■ 彭亞敏，趙麗

燃?xì)廨啓C(jī)具有技術(shù)先進(jìn)、熱效率高、機(jī)組起動(dòng)快、自動(dòng)化程度高等優(yōu)點(diǎn)，其技術(shù)僅被世界上少數(shù)幾個(gè)發(fā)達(dá)國(guó)家所壟斷，輪盤、拉桿等鍛件作為燃機(jī)的核心零部件，主要依賴進(jìn)口。我公司與汽輪機(jī)廠合作對(duì)壓氣機(jī)10～15級(jí)輪盤鍛件進(jìn)行了研制開發(fā)，主要采用具有高的淬透性、良好的強(qiáng)韌性和冷熱加工工藝性的26Cr2Ni4MoV轉(zhuǎn)子鋼。10～15級(jí)輪盤工作溫度在350～500℃，26Cr2Ni4MoV鋼長(zhǎng)期處于高于350℃溫度下服役會(huì)出現(xiàn)脆化傾向，需控制雜質(zhì)元素含量，開發(fā)了化學(xué)成分超純凈的26NiCrMoV14-5mod鋼。因此，燃機(jī)壓氣機(jī)輪盤對(duì)化學(xué)成分、超聲波檢測(cè)均有嚴(yán)格的要求。本文對(duì)我廠試制的一個(gè)因混晶而導(dǎo)致無(wú)損檢測(cè)不合格的13級(jí)輪盤鍛件進(jìn)行了熱處理模擬試驗(yàn)研究，使其晶粒進(jìn)一步細(xì)化且消除混晶，最終滿足了燃機(jī)輪盤的無(wú)損檢測(cè)要求。

1.燃機(jī)輪盤試制概況

輪盤輪廓尺寸如圖1所示，材料的化學(xué)成分見表1，力學(xué)性能要求見表2。

其中，X=(10P+5 S b+4Sn+As)×102，要求≤6.5。

超聲波檢測(cè)要求起始靈敏度為φ1.0mm，不允許有φ1.0mm以上密集型缺陷和φ1.5mm以上的單個(gè)缺陷。

我公司對(duì)1 3級(jí)輪盤進(jìn)行了試制，采用雙真空冶煉（LVCD+VCD），鐓粗+KD法拔長(zhǎng)的鍛造式得到成分超純凈、中心壓實(shí)的輪盤鍛件，經(jīng)預(yù)備熱處理、調(diào)質(zhì)后進(jìn)行了超聲波檢測(cè)及性能檢驗(yàn)。預(yù)備熱處理工藝曲線見圖2，調(diào)質(zhì)工藝曲線見圖3，輪盤鍛件調(diào)質(zhì)后的化學(xué)成分見表3，力學(xué)性能見表4。

圖1 燃機(jī)輪盤的試料位置

表1 26NiCrMoV14-5mod鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

表2 26NiCrMoV14-5mod鋼的力學(xué)性能

從上述檢驗(yàn)結(jié)果可知輪盤的化學(xué)成分達(dá)到了超純凈的要求，且各項(xiàng)力學(xué)性能均滿足技術(shù)要求，但超聲波檢測(cè)結(jié)果顯示，端面起始靈敏度φ1mm，外圓草狀波嚴(yán)重，無(wú)法進(jìn)行無(wú)損檢測(cè)。因此，必須進(jìn)行細(xì)化晶粒返修，以滿足無(wú)損檢測(cè)要求。

2.問(wèn)題分析

針對(duì)周向無(wú)損檢測(cè)草狀波，進(jìn)行了軸向、徑向兩個(gè)方向的金相檢測(cè)，非金屬夾雜物（A、B、C、D類）均小于0.5級(jí)，晶粒度軸向和徑向級(jí)別均為8級(jí)及部分6級(jí)，如圖4a所示。

由于輪盤周向截面尺寸比端面尺寸大很多，經(jīng)過(guò)性能熱處理后輪盤晶粒度雖達(dá)到8級(jí)，已經(jīng)非常細(xì)小，但有一部分為6級(jí)，晶粒度不均勻，出現(xiàn)了混晶現(xiàn)象，使其周向回波能量損失較多，從而導(dǎo)致無(wú)損檢測(cè)草狀波的出現(xiàn)。針對(duì)以上問(wèn)題，我們進(jìn)行了熱處理模擬試驗(yàn)，以期細(xì)化晶粒、消除混晶，滿足無(wú)損檢測(cè)技術(shù)要求。

3.試驗(yàn)?zāi)M及解決方案

（1）熱處理模擬試驗(yàn) 試驗(yàn)用料取自輪盤鍛件心部試料區(qū)T2，如圖1所示。試料先加工成15mm×15mm×40mm 的方形坯料分成若干組，分別進(jìn)行不同的熱處理模擬試驗(yàn)（見表5）。熱處理后加工成10mm×10mm×15mm的金相試樣。

本次模擬試驗(yàn)著重于細(xì)化均勻晶粒、消除混晶，得到滿足超聲波檢測(cè)要求的熱處理工藝，以便為后期試制輪盤提供依據(jù)。熱處理模擬方案見表6。

（2）試驗(yàn)結(jié)果及分析 經(jīng)各種熱處理模擬試驗(yàn)后試樣的奧氏體晶粒度測(cè)定結(jié)果見表6，各熱處理狀態(tài)的晶粒度如圖4所示。

結(jié)合表6和圖4可以明顯地看出，進(jìn)行不同的熱處理模擬后，正火+回火工藝對(duì)細(xì)化晶粒、消除混晶起到的作用甚微，如圖4b所示。一次Ac3溫度附近退火（780℃不完全退火、810℃完全退火）可以使晶粒明顯細(xì)化，晶粒度級(jí)別均可達(dá)到10級(jí)以上，且比較均勻，消除了混晶現(xiàn)象，如圖4c和4d所示。退火后加一次正火，會(huì)使原本退火細(xì)化的晶粒變得粗大，且混晶現(xiàn)象再度出現(xiàn)，如圖4e和4f所示。另外，對(duì)比圖4中c、d以及e、f不難看出，相較不完全退火，完全退火對(duì)晶粒的細(xì)化效果更好一些。

圖2 鍛后熱處理曲線

圖3 調(diào)質(zhì)熱處理曲線

表3 26NiCrMoV14-5mod鋼的實(shí)際化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

表4 26NiCrMoV14-5mod鋼熱處理后的力學(xué)性能

表5 各種熱處理工藝代號(hào)

由于奧氏體再結(jié)晶可有效地細(xì)化奧氏體晶粒，所以正火+回火可以細(xì)化晶粒，但試驗(yàn)結(jié)果表明，一次正火+回火的細(xì)化作用沒有一次退火明顯。有文獻(xiàn)在26Cr2Ni4MoV鋼的等溫淬火試樣中觀察到了殘留奧氏體薄膜的存在。在后續(xù)加熱過(guò)程中，這些殘留奧氏體薄膜將成為針狀?yuàn)W氏體的既有晶核，使鋼的粗大奧氏體晶粒發(fā)生遺傳。一次臨界區(qū)退火后26Cr2Ni4MoV鋼中殘留奧氏體量明顯減少。殘留奧氏體薄膜的減少將使得在加熱時(shí)針狀?yuàn)W氏體的形核率大大減少；α相的回復(fù)和再結(jié)晶將破壞殘留奧氏體薄膜與α相間的共格聯(lián)系和取向關(guān)系，從而使針狀?yuàn)W氏體難于長(zhǎng)大。因此，一次臨界區(qū)退火有明顯細(xì)化晶粒、消除混晶的作用。而退火后的正火不但沒起到細(xì)化晶粒的作用，反而使晶粒粗化，是因?yàn)樵俳Y(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力是馬氏體結(jié)構(gòu)缺陷遺傳以及加熱時(shí)α→γ相轉(zhuǎn)變所引起的組織應(yīng)力和熱應(yīng)力，使鋼產(chǎn)生內(nèi)硬化。內(nèi)硬化應(yīng)變能促使奧氏體在一定溫度下發(fā)生再結(jié)晶。因此，每次加熱前必須快冷，以保證有足夠相變，產(chǎn)生足夠大的驅(qū)動(dòng)力來(lái)推動(dòng)再結(jié)晶，否則再結(jié)晶不易進(jìn)行。

由此可見，退火+正火會(huì)使原本退火后細(xì)化的晶粒變得粗大，且混晶現(xiàn)象就是因?yàn)橥嘶鸷蟮恼疬^(guò)程中驅(qū)動(dòng)力不足、再結(jié)晶不充分所致。

綜上所述，一次退火可以明顯細(xì)化晶粒、消除混晶，且完全退火的效果更佳。

（3）解決方案 根據(jù)以上的試驗(yàn)結(jié)果，對(duì)13級(jí)輪盤進(jìn)行了返修，將輪盤進(jìn)行810℃退火后再執(zhí)行調(diào)質(zhì)工藝。經(jīng)檢測(cè)各項(xiàng)力學(xué)性能均符合要求。金相檢測(cè)非金屬夾雜物尺寸在要求范圍內(nèi)，晶粒度達(dá)到9級(jí)，且非常均勻，沒有混晶現(xiàn)象出現(xiàn)，其晶粒度如圖5所示。進(jìn)行超聲波檢測(cè)，端面和外圓的檢測(cè)起始靈敏度均能達(dá)到φ1mm的要求。由此可見，在調(diào)質(zhì)前加一次完全退火工藝，即退火+調(diào)質(zhì)工藝可以細(xì)化晶粒，且防止混晶出現(xiàn)。

4.結(jié)語(yǔ)

（1）對(duì)組織遺傳較強(qiáng)的26Cr2Ni4MoV鋼退火可以有效細(xì)化晶粒，且完全退火比不完全退火細(xì)化晶粒的作用明顯。

（2）采用調(diào)質(zhì)前加一次退火工藝，可以明顯使晶粒細(xì)化，起到均勻組織消除混晶的作用，并執(zhí)行該工藝解決了輪盤因混晶而導(dǎo)致超聲波檢測(cè)草狀波的問(wèn)題，最終生產(chǎn)出各項(xiàng)指標(biāo)均滿足技術(shù)要求的輪盤鍛件。

圖4 各熱處理模擬狀態(tài)的晶粒度照片（200×）

表6 經(jīng)不同工藝處理后試樣的奧氏體晶粒度

圖5 返修后輪盤的晶粒度照片（200×）

20150204