摘 要:應(yīng)用于超超臨界機(jī)組汽輪機(jī)再熱汽門的IN７８３合金螺栓頻繁發(fā)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(jìn)行了不同應(yīng)力、溫度下的持久斷裂試驗(yàn),并對斷裂 試樣進(jìn)行了金相檢驗(yàn)及斷口分析.結(jié)果表明:IN７８３合金螺栓在６５０ ℃和６００ ℃時(shí)的時(shí)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(shí)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(zhuǎn)變?yōu)檠鼐а趸瘮嗔? 

關(guān)鍵詞:In７８３合金螺栓;斷裂;時(shí)效脆性;裂紋源;沿晶氧化 

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

２０世紀(jì)９０年代末,美國SpecialMetals公司開 發(fā)出一種用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)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(qiáng) 化的同時(shí)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(yīng)力加速 晶界氧化(SAGBO)的能力. 

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

GH４１４５和R２６等傳統(tǒng)高溫合金螺栓的鉻含量 均在１５％(質(zhì)量分?jǐn)?shù))以上,抗氧化腐蝕性能好,但 高的鉻含量會(huì)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(shù)高于連接件(閥門或汽 缸)的,且導(dǎo)熱性能差.IN７８３合金不僅具有傳統(tǒng)高 溫合金高的蠕變斷裂強(qiáng)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(shù);該合金用于汽 輪機(jī)再熱汽門的閥蓋螺栓時(shí),運(yùn)行溫度在６００ ℃左 右,設(shè)計(jì)蒸汽壓力為６MPa,無交變載荷作用. 

IN７８３合金螺栓自投運(yùn)以來,在全國范圍內(nèi)發(fā)生 了極為頻繁的斷裂.彭以超等[４]認(rèn)為,螺栓斷裂與預(yù) 緊力過大無關(guān),是由于應(yīng)力促進(jìn)晶界氧化導(dǎo)致疲勞裂 紋沿著氧化損傷區(qū)進(jìn)行擴(kuò)展所致.姜濤等[５]發(fā)現(xiàn),某 斷裂螺栓熱緊時(shí)加熱棒局部高溫導(dǎo)致螺栓孔材料燒 損并產(chǎn)生裂紋源,進(jìn)而引起螺栓斷裂.筆者曾依據(jù)某 電廠斷裂螺栓的失效分析結(jié)果,指出由于β時(shí)效處理 不合格導(dǎo)致產(chǎn)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(jié)合實(shí)際斷裂案例和加 速持久斷裂試驗(yàn)結(jié)果,重新系統(tǒng)地研究了IN７８３合金 螺栓的斷裂行為,并提出了預(yù)防措施.

１ IN７８３合金螺栓斷裂類型 

根據(jù)江蘇省超超臨界汽輪機(jī)IN７８３ 合金螺栓 斷裂情況的統(tǒng)計(jì)結(jié)果,其斷裂時(shí)投運(yùn)時(shí)間為１０３ ~ １０４h;斷口主要有無裂紋擴(kuò)展特征的粗糙不平的泥 狀斷口(如圖１所示)和有裂紋擴(kuò)展特征的細(xì)密斷口 (如圖２所示)兩大類.因制造產(chǎn)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(dǎo)致其他螺栓 受到交變載荷而發(fā)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(yīng)力最大),且斷口金相表明內(nèi)孔壁裂源處有類似 于應(yīng)力腐蝕的樹枝狀分叉裂紋(如圖３所示)和內(nèi)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(cè)螺紋及內(nèi)孔加工槽的存在應(yīng)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(jù)斷口基本特征初步判斷 Ⅰ 類斷裂為長時(shí) (低應(yīng)力)沿晶氧化斷裂,Ⅱ類斷裂為短時(shí)(高應(yīng)力) 沿晶脆性斷裂.為驗(yàn)證這一觀點(diǎn),在無缺陷IN７８３ 合金螺栓上取樣進(jìn)行不同溫度、應(yīng)力下的持久斷裂 試驗(yàn),分析試樣斷口特征,找出斷裂的主要影響因 素,并提出預(yù)防措施.

２ 試驗(yàn)材料與試驗(yàn)方法 

試驗(yàn)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(jīng) 標(biāo) 準(zhǔn) 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(shí)效處理 工藝為(８４３±８)℃保溫８h后爐冷(５５ ℃??h－１),γ′ 時(shí)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(yàn) 第１ 部分:試驗(yàn) 方 法»進(jìn) 行 布 氏 硬 度 試 驗(yàn),試 驗(yàn) 儀 器 為 ３２０HBSＧ３０００型數(shù)顯布氏硬度計(jì).

高溫持久強(qiáng)度試驗(yàn)按照 GB/T２０３９－２０１２«金 屬材料單軸拉伸蠕變試驗(yàn)方法»要求進(jìn)行制樣并試 驗(yàn),試驗(yàn)儀器為 RD２Ｇ３和 RCLＧ３型高溫蠕變和持久 強(qiáng)度試驗(yàn)機(jī).試驗(yàn)溫度為７５０,６５０,６００ ℃,調(diào)整初 始應(yīng)力,得到不同斷裂時(shí)間的持久斷裂試樣,最長斷 裂時(shí)間控制在４０００h以內(nèi).

３ 試驗(yàn)結(jié)果與分析 

３．１ 持久性能 

圖６為不同試驗(yàn)溫度下的兩組持久強(qiáng)度試驗(yàn)數(shù) 據(jù),可見溫度對持久強(qiáng)度影響很大,試樣在６５０℃時(shí) 仍具有相當(dāng)高的持久強(qiáng)度,但在７５０ ℃時(shí)持久強(qiáng)度 急劇下降.另 外 從 持 久 強(qiáng) 度 曲 線 的 斜 率 可 看 出, ６５０ ℃時(shí)的時(shí)效強(qiáng)化效果顯著.圖７為不同溫度、 相近斷裂時(shí)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(yùn)行時(shí)脆性很大,該溫度 為其脆性敏感溫度.

３．２ 金相檢驗(yàn)及斷口形貌分析 

斷口金相檢驗(yàn)發(fā)現(xiàn),７５０ ℃下持久試樣斷裂形 式為穿晶,且隨斷裂時(shí)間的延長,內(nèi)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(nèi)部孔洞,顯微組織為奧氏體＋晶界/晶內(nèi)分布的一次β相＋晶界分布的細(xì)小二次β相; ６５０ ℃下持久試樣表面出現(xiàn)氧化皮及氧化裂紋(如 圖９所示),且隨時(shí)間延長,氧化皮更連續(xù)且更厚、氧 化開裂更多[如圖９b)所示];６００ ℃下持久試樣因 斷裂時(shí)間短,表面未出現(xiàn)氧化皮或氧化裂紋.

選取體現(xiàn)溫度、時(shí) 間 變 化 的 ５ 個(gè) 持 久 試 驗(yàn) 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(qū) 域 的 微 觀 形 貌(如 圖 １０ 所 示),可 見 B２,C３,C５ 試 樣 的 裂 源 區(qū)均存在氧化腐蝕 產(chǎn) 物,能 譜 分 析 發(fā) 現(xiàn) 這 些 腐 蝕 產(chǎn)物均含有大量的氧元素(見表１),A４試樣裂源 區(qū)發(fā)現(xiàn) 一 處 內(nèi) 部 缺 陷. 觀 察 擴(kuò) 展 區(qū) 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(chǎn) 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(shí)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(yàn)結(jié)果表明:在６００ ℃及６５０ ℃下試驗(yàn) 時(shí),材料具有強(qiáng)烈的時(shí)效硬化傾向,而在７５０℃下時(shí) 效硬化消失,持久強(qiáng)度急劇下降,同時(shí)材料具有很好 的延展性.這與IN７８３合金螺栓實(shí)際斷裂模式相 吻合,該螺栓運(yùn)行溫度為６００℃,處于時(shí)效脆化敏感 的溫度,發(fā)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(fā)現(xiàn):６００ ℃ 及６５０ ℃試樣的裂紋源均位于試樣自由表面,高應(yīng) 力短時(shí)持久試樣裂紋源傾向于表面的本身缺陷,隨 著時(shí)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(shí)效脆性斷裂模式轉(zhuǎn)變?yōu)棰耦愌鼐а? 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(xiàn)表明[８],由于不同溫度生成的氧化物不 同,該合金８００ ℃時(shí)的氧化抗力反而比７００ ℃時(shí)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(yù)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(chǎn) 物 覆 蓋.此 類 斷 裂 有 足 夠 的時(shí)間發(fā)生晶界氧化,初始應(yīng)力相對較低,在應(yīng)力 的促進(jìn)下,氧在晶界逐漸擴(kuò)散,生成的氧化物使晶 界發(fā)生脆化[９Ｇ１０],并逐漸形成晶間裂紋.實(shí)際運(yùn)行 中的Ⅰ類斷 口 應(yīng) 力 更 為 復(fù) 雜,由 于 沿 晶 氧 化 裂 紋 的擴(kuò)展不確定性,形成了基本垂直于主應(yīng)力方向、 無裂紋擴(kuò)展 特 征 的 粗 糙 不 平 斷 口,斷 裂 模 式 為 長 時(shí)沿晶氧化斷裂.

Ⅰ類斷裂主要原因?yàn)檠鼐а趸?可以歸為應(yīng)力 腐蝕的一種,往往起源于內(nèi)壁微小氧化缺陷處以及 工作應(yīng)力較大位置,如光桿變徑處,內(nèi)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(yùn)行后的表面氧化開裂所致;預(yù)防該類斷 裂應(yīng)注意防止熱緊時(shí)內(nèi)壁局部超溫,且應(yīng)提高螺栓 熱處理質(zhì)量,特別是β時(shí)效處理的質(zhì)量.大量研究 表明,是否進(jìn)行β時(shí)效處理對用于汽輪機(jī)的IN７８３合金組織及性能有重要影響[１１Ｇ１３];當(dāng)二次β相含量 達(dá)１５％(面積分?jǐn)?shù))時(shí),對提高合金的抗裂紋擴(kuò)展能 力和抗應(yīng)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(yù)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(shí) 間 較 短,應(yīng) 力 占 主 導(dǎo) 作 用.B２ 試 樣 初 始 應(yīng) 力 為 ５００ MPa,如果在 ６００ ℃ 試 驗(yàn) ３４５h后 斷 裂,則 其 應(yīng)力會(huì)更高,這 個(gè) 水 平 遠(yuǎn) 高 于 螺 栓 穩(wěn) 態(tài) 運(yùn) 行 時(shí) 的 工作應(yīng)力,因此此類斷裂可能在啟動(dòng)初期、預(yù)緊力 過大且應(yīng)力松弛 前 發(fā) 生(此 時(shí) 還 存 在 溫 差 應(yīng) 力), 或者強(qiáng)力 拆 卸、沖 擊 載 荷 過 大 時(shí) 發(fā) 生.Ⅱ 類 斷 口 常發(fā)生 在 加 熱 孔 底 部,此 處 外 有 螺 紋、內(nèi) 有 退 刀 槽,在受到外部載荷時(shí)應(yīng)力集中程度較大,且熱緊 加熱時(shí)容易 發(fā) 生 局 部 超 溫,這 些 因 素 都 會(huì) 傾 向 于 導(dǎo)致螺栓發(fā)生短時(shí)沿晶脆性斷裂. 

Ⅱ類斷裂以應(yīng)力占主導(dǎo),往往發(fā)生在應(yīng)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(yīng)力集中程度來預(yù)防,如提高加 工精度、將螺栓設(shè)計(jì)為通孔等,同時(shí)應(yīng)避免強(qiáng)力拆裝 螺栓而使螺栓受到較大沖擊載荷. 

４ 結(jié)論 

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

(２)時(shí)間對斷裂模式影響亦較大:時(shí)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(yīng)力起到促進(jìn)氧 在晶界擴(kuò)散的作用;時(shí)間短,晶界氧化作用較小,應(yīng) 力占主導(dǎo),材料的時(shí)效脆性導(dǎo)致高應(yīng)力位置缺陷處 發(fā)生沿晶脆性斷裂,此類斷裂容易發(fā)生在內(nèi)、外表面 應(yīng)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(shí)效脆性斷裂模式,通孔設(shè)計(jì)避 免了加熱孔底部的加工難題,可以有效減少時(shí)效脆 性斷裂的發(fā)生,但對沿晶氧化脆性斷裂并無預(yù)防作 用.通過規(guī)范熱處理(特別是β時(shí)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(yīng)防止強(qiáng)力拆卸螺栓和熱緊時(shí) 螺栓內(nèi)壁局部超溫過熱.

參考文獻(xiàn): 

[１] TUNDERMANNJH．DevelopmentofIn７８３alloy,a low thermal expansion,crack growth resistant superalloy[J]．Acta Metallurgica Sinica (English Letters),１９９６,１２(６):５０３Ｇ５０７． 

[２] YAMAMOTOR,KADOYA Y,KAWAYIH ,etal． Alloy design and material properties of NiＧbased superalloy with low thermalexpansion for steam turbine[J]．Iron& Steel,２００４,９０(１):３７Ｇ４２． 

[３] 沈治．INCONEL７８３合金的組織與應(yīng)力弛豫性能研 究[D]．上海:上海交通大學(xué),２０１０． 

[４] 彭以超,樓玉民,徐紹平,等．超超臨界機(jī)組中壓汽門 閥蓋 Alloy７８３合 金 螺 栓 斷 裂 失 效 分 析 [J]．熱 力 發(fā) 電,２０１８,４７(３):１１５Ｇ１２２． 

[５] 姜濤,王建光,張志博,等．超超臨界機(jī)組鎳基螺栓斷 裂失效分析[J]．熱力發(fā)電,２０１６,４５(１):９３Ｇ９８． 

[６] 楊超,馮立中,吳紅濤,等．超超臨界汽輪機(jī)IN７８３螺 栓斷裂原因分析[J]．理化檢驗(yàn)(物理分冊),２０１５,５１ (５):３４６Ｇ３４９． 

[７] 束德林．工程材料力學(xué)性能[M]．北京:機(jī)械工業(yè)出版 社,２００３． 

[８] 韓光煒,馮滌,鄧波,等．In７８３合金的組織和抗氧化 性能[J]．鋼鐵研究學(xué)報(bào),２００３,１５(７):１１９Ｇ１２２． 

[９] MAL,CHANGK M,MANNANSK．OxideＧinduced crack closure:An explanation for abnormaltimeＧ dependent fatigue crack propagation behavior in Inconelalloy７８３[J]．ScriptaMaterialia,２００３,４８(５): ５８３Ｇ５８８． 

[１０] 李鐵藩．金屬晶界在高溫氧化中的作用[J]．中國腐蝕 與防護(hù)學(xué)報(bào),２００２,２２(３):１８０Ｇ１８３． 

[１１] 沈治,沈紅衛(wèi),孫峰,等．IN７８３合金熱處理工藝的熱 動(dòng)力學(xué)評估及成分設(shè)計(jì)[J]．動(dòng)力工程學(xué)報(bào),２０１０,３０ (４):２８７Ｇ２９２． 

[１２] 段輝,甄小輝,吳銳紅．熱處理對IN７８３合金組織和 拉伸性能的影響[J]．熱加工工藝,２０１２,４１(２):２０５Ｇ ２０７． 

[１３] 賈新云,趙宇新,張 紹 維．β時(shí) 效 對 低 膨 脹 高 溫 合 金 IN７８３組織和性能的影響[J]．金屬熱處理,２００７,３２ (９):３１Ｇ３３． 

文章來源——材料與測試網(wǎng)