对右侧主汽阀进行解体检查，发现该阀阀杆与

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1、1阀杆断裂怙:况某超临界600MW机组于2010年10月12口7时并入系统运行，8时发现调节阀全开后，机组仅能带370MW负荷。进一步检查后发现，左、右侧主汽阀休温差大，右侧主汽阀处无明显节流声，判断其阀芯没有开丿2010年10月180,对右侧主汽阀进行解体检查，发现该阀阀杆与阀杆套筒连接丝扣断裂。主汽阀材质为GH901铁基高温合金，该合金在650°C以下具有较同的屈服强度和持久强度，760C以下抗氧化性良好，长期使用组织稳定，是一种较成熟的合金，广泛用于制造在650°C以下工作的航空及地面燃气涡轮发动机的转动盘形件、静结构件、涡轮外环及紧固件等零部件，同时也用J:超临界

2、发电机组的主汽阀阀杆。沿主汽阀阀杆轴向切割规格为12.5mmx5mmxl60mm的拉伸试样和规格为5mmxl0mmx50mm的V型缺口冲击试样，拉伸试验在UTM5105型万能材料试验机上进行，拉仲速率为2mm/min；冲击试验设备为JBN-300o2宏观检测主汽阀阀杆上部断口形貌如图1所示。主汽阀阀杆在其上部丝扣的退刀槽处发生断裂，断口无明显的須性变形，是典型的脆性断裂，且断血无疲劳特征，因此口J以排除疲劳断裂的可能。("断口位置(b〉上詔断口«c）下部断口图1主汽阀阀杆断口形貌3成分分析GH901合金中的Fe是棊体元素，Ni是奥氏体稳定化元索，Cr是抗氧化腐蚀元素，B为

3、微量晶间强化元素，钛、铝等为时效强化元素，其屮AI还可抑制合金屮主要强化y"相向脆性n-Ni3Ti相转化。主汽阀阀杆的合金成分见表1,各化学元素含杲符合《中国航空材料手册》（以下简称“手册”）要求。表1主汽阀阀杆元素含量at%元素CCrNiMoTiAlFe手册0.02—0.0611.00-14.0040.00〜45.005.00〜6・502・80〜3・10<0.30Bal.试样0.00313.2042.415.723.040.17Bal.元素BSPCuSiMn手册0.010〜0.020<0.008<0.020<0.200<0.400<0.500试样0.0140.0050.

4、0170.1090.2100.4044显微组织在主汽阀阀杆断口位置附近取样进行金相试验，其纽织为奥氏体，但内含异制的混晶组织，不符合DL/T439-2006《火力发电厂高温紧固件技术导则》中关于奥氏体纽织的要求(图2)。图2主汽阀阀杆金相组织通过扫描电镜背散射像进一步观察主汽阀阀杆的显微组织，发现其基体中分布有大量的黑色和白色的颗粒，尺寸在10pm量级，H形状不规则(图3(a))0EDS图谱表明这些颗粒是富A1、富Si、富Ti和富Mo的强化相，其中富A1颗粒尺寸较大，如图3(b)中“1”所示。富Si颗粒外形较细长，如图3(b)中七”所示。富Ti颗粒外形接近圆形，且尺寸较小

5、，如图3(c)中“3”所示。富Mo颗粒是白色的，外形多为圆形，如图3(c)中“4”所示。各强化相的合金成分见表2。衣2高温阀杆各析出和成分at%析出相AlSiMoTiCrFeNi富A167.821.275.4712.9012.54富Si31.791.472.7710.5226.2627.19ffiTi4・8631.6010.5924.1328.82富Mo38・2410.9621.3318.0211.45■(b)5OO<(a)100X(c)2OOOX图3主汽阀阀杆廿散射相及标记为1〜4的颗粒能谱依据《手册》标准热处理状态下GH901组织为奥氏体基体上析出球状的丫‘相以及少量

6、的MC和M3B2等相。丫湘弥散分布于晶内，直径约为14〜20mm,约占合金重暈的10%〜12%,其化学组成近似为(NiO.95FeO.O3CrO.O2)3(Ti0.85A10.15)。MC和M3B2相的总量约占合金重量的0.27%〜0.35%。通过比较发现，GH901主汽阀阀杆中的各强化相颗粒与标准热处理状态下的强化相不符，说明断裂的高温阀杆热处理工艺不到位，微观组织异常。5力学性能主汽阀阀杆横截血的布氏硬度值为360HB,满足《手册》对GH901合金硬度的要求(302〜388HB)o主汽阀阀杆的室温拉伸数据见表3。山表3可见，主汽阀阀杆的抗拉强度符合《手册》要求，但表征

7、材料塑性的延伸率和断血收缩率均低于《手册》要求，这说明主汽阀阀杆母材的塑性较差。表3主汽阀阀杆室温拉仲力学性能编号截面尺寸/rnmXmm抗拉强度/MPa断裂总伸长率A/%断血收缩率Z/%112.52X5.111204断在标距外9.5212.50X5.03124016.814312.50X5.0412411&415.5手册标准196220225主汽阀阀杆试样的平均冲击功为41.5J,冲击韧性为518kJ/m2,低于《手册》要求的600〜700kJ/m2,说明主汽阀阀杆母材的冲击籾性较差。图4(a)是冲击试样断口的形貌，宏观断口比