許文文 李 其 李 波 王 承 秦 江

(二重(德陽)重型裝備有限公司，四川618000)

為了提高火電機組的發(fā)電效率，減少碳排放量，提高能源利用率，超超臨界發(fā)電技術應運而生，并在全世界得到了推廣。這就促使汽輪機組朝著高參數(shù)方向發(fā)展，越來越高的蒸汽溫度和壓力對材料的高溫性能參數(shù)提出了更苛刻的要求。近幾年，歐洲、日本和美國都提出了700℃超超臨界技術[1]。在歐洲COST項目中，通過往常規(guī)12%Cr鋼中添加少量的Nb、N、W等元素，開發(fā)出600℃級超超臨界汽輪機轉子用X12CrMoWVNbN10-1-1耐熱鋼[2]。該馬氏體耐熱鋼具有優(yōu)異的高溫持久強度和抗高溫氧化腐蝕性能，相比奧氏體耐熱鋼，還具有較高的熱導率和較低的熱膨脹系數(shù)，以及優(yōu)異的經濟性能等優(yōu)點[3]。目前，該鋼在歐洲已廣泛應用于超超臨界機組的轉子、葉片等關鍵部件。然而，我國的超臨界化起步較晚，從2003年才開始進行12%Cr超超臨界轉子材料及其關鍵制造技術的研究[4]，比火電先進國家晚了40多年。雖然目前我公司已形成該轉子鋼小批量生產能力，但材料的某些性能還是不穩(wěn)定。尤其在提高高溫持久性能方面，仍存在很多困難。本文通過對X12CrMoWVNbN10-1-1鋼高溫持久試樣進行金相和斷口掃描分析，探討持久試樣斷裂的根本原因，從而找到提高材料高溫持久性能的方法。

1 試驗材料及方法

持久試驗用試樣取自上汽高中壓轉子鍛件試料區(qū)。熱處理狀態(tài)為：1070℃×17 h油冷淬火+570℃×40 h回火+675℃×40 h回火。材料的化學成分見表1。

表1 轉子鋼化學成分(質量分數(shù)，%)Table 1 Chemical compositions of rotor steel (mass fraction, %)

持久試驗按照GB/T 2039—2012，在RDL-50持久蠕變試驗機上進行。試樣規(guī)格為標準?10 mm試樣。分別采用Leica DMI5000 M型金相顯微鏡和TEGA3-LMH型掃描電鏡進行組織分析。重點對持久試驗前的熱處理狀態(tài)進行組織分析，對不同溫度和應力條件下的持久試樣進行組織和斷口分析。

2 試驗結果與分析

2.1 持久試驗結果和斷口分析

材料分別經230 MPa、600℃和180 MPa、625℃進行持久拉伸試驗，試驗結果見表2。其中，T2T2試樣在滿足標準要求的500 h后，加載拉斷試樣；而T2T3試樣未達到標準要求的1300 h，在試驗過程中提前斷裂。首先對兩個試樣的斷口進行了掃描電鏡分析，見圖1。

圖1 轉子鋼斷口分析Figure 1 Fracture analysis of rotor steel

表2 轉子鋼持久性能結果Table 2 The endurance test results of rotor steel

從圖1(a)和(c)可以看出，兩個持久試樣都為韌窩斷口，T2T2試樣有明顯的剪切唇，T2T3 沒有剪切唇。因此，可以推斷T2T2的塑性更好；從圖1(b)和(d)中可以看出，斷口表面除了韌窩以外還有一些均勻分布的大型孔洞，空洞里并沒有夾雜物，如圖中箭頭所示。推測在持久試樣的拉伸過程中，這些孔洞的存在促使試樣加速斷裂。

2.2 調質態(tài)及持久斷口附近金相組織分析

對調質后試樣以及持久試樣斷口附近的組織，進行了金相及掃描斷口分析。圖2為金相組織照片，從圖中可以看出，材料只進行淬火和經過高溫持久后的金相組織都為板條馬氏體，但是隨著高溫保溫時間的增加(T2T2為600℃保溫500.5 h，T2T3為625℃保溫936.2 h)，馬氏體板條間黑色部分越來越多，板條形貌弱化。

圖2 轉子鋼金相組織圖片(100×)Figure 2 Metallographic structure picture of rotor steel(100×)

圖3為掃描電鏡組織照片，同樣可以看出三個試樣都為板條馬氏體組織，在馬氏體板條間彌散分布著細小的第二相析出物。據(jù)陶新剛等研究[4]發(fā)現(xiàn)，X12CrMoWVNbN10-1-1鋼在570℃以上回火，第二相析出物由M7C3逐漸轉變?yōu)镸23C6。也就是說，圖中的第二相析出物主要為M23C6。同時，可以觀察到，三種狀態(tài)下第二相析出物的尺寸有明顯變化，圖3(c)>圖3(b)>圖3(a)。這就說明：經過長時高溫保溫后，組織中第二相尺寸明顯粗化，并且隨著溫度升高和保溫時間的增加，第二相尺寸越來越大。圖2中所觀察到板條間黑色部分的增加，就是由第二相析出物粗化造成的。

圖3 轉子鋼金相組織圖片(15000×)Figure 3 Metallographic structure picture of rotor steel(15000×)

2.3 持久斷裂機理研究

為了更進一步研究材料持久斷裂的原因，將持久試樣沿垂直于斷口的方向切開，鑲嵌后分別進行了金相和掃描電鏡觀察。斷口剖面的宏觀金相照片見圖4，同樣可以看出，T2T2試樣有明顯的剪切唇，T2T3試樣斷口較平直。采用掃描電鏡觀察了斷口附近的組織，圖5(a)和(b)分別為T2T2和T2T3放大1000倍的照片，在斷口附近可以觀察到明顯的蠕變孔洞。在接近斷口的區(qū)域，由于變形大，晶粒發(fā)生明顯變形，存在較多蠕變孔洞。在遠離斷口的區(qū)域，蠕變孔洞尺寸和密度減少。另外，T2T3試樣的蠕變孔洞密度高于T2T2試樣。也就是說，持久溫度越高，保溫時間越長，蠕變孔洞越多。因此，試樣發(fā)生以蠕變孔洞為主要損傷方式的失效。進一步放大倍數(shù)觀察，發(fā)現(xiàn)孔洞中并沒有析出物，均為空洞，并且位于馬氏體板條間，如圖5(c)和(d)所示。

圖4 斷口剖面宏觀照片F(xiàn)igure 4 Macro photo of fracture section

圖5 斷口附近SEM照片F(xiàn)igure 5 SEM photos near the fracture

為了研究蠕變孔洞形成的原因，我們在離斷口一定距離的變形區(qū)繼續(xù)進行觀察，并進一步放大觀察倍數(shù)。圖6為放大15000倍的照片，通過觀察發(fā)現(xiàn)，大多數(shù)空洞形成于第二相析出物和基體相結合的部位，如右圖箭頭所示，從圖3(b)和(c)中也可以觀察到相同的現(xiàn)象。

圖6 遠離斷口區(qū)域的SEM照片F(xiàn)igure 6 SEM images away from the fracture area

3 結論

根據(jù)以上試驗結果，可以分析出持久斷裂機理和原因。X12CrMoWVNbN10-1-1鋼中，馬氏體板條間主要析出物為M23C6，持久溫度越高，保溫時間越長，析出物逐漸粗大。由于M23C6為硬質點，基體的硬度較軟，在局部剪切力作用下，促使微裂紋在結合面處萌生。在受力的情況下，基體發(fā)生應變，M23C6不隨之變形并逐漸與基體發(fā)生脫離，形成空洞核心。隨著持久時間延長，在應力的作用下蠕變孔洞不斷長大，直到相互連接形成裂紋，而后裂紋迅速擴展使試樣發(fā)生蠕變斷裂。因此，鋼中第二相析出物是決定材料高溫持久性能的關鍵因素，細化第二相析出物的尺寸可以有效提高材料的持久性能。