摘 要:某火電機組高壓主汽閥雙頭螺柱在檢修時發生斷裂。采用宏觀觀察、化學成分分析、掃 描電鏡分析、金相檢驗和力學性能測試等方法對螺柱的斷裂原因進行了分析。結果表明:該螺柱的 晶粒粗大,沖擊韌度低,服役時間較長,產生了黑色網狀奧氏體晶界異常組織,導致材料脆化,缺口 敏感性和脆化傾向增大,在檢修期間受拆卸沖擊力的作用,螺柱發生了脆性斷裂。
關鍵詞:高壓主汽閥雙頭螺柱;20Cr1Mo1VTiB鋼;晶粒;沖擊性能;脆性斷裂
中圖分類號:TB31 文獻標志碼:B 文章編號:1001-4012(2023)03-0034-04
某火電廠2號機組檢修期間,在拆卸過程中發現 A側高壓主汽閥雙頭螺柱發生斷裂。該機組汽輪機 為亞臨界、中間再熱、雙缸雙排汽、單軸凝汽式汽輪 機,額定功率為300MW,最大功率為333.904MW。
高壓主汽閥雙頭螺柱是沒有頭部、兩端均帶外 螺紋的一類緊固件,一端旋入主汽閥閥體,另一端穿 過閥蓋后用螺母鎖緊,使主汽閥和閥蓋實現緊密連 接,從而保證主汽閥的氣密性。高壓主汽閥雙頭螺 柱工作時處在高溫、高應力等工況較為復雜的環境, 在汽輪機的能量傳導中起到重要作用,與機組的穩 定運行和生產安全密切相關,因此,分析螺柱的斷裂 原因,并制定適當的整改和預防措施是十分必要的。 該斷裂螺柱規格(直徑×螺距×長度)為72mm× 3mm×410mm,材料為20Cr1Mo1VTiB鋼,服役 溫度為540℃,服役時長約為15a,機組運行期間未 發現超溫現象。根據相關文獻可知[1-4],緊固件失效 的主要類型有脆性斷裂、疲勞失效、過載失效等,導 致斷裂的原因有材料熱加工或熱處理工藝控制不 當、材料冶金工藝不當,以及設備運行等方面的問 題。筆者對斷裂螺柱 A1、同一主汽閥上的螺柱 A2 和另一側(B側)主汽閥上的螺柱B1進行了一系列 理化檢驗,確定了螺柱斷裂的主要原因,并提出了相 關建議,以避免該類問題再次發生。
1 理化檢驗
1.1 宏觀觀察
斷裂螺柱 A1的宏觀形貌如圖1所示,可知斷 裂位置為螺紋和光桿連接的變截面處,以及螺柱與 閥體配合部分的第一螺紋處。
螺柱 A1斷口的宏觀形貌如圖2所示,可見斷 口基本垂直于螺柱軸線,即螺柱的拉伸方向,斷口較 平整,沒有明顯的塑性變形,斷面有粗糙的顆粒,呈 脆性斷裂特征;斷裂由螺柱外表面的粗大結晶顆粒 處起源,在拆卸、擰轉過程中裂紋快速擴展,導致螺 柱發生斷裂。螺柱 A2和B1的宏觀形貌未見裂紋、破損等異常。
1.2 化學成分分析
采用直讀光譜儀對螺柱 A1、A2和 B1進行化 學成分分析,結果如表1所示,可見螺柱 A1,A2和 B1各元素含量均符合GB/T439—2018《火力發電 廠高溫緊固件技術導則》的要求。
1.3 掃描電鏡分析
在螺柱 A1的斷口起源位置處取樣進行掃描電 鏡(SEM)分析,結果如圖3可知。由圖3可知:斷 口呈沿晶、解理和腐蝕的脆性斷裂特征,部分晶界面 上發現氧化斑點、腐蝕坑,晶界處有大量碳化物顆粒 聚集,部分碳化物顆粒粗大。
1.4 金相檢驗
在螺柱 A1斷口裂紋源附近的縱截面和橫截面 處分別取樣,在螺柱 A2和B1的橫截面處取樣,對 試樣進行金相檢驗,結果如圖4所示。由圖4可知: 螺柱 A1的顯微組織為貝氏體,有明顯的黑色網狀 奧氏體晶界,晶粒粗大,晶粒度等級為1.5級,斷口 邊緣裂紋沿晶擴展,未發現明顯的夾雜物或套晶結 構;螺柱 A2的顯微組織為貝氏體,有明顯的黑色網 狀奧氏體晶界,晶粒粗大,晶粒度等級為2級,未發 現明顯的夾雜物或套晶結構;螺柱 B1的顯微組織 為貝氏體,有輕微斷續的網狀奧氏體晶界,晶粒度等 級為5級,未發現明顯的夾雜物或套晶結構。
1.5 力學性能測試
分別在螺柱A1、A2和B1橫截面的1/2半徑處 進行布氏硬度測試,結果如表2所示,可見螺柱 A1, A2和B1的硬度均符合 GB/T439—2018的要求 (255~302HBW),其中螺柱 A1的硬度接近 GB/T 439—2018要求的上限。
分別在螺柱 A2和B1橫截面的1/4半徑處,沿 軸向切取2個10mm(直徑)的圓形拉伸試樣。螺 柱 A1因斷裂后長度不滿足試驗機的拉伸要求,無 法進行拉伸試驗。拉伸試驗在室溫(21℃)下進行, 結果如表3所示,可見螺柱 A2的斷后伸長率和斷 面收縮率均接近GB/T439—2018要求的下限。
分別在螺柱A1、A2和B1橫截面的1/4半徑處沿軸向切取試樣,并加工成3個 U 型缺口沖擊試 樣,試樣尺寸為10mm×10mm×55mm(長×寬 ×高),試樣的缺口深度為2mm,沖擊試驗在室溫 下進行,沖擊試驗結果如表4所示,沖擊試樣斷口的 宏觀形貌如圖5所示。由表4和圖5可知:螺柱 A1 和 A2的沖擊吸收能量均低于 GB/T439—2018的 要求(≥39J),螺柱 A2的剪切斷面率為0;螺柱B1 的沖擊吸收能量符合 GB/T439—2018的要求,剪 切斷面率為100%。
2 綜合分析
由上述理化檢驗結果可知:斷裂螺柱的化學成 分符合標準要求,說明螺柱的斷裂與材料無關;斷裂 螺柱 A1的裂紋從外表面沿黑色網狀奧氏體晶界向 內擴展,其顯微組織與螺柱 A2的顯微組織相似,存 在異常的黑色網狀奧氏體晶界,且晶粒粗大;螺柱 A1和 A2的硬度接近標準的上限,斷后伸長率、斷 面收縮率接近標準的下限,沖擊吸收能量遠低于標 準要求,沖擊試樣斷口的晶粒粗大,呈脆性斷裂特 征,原因是材料的晶粒粗大,顯微組織中的黑色網狀 奧氏體晶界導致材料變脆。螺柱B1的顯微組織與螺柱 A1和 A2的顯微組織明顯不同,其晶粒較細, 螺柱B1的硬度、室溫拉伸試驗結果和室溫沖擊試 驗結果均符合標準要求,沖擊試樣斷口的晶粒較細, 邊緣有明顯剪切唇,塑性較好。
依據DL/T715—2015《火力發電金屬材料選 用導則》可知,螺柱 A1的材料為20Cr1Mo1VTiB 鋼,該鋼的力學性能較均勻,持久強度高、持久塑性 高、淬透性好、抗松弛性能好,且缺口敏感性低、熱脆 傾向小,用作螺柱時推薦的最高使用溫度為570℃。 該鋼經常出現晶粒粗大現象,導致其力學性能變差, 當硬度大于260HB時,該鋼的晶粒越粗大,沖擊吸 收能量越低。
根據有關資料顯示[5],對于主要受軸向載荷并 承受拉應力的螺栓,常見的破壞位置有:① 與螺母 配合部分的第一螺牙根部,該處受力占總載荷的 31%,失效概率約為65%;② 螺紋與光桿部分的過 渡區,失效概率約為20%;③ 螺栓頭與螺桿的過渡 處,失效概率約為15%。螺柱在使用中受力狀態復 雜,主要受到拉伸、扭轉以及復合應力的作用,同一 截面中,外表面受力最大,因此外表面的薄弱部位極 易萌生微裂紋,當裂紋萌生后,材料受到的應力和材 料的塑性儲備量對裂紋的擴展起決定性作用,該斷 裂螺柱 A1的脆性大、韌性較低,非常有利于裂紋的 擴展。在檢修期間,為將螺柱拆卸下來,會施加適當 的力矩并進行敲振,來回活動螺柱或螺母,使其松 動,因此螺柱必將受到額外的附加應力,增大了危險 截面的過載風險。
綜上所述,斷裂螺柱在制造過程中因熱處理工 藝不當,存在晶粒粗大問題,影響了力學性能,即沖 擊吸收能量低;在長期高溫服役過程中,碳化物沿原 奧氏體晶界析出并聚合長大,形成脆性相,增大了材 料的缺口敏感性和脆化傾向;運行過程中在拉伸應 力及其他應力的綜合作用下,危險截面的外表面最 薄弱處萌生了微裂紋,并緩慢沿原奧氏體晶界擴展, 檢修期間受拆卸沖擊力的影響,裂紋快速擴展,最終導致螺柱發生斷裂。
3 結論及建議
3.1 結論
該高壓主汽閥雙頭螺柱斷裂原因是,螺柱晶粒 粗大、沖擊韌度低,服役時間較長,產生了黑色網狀 奧氏體晶界異常組織,導致材料脆化,缺口敏感性和 脆化傾向增大,在檢修期間受拆卸沖擊力的作用,螺 柱發生了脆性斷裂。
3.2 建議
(1)對斷裂螺柱同材料、同規格或同期投產的 其他螺栓進行擴大檢查,建議將該機組 A側主汽閥 的螺柱全部更換。
(2)高溫螺栓的入廠檢驗非常重要,特別是 20Cr1Mo1VTiB鋼的組織、晶粒度和硬度應重點 復核。
(3)機組檢修時應嚴格按照標準要求對高溫螺 栓進行無損檢測、硬度測試和金相檢驗,螺栓累計運 行時間達到8×104h時,應從螺栓組中選擇1根有 代表性的螺栓進行解剖試驗,并根據解剖試驗結果 進行相應處理。
參考文獻:
[1] 李戈,郭 延 軍,王 魯,等.某 電 廠 汽 輪 機 20Cr1Mo1VNbTiB鋼汽門螺栓開裂失效分析[J].金 屬熱處理,2021,46(5):248-252.
[2] 張健,王若民,陳國宏,等.20Cr1Mo1VTiB鋼制高溫 緊固螺栓斷裂失效分析[J].理化檢驗(物理分冊), 2019,55(11):804-807.
[3] 邱康勇,張杰,吳繼權.主汽門閥蓋螺栓斷裂失效分析 [J].理化檢驗(物理分冊),2018,54(4):304-307.
[4] 王昊.20Cr1Mo1VTiB螺栓斷裂原因分析及其檢驗 [J].技術與市場,2018,25(3):27-29.
[5] 陶春虎.緊固件的失效分析及其預防[M].北京:航空 工業出版社,2013.
