超臨界汽輪機20Cr1Mo1VNbTiB螺栓開裂行為分析

張 濤, 王建光, 謝利明, 陳 浩, 喬 欣

(1．內蒙古電力科學研究院,呼和浩特 010020; 2．國電建投內蒙古能源有限公司,內蒙古鄂爾多斯 017200)

20Cr1Mo1VNbTiB合金又名爭氣一號鋼,是我國自主研發的用于大型汽輪機高溫緊固螺栓制造的鋼種。因其較好的淬透性,較高的高溫抗松弛性能、持久強度和持久塑性,低的持久缺口敏感性和熱脆性以及良好的組織穩定性[1],經長期運行后不易出現由于晶內和晶界碳化物大量析出和集聚而引發的脆化,因此被大量應用于國內超臨界及以下參數等級的汽輪機本體及高、中壓主汽閥和調速汽閥的緊固螺栓中。

某電站660 MW超臨界汽輪機A級檢修期間,在對各高壓汽閥及中壓汽閥進行解體檢查過程中,發現4只高壓調速汽閥的44條20Cr1Mo1VNbTiB合金的高溫緊固螺栓中有17條發生斷裂或開裂;2只中壓調速汽閥的44條20Cr1Mo1VNbTiB合金的高溫緊固螺栓中有16條發生斷裂或開裂。該機組的主蒸汽溫度為571 ℃、壓力為25.4 MPa,再熱蒸汽溫度為569 ℃、壓力為4.97 MPa。截止本次大規模的汽閥高溫緊固螺栓開裂發生,僅運行約8 000 h,屬于典型的大規模早期開裂失效,給機組的安全穩定運行帶來了極大的隱患。

國內大型汽輪機用20Cr1Mo1VNbTiB合金高溫緊固螺栓發生斷裂失效的案例并不鮮見,公開的報道中其失效原因主要是合金組織中存在嚴重的粗晶現象,造成韌性不足、無法承受汽閥動作產生的沖擊載荷而引發斷裂失效[2-5]。20Cr1Mo1VNbTiB合金具有很強的“有序轉變組織”即組織遺傳性,由于澆鑄、鍛造或退火工藝的不當都有可能導致合金在供貨狀態就存在過熱的粗大晶粒。而這些存在粗晶的材料按照常規工藝進行熱處理后,粗晶現象不能有效消除,重結晶后仍是粗大的晶粒,從而導致成品螺栓的韌性不足。此外,由于冶煉工藝中化學元素含量控制不當,導致C含量嚴重超標,造成螺栓韌性及塑性不足從而引發斷裂[6],以及長時間運行發生高溫蠕變斷裂[7-8]等失效模式。

筆者針對前述660 MW超臨界汽輪機20Cr1Mo1VNbTiB合金高溫螺栓的大規模早期開裂進行了深入研究。該批次螺栓晶粒尺寸正常、無晶粒粗大現象;螺栓成分符合標準要求[9];使用時間短,未見組織老化引發的蠕變損傷。從研究結果看,螺栓的大規模早期開裂失效與組織中大量微米級大尺寸TiN夾雜物的形成密切相關。大量TiN夾雜物造成的20Cr1Mo1VNbTiB合金螺栓大規模開裂失效還未見相關報道,該研究內容厘清了TiN夾雜物造成20Cr1Mo1VNbTiB螺栓開裂的機理,既為該類型高溫緊固螺栓的失效原因分析提供借鑒,也對該合金的冶煉及制造工藝提出了更嚴格的技術要求,對于提高我國大型汽輪機裝備制造質量水平及保障汽輪發電機組的安全可靠運行具有一定指導意義。

1 試驗研究

1.1 宏觀分析

開裂的高壓調速汽閥螺栓和中壓調速汽閥螺栓均為柔性細腰雙頭螺柱,中間加工有中心孔;規格分別為M89×3、長538 mm和M76×3、長387 mm,材質均為20Cr1Mo1VNbTiB。經調查,2種規格的螺栓由同廠家同批次生產。

無損檢測顯示,各條螺栓的開裂位置均位于頭部或尾部的螺紋部位。裂紋均產生于螺紋牙底部位并沿螺紋牙底呈周向分布,開裂處未見明顯塑性變形,也未見機械損傷等缺陷,如圖1所示。

1.2 斷口分析

將螺栓斷面經超聲波清洗后進行觀察。如圖2所示,螺栓的斷面與軸線基本呈15°～45°夾角,斷口表面高溫氧化嚴重,覆蓋有較厚的氧化層。斷口上起裂區、擴展區及瞬斷區等特征區域明顯。除瞬斷區外,斷口表面整體較為平坦,未見明顯的結晶狀形貌和塑性變形,呈現典型的大載荷作用下產生的脆性開裂形貌特征。

利用HITACHI S-3700N型掃描電子顯微鏡(SEM)對汽閥螺栓的原始斷口、沖擊斷口及拉伸斷口進行觀察。圖3為螺栓的原始斷口SEM形貌。可以看出,斷口表面覆蓋有較厚的氧化層,雖進行了清洗但仍無法觀察到起裂區和擴展區的原始形貌,瞬斷區較為清晰地呈現出準解理+沿晶斷裂特征,該區域特別是沿晶區域可觀察到較多微米級的四邊形硬質相顆粒。圖4為螺栓的沖擊斷口SEM形貌。從圖4可以看出,斷口呈現解理斷裂+沿晶斷裂的復合斷裂形貌,沿晶開裂區域存在較多微米級的四邊形硬質相顆粒,裂紋沿硬質相顆粒分布。圖5為螺栓的靜拉伸斷口。可以看出,試樣在拉伸過程中發生明顯頸縮,但斷裂并未發生于頸縮最細處;同時,頸縮部位發生了縱向劈裂,沿縱向劈裂部位形成錯層狀斷裂;此外,斷口上可見明顯的輻射狀線條,大部分區域呈現解理+沿晶的復合斷裂形貌,斷口上同樣密布有大量四邊形或多邊形的硬質相顆粒,有硬質相顆粒延伸出的裂紋并形成沿晶開裂。

(a) 高壓調速汽閥螺栓

(b) 中壓調速汽閥螺栓圖1 開裂汽閥螺栓的宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of cracked valve bolt

(a) 斷口

(b) 縱向截面圖2 汽閥螺栓的斷裂面Fig.2 Fracture of cracked valve bolt

(b) 瞬斷區圖3 汽閥螺栓原始斷口SEM形貌Fig.3 Macroscopic appearance of original fracture

圖4 汽閥螺栓沖擊斷口SEM形貌Fig.4 Macroscopic appearance of impact fracture

利用BRUKER QUANTAX能譜儀(EDS)對斷口上的四邊形硬質相顆粒進行成分測試,結果見圖6。四邊形硬質顆粒的主要成分為Ti和N元素,結合其形貌特征,可以判定為TiN顆粒[10-12]。

1.3 化學成分分析

自開裂汽閥螺栓取樣,利用SPECTRO MAXx型火花直讀光譜儀進行化學成分測試,結果見表1。結果表明,螺栓化學成分中各主要合金元素的含量與標準DL/T 439—2018 《火力發電廠高溫緊固件技術導則》[9]對20Cr1Mo1VNbTiB合金的化學成分要求相符,無化學元素超標的情況。

1.4 顯微組織結構分析

在汽閥螺栓開裂部位取樣,利用ZEISS Axio Observer A1M型光學金相顯微鏡、ZEISS Smartproof 5型共聚焦顯微鏡和HITACHI S-3700N型掃描電子顯微鏡進行顯微組織結構分析。螺栓的基體組織為細晶狀貝氏體,晶粒度為5級細晶[9],未見明顯的碳化物析出引起的組織老化,也未見晶粒粗大。螺紋表面未見明顯的全脫碳層和半脫碳層。裂紋起源于螺紋牙底表層并向中間擴展,在組織中特別是螺紋牙底起裂區的主裂紋兩側分布有大量的四邊形或長條狀的硬質相顆粒,尺寸在8～29 μm,部分硬質相顆粒在裂紋擴展過程中已發生脫落,其形貌與斷口上觀察到的四邊形或多邊形硬質相相同,也是TiN,見圖7(a)～圖7(c)。組織中除主裂紋外還存在眾多的微裂紋,這些裂紋主要呈現沿晶開裂,其分布也基本沿著大尺寸的TiN顆粒聚集區,部分裂紋自四邊形TiN顆粒的尖角延伸出并擴展,見圖7(d)和圖7(e)。

(a) 頸縮處縱向劈裂及斷口

(b) 斷口

(c) 沿晶開裂區圖5 汽閥螺栓拉伸斷口SEM形貌Fig.5 Macro morphology of tensile fracture

(b) 成分譜圖圖6 多邊形硬質相顆粒的EDS譜圖Fig.6 EDS spectrogram of polygonal hard phase particles

表1 汽閥螺栓的化學成分

1.5 力學性能分析

沿開裂螺栓中間柔性桿的1/2半徑處縱向取樣進行常溫條件下的拉伸性能、沖擊性能和硬度測試。拉伸試樣為直徑d0=10 mm、標距L0=50 mm的圓形橫截面標準長試樣;沖擊試樣尺寸為10 mm(寬)×10 mm(高)×55 mm(長),U型缺口。測試儀器分別使用CMT5305型電子萬能試驗機、ZYS1601-B全自動沖擊試驗機和INNOVATEST 3001XLM IMP型全自動布氏硬度計,各項力學性能測試結果見表2。可以看出,20Cr1Mo1VNbTiB螺栓的強度、塑性及硬度均符合標準DL/T 439—2018的要求;而沖擊吸收功則明顯低于標準要求,說明合金的韌性不足。

(a) 螺紋牙底起裂區

(b) 主裂紋附近大量TiN顆粒

(c) TiN顆粒

(d) 沿晶微裂紋

(e) 自TiN顆粒尖角延伸出的微裂紋圖7 開裂汽閥螺栓的顯微組織結構Fig.7 Metallographic structure of cracked valve bolt

表2 汽閥螺栓的各項力學性能Tab.2 Mechanical properties of valve bolt

2 螺栓開裂行為分析

Ti作為重要的合金化元素,微量添加到20Cr1Mo1VNbTiB鋼中能夠有效細化合金的初始鑄態組織、提高大截面合金的淬透性,起到鋼的內部組織致密及細化晶粒的作用。研究指出,鋼中加入0.04%～0.14%的Ti元素可以增加鋼中細小的納米級TiC和TiN粒子的數量[13-14]。由于TiC和TiN都具有較高的顯微硬度和高溫穩定性,它們釘扎在晶界處,能夠阻礙奧氏體晶粒的過度長大和位錯運動,也能成為潛在的位錯增殖位點,起到沉淀強化和細晶強化的作用,從而提高鋼的強度和韌性。但由于Ti在鋼液中具有很強的化學活性,作為強氮化物形成元素往往優先與N形成TiN[15],而TiN顆粒的尺寸只有小于0.5 μm且彌散分布時才能作為鋼液形核的核心,起到細化晶粒和沉淀強化的作用。在實際冶煉過程中,TiN顆粒在鋼中的溶解度較小,在鋼液冷卻過程中TiN往往會析出多邊形微米級尺寸的大顆粒,對阻止晶粒粗化及沉淀強化起不到作用。當尺寸較大時,在拉伸載荷作用下易于沿TiN顆粒萌生解理裂紋,且TiN顆粒的分布越多、尺寸越大,萌生的裂紋越多,成為降低鋼性能的非金屬夾雜物[16-17]。

力學性能測試結果顯示,20Cr1Mo1VNbTiB合金螺栓的韌性不足。這一方面是由于TiN顆粒具有尖利的楞角且不易變形,經熱加工和熱處理后也不消失,這會對鋼的加工性能及螺栓成品的疲勞性能和韌性產生不利影響,有研究指出[10,18],6 μm的TiN顆粒對鋼疲勞性能的危害相當于25 μm的氧化物夾雜;另一方面,組織中大量TiN顆粒及一些Al2O3和MgO·Al2O3等低熔點高硬度脆性夾雜物的存在,會割裂金屬晶體的連續性,也是造成合金韌性低的重要原因。

通過微觀組織結構分析,螺栓開裂區域存在大量尺寸在8～29 μm的TiN顆粒。當組織中存在大量微米級尖利的TiN顆粒時,在大的拉伸及沖擊載荷作用下,TiN顆粒及其附近會萌生微裂紋。微裂紋通過TiN顆粒的自身破碎萌生(見圖8(a))、在尖利的TiN顆粒尖角處特別是小于90°的尖角部位萌生(見圖8(b)),以及由于TiN顆粒與周圍基體組織在硬度和塑性上的巨大差異,特別是兩者之間的熱膨脹差異[19],在高溫及載荷作用下使TiN顆粒附近基體組織的應力場發生大的畸變造成局部應力過高而萌生(見圖8(c))等方式產生。特別是大量TiN顆粒存在時,其自身萌生的微裂紋及其附近基體組織萌生的微裂紋會互相串連,形成更大尺寸的裂紋而成為開裂源,見圖8(d)。

(a) TiN顆粒碎裂萌生微裂紋

(b) TiN顆粒尖角處萌生微裂紋

(c) TiN顆粒附近萌生微裂紋

(d) TiN顆粒萌生微裂紋的串連圖8 TiN顆粒及其附近萌生的微裂紋Fig.8 Microcracks initiated in TIN particles and their vicinity

高、中壓調速汽閥在運行過程中隨著機組的啟停及負荷的變化,需不停動作以調節蒸汽進汽量,這會產生較大的拉伸載荷和沖擊載荷,使得緊固螺栓承受復雜的多軸高水平應力[20]。特別是螺紋牙底部位,由于螺紋本身的缺口效應,牙底的應力水平更高。當螺紋牙底或近表層存在大量大尺寸微米級的TiN顆粒時,在大載荷及應力集中作用下更容易造成TiN顆粒及其附近萌生微裂紋從而成為裂紋源,并在復雜的多軸高應力作用下擴展直至引發螺栓的開裂甚至斷裂。

大型汽輪機高溫緊固螺栓特別是高、中壓調速汽閥緊固螺栓承受的載荷復雜、工況惡劣,是失效多發部件。火電機組靈活性運行改造后,汽輪機的運行工況更為惡劣,特別是高、中壓調速汽閥的動作頻次更為頻繁,幅度和強度更大,緊固螺栓的承載也更復雜,發生失效的概率增加,因此對高溫螺栓的質量和可靠性提出了更高的要求。

對于20Cr1Mo1VNbTiB等添加Nb、Ti、V等微量元素進行合金化的材料,NbN和VN在鋼液中的溶解度相當大,一般在液態時很難析出,而TiN在鋼液中的溶解度很小,在鋼中常能看到液態固相線附近析出微米級的大尺寸多邊形TiN顆粒。特別是當Ti的質量分數大于0.1%時,在實際的工業生產中很難阻止TiN的液析。在凝固過程中,TiN析出相的形成溫度是影響TiN顆粒尺寸大小的主要因素[15],如果鋼中Ti和N元素在鋼液凝固前的高溫液態下析出,由于析出溫度高且液態時元素擴散較快,TiN粒子聚集形核并快速生長,易于形成尺寸粗大的TiN顆粒。因此,一方面應控制鋼液中Ti質量分數小于0.1%,同時應通過優化控制冷卻速度,提高鋼中細小氧化物的生成量來控制TiN析出相的尺寸和生成量,降低其有害作用,起到Ti合金化的真正目的[21-22]。

3 結 論

(1) 20Cr1Mo1VNbTiB合金的冶煉工藝不當,會造成組織中析出大量微米級大尺寸的TiN夾雜物顆粒。在螺栓預緊力及汽閥動作形成的復雜軸向應力作用下,位于螺紋牙底表面及近表面的TiN顆粒通過自身碎裂、尖角處開裂及附近基體高應力畸變區開裂等模式萌生微裂紋,并互相串連形成裂紋源,在載荷作用下不斷擴展而引發的螺栓開裂,這是造成該批次660 MW超臨界汽輪機高、中壓調速汽閥20Cr1Mo1VNbTiB高溫緊固螺栓大規模早期開裂失效的主要原因。

(2) 組織中大量微米級TiN夾雜物的存在割裂了基體的連續性,降低了材料的韌性和抗裂能力,造成了螺栓的脆性開裂。

(3) 大量微米級大尺寸TiN夾雜物的形成屬于冶金質量缺陷,后續的熱加工及熱處理過程亦無法消除。因此,合金冶煉過程中應嚴格控制鋼液中Ti質量分數小于0.1%,通過優化控制冷卻速度,提高鋼中細小氧化物的生成量來控制TiN析出相的尺寸和生成量,降低其有害作用,起到Ti合金化的真正目的。