摘 要:應用于超超臨界機組汽輪機再熱汽門的IN７８３合金螺栓頻繁發生斷裂,斷裂形式多樣. 為研究影響其斷裂行為的因素,對該螺栓材料進行了不同應力、溫度下的持久斷裂試驗,并對斷裂 試樣進行了金相檢驗及斷口分析.結果表明:IN７８３合金螺栓在６５０ ℃和６００ ℃時的時效脆性較 大,持久塑性很低,試樣斷裂以沿晶脆性斷裂為主,隨著斷裂時間的延長,裂紋源處氧化特征及斷口 腐蝕特征越來越明顯,斷裂形式逐漸轉變為沿晶氧化斷裂.

關鍵詞:In７８３合金螺栓;斷裂;時效脆性;裂紋源;沿晶氧化

中圖分類號:TG１１５．５ 文獻標志碼:A 文章編號:１００１Ｇ４０１２(２０１８)１１Ｇ０７８５Ｇ０５

２０世紀９０年代末,美國SpecialMetals公司開 發出一種用于航空發動機的新型抗氧化、低膨脹高 溫 合 金 Inconelalloy ７８３(簡 稱 IN７８３)[１]. 與 Inco９xx系列合金相比,IN７８３合金在保持 γ′相強 化的同時大幅度提高了合金中鋁的含量,促使合金 中沿晶析出βＧNiAl相,從而提高了合金抗應力加速 晶界氧化(SAGBO)的能力.

近年來,隨著超超臨界汽輪機技術的興起,對汽 輪機高溫螺栓的各項性能提出了更高的要求,該合 金也被用作汽輪機組的螺栓材料[２].

GH４１４５和R２６等傳統高溫合金螺栓的鉻含量 均在１５％(質量分數)以上,抗氧化腐蝕性能好,但 高的鉻含量會使鐵磁性高溫合金的居里溫度降到室 溫以下[３],使其線膨脹系數高于連接件(閥門或汽 缸)的,且導熱性能差.IN７８３合金不僅具有傳統高 溫合金高的蠕變斷裂強度和抗松弛性能,還具有與 馬氏體耐熱鋼相接近的線膨脹系數;該合金用于汽 輪機再熱汽門的閥蓋螺栓時,運行溫度在６００ ℃左 右,設計蒸汽壓力為６MPa,無交變載荷作用.

IN７８３合金螺栓自投運以來,在全國范圍內發生 了極為頻繁的斷裂.彭以超等[４]認為,螺栓斷裂與預 緊力過大無關,是由于應力促進晶界氧化導致疲勞裂 紋沿著氧化損傷區進行擴展所致.姜濤等[５]發現,某 斷裂螺栓熱緊時加熱棒局部高溫導致螺栓孔材料燒 損并產生裂紋源,進而引起螺栓斷裂.筆者曾依據某 電廠斷裂螺栓的失效分析結果,指出由于β時效處理 不合格導致產生晶界氧化裂紋,是某些IN７８３合金螺栓斷裂的主要原因[６].筆者結合實際斷裂案例和加 速持久斷裂試驗結果,重新系統地研究了IN７８３合金 螺栓的斷裂行為,并提出了預防措施.

１ IN７８３合金螺栓斷裂類型

根據江蘇省超超臨界汽輪機IN７８３ 合金螺栓 斷裂情況的統計結果,其斷裂時投運時間為１０３ ~ １０４h;斷口主要有無裂紋擴展特征的粗糙不平的泥 狀斷口(如圖１所示)和有裂紋擴展特征的細密斷口 (如圖２所示)兩大類.因制造產生的宏觀缺陷引起 的斷裂和因同組螺栓中已有螺栓斷裂導致其他螺栓 受到交變載荷而發生的疲勞斷裂不在本文討論之列.

為方便描述,將圖１所示的斷裂類型命名為Ⅰ 類斷裂,此類斷裂一般位于光桿圓弧過渡處(該處工 作應力最大),且斷口金相表明內孔壁裂源處有類似 于應力腐蝕的樹枝狀分叉裂紋(如圖３所示)和內壁氧化特征(如圖４所示);將圖２所示的斷裂類型命 名為Ⅱ類斷裂,此類斷裂一般位于加熱孔底部(該處 由于外側螺紋及內孔加工槽的存在應力集中程度很 高),斷口氧化腐蝕特征不明顯,高倍下為沿晶脆性 斷口(如圖５所示).

根據斷口基本特征初步判斷 Ⅰ 類斷裂為長時 (低應力)沿晶氧化斷裂,Ⅱ類斷裂為短時(高應力) 沿晶脆性斷裂.為驗證這一觀點,在無缺陷IN７８３ 合金螺栓上取樣進行不同溫度、應力下的持久斷裂 試驗,分析試樣斷口特征,找出斷裂的主要影響因 素,并提出預防措施.

２ 試驗材料與試驗方法

試驗所用IN７８３ 合金螺栓試樣來自某電廠檢 修更換 下 的 完 好 螺 栓,經 標 準 熱 處 理 后 硬 度 為３１８HBW.采用１４００ ℃真空熱處理爐,固溶處理 工藝為(１１２１±１０)℃保溫１h后空冷,β時效處理 工藝為(８４３±８)℃保溫８h后爐冷(５５ ℃??h－１),γ′ 時效 處 理 工 藝 為 (７１８±８)℃ 保 溫 ８h 后 爐 冷 (５５ ℃??h－１)至(６２１±８)℃保溫８h后空冷.按照 GB/T２３１．１－２００９«金屬材料 布氏硬度試驗 第１ 部分:試驗 方 法»進 行 布 氏 硬 度 試 驗,試 驗 儀 器 為 ３２０HBSＧ３０００型數顯布氏硬度計.

高溫持久強度試驗按照 GB/T２０３９－２０１２«金 屬材料單軸拉伸蠕變試驗方法»要求進行制樣并試 驗,試驗儀器為 RD２Ｇ３和 RCLＧ３型高溫蠕變和持久 強度試驗機.試驗溫度為７５０,６５０,６００ ℃,調整初 始應力,得到不同斷裂時間的持久斷裂試樣,最長斷 裂時間控制在４０００h以內.

３ 試驗結果與分析

３．１ 持久性能

圖６為不同試驗溫度下的兩組持久強度試驗數 據,可見溫度對持久強度影響很大,試樣在６５０℃時 仍具有相當高的持久強度,但在７５０ ℃時持久強度 急劇下降.另 外 從 持 久 強 度 曲 線 的 斜 率 可 看 出, ６５０ ℃時的時效強化效果顯著.圖７為不同溫度、 相近斷裂時間下試樣的持 久 塑 性,可 見 ６５０ ℃ 及 ６００℃下的持久塑性很低(４４h以后塑性上升),其 斷面收縮率亦很低,斷面收縮率反映材料局部頸縮 變形的能力[７],反映在宏觀上即為脆性斷裂,因此該 材料在６５０ ℃及６００ ℃下運行時脆性很大,該溫度 為其脆性敏感溫度.

３．２ 金相檢驗及斷口形貌分析

斷口金相檢驗發現,７５０ ℃下持久試樣斷裂形 式為穿晶,且隨斷裂時間的延長,內部孔洞逐漸增 多;６５０ ℃及６００ ℃下持久試樣斷裂形式為沿晶(如 圖８所示),無內部孔洞,顯微組織為奧氏體＋晶界/晶內分布的一次β相＋晶界分布的細小二次β相; ６５０ ℃下持久試樣表面出現氧化皮及氧化裂紋(如 圖９所示),且隨時間延長,氧化皮更連續且更厚、氧 化開裂更多[如圖９b)所示];６００ ℃下持久試樣因 斷裂時間短,表面未出現氧化皮或氧化裂紋.

選取體現溫度、時 間 變 化 的 ５ 個 持 久 試 驗 的 試樣:B５(７５０ ℃/９３７ h),B２(６５０ ℃/３４５ h), C３(６５０ ℃/７０１h),C５ (６５０ ℃/３ ２３５ h), A４(６００ ℃/４４h).先觀察其 裂 源 區 域 的 微 觀 形 貌(如 圖 １０ 所 示),可 見 B２,C３,C５ 試 樣 的 裂 源 區均存在氧化腐蝕 產 物,能 譜 分 析 發 現 這 些 腐 蝕 產物均含有大量的氧元素(見表１),A４試樣裂源 區發現 一 處 內 部 缺 陷. 觀 察 擴 展 區 域 微 觀 形 貌 (如圖１１所示),可 見 B５ 試 樣 為 韌 窩 斷 口,其 上 分布有韌 窩 和 孔 洞;A４ 試 樣 為 典 型 的 冰 糖 狀 沿 晶斷口,由 于 無 腐 蝕 產 物 遮 蓋,一 次 β相 較 為 明 顯;B２,C３,C５ 試 樣 為 沿 晶 ＋ 晶 間 裂 紋 ＋ 腐 蝕 花 樣的斷口,且斷裂時間 愈 長,腐 蝕 特 征 愈 明 顯,沿 晶形貌逐漸不可見.

３．３ 斷裂行為的影響因素

持久試驗結果表明:在６００ ℃及６５０ ℃下試驗 時,材料具有強烈的時效硬化傾向,而在７５０℃下時 效硬化消失,持久強度急劇下降,同時材料具有很好 的延展性.這與IN７８３合金螺栓實際斷裂模式相 吻合,該螺栓運行溫度為６００℃,處于時效脆化敏感 的溫度,發生的斷裂均為無明顯變形的脆性斷裂.

對于持久試樣斷口裂紋源的觀察發現:６００ ℃ 及６５０ ℃試樣的裂紋源均位于試樣自由表面,高應 力短時持久試樣裂紋源傾向于表面的本身缺陷,隨 著時間的延長,裂紋源往往為表面的氧化開裂;斷裂 模式亦從Ⅱ類時效脆性斷裂模式轉變為Ⅰ類沿晶氧 化脆性斷裂模式.

溫度對IN７８３ 合金的抗氧化性能也有顯著影 響,有文獻表明[８],由于不同溫度生成的氧化物不 同,該合金８００ ℃時的氧化抗力反而比７００ ℃時的 高,因此IN７８３合金螺栓在６００ ℃下使用的適用性 還有待研究.

３．４ Ⅰ類斷裂特征、原因及預防

Ⅰ類斷裂的斷口形貌與 C３,C５持久試樣斷口 形貌比較類 似,斷 口 附 近 試 樣 自 由 表 面 有 氧 化 開 裂,斷面被 氧 化 腐 蝕 產 物 覆 蓋.此 類 斷 裂 有 足 夠 的時間發生晶界氧化,初始應力相對較低,在應力 的促進下,氧在晶界逐漸擴散,生成的氧化物使晶 界發生脆化[９Ｇ１０],并逐漸形成晶間裂紋.實際運行 中的Ⅰ類斷 口 應 力 更 為 復 雜,由 于 沿 晶 氧 化 裂 紋 的擴展不確定性,形成了基本垂直于主應力方向、 無裂紋擴展 特 征 的 粗 糙 不 平 斷 口,斷 裂 模 式 為 長 時沿晶氧化斷裂.

Ⅰ類斷裂主要原因為沿晶氧化,可以歸為應力 腐蝕的一種,往往起源于內壁微小氧化缺陷處以及 工作應力較大位置,如光桿變徑處,內壁微小氧化缺 陷可能是由加熱棒的局部高溫加熱燒損引起,也可 能是長期運行后的表面氧化開裂所致;預防該類斷 裂應注意防止熱緊時內壁局部超溫,且應提高螺栓 熱處理質量,特別是β時效處理的質量.大量研究 表明,是否進行β時效處理對用于汽輪機的IN７８３合金組織及性能有重要影響[１１Ｇ１３];當二次β相含量 達１５％(面積分數)時,對提高合金的抗裂紋擴展能 力和抗應力加速晶界氧化能力更明顯[１].

３．５ Ⅱ類斷裂特征、原因及預防

Ⅱ類斷口形貌與圖１０中B２(６５０℃/３４５h)試 樣斷口形貌類似,以沿晶形貌為主,晶粒表面有輕 微氧化腐蝕 痕 跡,說 明 此 類 試 樣 高 溫 氧 化 時 間 較 短,應 力 占 主 導 作 用.B２ 試 樣 初 始 應 力 為 ５００ MPa,如果在 ６００ ℃ 試 驗 ３４５h后 斷 裂,則 其 應力會更高,這 個 水 平 遠 高 于 螺 栓 穩 態 運 行 時 的 工作應力,因此此類斷裂可能在啟動初期、預緊力 過大且應力松弛 前 發 生(此 時 還 存 在 溫 差 應 力), 或者強力 拆 卸、沖 擊 載 荷 過 大 時 發 生.Ⅱ 類 斷 口 常發生 在 加 熱 孔 底 部,此 處 外 有 螺 紋、內 有 退 刀 槽,在受到外部載荷時應力集中程度較大,且熱緊 加熱時容易 發 生 局 部 超 溫,這 些 因 素 都 會 傾 向 于 導致螺栓發生短時沿晶脆性斷裂.

Ⅱ類斷裂以應力占主導,往往發生在應力集中 程度很高的位置,如加熱孔底退刀槽、螺母擰緊第一 齒等;可以通過降低應力集中程度來預防,如提高加 工精度、將螺栓設計為通孔等,同時應避免強力拆裝 螺栓而使螺栓受到較大沖擊載荷.

４ 結論

(１)溫度對持久斷裂行為的影響較大,６００~ ６５０℃運行初期IN７８３合金具有強烈的時效硬化傾 向,具有相 當 的 強 度,但 時 效 脆 性 較 大,持 久 塑 性 較低.

(２)時間對斷裂模式影響亦較大:時間長,表面 的氧化開裂成為裂源,斷裂形式傾向于沿晶氧化模 式,形成粗糙不平的氧化腐蝕斷口,應力起到促進氧 在晶界擴散的作用;時間短,晶界氧化作用較小,應 力占主導,材料的時效脆性導致高應力位置缺陷處 發生沿晶脆性斷裂,此類斷裂容易發生在內、外表面 應力集中及加工缺陷位置.

(３)IN７８３合金螺栓失效模式主要分為沿晶氧 化脆性斷裂模式和時效脆性斷裂模式,通孔設計避 免了加熱孔底部的加工難題,可以有效減少時效脆 性斷裂的發生,但對沿晶氧化脆性斷裂并無預防作 用.通過規范熱處理(特別是β時效處理)提高材料 的晶界抗氧化性能是解決IN７８３合金螺栓頻繁斷 裂的主要途徑,此外應防止強力拆卸螺栓和熱緊時 螺栓內壁局部超溫過熱.

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文章來源——材料與測試網