鞏秀芳 ， 王天劍 ， 劉昌奎 ， 王芬玲 ， 裴玉冰

（1. 東方汽輪機有限公司 材料研究中心，四川 德陽 618000；2. 長壽命高溫材料國家重點實驗室，四川 德陽 618000；3. 中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095）

0 引言

凝汽器是發(fā)電站中最重要的輔助設備之一，其工作性能對發(fā)電機組的運行安全與經(jīng)濟性有著很大的影響[1-2]。目前，發(fā)電站使用的主要是表面式凝汽器，通過在冷凝管的內(nèi)側通冷卻水，使得汽輪機中排入凝汽器的蒸汽獲得冷卻，并在排汽口處建立并維護要求的真空[3-4]。一旦凝汽器冷凝管發(fā)生泄漏，將會導致凝結水含鹽量升高，引起汽輪機結垢等問題，從而造成大量的零部件腐蝕[5-6]，嚴重危害機組的運行安全。由于鈦對海水具有極好的耐蝕性，同時鈦焊管具有制造相對簡便、厚度均勻、傳熱效果較好、使用壽命長等優(yōu)點，國內(nèi)大功率的沿海電站基本上都采用薄壁鈦焊管作為凝汽器換熱管。

鈦雖然具有良好的力學性能和耐腐蝕能力，但在復雜的運行工況以及介質(zhì)作用下，多種因素的復合作用仍會導致鈦管發(fā)生氫脆、腐蝕、磨損等失效問題[7-12]，其中尤其以異物沖刷磨損和氫脆較多。為了減少鈦管的失效，主要通過加強冷凝水的質(zhì)量、控制冷卻水流速、對冷凝管實施陰極保護等措施來進行防護。國內(nèi)目前關于鈦管在凝汽器中異常振動導致的斷裂失效問題發(fā)生很少，但隨著我國發(fā)電機組的功率越來越大，運行工況也越來越復雜，鈦冷凝管受到的應力也越來越復雜，鈦管異常振動問題將不可避免地發(fā)生，因此，需要對這類問題開展研究以防止突發(fā)的失效導致機組受損。

電站汽輪機在空載試驗后重新并網(wǎng)升功率的過程中，二次測水的Na含量上升，經(jīng)查漏發(fā)現(xiàn)凝汽器中一根壁厚為0.5 mm的鈦管發(fā)生斷裂，導致冷卻水泄漏。本次斷裂事故在該電站汽輪機試驗中尚屬首例。通過對凝汽器鈦管進行宏觀檢查、斷口分析、材質(zhì)檢查等，對鈦管的斷裂原因進行分析，并提出改善措施，以預防事故的再次發(fā)生。

1 試驗過程與結果

1.1 宏觀檢查

電站凝汽器冷凝部分由14 000多根長度為16.5 m的鈦管及其固定管板組成。冷凝管為有縫焊接鈦管，材料牌號為ASTM B338 Gr.2，管外徑為25 mm，分壁厚為0.7 mm的沖刷側鈦管和壁厚為0.5 mm的非沖刷側鈦管兩種。發(fā)生斷裂的鈦管壁厚為0.5 mm，位于沖刷側鈦管的下方第1排。鈦管的斷裂位置位于第10、11塊支撐板之間（以進水端開始計算），斷口距進水端管板表面約7.52 m。在對鈦管進行宏觀檢查時發(fā)現(xiàn)，在第7～12塊支撐板之間，每2塊之間的鈦管表面均存在肉眼可見的磨痕，并且磨損程度向兩端逐漸減輕。斷裂鈦管的示意圖見圖1。仔細觀察斷口附近磨痕的宏觀形貌，能夠看到磨痕都是垂直于鈦管長度方向（圖2）。為便于分析，將斷口兩側的鈦管切割取下，將斷口兩側分成a、b試樣加以標識（圖3）。

圖 1 斷裂鈦管的位置和磨損情況示意圖Fig.1 Fracture location and abrasion status of titanium tube

圖 2 磨痕形貌Fig.2 Abrasion morphology

圖 3 切割取下的斷裂鈦管宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of fractured titanium tube

1.2 理化檢驗

在斷裂鈦管上取樣，按照ASTM B338 Gr.2的要求對其進行理化檢驗，化學成分符合技術要求，金相組織為正常的等軸α組織。為全面比對斷裂鈦管的力學性能，從斷裂鈦管兩側另外拔2只0.5 mm鈦管（未斷裂管-1、未斷裂管-2）取樣進行拉伸性能試驗。3只鈦管的拉伸性能試驗結果見表1。由結果可知，斷裂鈦管試驗結果雖然滿足規(guī)范要求，但其強度明顯低于另外取樣的2只未斷裂鈦管。

表 1 鈦管的室溫拉伸試驗結果Table 1 Tensile test results of titanium tubes at room temperature

1.3 斷口分析

由于a、b試樣斷面磨損較為嚴重，采用掃描電鏡放大觀察，僅在斷面局部區(qū)域可見原始斷裂特征，裂紋起源位置已無法通過斷口上的宏觀特征進行判斷。在b試樣焊縫右側的局部可見典型的疲勞條帶，條帶細密，方向一致，與管壁呈一定角度。在b試樣的變形區(qū)域，局部可見韌窩斷裂特征，為最終斷裂區(qū)（圖4）。a試樣斷面特征與b試樣形貌特征類似，但在靠近焊縫的左側（對應于b試樣斷面右側），可見明顯的由鈦管外表面向內(nèi)表面延伸的裂紋擴展棱線（圖5）。

2 分析與討論

圖 4 b斷口試樣局部區(qū)域SEM形貌Fig.4 SEM morphology of b# fracture surface

圖 5 a斷口試樣焊縫左側局部可見區(qū)域微觀形貌Fig.5 SEM morphology of a# fracture surface at the left side of weld

通過對斷裂鈦管a、b試樣的微觀觀察發(fā)現(xiàn)，斷口上存在明顯的細密的疲勞條帶，可以確定鈦管開裂性質(zhì)為高周疲勞。由于a、b試樣斷口表面磨損嚴重，僅局部區(qū)域可見原始斷裂特征，已無法直接判斷裂紋起源位置。但是，在a試樣斷面上靠近焊縫的左側，即對應于b試樣斷面右側，可見明顯的由鈦管外表面向內(nèi)表面延伸的裂紋擴展棱線；另外，在遠離焊縫的位置，可見疲勞條帶總體上呈由管外表面向內(nèi)表面擴展的方向。根據(jù)上述兩點判斷，疲勞裂紋起源于鈦管外表面，裂紋起源位置應是在焊縫處。鈦管斷口上發(fā)現(xiàn)的韌窩位于焊縫相對的變形區(qū)域，說明該區(qū)域為拔管所致最后過載斷裂區(qū)域。

根據(jù)以上分析可以認為，鈦管裂紋首先在鈦管焊縫處的外表面萌生，并向兩側和鈦管內(nèi)表面擴展。鈦管斷口表面發(fā)現(xiàn)的疲勞條帶十分細密，說明鈦管在裂紋萌生后，其裂紋擴展是在非大應力的振動應力下所致。

在機組運行過程中，完成了做功的濕蒸汽會以很高的速度來沖刷凝汽器鈦管，兩個支撐板之間的鈦管會以支撐板為支點發(fā)生不同程度的振動，而支撐板之間的距離相對較大，則對鈦管振動的約束力較小，也會導致鈦管在高速濕蒸汽的沖刷時振幅偏大。

從宏觀檢查可知：一方面，在鈦管上存在相鄰鈦管之間相互碰磨導致的規(guī)律性磨痕，焊縫和磨痕的位置基本垂直，而磨痕方向垂直于管軸向，說明鈦管存在與磨痕方向一致的振動；另一方面，在這個方向的振動，正好導致焊縫及與焊縫對應部位受到周期性的彎曲振動應力，并且鈦管的外表面受到最大的拉應力。鈦管焊縫強度雖然與基體相差不大，但由于焊接導致組織不均勻，其塑性一般會下降，并且焊縫處存在幾何不連續(xù)性導致應力集中，疲勞性能相對基體較差，因此，裂紋首先在焊縫處萌生。另外，從斷裂鈦管取樣的拉伸性能分析，其強度雖然滿足技術要求，但明顯低于附近2只比對的0.5 mm鈦管的強度，因此，該凝汽器鈦管首先發(fā)生了斷裂。

3 改進措施

由于凝汽器的設計已經(jīng)定型，通過降低支撐板之間的間距來減輕鈦管的振動已經(jīng)無法實現(xiàn)，因此，為防止高速沖刷汽流造成該位置附近的0.5 mm鈦管過大的振幅，采用了在凝汽器冷凝管上方安裝汽流防沖板的方式來預先降低高速沖刷汽流對鈦管的沖擊速度，從而達到了減輕鈦管振動的目的，使后續(xù)鈦管再未發(fā)生類似斷裂失效問題。

4 結論

1）鈦管斷裂性質(zhì)為高周疲勞斷裂，裂紋起源于鈦管焊縫外表面處。

2）疲勞裂紋的產(chǎn)生主要與鈦管振幅過大并由此產(chǎn)生較大的彎曲應力有關。

3）在凝汽器冷凝管上方增加防沖板，能夠防止類似事故再次發(fā)生。