某超臨界汽輪機主汽閥桿斷裂原因分析

張健，繆春輝，秦小龍，王若民，陳國宏，湯文明

（1.安徽新力電業(yè)科技咨詢有限責任公司，合肥 230601；2.國網(wǎng)安徽省電力有限公司電力科學(xué)研究院，合肥 230601；3.合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，合肥 230009）

火電機組金屬部件在高溫、高壓等惡劣的工作條件下經(jīng)常出現(xiàn)爆管、泄露、斷裂、磨損等失效及損傷，輕則影響發(fā)電設(shè)備的發(fā)電效率，重則造成發(fā)電設(shè)備非計劃停運，從而影響到發(fā)電效率與效益。為此，除需加強金屬部件制造環(huán)節(jié)的管控外，還需強化設(shè)備維護及金屬監(jiān)督各方面的工作。及時、準確地發(fā)現(xiàn)各類金屬部件的缺陷，并加以消除，以提升金屬部件的使用壽命，縮短非計劃停機時間，具有重要經(jīng)濟與社會價值。

近日，某火電站發(fā)生1號超超臨界機組2號閥閥桿（標稱材質(zhì)為22Cr12NiMoWV (C422)鋼）斷裂事故。汽輪機閥桿斷裂，會導(dǎo)致閥門不能及時關(guān)閉，切斷汽輪機進氣，不僅會損壞汽輪機，還會誘發(fā)安全事故，造成嚴重的經(jīng)濟損失，影響發(fā)電安全。文獻檢索表明，造成汽輪機主汽閥閥桿斷裂失效的原因很多，主要有錯用材料、結(jié)構(gòu)設(shè)計不合理和存在偏析組織等[1-3]。因此，需對不同的閥桿斷裂事件進行分析，確定具體的失效原因。文中綜合閥桿外觀檢查、成分測定、金相檢驗、硬度和沖擊檢驗及斷口形貌分析的結(jié)果，確定造成該閥桿斷裂失效的主要原因，并有針對性地對閥桿零件制造與服役狀態(tài)下的金屬監(jiān)督提出合理化建議。

1 試驗

1.1 外觀檢查與斷口分析

如圖1a所示，該閥桿斷裂位置大致位于十字交叉貫穿孔最大徑水平截面處，斷口表面粗糙，呈顆粒狀，整體呈脆性斷裂特征。直徑5 mm十字交叉貫穿孔最大徑水平截面處的有效承載面積（707 mm2）明顯小于未開孔處（957 mm2），因而，此處的應(yīng)力水平顯著提高。加之該閥桿中心孔的加工刀痕非常明顯（如圖1b所示），極易造成應(yīng)力集中。此外，在圖1的閥桿斷裂面上有明顯不同的2個區(qū)域，斷面中部呈暗灰色，占整個斷口面積的絕大部分，存在明顯的氧化和腐蝕現(xiàn)象，說明主裂紋在緩慢擴展過程中不斷被氧化，腐蝕形成。閥桿外側(cè)斷口區(qū)域呈亮白色，新鮮，為最終瞬斷區(qū)，在閥桿邊緣處形成剪切唇。采用JSM-6490型掃描電鏡（SEM）觀察閥桿斷口（圖1a上方框區(qū)域）形貌?？梢钥闯觯m然閥桿內(nèi)部形成的微裂紋經(jīng)受高溫蒸汽的氧化作用，斷口表面被氧化皮覆蓋，但仍分辨出冰糖狀的斷面特征（圖2），呈現(xiàn)典型的應(yīng)力腐蝕開裂特征[4-5]。

圖1 閥桿斷裂面形貌及加工刀痕 Fig.1 Morphologies of the fracture surface and machining tool marks of the valve stem

圖2 閥桿斷口的掃描電鏡像 Fig.2 SEM image showing fracture surface of the valve stem

對照零件圖（圖3a），測量該斷裂閥桿4個十字交叉貫穿孔邊緣至變徑處的距離d，分別為1.19、1.26、1.61、1.69 mm，最大與最小值相差0.5 mm。該零件的設(shè)計要求d應(yīng)為(1±0.1) mm，而尺寸公差最高達69%，不符合設(shè)計要求。此外，該閥桿零件B處有R=0.8 mm的圓弧過渡，而斷裂閥桿該處則是直角過渡（如圖2b所示）。變徑處本身存在應(yīng)力突變，采用直角過渡更加劇了應(yīng)力集中，易在鄰近的十字交叉貫穿孔最大徑水平截面上誘發(fā)裂紋，并失穩(wěn)擴展，最終導(dǎo)致閥桿的斷裂。

圖3 主汽閥閥桿零件圖及貫穿孔邊緣至變徑處局部形貌 Fig.3 Part diagram of the valve stem (a) and (b) partial morphology showing the hole edge to the reducing diameter site

1.2 成分測定

鑒于有因錯選材料導(dǎo)致閥桿斷裂的先例[6]，采用MAX07-F型直讀光譜儀測定該閥桿的化學(xué)成分，見表1。與GB/T 20410—2006《渦輪機高溫螺栓用鋼》中規(guī)定的22Cr12NiMoWV鋼的成分進行對比，確定該閥桿的選材符合標準要求。22Cr12NiMoWV鋼屬12%Cr馬氏體耐熱不銹鋼，常溫和高溫力學(xué)性能優(yōu)良，缺口敏感性小，減震性及抗松弛性能良好[6-7]。

表1 斷裂閥桿的化學(xué)成分 Tab.1 Chemical composition of the valve stem %

1.3 金相檢驗

依據(jù)DL/T 884—2019《火電廠金相檢驗與評定技術(shù)導(dǎo)則》對該斷裂閥桿進行金相檢驗。在斷裂面附近取樣，研磨拋光，采用三氯化鐵-硝酸的水溶液（V(FeCl3)︰V(HCl)︰V(H2O)=1︰2︰4）腐蝕。將腐蝕前后的試樣分別置于MR3000型研究級倒置式金相顯微鏡下觀察。在該閥桿試樣拋光面上，可見顆粒狀夾雜物的黑色斑點。根據(jù)GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定標準評級圖顯微檢驗方法》，判定該D類夾雜物的等級為細0.5級（如圖4a所示）。該閥桿顯微組織為板條狀的回火馬氏體，閥桿組織中有較為嚴重的組織偏析，呈網(wǎng)狀分布，如圖4b上箭頭所示。

圖4 閥桿的金相照片 Fig.4 Optical cross-sectional images of the valve stem (a) before and (b) after etching

將該閥桿的斷面打磨拋光，再經(jīng)腐蝕后，觀察其顯微組織形貌。如圖5中箭頭所示，在閥桿斷裂面附近區(qū)域內(nèi)可見大量的微裂紋（二次裂紋），且二次裂紋多沿偏析處擴展。這是因為網(wǎng)狀偏析為力學(xué)性能的 弱化區(qū)域，為裂紋擴展的擇優(yōu)路徑。二次裂紋前端尖銳，持續(xù)擴展，并互相合并連接。該二次裂紋表面已發(fā)生氧化，說明在閥桿最終斷裂前，高溫高壓蒸汽已經(jīng)通過主裂紋，進入閥桿內(nèi)部的二次裂紋中，造成后者的表面氧化。

圖5 閥桿斷裂部位的顯微組織 Fig.5 Optical images showing fracture area microstructure of the valve stem

根據(jù)該閥桿加工工藝規(guī)范要求，除變徑處外，閥桿表面都進行滲氮處理，滲氮層深度要求為250～ 350 μm，以提高閥桿表面的硬度和耐磨性[8-9]。采用線切割截取含滲氮層的閥桿表面試樣，研磨、拋光，經(jīng)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，觀察其顯微組織。如圖6a所示，滲氮層和22Cr12NiMoWV鋼基體被區(qū)分開，測得滲氮層厚度為319 μm，符合滲氮層厚度要求。滲氮層最外層組織呈灰白色，半連續(xù)狀，厚度為20～ 30 μm，為Fe2～3N相和Fe4N相的混合組織[10]。在其內(nèi)側(cè)為回火馬氏體組織的擴散層，厚度約為280 μm，占整個滲層組織的80%左右。其中可見半連續(xù)狀、沿晶間分布的網(wǎng)狀偏析，周圍包圍著白亮的第二相（如圖6b所示）。采用Oxford INCA型能譜分析儀（EDS）測試圖6b組織偏析區(qū)附近不同位置的成分，偏析組織周圍白亮的第二相（圖6b、7中的點3）較滲氮層基體（圖6b、7中的點1）及偏析組織（圖6b、7中的點2）含有更高的N、Cr元素含量，為CrN[11]。這種脆性氮化物沿偏析組織外圍連續(xù)分布的結(jié)構(gòu)特征，加劇了閥桿組織不均勻性，導(dǎo)致其力學(xué)性能降低。

圖6 閥桿滲氮層截面形貌及圖a局部放大像 Fig.6 Optical cross-sectional image of the nitrided layer of the valve stem (a) and (b) high-magnification image of the partial area in Fig.a

圖7 圖6b上不同位置的EDS譜圖 Fig.7 EDS spectra of different points in Fig.6b

1.4 力學(xué)性能測試

1.4.1 布氏硬度

依據(jù)GB/T 231.1—2002《金屬布氏硬度試驗第1 部分試驗方法》，采用HBE-3000A型布氏硬度計，測試22Cr12NiMoWV鋼基體的硬度。試驗條件：負荷為1.84 kN，鋼球直徑為2.5 mm，負荷保持時間為15 s。試驗測得該鋼的平均硬度為272HB，低于GB/T 20410—2006 規(guī)定的值（277 HB ～331HB）。這可能與該鋼內(nèi)組織偏析引起合金元素不均勻分布的因素有關(guān)[12]。

1.4.2 顯微硬度

在1.96 N載荷下，測得的滲氮閥桿試樣從表面直至基體的1—5點（圖8）處的顯微硬度及經(jīng)過換算后的布氏硬度，見表2。閥桿試樣表面由于經(jīng)過滲氮處理，硬度高。試樣中鋼基體的硬度偏差較大，越往閥桿中心處，硬度越低，表明該閥桿在滲氮處理前的調(diào)質(zhì)處理可能存在未淬透的工藝缺陷。

表2 顯微硬度試驗結(jié)果 Tab.2 Vickers microhardness test results

1.4.3 沖擊韌性

按照GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》，沿閥桿軸向線切割加工V型缺口標準試樣。在JB-300C型沖擊試驗機上測得閥桿試樣的平均沖擊韌性為10 J/cm2，不符合GB/T 20410—2006 規(guī)定的不低于11 J/cm2的沖擊韌性要求。有文獻報道，正常調(diào)質(zhì)處理的22Cr12NiMoWV鋼，沖擊韌性不低于40 J/cm2[13-14]。該閥桿的沖擊韌性過低，再次驗證了其顯微組織及熱處理工藝存在明顯缺陷。

2 討論

22Cr12NiMoWV鋼屬12%Cr馬氏體耐熱不銹鋼，性能優(yōu)良，缺口敏感性低?；谠撲摰牧己眯阅?，電站汽輪機閥桿多采用22Cr12NiMoWV鋼制造。閥門啟閉過程中，閥桿不斷承受變載荷，且閥桿服役環(huán)境較為惡劣，處于高溫高壓蒸汽中。為了提高閥桿的強度和耐磨性，通常對閥桿表面進行滲氮處理[15-18]，滲氮層厚度要求達到250～350 μm。該斷裂閥桿的化學(xué)成分及滲氮層厚度雖均符合相關(guān)要求，但首先，該閥桿的機加工存在明顯不足，十字貫穿孔邊緣與變徑處之間的距離誤差高達69%，變徑處采用直角過渡，十字貫穿孔存在明顯的加工刀痕，皆加劇了應(yīng)力集中[19-21]，增加了裂紋萌生的幾率，存在明顯的加工缺陷。其次，該閥桿的冶金質(zhì)量較差，導(dǎo)致在滲氮層及其內(nèi)部組織中均存在沿晶界分布的網(wǎng)狀偏析，且被白亮的CrN第二相質(zhì)點包圍，極大地降低了晶間結(jié)合力，在閥桿斷口處的金相照片上也可觀察到二次裂紋多沿網(wǎng)狀偏析區(qū)擴展的狀態(tài)。最后，力學(xué)性能測試表明，該斷裂閥桿可能還存在調(diào)質(zhì)處理（淬火+高溫回火）工藝不規(guī)范的問題。該高合金鋼采用較高的淬火溫度以保證其中的合金碳化物（特別是W、Mo、V等的碳化物）充分溶入奧氏體中，以提高鋼的硬度與沖擊韌性。但如果淬火溫度過高，也會導(dǎo)致奧氏體晶粒過大，淬火后的馬氏體板條尺寸大，致使鋼的沖擊韌性降低。同樣地，高的回火溫度才能保證該高合金鋼的回火轉(zhuǎn)變充分進行，提高組織穩(wěn)定性和沖擊韌性。為避免第二類回火脆性，采用高溫回火后空冷的快速冷卻方式。參照GB/T 20410—2006、GB/T 8732—2014《汽輪機葉片用鋼》及相關(guān)文獻[13,22]，一般選擇1050～1070 ℃油淬+680～710 ℃回火后空冷的熱處理制度，并規(guī)范執(zhí)行，以保證該鋼具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

3 結(jié)論

十字貫穿孔內(nèi)壁明顯的加工刀痕是該閥桿斷裂的裂紋源，閥桿熱處理工藝不規(guī)范，力學(xué)性能低，且組織有網(wǎng)狀分布的組織偏析，加劇了微裂紋的失穩(wěn)擴展，組織偏析區(qū)為裂紋擴展的優(yōu)選路徑。上述因素綜合作用，導(dǎo)致該超超臨界機組汽輪機22Cr12NiMoWV鋼閥桿在服役過程中發(fā)生早期斷裂失效。

建議對22Cr12NiMoWV鋼閥桿、高溫螺栓等汽輪機零部件加強規(guī)格、顯微組織及硬度檢查，督促生產(chǎn)廠家選用優(yōu)質(zhì)材料，規(guī)范熱處理及機加工工藝。