汽輪機主汽門螺栓斷裂失效分析

陳 樹，吳旭煒

（國核電站運行服務技術有限公司，上海 200233）

0 引言

某電廠3#機組B 側主汽門雙頭螺栓在使用中發生斷裂，螺栓規格為M64×3 mm，中心帶孔，長度為410 mm，材料為20Cr1Mo1VnbTiB，工作溫度為535 ℃，斷裂位置位于一側螺紋第一牙處。

1 試驗檢驗

1.1 宏觀分析

1.1.1 宏觀檢驗

斷裂螺栓試樣斷面宏觀形貌如圖1 所示，可見斷面整體氧化及磨損較嚴重，并附著有熔化后的金屬液，上面密布的圓形凸起可能是由于拆卸斷裂螺栓時火花飛濺引起的。根據斷面形貌分布的情況，可將其分為A、B、C 三個區域。其中，A 區域呈流線型，有明顯的邊界，略凹陷于主斷面，推測為疲勞開裂起始區；B 區域較平坦，基本沒有起伏，分布有較多的沙灘狀條紋，并且垂直于疲勞擴展方向分布，面積占比最大，應為疲勞擴展區；C區域有明顯撕裂棱，在與B 區交界處可見撕裂臺階，在斷面邊緣處伴有剪切唇形貌，整體走勢分布較陡，為最終快速破壞區。

圖1 螺栓斷面宏觀形貌

1.1.2 低倍檢驗

斷裂螺栓來樣外觀如圖2所示，斷裂部位為右側螺紋第一牙處。在靠近螺栓斷面處截取一段試樣進行試驗分析。

圖2 斷裂位置和取樣位置

使用20%硝酸溶液浸蝕后，截面低倍組織形貌如圖3 所示?？梢娬麄€截面中心及邊緣均分布有異常粗大的晶粒組織，呈白亮色，如箭頭所指。根據DL/T 439—2018《火力發電廠高溫緊固件技術導則》中規定：如果低倍組織為混晶，當宏觀粗晶或套晶的面積大于5%時，應按照宏觀粗晶或套晶評定。圖3 所示為明顯的混晶結構，而且宏觀粗晶或套晶的面積大于5%，所以按標準以宏觀粗晶或套晶對其進行評定[1]。

圖3 截面低倍組織形貌（經20%硝酸溶液浸蝕）

1.2 光譜分析

在來樣上截取試樣進行光譜分析，結果見表1。對比DL/T 439—2018《火力發電廠高溫緊固件技術導則》中20Cr1Mo1VNbTiB 的化學成分標準數據，該螺栓化學成分符合要求[1]。

表1 光譜分析試驗數據 wt%

1.3 力學性能試驗

1.3.1 室溫沖擊試驗

在來樣1/2 半徑處取3 件縱向室溫沖擊試樣，開U 形缺口，對其進行室溫沖擊試驗，試驗結果見表2。對比DL/T 439—2018《火力發電廠高溫緊固件技術導則》中20Cr1Mo1VNbTiB 的沖擊標準數據，材料的沖擊性能遠低于要求值[1]。

表2 室溫沖擊試驗數據

1.3.2 布氏硬度檢測

在來樣心部進行布氏硬度測試，測試結果見表3。對比DL/T 439—2018《火力發電廠高溫緊固件技術導則》中20Cr1Mo1VNbTiB 的布氏硬度標準數據，材料的布氏硬度值符合要求[1]。

表3 布氏硬度測試數據

1.4 金相檢測

標準要求在已經進行過低倍組織檢驗的端面上，選取有代表性的部位進行微觀組織檢驗，外表面低倍形貌如圖4 所示，可見試樣外表面覆蓋有一層較均勻的氧化層，厚約0.2 mm，外表面較平整，未發現明顯的腐蝕或損傷痕跡。

圖4 外表面低倍形貌

觀察粗晶區組織，可以發現存在較多粗大晶粒（圖5），且晶粒晶界清晰，尺寸大于GB/T 6394—2017 規定的00 級。放大后可見其組織為貝氏體+鐵素體，粗大貝氏體呈交錯排列，中間夾雜部分鐵素體，為脆性組織（圖6）。不符合標準對于套晶的定義：低倍組織為宏觀粗晶，而實際晶粒大小為微觀細晶，即在一個宏觀粗晶中包含許多細小的晶粒。因此根據DL/T 439—2018《火力發電廠高溫緊固件技術導則》，晶粒分級可評為非套晶結構2 級，即宏觀粗晶。

圖5 粗晶區形貌（100×）

粗晶與細晶交界處形貌見圖7，可見圖片上半部分為粗晶區、下半部分為細晶區，二者界線明顯。

觀察細晶區組織，放大后組織形貌見圖8，組織為細晶狀貝氏體。根據DL/T 439—2018《火力發電廠高溫緊固件技術導則》，晶粒分級可評為非套晶結構5 級，即微觀細晶。

圖8 細晶區組織形貌（500×）

故材料不符合DL/T 439—2018《火力發電廠高溫緊固件技術導則》的要求：組織不應存在套晶結構，非套晶結構5 級合格[1-3]。

1.5 掃描電鏡分析

對斷口進行掃描電鏡分析，斷口起始區低倍形貌見圖9，其右下方為起始區，與左上方的擴展區有明顯的界線，起始區靠近外表面處不太平整，顏色較深，為先期破壞長期氧化所致。斷口擴展區疲勞條帶見圖10，可見此處疲勞條帶平行分布，間距較均勻，處于快速擴展階段，表明該斷口的破壞形式為交變載荷作用下的疲勞斷裂。

圖10 斷口擴展區疲勞條帶形貌（SEI）

1.6 試驗總結

由宏觀分析可知，螺栓整體存在混晶現象，其中，大多數為細晶區，少數粗晶區呈彌散分布；斷面起始于螺栓一側邊緣，呈疲勞破壞形態。根據化學分析的結果可知，材料符合20Cr1Mo1VNbTiB的成分要求。根據力學性能結果可知，材料的布氏硬度值數值符合要求值，而沖擊性能遠低于要求值。根據金相分析的結果可知，材料的粗晶與細晶的晶粒度及組織差異很大，粗晶中的組織包含脆性相。由掃描電鏡分析結果可知，該斷口的破壞形式為交變載荷作用下的疲勞斷裂。

2 建議

對于20Cr1Mo1VNbTiB 的熱處理要求相對較高，一旦溫度及時間控制不當，很容易產生局部大片粗晶，嚴重影響材料的韌性，極大地增加開裂的風險。因此，對于該材料螺栓的質量檢驗尤為重要，建議加強對同批次或相同位置螺栓的監督和檢驗，至少抽取20%數量的螺栓進行金相組織檢驗，在螺栓端面進行晶粒度級別檢驗，不應存在套晶，非套晶結構應為5 級。對于新螺栓，有條件的話可以進行100%檢驗[1-3]。

3 結論

汽輪機主汽門雙頭螺栓在螺紋處存在的宏觀粗晶是引發其疲勞開裂的主要原因。在螺栓服役的過程中，第一牙的部位所受應力最大，而由于此處分布的粗晶區韌性很差，會大大增加其開裂的風險，并在交變載荷的作用下誘發疲勞擴展，而心部存在的粗晶區也會加速疲勞擴展的速度，最終造成螺栓的斷裂。