U形桿斷裂分析

核電站的安全性和可靠性是關系國家核電事業發展的關鍵因素。受福島核電事故影響，我國核電政策也由積極發展改為謹慎前行，對核電設備的安全可靠性提出了更高要求。然而，核電系統結構復雜，且隨著核電站運行壽命的延長，大量零部件在核電站運行壽期內出現提前失效，并呈逐年增長趨勢。核電部件的失效已嚴重影響到核電站的安全運行。

某核電2號機組常規島通風、排水和溢流系統（簡稱“TDS系統”）一閥桿與齒輪箱連接用U形連接桿出現斷裂，導致設備損壞。斷裂件現場照片如圖1所示。根據設備供應商提供的資料顯示，斷裂件牌號為ASME SA-29 4340，但未提供該產品最終熱處理狀態。為防止相同事件發生，并制定合理有效的預防措施，電廠隨即組織人員對斷裂件進行斷裂原因分析。

U形桿斷裂分析

（a）（b）

圖1 斷裂件宏觀照片

1.理化檢驗及結果

（1）宏觀檢查

對斷裂U形連接桿宏觀檢查，如圖2所示。U形連接件斷裂位置位于U形槽槽底與垂直槽底的槽邊過渡位置，斷面粗糙呈顆粒狀，無明顯的塑性變形，呈脆性斷裂。通過斷口的放射擴展線可以看出，放射線收斂于U形槽內側，表明斷裂起源于U形槽內側，向外側擴展并最終斷裂。

U形桿斷裂分析

（a）（b）（c）

圖 2 失效件外觀及斷口宏觀形貌

（2）化學成分分析表1為斷裂件取樣的化學成分分析結果。該斷裂件各化學元素含量與ASME SA-29規定的4340鋼元素含量差異較大，且S含量顯著高于標準要求。經與ASME SA-29比對發現，斷裂件化學成分與該標準牌號為1345的鋼種較為接近。可見，設備供應商提供的材料牌號與實際牌號不符，可能存在材質錯用的情形。

表1 化學成分分析結果（質量分數）（%）

U形桿斷裂分析

（3）硬度測試

表2為斷裂件斷口附近取樣布氏硬度測試結果。斷裂件硬度值較為均勻，平均約280HBW。GB/T 3077—2015《合金結構鋼》規定45Mn2鋼（對應ASMESA-29 1345）在退火或高溫回火后的硬度值≤217HBW，因此可見，該斷裂件的硬度值顯著超出該材質在理想熱處理狀態下的硬度值。

表2 布氏硬度測試結果（HBW）

項目	測試值				平均值
斷裂件	281	281	279	280	280
GB/T 3077—2015規定45Mn2退火或高溫回火后的硬度值：≤217HBW

（4）金相檢驗

圖3為斷裂件斷口附近金相檢驗結果?？v截面試樣拋光態下可見，斷裂件組織中夾雜物含量較高（見圖3a），其類型主要為A類（硫化物類），依據GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定標準評級圖顯微檢驗法》中A法評級級別為A3s。

斷裂件基體金相組織為珠光體+鐵素體，鐵素體沿斷裂件縱向呈帶狀或網狀分布（見圖3b）；斷口沿鐵素體與珠光體交界面開裂（見圖3c）。

通過斷口中心的縱截面金相試樣顯示，未斷裂側U形槽槽底平面與內側豎直面相交位置的過渡角R較為尖銳，而斷裂側斷面恰好在該位置啟裂（見圖3d~f），表明U形件的斷裂與該過渡位置尖銳的夾角R引起的應力集中有關。通過圖3c還可看出，R位置金屬流線被割斷，導致R角位置垂直于流線方向的力學性能嚴重降低。

U形桿斷裂分析

（a）非金屬夾雜（b）基體組織

U形桿斷裂分析

（c）斷口截面（d）未斷裂側R角位置

U形桿斷裂分析

（e）縱截面試樣宏觀照片（f）斷裂側R角位置

圖3 斷口附近非金屬夾雜及顯微組織形貌

（5）斷口微觀分析

圖4為失效件斷口各區域微觀形貌。啟裂區基體中存在大量的硫化物夾雜，夾雜物沿鐵素體與珠光體的交界面呈條狀分布，斷口主要沿夾雜物與基體的交界面開裂，基體相連的部分斷裂時形成撕裂棱（見圖4a）；擴展區可見部分解理形貌，其斷裂形式為沿夾雜物與基體的界面開裂和穿晶型解理斷裂兩種形式（見圖4b）；終斷區斷裂形貌與啟裂區基本相似。

U形桿斷裂分析

（a）啟裂區

U形桿斷裂分析

（b）擴展區

U形桿斷裂分析

（c）瞬斷區

圖4 斷口微觀形貌

2.分析與討論

綜合上述各檢驗結果，失效件的斷裂與多種因素有關。

（1）材質錯用

化學成分分析結果顯示，零件出現材質錯用的情況，錯將1345鋼替代了4340鋼使用。4340鋼相比于1345鋼而言，添加了Cr、Ni、Mo等合金元素，其綜合力學性能要優于一般的碳素鋼1345。參考GB/T 3077—2015《合金結構鋼》，列出1345和4340兩種牌號的對應國內牌號在調質狀態下的力學性能如表3所示。

表3 牌號1345和4340鋼力學性能對比

U形桿斷裂分析

可見，1345鋼相對4340鋼而言，其整體力學性能較差，材料的錯用會明顯降低部件的承載能力，可能會導致其不能滿足設計要求。電廠后期對上述設備制造商提供的其他相同或相似功能部件進行了現場材質排查，發現除閥桿與齒輪箱連接用U形桿外，還包括一部分齒輪箱支撐桿等也出現材質錯用的情況。

（2）產品熱處理狀態不合理

根據斷裂件的化學成分及其使用狀態判斷，該斷裂件最佳的使用狀態應為調質態，其金相組織應為回火索氏體。而金相檢驗發現，斷裂件的金相組織為珠光體+鐵素體，且鐵素體呈帶狀或網狀分布，其綜合力學性能會顯著低于回火索氏體組織。斷裂件較高的布氏硬度也反映出其較低的塑韌性，高的硬度增加了材料的強度，但降低了材料的塑性和韌性，對部件承受沖擊載荷極為不利。因此可見，斷裂U形件的熱處理工藝不合理。

（3）非金屬夾雜物含量過高

斷裂U形件非金屬夾雜物含量較高，這與化學成分分析結果中較高的S含量相吻合。大量的硫化物夾雜沿鐵素體與珠光體界面析出，割裂了基體的連續性，導致材料沿垂直于加工方向的力學性能嚴重降低。通過對斷口邊緣取樣金相檢驗也發現，斷面主要沿夾雜物與基體的交界面擴展，表明該部件的斷裂與大量非金屬夾雜物的存在有較大關系。

（4）U形槽設計及加工方式不合理

U形槽槽底平面與垂直于槽底平面的槽內側平面之間的夾角R較小，兩垂直面過渡尖銳。查閱設備制造商提供的圖樣（見圖5）發現，該產品在設計時并未對上述過渡角R進行規定，而根據工件的實際使用工況可以判斷，該部件在安裝或使用過程中會不可避免地受到平行于U形槽槽底的分應力F的影響，而尖銳的夾角極易造成應力集中，導致U形槽在R位置破壞。因此可見，該零件同樣存在設計上的缺陷。

U形桿斷裂分析

圖5 制造商提供的失效件示意

縱截面金相檢驗時還發現，斷裂U形件在過渡圓角R位置的金屬流線不合理。R位置金屬流線被割斷，容易導致該位置應力集中，也使得材料在R位置平行于槽底的方向上力學性能進一步顯著降低。在U形槽的成形過程中，若能采用鍛造形式替代切削成槽的形式，可以改變R角位置金屬流線形態，防止金屬流線出現斷流的情況，同時也能改善R角度過小容易導致應力集中的問題，提高U形槽R位置的力學性能。