汽輪機高壓內缸緊固螺栓高溫斷裂失效原因分析

黃友橋，王 飛，彭以超，樓玉民

（1.浙江浙能蘭溪發電有限責任公司，浙江 蘭溪 321100；2.浙江浙能技術研究院有限公司，杭州 310003）

Nimonic 80A螺栓是一種鎳基高溫合金，是以Ni和Cr為基加Al和Ti時效硬化型合金，在650~800℃時具有抗蠕變性能和抗氧化性能[1]。Nimonic 80A合金的合金化程度較低，含Al（1.0%~1.8%（質量分數， 下同））、 Ti（1.8%~2.7%）作為 γ相的生成元素[2]以強化合金，含Cr（18%~21%）使合金具有良好的耐腐蝕性能。合金基體相對較純凈，由于不含W，Mo，Nb等碳化物形成元素，降低了因碳化物過多使晶界變脆而使得塑性減弱的可能[3]。

1 概況

蘭溪發電廠2號機組汽輪機于2016年6月完成通流改造，高、中壓內缸整體更換。2016年11月發現高壓缸有漏汽現象，2017年5月2日揭缸后發現高壓內缸法蘭螺栓存在斷裂情況。如圖1所示，左側螺栓U1和U3斷，右側螺栓U2斷和U4裂。發生斷裂的螺栓材質均為Nimonic 80A（NiCr20TiAl），U1和U2規格為 M160×849 mm， U3和U4規格為M160×863 mm。高、中壓內缸其他螺栓的材質為X19CrMoVNb，經超聲波檢查未發現缺陷，高、中壓內缸的缸體未發生明顯變形。

圖1 斷裂螺栓安裝位置

2 宏觀檢查

對螺栓U1-U3的中心孔進行了內窺鏡檢查，中心孔內壁均未發現明顯異常；對螺栓U4的中心孔也進行了內窺鏡檢查，與外緣開裂位置對應的中心孔內壁未裂穿，說明裂紋是由外向內發展[4]。

圖2為2號汽輪機螺栓U3斷面宏觀形貌。裂紋從螺牙的根部外緣萌發，向螺栓的中心孔擴展；螺栓斷口起裂區較小，擴展迅速，呈現明顯的脆性斷裂特性。

圖2 2號汽輪機螺栓U3斷面宏觀形貌

圖3為2號汽輪機螺栓U2斷面宏觀形貌。螺紋根部存在多處起源；斷口呈相對平坦的脆性破壞；在最終剪切過載斷裂區域前有小區域平滑疲勞裂紋傳播；斷裂后斷口存在局部微動損傷。

圖3 2號汽輪機螺栓U2斷面宏觀形貌

圖4為2號汽輪機螺栓U4斷面宏觀形貌。斷口從螺紋一側根部多處起源；早期斷裂區域相對平坦，呈脆性斷口且沿螺栓軸線方向；后期斷裂為與螺栓軸線呈45°方向；在最終剪切過載斷裂區域前有小區域平滑疲勞裂紋傳播；有紅褐色變色[5-6]。

圖4 2號汽輪機螺栓U4斷面宏觀形貌

3 成分分析

采用直讀式光譜儀對螺栓樣品進行成分分析，檢測結果見表1。

表1 螺栓化學成分檢測結果

分析結果顯示，螺栓樣品的牌號為Nimonic 80 A，其成分符合標準要求。

4 力學性能分析

對螺栓樣品進行常溫布氏硬度分析，結果見表2?？梢钥闯?，所檢驗螺栓的布氏硬度值符合標準要求。

表2 螺栓樣品布氏硬度分析

對螺栓樣品進行常溫沖擊性能分析，基本符合標準要求，見表3。

表3 螺栓樣品常溫（20℃）沖擊試驗分析

對螺栓樣品腰部切割3只片狀試樣（圖5）進行室溫拉伸試驗，結果見表4。2-U3樣品1斷后延伸率略低于標準要求，其他試樣抗拉強度、屈服強度、斷后伸長率都符合Nimonic 80A牌號材料的相關標準要求。值得一提的是，雖然拉伸試樣斷裂前延伸率達到24%~26%，但是斷口附近基本無頸縮，即斷裂瞬間仍呈現脆性[7]。

圖5 螺栓樣品常溫拉伸試樣

表4 螺栓樣品常溫拉伸試驗分析

對常溫拉伸斷口進行掃描電鏡分析，見圖6?？梢钥闯觯瑪嗫谝不境恃鼐嗫?，并且存在較多二次裂紋，與服役時斷裂螺栓的斷口類似。由于應變速率相對較快，因此斷裂晶面上也存在許多細小韌窩，韌窩內分布著碳化物顆粒[8]。

5 顯微組織分析

圖7為2號汽輪機螺栓U2的斷面顯微形貌。可以看出，裂紋源附近和中心孔附近基本為沿晶斷裂，并且存在較多二次裂紋。

圖6 螺栓樣品常溫拉伸試樣斷口形貌

2號汽輪機螺栓U3金相組織如圖8所示。取樣位置如圖8（a）所示。樣品螺栓的金相中存在明顯的帶狀偏析（圖8（b）），偏析條帶和非偏析條帶之間的晶粒大小嚴重不均勻，細晶區的晶粒度約為6~7級，粗晶區的晶粒度約為3~4級。如圖8（c）所示，斷口附近有大量裂紋，均為沿晶開裂，其中縱向裂紋大多從粗晶區與細晶區的交界處萌發。距斷口較遠的局部區域也發現裂紋的存在。

圖7 2號汽輪機螺栓U2的斷面顯微形貌

圖9為蘭溪發電廠4號汽輪機斷裂螺栓U2的顯微組織。斷裂螺栓的金相中存在明顯的帶狀組織（圖9（a）），帶狀組織由大量的析出物所組成。析出物成分為一般為CrnCm，形狀多為沿軸向的條狀或者蠶豆狀，長度3~15 μm，少數為圓球狀，在晶界和晶粒內部均有分布（圖9（b））。析出相的帶狀分布導致晶粒度也呈帶狀分布，大小嚴重不均勻，構成典型的晶粒雙峰分布。圖9（c），9（d）為橫截面金相，也可以看出明顯的混晶組織。

斷口附近裂紋主要為沿晶裂紋（圖 9（e）， （f）），并且裂紋主要在粗晶區擴展，這可能與細晶區裂紋擴展需消耗較多能量有關。

6 負蠕變效應對于Nimonic 80A螺栓的影響

鋼和合金在高溫下受拉伸應力的作用會隨時間而逐漸伸長，這稱為高溫蠕變。與此相反，如果在一定條件時材料在高溫和應力作用下隨時間逐漸縮短，則稱為負蠕變[9]。圖10為使用Jmat-Pro材料性能計算軟件并結合Ni基數據庫計算得到的Nimonic 80A合金平衡狀態相圖，可以看出在平衡狀態下約530℃以下會出現有序相Ni2Cr相的轉變。對于Nimonic 80A螺栓來說，由于采用固溶后水淬并在其后的2次時效處理基本都是700℃以上[10]，因此避開了Ni2Cr相的析出溫度，使得正常Nimonic 80A螺栓中只有γ，γ′和一些碳化物[11-12]，而沒有Ni2Cr相[13]。Ni80合金基體γ相主要為Ni和Cr，通常來說Ni原子和Cr原子處于固溶狀態，是一種無序結構；但是在比較長的時間和相對低的溫度服役后，晶格原子Ni，Cr的有序化會發生，形成具有化學計量成分的Ni2Cr相。有序化轉變經常出現在幾千小時時效以后，由于時效過程中使得 γ′-Ni3（Al， Ti）繼續析出長大，降低了γ相中的Ni含量，使得γ基體成分越接近2∶1，Ni2Cr有序化轉變速度越快，即有序化轉變速度與γ基體成分偏離2∶1的程度息息相關[14]。

圖8 2號汽輪機螺栓U3金相組織

圖9 4號汽輪機螺栓U2金相組織

圖10 Nimonic 80A合金平衡相圖

對于Nimonic 80A合金，有序化轉變會造成較大范圍內晶格收縮約0.1%，從而導致應力增加，即產生負蠕變。 圖11（a），（b）分別為Nimonic 80A在固定應變時（分別為0.1%和0.15%）不同溫度下的應力松弛曲線[15-16]，可以看出，在溫度大于500℃時Nimonic 80A表現出正常的應力松弛行為（即殘余應力隨時間逐漸下降）；而當溫度低于500℃時，由于Ni2Cr有序化轉變造成的晶格收縮變成主要影響因素，可以看出比較明顯的負蠕變行為。

據廠家提供資料，蘭溪發電廠2號、4號汽輪機高壓內缸法蘭螺栓溫度為500℃以下，恰好處于Nimonic 80A合金的有序化轉變溫度區間，從圖11可以看出服役1 000 h后材料內部應力增大非常明顯（螺栓緊固應變為0.225%）。如果在該溫度下長時間運行會產生比較明顯的負蠕變，造成螺栓內部應力超過設計應力甚至過載，這可能是造成Nimonic 80A高壓內缸螺栓斷裂的一個重要原因。而2號、4號汽輪機中壓內缸法蘭螺栓部位溫度較高（500℃以上），負蠕變效應在動力學上較為緩慢，螺栓內應力仍在設計應力范圍內，因此中壓內缸Nimonic 80A螺栓沒有發生斷裂。值得一提的是，由于螺栓處沒有溫度測點，因此具體高、中壓內缸螺栓實際溫度范圍還需要進行深入分析，以評估負蠕變對于螺栓內應力的影響。

圖11 Nimonic 80A應力松弛曲線

7 應力腐蝕開裂

對送檢螺栓進行了能譜分析，未檢測出Cl，S2等腐蝕性元素成分。但是其中一顆送檢螺栓被檢測出含有Mo元素，考慮到MoS2對鎳基螺栓存在一定的腐蝕性，且防咬合劑中常含有此類元素，螺栓在負蠕變的情況下，應力腐蝕也可能是Nimonic 80A高壓內缸螺栓斷裂的原因之一。

8 結論

Nimonic 80A螺栓高溫失效可能與以下因素有關：螺栓晶粒大小不均勻，存在明顯的帶狀組織；Nimonic 80A螺栓材料與缸體材料膨脹不同步，且該材料在500℃以下某一溫度區間會出現負蠕變現象，造成應力上升從而容易在應力最集中部位開裂；防咬合劑中的腐蝕元素引起應力腐蝕開裂。

[1]郭建亭.高溫合金材料學（上冊）應用基礎理論[M].北京：科學出版社，2008.

[2]徐裕來.超超臨界汽輪機葉片用高溫合金Nimonic 80A成分優化、微結構及其高溫強化機理研究[D].上海：上海大學，2013.

[3]栢宇.Nimonic80A性能影響因素探討[J].特鋼技術，2008，56（14）∶24-25.

[4]姜濤，王建光.超超臨界機組鎳基螺栓斷裂失效分析[J].熱力發電，2016（1）∶3-5.

[5]廖景娛.金屬構件失效分析[M].北京：化學工業出版社，2003.

[6]劉新靈，張崢，陶春虎.疲勞斷口定量分析[M].北京：國防工業出版社，2010.

[7]陳小林.鎳基高溫合金GH4145/SQ螺栓壽命預測[J].浙江電力，2005，24（2）∶2-4.

[8]XU YULAI，YANG CAIXIONG.Strengthening behavior of Al and Ti elements at room temperature and high temperature in modified Nimonic 80A[J].Materials Chemistry and Physics，2012（6）∶6-11.

[9]趙中平.再論汽輪機高溫螺栓材料的選擇[J].動力工程，1999,19（2）∶6-7.

[10]WILTHAN B，TANZER R，SCHüTZENH?FER W，et al.Thermophysical properties of the Ni-based alloy Nimonic 80A up to 2 400 K[J].Rare Metals，2006（6）∶10-13.

[11]王延慶.鎳基高溫合金中γ′相的高溫穩定性及筏狀結構的形成[J].鋼鐵研究學報，1996（1）∶3-7.

[12]楊旭.一種單晶高溫合金中γ′相的析出行為[J].科學技術與工程，2011（15）∶2-5.

[13]PéREZ M.Microstructural evolution of Nimonic 80a during hot forging under non-isothermal conditions of screw press[J].Journal of Materials Processing Tech.，2018（2）∶14-20.

[14]QUAN GUOZHENG.Correspondence between grain refinements and flow softening behaviors at Nimonic 80A superalloy under different strain rates,temperatures and strains[J].Materials Science&Engineering A，2017（6）∶22-26.

[15]AUERKARI P，HALD J.Baltica VII∶Life management and maintenance for power plants[J].Energy Materials，2007，2（2）∶65-65.

[16]METCALFE E，NATH B，WICKENS A.Some effects of the ordering transformation in Nimonic 80A on stress relaxation behaviour[J].Materials Science&Engineering，1984，67（2）∶157-162.

[17]高冠群，郭磊，張鑫.抽水蓄能機組轉輪的疲勞壽命預估方法研究[J].浙江水利水電學院學報，2016，28（2）∶17-21.