超临界600MW机组主汽阀阀杆断裂原因分析

2013-06-27 谢亿湖南省电力公司科学研究院

　　采用宏观形貌观察、化学成分分析、显微组织观察与力学性能试验等方法,对某超临界600MW机组主汽阀阀杆断裂原因进行了分析。结果表明,该高温合金阀杆母材弥散分布富Al、富Si、富Ti和富Mo的强化颗粒,显微组织异常,且拉伸塑性与冲击韧性较差,是导致其在丝扣退刀槽处发生脆性断裂的主要原因。建议对同批次和同类型的主汽阀阀杆采取适当的措施进行处理,确保机组安全运行。

1、阀杆断裂情况

　　某超临界600MW机组于2010年10月12日7时并入系统运行，8时发现调节阀全开后，机组仅能带370MW负荷。进一步检查后发现，左、右侧主汽阀体温差大，右侧主汽阀处无明显节流声，判断其阀芯没有开启。2010年10月18日，对右侧主汽阀进行解体检查，发现该阀阀杆与阀杆套筒连接丝扣断裂。

　　主汽阀材质为GH901铁基高温合金，该合金在650℃以下具有较高的屈服强度和持久强度，760℃以下抗氧化性良好，长期使用组织稳定，是一种较成熟的合金，广泛用于制造在650℃以下工作的航空及地面燃气涡轮发动机的转动盘形件、静结构件、涡轮外环及紧固件等零部件，同时也用于超临界发电机组的主汽阀阀杆。

　　沿主汽阀阀杆轴向切割规格为12.5mm×5mm×160mm的拉伸试样和规格为5mm×10mm×50mm的V型缺口冲击试样，拉伸试验在UTM5105型万能材料试验机上进行，拉伸速率为2mm/min;冲击试验设备为JBN-300。

2、宏观检测

　　主汽阀阀杆上部断口形貌如图1所示。主汽阀阀杆在其上部丝扣的退刀槽处发生断裂，断口无明显的塑性变形，是典型的脆性断裂，且断面无疲劳特征，因此可以排除疲劳断裂的可能。

图1 主汽阀阀杆断口形貌

3、成分分析

　　GH901合金中的Fe是基体元素，Ni是奥氏体稳定化元素，Cr是抗氧化腐蚀元素，B为微量晶间强化元素，钛、铝等为时效强化元素，其中Al还可抑制合金中主要强化γ"相向脆性η-Ni3Ti相转化。主汽阀阀杆的合金成分见表1，各化学元素含量符合《中国航空材料手册》(以下简称“手册”)要求。

表1 主汽阀阀杆元素含量 at%

4、显微组织

　　在主汽阀阀杆断口位置附近取样进行金相试验，其组织为奥氏体，但内含异常的混晶组织，不符合DL/T439-2006《火力发电厂高温紧固件技术导则》中关于奥氏体组织的要求(图2)。

图2 主汽阀阀杆金相组织

　　通过扫描电镜背散射像进一步观察主汽阀阀杆的显微组织，发现其基体中分布有大量的黑色和白色的颗粒，尺寸在10μm量级，且形状不规则(图3(a))。EDS图谱表明这些颗粒是富Al、富Si、富Ti和富Mo的强化相，其中富Al颗粒尺寸较大，如图3(b)中“1”所示。富Si颗粒外形较细长，如图3(b)中“2”所示。富Ti颗粒外形接近圆形，且尺寸较小，如图3(c)中“3”所示。富Mo颗粒是白色的，外形多为圆形，如图3(c)中“4”所示。各强化相的合金成分见表2。

表2　高温阀杆各析出相成分 at%

图3 主汽阀阀杆背散射相及标记为1～4的颗粒能谱

　　依据《手册》标准热处理状态下GH901组织为奥氏体基体上析出球状的γ'相以及少量的MC和M3B2等相。γ′相弥散分布于晶内，直径约为14～20mm，约占合金重量的10%～12%，其化学组成近似为(Ni0.95Fe0.03Cr0.02)3(Ti0.85Al0.15)。MC和M3B2相的总量约占合金重量的0.27%～0.35%。通过比较发现，GH901主汽阀阀杆中的各强化相颗粒与标准热处理状态下的强化相不符，说明断裂的高温阀杆热处理工艺不到位，微观组织异常。