田 曉，徐 慧，秦承鵬，李太江，李益民

(1． 西安熱工研究院有限公司， 西安 710051； 2． 西安益通熱工技術(shù)服務(wù)有限責(zé)任公司， 西安 710048)

近5年來，我國大力發(fā)展和建設(shè)再熱蒸汽溫度高達620 ℃的高效超超臨界機組(簡稱620 ℃機組)[1-2]。截至2019年底，我國投運、在建和設(shè)計的1 000 MW/660 MW等級的620 ℃機組(包括一次再熱和二次再熱)已超過160臺，遠超其他國家620 ℃機組的總和[3]。由于620 ℃機組的再熱蒸汽溫度高達620 ℃，其對材料性能的要求也更高[4]。相對于常規(guī)超超臨界機組，在上一代改良型Cr質(zhì)量分數(shù)為9%～12%的轉(zhuǎn)子鋼基礎(chǔ)上，620 ℃機組汽輪機中壓轉(zhuǎn)子材料進一步添加了Co元素和微量B元素，并去除W元素，目前620 ℃機組汽輪機中壓轉(zhuǎn)子材料普遍采用歐洲COST522計劃中開發(fā)的FB2鋼，且部分汽輪機高壓轉(zhuǎn)子也采用FB2鋼[5-7]。

汽輪機中壓轉(zhuǎn)子長期在高溫、高壓下高速旋轉(zhuǎn)，承受較高的應(yīng)力，特別是轉(zhuǎn)子進汽端的服役溫度最高，隨著火電機組服役時間的延長，在高溫和應(yīng)力作用下汽輪機高中壓轉(zhuǎn)子會發(fā)生蠕變損傷[8-9]，轉(zhuǎn)子材料的微觀組織也會老化[10-11]，導(dǎo)致材料的力學(xué)性能劣化。國內(nèi)外研究人員對FB2鋼的常規(guī)力學(xué)性能進行了大量試驗研究[12-14]。筆者主要研究了FB2鋼在620 ℃下持久試樣的微觀組織、析出相類型及形態(tài)隨時間的變化，分析了不同持久時間下持久試樣的組織老化對其性能的影響，旨在掌握FB2鋼長期服役過程中組織和性能的變化規(guī)律，從而為620 ℃機組汽輪機轉(zhuǎn)子的運行監(jiān)督、壽命評估和服役狀態(tài)評價提供科學(xué)指導(dǎo)和技術(shù)參考。

1 試驗材料和方法

表1 FB2轉(zhuǎn)子鍛件的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of FB2 rotor forging %

表2 FB2轉(zhuǎn)子鍛件性能熱處理工藝Tab.2 Heat treatment process of FB2 rotor forging

沿轉(zhuǎn)子鍛件本體取徑向直徑do= 10 mm、原始標距l(xiāng)o=50 mm的圓形棒狀持久試樣，按照GB/T 2039―2012 《金屬材料 單軸拉伸蠕變試驗方法》，在RDL-50型高溫蠕變和持久強度試驗機上進行持久試驗，試驗溫度為620 ℃。選取不同持久時間的持久試樣，采用MH-5 維氏硬度計進行硬度測試，試驗載荷為9.807 N，每個持久試樣測試5次后取算術(shù)平均值。

在距持久試樣斷口20 mm處截取持久試樣制備金相樣品，采用三氯化鐵鹽酸水溶液和原奧氏體晶界侵蝕劑[15]進行侵蝕，采用ZEISS SIGMA型掃描電子顯微鏡觀察持久試樣的微觀組織，并分析析出相。由于FB2鋼中Laves相的主要元素為Mo，在背散射電子模式下原子序數(shù)越高的元素，反射的背散射電子數(shù)量越多，其背散射電子形貌越亮，因此可利用該特點在背散射模式下辨識Laves相。在距前面為持久試樣斷口20 mm處截取0.5 mm厚的薄片，將其機械減薄至50 μm，用體積分數(shù)為5%的高氯酸酒精溶液在-30 ℃下進行雙噴減薄，制備透射薄膜試樣，在JEM-2100F型透射電子顯微鏡上進行觀察，并進行衍射花樣分析。

為了分析在高溫持久過程中FB2鋼中析出相顆粒尺寸和數(shù)量密度的變化，采用掃描電鏡和透射電鏡(TEM)對不同持久時間的持久試樣進行微觀結(jié)構(gòu)觀察與分析。為便于數(shù)據(jù)的提取、分析和對比處理，利用掃描電鏡拍攝持久試樣的二次電子圖像和背散射電子圖像(放大5 000倍)，像素均為1 024×768 PPI；利用TEM拍攝持久試樣的透射明場圖像(放大27 000倍)，像素統(tǒng)一為1 362×1 086 PPI。采用Image-Pro Plus軟件對掃描電鏡和TEM照片進行圖像分析，為確保系統(tǒng)誤差最小，從統(tǒng)計結(jié)果中刪除小于5 PPI的析出相粒度尺寸?；诿總€樣品50個區(qū)域的信息評估Laves相和M23C6碳化物的平均直徑、數(shù)量密度和面積比，其中數(shù)量密度是單位面積內(nèi)析出相顆粒的數(shù)量，面積比是顆粒投影面積與用以統(tǒng)計的圖像面積之比。統(tǒng)計誤差為統(tǒng)計數(shù)據(jù)標準差的2倍。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 高溫持久試驗

采用式(1)對FB2鋼的試驗加載應(yīng)力σ和持久時間tr進行擬合。

σ=A(tr)m

(1)

式中：A、m均為與試驗溫度有關(guān)的材料常數(shù)。

圖1給出了在620 ℃下FB2鋼的持久強度曲線，外推得到FB2鋼在105h 下的持久強度為132.81 MPa，滿足相關(guān)要求(≥100 MPa)。

圖1 FB2鋼的持久強度曲線Fig.1 Creep-rupture strength curve of FB2 steel

2.2 高溫持久過程中的硬度變化

圖2給出了620 ℃下持久試樣和時效試樣的硬度變化。由圖2可知，持久試樣的硬度整體低于時效試樣的硬度，兩者相差達到40～50 HV。FB2鋼在高溫持久過程中，500 h以內(nèi)持久試樣的硬度較供貨態(tài)試樣快速減小，兩者相差達40 HV；此后隨著時間的延長，持久試樣的硬度基本保持不變，持久時間達到9 577 h后其硬度仍在210 HV以上，處于較高水平。相關(guān)研究表明，質(zhì)量分數(shù)為9%～12%的Cr鋼的硬度與馬氏體的形態(tài)、位錯密度、沉淀相密度和晶粒尺寸有關(guān)[16]。研究發(fā)現(xiàn)，在相同溫度下持久試樣的硬度整體低于時效試樣，這是由于在高溫和應(yīng)力共同作用下材料發(fā)生蠕變，特別是應(yīng)力會促進位錯的運動和動態(tài)回復(fù)，加速材料的性能劣化，致使在高溫持久過程中FB2鋼的硬度迅速降低。

圖2 持久試樣和時效試樣的硬度變化Fig.2 Hardness changes of creep-rupture sample and aging sample

2.3 持久過程中微觀結(jié)構(gòu)的變化

2.3.1 金相組織

圖3給出了馬氏體組織的微觀結(jié)構(gòu)示意圖[17]。在原奧氏體晶粒內(nèi)，存在多個馬氏體胞塊；在1個胞塊內(nèi)，存在多個平行排列的馬氏體板條束[18]。同時，在馬氏體板條內(nèi)和板條邊界上有大量彌散分布的第二相粒子。

圖3 馬氏體組織的微觀結(jié)構(gòu)示意圖Fig.3 Schematic diagram of martensitic microstructure

采用金相侵蝕劑對FB2鋼的供貨態(tài)試樣和不同持久時間的持久試樣侵蝕后進行金相組織觀察與分析，金相照片分別見圖4和圖5。供貨態(tài)試樣和持久試樣的金相組織均為100%回火馬氏體，晶粒度為3.5～4.0級，組織中無δ鐵素體存在，但有少量的BN夾雜物。經(jīng)觀察發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)B2鋼的馬氏體板條之間大量彌散分布著極其細小的碳化物，在整個高溫持久過程中顆粒尺寸未見明顯變化；持久時間達到900 h后，F(xiàn)B2鋼中有細小的顆粒狀新相析出，且隨著持久時間延長，新相數(shù)量增多；持久時間達到9 577.0 h后，F(xiàn)B2鋼中顆粒狀新相的數(shù)量明顯增多，且顆粒尺寸也增大。

2.3.2 第二相的析出和長大

采用掃描電鏡對FB2鋼不同持久時間的持久試樣進行觀察，結(jié)果見圖6。經(jīng)分析可知，供貨態(tài)試樣中的析出相主要為大量的M23C6碳化物和較少的MX相，其中M23C6碳化物含F(xiàn)e和Cr元素，彌散分布在原奧氏體晶界、板條邊界和板條內(nèi)；而MX相為白亮圓形顆粒，其Nb元素質(zhì)量分數(shù)較高。研究發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)B2鋼的供貨態(tài)試樣中無Laves相存在。持久時間達到900 h后，F(xiàn)B2鋼中出現(xiàn)堆積狀的顆粒物，經(jīng)能譜分析發(fā)現(xiàn)，其中主要含F(xiàn)e、Cr元素以及少量的Mo元素，推測該堆積狀的顆粒物為M23C6碳化物和尺寸極小的Laves相。持久時間達到4 563.0 h后，F(xiàn)B2鋼中出現(xiàn)不規(guī)則塊狀的Laves相，經(jīng)能譜分析發(fā)現(xiàn)，其主要由Fe、Mo、Cr、Si和P等元素組成。持久時間達到9 577.0 h后，不規(guī)則塊狀Laves相的數(shù)量顯著增加。經(jīng)觀察發(fā)現(xiàn)，Laves相在原奧氏體晶界和馬氏體板條邊界均有析出。相關(guān)研究表明，Lave相有2種形核機制[17，19]：一種是在馬氏體板條邊界單獨形核并長大；另一種是依附于M23C6碳化物形核，并在長大過程中吞咽M23C6碳化物。

(a) 供貨態(tài)試樣

(b) 持久試樣、962.1 h

(c) 持久試樣、4 563.0 h

(d) 持久試樣、6 317.6 h

(e) 持久試樣、9 577.0 h圖4 采用三氯化鐵鹽酸水溶液得到的供貨態(tài)試樣和 持久試樣的金相照片

(a) 供貨態(tài)試樣

(b) 持久試樣、4 563.0 h

(c) 持久試樣、6 317.6 h

(d) 持久試樣、9 577.0 h圖5 采用晶界侵蝕劑獲得的供貨態(tài)試樣和持久試樣的金相照片

(a) 供貨態(tài)試樣

(b) 持久試樣、962.1 h

(c) 持久試樣、4 563.0 h

(d) 持久試樣、9 577.0 h圖6 供貨態(tài)試樣和持久試樣的掃描電鏡背散射 電子圖像及析出相能譜圖

為進一步研究高溫持久過程中溫度和應(yīng)力對FB2鋼顯微組織和析出相的影響，采用TEM對不同持久時間下的持久試樣進行觀察和分析，結(jié)果見圖7。對FB2鋼中析出相進行電子衍射花樣及X射線能譜分析(EDS)可知，高溫持久過程中FB2鋼的主要析出相由M23C6碳化物和Laves相組成，其中M23C6碳化物為(Fe,Cr)23C6型碳化物，其結(jié)構(gòu)為面心立方；Laves相為(Fe,Cr)2Mo型脆性金屬間化合物，其結(jié)構(gòu)為密排六方。

(a) 供貨態(tài)試樣

(b) 持久試樣、962.1 h

(c) 持久試樣、4 563.0 h

(d) 持久試樣、9 577.0 h圖7 不同持久時間下持久試樣的TEM照片F(xiàn)ig.7 TEM photos of creep-rupture samples at different creep-rupture time

由圖7可知，F(xiàn)B2鋼供貨態(tài)試樣中馬氏體板條內(nèi)具有極高的位錯密度，在原奧氏體晶界和板條邊界分布有大量細小的M23C6碳化物。對不同持久時間下的持久試樣微觀形貌進行觀察發(fā)現(xiàn)，隨持久時間的延長，F(xiàn)B2鋼中馬氏體板條略有變寬，位錯在板條邊界堆積，位錯密度略減小，大量的M23C6碳化物顆粒仍沿板條邊界排列，其顆粒尺寸未見明顯粗化。持久時間達到9 577.0 h后，F(xiàn)B2鋼馬氏體板條邊界處的位錯堆積形成位錯胞，胞內(nèi)位錯明顯減少；Laves相在板條邊界呈不規(guī)則塊狀分布，表面有層錯條紋。由圖8～圖10可知，Laves相與M23C6碳化物緊密相鄰，存在共同界面，對其進行能譜分析可知，Mo和Si元素在M23C6碳化物和Laves相之間的界面發(fā)生偏聚，這與文獻[20]中得出的結(jié)論一致。在Laves相析出前，Mo和Si元素在M23C6碳化物邊界偏聚，使得Si質(zhì)量分數(shù)不斷增大，高質(zhì)量分數(shù)的Si會降低Laves相形成所需的Mo質(zhì)量分數(shù)，從而促進Laves相的形核[20]；Laves相析出后逐漸吞下附近的M23C6碳化物，其生長以吞咽機制進行。

(a) 新析出Laves相形貌

(b) 主要元素線掃描分布圖8 新析出Laves相的主要元素線掃描分布

(a) 新析出Laves相形貌

(b) Cr元素分布

(c) Mo元素分布

(d) Si元素分布圖9 新析出Laves相的主要元素面掃描分布

圖10 Laves相的衍射花樣Fig.10 Diffraction pattern of Laves phase

2.3.3 析出相尺寸和數(shù)量密度的變化

為進一步分析FB2鋼中析出相在高溫持久過程中的尺寸和數(shù)量密度變化，利用掃描電鏡照片統(tǒng)計分析Laves相的平均顆粒直徑、數(shù)量密度和面積比，同時利用TEM照片統(tǒng)計分析M23C6碳化物的平均顆粒直徑、數(shù)量密度和面積比。由于MX相數(shù)量占比極少(<5%)，且其顆粒尺寸穩(wěn)定，不在本次統(tǒng)計分析之中。

圖11給出了在高溫持久過程中Laves相和M23C6碳化物的平均顆粒直徑、數(shù)量密度和面積比的變化。由圖11(a)可知，F(xiàn)B2鋼供貨態(tài)試樣中M23C6碳化物的平均顆粒直徑為220 nm，持久時間達到9 577.0 h后其平均顆粒直徑仍保持在250 nm，可見FB2鋼中的M23C6碳化物在高溫持久過程中顆粒尺寸未明顯粗化，M23C6碳化物的長大速率極小。而FB2鋼供貨態(tài)試樣中不存在Laves相，其在高溫持久試驗后開始析出，持久時間達到4 563 h后其平均顆粒直徑為351 nm；持久時間達到9 577 h后平均顆粒直徑為461 nm，且最大顆粒尺寸可達1 μm，在高溫持久過程中Laves相不斷長大。這說明相比M23C6碳化物，Laves相具有更大的尺寸粗化速率。

從圖11(b)和圖11(c)可以看出，隨著持久時間從0 h增加至9 577 h，M23C6碳化物的數(shù)量密度從2.20 個/μm2減小至1.3 個/μm2，面積比從2.9%減小至2%。Laves相在供貨態(tài)試樣中的數(shù)量密度為0個/μm2，持久時間達到6 316 h后數(shù)量密度達到最大(0.083 個/μm2)，持久時間達到9 577 h后數(shù)量密度下降至0.063個/μm2，說明Laves相的數(shù)量密度在持久過程中呈先增大后減小的趨勢。Laves相的面積比在高溫持久過程中線性增大，持久時間達到9 577 h后面積比為0.65%。通過對比可知，M23C6碳化物的數(shù)量密度、面積比在高溫持久過程中雖有所下降，但仍遠高于Laves相?？梢姡琈23C6碳化物仍是FB2鋼高溫服役過程中最主要的強化相。

(a) 平均顆粒直徑

(b) 數(shù)量密度

(c) 面積比圖11 持久試樣中析出相平均顆粒直徑、數(shù)量密度和 面積比的變化

由試驗可知，持久時間達到9 577 h 后，F(xiàn)B2鋼中M23C6碳化物平均顆粒直徑仍為250 nm，可見M23C6碳化物在高溫持久過程中未發(fā)生Ostwald成熟，具有較好的熱穩(wěn)定性，且與馬氏體板條亞結(jié)構(gòu)的厚度接近[21]，能很好地釘扎板條邊界，阻礙其遷移，從而穩(wěn)定板條亞結(jié)構(gòu)，這是FB2鋼具有良好高溫強度的重要原因。在高溫持久過程中，M23C6碳化物的數(shù)量密度減小，主要是由于Laves相在析出、長大過程中逐漸消耗掉M23C6碳化物。Laves相在M23C6碳化物附近形核長大時，會使該區(qū)域Cr、Mo等元素重新排列，Laves相在生長過程中通過吞咽機制消耗M23C6碳化物[19,22]。從Laves相的數(shù)量密度、面積比和平均顆粒直徑可得出，Laves相在持久時間達到9 577 h后尚未達到熱力學(xué)平衡，顆粒尺寸仍呈增大趨勢。

3 結(jié) 論

(1) FB2鋼在620 ℃外推105h的持久強度為132.81 MPa，滿足設(shè)計目標要求。

(2) 持久試樣的硬度整體低于時效試樣的硬度，這表明在高溫下應(yīng)力會使材料的性能進一步劣化。

(3) 高溫持久過程中，F(xiàn)B2鋼的馬氏體板條寬度略有粗化，位錯密度略有降低，M23C6碳化物的顆粒尺寸保持穩(wěn)定，未見明顯粗化。大量彌散分布的M23C6碳化物對板條亞晶界和位錯有很強的釘扎作用，這是FB2鋼保持良好高溫強度的重要原因。

(4) FB2鋼在高溫持久過程中新析出Laves相，Laves相以單獨形核和依附M23C6碳化物形核2種方式析出且快速長大，并吞咽部分M23C6碳化物顆粒。持久時間達到9 577 h后，Laves相的最大尺寸達到1.0 μm，仍未達到熱力學(xué)平衡。