摘 要:应用于超超临界机组汽轮机再热汽门的IN７８３合金螺栓频繁发生断裂,断裂形式多样. 为研究影响其断裂行为的因素,对该螺栓材料进行了不同应力、温度下的持久断裂试验,并对断裂 试样进行了金相检验及断口分析.结果表明:IN７８３合金螺栓在６５０ ℃和６００ ℃时的时效脆性较 大,持久塑性很低,试样断裂以沿晶脆性断裂为主,随着断裂时间的延长,裂纹源处氧化特征及断口 腐蚀特征越来越明显,断裂形式逐渐转变为沿晶氧化断裂.

关键词:In７８３合金螺栓;断裂;时效脆性;裂纹源;沿晶氧化

中图分类号:TG１１５．５ 文献标志码:A 文章编号:１００１Ｇ４０１２(２０１８)１１Ｇ０７８５Ｇ０５

２０世纪９０年代末,美国SpecialMetals公司开 发出一种用于航空发动机的新型抗氧化、低膨胀高 温 合 金 Inconelalloy ７８３(简 称 IN７８３)[１]. 与 Inco９xx系列合金相比,IN７８３合金在保持 γ′相强 化的同时大幅度提高了合金中铝的含量,促使合金 中沿晶析出βＧNiAl相,从而提高了合金抗应力加速 晶界氧化(SAGBO)的能力.

近年来,随着超超临界汽轮机技术的兴起,对汽 轮机高温螺栓的各项性能提出了更高的要求,该合 金也被用作汽轮机组的螺栓材料[２].

GH４１４５和R２６等传统高温合金螺栓的铬含量 均在１５％(质量分数)以上,抗氧化腐蚀性能好,但 高的铬含量会使铁磁性高温合金的居里温度降到室 温以下[３],使其线膨胀系数高于连接件(阀门或汽 缸)的,且导热性能差.IN７８３合金不仅具有传统高 温合金高的蠕变断裂强度和抗松弛性能,还具有与 马氏体耐热钢相接近的线膨胀系数;该合金用于汽 轮机再热汽门的阀盖螺栓时,运行温度在６００ ℃左 右,设计蒸汽压力为６MPa,无交变载荷作用.

IN７８３合金螺栓自投运以来,在全国范围内发生 了极为频繁的断裂.彭以超等[４]认为,螺栓断裂与预 紧力过大无关,是由于应力促进晶界氧化导致疲劳裂 纹沿着氧化损伤区进行扩展所致.姜涛等[５]发现,某 断裂螺栓热紧时加热棒局部高温导致螺栓孔材料烧 损并产生裂纹源,进而引起螺栓断裂.笔者曾依据某 电厂断裂螺栓的失效分析结果,指出由于β时效处理 不合格导致产生晶界氧化裂纹,是某些IN７８３合金螺栓断裂的主要原因[６].笔者结合实际断裂案例和加 速持久断裂试验结果,重新系统地研究了IN７８３合金 螺栓的断裂行为,并提出了预防措施.

１ IN７８３合金螺栓断裂类型

根据江苏省超超临界汽轮机IN７８３ 合金螺栓 断裂情况的统计结果,其断裂时投运时间为１０３ ~ １０４h;断口主要有无裂纹扩展特征的粗糙不平的泥 状断口(如图１所示)和有裂纹扩展特征的细密断口 (如图２所示)两大类.因制造产生的宏观缺陷引起 的断裂和因同组螺栓中已有螺栓断裂导致其他螺栓 受到交变载荷而发生的疲劳断裂不在本文讨论之列.

为方便描述,将图１所示的断裂类型命名为Ⅰ 类断裂,此类断裂一般位于光杆圆弧过渡处(该处工 作应力最大),且断口金相表明内孔壁裂源处有类似 于应力腐蚀的树枝状分叉裂纹(如图３所示)和内壁氧化特征(如图４所示);将图２所示的断裂类型命 名为Ⅱ类断裂,此类断裂一般位于加热孔底部(该处 由于外侧螺纹及内孔加工槽的存在应力集中程度很 高),断口氧化腐蚀特征不明显,高倍下为沿晶脆性 断口(如图５所示).

根据断口基本特征初步判断 Ⅰ 类断裂为长时 (低应力)沿晶氧化断裂,Ⅱ类断裂为短时(高应力) 沿晶脆性断裂.为验证这一观点,在无缺陷IN７８３ 合金螺栓上取样进行不同温度、应力下的持久断裂 试验,分析试样断口特征,找出断裂的主要影响因 素,并提出预防措施.

２ 试验材料与试验方法

试验所用IN７８３ 合金螺栓试样来自某电厂检 修更换 下 的 完 好 螺 栓,经 标 准 热 处 理 后 硬 度 为３１８HBW.采用１４００ ℃真空热处理炉,固溶处理 工艺为(１１２１±１０)℃保温１h后空冷,β时效处理 工艺为(８４３±８)℃保温８h后炉冷(５５ ℃??h－１),γ′ 时效 处 理 工 艺 为 (７１８±８)℃ 保 温 ８h 后 炉 冷 (５５ ℃??h－１)至(６２１±８)℃保温８h后空冷.按照 GB/T２３１．１－２００９«金属材料 布氏硬度试验 第１ 部分:试验 方 法»进 行 布 氏 硬 度 试 验,试 验 仪 器 为 ３２０HBSＧ３０００型数显布氏硬度计.

高温持久强度试验按照 GB/T２０３９－２０１２«金 属材料单轴拉伸蠕变试验方法»要求进行制样并试 验,试验仪器为 RD２Ｇ３和 RCLＧ３型高温蠕变和持久 强度试验机.试验温度为７５０,６５０,６００ ℃,调整初 始应力,得到不同断裂时间的持久断裂试样,最长断 裂时间控制在４０００h以内.

３ 试验结果与分析

３．１ 持久性能

图６为不同试验温度下的两组持久强度试验数 据,可见温度对持久强度影响很大,试样在６５０℃时 仍具有相当高的持久强度,但在７５０ ℃时持久强度 急剧下降.另 外 从 持 久 强 度 曲 线 的 斜 率 可 看 出, ６５０ ℃时的时效强化效果显著.图７为不同温度、 相近断裂时间下试样的持 久 塑 性,可 见 ６５０ ℃ 及 ６００℃下的持久塑性很低(４４h以后塑性上升),其 断面收缩率亦很低,断面收缩率反映材料局部颈缩 变形的能力[７],反映在宏观上即为脆性断裂,因此该 材料在６５０ ℃及６００ ℃下运行时脆性很大,该温度 为其脆性敏感温度.

３．２ 金相检验及断口形貌分析

断口金相检验发现,７５０ ℃下持久试样断裂形 式为穿晶,且随断裂时间的延长,内部孔洞逐渐增 多;６５０ ℃及６００ ℃下持久试样断裂形式为沿晶(如 图８所示),无内部孔洞,显微组织为奥氏体＋晶界/晶内分布的一次β相＋晶界分布的细小二次β相; ６５０ ℃下持久试样表面出现氧化皮及氧化裂纹(如 图９所示),且随时间延长,氧化皮更连续且更厚、氧 化开裂更多[如图９b)所示];６００ ℃下持久试样因 断裂时间短,表面未出现氧化皮或氧化裂纹.

选取体现温度、时 间 变 化 的 ５ 个 持 久 试 验 的 试样:B５(７５０ ℃/９３７ h),B２(６５０ ℃/３４５ h), C３(６５０ ℃/７０１h),C５ (６５０ ℃/３ ２３５ h), A４(６００ ℃/４４h).先观察其 裂 源 区 域 的 微 观 形 貌(如 图 １０ 所 示),可 见 B２,C３,C５ 试 样 的 裂 源 区均存在氧化腐蚀 产 物,能 谱 分 析 发 现 这 些 腐 蚀 产物均含有大量的氧元素(见表１),A４试样裂源 区发现 一 处 内 部 缺 陷. 观 察 扩 展 区 域 微 观 形 貌 (如图１１所示),可 见 B５ 试 样 为 韧 窝 断 口,其 上 分布有韧 窝 和 孔 洞;A４ 试 样 为 典 型 的 冰 糖 状 沿 晶断口,由 于 无 腐 蚀 产 物 遮 盖,一 次 β相 较 为 明 显;B２,C３,C５ 试 样 为 沿 晶 ＋ 晶 间 裂 纹 ＋ 腐 蚀 花 样的断口,且断裂时间 愈 长,腐 蚀 特 征 愈 明 显,沿 晶形貌逐渐不可见.

３．３ 断裂行为的影响因素

持久试验结果表明:在６００ ℃及６５０ ℃下试验 时,材料具有强烈的时效硬化倾向,而在７５０℃下时 效硬化消失,持久强度急剧下降,同时材料具有很好 的延展性.这与IN７８３合金螺栓实际断裂模式相 吻合,该螺栓运行温度为６００℃,处于时效脆化敏感 的温度,发生的断裂均为无明显变形的脆性断裂.

对于持久试样断口裂纹源的观察发现:６００ ℃ 及６５０ ℃试样的裂纹源均位于试样自由表面,高应 力短时持久试样裂纹源倾向于表面的本身缺陷,随 着时间的延长,裂纹源往往为表面的氧化开裂;断裂 模式亦从Ⅱ类时效脆性断裂模式转变为Ⅰ类沿晶氧 化脆性断裂模式.

温度对IN７８３ 合金的抗氧化性能也有显著影 响,有文献表明[８],由于不同温度生成的氧化物不 同,该合金８００ ℃时的氧化抗力反而比７００ ℃时的 高,因此IN７８３合金螺栓在６００ ℃下使用的适用性 还有待研究.

３．４ Ⅰ类断裂特征、原因及预防

Ⅰ类断裂的断口形貌与 C３,C５持久试样断口 形貌比较类 似,断 口 附 近 试 样 自 由 表 面 有 氧 化 开 裂,断面被 氧 化 腐 蚀 产 物 覆 盖.此 类 断 裂 有 足 够 的时间发生晶界氧化,初始应力相对较低,在应力 的促进下,氧在晶界逐渐扩散,生成的氧化物使晶 界发生脆化[９Ｇ１０],并逐渐形成晶间裂纹.实际运行 中的Ⅰ类断 口 应 力 更 为 复 杂,由 于 沿 晶 氧 化 裂 纹 的扩展不确定性,形成了基本垂直于主应力方向、 无裂纹扩展 特 征 的 粗 糙 不 平 断 口,断 裂 模 式 为 长 时沿晶氧化断裂.

Ⅰ类断裂主要原因为沿晶氧化,可以归为应力 腐蚀的一种,往往起源于内壁微小氧化缺陷处以及 工作应力较大位置,如光杆变径处,内壁微小氧化缺 陷可能是由加热棒的局部高温加热烧损引起,也可 能是长期运行后的表面氧化开裂所致;预防该类断 裂应注意防止热紧时内壁局部超温,且应提高螺栓 热处理质量,特别是β时效处理的质量.大量研究 表明,是否进行β时效处理对用于汽轮机的IN７８３合金组织及性能有重要影响[１１Ｇ１３];当二次β相含量 达１５％(面积分数)时,对提高合金的抗裂纹扩展能 力和抗应力加速晶界氧化能力更明显[１].

３．５ Ⅱ类断裂特征、原因及预防

Ⅱ类断口形貌与图１０中B２(６５０℃/３４５h)试 样断口形貌类似,以沿晶形貌为主,晶粒表面有轻 微氧化腐蚀 痕 迹,说 明 此 类 试 样 高 温 氧 化 时 间 较 短,应 力 占 主 导 作 用.B２ 试 样 初 始 应 力 为 ５００ MPa,如果在 ６００ ℃ 试 验 ３４５h后 断 裂,则 其 应力会更高,这 个 水 平 远 高 于 螺 栓 稳 态 运 行 时 的 工作应力,因此此类断裂可能在启动初期、预紧力 过大且应力松弛 前 发 生(此 时 还 存 在 温 差 应 力), 或者强力 拆 卸、冲 击 载 荷 过 大 时 发 生.Ⅱ 类 断 口 常发生 在 加 热 孔 底 部,此 处 外 有 螺 纹、内 有 退 刀 槽,在受到外部载荷时应力集中程度较大,且热紧 加热时容易 发 生 局 部 超 温,这 些 因 素 都 会 倾 向 于 导致螺栓发生短时沿晶脆性断裂.

Ⅱ类断裂以应力占主导,往往发生在应力集中 程度很高的位置,如加热孔底退刀槽、螺母拧紧第一 齿等;可以通过降低应力集中程度来预防,如提高加 工精度、将螺栓设计为通孔等,同时应避免强力拆装 螺栓而使螺栓受到较大冲击载荷.

４ 结论

(１)温度对持久断裂行为的影响较大,６００~ ６５０℃运行初期IN７８３合金具有强烈的时效硬化倾 向,具有相 当 的 强 度,但 时 效 脆 性 较 大,持 久 塑 性 较低.

(２)时间对断裂模式影响亦较大:时间长,表面 的氧化开裂成为裂源,断裂形式倾向于沿晶氧化模 式,形成粗糙不平的氧化腐蚀断口,应力起到促进氧 在晶界扩散的作用;时间短,晶界氧化作用较小,应 力占主导,材料的时效脆性导致高应力位置缺陷处 发生沿晶脆性断裂,此类断裂容易发生在内、外表面 应力集中及加工缺陷位置.

(３)IN７８３合金螺栓失效模式主要分为沿晶氧 化脆性断裂模式和时效脆性断裂模式,通孔设计避 免了加热孔底部的加工难题,可以有效减少时效脆 性断裂的发生,但对沿晶氧化脆性断裂并无预防作 用.通过规范热处理(特别是β时效处理)提高材料 的晶界抗氧化性能是解决IN７８３合金螺栓频繁断 裂的主要途径,此外应防止强力拆卸螺栓和热紧时 螺栓内壁局部超温过热.

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文章来源——材料与测试网