20世紀90年代末,研究人員開發了一種用于航空發動機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合金中的鋁元素質量分數為5%～6%,鋁元素促進了合金中β－NiAl相沿晶界析出,提高了材料的應力加速晶界氧化(SAGBO)抗力,延長了材料的持久壽命[3]。同時,材料中有序分布的γ'相使γ基體合金具有較高的強度[4]。

某電廠汽輪機中壓主汽門螺栓材料為GH6783合金,在進行機組檢修時,螺栓在回裝熱緊過程中發生斷裂。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。

1. 理化檢驗

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個螺牙處,應力集中程度最嚴重的斷面垂直于螺栓縱向[5],斷面外側邊緣存在整圈與螺栓軸向夾角約為45°的剪切唇區,剪切唇區表面光滑；斷面存在一處臺階,臺階由基本平行、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,結果如圖2所示。由圖2可知：斷面潔凈,無明顯舊斷區；螺栓中心孔至斷面外側邊緣區域可見放射狀花樣,為斷口的放射區,呈典型的脆性斷裂特征；中心孔內壁的機械加工痕跡粗糙。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展斷裂。

圖 2斷口的宏觀形貌

1.2 化學成分分析

采用光譜儀對斷裂螺栓進行化學成分分析,結果如表1所示。由表1可知：斷裂螺栓的成分符合生產廠家的標準要求。

1.3 掃描電鏡(SEM)及能譜分析

將斷口用無水乙醇超聲波清洗后,采用掃描電鏡對斷口進行觀察,結果如圖3所示。由圖3可知：清洗后的斷面潔凈,無明顯舊斷區；斷口以沿晶斷裂為主,屬于脆性斷裂；未發現明顯腐蝕產物及疲勞裂紋擴展條紋。

圖 3螺栓斷口SEM形貌

將螺栓斷裂處沿縱向剖開,并將剖面打磨光滑,使用掃描電鏡及能譜儀對其進行分析,結果如圖4所示。由圖4可知：靠近內壁基體存在合金貧化區,且合金貧化區的氧元素質量分數為11.2%,內壁氧元素的質量分數為21.8%,內壁的氧元素含量較高于合金貧化區,說明在應力場作用下,氧元素由內壁沿晶界向基體發生了擴散[6]；基體中未見蠕變孔洞,螺栓中心孔內壁附近存在微觀裂紋。

圖 4斷口縱截面SEM形貌及能譜分析結果

1.4 金相檢驗

在斷裂螺栓的光滑斷面附近切取縱向試樣,將試樣預磨、拋光、腐蝕,再進行金相檢驗,結果如圖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展；斷裂螺栓的顯微組織為γ基體＋γ′＋β相(顆粒狀、長條狀),晶界附近存在大量的針狀第二相,其中部分β相呈長條狀且平行于螺栓軸向分布,為鑄造凝固過程析出的粗大β－NiAl相在后續變形鍛造過程中被拔長所致,未見連續的網狀二次β相分布于晶界[7],說明該斷裂螺栓固溶處理溫度可能偏低,且β時效處理不合格。

圖 5斷裂螺栓的顯微組織形貌

對同批次未斷裂螺栓取樣,對試樣進行金相檢驗,結果如圖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,未見平行于螺栓軸向的長條狀β相。在斷裂螺栓及未斷裂螺栓組織中均存在針狀第二相,原因是螺栓長期處于高溫工況環境。

圖 6同批次未斷裂螺栓的顯微組織形貌

1.5 力學性能測試

參照DL/T439—2018 《火力發電廠高溫緊固件技術導則》對斷裂螺栓及同批次未斷螺栓進行力學性能測試,結果如表2所示。由表2可知：斷裂螺栓的硬度、抗拉強度、規定非比例延伸強度和斷后伸長率均高于標準要求,斷裂螺栓的沖擊吸收能量低于未斷裂螺栓,說明斷裂螺栓的強度較高,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較小,其熱緊時廠家規定的加熱溫度應為600～700 ℃。經確認,在熱緊固螺栓過程中,安裝人員未嚴格按照熱緊規范進行操作,對螺栓中心孔加熱時,未實時測量螺栓溫度,導致加熱棒溫度達到1 000 ℃以上,因此螺栓中心孔附近基體存在合金貧化區,這是造成中心孔壁產生沿晶氧化裂紋的原因之一。

螺栓的斷裂性質為高溫應力下的沿晶脆性斷裂[9]。在中心孔附近及合金貧化區存在氧元素,基體中未見蠕變孔洞,因此排除γ/γ′相界面的細微孔洞導致蠕變斷裂的原因[10]。螺栓斷裂是由應力促進中心孔表面沿晶氧化脆性導致。氧元素在應力作用下沿晶界進行擴散,且氧原子在晶界偏聚進一步產生氧化物,導致晶界內聚力降低,最終造成晶界脆化,沖擊吸收能量降低,即應力促進晶界氧化脆性。當外加應力高于局部晶界強度時,在機械加工精度不高處會產生沿晶裂紋[11]。另外,在斷裂螺栓及未斷螺栓的組織中,均發現β相中析出針狀第二相,使材料性能發生了變化,而且第二相中又析出了針狀較脆新相,這些新相破壞了β相的結構,從而出現晶界脆化現象。

GH6783合金汽輪機螺栓的標準熱處理工藝為：(1 121±10) ℃,1 h,空冷,固溶→(843±8) ℃,2～4 h,空冷,β時效→(718±8) ℃,8 h,爐冷(冷卻速率為55 ℃/h)→(621±8) ℃,8 h,空冷,γ′時效。在β時效過程中,晶界處會生成網狀、較窄、連續的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,GH6783合金強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]。經高溫固溶處理后,大部分碳化物會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,造成螺栓強度偏大。另外,晶界處未見網狀β相,說明斷裂螺栓的β時效處理不合格,這是造成螺栓斷裂的主要原因。

3. 結論與建議

該螺栓斷裂性質為應力加速晶界氧化脆性斷裂,裂紋萌生于螺栓中心孔壁,β時效處理不當導致晶界未生成網狀較窄且連續的β－NiAl相,且晶界抗氧化性較弱,在高溫、應力的長期作用下,晶界的氧化脆性加速,形成裂紋源,在熱緊固過程中,螺栓中心孔壁的溫度較高,使裂紋不斷擴展,最終導致螺栓斷裂。

建議規范螺栓加工以及熱緊固工藝,防止熱處理工藝不合格的產品投入使用。提高螺栓表面、螺紋和內孔的加工精度,避免產生機械加工缺陷。在螺栓安裝前,對其進行硬度測試、金相檢驗等檢測,確保螺栓合格。

文章來源——材料與測試網