某火電廠2號機組檢修期間，在拆卸過程中發現A側高壓主汽閥雙頭螺柱發生斷裂。該機組汽輪機為亞臨界、中間再熱、雙缸雙排汽、單軸凝汽式汽輪機，額定功率為300MW，最大功率為333.904MW。
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，使主汽閥和閥蓋實現緊密連接，從而保證主汽閥的氣密性。高壓主汽閥雙頭螺柱工作時處在高溫、高應力等工況較為復雜的環境，在汽輪機的能量傳導中起到重要作用，與機組的穩定運行和生產安全密切相關，因此，分析螺柱的斷裂原因，并制定適當的整改和預防措施是十分必要的。該斷裂螺柱規格(直徑×螺距×長度)為72mm×3mm×410mm，材料為20Cr1Mo1VTiB鋼，服役溫度為540℃，服役時長約為15a，機組運行期間未發現超溫現象。根據相關文獻可知，緊固件失效的主要類型有脆性斷裂、疲勞失效、過載失效等，導致斷裂的原因有材料熱加工或熱處理工藝控制不當、材料冶金工藝不當，以及設備運行等方面的問題。廣西桂能科技發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(B側)主汽閥上的螺柱B1進行了一系列理化檢驗，確定了螺柱斷裂的主要原因，并提出了相關建議，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晶顆粒處起源，在拆卸、擰轉過程中裂紋快速擴展，導致螺柱發生斷裂。螺柱A2和B1的宏觀形貌未見裂紋、破損等異常。
1.2 化學成分分析
采用直讀光譜儀對螺柱A1、A2和 B1進行化學成分分析，根據結果可見螺柱A1，A2和B1各元素含量均符合GB/T 439—2018《火力發電廠高溫緊固件技術導則》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行掃描電鏡(SEM)分析，結果如圖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，部分晶界面上發現氧化斑點、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
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，對試樣進行金相檢驗，結果如圖4所示。由圖4可知：螺柱 A1的顯微組織為貝氏體，有明顯的黑色網狀奧氏體晶界，晶粒粗大，晶粒度等級為1.5級，斷口邊緣裂紋沿晶擴展，未發現明顯的夾雜物或套晶結構；螺柱A2的顯微組織為貝氏體，有明顯的黑色網狀奧氏體晶界，晶粒粗大，晶粒度等級為2級，未發現明顯的夾雜物或套晶結構；螺柱B1的顯微組織為貝氏體，有輕微斷續的網狀奧氏體晶界，晶粒度等級為5級，未發現明顯的夾雜物或套晶結構。
1.5 力學性能測試
分別在螺柱A1、A2和B1橫截面的1/2半徑處進行布氏硬度測試，結果如表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。
表1 螺柱A1，A2和B1的硬度測試結果
分別在螺柱A2和B1橫截面的1/4半徑處，沿軸向切取2個10mm(直徑)的圓形拉伸試樣。螺柱A1因斷裂后長度不滿足試驗機的拉伸要求，無法進行拉伸試驗。拉伸試驗在室溫(21℃)下進行，結果如表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。
表2 螺柱A2和B1的室溫拉伸試驗結果
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，沖擊試驗在室溫下進行，沖擊試驗結果如表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%。
表3 螺柱A1、A2和B1的室溫沖擊吸收能量
2、綜合分析
由上述理化檢驗結果可知：斷裂螺柱的化學成分符合標準要求，說明螺柱的斷裂與材料無關；斷裂螺柱A1的裂紋從外表面沿黑色網狀奧氏體晶界向內擴展，其顯微組織與螺柱A2的顯微組織相似，存在異常的黑色網狀奧氏體晶界,且晶粒粗大；螺柱A1和 A2的硬度接近標準的上限,斷后伸長率、斷面收縮率接近標準的下限，沖擊吸收能量遠低于標準要求，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狀奧氏體晶界導致材料變脆。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，螺柱B1的硬度、室溫拉伸試驗結果和室溫沖擊試驗結果均符合標準要求，沖擊試樣斷口的晶粒較細，邊緣有明顯剪切唇,塑性較好。
依據DL/T 715—2015 《火力發電金屬材料選用導則》可知，螺柱A1的材料為20Cr1Mo1VTiB鋼，該鋼的力學性能較均勻，持久強度高、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，用作螺柱時推薦的最高使用溫度為570℃。該鋼經常出現晶粒粗大現象，導致其力學性能變差，當硬度大于260HB時，該鋼的晶粒越粗大，沖擊吸收能量越低。
根據有關資料顯示，對于主要受軸向載荷并承受拉應力的螺栓，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，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復雜，主要受到拉伸、扭轉以及復合應力的作用，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，當裂紋萌生后，材料受到的應力和材料的塑性儲備量對裂紋的擴展起決定性作用，該斷裂螺柱A1的脆性大、韌性較低，非常有利于裂紋的擴展。在檢修期間，為將螺柱拆卸下來，會施加適當的力矩并進行敲振，來回活動螺柱或螺母，使其松動，因此螺柱必將受到額外的附加應力，增大了危險截面的過載風險。
綜上所述，斷裂螺柱在制造過程中因熱處理工藝不當，存在晶粒粗大問題，影響了力學性能，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；運行過程中在拉伸應力及其他應力的綜合作用下，危險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展，檢修期間受拆卸沖擊力的影響，裂紋快速擴展，最終導致螺柱發生斷裂。
3、 結論及建議
3.1 結論
該高壓主汽閥雙頭螺柱斷裂原因是，螺柱晶粒粗大、沖擊韌度低，服役時間較長，產生了黑色網狀奧氏體晶界異常組織，導致材料脆化，缺口敏感性和脆化傾向增大，在檢修期間受拆卸沖擊力的作用，螺柱發生了脆性斷裂。
3.2 建議
(1)對斷裂螺柱同材料、同規格或同期投產的其他螺栓進行擴大檢查，建議將該機組A側主汽閥的螺柱全部更換。
(2)高溫螺栓的入廠檢驗非常重要，特別是20Cr1Mo1VTiB鋼的組織、晶粒度和硬度應重點復核。
(3)機組檢修時應嚴格按照標準要求對高溫螺栓進行無損檢測、硬度測試和金相檢驗，螺栓累計運行時間達到8×104h時，應從螺栓組中選擇1根有代表性的螺栓進行解剖試驗，并根據解剖試驗結果進行相應處理。
