GH901 高溫合金主蒸汽閥閥桿斷裂原因分析

徐紹平，汪 博，黃一君，趙煒煒，樓玉民，趙寧寧

（1.浙江省能源集團有限公司，浙江 杭州 311121；2.浙江浙能技術(shù)研究院有限公司，浙江 杭州 311121；3.浙江省火力發(fā)電高效節(jié)能與污染物控制技術(shù)研究重點實驗室，浙江 杭州 311121）

GH901 合金是以Fe-43Ni-12Cr 為基體，加入鈦、鋁及鉬等強化元素的奧氏體型時效硬化合金，并含有微量的硼和較低的碳，經(jīng)亞穩(wěn)的γ"[Ni3(Ti、Al)]相彌散強化，微量的鋁可抑制γ"向η-Ni3Ti 相的轉(zhuǎn)化。合金在650 ℃以下具有較高的屈服強度和持久強度，760 ℃以下抗氧化性良好，長期使用組織穩(wěn)定[1-7]。

某電廠300 MW 機組在僅運行100 h 后，因左右側(cè)高壓主蒸汽閥閥芯脫落而停機，解體后發(fā)現(xiàn)兩側(cè)高壓主蒸汽閥閥桿均斷裂，斷裂閥桿照片如圖1 所示。失效閥桿材質(zhì)為GH901 合金，失效部位介質(zhì)設(shè)計溫度為538 ℃，壓力約為17 MPa，閥桿尺寸規(guī)格為38 mm×350 mm（直徑×長）。為查明失效原因，對此次發(fā)生斷裂的2根閥桿進行分析，防止同類事故再次發(fā)生。

圖1 斷裂主蒸汽閥閥桿照片F(xiàn)ig.1 Photo of the broken main steam valve stem

1 試驗結(jié)果與分析

1.1 宏觀形貌分析

右側(cè)閥桿局部形貌和宏觀斷口形貌如圖2 所示，圖2a)中1—4 均為選取試樣位置。由圖2 可見，閥桿斷裂于預(yù)啟閥彈簧孔的變截面處，斷口表面平整，斷面宏觀上未呈現(xiàn)明顯的塑性變形。斷口A 背面的彈簧孔內(nèi)部加工孔未見明顯異常（圖2b)），斷口B 有局部磨損痕跡（圖2d)），斷口A、B 未出現(xiàn)疲勞斷裂貝紋線。初步判斷斷口外側(cè)白色區(qū)域為起裂和擴展區(qū)，裂紋起源后迅速擴展，擴展區(qū)較小，較大黑色區(qū)域為瞬斷區(qū)，表明整個斷裂過程發(fā)生較快，斷口宏觀上表現(xiàn)出脆性斷裂特征。

圖2 右側(cè)斷裂閥桿局部形貌和宏觀斷口形貌Fig.2 Partial morphology and macro-observation fracture morphology of the broken valve stem at right side

圖3 為右側(cè)閥桿斷口附近橫、縱剖面形貌。將預(yù)啟閥彈簧孔側(cè)的斷口A 沿圖2c)虛線縱向剖開、浸蝕后，圖3a)所示彈簧孔外壁兩側(cè)存在焊態(tài)組織，焊縫厚度約4～5 mm，彈簧孔壁厚約9.5 mm。彈簧孔外壁右側(cè)焊縫熔合線正好與閥桿外壁加工面相交。左側(cè)焊縫在底部有一處明顯的焊接缺陷。將閥桿側(cè)B 斷口沿圖2d)虛線縱向剖開后，未見焊態(tài)組織（圖3b)）。為確定彈簧孔外壁焊接范圍，切取圖2a)的試樣④，浸蝕后如圖3c)所示，彈簧孔整個橫截面外圈均有焊縫組織；縱向剖開后如圖3d)所示，斷口下部彈簧孔外壁存在超35 mm 的堆焊痕跡，焊縫組織厚度不均，且存在多處未焊透缺陷。可以確定彈簧孔根部外壁有整圈的堆焊組織。

圖3 右側(cè)閥桿斷口附近橫、縱剖面形貌Fig.3 The transverse and longitudinal sections near the fracture of the right valve stem

左側(cè)閥桿局部形貌和宏觀斷口形貌如圖4 所示，圖4a)中5—7 為試樣選取位置。由圖4 可見，閥桿同樣斷裂于預(yù)啟閥彈簧孔的變截面處，斷口表面平整，斷面宏觀上未呈現(xiàn)明顯的塑性變形。斷口C 有局部磨損痕跡（圖4b)），斷口C、D 未出現(xiàn)疲勞貝紋線。初步認為斷口起裂于外側(cè)平臺區(qū)域（圖4b)方框位置），裂紋起源后迅速擴展，內(nèi)側(cè)附近可見撕裂棱，斷口宏觀上表現(xiàn)出脆性斷裂特征。

圖4 左側(cè)斷裂閥桿局部形貌和宏觀斷口形貌Fig.4 Partial morphology and macro-observation fracture morphology of the broken valve stem at left side

圖5 為左側(cè)閥桿斷口附近橫、縱剖面形貌。將預(yù)啟閥彈簧孔側(cè)的斷口C沿圖4b)裂紋源縱向剖開、浸蝕后，圖5a)所示彈簧孔外側(cè)存在焊態(tài)組織，焊縫厚度約3～5 mm，彈簧孔壁厚約8.5 mm。彈簧孔外壁焊縫熔合線正好與閥桿外壁加工面相交，與右側(cè)閥桿（圖3a)）情況一致。圖4a)的試樣⑥橫截面浸蝕后如圖5b)所示，彈簧孔整個橫截面外圈均有焊縫組織；縱向剖開后如圖5c)所示，斷口下部彈簧孔外壁也有約35 mm 的堆焊痕跡，焊縫組織厚度不均，且存在多處未焊透缺陷。

圖5 左側(cè)閥桿斷口附近橫、縱剖面形貌Fig.5 The transverse and longitudinal sections near the fracture of the left valve stem

1.2 化學(xué)成分分析

使用手持式光譜儀對左右側(cè)2 根閥桿進行化學(xué)成分檢測，結(jié)果見表1。

表1 閥桿化學(xué)成分檢測結(jié)果 單位：w/%Tab.1 The chemical compositions of the valve stem

查閱《中國航空材料手冊》（以下簡稱手冊）[8]第2 版第2 卷中有關(guān)GH901 合金成分標(biāo)準(zhǔn)，母材中各元素含量均符合標(biāo)準(zhǔn)要求。堆焊區(qū)主要含Ni 和Cr 元素，應(yīng)為鎳基合金焊材焊接而成。

1.3 金相檢驗

按圖2a)所示在右側(cè)閥桿斷口附近取樣觀察橫、縱截面金相組織，結(jié)果如圖6 所示。

圖6 右側(cè)閥桿橫截面顯微組織Fig.6 Microstructure of cross section of the right valve stem

圖6a)和圖6b)為圖2a)中試樣①近斷口側(cè)橫截面金相組織，閥桿內(nèi)外壁組織均為奧氏體，奧氏體晶粒較粗大，晶粒大小不均勻。

圖3a)中試樣③縱截面各點金相組織如圖7 所示。彈簧孔右側(cè)外壁金相圖如圖7c)所示，外壁圓弧過渡加工面位于堆焊的熔合線上，堆焊區(qū)為細長枝狀晶的焊態(tài)組織，母材組織為正常的奧氏體。斷口上從外壁向內(nèi)觀察到沿晶擴展的二次裂紋（圖7a)、圖7b)），說明斷口是從外壁起裂向內(nèi)擴展。左側(cè)外壁堆焊區(qū)較淺，圓弧加工面位于母材處，如圖7e)所示，且沿堆焊區(qū)的熔合線發(fā)現(xiàn)較大裂紋，并伴有沿晶擴展的二次裂紋，焊縫組織為細長的枝晶。圖7f)可見堆焊區(qū)上下有2 層焊縫組織；圖7g)顯示堆焊區(qū)的熔合線以及母材區(qū)域有多條裂紋；圖7e)、圖7g)均顯示裂紋起源自熔合線、沿晶擴展入熱影響區(qū)，表明堆焊質(zhì)量不佳。

圖7 右側(cè)閥桿縱截面顯微組織Fig.7 Microstructure of longitudinal section of the right valve stem

按圖4a)所示在左側(cè)閥桿斷口附近取樣觀察橫、縱截面金相組織，結(jié)果如圖8 所示。圖8a)和圖8b)為試樣⑤遠斷口側(cè)橫截面金相組織，閥桿內(nèi)外壁組織均為奧氏體，晶粒大小不均勻，晶界無析出物。圖5a)試樣縱截面各點金相組織如圖9 所示。由圖9a)可見，外壁圓弧過渡加工面位于堆焊的熔合線上，母材組織為正常的奧氏體，從斷口外壁向內(nèi)觀察到沿晶擴展的二次裂紋（圖9b)），說明斷口是從外壁起裂向內(nèi)擴展。圖9d)、圖9e)可見堆焊區(qū)上下有2 層焊縫組織且堆焊區(qū)的焊縫和母材區(qū)域有多條裂紋。

圖8 左側(cè)閥桿橫截面顯微組織Fig.8 Microstructure of cross section of the left valve stem

圖9 左側(cè)閥桿縱截面顯微組織Fig.9 Microstructure of longitudinal section of |the left valve stem

1.4 力學(xué)性能分析

對2 根閥桿取樣進行力學(xué)性能檢測，結(jié)果如表2 所示。參照《中國航空材料手冊》第2 版第2 卷中對GH901 合金方坯的力學(xué)性能要求，閥桿的抗拉強度、屈服強度和硬度均符合手冊要求，而斷面收縮率、斷后伸長率以及沖擊功均明顯低于手冊要求。

1.5 掃描電鏡分析

利用掃描電子顯微鏡（SEM）對縱剖后的右側(cè)閥桿斷口A 表面形貌進行分析，結(jié)果如圖10 所示。起裂處的斷口表面有平臺，呈沿晶斷口形貌（圖10a)），中間擴展區(qū)域斷口呈冰糖狀沿晶形貌，伴隨有較寬的二次裂紋（圖10b)）；閥桿內(nèi)側(cè)圓弧段瞬斷區(qū)斷口形貌由外往內(nèi)依次呈沿晶特征和撕裂的韌窩特征（圖10c)）。左側(cè)閥桿斷口起裂位置表面微觀形貌如圖11 所示。由圖11 可見明顯小平臺，擴展區(qū)斷口形貌為沿晶特征。

圖10 右側(cè)閥桿斷口A 表面微觀形貌Fig.10 Surface micro morphology of the A fracture surface of the right valve stem

圖11 左側(cè)閥桿斷口起裂位置表面微觀形貌Fig.11 The surface micro-morphology of crack initiation position of the left valve stem fracture

1.6 力學(xué)性能分析

在主蒸汽閥關(guān)閉過程中，閥桿與預(yù)啟閥套及預(yù)啟閥之間均處于脫離狀態(tài)，閥桿與預(yù)啟閥之間只有預(yù)啟小彈簧的作用力，而該作用力不足以對閥桿造成破壞。主蒸汽閥的開啟過程中，閥桿主要承受拉應(yīng)力，尤其是在主蒸汽閥全開時，預(yù)啟閥套與門桿套接觸，油動機克服彈簧力后的提升力完全作用在閥桿上，通過預(yù)啟閥套作用在門桿套上。據(jù)此判斷，主蒸汽閥全開時，承受了最大的拉應(yīng)力。閥桿承受的作用力包括油動機的提升力和彈簧的作用力。

由于油動機和閥桿的力矩相等，因此油動機的活塞和閥桿所承受的作用力與力臂成反比，閥桿承受的作用力為油動機的2 倍。經(jīng)查，油動機活塞直徑為102.0 mm，閥桿斷口外徑38.5 mm，內(nèi)徑25.3 mm，油動機活塞和閥桿斷口之間的面積比為12.3，調(diào)速系統(tǒng)油壓為14.2 MPa，根據(jù)式(1)，油動機作用在閥桿上的拉應(yīng)力σV為349.6 MPa。

式中：FV、FO分別為閥桿和油動機活塞承受作用力；AV、AO分別為閥桿和油動機活塞斷口面積。

在主蒸汽閥開啟過程中，閥桿須克服彈簧的作用力，此作用力方向與油動機的相反。經(jīng)查，主蒸汽閥開啟過程中共承受4 個同向的彈簧力，其工作載荷分別為7 771、15 790、25 583 N 和39 321 N，即FT=88 465 N。根據(jù)式(2)，彈簧作用于閥桿上的壓應(yīng)力σT為133.8 MPa。

由上述主蒸汽閥全開位置時應(yīng)力的計算結(jié)果可知，閥桿斷口位置所承受的拉應(yīng)力為215.8 MPa。《手冊》中經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理的GH901 合金在550 ℃下100 h 的持久強度為915 MPa，其遠大于閥桿斷口位置所承受的拉應(yīng)力，表明此拉應(yīng)力不足以使閥桿在僅運行100 h 發(fā)生斷裂。

2 分析與討論

由左、右側(cè)2 根閥桿斷口的宏觀形貌可知，斷口均位于閥桿與彈簧孔過渡面，基本垂直閥桿軸向，斷面較平直無明顯的塑性變形，且未見疲勞線，表現(xiàn)為典型的脆性斷裂特征[9-12]。右側(cè)閥桿斷口由外圈白色裂紋擴展區(qū)和內(nèi)圈黑色瞬斷區(qū)組成，左側(cè)閥桿斷口可見外側(cè)的平臺區(qū)和內(nèi)側(cè)的撕裂區(qū)，表明兩側(cè)斷裂均是由外壁開始起裂。解剖后發(fā)現(xiàn)2 根閥桿彈簧孔外側(cè)存在長約35 mm、深3～5 mm 的整圈焊縫組織，閥桿側(cè)未見焊態(tài)組織。根據(jù)堆焊的深度接近閥桿外表面，且堆焊區(qū)域位于閥桿和彈簧孔加工區(qū)域，推測彈簧孔外表面是堆焊后加工成形。同時，左、右側(cè)閥桿彈簧孔壁厚不一致，分別約為8.5 mm 和9.5 mm，說明閥桿未嚴(yán)格按照圖紙加工。

該閥桿采用標(biāo)準(zhǔn)熱處理工藝制造，根據(jù)閥桿無堆焊位置的金相組織情況，該閥桿母材為正常的奧氏體組織，與《手冊》標(biāo)準(zhǔn)熱處理狀態(tài)下的組織相符，可以排除因熱處理不當(dāng)導(dǎo)致的閥桿斷裂。

經(jīng)向廠家證實，2 根閥桿在加工過程中存在失誤導(dǎo)致彈簧孔側(cè)過渡切削，而后在彈簧孔外表面采用鎳基合金進行了堆焊，焊材選擇上并無問題，焊接工藝按標(biāo)準(zhǔn)選取。然而，焊縫、熔合線以及母材均存在多處裂紋和未熔合等焊接缺陷，反映出焊接質(zhì)量不合格。彈簧孔外壁一側(cè)的圓弧過渡加工面位于堆焊的熔合線上，此處為閥桿外側(cè)圓弧過渡半徑最小的位置，也是閥桿外側(cè)應(yīng)力集中最嚴(yán)重的區(qū)域，一旦熔合線處存在焊接裂紋或未熔合的焊接缺陷，極易產(chǎn)生開裂[13-14]。

從閥桿的力學(xué)性能分析結(jié)果來看，材料斷面的收縮率、斷后伸長率以及沖擊功均明顯低于手冊要求，說明閥桿的塑韌性均達不到標(biāo)準(zhǔn)要求。在較大沖擊力作用下，材料內(nèi)的裂紋會快速擴展，這與斷口微觀形貌存在大量冰糖狀沿晶特征相吻合[15]。

綜上所述，制造廠使用鎳基合金對未嚴(yán)格按照圖紙加工的閥桿進行了堆焊，且堆焊質(zhì)量不合格，使閥桿熱影響區(qū)引入了沿晶焊接裂紋，再次機加后暴露在閥桿外表面，成為斷裂的起源；同時，閥桿與彈簧孔的變徑過渡區(qū)存在應(yīng)力集中，在運行過程中沖擊載荷作用下，焊接缺陷快速擴展，最終導(dǎo)致閥桿斷裂。

3 結(jié) 語

某電廠300 MW 機組2 根高壓主蒸汽閥閥桿在僅運行100 h 后斷裂的主要原因是：制造廠使用鎳基合金對閥桿進行的堆焊質(zhì)量不合格，使閥桿引入了沿晶的焊接裂紋，再次機加后微裂紋暴露在閥桿外表面，成為斷裂的起源；同時，閥桿與彈簧孔的變徑過渡區(qū)存在應(yīng)力集中，促使焊接缺陷快速擴展，最終導(dǎo)致閥桿斷裂。

根據(jù)以上閥桿斷裂原因提出以下措施和建議：嚴(yán)格把控閥桿制造質(zhì)量，原則上盡量避免對閥桿進行大面積堆焊，若堆焊須嚴(yán)格把控焊接質(zhì)量。