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(蘇州熱工研究院有限公司， 江蘇 蘇州 215004)

燃?xì)獍l(fā)電具有運行靈活、啟停迅速、熱效率高及節(jié)能減排等優(yōu)勢，其在電網(wǎng)調(diào)峰方面的應(yīng)用相比煤電更是占據(jù)絕對優(yōu)勢[1-4]。美國、歐洲等國家已將天然氣作為發(fā)電的主要能源之一[5]，近年來我國天然氣發(fā)電裝機容量呈上升趨勢。目前，國內(nèi)燃?xì)獍l(fā)電機組多用于電網(wǎng)調(diào)峰運行，機組需要頻繁快速啟停，而作為機組關(guān)鍵部件的主汽門需要迅速切斷汽輪機進(jìn)汽系統(tǒng)而起到保護(hù)、調(diào)節(jié)的作用，因此其質(zhì)量的安全性顯得尤為重要。近年來，部分發(fā)電廠機組主汽門被陸續(xù)檢測出裂紋缺陷[6-9]。如何確保主汽門部件質(zhì)量的可靠性，已成為業(yè)界共同關(guān)注的話題。

文中以某燃?xì)獍l(fā)電廠汽輪機主汽門檢修過程中發(fā)現(xiàn)的裂紋缺陷為研究對象，從裂紋缺陷部位取樣并展開實驗室分析和研究，尋找裂紋缺陷開裂的原因，并結(jié)合現(xiàn)場熱處理條件提出焊接修復(fù)措施和建議，可為其它機組同類主汽門材料監(jiān)督預(yù)防及缺陷處理提供借鑒。

1 現(xiàn)場勘查及裂紋缺陷形貌特征分析

現(xiàn)場采集的主汽門門桿漏汽通道裂紋相貌見圖1。主汽門殼體材料牌號為B50A224B(美國GE公司牌號)，相當(dāng)于國產(chǎn)ZG15Cr1Mo1V，具有良好的熱強性，主要用于工作溫度不大于570 ℃電站主蒸汽等高溫、高壓系統(tǒng)的鑄鋼件[10]。主汽門工作時的出口額定參數(shù)(二拖一)為，壓力11.89 MPa、溫度565 ℃。檢查時，機組累計運行17 250 h，啟停670余次。裂紋缺陷位于主汽門門桿漏汽道孔處，從圖1可以觀察到裂紋從密封面一直貫穿至內(nèi)孔表面，裂紋所在位置結(jié)構(gòu)有突變。根據(jù)圖1的裂紋形貌和汽輪機主汽門的工況特征，可以推斷裂紋處存在應(yīng)力集中，在機組啟停時還承受著高溫、高壓交變載荷。此外開裂處還長期受到來自上部高壓蒸汽氣流的沖擊，以致其表面承受著較大拉應(yīng)力。

圖1 主汽門門桿漏汽通道裂紋示圖

2 汽輪機主汽門開裂部位取樣

根據(jù)上述裂紋特點，對該位置缺陷裂紋處切割取樣進(jìn)行分析，取樣長度約200 mm，試樣上有1條縱向貫穿裂紋。門桿漏氣通孔位置截取裂紋試樣見圖2。

圖2 門桿漏氣通孔位置截取裂紋試樣

3 主汽門裂紋試樣常規(guī)物理化學(xué)分析

3.1 化學(xué)成分分析[11]

對含裂紋缺陷取樣進(jìn)行化學(xué)成分分析，分析結(jié)果見表1。從表1中可以看出，裂紋試樣中P、S元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均超出GE公司標(biāo)準(zhǔn)要求。

表1 主汽門含裂紋缺陷試樣化學(xué)成分

3.2 材料組織分析

3.2.1金相組織分析[12-13]

裂紋附近材料的金相組織見圖3。

圖3 裂紋附近材料金相顯微組織(100×)

從圖3中可觀察到組織為貝氏體回火組織加先共析鐵素體組成。圖中數(shù)字2(黑色箭頭所指)所在區(qū)域為貝氏體回火組織，數(shù)字1(白色箭頭所指)所在區(qū)域為先共析鐵素體(F)。仔細(xì)觀察可發(fā)現(xiàn)，數(shù)字3(虛線線條)所示區(qū)域存在異常長大晶粒，長大原因可能是該區(qū)域奧氏體化較高，使第二相粒子溶解而導(dǎo)致阻礙晶界推移阻力瞬間消失，造成個別晶粒異常長大。晶粒長大組織由先共析鐵素體F和棒狀回火產(chǎn)物組成。

3.2.2相能譜分析

通過掃描電子顯微鏡(SEM)和能譜儀(EDS)對組織中的基體及特殊相(晶界處黑色大塊狀、晶界處長條狀及晶粒內(nèi)部白色顆粒狀等)進(jìn)行能譜分析。晶粒內(nèi)部基體相見圖4，圖4上測定位置晶粒的內(nèi)部基體相化學(xué)成分EDS分析結(jié)果見表2。圖4和表2表明，基體相的元素主要是Fe，其他元素含量較少，是先共析鐵素體相。

圖4 晶粒內(nèi)部基體相SEM形貌圖(8 000×)

元素CSi Mn CrVMo PSFe質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%0.950.350.971.000.401.120.280.2994.63

晶界處黑色大塊狀第二相見圖5，圖5上測定位置晶粒的晶界處黑色大塊狀第二相化學(xué)成分EDS分析結(jié)果見表3。圖5和表3表明，該相在低倍顯微鏡下分布于晶界處，由于O元素含量較高，高溫服役過程中Al、Ti和O元素緩慢擴散到晶界處形成氧化物脆性相。

圖5 晶界處黑色大塊狀第二相SEM形貌圖(5 000×)

元素CAl Ti Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%24.577.7365.552.16

晶界處長條狀第二相見圖6，圖6上測定位置晶粒的晶界處長條狀第二相化學(xué)成分EDS分析結(jié)果見表4。圖6和表4表明，P、Cr、Mo、Mn等碳化物偏聚在晶界。其中，晶界處P 的偏聚增加了鋼回火脆性的敏感性[14]。這些硬脆相分布在晶界，增強了晶格畸變程度，增加了殘余應(yīng)力[15]，使晶界成為薄弱區(qū)，易產(chǎn)生微裂紋。

圖6 晶界處長條狀第二相SEM形貌圖(8 000×)

元素CSi P SVCrMnFeMo質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%2.090.390.170.010.4011.063.9675.796.13

晶粒內(nèi)部白色顆粒狀第二相見圖7，晶粒內(nèi)部白色顆粒狀第二相化學(xué)成分EDS分析結(jié)果見表5。

圖7 晶粒內(nèi)部白色顆粒狀第二相SEM形貌圖(8 000×)

元素CSi SVCrMnFeMo質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%1.770.390.160.836.282.2286.961.32

對比圖3、圖4、圖7及表5可以判斷，晶粒內(nèi)部分布的白色顆粒狀物質(zhì)是晶粒內(nèi)的碳化物，這些第二相彌散在晶內(nèi)，對晶粒起到一定的強化作用。但與晶界處碳化物的元素含量相比，Mn、Mo、Cr和C的含量明顯較少，說明這些元素在晶界上擴散偏聚較嚴(yán)重。

4 主汽門試樣主裂紋表面分析

4.1 表面氧化膜分析

對比主裂紋面和基體材料的顏色，發(fā)現(xiàn)裂紋表面由于長時間在高溫水汽環(huán)境中，已經(jīng)長出了較厚的氧化膜。對裂紋面氧化膜進(jìn)行X射線衍射分析(XRD)、厚度分析和SEM形態(tài)分析。

4.1.1表面氧化膜XRD分析

切取一部分原始裂紋面，用丙酮超聲清洗5 min后作X射線衍射分析。裂紋面氧化膜的XRD圖譜見圖8。

圖8 裂紋面氧化膜XRD圖譜

圖8中，F(xiàn)e基體的衍射峰未出現(xiàn)，這表明氧化膜厚度較厚，裂紋面在高溫水汽環(huán)境中發(fā)生了嚴(yán)重氧化。氧化膜的主要組成為Mn3O4、Fe2O3及CrO。主要元素金屬性強弱排序為Mn、Cr、Fe、Mo，可知Mn和Cr元素的氧化物最先形成，但由于Mn和Cr的含量較少，使Fe可以與多余的O繼續(xù)反應(yīng)，但是Fe的含量足以抑制Mo的氧化，所以氧化物只有上述3種。

4.1.2氧化膜厚度分析

裂紋面上的氧化膜厚度隨著新鮮裂紋面在含氧氣氛中暴露時間的增加而不斷增厚。因此可以通過分析裂紋面上氧化膜的厚度確定裂紋出現(xiàn)的先后次序，因為暴露在環(huán)境中的時間越長，氧化膜生長的就越厚，據(jù)此推斷裂紋的擴展過程。沿裂紋面統(tǒng)計的單側(cè)氧化膜厚度SEM照片見圖9。

圖9 不同部位裂紋面單側(cè)氧化膜統(tǒng)計厚度SEM照片

圖9中，按照從左至右的順序，單側(cè)裂紋面氧化膜厚度依次為52.4 μm、28.7 μm及24.5 μm。據(jù)此可以判斷，①裂紋的擴展是從左到右進(jìn)行的，即從主汽門底部近圓心處沿直徑方向向外擴展。②裂紋的擴展包括亞穩(wěn)擴展和失穩(wěn)擴展兩個階段，因為裂紋擴展初期，經(jīng)過了較長時間暴露于有氧環(huán)境使得裂紋擴展初期裂紋面上的氧化膜厚度較厚，而裂紋后期氧化膜厚度相當(dāng)，基本上是同時開裂的，即裂紋萌生后經(jīng)過較小的亞穩(wěn)擴展區(qū)后，很快進(jìn)入大面積的失穩(wěn)擴展區(qū)。

4.1.3裂紋面氧化膜SEM形態(tài)圖

低倍下裂紋源表面形貌呈現(xiàn)出疲勞裂紋的韌窩形貌，見圖10，可以看出由于氧化膜厚度較厚，在一定程度上掩蓋了新鮮裂紋面的真實形貌。

圖10 低倍下裂紋源表面形貌(200×)

高倍下裂紋源表面形貌見圖11，氧化膜多由氧化物顆粒堆積而成，并且存在二次裂紋，硬脆的氧化膜可通過剝落沖擊裂紋擴展面，進(jìn)一步加速裂紋的擴展。

圖11 高倍下裂紋源表面形貌(5 000×)

4.2 主裂紋去除氧化膜后分析

為了能反映新鮮裂紋的真實表面形貌以判斷裂紋類型及產(chǎn)生的原因，將附著在裂紋面表面的氧化膜在醋酸中浸泡24 h，確認(rèn)氧化膜基本剝落后再進(jìn)行分析。去除表面氧化膜后裂紋源附近的宏觀形貌見圖12，圖中白色箭頭所指的呈彎曲并相互平行的溝槽狀花樣即疲勞擴展區(qū)花樣，可以判斷該試樣的斷裂為疲勞斷裂。擴展區(qū)花樣與裂紋擴展方向垂直，是裂紋擴展時留下的痕跡，為疲勞斷口的典型特征。這些條帶的曲率中心所指區(qū)域為裂紋源。

圖12 裂紋源區(qū)宏觀形貌(100×)

裂紋源側(cè)面SEM圖見圖13。圖13中，在裂紋源剖面未發(fā)現(xiàn)應(yīng)力腐蝕裂紋典型的樹根狀裂紋，可以判斷此裂紋不是由應(yīng)力腐蝕造成的。

圖13 裂紋源側(cè)面SEM圖(1 000×)

裂紋源表面SEM圖見圖14，可見在裂紋源表面上存在大大小小的韌窩，其中大韌窩尺寸與晶粒尺寸相當(dāng)，屬于沿晶型韌性斷裂。小韌窩尺寸遠(yuǎn)小于晶粒尺寸，屬于穿晶型韌性斷裂。

圖14 裂紋源表面SEM圖(2 000×)

裂紋擴展區(qū)SEM微觀形貌見圖15，可見明顯的韌窩形貌。圖中小箭頭所指的小型韌窩尺寸遠(yuǎn)小于晶粒尺寸，系穿晶斷裂過程產(chǎn)生的。大箭頭所指的大韌窩尺寸與晶粒相當(dāng)，系沿晶斷裂過程產(chǎn)生的，其中穿晶斷裂為主要的斷裂形式。

圖15 裂紋擴展區(qū)SEM微觀形貌圖(1 000×)

5 裂紋原因綜合分析及缺陷處理建議

5.1 裂紋原因綜合分析

綜上所述，晶界處氧化物、碳化物等脆性相的偏聚造成了晶界弱化，材料中硫和磷元素含量超標(biāo)，易形成低熔點共晶體和非金屬夾雜物，降低了材料塑性及斷裂韌度。材料局部區(qū)域晶粒粗大不均勻?qū)е虏牧纤苄越档图盎鼗鸫嘈詢A向性增大且主汽門運行溫度長期處于材料第二類回火脆性區(qū)間(450～600 ℃)[16]。這些因素提供了潛在裂紋源，在機組頻繁啟停機，高溫、高壓交變載荷工況(熱應(yīng)力及高壓蒸汽瞬間沖擊力)以及結(jié)構(gòu)應(yīng)力交互作用下，促使了該部位疲勞裂紋的萌生、擴展，裂紋表面氧化物生長對裂紋面產(chǎn)生了縱向擠壓力，進(jìn)一步加速了裂紋擴展，最終導(dǎo)致裂紋失穩(wěn)擴展形成貫穿性裂紋。

5.2 缺陷處理建議

(1)針對B50A224B材料主汽門的補焊，若是主汽門現(xiàn)場熱處理條件具備，則可選用超低氫型高韌性R317L焊條。焊接過程中需要錘擊焊縫金屬，以降低焊接殘余應(yīng)力。 焊后，采用中溫回火加高溫回火熱處理[9]。補焊過程中，應(yīng)注意采取減小附加應(yīng)力和應(yīng)力集中的措施，確保有效降低接頭局部塑性變形量[17-18]，避免運行期間再熱裂紋的出現(xiàn)。

(2)若是現(xiàn)場不具備熱處理條件，可采用基體膨脹系數(shù)接近Inconel82 型鎳基焊接材料進(jìn)行多層多道補焊，焊條不擺動，采用小線能量，設(shè)計合理焊接順序，焊接過程中增加錘擊處理，焊后進(jìn)行消氫處理，降低焊接殘余應(yīng)力[6-7]。

(3)建議對其它同類型機組盡快排查主汽門，必要時進(jìn)行主汽門更換。