燃?xì)獍l(fā)電廠汽輪機(jī)主汽門裂紋原因分析及處理

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(蘇州熱工研究院有限公司， 江蘇 蘇州 215004)

燃?xì)獍l(fā)電具有運(yùn)行靈活、啟停迅速、熱效率高及節(jié)能減排等優(yōu)勢，其在電網(wǎng)調(diào)峰方面的應(yīng)用相比煤電更是占據(jù)絕對(duì)優(yōu)勢[1-4]。美國、歐洲等國家已將天然氣作為發(fā)電的主要能源之一[5]，近年來我國天然氣發(fā)電裝機(jī)容量呈上升趨勢。目前，國內(nèi)燃?xì)獍l(fā)電機(jī)組多用于電網(wǎng)調(diào)峰運(yùn)行，機(jī)組需要頻繁快速啟停，而作為機(jī)組關(guān)鍵部件的主汽門需要迅速切斷汽輪機(jī)進(jìn)汽系統(tǒng)而起到保護(hù)、調(diào)節(jié)的作用，因此其質(zhì)量的安全性顯得尤為重要。近年來，部分發(fā)電廠機(jī)組主汽門被陸續(xù)檢測出裂紋缺陷[6-9]。如何確保主汽門部件質(zhì)量的可靠性，已成為業(yè)界共同關(guān)注的話題。

文中以某燃?xì)獍l(fā)電廠汽輪機(jī)主汽門檢修過程中發(fā)現(xiàn)的裂紋缺陷為研究對(duì)象，從裂紋缺陷部位取樣并展開實(shí)驗(yàn)室分析和研究，尋找裂紋缺陷開裂的原因，并結(jié)合現(xiàn)場熱處理?xiàng)l件提出焊接修復(fù)措施和建議，可為其它機(jī)組同類主汽門材料監(jiān)督預(yù)防及缺陷處理提供借鑒。

1 現(xiàn)場勘查及裂紋缺陷形貌特征分析

現(xiàn)場采集的主汽門門桿漏汽通道裂紋相貌見圖1。主汽門殼體材料牌號(hào)為B50A224B(美國GE公司牌號(hào))，相當(dāng)于國產(chǎn)ZG15Cr1Mo1V，具有良好的熱強(qiáng)性，主要用于工作溫度不大于570 ℃電站主蒸汽等高溫、高壓系統(tǒng)的鑄鋼件[10]。主汽門工作時(shí)的出口額定參數(shù)(二拖一)為，壓力11.89 MPa、溫度565 ℃。檢查時(shí)，機(jī)組累計(jì)運(yùn)行17 250 h，啟停670余次。裂紋缺陷位于主汽門門桿漏汽道孔處，從圖1可以觀察到裂紋從密封面一直貫穿至內(nèi)孔表面，裂紋所在位置結(jié)構(gòu)有突變。根據(jù)圖1的裂紋形貌和汽輪機(jī)主汽門的工況特征，可以推斷裂紋處存在應(yīng)力集中，在機(jī)組啟停時(shí)還承受著高溫、高壓交變載荷。此外開裂處還長期受到來自上部高壓蒸汽氣流的沖擊，以致其表面承受著較大拉應(yīng)力。

圖1 主汽門門桿漏汽通道裂紋示圖

2 汽輪機(jī)主汽門開裂部位取樣

根據(jù)上述裂紋特點(diǎn)，對(duì)該位置缺陷裂紋處切割取樣進(jìn)行分析，取樣長度約200 mm，試樣上有1條縱向貫穿裂紋。門桿漏氣通孔位置截取裂紋試樣見圖2。

圖2 門桿漏氣通孔位置截取裂紋試樣

3 主汽門裂紋試樣常規(guī)物理化學(xué)分析

3.1 化學(xué)成分分析[11]

對(duì)含裂紋缺陷取樣進(jìn)行化學(xué)成分分析，分析結(jié)果見表1。從表1中可以看出，裂紋試樣中P、S元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均超出GE公司標(biāo)準(zhǔn)要求。

表1 主汽門含裂紋缺陷試樣化學(xué)成分

3.2 材料組織分析

3.2.1金相組織分析[12-13]

裂紋附近材料的金相組織見圖3。

圖3 裂紋附近材料金相顯微組織(100×)

從圖3中可觀察到組織為貝氏體回火組織加先共析鐵素體組成。圖中數(shù)字2(黑色箭頭所指)所在區(qū)域?yàn)樨愂象w回火組織，數(shù)字1(白色箭頭所指)所在區(qū)域?yàn)橄裙参鲨F素體(F)。仔細(xì)觀察可發(fā)現(xiàn)，數(shù)字3(虛線線條)所示區(qū)域存在異常長大晶粒，長大原因可能是該區(qū)域奧氏體化較高，使第二相粒子溶解而導(dǎo)致阻礙晶界推移阻力瞬間消失，造成個(gè)別晶粒異常長大。晶粒長大組織由先共析鐵素體F和棒狀回火產(chǎn)物組成。

3.2.2相能譜分析

通過掃描電子顯微鏡(SEM)和能譜儀(EDS)對(duì)組織中的基體及特殊相(晶界處黑色大塊狀、晶界處長條狀及晶粒內(nèi)部白色顆粒狀等)進(jìn)行能譜分析。晶粒內(nèi)部基體相見圖4，圖4上測定位置晶粒的內(nèi)部基體相化學(xué)成分EDS分析結(jié)果見表2。圖4和表2表明，基體相的元素主要是Fe，其他元素含量較少，是先共析鐵素體相。

圖4 晶粒內(nèi)部基體相SEM形貌圖(8 000×)

元素CSi Mn CrVMo PSFe質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%0.950.350.971.000.401.120.280.2994.63

晶界處黑色大塊狀第二相見圖5，圖5上測定位置晶粒的晶界處黑色大塊狀第二相化學(xué)成分EDS分析結(jié)果見表3。圖5和表3表明，該相在低倍顯微鏡下分布于晶界處，由于O元素含量較高，高溫服役過程中Al、Ti和O元素緩慢擴(kuò)散到晶界處形成氧化物脆性相。

圖5 晶界處黑色大塊狀第二相SEM形貌圖(5 000×)

元素CAl Ti Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%24.577.7365.552.16

晶界處長條狀第二相見圖6，圖6上測定位置晶粒的晶界處長條狀第二相化學(xué)成分EDS分析結(jié)果見表4。圖6和表4表明，P、Cr、Mo、Mn等碳化物偏聚在晶界。其中，晶界處P 的偏聚增加了鋼回火脆性的敏感性[14]。這些硬脆相分布在晶界，增強(qiáng)了晶格畸變程度，增加了殘余應(yīng)力[15]，使晶界成為薄弱區(qū)，易產(chǎn)生微裂紋。

圖6 晶界處長條狀第二相SEM形貌圖(8 000×)

元素CSi P SVCrMnFeMo質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%2.090.390.170.010.4011.063.9675.796.13

晶粒內(nèi)部白色顆粒狀第二相見圖7，晶粒內(nèi)部白色顆粒狀第二相化學(xué)成分EDS分析結(jié)果見表5。

圖7 晶粒內(nèi)部白色顆粒狀第二相SEM形貌圖(8 000×)

元素CSi SVCrMnFeMo質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%1.770.390.160.836.282.2286.961.32

對(duì)比圖3、圖4、圖7及表5可以判斷，晶粒內(nèi)部分布的白色顆粒狀物質(zhì)是晶粒內(nèi)的碳化物，這些第二相彌散在晶內(nèi)，對(duì)晶粒起到一定的強(qiáng)化作用。但與晶界處碳化物的元素含量相比，Mn、Mo、Cr和C的含量明顯較少，說明這些元素在晶界上擴(kuò)散偏聚較嚴(yán)重。

4 主汽門試樣主裂紋表面分析

4.1 表面氧化膜分析

對(duì)比主裂紋面和基體材料的顏色，發(fā)現(xiàn)裂紋表面由于長時(shí)間在高溫水汽環(huán)境中，已經(jīng)長出了較厚的氧化膜。對(duì)裂紋面氧化膜進(jìn)行X射線衍射分析(XRD)、厚度分析和SEM形態(tài)分析。

4.1.1表面氧化膜XRD分析

切取一部分原始裂紋面，用丙酮超聲清洗5 min后作X射線衍射分析。裂紋面氧化膜的XRD圖譜見圖8。

圖8 裂紋面氧化膜XRD圖譜

圖8中，F(xiàn)e基體的衍射峰未出現(xiàn)，這表明氧化膜厚度較厚，裂紋面在高溫水汽環(huán)境中發(fā)生了嚴(yán)重氧化。氧化膜的主要組成為Mn3O4、Fe2O3及CrO。主要元素金屬性強(qiáng)弱排序?yàn)镸n、Cr、Fe、Mo，可知Mn和Cr元素的氧化物最先形成，但由于Mn和Cr的含量較少，使Fe可以與多余的O繼續(xù)反應(yīng)，但是Fe的含量足以抑制Mo的氧化，所以氧化物只有上述3種。

4.1.2氧化膜厚度分析

裂紋面上的氧化膜厚度隨著新鮮裂紋面在含氧氣氛中暴露時(shí)間的增加而不斷增厚。因此可以通過分析裂紋面上氧化膜的厚度確定裂紋出現(xiàn)的先后次序，因?yàn)楸┞对诃h(huán)境中的時(shí)間越長，氧化膜生長的就越厚，據(jù)此推斷裂紋的擴(kuò)展過程。沿裂紋面統(tǒng)計(jì)的單側(cè)氧化膜厚度SEM照片見圖9。

圖9 不同部位裂紋面單側(cè)氧化膜統(tǒng)計(jì)厚度SEM照片

圖9中，按照從左至右的順序，單側(cè)裂紋面氧化膜厚度依次為52.4 μm、28.7 μm及24.5 μm。據(jù)此可以判斷，①裂紋的擴(kuò)展是從左到右進(jìn)行的，即從主汽門底部近圓心處沿直徑方向向外擴(kuò)展。②裂紋的擴(kuò)展包括亞穩(wěn)擴(kuò)展和失穩(wěn)擴(kuò)展兩個(gè)階段，因?yàn)榱鸭y擴(kuò)展初期，經(jīng)過了較長時(shí)間暴露于有氧環(huán)境使得裂紋擴(kuò)展初期裂紋面上的氧化膜厚度較厚，而裂紋后期氧化膜厚度相當(dāng)，基本上是同時(shí)開裂的，即裂紋萌生后經(jīng)過較小的亞穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)后，很快進(jìn)入大面積的失穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)。

4.1.3裂紋面氧化膜SEM形態(tài)圖

低倍下裂紋源表面形貌呈現(xiàn)出疲勞裂紋的韌窩形貌，見圖10，可以看出由于氧化膜厚度較厚，在一定程度上掩蓋了新鮮裂紋面的真實(shí)形貌。

圖10 低倍下裂紋源表面形貌(200×)

高倍下裂紋源表面形貌見圖11，氧化膜多由氧化物顆粒堆積而成，并且存在二次裂紋，硬脆的氧化膜可通過剝落沖擊裂紋擴(kuò)展面，進(jìn)一步加速裂紋的擴(kuò)展。

圖11 高倍下裂紋源表面形貌(5 000×)

4.2 主裂紋去除氧化膜后分析

為了能反映新鮮裂紋的真實(shí)表面形貌以判斷裂紋類型及產(chǎn)生的原因，將附著在裂紋面表面的氧化膜在醋酸中浸泡24 h，確認(rèn)氧化膜基本剝落后再進(jìn)行分析。去除表面氧化膜后裂紋源附近的宏觀形貌見圖12，圖中白色箭頭所指的呈彎曲并相互平行的溝槽狀花樣即疲勞擴(kuò)展區(qū)花樣，可以判斷該試樣的斷裂為疲勞斷裂。擴(kuò)展區(qū)花樣與裂紋擴(kuò)展方向垂直，是裂紋擴(kuò)展時(shí)留下的痕跡，為疲勞斷口的典型特征。這些條帶的曲率中心所指區(qū)域?yàn)榱鸭y源。

圖12 裂紋源區(qū)宏觀形貌(100×)

裂紋源側(cè)面SEM圖見圖13。圖13中，在裂紋源剖面未發(fā)現(xiàn)應(yīng)力腐蝕裂紋典型的樹根狀裂紋，可以判斷此裂紋不是由應(yīng)力腐蝕造成的。

圖13 裂紋源側(cè)面SEM圖(1 000×)

裂紋源表面SEM圖見圖14，可見在裂紋源表面上存在大大小小的韌窩，其中大韌窩尺寸與晶粒尺寸相當(dāng)，屬于沿晶型韌性斷裂。小韌窩尺寸遠(yuǎn)小于晶粒尺寸，屬于穿晶型韌性斷裂。

圖14 裂紋源表面SEM圖(2 000×)

裂紋擴(kuò)展區(qū)SEM微觀形貌見圖15，可見明顯的韌窩形貌。圖中小箭頭所指的小型韌窩尺寸遠(yuǎn)小于晶粒尺寸，系穿晶斷裂過程產(chǎn)生的。大箭頭所指的大韌窩尺寸與晶粒相當(dāng)，系沿晶斷裂過程產(chǎn)生的，其中穿晶斷裂為主要的斷裂形式。

圖15 裂紋擴(kuò)展區(qū)SEM微觀形貌圖(1 000×)

5 裂紋原因綜合分析及缺陷處理建議

5.1 裂紋原因綜合分析

綜上所述，晶界處氧化物、碳化物等脆性相的偏聚造成了晶界弱化，材料中硫和磷元素含量超標(biāo)，易形成低熔點(diǎn)共晶體和非金屬夾雜物，降低了材料塑性及斷裂韌度。材料局部區(qū)域晶粒粗大不均勻?qū)е虏牧纤苄越档图盎鼗鸫嘈詢A向性增大且主汽門運(yùn)行溫度長期處于材料第二類回火脆性區(qū)間(450～600 ℃)[16]。這些因素提供了潛在裂紋源，在機(jī)組頻繁啟停機(jī)，高溫、高壓交變載荷工況(熱應(yīng)力及高壓蒸汽瞬間沖擊力)以及結(jié)構(gòu)應(yīng)力交互作用下，促使了該部位疲勞裂紋的萌生、擴(kuò)展，裂紋表面氧化物生長對(duì)裂紋面產(chǎn)生了縱向擠壓力，進(jìn)一步加速了裂紋擴(kuò)展，最終導(dǎo)致裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展形成貫穿性裂紋。

5.2 缺陷處理建議

(1)針對(duì)B50A224B材料主汽門的補(bǔ)焊，若是主汽門現(xiàn)場熱處理?xiàng)l件具備，則可選用超低氫型高韌性R317L焊條。焊接過程中需要錘擊焊縫金屬，以降低焊接殘余應(yīng)力。 焊后，采用中溫回火加高溫回火熱處理[9]。補(bǔ)焊過程中，應(yīng)注意采取減小附加應(yīng)力和應(yīng)力集中的措施，確保有效降低接頭局部塑性變形量[17-18]，避免運(yùn)行期間再熱裂紋的出現(xiàn)。

(2)若是現(xiàn)場不具備熱處理?xiàng)l件，可采用基體膨脹系數(shù)接近Inconel82 型鎳基焊接材料進(jìn)行多層多道補(bǔ)焊，焊條不擺動(dòng)，采用小線能量，設(shè)計(jì)合理焊接順序，焊接過程中增加錘擊處理，焊后進(jìn)行消氫處理，降低焊接殘余應(yīng)力[6-7]。

(3)建議對(duì)其它同類型機(jī)組盡快排查主汽門，必要時(shí)進(jìn)行主汽門更換。