超臨界600MW機組主汽閥閥桿斷裂原因分析

2013-06-27 謝億湖南省電力公司科學研究院

　　采用宏觀形貌觀察、化學成分分析、顯微組織觀察與力學性能試驗等方法,對某超臨界600MW機組主汽閥閥桿斷裂原因進行了分析。結果表明,該高溫合金閥桿母材彌散分布富Al、富Si、富Ti和富Mo的強化顆粒,顯微組織異常,且拉伸塑性與沖擊韌性較差,是導致其在絲扣退刀槽處發生脆性斷裂的主要原因。建議對同批次和同類型的主汽閥閥桿采取適當的措施進行處理,確保機組安全運行。

1、閥桿斷裂情況

　　某超臨界600MW機組于2010年10月12日7時并入系統運行，8時發現調節閥全開后，機組僅能帶370MW負荷。進一步檢查后發現，左、右側主汽閥體溫差大，右側主汽閥處無明顯節流聲，判斷其閥芯沒有開啟。2010年10月18日，對右側主汽閥進行解體檢查，發現該閥閥桿與閥桿套筒連接絲扣斷裂。

　　主汽閥材質為GH901鐵基高溫合金，該合金在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，是一種較成熟的合金，廣泛用于制造在650℃以下工作的航空及地面燃氣渦輪發動機的轉動盤形件、靜結構件、渦輪外環及緊固件等零部件，同時也用于超臨界發電機組的主汽閥閥桿。

　　沿主汽閥閥桿軸向切割規格為12.5mm×5mm×160mm的拉伸試樣和規格為5mm×10mm×50mm的V型缺口沖擊試樣，拉伸試驗在UTM5105型萬能材料試驗機上進行，拉伸速率為2mm/min;沖擊試驗設備為JBN-300。

2、宏觀檢測

　　主汽閥閥桿上部斷口形貌如圖1所示。主汽閥閥桿在其上部絲扣的退刀槽處發生斷裂，斷口無明顯的塑性變形，是典型的脆性斷裂，且斷面無疲勞特征，因此可以排除疲勞斷裂的可能。

圖1 主汽閥閥桿斷口形貌

3、成分分析

　　GH901合金中的Fe是基體元素，Ni是奧氏體穩定化元素，Cr是抗氧化腐蝕元素，B為微量晶間強化元素，鈦、鋁等為時效強化元素，其中Al還可抑制合金中主要強化γ"相向脆性η-Ni3Ti相轉化。主汽閥閥桿的合金成分見表1，各化學元素含量符合《中國航空材料手冊》(以下簡稱“手冊”)要求。

表1 主汽閥閥桿元素含量 at%

4、顯微組織

　　在主汽閥閥桿斷口位置附近取樣進行金相試驗，其組織為奧氏體，但內含異常的混晶組織，不符合DL/T439-2006《火力發電廠高溫緊固件技術導則》中關于奧氏體組織的要求(圖2)。

圖2 主汽閥閥桿金相組織

　　通過掃描電鏡背散射像進一步觀察主汽閥閥桿的顯微組織，發現其基體中分布有大量的黑色和白色的顆粒，尺寸在10μm量級，且形狀不規則(圖3(a))。EDS圖譜表明這些顆粒是富Al、富Si、富Ti和富Mo的強化相，其中富Al顆粒尺寸較大，如圖3(b)中“1”所示。富Si顆粒外形較細長，如圖3(b)中“2”所示。富Ti顆粒外形接近圓形，且尺寸較小，如圖3(c)中“3”所示。富Mo顆粒是白色的，外形多為圓形，如圖3(c)中“4”所示。各強化相的合金成分見表2。

表2　高溫閥桿各析出相成分 at%

圖3 主汽閥閥桿背散射相及標記為1～4的顆粒能譜

　　依據《手冊》標準熱處理狀態下GH901組織為奧氏體基體上析出球狀的γ'相以及少量的MC和M3B2等相。γ′相彌散分布于晶內，直徑約為14～20mm，約占合金重量的10%～12%，其化學組成近似為(Ni0.95Fe0.03Cr0.02)3(Ti0.85Al0.15)。MC和M3B2相的總量約占合金重量的0.27%～0.35%。通過比較發現，GH901主汽閥閥桿中的各強化相顆粒與標準熱處理狀態下的強化相不符，說明斷裂的高溫閥桿熱處理工藝不到位，微觀組織異常。