R26高溫合金具有優良的抗蠕變性能和抗應力松弛性能,被廣泛應用于汽輪機汽缸、主汽門等管道法蘭部件[1]。然而,隨著運行時間的延長,該材料高溫螺栓存在嚴重的第二相析出傾向。帶狀組織的存在會加重這一傾向,并產生晶間裂紋,嚴重時會使高溫螺栓發生脆性斷裂,給設備的安全穩定運行造成隱患[2-3]。某機組高壓導汽管法蘭螺栓發生斷裂現象,螺栓材料為R26合金,尺寸（直徑×長度）為55 mm×575 mm（見圖1）。筆者采用一系列理化檢驗方法分析了螺栓斷裂的原因,以避免該類問題再次發生。 

圖  1  斷裂螺栓的宏觀形貌

1.   理化檢驗

1.1   宏觀觀察

將斷裂螺栓的斷口清洗后進行宏觀觀察,結果如圖2所示。由圖2可知：斷口呈多裂紋源擴散特征,不同裂紋源擴展后在交匯位置形成臺階；未見明顯疲勞紋路,表面呈顆粒狀。說明螺栓斷裂方式為脆性斷裂。 

圖  2  清洗后斷口的宏觀形貌

在斷口附近沿軸向取樣,試樣的宏觀形貌如圖3所示。由圖3可知：在斷口軸向上可見裂紋擴展特征,且裂紋存在多條分叉。 

圖  3  斷口軸向上的宏觀形貌

1.2   化學成分分析

在斷裂螺栓上取樣,對試樣進行化學成分分析,結果如表1所示。由表1可知：試樣中Ti元素含量超出DL/T 439—2018 《火力發電廠高溫緊固件技術導則》的要求。 

1.3   金相檢驗

在螺栓斷口上截取金相試樣,利用光學顯微鏡對試樣進行觀察,結果如圖4所示。由圖4可知：斷口裂紋分叉處可見多處沿晶微裂紋及氧化膜特征。說明裂紋已形成一段時間,并在運行過程中不斷擴展并氧化。 

圖  4  斷口處的微觀形貌

斷裂螺栓的顯微組織形貌如圖5所示。由圖5可知：螺栓的組織為奧氏體,析出物聚集處可見開裂初期特征,開裂附近存在帶狀第二相析出,微裂紋擴展方向與軋制流線方向一致,均平行于螺栓主要受力方向。說明析出物的存在造成了區域弱化,使裂紋擴展方向與受力方向不垂直。 

圖  5  斷裂螺栓的顯微組織形貌

1.4   力學性能測試

在斷裂螺栓軸向上取樣,對試樣進行力學性能測試,結果如表2所示。由表2可知：試樣的硬度高于DL/T 439—2018要求上限,且抗拉強度和屈服強度均高于標準要求。 

1.5   掃描電鏡(SEM)及能譜分析

在螺栓斷口處取樣,對試樣進行SEM分析,結果如圖6所示。由圖6可知：斷口呈冰糖狀,晶界處呈微裂紋特征,為脆性斷裂的典型形貌。 

圖  6  斷口處SEM形貌

對螺栓斷口處進行能譜分析,分析位置如圖7所示,分析結果如表3所示。由表3可知：灰色顆粒析出物中的Ti元素含量高于基體,為基體中的Ti元素未熔或析出所致；晶界處白色第二相中Ni、Ti元素含量偏高,為區域Ni、Ti元素富集相析出所致。 

圖  7  螺栓斷口處能譜分析位置

2.   綜合分析

綜合上述分析結果可知：該斷裂螺栓中Ti元素含量偏高、硬度超出標準要求,且組織中存在帶狀析出物,在SEM下可觀察到鈦化物顆粒呈帶狀分布。鈦化物大量析出使螺栓的軸向強度增大,硬度變大。帶狀組織的存在使螺栓的抗高溫蠕變性能和抗松弛性能變差,造成高溫螺栓的使用性能變差[4]。根據宏觀觀察和SEM分析結果可知,螺栓的斷裂性質為脆性斷裂,斷口存在多處分叉裂紋,裂紋擴展方向為軸向,裂紋附近存在晶界氧化特征與表面氧化膜,推斷該裂紋已存在一段時間,且運行應力不是造成裂紋形成的主要原因。斷裂螺栓中存在帶狀組織,導致其硬度變大,塑性和韌性變差[5]。螺栓在長期運行后部分區域的抗氧化性能變差,使螺栓形成晶間氧化微裂紋,微裂紋不斷擴展,最終使螺栓發生脆性斷裂。 

該螺栓為高壓導氣管法蘭固定螺栓,運行過程中主要承受軸向應力與機組啟停過程中產生的熱應力,服役溫度高于540 ℃,運行條件極為惡劣[6]。對于汽輪機中運行的高溫、高壓螺栓,較小的性能差異即可造成螺栓斷裂[7-8]。 

3.   結論與建議

斷裂螺栓中的Ti元素含量偏高,使材料中形成點狀析出物,熱軋加工后,析出物形成弱化的鈦化物帶狀組織,導致螺栓的高溫性能下降、硬度變大,螺栓長期在高溫環境下服役,最終導致螺栓發生脆性斷裂。 

建議對已投運高溫螺栓進行抽查,對硬度、化學成分不滿足標準要求的螺栓進行金相檢驗,必要時進行更換。建議對高溫螺栓備品庫中的螺栓進行檢查,及時更換品質不好的螺栓備品。

文章來源——材料與測試網