步冷试验对核电低压转子30Cr2Ni4MoV钢组织及力学性能的影响

2023-09-26崔正强王苗苗侍克献翁伟杰

动力工程学报 2023年9期

崔正强, 王苗苗, 侍克献, 翁伟杰

(上海发电设备成套设计研究院有限责任公司,上海 200240)

30Cr2Ni4MoV钢是目前世界上使用最广泛的大型汽轮机低压整锻转子材料[1]。由于要在250～400 ℃的温度区间长期服役,不可避免地存在长期时效脆化的问题。测定材料长期时效脆性的方法主要有2种:一是长期等温时效,二是步冷脆化处理。长期等温时效处理周期较长,一般需要数千小时甚至数万小时;步冷脆化与长期等温时效后的脆化有很好的关联性,试验结果也很接近,全部试验过程仅需300 h左右,具有快速、实用的特点,因而在工程上得到了较为广泛的应用[2]。

为了解决30Cr2Ni4MoV低压转子钢的时效脆化问题,美国电力研究院(EPRI)于1987年首次提出了超纯净钢的概念,并明确规定了各种有害杂质的上限。日本、欧洲和美国已生产了很多支超纯净低压转子,国内也对超纯净低压转子进行了大量的研究,主要侧重于低压转子的精炼技术、锻造和热处理工艺以及转子产品的残余杂质元素含量、金相、夹杂物和力学性能均匀性等[3-4],但关于国产超纯净低压转子时效脆化问题的试验研究还鲜有报道。笔者研究了纯净度非常高的核电汽轮机低压转子钢步冷试验后的组织和力学性能以及脆化倾向,试验结果对低压转子化学成分的优化设计和使用安全性的提高有重要的参考意义。

1 试验材料与方法

试验所用的材料取自某厂生产的600 t级AP1000核电汽轮机低压整锻转子锻件的芯部,其化学成分见表1。从表1可以看出,该低压转子材料在冶炼过程中的化学成分都有相当严格和有效的控制。其纯净度非常高,试样中的杂质元素P、S和有害元素Sb、Sn、As的质量分数特别低,均低于0.005%。除了Mn质量分数较高之外,其他元素的质量分数均符合JB/T 11020 《超临界及超超临界机组汽轮机用超纯净钢低压转子锻件技术条件》中关于30Cr2Ni4MoV超纯净钢低压转子锻件化学成分的要求[5]。通过精炼技术将AP1000核电汽轮机低压转子30Cr2Ni4MoV钢中回火致脆元素P、As、Sn、Sb和降低韧性的元素S以及助长脆化的元素Si的含量降低到极限,可能会使低压转子材料的时效脆化敏感性显著降低。

表1 低压转子钢的化学成分

采用SXZ-12-10型箱式电阻炉,按照GE炉冷型步冷热处理规范的要求对低压转子材料进行步冷试验[6],该规范的工艺流程如下:

采用光学显微镜和扫描电镜(SEM)进行金相组织分析;采用SBE-3000S型布氏硬度计进行硬度试验;采用标距为50 mm的P12非比例试样在SH5106万能材料试验机上进行室温拉伸试验;采用缺口形状为V型、缺口深度为2 mm的标准尺寸冲击试样在PIT752H-4仪器化摆锤式冲击试验机上进行室温冲击试验和韧脆转变温度试验。以上试验按相应的国家标准执行。

2 试验结果与讨论

2.1 晶粒度和显微组织

核电低压转子材料在步冷试验前后的显微组织均为回火贝氏体组织,如图1所示。经步冷试验后,材料再结晶进行得更加完善,晶粒尺寸略有长大,从4.5级长大到4级。图2给出了材料在步冷试验前后的扫描电镜组织。从图2可以看出,在步冷试验过程中,由于碳化物与基体间的自由能具有较大的差异,碳化物的种类、数量、形状及分布都发生了一定的转变。步冷试验前,碳化物分布比较均匀且尺寸较小,以颗粒状和短棒状碳化物为主,部分碳化物沿着贝氏体条束呈一定角度排列。步冷试验后,材料中的碳化物发生了聚集粗化现象,且在粗大的碳化物附近,细小的粒状碳化物明显减少;部分碳化物呈链状分布,且有少量的块状碳化物出现。

(a) 步冷试验前

2.2 拉伸性能和硬度

表2给出了步冷试验前后30Cr2Ni4MoV核电低压转子芯部材料的室温拉伸性能和布氏硬度试验结果。从表2可以看出,步冷试验后,低压转子芯部材料的屈服强度Rp0.2和抗拉强度Rm分别从628 MPa和753 MPa降低到614 MPa和744 MPa,布氏硬度从228降低到223,但降低幅度都非常小,均不超过2.5%;步冷试验后,材料的延伸率A也有所降低,从22.1%降低到20.6%,但二者之间的差异非常小,相差仅为1.5%。

表2 低压转子芯部材料在步冷试验前后的拉伸性能和硬度

30Cr2Ni4MoV低压转子钢的强度和硬度主要取决于固溶强化和析出强化的效果[7]。步冷试验过程中,固溶在基体中的Cr、Mo、V等碳化物形成元素在高温条件下的扩散系数较大,扩散激活能较高,容易与C元素一起不断地向碳化物中迁移,形成在热力学上比渗碳体更加稳定的合金碳化物和其他碳化物,导致基体中的Cr、Mo、V等固溶合金元素贫乏,从而导致固溶强化效果变差。随着步冷试验的进行,细小且均匀分布的碳化物发生了聚集粗化现象,尺寸变大,成链状分布的碳化物以及大块状碳化物的出现致使订扎位错的能力减弱,位错运动的阻力减小,这将导致析出强化作用降低[6]。固溶强化和析出强化效果的减弱导致材料劣化,从而使低压转子钢的强度和硬度降低。

材料的断后延伸率实际上反映的是材料的塑性。步冷试验后,30Cr2Ni4MoV钢中析出的碳化物数量增多,尺寸增大,致使碳化物体积分数增加,这会降低材料的塑性。此外,碳化物逐渐由半连续状分布转变为连续状分布,碳化物分布形式的转变以及块状碳化物的出现使得晶粒间塑性变形的传递更加艰难,以致晶界更容易因局部应力集中而产生开裂,这也会降低材料的塑性。

步冷试验后,晶粒尺寸从4.5级长大到4级。晶粒的长大会减少低压转子钢单位体积内的晶粒数量,晶界总面积和参与变形的晶粒数量也会随之减少,导致低压转子钢抵抗塑性变形和断裂的能力变差,从而引起强度和塑性的降低。碳化物在晶界上聚集长大致使晶面结合能降低,导致晶界强度和晶界滑动变形的能力下降,亦会降低材料的强度和塑性。

步冷试验后,核电低压转子材料的晶粒尺寸变化不大,导致其强度和塑性指标下降并不明显,这也证明了本文研究所用的30Cr2Ni4MoV低压转子钢对时效脆化不敏感。

2.3 室温冲击性能和韧脆转变温度

室温冲击性能和韧脆转变温度是评判材料时效脆化倾向的2个十分重要的指标。纯净度较高的AP1000核电汽轮机低压整锻转子芯部材料在步冷试验前后的室温冲击性能和韧脆转变温度的试验结果见表3。从表3可以看出,步冷试验后,材料的室温冲击吸收能量平均值由步冷试验前的216 J降低到202 J,仅降低了14 J,变化幅度非常小。室温冲击值的下降与低压转子材料步冷试验后的晶粒尺寸稍微增加有关。晶粒越细,对裂纹扩展起障碍作用的晶界数量越多,发生沿晶界脆性断裂的概率越低且导致断裂需要消耗的能量也越多,因此可以提高材料的韧性。而晶粒尺寸增加则会引起晶界总面积减小,导致裂纹扩展的阻力降低,抵抗冲击破坏的能力减弱,冲击功也降低[8]。

表3 低压转子在步冷试验前后的室温冲击性能和韧脆转变温度

图3给出了低压转子在步冷试验前后的韧脆转变温度试验结果。图3(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低压转子芯部材料在步冷试验前后的上平台能量分别为214.7 J和206.4 J。步冷试验后,上平台能量降低幅度非常小,仅降低了8.3 J。图3(b)给出了剪切断面率与试验温度的关系曲线。转子材料经步冷处理后,其韧脆转变温度从-50.7 ℃升高到-41.8 ℃,仅升高了8.9 K,增幅也较小。

(a) 冲击吸收能量-温度曲线

步冷试验后,低压转子芯部材料的韧脆转变温度升高主要有3种机制起作用:(1) P、S、As等杂质元素在晶界的偏聚。研究表明,步冷时效过程中,在Ni、Cr、Mn等合金元素的共同作用下,晶内的微量非金属杂质元素P、S和低熔点有害金属元素Sb、Sn、As等在原奥氏体晶界处偏聚,使晶界的结合强度降低,尤其是P还会与Fe原子结合形成硬而脆的Fe3P化合物并在晶界析出,进一步增加了材料的脆性倾向[9-13]。(2) 晶界碳化物。碳化物在晶界大量弥散析出并聚集粗化,使晶粒间的界面结合能逐渐减小,晶界成为薄弱之处,裂纹在晶界上既易于形成又易于扩展,从而引起材料沿晶界发生脆性断裂,造成韧脆转变温度升高。(3) 材料的塑性。材料的塑性越低,对脆性破坏的抵抗能力就越弱,其冲击韧性越差。步冷试验后,低压转子的晶粒长大,晶界碳化物聚集粗化,引起晶界弱化,裂纹形核和扩展的概率升高,材料的塑性降低,韧脆转变温度升高。

采用GE炉冷法步冷处理后,文献[6]中常规火电低压转子的韧脆转变温度升高了41 K,而AP1000核电汽轮机低压转子材料的韧脆转变温度仅升高了8.9 K,其升高幅度要小得多。可见通过合理设计低压转子材料的化学成分,并采用精炼技术以提高转子材料的纯净度,尤其是要将P、S、Sb、Sn、As等有害杂质元素的含量控制到最低限以减少其在晶界的偏聚,使得所研究的低压转子钢的时效脆化敏感性较低。由于AP1000核电汽轮机低压转子的运行温度较低,服役过程中的脆化倾向不大,并没有完全按照超纯净低压转子的概念设计,尤其是Mn含量要高得多,若是纯净度能够再提高一些并且将Mn质量分数严格控制在0.05%以下,有望彻底解决30Cr2Ni4MoV低压转子钢的长期时效脆化问题。