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.浙江浙能技術研究院有限公司，浙江 杭州 311121；3.浙江省火力發電高效節能與污染物控制技術研究重點實驗室，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，經亞穩的γ"[Ni3(Ti、Al)]相彌散強化，微量的鋁可抑制γ"向η-Ni3Ti 相的轉化。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，長期使用組織穩定[1-7]。

某電廠300 MW 機組在僅運行100 h 后，因左右側高壓主蒸汽閥閥芯脫落而停機，解體后發現兩側高壓主蒸汽閥閥桿均斷裂，斷裂閥桿照片如圖1 所示。失效閥桿材質為GH901 合金，失效部位介質設計溫度為538 ℃，壓力約為17 MPa，閥桿尺寸規格為38 mm×350 mm（直徑×長）。為查明失效原因，對此次發生斷裂的2根閥桿進行分析，防止同類事故再次發生。

圖1 斷裂主蒸汽閥閥桿照片Fig.1 Photo of the broken main steam valve stem

1 試驗結果與分析

1.1 宏觀形貌分析

右側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，閥桿斷裂于預啟閥彈簧孔的變截面處，斷口表面平整，斷面宏觀上未呈現明顯的塑性變形。斷口A 背面的彈簧孔內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 未出現疲勞斷裂貝紋線。初步判斷斷口外側白色區域為起裂和擴展區，裂紋起源后迅速擴展，擴展區較小，較大黑色區域為瞬斷區，表明整個斷裂過程發生較快，斷口宏觀上表現出脆性斷裂特征。

圖2 右側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 為右側閥桿斷口附近橫、縱剖面形貌。將預啟閥彈簧孔側的斷口A 沿圖2c)虛線縱向剖開、浸蝕后，圖3a)所示彈簧孔外壁兩側存在焊態組織，焊縫厚度約4～5 mm，彈簧孔壁厚約9.5 mm。彈簧孔外壁右側焊縫熔合線正好與閥桿外壁加工面相交。左側焊縫在底部有一處明顯的焊接缺陷。將閥桿側B 斷口沿圖2d)虛線縱向剖開后，未見焊態組織（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，閥桿同樣斷裂于預啟閥彈簧孔的變截面處，斷口表面平整，斷面宏觀上未呈現明顯的塑性變形。斷口C 有局部磨損痕跡（圖4b)），斷口C、D 未出現疲勞貝紋線。初步認為斷口起裂于外側平臺區域（圖4b)方框位置），裂紋起源后迅速擴展，內側附近可見撕裂棱，斷口宏觀上表現出脆性斷裂特征。

圖4 左側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 為左側閥桿斷口附近橫、縱剖面形貌。將預啟閥彈簧孔側的斷口C沿圖4b)裂紋源縱向剖開、浸蝕后，圖5a)所示彈簧孔外側存在焊態組織，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 化學成分分析

使用手持式光譜儀對左右側2 根閥桿進行化學成分檢測，結果見表1。

表1 閥桿化學成分檢測結果 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GH901 合金成分標準，母材中各元素含量均符合標準要求。堆焊區主要含Ni 和Cr 元素，應為鎳基合金焊材焊接而成。

1.3 金相檢驗

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

圖6 右側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近斷口側橫截面金相組織，閥桿內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，堆焊區為細長枝狀晶的焊態組織，母材組織為正常的奧氏體。斷口上從外壁向內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擴展。左側外壁堆焊區較淺，圓弧加工面位于母材處，如圖7e)所示，且沿堆焊區的熔合線發現較大裂紋，并伴有沿晶擴展的二次裂紋，焊縫組織為細長的枝晶。圖7f)可見堆焊區上下有2 層焊縫組織；圖7g)顯示堆焊區的熔合線以及母材區域有多條裂紋；圖7e)、圖7g)均顯示裂紋起源自熔合線、沿晶擴展入熱影響區，表明堆焊質量不佳。

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

按圖4a)所示在左側閥桿斷口附近取樣觀察橫、縱截面金相組織，結果如圖8 所示。圖8a)和圖8b)為試樣⑤遠斷口側橫截面金相組織，閥桿內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擴展。圖9d)、圖9e)可見堆焊區上下有2 層焊縫組織且堆焊區的焊縫和母材區域有多條裂紋。

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

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

1.4 力學性能分析

對2 根閥桿取樣進行力學性能檢測，結果如表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）對縱剖后的右側閥桿斷口A 表面形貌進行分析，結果如圖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)）；閥桿內側圓弧段瞬斷區斷口形貌由外往內依次呈沿晶特征和撕裂的韌窩特征（圖10c)）。左側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，擴展區斷口形貌為沿晶特征。

圖10 右側閥桿斷口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 力學性能分析

在主蒸汽閥關閉過程中，閥桿與預啟閥套及預啟閥之間均處于脫離狀態，閥桿與預啟閥之間只有預啟小彈簧的作用力，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，閥桿主要承受拉應力，尤其是在主蒸汽閥全開時，預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，通過預啟閥套作用在門桿套上。據此判斷，主蒸汽閥全開時，承受了最大的拉應力。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。經查，油動機活塞直徑為102.0 mm，閥桿斷口外徑38.5 mm，內徑25.3 mm，油動機活塞和閥桿斷口之間的面積比為12.3，調速系統油壓為14.2 MPa，根據式(1)，油動機作用在閥桿上的拉應力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。根據式(2)，彈簧作用于閥桿上的壓應力σT為133.8 MPa。

由上述主蒸汽閥全開位置時應力的計算結果可知，閥桿斷口位置所承受的拉應力為215.8 MPa。《手冊》中經標準熱處理的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力，表明此拉應力不足以使閥桿在僅運行100 h 發生斷裂。

2 分析與討論

由左、右側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，表現為典型的脆性斷裂特征[9-12]。右側閥桿斷口由外圈白色裂紋擴展區和內圈黑色瞬斷區組成，左側閥桿斷口可見外側的平臺區和內側的撕裂區，表明兩側斷裂均是由外壁開始起裂。解剖后發現2 根閥桿彈簧孔外側存在長約35 mm、深3～5 mm 的整圈焊縫組織，閥桿側未見焊態組織。根據堆焊的深度接近閥桿外表面，且堆焊區域位于閥桿和彈簧孔加工區域，推測彈簧孔外表面是堆焊后加工成形。同時，左、右側閥桿彈簧孔壁厚不一致，分別約為8.5 mm 和9.5 mm，說明閥桿未嚴格按照圖紙加工。

該閥桿采用標準熱處理工藝制造，根據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》標準熱處理狀態下的組織相符，可以排除因熱處理不當導致的閥桿斷裂。

經向廠家證實，2 根閥桿在加工過程中存在失誤導致彈簧孔側過渡切削，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，焊接工藝按標準選取。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，反映出焊接質量不合格。彈簧孔外壁一側的圓弧過渡加工面位于堆焊的熔合線上，此處為閥桿外側圓弧過渡半徑最小的位置，也是閥桿外側應力集中最嚴重的區域，一旦熔合線處存在焊接裂紋或未熔合的焊接缺陷，極易產生開裂[13-14]。

從閥桿的力學性能分析結果來看，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準要求。在較大沖擊力作用下，材料內的裂紋會快速擴展，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格按照圖紙加工的閥桿進行了堆焊，且堆焊質量不合格，使閥桿熱影響區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存在應力集中，在運行過程中沖擊載荷作用下，焊接缺陷快速擴展，最終導致閥桿斷裂。

3 結 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存在應力集中，促使焊接缺陷快速擴展，最終導致閥桿斷裂。

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