汽輪機(jī)主汽閥裂紋原因分析及修復(fù)

鄭天艷

（浙江國(guó)華余姚燃?xì)獍l(fā)電有限責(zé)任公司，浙江 寧波 315400）

1 汽輪機(jī)主汽閥裂紋概況

國(guó)華余姚燃?xì)獍l(fā)電有限責(zé)任公司采用美國(guó)GE公司生產(chǎn)的S209FA燃?xì)?蒸汽聯(lián)合循環(huán)發(fā)電機(jī)組，由2臺(tái)PG9351FA型燃?xì)廨啓C(jī)發(fā)電機(jī)組，2臺(tái)臥式、三壓再熱、無(wú)補(bǔ)燃、自然循環(huán)余熱鍋爐，1臺(tái)D11型單軸、雙缸、下排汽、一次中間再熱、帶中壓和低壓補(bǔ)汽的凝汽式汽輪機(jī)組組成二拖一聯(lián)合循環(huán)發(fā)電裝置。

2013年4月，在汽輪機(jī)檢修中發(fā)現(xiàn)1號(hào)、2號(hào)主汽閥存在缺陷，主汽閥閥桿漏汽供軸封的通道孔上部存在裂紋，為孔內(nèi)表面至密封面的貫穿性裂紋。

在后期門(mén)體拆卸及逐步打磨和目視檢驗(yàn)中，又發(fā)現(xiàn)多處裂紋缺陷，包括1號(hào)主汽閥疏水通孔下部及下法蘭內(nèi)壁環(huán)形裂紋、2號(hào)主汽閥疏水通孔下部及下法蘭內(nèi)壁環(huán)形裂紋。

由于是燃?xì)怆姀S，主要應(yīng)用于電網(wǎng)調(diào)峰運(yùn)行；發(fā)現(xiàn)缺陷時(shí)，汽輪機(jī)組累計(jì)運(yùn)行17256 h，共啟停679次，平均運(yùn)行25.4 h/次。

2 裂紋產(chǎn)生原因分析

2.1 主汽閥材料性能分析

2.1.1 化學(xué)元素分析

該主汽閥材質(zhì)為GE牌號(hào) B50A224B，相當(dāng)于ASTM A356 Gr9級(jí)，成分為：11/4Cr 1Mo 1/4V，相當(dāng)于國(guó)產(chǎn)ZG15Cr1Mo1V鋼材，化學(xué)成分及力學(xué)性能見(jiàn)表1、表2。B50A224B材料的標(biāo)準(zhǔn)元素成分見(jiàn)表3。

表1 ZG15Cr1Mo1V化學(xué)成分 %

表2 ZG15Cr1Mo1V力學(xué)性能

B50A224B材料的標(biāo)準(zhǔn)熱處理工藝為1025～1075℃奧氏體化（噴霧淬火）加高溫回火700～720℃；B50A224B材料的正常顯微組織為貝氏體回火組織和20%先共析鐵素體；B50A224B材料的標(biāo)準(zhǔn)力學(xué)性能為 Rp0.2≥414 MPa，Rm為 551～724 MPa，A≥50%，HB 為 170～217。

表3 B50A224B材料標(biāo)準(zhǔn)元素成分 %

對(duì)材料進(jìn)行取樣，用德國(guó)ELEMENTAR Vario ELⅢ元素分析儀進(jìn)行成分分析，結(jié)果如表4所示。與GE公司提供的材料元素含量及相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)相比可知，S和P成分超標(biāo)，其中S的含量超標(biāo)近一倍，而這2種雜質(zhì)元素的超標(biāo)會(huì)大幅降低材料的斷裂韌性，增大材料的脆性。

表4 材料成分分析結(jié)果 %

S不熔于鐵，會(huì)與鐵形成熔點(diǎn)為1190℃的FeS。FeS常與γ-Fe形成低熔點(diǎn)（989℃）的共晶體，分布在奧氏體晶界處，當(dāng)鋼在1000～1200℃鍛造時(shí)，共晶體熔化，使鋼材變脆，沿奧氏體晶界形成微裂紋。Mn的加入可以使S先與Mn形成高熔點(diǎn)（1620℃）的MnS，避免這種熱脆。但是MnS會(huì)在鍛造和軋制過(guò)程中呈條狀，使鋼材橫向塑性、韌性顯著降低，并且在交變載荷下容易形成裂紋源，導(dǎo)致工件早期疲勞斷裂；P在鋼中能全部熔于鐵素體，雖然起到一定的固熔強(qiáng)化作用，但會(huì)大幅降低鋼的塑韌性。

另外，低合金鋼在淬火后如果在450～650℃回火或服役，易產(chǎn)生第二類回火脆性，P和S等雜質(zhì)元素在晶界的偏聚，以及Mn，Cr，Ni等合金元素會(huì)大幅度提高回火脆性，降低材料的韌性，這些元素含量越高，脆化越嚴(yán)重。

2.1.2 組織分析

根據(jù)GE公司提供的材料服役前的熱處理工藝可知，該材料的正常組織為“貝氏體回火組織+20%先共析鐵素體”。對(duì)材料的金相組織做進(jìn)一步分析，通過(guò)對(duì)裂紋附近的材料進(jìn)行取樣制樣、拋光，并用硝酸酒精溶液腐蝕15 s后進(jìn)行金相觀察，金相照片如圖1所示。

根據(jù)材料的熱處理工藝和腐蝕劑特性可知：圖1中淺色箭頭所指的代表區(qū)域?yàn)橄裙参鲨F素體（F體），深色箭頭所指的代表區(qū)域?yàn)樨愂象w回火產(chǎn)物。特別值得關(guān)注的是金相組織中有一個(gè)區(qū)域呈特別大的晶粒狀，可能是由于奧氏體化溫度過(guò)高造成第二相溶解，從而使阻礙晶界遷移的屏障突然消失，致使某些晶粒異常長(zhǎng)大，這類異常長(zhǎng)大的晶粒約占10%。其組織由棒狀回火產(chǎn)物和F體組成。

各相晶粒大小和含量的統(tǒng)計(jì)結(jié)果顯示，約占20% 的F體的平均晶粒大小為80μm（標(biāo)準(zhǔn)偏差S=±7.04996），晶粒度等級(jí)為4級(jí)；約占70%的貝氏體回火產(chǎn)物的平均晶粒大小為105μm（標(biāo)準(zhǔn)偏差S=±13.09721），晶粒度等級(jí)為2.5級(jí)；約占10%的異常長(zhǎng)大晶粒的大小約為400μm（標(biāo)準(zhǔn)偏差S=±9.30753），晶粒度等級(jí)為0級(jí)。可以看出，材料整體晶粒粗大，而且組織非常不均勻，原因是熱處理過(guò)程中奧氏體化溫度過(guò)高。這些粗大且不均勻的晶粒會(huì)大幅度降低材料的韌性，在服役過(guò)程中受到拉應(yīng)力的作用容易產(chǎn)生微裂紋，并在交變載荷的作用下進(jìn)一步發(fā)展為裂紋源。

圖1 材料金相組織

2.1.3 材料性能分析

（1）組織不均勻、含有大量異常長(zhǎng)大的晶粒、晶粒粗大等因素會(huì)降低材料的強(qiáng)度和塑韌性，而且晶粒越粗大，第二類回火脆性就越嚴(yán)重，使材料韌性大幅度下降，因此在粗大晶粒交界處易形成微裂紋。

（2）晶界處有脆性相Al和Ti的氧化物，成為容易產(chǎn)生微裂紋的薄弱區(qū)域。

（3）晶界處的合金元素和C元素的含量高于晶粒內(nèi)部，合金元素在奧氏體化溫度下由晶內(nèi)偏聚到奧氏體晶界上，在脆化溫度下，雜質(zhì)元素P和S等因合金元素的吸引而偏聚到合金元素含量更高的晶界上，造成晶界脆化，易產(chǎn)生微裂紋。

2.2 開(kāi)裂泄漏的部位及結(jié)構(gòu)特點(diǎn)

2.2.1 閥桿漏氣通孔位置的結(jié)構(gòu)特征

與其它位置相比，主汽閥閥桿漏汽通孔位置的壁厚較薄、強(qiáng)度較低，長(zhǎng)期受到閥門(mén)開(kāi)關(guān)及蒸汽沖擊作用，在缺陷區(qū)域的內(nèi)表面承受了較大拉應(yīng)力，是裂紋產(chǎn)生的主要外在因素。

2.2.2 大厚壁結(jié)構(gòu)特征

主汽閥底面是厚度為100mm的鑄鋼件，如此厚度的大厚壁結(jié)構(gòu)在運(yùn)行過(guò)程中，尤其是在頻繁的啟動(dòng)和停機(jī)工況下，會(huì)產(chǎn)生較大的內(nèi)外壁溫差，從而引起一定的熱應(yīng)力。在啟停過(guò)程中的熱應(yīng)力與結(jié)構(gòu)應(yīng)力疊加，會(huì)對(duì)主汽閥產(chǎn)生疲勞損傷，從而引起裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展，也是誘發(fā)閥體貫穿缺陷的因素之一。

2.3 裂紋特點(diǎn)分析

裂紋金相照片如圖2所示，根據(jù)照片分析如下：

（1）裂紋面有明顯的疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)的條帶形貌。

（2）裂紋擴(kuò)展區(qū)的形貌是大量穿晶韌窩和少量沿晶韌窩，屬于以韌斷為主、脆斷為輔的斷裂機(jī)制。

（3）裂紋面長(zhǎng)出較厚的氧化膜，并且為縱向生長(zhǎng)，當(dāng)氧化膜相互接觸時(shí)在裂紋尖端形成三向應(yīng)力，會(huì)加速裂紋的擴(kuò)展。

圖2 裂紋金相照片

（4）除了貫穿性主裂紋以外，主汽閥母材其他位置也存在大量微裂紋缺陷，在長(zhǎng)時(shí)間的高溫高壓以及機(jī)組頻繁啟停的運(yùn)行條件下，裂紋萌生并經(jīng)過(guò)較小的亞穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)后，將很快進(jìn)入大面積的失穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)，從而形成貫穿性開(kāi)裂，給主汽閥的安全運(yùn)行帶來(lái)威脅。

2.4 主汽閥裂紋原因分析

綜上分析，由于P和S的超標(biāo)，造成材料脆化。材料晶粒粗大且組織不均勻，降低了材料的韌性，易引起第二類回火脆化。而碳化物、氧化物在晶界的偏析進(jìn)一步脆化了晶界。材料在第二類回火脆性區(qū)（400～650℃）服役時(shí)，碳化物、氧化物、磷化物等脆性相及部分合金元素（Cr，Mn，Ni）及雜質(zhì)元素（Sb，Sn，P，S）使晶界嚴(yán)重脆化，從而在此晶界和不均勻的粗大晶粒之間形成微裂紋，在交變載荷作用下演變成疲勞裂紋源。在裂紋擴(kuò)展階段，材料局部區(qū)域的C元素以及碳化物形成元素的偏聚、沉積形成碳化物，造成材料強(qiáng)度/硬度升高、脆性增大。再加上主汽閥的頻繁開(kāi)關(guān)，促使了疲勞裂紋的亞穩(wěn)擴(kuò)展，裂紋面表面氧化膜縱向生長(zhǎng)對(duì)裂紋面的擠壓加速了裂紋擴(kuò)展，最終導(dǎo)致裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展。

3 焊接修復(fù)

3.1 焊接修復(fù)的可行性

3.1.1 焊接冷裂紋傾向

B50A224B（ZG15Cr1Mo1V）材料焊接性可用碳當(dāng)量法間接判斷，按國(guó)際焊接學(xué)會(huì)（IIW）提出的計(jì)算公式 Ceq=C＋Mn/6+（Ni+Cu）/15+（Cr+Mo+V）/5，得出 ZG15Cr1Mo1V的碳當(dāng)量 Ceq為近1.0%，是焊接性較好的鋼材碳當(dāng)量（≤0.45%）的2倍多。而且，這種鋼具有較大的淬硬傾向，若焊后冷卻速度稍快，就極易產(chǎn)生冷裂紋。特別是工件厚度超過(guò)50mm時(shí)，焊接區(qū)將出現(xiàn)三相應(yīng)力狀態(tài)，加之焊縫中氫對(duì)裂紋的影響，焊接冷裂紋傾向較大。但焊前預(yù)熱、焊接過(guò)程的錘擊消應(yīng)力處理及適當(dāng)?shù)暮负笙麘?yīng)力處理可以降低產(chǎn)生焊接冷裂紋的風(fēng)險(xiǎn)。

3.1.2 再熱裂紋傾向

B50A224B（ZG15Cr1Mo1V）鋼有一定的再熱裂紋傾向，影響再熱裂紋產(chǎn)生的主要因素有結(jié)構(gòu)及焊接殘余應(yīng)力、應(yīng)力集中、存在缺口、材料中的V元素對(duì)產(chǎn)生再熱裂紋敏感等。使用低氫、塑性好的焊接材料，通過(guò)焊前預(yù)熱、層間溫度控制，采用較低的焊接線能量進(jìn)行焊接和減小焊接過(guò)熱區(qū)的寬度等手段，可細(xì)化晶粒，并有效控制再熱裂紋的產(chǎn)生。

3.2 焊接修復(fù)預(yù)案

由于主汽閥現(xiàn)場(chǎng)發(fā)現(xiàn)裂紋較深，已在閥桿漏氣通孔位置形成貫穿裂紋，且長(zhǎng)達(dá)約200mm，現(xiàn)場(chǎng)維修打磨、焊接均無(wú)法觸及，因此先將主汽閥割管后再將閥體運(yùn)到設(shè)備制造廠進(jìn)行維修。由于主汽閥結(jié)構(gòu)尺寸大、拘束應(yīng)力大等原因，修復(fù)過(guò)程中可能會(huì)在焊接接頭處產(chǎn)生冷裂紋和再熱裂紋，因此焊接及焊后熱處理時(shí)不僅要防止冷裂紋，更要采取針對(duì)性強(qiáng)的措施防止再熱裂紋產(chǎn)生。因此，焊接采用超低氫型高韌性R317L焊條，盡可能降低焊縫金屬擴(kuò)散氫含量，使焊縫金屬在滿足強(qiáng)度要求的條件下，塑性和韌性得到提高。同時(shí)，焊接過(guò)程中采用錘擊方式進(jìn)行消應(yīng)力處理。為防止高溫回火熱處理變形及焊后再熱裂紋，采用局部熱處理方式。

3.3 焊接修復(fù)

根據(jù)焊接修復(fù)預(yù)案，焊接工藝采用“TIG打底焊+SMAW焊”的方法，采用的焊材為：Φ2.5mm的TIG-R31焊絲、Φ2.5mm的R317焊條和Φ3.2mm的R317L超低氫高韌性焊條。

在焊接過(guò)程中采用錘擊法消除焊接應(yīng)力，焊后采用電加熱方式以485℃作中溫回火熱處理。

在熱處理完成后，對(duì)補(bǔ)焊區(qū)域進(jìn)行了100%外觀檢查、100%PT探傷、硬度抽查、典型補(bǔ)焊區(qū)域的殘余應(yīng)力測(cè)試和復(fù)膜金相檢驗(yàn)。

4 安全性評(píng)估

根據(jù)焊后檢測(cè)和缺陷原因的分析，從材料和結(jié)構(gòu)的角度對(duì)汽輪機(jī)1號(hào)、2號(hào)主汽閥進(jìn)行安全性評(píng)估分析。

（1）焊后對(duì)補(bǔ)焊區(qū)域及其周圍母材進(jìn)行的外觀檢查、液體滲透檢測(cè)結(jié)果表明：補(bǔ)焊焊縫表面未檢測(cè)出缺陷，補(bǔ)焊焊縫質(zhì)量可以滿足主汽閥運(yùn)行安全性要求。但由于材料本身缺陷，在補(bǔ)焊區(qū)域外的其他母材中仍存在無(wú)損探傷無(wú)法檢測(cè)出的缺陷，將嚴(yán)重影響主汽閥后期運(yùn)行的安全性。

（2）1號(hào)、2號(hào)主汽閥閥桿漏氣缺陷區(qū)域經(jīng)補(bǔ)焊、機(jī)加工后，補(bǔ)焊區(qū)域厚度值和主汽閥原始厚度一致，并且焊縫強(qiáng)度高于母材強(qiáng)度，目前主汽閥閥體安全性滿足標(biāo)準(zhǔn)設(shè)計(jì)要求。

但是由于原始設(shè)計(jì)結(jié)構(gòu)問(wèn)題，主汽閥閥桿漏氣通孔位置與其他區(qū)域存在尺寸差異，其厚度小于其他區(qū)域材料厚度，考慮到實(shí)際運(yùn)行過(guò)程中壓力和溫度均存在一定程度的波動(dòng)，主汽閥開(kāi)關(guān)頻繁，因此主汽閥補(bǔ)焊后仍然存在一定風(fēng)險(xiǎn)。

（3）補(bǔ)焊后對(duì)主汽閥補(bǔ)焊區(qū)和母材的硬度檢測(cè)表明：焊縫區(qū)硬度值在260～310范圍內(nèi)，1號(hào)主汽閥補(bǔ)焊區(qū)滿足DL/T 869-2012《火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程》中的規(guī)定。2號(hào)主汽閥補(bǔ)焊區(qū)硬度偏高，這是為了避免主汽閥變形，采用了補(bǔ)焊區(qū)局部485℃×8 h中溫回火的熱處理工藝。通過(guò)檢測(cè)還發(fā)現(xiàn)2號(hào)主汽閥組母材部分區(qū)域硬度偏低，僅為150左右，主要原因是晶粒粗大導(dǎo)致材料強(qiáng)度有所降低，不滿足標(biāo)準(zhǔn)要求的B50A224B材料硬度170～217的規(guī)定，會(huì)對(duì)運(yùn)行安全產(chǎn)生不利影響。

（4）對(duì)補(bǔ)焊后主汽閥補(bǔ)焊區(qū)和母材的金相檢測(cè)結(jié)果表明：經(jīng)過(guò)熱處理后的補(bǔ)焊焊縫區(qū)金相組織為“回火貝氏體+少量鐵素體”，說(shuō)明熱處理工藝較為合理，未出現(xiàn)異常組織。

但是主汽閥組母材組織粗大導(dǎo)致材料強(qiáng)度有所降低，并且存在一定的顆粒狀碳化物析出，對(duì)主汽門(mén)后續(xù)的持續(xù)服役造成較大的安全隱患。

（5）對(duì)焊縫區(qū)進(jìn)行的殘余應(yīng)力測(cè)試結(jié)果表明：經(jīng)過(guò)熱處理后的補(bǔ)焊焊縫最大殘余應(yīng)力為167.6 MPa，出現(xiàn)在靠近焊縫的母材區(qū)域，而焊縫區(qū)殘余應(yīng)力最大主應(yīng)力為125.3 MPa。整體上來(lái)看，經(jīng)過(guò)熱處理后的焊縫區(qū)殘余應(yīng)力值遠(yuǎn)低于母材343 MPa的屈服強(qiáng)度。象這樣較低的殘余應(yīng)力值，一方面可以避免與運(yùn)行過(guò)程中的附加應(yīng)力疊加，從而避免進(jìn)一步加劇補(bǔ)焊區(qū)的應(yīng)力狀態(tài)；另一方面可以降低出現(xiàn)疲勞失效的概率，從一定程度上可以保障主汽閥的安全運(yùn)行。

5 運(yùn)行安全性的建議

為保障機(jī)組安全運(yùn)行，為金屬監(jiān)督及檢修提供技術(shù)支持，建議如下：

（1）盡快擇機(jī)對(duì)主汽閥組進(jìn)行整體更換，以徹底消除安全隱患。

（2）進(jìn)行閥體的結(jié)構(gòu)材料優(yōu)化設(shè)計(jì)，主要包括對(duì)該鑄造閥門(mén)本次疲勞裂紋部位的閥體材料、加工方式的變更優(yōu)化和閥桿漏氣通孔及疏水孔位置的優(yōu)化設(shè)計(jì)。

（3）在整體更換前的運(yùn)行過(guò)程中，應(yīng)加強(qiáng)對(duì)主汽閥組運(yùn)行狀態(tài)的監(jiān)控，建議在運(yùn)行現(xiàn)場(chǎng)加裝聲音和視頻監(jiān)視探測(cè)裝置，對(duì)閥組服役狀態(tài)進(jìn)行全程監(jiān)控。

[1]DL/T 438-2009火力發(fā)電廠金屬技術(shù)監(jiān)督規(guī)程[S].北京：中國(guó)電力出版社，2009.

[2]DL/T 884-2004火力發(fā)電廠金相檢驗(yàn)與評(píng)定技術(shù)導(dǎo)則[S].北京：中國(guó)電力出版社，2004.

[3]JB/T 5263-2005電站閥門(mén)鑄鋼件技術(shù)條件[S].北京：新華出版社，2005.