X12CrMoWVNbN10-1-1輪盤試制鍛件組織與性能研究

白亞冠　聶義宏　吳　贇　姜　萍

(中國第一重型機械股份公司能源裝備材料科學研究所，天津300457)

?

X12CrMoWVNbN10-1-1輪盤試制鍛件組織與性能研究

白亞冠聶義宏吳贇姜萍

(中國第一重型機械股份公司能源裝備材料科學研究所，天津300457)

針對120t電渣爐電渣重熔冶煉并鍛造得到的規格為?1 900mm×500mm的X12CrMoWVNbN10-1-1輪盤試制件，研究了其不同部位的組織以及力學性能。結果表明，此輪盤鍛件徑向不同位置的成分和組織均勻性較好，且經過長時間鍛后等溫熱處理能夠實現完全的擴散型相變，熱處理后的力學性能無明顯差異。由于此鍛件來源于電渣鑄錠靠冒口側，冶煉工藝控制不當導致氧含量較高。影響了材料的拉伸性能。

X12CrMoWVNbN10-1-1；成分；夾雜物；組織；力學性能

燃氣輪機技術及其聯合循環的飛速發展，完全改變了燃氣輪機最初只能作為緊急備用電源和調峰機組使用的功能。目前，燃氣輪機除具上述功能外， 還可以攜帶基本負荷和中間負荷，其調峰性能好，大有取代常規燃煤蒸汽輪機電站的趨勢。近年來，燃煤的整體煤氣化聯合循環(IGCC)和流化床燃煤聯合循環(PFBC-CC)等潔凈煤發電技術的蓬勃進展， 都與燃氣輪機的發展密切相關。

X12CrMoWVNbN10-1-1鋼具有良好的鍛造性、淬透性、抗氧化性、焊接性和持久韌性[1]，是重型燃氣輪機主要部件——渦輪盤的選用材料，其國產化對我國打破國外的技術封鎖具有重大的意義。中國第一重型機械股份公司(簡稱一重)自2008年就開始采用雙真空方式制造12Cr%超超臨界轉子，但采用此種方式生產的鋼錠冷卻時間長，鑄態組織晶粒粗大，偏析嚴重，很難保證鍛件的均質性，而電渣重熔鋼錠冷卻速度快(凝固速度系數可達到40mm/min1/2)，鋼錠成分均勻、組織致密、夾雜物少，因此采用電渣重熔方式制造12%Cr鋼錠成為必然趨勢[2]。一重將12%廢轉子鍛件改鍛成自耗電極，采用于2010年新上的120t電渣爐進行電渣重熔冶煉，并經過鍛造得到了輪盤試制鍛件，粗加工后鍛件規格為?1 900mm×500mm。本文主要研究了此輪盤試制鍛件的徑向不同位置的微觀組織差異，并探討了其對力學性能的影響。

1　試驗材料及方法

本試驗材料取自于經過鍛后熱處理的X12CrMoWVNbN10-1-1燃氣輪機渦輪盤試制鍛件，鍛后在700℃長時等溫退火處理。分別于鍛件冒口側端面最外邊緣、1/2R、心部三個位置取料進行實驗分析。

性能熱處理工藝參數：淬火溫度為1 070℃，第一次回火溫度為585℃，第二次回火溫度為695℃。

用Axiovert200MAT型光學顯微鏡和Quanta400 型掃描電鏡觀察分析夾雜物、鍛后熱處理態組織及性能熱處理組織等；將熱處理后的材料加工成標準拉伸試樣和沖擊試樣，用CSS-44300型電子萬能試驗機測試其室溫和600℃的拉伸性能，用CBD-500型電子式擺錘沖擊試驗機測試其室溫沖擊性能。

2　試驗結果與分析

2.1不同位置成分分析

對X12CrMoWVNbN10-1-1[2]輪盤鍛件不同位置的化學成分進行分析，并與標準成分、電極成分進行對比，如表1所示。通過對比電極與電渣錠成分，可知經過電渣重熔后Mn、Cr等元素存在一定量的燒損，但O含量均高于100×10-6，遠高于電極的26×10-6。通過對比輪盤不同位置成分可知，盡管輪盤直徑達到了1.9m，但經過電渣重熔及鍛造后沿半徑不同位置的成分是比較均勻的。

根據文獻[3]，鎳鉻當量的計算公式為：

Nieq=Ni+40C+30N+0.5Mn+0.5Co+

0.3Cu

(1) 表1　輪盤不同位置的實測成分(質量分數，%)Table 1　Measured chemical compositions of different positions in turbine disc (mass fraction, %)

Creq=Cr+1.5Si+Mo+0.5W+2.5V+

1.5Nb+2Ti+2.8Al

(2)

由公式(1)和(2)計算得出本文試驗料的鎳鉻當量比(見表2)，由此可見本試驗料鎳鉻當量比較高，形成鐵素體傾向小。

表2　輪盤不同位置的鎳鉻當量比Table 2　The nickel-chromium equivalent ratio ofturbine disc at different positions

2.2不同位置夾雜物及鍛后熱處理組織分析

對輪盤不同位置的夾雜物進行觀察分析，結果如圖1所示。從圖1中可以看出本試驗料中夾雜物較多，以條狀和顆粒狀為主，尺寸較大，有的可達200μm。邊緣部位的夾雜物數量最多，尺寸也最大，與氧含量分布相對應，經過能譜分析可知(見圖2)，本試驗料中夾雜物均為Mn、Cr的氧化物夾雜，并未發現A、B、C類夾雜。結合成分分析結果可知，試驗料中氧含量較高是氧化物夾雜數量較多的直接原因。電渣重熔過程中，氧通過四種途徑進入熔渣及鋼液：(1)自耗電極中溶解的氧及不穩定的非金屬氧化物夾雜；(2)在電極制造和重熔時渣池上方電極表面產生的氧化鐵皮；(3)造渣材料中帶入的不穩定氧化物；(4)氧直接從大氣中通過熔渣轉移到金屬熔池。對于本文所用材料，氧含量較高主要是因為氣體保護效果差，大氣中的氧通過渣池轉移到鋼中，可以通過增加惰性氣體保護、采用新渣系等方法改進工藝得到符合產品要求的鑄錠[2]。

對鍛后熱處理試驗料不同位置的腐蝕態組織

(a)邊緣(b)1/2R(c)心部

圖1　輪盤不同位置的夾雜物Figure 1　Inclusions of different positions in turbine disc

圖2　夾雜物能譜分析Figure 2　The energy spectrum analysis of inclusions

圖3　1/2R位置的鍛后熱處理態低倍組織Figure 3　Macrostructure after forged heat treatment at 1/2R position

圖4鍛后熱處理態高倍組織

Figure4Microstructureafterforgedheattreatment

進行了觀察，結果見圖3，發現均存在較嚴重的混晶，原奧氏體晶粒尺寸均較大，晶界顏色較深，并且原奧氏體晶粒內為較小的鐵素體晶粒。通過更高倍數的研究發現(見圖4)，沿原奧氏體晶界存在條狀的鐵素體和密集分布的細小碳化物，晶界上存在顆粒狀和片狀的碳化物，經EDS分析可知為富含Cr、Mo、W的碳化物，同樣晶界附近的小顆粒狀和塊狀析出物均為此類碳化物，遠離原奧氏體晶界處碳化物數量明顯減少。氧化物夾雜周圍亦存在此類顆粒狀的碳化物，如圖4(f)所示。可以看出，在等溫過程中碳化物首先在奧氏體晶界處析出并逐漸長大，隨著等溫過程的進行，碳化物析出量增多，造成晶界附近貧碳，導致過冷奧氏體向鐵素體轉變，因此晶界附近區域出現碳化物和鐵素體的兩相區，同時原奧氏體晶粒內部的一些有利于碳化物析出的位置也開始不斷析出碳化物，并隨著等溫時間的延長而聚集長大，并轉變為鐵素體和碳化物兩相區[4 -5]。

(a)1h淬火(b)3h淬火(c)5h淬火(d)5h淬火+回火

圖5　性能熱處理組織Figure 5　Microstructure after property heat treatment

圖6基體與δ-鐵素體回火前后組織和EDS結果

Figure6MicrostructureandEDSresultsofmatrixandδ-ferritebeforeandaftertempering

本文觀察了輪盤徑向不同位置的顯微組織，未發現貝氏體或馬氏體等非擴散型組織的存在。說明材料經過長時間的等溫處理后，實現了完全的擴散型相變，切斷了非擴散型相變組織導致的組織遺傳，為后續的粗加工、性能熱處理以及晶粒的細化奠定了基礎[6-7]。

2.3性能熱處理組織

由于三個位置試樣的鍛后熱處理態組織無明顯區別，因此選擇邊緣附近試樣進行了1h、3h、5h三個淬火時間的性能熱處理，并進行微觀組織的對比觀察分析，結果如圖5所示，可知本實驗材料淬透性很好，淬火處理組織均為典型的板條馬氏體組織，板條邊界清晰可見，但經過回火處理后，板條邊界變得模糊，為高溫回火馬氏體組織(見圖5d)。從圖5可以看出，隨著淬火時間的加長，晶粒尺寸明顯增大，均達到了0級。在不同熱處理條件下均發現有少量δ-鐵素體的存在，尺寸均在50μm以下。可見1 070℃較短時間的淬火處理和回火處理對δ-鐵素體無明顯影響。

進一步研究了回火前后基體與δ-鐵素體內部的顯微組織變化(見圖6)。通過對比觀察可知，在回火處理后，基體內部的晶界和板條界析出了很多細小顆粒，根據文獻[8]，應為M23C6和MX，而在δ-鐵素體內部的晶界和晶內同樣析出了大量的細小析出相，見圖6(d)。經EDS檢測分析，鐵素體內部的Cr、W、Mo、V含量均高于基體，而在鐵素體內部晶界處更高，見圖6(e)和圖6(f)，可知晶界處的析出相為富含Cr、W、Mo、V的碳化物。

2.4拉伸及沖擊性能

對輪盤鍛件徑向心部、1/2R以及邊緣區域試樣的室溫和600℃時拉伸性能進行了測試和對比分析，結果見圖7。輪盤三個位置的室溫抗拉強度均在800MPa左右，屈服強度最低為662MPa，而600℃時抗拉強度在418MPa～450MPa范圍內，屈服強度最低僅有335MPa，屈強比變化不大，對材料在服役過程中的安全穩定性是有益的。

室溫延伸率和斷面收縮率最低分別為14.5%和51%，600℃為25.3%和86%，分別提升了74%和69%，可見高溫下材料拉伸塑形的提高主要來自于試樣頸縮后的伸長率的增加，其均勻塑性變形行為變化不大[9]。相對于進口轉子用12Cr鋼來說，本試驗料的強度較低，這與材料的晶粒度、析出相等均有關系。本文主要評價輪盤大鍛件徑向不同位置的性能均勻性，可見輪盤三個位置的拉伸強度和塑性是基本一致的。

通過對拉伸斷口形貌的觀察分析可知(見圖8)，室溫斷口呈準解理斷裂，低倍形貌中觀察到存在很多的二次裂紋，600℃斷口形貌為小而淺的韌窩，在兩者斷口中均發現夾雜物處形成的深坑。對拉伸試樣斷口進行縱剖并觀察了其組織(見圖9)，可見在離斷口很近的地方存在平行于應力方向的扁平狀孔洞，600℃拉伸試樣中的孔洞明顯多于室溫拉伸，放大后發現孔洞處均存在顆粒物，見圖9(b)和圖9(d)，且顆粒物有的已經破碎成小塊，此類顆粒物為形成孔洞的原因，同時發現其周邊還存在微小的裂紋，為拉伸過程中的裂紋源。拉伸變形過程中，夾雜物附近形成孔洞和裂紋，隨著拉伸應變的增加，孔洞和裂紋互相連通，形成大的裂紋，最終導致斷裂[9]。此結果也與拉伸斷口中發現的夾雜物深坑相對應，證明氧化物夾雜對材料的拉伸性能是有影響的，尤其是對高溫拉伸性能。由于氧化物夾雜較硬且脆，所以在拉伸變形過程中，破壞了材料的連貫性，不能與基體很好地協調變形，在其周圍形成孔洞和裂紋，同時在力的作用下，有的夾雜物發生破碎，形成小塊，尤其在高溫變形過程中，基體塑形更好，夾雜物的影響更明顯，孔洞和裂紋連通成為大裂紋，最終導致斷裂。可見，對于12Cr鋼，提高其冶煉質量，嚴格控制氧元素等含量，盡量減少其夾雜物對保證其拉伸性能符合標準要求是很有意義的[9]。

(a)室溫

(b)600℃圖7　輪盤三個位置的拉伸性能Figure 7　The tensile properties of turbine discat three different positions

通過輪盤不同位置的沖擊性能(見表3)進行

(a)室溫(b)室溫(c)室溫(d)600℃(e)600℃(f)600℃

圖8　拉伸斷口Figure 8　Tensile fractures

圖9斷口縱剖組織

Figure9Thesectionviewofmicrostructureforfractures

研究發現，對于不同位置、不同開口方向的試樣其沖擊功均高于50J，但在實驗過程中發現某些試樣的沖擊功比較低。選取沖擊功最低的試樣進行斷口形貌觀察(見圖10)，可以看出主要為準解理斷裂，同時發現有δ-鐵素體的存在，見圖10(c)。但數量較少，分布無規律，鐵素體對沖擊性能是有害的，因此某些試樣中因δ-鐵素體含量較多而造成其沖擊功較低。

圖10　沖擊斷口形貌Figure 10　The appearance of impact fracture表3　兩個開口方向的沖擊性能Table 3　The impact propertyat two opening directions

3　結語

(1)采用120t電渣爐電渣重熔冶煉并鍛造得到的規格為?1 900mm×500mm的X12CrMoWVNbN10-1-1輪盤試制件，其成分、組織及力學性能比較均勻。

(2)輪盤試制件冒口端O含量較高，體現在鍛件中為Mn、Cr的氧化物夾雜較多，且鍛件邊緣較多，心部略少。氧化物夾雜在拉伸尤其是高溫拉伸變形過程中容易形成孔洞和裂紋，成為主要的裂紋源之一，影響了材料的拉伸性能，而沖擊性能主要與δ-鐵素體有關。

(3)經過長時的等溫鍛后熱處理能夠實現完全的擴散型相變，得到鐵素體+碳化物的組織，切斷了組織遺傳， 為后續的粗加工和熱處理等做好了準備，性能熱處理組織為回火馬氏體+碳化物+少量鐵素體。

[1]孫奉亮, 何文武, 趙曉東, 等.12%Cr超超臨界轉子鋼的晶粒長大規律[J].大型鑄鍛件, 2011(5): 4-8.

[2]高建軍, 巴鈞濤, 唐作濱, 等. 12%Cr超超臨界轉子電渣重熔工藝中試研究[J]. 大型鑄鍛件, 2013(3) : 4-7.

[3]A.A.Tchizhika,T.A.Tchizhikb,AnnaA.Tchizhik.Optimizationoftheheattreatmentforsteamandgasturbinepartsmanufacturedfrom9-12%Crsteels[J].MaterialsProcessingTechnology, 1998, 77:226-232.

[4]韓利戰, 顧劍鋒, 潘健生. 超超臨界轉子鋼X12CrMoWVNbN10-1-1的等溫轉變動力學[J].材料熱處理學報, 2010, 31(1): 35-39.

[5]胡小強, 羅興宏, 李殿中. 超超臨界鋼G-X12CrMoWVNbN10-1-1長時間等溫熱處理過程中的組織演變[J]. 材料熱處理學報, 2007, 28(Z1):5-8,13.

[6]律清萍, 馬鳳容, 李延峰.Cr12MoV鋼鍛造生產工藝[J]. 一重技術, 2006 (1): 14-16.

[7]王曉芳, 沈才平, 呂政, 等.X12CrMoWVNbN10-1-1鋼超超臨界轉子鍛后熱處理工藝及其應用[J]. 金屬加工(熱加工), 2007 (1):237-240.

[8]殷鳳仕, 楊鋼, 李茹, 等.X12CrMoWVNbN10-1-1 耐熱鋼的組織和高溫力學性能[J]. 材料熱處理學報, 2012, 33(12): 72-75.

[9]李茹, 楊鋼, 楊沐鑫, 等. 進口X12CrMoWVNbN10-1-1轉子的顯微組織和力學性能研究[J]. 特鋼技術, 2013, 19(1): 6-10.

編輯陳秀娟

ResearchonMicrostructureandMechanicalPropertyofX12CrMoWVNbN10-1-1Trail-manufacturedTurbineDiscForging

BaiYaguan,NieYihong,WuYun,JiangPing

ThemicrostructureandthemechanicalpropertyofX1xx2CrMoWVNbN10-1-1trail-manufacturedturbinediscforgingatdifferentpositionshasbeenstudied,whichisremeltedby120tESRandforgedtothespecification?1 900mm×500mm.Theresultsshowthatthechemicalcompositionandthemicrostructureuniformityatdifferentpositionsaregreat.Withthelong-timeisothermalheattreatmentafterforging,thecompletediffusivephasetransformationcanberealized.Meanwhile,thereisnosignificantdifferenceofmechanicalpropertyafterheattreatment.BecausethisforgingismanufacturedbytheESRingotneartotheriserandthecontrollingofsmeltingprocessisinappropriate,thecontentofoxygenishigherwhichinfluencesthetensilepropertyofmaterial.

X12CrMoWVNbN10-1-1;chemicalcomposition;inclusion;microstructure;mechanicalproperty

2016—01—12

白亞冠(1987—)，工程師，主要從事發電用高溫材料研發。電話：13622006857，Email：302baiyaguan@163.com

TG316B