的凝固速度有关.低压转子的成分偏析现象不明显.

（2）低压转子不同位置的晶粒度比较均匀，晶粒度级别在4.5～5.5级.从表面到芯部，晶粒尺寸和析出的碳化物尺寸略有增大，这是由转子不同位置的锻造比和热处理过程的冷却速度不同决定的.

（3）低压转子不同位置的拉伸强度和硬度比较均匀，这是因为材料的淬透性较好，且转子的显微组织比较均匀.

（4）与芯部相比，低压转子表面的C元素质量分数较低，晶粒尺寸和析出的碳化物尺寸较小，材料的塑性较高，导致转子表面的室温冲击吸收能量和上平台能量高，韧脆转变温度低.

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