高壓主汽閥雙頭螺柱是沒有頭部、兩端均帶外螺紋的一類緊固件，一端旋入主汽閥閥體，另一端穿過閥蓋后用螺母鎖緊，使主汽閥和閥蓋實(shí)現(xiàn)緊密連接，從而保證主汽閥的氣密性。高壓主汽閥雙頭螺柱工作時(shí)處在高溫、高應(yīng)力等工況較為復(fù)雜的環(huán)境，在汽輪機(jī)的能量傳導(dǎo)中起到重要作用，與機(jī)組的穩(wěn)定運(yùn)行和生產(chǎn)安全密切相關(guān)，因此，分析螺柱的斷裂原因，并制定適當(dāng)?shù)恼暮皖A(yù)防措施是十分必要的。該斷裂螺柱規(guī)格(直徑×螺距×長度)為72mm×3mm×410mm，材料為20Cr1Mo1VTiB鋼，服役溫度為540℃，服役時(shí)長約為15a，機(jī)組運(yùn)行期間未發(fā)現(xiàn)超溫現(xiàn)象。根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)可知，緊固件失效的主要類型有脆性斷裂、疲勞失效、過載失效等，導(dǎo)致斷裂的原因有材料熱加工或熱處理工藝控制不當(dāng)、材料冶金工藝不當(dāng)，以及設(shè)備運(yùn)行等方面的問題。廣西桂能科技發(fā)展有限公司的石順梅對斷裂螺柱A1、同一主汽閥上的螺柱A2和另一側(cè)(B側(cè))主汽閥上的螺柱B1進(jìn)行了一系列理化檢驗(yàn)，確定了螺柱斷裂的主要原因，并提出了相關(guān)建議，以避免該類問題再次發(fā)生。

1.1 宏觀觀察

      斷裂螺柱A1的宏觀形貌如圖1所示，可知斷裂位置為螺紋和光桿連接的變截面處，以及螺柱與閥體配合部分的第一螺紋處。

 螺柱A1斷口的宏觀形貌如圖2所示，可見斷口基本垂直于螺柱軸線，即螺柱的拉伸方向，斷口較平整，沒有明顯的塑性變形，斷面有粗糙的顆粒，呈脆性斷裂特征；斷裂由螺柱外表面的粗大結(jié)晶顆粒處起源，在拆卸、擰轉(zhuǎn)過程中裂紋快速擴(kuò)展，導(dǎo)致螺柱發(fā)生斷裂。螺柱A2和B1的宏觀形貌未見裂紋、破損等異常。

1.2 化學(xué)成分分析

      采用直讀光譜儀對螺柱A1、A2和 B1進(jìn)行化學(xué)成分分析，根據(jù)結(jié)果可見螺柱A1，A2和B1各元素含量均符合GB/T 439—2018《火力發(fā)電廠高溫緊固件技術(shù)導(dǎo)則》的要求。

1.3 掃描電鏡分析

     在螺柱A1的斷口起源位置處取樣進(jìn)行掃描電鏡(SEM)分析，結(jié)果如圖3可知。由圖3可知：斷口呈沿晶、解理和腐蝕的脆性斷裂特征，部分晶界面上發(fā)現(xiàn)氧化斑點(diǎn)、腐蝕坑，晶界處有大量碳化物顆粒聚集，部分碳化物顆粒粗大。

1.4 金相檢驗(yàn)

     在螺柱A1斷口裂紋源附近的縱截面和橫截面處分別取樣，在螺柱A2和B1的橫截面處取樣，對試樣進(jìn)行金相檢驗(yàn)，結(jié)果如圖4所示。由圖4可知：螺柱 A1的顯微組織為貝氏體，有明顯的黑色網(wǎng)狀?yuàn)W氏體晶界，晶粒粗大，晶粒度等級為1.5級，斷口邊緣裂紋沿晶擴(kuò)展，未發(fā)現(xiàn)明顯的夾雜物或套晶結(jié)構(gòu)；螺柱A2的顯微組織為貝氏體，有明顯的黑色網(wǎng)狀?yuàn)W氏體晶界，晶粒粗大，晶粒度等級為2級，未發(fā)現(xiàn)明顯的夾雜物或套晶結(jié)構(gòu)；螺柱B1的顯微組織為貝氏體，有輕微斷續(xù)的網(wǎng)狀?yuàn)W氏體晶界，晶粒度等級為5級，未發(fā)現(xiàn)明顯的夾雜物或套晶結(jié)構(gòu)。

1.5 力學(xué)性能測試

     分別在螺柱A1、A2和B1橫截面的1/2半徑處進(jìn)行布氏硬度測試，結(jié)果如表1所示，可見螺柱A1，A2和B1的硬度均符合GB/T 439—2018的要求(255~302HBW)，其中螺柱A1的硬度接近GB/T 439—2018要求的上限。

分別在螺柱A2和B1橫截面的1/4半徑處，沿軸向切取2個(gè)10mm(直徑)的圓形拉伸試樣。螺柱A1因斷裂后長度不滿足試驗(yàn)機(jī)的拉伸要求，無法進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。拉伸試驗(yàn)在室溫(21℃)下進(jìn)行，結(jié)果如表2所示，可見螺柱A2的斷后伸長率和斷面收縮率均接近GB/T 439—2018要求的下限。

   分別在螺柱A1、A2和B1橫截面的1/4半徑處沿軸向切取試樣，并加工成3個(gè)U型缺口沖擊試樣，試樣尺寸為10mm×10mm×55mm(長×寬×高)，試樣的缺口深度為2mm，沖擊試驗(yàn)在室溫下進(jìn)行，沖擊試驗(yàn)結(jié)果如表3所示，沖擊試樣斷口的宏觀形貌如圖5所示。由表3和圖5可知：螺柱A1和A2的沖擊吸收能量均低于GB/T 439—2018的要求(≥39J)，螺柱A2的剪切斷面率為0；螺柱B1的沖擊吸收能量符合GB/T 439—2018的要求，剪切斷面率為100%。

   由上述理化檢驗(yàn)結(jié)果可知：斷裂螺柱的化學(xué)成分符合標(biāo)準(zhǔn)要求，說明螺柱的斷裂與材料無關(guān)；斷裂螺柱A1的裂紋從外表面沿黑色網(wǎng)狀?yuàn)W氏體晶界向內(nèi)擴(kuò)展，其顯微組織與螺柱A2的顯微組織相似，存在異常的黑色網(wǎng)狀?yuàn)W氏體晶界,且晶粒粗大；螺柱A1和 A2的硬度接近標(biāo)準(zhǔn)的上限,斷后伸長率、斷面收縮率接近標(biāo)準(zhǔn)的下限，沖擊吸收能量遠(yuǎn)低于標(biāo)準(zhǔn)要求，沖擊試樣斷口的晶粒粗大，呈脆性斷裂特征，原因是材料的晶粒粗大，顯微組織中的黑色網(wǎng)狀?yuàn)W氏體晶界導(dǎo)致材料變脆。螺柱B1的顯微組織與螺柱A1和A2的顯微組織明顯不同，其晶粒較細(xì)，螺柱B1的硬度、室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果和室溫沖擊試驗(yàn)結(jié)果均符合標(biāo)準(zhǔn)要求，沖擊試樣斷口的晶粒較細(xì)，邊緣有明顯剪切唇,塑性較好。

     依據(jù)DL/T 715—2015 《火力發(fā)電金屬材料選用導(dǎo)則》可知，螺柱A1的材料為20Cr1Mo1VTiB鋼，該鋼的力學(xué)性能較均勻，持久強(qiáng)度高、持久塑性高、淬透性好、抗松弛性能好，且缺口敏感性低、熱脆傾向小，用作螺柱時(shí)推薦的最高使用溫度為570℃。該鋼經(jīng)常出現(xiàn)晶粒粗大現(xiàn)象，導(dǎo)致其力學(xué)性能變差，當(dāng)硬度大于260HB時(shí)，該鋼的晶粒越粗大，沖擊吸收能量越低。

     根據(jù)有關(guān)資料顯示，對于主要受軸向載荷并承受拉應(yīng)力的螺栓，常見的破壞位置有：①與螺母配合部分的第一螺牙根部，該處受力占總載荷的31%，失效概率約為65%；②螺紋與光桿部分的過渡區(qū)，失效概率約為20%；③螺栓頭與螺桿的過渡處，失效概率約為15%。螺柱在使用中受力狀態(tài)復(fù)雜，主要受到拉伸、扭轉(zhuǎn)以及復(fù)合應(yīng)力的作用，同一截面中，外表面受力最大，因此外表面的薄弱部位極易萌生微裂紋，當(dāng)裂紋萌生后，材料受到的應(yīng)力和材料的塑性儲備量對裂紋的擴(kuò)展起決定性作用，該斷裂螺柱A1的脆性大、韌性較低，非常有利于裂紋的擴(kuò)展。在檢修期間，為將螺柱拆卸下來，會(huì)施加適當(dāng)?shù)牧夭⑦M(jìn)行敲振，來回活動(dòng)螺柱或螺母，使其松動(dòng)，因此螺柱必將受到額外的附加應(yīng)力，增大了危險(xiǎn)截面的過載風(fēng)險(xiǎn)。

     綜上所述，斷裂螺柱在制造過程中因熱處理工藝不當(dāng)，存在晶粒粗大問題，影響了力學(xué)性能，即沖擊吸收能量低；在長期高溫服役過程中，碳化物沿原奧氏體晶界析出并聚合長大，形成脆性相，增大了材料的缺口敏感性和脆化傾向；運(yùn)行過程中在拉伸應(yīng)力及其他應(yīng)力的綜合作用下，危險(xiǎn)截面的外表面最薄弱處萌生了微裂紋，并緩慢沿原奧氏體晶界擴(kuò)展，檢修期間受拆卸沖擊力的影響，裂紋快速擴(kuò)展，最終導(dǎo)致螺柱發(fā)生斷裂。