300MW汽輪機高壓主汽閥閥桿斷裂原因分析

2013-07-20 王志武武漢大學動力與機械學院

　　通過化學成分分析、斷口分析、金相分析、電子顯微分析和能譜分析，確定了某300MW汽輪機1號高壓主汽閥閥桿斷裂的原因，為錯用了25Cr2MoVCu鋼，而非設計的2Cr12NiMoWV鋼所致。過高的淬火溫度造成組織粗大，晶粒度達到4級，且存在富銅相、帶狀組織和大量夾雜物，使鋼產生較大脆性。在淬火過程中，組織應力和熱應力使彈簧內孔根部產生應力集中，致使形成淬火裂紋，閥桿啟閉產生的應力使裂紋擴展，最終引起閥桿斷裂。

　　某電廠300MW亞臨界燃煤發電機組型號為M300-16.7/538/538，額定主汽壓力為16.67MPa，額定主汽溫度為538℃，累計運行20566h后，在第一次A級檢修后的開機過程中，發現2號高壓閥門在帶高負荷時波動較大，一側高壓配汽機構的1、3、5號高壓導管壓力異常。對1號高壓主汽閥和其后部所連接的1、3、5號高壓調速汽閥進行帶負荷試驗，發現負荷沒有變化，據此推斷認為，1號高壓主汽閥閥芯可能出現開關故障。停機后對1號高壓主汽閥進行解體檢查，發現閥桿在應力集中的預啟閥部位發生了斷裂，并在同一斷裂層含有新舊兩部分斷痕。為分析確定該主蒸汽閥閥桿斷裂的原因，進行了化學成分分析、斷口分析、金相分析、電子顯微分析和能譜分析。

1、化學成分測定

　　生產制造廠家提供的設計圖紙標明，該閥桿材料為2Cr12NiMoWV馬氏體不銹鋼，熱處理制度為調質。2Cr12NiMoWV鋼是強化的12%Cr型馬氏體耐熱不銹鋼，其合金元素Cr、W、Mo含量略高，缺口敏感性小，具有良好的減震性和抗松弛性，綜合性能較好，國標GB/T20878—2007《不銹鋼和耐熱鋼牌號及化學成分》要求的化學成分見表1所列。從主蒸汽閥閥桿端部割取試樣進行化學成分分析，其化學成分測定結果見表1所列。

閥桿的化學成分(質量分數，%)

　　對比表1的數據發現，閥桿的實際化學成分與2Cr12NiMoWV鋼(國標GB/T20878—2007)的化學成分完全不符，其主加元素Cr的含量僅為1.62%，遠遠低于國標要求的11%～13%，Si、Mn、Ni、Mo、V、W含量均低于國標要求，而且，有0.14%的Cu元素，而2Cr12NiMoWV鋼中不含Cu元素。根據化學成分分析結果判斷，該閥桿用鋼僅相當于25Cr2MoVCu鋼，并不是2Cr12NiMoWV鋼，因此，該閥桿屬于錯用鋼材。

2、斷裂閥桿的斷口特征

　　2.1、斷口的宏觀特征

　　閥桿斷裂發生于預啟閥部位，斷口位于閥桿的變徑處和彈簧內孔根部處，如圖1。在斷口附近切割取樣后，發現在彈簧內孔根部處有多條裂紋，如圖2(a)。從裂紋及斷裂特征看，裂紋及斷裂位于閥桿變徑處和內孔根部的應力集中部位。斷口如圖2(b)，具有以下宏觀特征：

圖1 斷裂后的閥桿

圖2 彈簧內孔根部裂紋(a)及閥桿斷口的宏觀形貌(b)

　　1)斷口為粗糙顆粒狀，無明顯塑性變形，屬脆性斷裂。

　　2)斷口有明顯的四個區域，兩個區域具有明顯的氧化和腐蝕現象，呈暗紅色，說明裂紋早已形成，在運行中不斷擴展，不斷被氧化和腐蝕。另外有兩個白亮區，屬最終斷裂區。暗紅區域要大于白亮區域，說明裂紋擴展過程所受應力不是很大，屬于緩慢擴展過程。

　　3)斷面上有臺階。臺階是變徑處表面裂紋在向內擴展過程中與彈簧內孔根部裂紋產生擴展連通造成的，說明斷裂過程中，既有變徑處表面形成裂紋并擴展，又有彈簧內孔根部裂紋的擴展。

　　由圖2(a)可以看出，彈簧內孔根部處圓弧過渡不光滑，過渡半徑R值偏小，微裂紋起源于此處。圓弧過渡偏小會產生應力集中，是產生開裂的一個原因。

　　2.2、斷口微觀分析

　　在掃描電鏡下對斷口進行觀察，結果如圖3，(a)～(c)為不同倍數下的斷口形貌特征，(d)為掃描電鏡背散射形貌特征。由圖3(a)～(c)可見，斷口上有明顯的氧化物附著，這是由于閥桿斷裂后，經受了一定時間的高溫高壓水蒸汽氧化所造成。但是，即使有氧化物，也依然顯示出顯著的冰糖狀特征，表現出典型的沿晶斷裂特征。由斷口的微觀形貌特征斷定，該閥桿的斷裂為沿晶脆性斷裂。圖3(d)的掃描電鏡背散射顯示，基體中有大量塊狀白亮相。對塊狀白亮相進行電子探針測定，發現該相為富Cu相，Cu含量高達15%以上，如表3所列，如圖4所示。銅在鋼中溶解度極小，通常以游離聚集態存在，顯著增加鋼的脆性，特別是以塊狀形態存在時，極易引起脆性斷裂。

3、金相組織分析

　　從斷口部位取樣進行金相組織觀察分析，結果見圖5。結果顯示，①該閥桿的金相組織為板條馬氏體組織+少量粒狀貝氏體，晶粒度評級為4級，晶粒粗大，如圖5(a)。②存在帶狀組織。帶狀組織是在軋制過程中形成的，在調質之前若沒有進行正火處理，在調質后會依然保留。存在帶狀組織說明，該閥桿的熱處理工藝亦存在缺陷，如圖5(b)。③鋼中存在大量夾雜物，呈帶狀分布，如圖5(c)，說明該閥桿存在冶金質量問題。在進行金相組織觀察時，發現多條微裂紋，見圖6(a)、(b)。各條裂紋均位于圓弧角應力集中部位，起源于表面，向基體擴展，呈現顯著的沿晶擴展特征。這說明，該彈簧內孔根部裂紋應產生于淬火過程中，而不是運行過程中。

圖3 斷口的掃描電鏡形貌

(a～c)掃描電鏡照片;(d)背散射形貌特征

圖4 閥桿斷口處的富銅相

表3 斷口能譜分析結果

圖5 斷裂閥桿基體金相組織 ×100

(a)基體組織;(b)帶狀組織;(c)夾雜物

圖6 閥桿斷裂部位的裂紋 ×100

4、斷裂原因分析

　　根據化學成分分析結果可知，該閥桿選用的鋼材僅相當于20Cr2MoVCu鋼，并非2Cr12NiMoWV鋼，屬于錯用鋼材。2Cr12NiMoWV鋼的淬火溫度為1020～1070℃，而根據含碳量及Cr含量估算，該閥桿用鋼(相當于20Cr2MoVCu鋼)的淬火溫度僅為840～860℃，如果在1020～1070℃淬火，晶粒會顯著粗化，得到粗晶組織，脆性增加。在淬火時，由于較大的組織應力和熱應力，在應力集中的部位很容易導致淬火裂紋。該閥桿的外側變徑處和彈簧內孔根部，均易引起應力集中，而且還存在帶狀組織、含有大量夾雜物和富銅相、彈簧內孔根部過渡圓弧R值偏小等缺陷，因此，在淬火過程中，組織應力和熱應力引起了彈簧內孔根部的沿晶開裂，形成多條裂紋。在運行過程中，閥門啟閉時會產生一定的應力，并在閥桿變徑處產生一定的應力集中。由于閥桿為粗晶及帶狀組織，并存在大量帶狀分布的夾雜物和塊狀富銅相，導致了基體極大的脆性。這種情況下，應力集中足以使閥桿在外側變徑處表面產生裂紋。閥門不斷啟閉產生的應力，促進裂紋的不斷擴展。當裂紋擴展到與彈簧內孔根部的裂紋接近時，就產生連通，形成臺階，最終導致斷裂。在裂紋擴展過程中，一直伴隨有高溫高壓水蒸汽氧化，使斷口產生氧化，形成大量氧化物。