李紅梅 常軍委 張雪姣

(天津重型裝備工程研究有限公司，天津300457)

30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子用鋼回火后顯微組織分析

李紅梅 常軍委 張雪姣

(天津重型裝備工程研究有限公司，天津300457)

利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡和透射電子顯微鏡分析了30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子軸身距表面不同距離處回火后的顯微組織。結(jié)果表明，低壓轉(zhuǎn)子回火后距表面不同位置硬度值變化不大；軸身處徑向晶粒尺寸變化不明顯，晶粒度均在6.5級左右；回火后距表面20 mm及300 mm位置處組織分別為回火馬氏體、貝氏體；近表面處的主要碳化物類型為M3C、M7C3和M2C；距表面300 mm處的主要碳化物類型為M3C和M7C3。

30Cr2Ni4MoV鋼；回火；微觀組織；碳化物

隨著社會經(jīng)濟的發(fā)展和工業(yè)化水平的提高，高效率、高參數(shù)、大容量的發(fā)電機組成為世界各國電力工業(yè)的主力機組。20世紀80年代初，我國引進了美國西屋公司300 MW和600 MW亞臨界機組的制造技術(shù)，汽機、重機行業(yè)對其進行了消化吸收，85及93電站大鍛件專用標準中也列出了該鋼種，牌號為30Cr2Ni4MoV，對應(yīng)國外鋼種的牌號Ni3.5CrMoV[1-3]。30Cr2Ni4MoV鋼是一種常用的中低合金高強度鋼，由于具有淬透性高、綜合力學(xué)性能好和冷熱加工性能優(yōu)良等特點，被廣泛的用于制造大型發(fā)電機與汽輪機低壓轉(zhuǎn)子[4]。

對于轉(zhuǎn)子這類大鍛件，材料在熱加工環(huán)節(jié)中，由于表面與內(nèi)部傳熱速率不一樣，會形成一定的溫度差，對其組織及性能產(chǎn)生影響，研究表明低壓轉(zhuǎn)子的綜合力學(xué)性能在很大程度上取決于它的熱處理工藝及其所得的微觀組織[5]。因而研究30Cr2Ni4MoV鋼的組織轉(zhuǎn)變，對制訂低壓轉(zhuǎn)子的熱處理工藝、控制低壓轉(zhuǎn)子的微觀組織以及改善低壓轉(zhuǎn)子的最終性能，具有十分重要的指導(dǎo)意義。 在以往核電汽輪機低壓轉(zhuǎn)子的研究中，多側(cè)重于熱加工工藝優(yōu)化、組織與性能改善及晶粒細化等方面[4-8]。由于低壓轉(zhuǎn)子的尺寸非常大，制造和解剖費用非常高，因此有關(guān)轉(zhuǎn)子徑向的化學(xué)成分、顯微組織和力學(xué)性能分析的研究很少。我們對中國一重生產(chǎn)的1.7 m直徑的低壓轉(zhuǎn)子鍛件沿軸身及軸頸不同位置進行了縱剖，并研究了直徑方向上不同位置的淬火、回火力學(xué)性能及顯微組織。本文對軸身處距表面不同距離的顯微組織進行了研究，這對優(yōu)化轉(zhuǎn)子的制造工藝，提高產(chǎn)品質(zhì)量有著非常重要的意義。

1 實驗材料與方法

實驗材料取自本公司生產(chǎn)的直徑1.7 m的低壓轉(zhuǎn)子，其化學(xué)成分見表1。將材料在830～850℃均勻化處理52 h后，595℃回火處理50 h。在軸身直徑1723 mm處套料，分別在直徑方向上距表面20 mm和300 mm處取樣，取料示意圖如圖1所示。

所取棒料做維氏硬度測試，按GB/T 4340.1—2009執(zhí)行，實驗載荷為10 kg，保載時間10 s，每個位置測量3個點。

在低壓轉(zhuǎn)子軸身位置，距離表面20mm和300 mm處取10 mm×10 mm×15 mm的試樣，在DM 4000M光學(xué)顯微鏡及QUANTA 400掃描電子顯微鏡下進行觀察。同時，在距離表面20 mm和300 mm處用線切割切取0.3～0.4 mm厚的薄片，用砂紙磨至80 μm薄片，沖成?3 mm的小圓片，用細砂紙磨至40～50 μm，配制5%的高氯酸酒精進行電解液雙噴實驗，采用JEM-2100場發(fā)射透射電鏡觀察碳化物的形貌。

圖1 轉(zhuǎn)子取料示意圖Figure 1 Schematic of rotor reclaiming

CSiMnCrNiMoVSP0．240．0110．271．733．610．400．11<0．001<0．005

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 硬度

淬火及回火狀態(tài)下分別在距表面20 mm、95 mm、195 mm、305 mm、425 mm、610 mm處取試樣測試維氏硬度，其結(jié)果如圖2所示。從圖2可以看出，淬火后從表面到距表面610 mm位置處，其硬度值呈明顯下降趨勢，回火后，其硬度變化不明顯。材料的性能與其微觀組織緊密相關(guān)，為了解其內(nèi)部顯微組織的變化，取低壓轉(zhuǎn)子軸身典型位置處的試樣進行分析。

2.2 晶粒度和顯微組織觀察

圖2 轉(zhuǎn)子軸身不同位置處硬度曲線Figure 2 Hardness curve of rotor shaft body at different positions

30Cr2Ni4MoV鋼淬火后距表面20 mm及300 mm處的晶粒度如圖3所示。距表面20 mm處晶粒度為6.5～6.0級；距表面300 mm處晶粒度為7.0～6.5級。由此可以看出，從表面到距表面300 mm處，晶粒相對比較均勻，些許的差異可能是因為表面保溫時間稍長。

(a)距表面20 mm (b)距表面300 mm圖3 距表面不同距離的晶粒度Figure 3 Grain size at different locations to surface

圖4為30Cr2Ni4MoV鋼軸身位置處距表面20 mm及300 mm處的淬火及回火組織?？梢钥闯觯啾砻?0 mm處的淬火組織為馬氏體，距表面300 mm處的淬火組織為貝氏體?？梢杂^察到，低壓轉(zhuǎn)子不同位置試樣的組織中分布著大量的細小碳化物。金相組織的觀察受電鏡放大倍數(shù)的限制，采用掃描電鏡對其中的碳化物進行進一步的觀察。

利用掃描電子顯微鏡觀察30Cr2Ni4MoV鋼距表面不同距離處的回火組織，如圖5所示?？梢钥闯觯鼗鸷蠼M織中分布著大量的碳化物，碳化物呈條狀和顆粒狀，部分沿板條界或晶界呈一定 取向分布，部分分布在基體中。碳化物對鋼的硬度起著至關(guān)重要的作用，鋼的硬度主要取決于碳化物的自身硬度，碳化物的彌散分布狀態(tài)，即與粒子自身特性、大小和相對量有關(guān)[9]。為進一步了解30Cr2Ni4MoV鋼回火后碳化物的情況，對其進行透射觀察。

(a)距表面20mm處淬火組織(b)距表面300mm處淬火組織(c)距表面20mm處回火組織(d)距表面300mm處回火組織

圖4 30Cr2Ni4MoV鋼淬火組織及回火組織Figure 4 Microstructures of 30Cr2Ni4MoV steel after quenching and tempering

圖5 30Cr2Ni4MoV鋼回火組織Figure 5 Microstructure of 30Cr2Ni4MoV steel after tempering

圖6 距表面20 mm處的TEM形貌
Figure 6 TEM images at location of 20mm away from surface

2.3 回火后碳化物分析

回火后的碳化物對鋼的性能有著很大的影響。為了解30Cr2Ni4MoV鋼軸身位置回火后碳化物的種類、形態(tài)，利用透射電鏡得到的一系列結(jié)果來分析和確定回火后不同位置碳化物的類型及形態(tài)。

圖6為距轉(zhuǎn)子軸身表面20 mm處的析出物形貌?？梢钥闯?，材料中存在大量的碳化物，碳化物從基體和板條界上析出，其形貌主要為短桿狀、多邊形狀及顆粒狀。其中，短桿狀碳化物在板條界或板條內(nèi)沿一定取向分布，多邊形狀及顆粒狀碳化物分布于基體和板條中。

對轉(zhuǎn)子軸身處距表面20 mm的短桿狀及顆粒狀碳化物進行分析，如圖7所示。圖7(a)中顆 粒1為短桿狀碳化物，碳化物尺寸約為80nm×20 nm，長徑比為4∶1。圖7(b)為套取顆粒1的衍射斑得到的暗場像，對其進行衍射花樣分析，此短桿狀碳化物的類型為M3C。對圖7(a)中顆粒2進行放大觀察，如圖7(c)所示，碳化物尺寸約90 nm，進行衍射花樣分析發(fā)現(xiàn)此顆粒狀碳化物為M3C。

(a)明場像(b)顆粒1暗場相及衍射花樣(c)局部放大圖(d)顆粒2暗場相及衍射花樣

圖7 短桿狀及顆粒狀碳化物的TEM觀察Figure 7 TEM analysis of the short rod and granular carbide

圖8 多邊形狀碳化物的TEM觀察Figure 8 TEM analysis of polygon carbide

圖9 顆粒狀碳化物的TEM觀察
Figure 9 TEM analysis of granular carbide

圖8為對轉(zhuǎn)子軸身位置距表面20 mm處的多邊形狀碳化物進行的分析，碳化物尺寸約120 nm，對其進行衍射花樣分析，此碳化物為M7C3。一般認為，M7C3以“原位形核”的方式形成，即Cr首先向Fe3C中富集，當Cr的濃度超過Fe3C中的溶解度極限時，F(xiàn)e3C發(fā)生晶格改組，轉(zhuǎn)變?yōu)镸7C3，它是30Cr2Ni4MoV鋼回火態(tài)存在的主要碳化物之一[10]。對轉(zhuǎn)子軸身位置距表面20 mm處的小顆粒狀碳化物進行分析，如圖9所示，小顆粒尺寸約20 nm，對衍射花樣標定的結(jié)果進行分析，此碳化物為M2C。楊德新[11]的研究中指出，將含 鉬鋼置于500～700℃范圍內(nèi)時效時，會析出Mo2C，彌散分布在基體中產(chǎn)生二次硬化。

(a)明場像(b)暗場像及衍射花樣

圖10 長桿狀碳化物的TEM觀察Figure 10 TEM analysis of long rod carbide

圖11 多邊形狀碳化物的TEM觀察
Figure 11 TEM analysis of polygon carbide

30Cr2Ni4MoV鋼軸身位置距表面300 mm處的碳化物分布如圖10、圖11所示?？梢钥闯?，碳化物形態(tài)主要有長桿狀和多邊形狀。其中，長桿狀碳化物沿一定取向分布，多邊形狀碳化物稀疏分布于基體中。圖10中分析的長桿狀碳化物尺寸約為250 nm×50 nm，長徑比為5∶1，衍射花樣分析此碳化物為M3C。軸身位置距表面300 mm的多邊形狀碳化物分析如圖11所示，多邊形狀碳化物尺寸約為135 nm，衍射花樣分析可知此碳化物為M7C3。

由以上分析可以得出，低壓轉(zhuǎn)子軸身位置距表面20 mm處的M3C明顯短于距表面300 mm處的M3C，對其進行統(tǒng)計分析，如圖12所示?？梢钥闯?，同為M3C，在不同的位置處其長度不同，距表面20 mm處的碳化物平均尺寸明顯短于距表面300 mm處的碳化物；距表面20 mm處碳化物平均長為76 nm，寬為26 nm，長徑比平均值為2.95∶1；距表面300 mm處碳化物平均長為186 nm，寬為46 nm，長徑比平均值為4.08∶1。對兩種位置的桿狀碳化物不同范圍的長度在所有統(tǒng)計顆粒中所占的比例進行統(tǒng)計，如圖13所示?？梢钥闯觯啾砻?0 mm處的M3C，長度≤100 nm的顆粒約為88%，100～200 nm的顆粒約為12%；距表面300 mm處的M3C，長度≤100 nm的顆粒約為12%，100～200 nm的顆粒約為57%，>200 nm的顆粒約為31%。由此可見，距表面20 mm處的M3C整體而言的確短于距表面300 mm處的M3C。在回火過程中，馬氏體分解，碳化物易于在晶界析出，板條界附近的碳原子也向板條界擴散，使這些碳化物沿板條界長大，或者連在一起，形成長條狀碳化物[12]。徐盛[13]在研究45CrNiMoV鋼時也發(fā)現(xiàn)，隨回火溫度的提高或回火時間的延長，長條狀M3C碳化物數(shù)量減少，析出碳化物形貌逐漸由長條狀向短桿狀，由短桿狀向球形演變，碳化物的長徑比減小。對于30Cr2Ni4MoV鋼而言，因為低壓轉(zhuǎn)子軸身位置處直徑較大，表面在回火溫度下保溫時間稍長于內(nèi)部，使得表面桿狀碳化物的長度短于內(nèi)部。

在大量的透射觀察中，發(fā)現(xiàn)桿狀及顆粒狀的碳化物均有可能為M3C，為此對其進行了分析，如圖14所示。可以看到，圖14(a)中桿狀的碳化物1傾轉(zhuǎn)一定角度后在圖14(b)中顯現(xiàn)為顆粒狀；圖14(a)中桿狀的碳化物2傾轉(zhuǎn)一定角度后在圖14(b)中仍顯現(xiàn)為桿狀。能譜分析得知，這兩種碳化物均為M3C。由此可以看出，M3C在轉(zhuǎn)子鋼中有兩種存在形態(tài)，即桿狀和顆粒狀，在不同的位置，其呈現(xiàn)的形貌可能不同。減鑫士[14]在研究45CrMoV鋼時也指出，M3C呈顆粒狀和桿狀，桿狀M3C的長度為0.2～0.3 μm，寬度為0.03～0.05 μm，顆粒狀M3C的直徑約為0.07～0.10 μm。經(jīng)電子衍射標定，貝氏體與馬氏體回火生成的M3C一樣，與基體的晶體取向關(guān)系也符合Bagaryatsiki關(guān)系。

圖12 不同位置處桿狀碳化物尺寸統(tǒng)計Figure 12 Statistical analysis of carbides sizes at different locations

(a)某一位置碳化物形態(tài)(b)傾轉(zhuǎn)一定角度碳化物形態(tài)(c)顆粒1EDS(d)顆粒2EDS

圖14 30Cr2Ni4MoV鋼中的碳化物
Figure 14 Carbide in 30Cr2Ni4MoV steel

2.4 分析與討論

低壓轉(zhuǎn)子淬火后近表層組織為馬氏體，距表面300 mm處的組織為貝氏體，使淬火硬度出現(xiàn)較大差別。不同位置的晶粒級別相差很小，晶粒度比較均勻，沒有因為低壓轉(zhuǎn)子的直徑大而在徑向上產(chǎn)生很大的區(qū)別，也沒有發(fā)現(xiàn)粗晶和混晶現(xiàn)象，這說明低壓轉(zhuǎn)子的晶粒度控制得比較好，有利于轉(zhuǎn)子獲得比較均勻的硬度。

以上研究表明，30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子鋼回火時主要析出M3C、M7C3和M2C等幾種碳化物。王毛球[15]在研究CrMoNi鋼的碳化物時發(fā)現(xiàn)，在300～700℃之間回火，析出M3C型碳化物，在M3C型碳化物中還溶有Cr和Mo；500℃回火開始析出M2C型碳化物；在640℃以上回火其X射線衍射峰較強，M2C型碳化物中的合金元素以Mo為主(約50%)，同時還溶有一定量的Cr和Fe；600℃回火時開始析出M7C3型碳化物，其X射線衍射峰較弱，M7C3型碳化物以Cr為主，還溶有Fe和Mo，但M7C3型碳化物的總量較少。M2C型碳化物主要取決于Mo的擴散，因此它在回火溫度高于500℃時形成。M7C3型碳化物的形成是以“原位形核”的方式進行的。當擴散至Fe3C中的Cr超過一定限度時，M3C型碳化物發(fā)生晶格改組，轉(zhuǎn)變?yōu)镸7C3型碳化物[16]。

陳薦[17]在研究30Cr2MoV轉(zhuǎn)子鋼蠕變過程中的碳化物變化時發(fā)現(xiàn)其轉(zhuǎn)變主要有：

(1)基體Fe3C→(Fe·Mo)3C→Mo2C→M6C。

(2)基體Fe3C→(Fe·Cr)3C→Cr7C3→M23C6。

(3)基體和晶界→析出Mo2C→M6C。

(4)基體和晶界→析出Cr7C3→M23C6。

經(jīng)最終熱處理過程，未蠕變的30Cr2MoV轉(zhuǎn)子鋼中以M3C型碳化物為主，而經(jīng)長時間蠕變后，碳化物中以M23C6和M6C型等碳化物為主。A. inoue[18]在研究回火Cr-Mo鋼時也發(fā)現(xiàn)，在600℃時M7C3開始形成，700℃時M7C3完全替代M3C。M3C有顆粒狀和條狀兩種形態(tài)，顆粒狀M3C尺寸較小，其直徑為0.02～0.20 μm，均勻分布于基體中，原奧氏體晶界上的M3C顆粒比較大一些。長條狀M3C有一定的方向性，表現(xiàn)出沿馬氏體板條界析出的特征，其長度為0.50～1.0 μm，厚度為0.03～0.10 μm[19]。在低壓轉(zhuǎn)子30Cr2Ni4MoV鋼中也觀察到了M3C的顆粒狀和桿狀形態(tài)，只不過由于鋼的成分和處理條件不同，碳化物的尺寸與其稍有差異。

低壓轉(zhuǎn)子不同位置顯微組織的區(qū)別主要是因為轉(zhuǎn)子本身的直徑大，導(dǎo)致轉(zhuǎn)子在鍛造和熱處理過程中出現(xiàn)了顯微組織的不均勻。由以上分析可知，軸身位置試樣的碳化物分布隨著貝氏體及馬氏體板條的方向具有一定的取向性，在試樣的不同位置，碳化物的形貌和大小有一定的區(qū)別，碳化物的形狀有桿狀、塊狀及顆粒狀等不同的形貌。低壓轉(zhuǎn)子本身尺寸較大，各部分顯微組織存在差別，不易對比發(fā)現(xiàn)區(qū)別，我們認為有必要通過更加細致的研究分析才能確認這些變化，將繼續(xù)進行后續(xù)的研究。

3 結(jié)論

(1)30Cr2Ni4MoV鋼不同位置的晶粒度比較均勻，回火后軸身位置距表面20 mm及300 mm位置處組織分別為回火馬氏體、貝氏體。

(2)低壓轉(zhuǎn)子回火后碳化物形貌主要為桿狀、多邊形狀和顆粒狀，軸身近表面處的主要碳化物類型為M3C、M7C3和M2C。距表面300 mm處的主要碳化物類型為M3C和M7C3。

(3)M3C在30Cr2Ni4MoV鋼中以兩種形態(tài)存在，分別為桿狀、顆粒狀。

[1] 劉顯惠，林錦棠. 國內(nèi)外汽輪機大型轉(zhuǎn)子鍛件材料的技術(shù)進展(一)[J]. 國外金屬熱處理，1999(3)：5-8.

[2] 劉顯惠，林錦棠. 國內(nèi)外汽輪機大型轉(zhuǎn)子鍛件材料的技術(shù)進展(二)[J]. 國外金屬熱處理，1999(6)：5-8.

[3] 林富生. 我國電站鍋爐、汽輪機材料的發(fā)展[J]. 發(fā)電設(shè)備，1997(11-12)：15-19.

[4] 康大韜，葉國斌. 大型鍛件材料及熱處理[M]. 北京：龍門書局，1998：366-382.

[5] 陳睿愷. 30Cr2Ni4MoV鋼低壓轉(zhuǎn)子熱處理工藝的研究[D]. 上海交通大學(xué)，2012.

[6] 潘東煦，顧劍峰，陳睿愷等. 30Cr2Ni4MoV低壓轉(zhuǎn)子鋼不同微觀組織下的力學(xué)性能[J]. 金屬熱處理，2011，36(5)：1-4.

[7] 崔正強，王延峰，侍克獻. AP1000汽輪機低壓轉(zhuǎn)子30Cr2Ni4MoV鋼的組織及力學(xué)性能[J]. 動力工程學(xué)報，2014，34(9)：748-752.

[8] Wenlong Zhao，Qingxian Ma. Microstructure Refinement and Crack Initiation in the Forging Process[J]. Materials Science and Engineering Technology，2014，936：1641-1646.

[9] 薛松，周杰，張艷偉等. H13鋼退火態(tài)中的碳化物分析[J]. 材料熱處理學(xué)報，2012，33(2)：100-105.

[10] 符仁鈺，劉以寬. 鑄造H13鋼的回火轉(zhuǎn)變及碳化物的研究[J]. 金屬熱處理學(xué)報，1992，13(3)：27-32.

[11] 楊德新. 2.25Cr-1Mo鋼焊接接頭蠕變過程中碳化物相研究的現(xiàn)狀及趨[J]勢. 大連鐵道學(xué)院學(xué)報，1996，17(3)：1-8.

[12] Maropoulos S，Ridley N，Karagiannis S. Structural variations in heat treated low alloy steel forgings[J]. Materials Science and Engineering A，2004，380(1-2)：79-92．

[13] 徐盛，劉雅政，周樂育，等. 熱處理對45CrNiMoV鋼析出相和力學(xué)性能影響[J]. 材料熱處理學(xué)報，2014，35(3)：127-132.

[14] 減鑫士，李永斌. 45CrMoV鋼奧氏體化空冷的顯微組織分析[J]. 北京航空航天大學(xué)學(xué)報，1993(3)：26-31.

[15] 王毛球，董瀚，王琪. 25Cr3Mo3NiNb二次硬化鋼中的碳化物[J]. 鋼鐵研究學(xué)報，2003，15(6)：42-50.

[16] 鐘家湘，鄭秀華，徐宗瑞. 4335V鋼中碳化物的研究[J]. 金屬學(xué)報，1989，25(1)：31-36.

[17] 陳薦，黃志杰，李錄平等. 30Cr2MoV轉(zhuǎn)子鋼蠕變過程中的碳化物變化[J]. 湖南電力，2004，24(6)：1-3.

[18] A. inoue，T. masumoto. Carbides reactions (M3C-M7C3-M23C6-M6C) during tempering of rapidly solidified high carbon Cr-W and Cr-Mo steels[J]. Metallurgical transactions，1980，11A：739-747.

[19] 藏鑫士. 45CrMoV鋼的顯微組織分析[J]. 金屬熱處理學(xué)報，1992，13(4)：1-5.

編輯 杜青泉

Microstructure Analysis of 30Cr2Ni4MoV Low Pressure Rotor Steel after Tempering

LiHongmei，ChangJunwei，ZhangXuejiao

The microstructure of shaft body of 30Cr2Ni4MoV low pressure rotor was analyzed after tempering at different distance to the surface by optical microscope, scan electron microscope and transmission electron micrscope. The result shows that the hardness of low pressure rotor is relatively uniform at different distances to the surface after tempering. The change of radial grain size at shaft body is not obvious, the grain grades are all about 6.5. The structures at locations of 20mm and 300mm away from the surface after tempering are respectively the tempered martensite and the bainite. The main types of carbide are M3C, M7C3and M2C, the main types of carbide at location of 300mm away from the surface are M3C and M7C3.

30Cr2Ni4MoV steel, tempering, microstructure, carbide

TG142

B

2017—05—04