20世紀(jì)90年代末,研究人員開(kāi)發(fā)了一種用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)的新型抗氧化低膨脹高溫合金Inconelalloy783,即GH6783合金[1]。超超臨界汽輪機(jī)組的高溫螺栓大部分由GH6783合金材料制造而成[2]。GH6783合金中的鋁元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%～6%,鋁元素促進(jìn)了合金中β－NiAl相沿晶界析出,提高了材料的應(yīng)力加速晶界氧化(SAGBO)抗力,延長(zhǎng)了材料的持久壽命[3]。同時(shí),材料中有序分布的γ'相使γ基體合金具有較高的強(qiáng)度[4]。 

某電廠汽輪機(jī)中壓主汽門(mén)螺栓材料為GH6783合金,在進(jìn)行機(jī)組檢修時(shí),螺栓在回裝熱緊過(guò)程中發(fā)生斷裂。筆者采用一系列理化檢驗(yàn)方法分析了螺栓斷裂的原因,以避免該類問(wèn)題再次發(fā)生。 

1.   理化檢驗(yàn)

1.1   宏觀觀察

斷裂螺栓的宏觀形貌如圖1所示。由圖1可知：螺栓斷裂位置為靠近光桿的第1～2個(gè)螺牙處,應(yīng)力集中程度最嚴(yán)重的斷面垂直于螺栓縱向[5],斷面外側(cè)邊緣存在整圈與螺栓軸向夾角約為45°的剪切唇區(qū),剪切唇區(qū)表面光滑；斷面存在一處臺(tái)階,臺(tái)階由基本平行、高度不同的裂紋連接而成,裂紋位于解理面上,由中心孔向外擴(kuò)展。 

圖  1  斷裂螺栓宏觀形貌

將斷口用超聲波清洗,觀察其宏觀形貌,結(jié)果如圖2所示。由圖2可知：斷面潔凈,無(wú)明顯舊斷區(qū)；螺栓中心孔至斷面外側(cè)邊緣區(qū)域可見(jiàn)放射狀花樣,為斷口的放射區(qū),呈典型的脆性斷裂特征；中心孔內(nèi)壁的機(jī)械加工痕跡粗糙。該螺栓斷口符合拉伸斷口的宏觀形貌特征,由中心孔向外表面擴(kuò)展斷裂。 

圖  2  斷口的宏觀形貌

1.2   化學(xué)成分分析

采用光譜儀對(duì)斷裂螺栓進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表1所示。由表1可知：斷裂螺栓的成分符合生產(chǎn)廠家的標(biāo)準(zhǔn)要求。 

1.3   掃描電鏡(SEM)及能譜分析

將斷口用無(wú)水乙醇超聲波清洗后,采用掃描電鏡對(duì)斷口進(jìn)行觀察,結(jié)果如圖3所示。由圖3可知：清洗后的斷面潔凈,無(wú)明顯舊斷區(qū)；斷口以沿晶斷裂為主,屬于脆性斷裂；未發(fā)現(xiàn)明顯腐蝕產(chǎn)物及疲勞裂紋擴(kuò)展條紋。 

圖  3  螺栓斷口SEM形貌

將螺栓斷裂處沿縱向剖開(kāi),并將剖面打磨光滑,使用掃描電鏡及能譜儀對(duì)其進(jìn)行分析,結(jié)果如圖4所示。由圖4可知：靠近內(nèi)壁基體存在合金貧化區(qū),且合金貧化區(qū)的氧元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為11.2%,內(nèi)壁氧元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為21.8%,內(nèi)壁的氧元素含量較高于合金貧化區(qū),說(shuō)明在應(yīng)力場(chǎng)作用下,氧元素由內(nèi)壁沿晶界向基體發(fā)生了擴(kuò)散[6]；基體中未見(jiàn)蠕變孔洞,螺栓中心孔內(nèi)壁附近存在微觀裂紋。 

圖  4  斷口縱截面SEM形貌及能譜分析結(jié)果

1.4   金相檢驗(yàn)

在斷裂螺栓的光滑斷面附近切取縱向試樣,將試樣預(yù)磨、拋光、腐蝕,再進(jìn)行金相檢驗(yàn),結(jié)果如圖5所示。由圖5可知：在中心孔附近存在合金貧化層,附近裂紋端部沿晶擴(kuò)展；斷裂螺栓的顯微組織為γ基體＋γ′＋β相(顆粒狀、長(zhǎng)條狀),晶界附近存在大量的針狀第二相,其中部分β相呈長(zhǎng)條狀且平行于螺栓軸向分布,為鑄造凝固過(guò)程析出的粗大β－NiAl相在后續(xù)變形鍛造過(guò)程中被拔長(zhǎng)所致,未見(jiàn)連續(xù)的網(wǎng)狀二次β相分布于晶界[7],說(shuō)明該斷裂螺栓固溶處理溫度可能偏低,且β時(shí)效處理不合格。 

圖  5  斷裂螺栓的顯微組織形貌

對(duì)同批次未斷裂螺栓取樣,對(duì)試樣進(jìn)行金相檢驗(yàn),結(jié)果如圖6所示。由圖6可知：未斷裂螺栓的顯微組織為γ基體＋γ′＋β相(顆粒狀)＋少量針狀第二相,未見(jiàn)平行于螺栓軸向的長(zhǎng)條狀β相。在斷裂螺栓及未斷裂螺栓組織中均存在針狀第二相,原因是螺栓長(zhǎng)期處于高溫工況環(huán)境。 

圖  6  同批次未斷裂螺栓的顯微組織形貌

1.5   力學(xué)性能測(cè)試

參照DL/T439—2018 《火力發(fā)電廠高溫緊固件技術(shù)導(dǎo)則》對(duì)斷裂螺栓及同批次未斷螺栓進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試,結(jié)果如表2所示。由表2可知：斷裂螺栓的硬度、抗拉強(qiáng)度、規(guī)定非比例延伸強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均高于標(biāo)準(zhǔn)要求,斷裂螺栓的沖擊吸收能量低于未斷裂螺栓,說(shuō)明斷裂螺栓的強(qiáng)度較高,抗沖擊載荷的能力低[8]。 

2.   綜合分析

材料為GH6783合金的螺栓膨脹系數(shù)較小,其熱緊時(shí)廠家規(guī)定的加熱溫度應(yīng)為600～700 ℃。經(jīng)確認(rèn),在熱緊固螺栓過(guò)程中,安裝人員未嚴(yán)格按照熱緊規(guī)范進(jìn)行操作,對(duì)螺栓中心孔加熱時(shí),未實(shí)時(shí)測(cè)量螺栓溫度,導(dǎo)致加熱棒溫度達(dá)到1 000 ℃以上,因此螺栓中心孔附近基體存在合金貧化區(qū),這是造成中心孔壁產(chǎn)生沿晶氧化裂紋的原因之一。 

螺栓的斷裂性質(zhì)為高溫應(yīng)力下的沿晶脆性斷裂[9]。在中心孔附近及合金貧化區(qū)存在氧元素,基體中未見(jiàn)蠕變孔洞,因此排除γ/γ′相界面的細(xì)微孔洞導(dǎo)致蠕變斷裂的原因[10]。螺栓斷裂是由應(yīng)力促進(jìn)中心孔表面沿晶氧化脆性導(dǎo)致。氧元素在應(yīng)力作用下沿晶界進(jìn)行擴(kuò)散,且氧原子在晶界偏聚進(jìn)一步產(chǎn)生氧化物,導(dǎo)致晶界內(nèi)聚力降低,最終造成晶界脆化,沖擊吸收能量降低,即應(yīng)力促進(jìn)晶界氧化脆性。當(dāng)外加應(yīng)力高于局部晶界強(qiáng)度時(shí),在機(jī)械加工精度不高處會(huì)產(chǎn)生沿晶裂紋[11]。另外,在斷裂螺栓及未斷螺栓的組織中,均發(fā)現(xiàn)β相中析出針狀第二相,使材料性能發(fā)生了變化,而且第二相中又析出了針狀較脆新相,這些新相破壞了β相的結(jié)構(gòu),從而出現(xiàn)晶界脆化現(xiàn)象。 

GH6783合金汽輪機(jī)螺栓的標(biāo)準(zhǔn)熱處理工藝為：(1 121±10) ℃,1 h,空冷,固溶→(843±8) ℃,2～4 h,空冷,β時(shí)效→(718±8) ℃,8 h,爐冷(冷卻速率為55 ℃/h)→(621±8) ℃,8 h,空冷,γ′時(shí)效。在β時(shí)效過(guò)程中,晶界處會(huì)生成網(wǎng)狀、較窄、連續(xù)的β－NiAl相,提高了晶界的抗氧化性,還可以減緩γ′相的析出,抑制生成有害的脆性η相[12]。在一定的溫度范圍內(nèi),GH6783合金強(qiáng)度隨固溶溫度的升高而降低,且晶粒尺寸隨固溶溫度的升高而增大[13－14]。經(jīng)高溫固溶處理后,大部分碳化物會(huì)固溶到奧氏體基體中[15],但有較多大尺寸的一次β相分布在該斷裂螺栓的軸向方向,因此判定該斷裂螺栓固溶處理溫度偏低,造成螺栓強(qiáng)度偏大。另外,晶界處未見(jiàn)網(wǎng)狀β相,說(shuō)明斷裂螺栓的β時(shí)效處理不合格,這是造成螺栓斷裂的主要原因。 

3.   結(jié)論與建議

該螺栓斷裂性質(zhì)為應(yīng)力加速晶界氧化脆性斷裂,裂紋萌生于螺栓中心孔壁,β時(shí)效處理不當(dāng)導(dǎo)致晶界未生成網(wǎng)狀較窄且連續(xù)的β－NiAl相,且晶界抗氧化性較弱,在高溫、應(yīng)力的長(zhǎng)期作用下,晶界的氧化脆性加速,形成裂紋源,在熱緊固過(guò)程中,螺栓中心孔壁的溫度較高,使裂紋不斷擴(kuò)展,最終導(dǎo)致螺栓斷裂。 

建議規(guī)范螺栓加工以及熱緊固工藝,防止熱處理工藝不合格的產(chǎn)品投入使用。提高螺栓表面、螺紋和內(nèi)孔的加工精度,避免產(chǎn)生機(jī)械加工缺陷。在螺栓安裝前,對(duì)其進(jìn)行硬度測(cè)試、金相檢驗(yàn)等檢測(cè),確保螺栓合格。 

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