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      煙氣輪機葉片斷裂原因

      2020-11-30 04:59:00
      理化檢驗(物理分冊) 2020年11期
      關(guān)鍵詞:熱加工碳化物晶界

      (山東省安泰化工壓力容器檢驗中心, 濟(jì)南 250014)

      煙氣輪機(又稱煙氣透平)是煉油廠催化裂化裝置能量回收系統(tǒng)的關(guān)鍵節(jié)能設(shè)備,利用裝置中產(chǎn)生的大量高溫、高壓煙氣推動煙機旋轉(zhuǎn),將煙氣的內(nèi)能轉(zhuǎn)換成機械能,進(jìn)而驅(qū)動主風(fēng)機工作或者發(fā)電機發(fā)電,實現(xiàn)能量回收[1-2]。煙氣輪機葉片工作環(huán)境十分惡劣,不僅要受到含有催化劑固體顆粒的高溫?zé)煔獾母咚贈_蝕磨損,還要承受環(huán)境介質(zhì)的腐蝕與氧化,因而極易發(fā)生失效現(xiàn)象[3-5]。某石化企業(yè)煙氣輪機在運行過程中出現(xiàn)振動和軸瓦溫度突然升高,將煙機緊急切岀后,現(xiàn)場煙機側(cè)聲音仍然不正常,為保證主風(fēng)機組安全,室內(nèi)手動緊急停止主風(fēng)機,將現(xiàn)場煙機葉輪拆檢后,發(fā)現(xiàn)葉片有一片斷裂,一片彎曲,靜葉片有6片碰損。該套葉片設(shè)計壽命為20 a(年),在使用7 a時發(fā)生了葉片斷裂事故,葉片高度為169 mm,葉片材料為GH864高溫鎳基合金,實際工作溫度約為680 ℃。為找到葉片的斷裂原因,筆者對其進(jìn)行了化學(xué)成分分析、斷口表面宏微觀觀察和顯微組織分析。

      1 理化檢驗

      1.1 化學(xué)成分分析

      在斷裂葉片上取樣,用Oxford能譜儀進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表1所示,可見葉片的化學(xué)成分符合HG/T 3650—2012《煙氣輪機技術(shù)條件》對GH864高溫鎳基合金的要求。

      表1 斷裂葉片的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical compositions of fractured blade (mass fraction) %

      1.2 宏觀分析

      對斷裂葉片進(jìn)行觀察,斷口宏觀形貌如圖1所示??梢娙~片斷裂部位距離葉片根部25 mm,斷口分為顏色深淺不同的兩個區(qū)域。葉片斷口宏觀上未見明顯的銹蝕,進(jìn)氣側(cè)斷口表面粗糙不平,靠近進(jìn)氣側(cè)的斷口較為平整,表面受到煙氣的腐蝕和高溫氧化,導(dǎo)致其顏色較灰暗,約占整個斷口面積的50%,屬于先斷裂區(qū),如圖1b)中區(qū)域A所示;出氣側(cè)區(qū)域較光亮,由于發(fā)現(xiàn)煙機運行不正常至緊急急停主風(fēng)機時間相隔很短,所以葉片斷裂后該區(qū)域基本未被煙氣氧化和腐蝕,屬于后斷裂區(qū),如圖1b)中區(qū)域B所示,而且該區(qū)域斷口邊緣存在明顯的毛刺,初步判斷葉片是從進(jìn)氣側(cè)起裂的[6]。斷口表面及邊緣均未見明顯的塑性變形,屬于脆性斷裂。

      圖1 斷裂葉片斷口宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of fracture of fractured blade:a) side view; b) top view

      1.3 微觀分析

      將切取的斷口用無水乙醇經(jīng)超聲波清洗后,采用掃描電鏡(SEM)對斷口A,B區(qū)域進(jìn)行觀察??梢娺M(jìn)氣側(cè)區(qū)域斷口表面覆蓋有較為致密的氧化產(chǎn)物,為陳舊斷口,如圖2a)所示;而出氣側(cè)斷口表面無氧化產(chǎn)物,判斷是后于進(jìn)氣側(cè)斷裂的,如圖2b)所示;兩個區(qū)域都具有冰糖狀的斷裂特征,屬于脆性斷裂中的沿晶斷裂。進(jìn)氣側(cè)斷口邊緣的SEM形貌如圖3所示,可見斷口有緩慢擴(kuò)張的疲勞裂紋和沿晶界分布的碳化物,說明葉片是在交變應(yīng)力作用下,疲勞裂紋沿晶界擴(kuò)展發(fā)生了斷裂,屬于有疲勞機制的沿晶斷裂[6]。轉(zhuǎn)子葉片主要受三方面的作用力,一是葉片轉(zhuǎn)動形成的離心力,二是高速煙氣穿過時對轉(zhuǎn)子葉片產(chǎn)生的彎曲作用力,三是振動造成的交變應(yīng)力,其是葉片產(chǎn)生疲勞損傷的關(guān)鍵外載荷。振動源主要是轉(zhuǎn)子葉片進(jìn)氣側(cè)氣流場的不均勻性以及噴嘴和轉(zhuǎn)子葉片的制造、安裝誤差,導(dǎo)致噴嘴出氣側(cè)氣流周向分布不均勻。煙氣輪機葉片在長期服役過程中,持續(xù)的交變應(yīng)力使葉片材料產(chǎn)生疲勞損傷[7]。

      圖3 進(jìn)氣側(cè)斷口邊緣SEM形貌Fig.3 SEM morphology of fracture edge on inlet side

      1.4 金相檢驗

      由于起裂區(qū)在進(jìn)氣側(cè),因此穿過起裂區(qū)制備斷口縱向剖面試樣,金相試樣示意圖如圖4所示,試樣經(jīng)磨、拋及使用三氯化鐵溶液浸蝕后,采用Axio Vert A1型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。斷口心部的顯微組織形貌如圖5所示,由圖5a)可見,顯微組織由基體γ相+γ′強化相+碳化物(一次碳化物MC相、二次碳化物M23C6相)組成;晶粒比較粗大,且不均勻,粗晶之間的空隙部位聚集大量的細(xì)晶粒,或粗晶在外細(xì)晶在內(nèi),反之也有,存在明顯混晶現(xiàn)象。企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)要求葉片在熱加工中得到均勻的組織,混晶現(xiàn)象會降低材料疲勞性能和力學(xué)性能。根據(jù)圖5b)可知,晶界上碳化物較少,并沿晶界呈鏈狀分布,說明晶界已經(jīng)發(fā)生弱化。斷口邊部的顯微組織形貌如圖6所示,可見在斷口附近縱剖面進(jìn)氣側(cè)邊緣的基體表層存在大量的沿晶裂紋,而出氣側(cè)邊緣以及其他未斷裂葉片相同位置的基體表層未發(fā)現(xiàn)沿晶裂紋,因此判斷斷口附近基體表層的沿晶裂紋是導(dǎo)致該葉片發(fā)生斷裂的主要原因。

      圖4 金相試樣示意圖Fig.4 Diagram of metallographic sample

      圖5 斷裂葉片斷口心部顯微組織形貌Fig.5 Microstructure morphology of fracture center of fractured blade:a) at low magnification; b) at high magnification

      圖6 斷裂葉片斷口邊部的顯微組織形貌Fig.6 Microstructure morphology of fracture edge of fractured blade:a) inlet side; b) outlet side

      1.5 力學(xué)性能測試

      對斷裂葉片的不同部位進(jìn)行布氏硬度測試,可知其室溫硬度平均值為328 HBS,硬度雖符合HG/T 3650—2012(標(biāo)準(zhǔn)值為298~390 HBS)的要求,但低于中位值344 HBS,硬度偏低。在未斷裂的3片轉(zhuǎn)子葉片進(jìn)氣側(cè)縱向取樣進(jìn)行室溫沖擊試驗,沖擊吸收功分別為8,11,8 J,換算為沖擊韌性分別為100,138,100 kJ·m-2。不滿足企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)《煙機用GH864合金熱軋棒材技術(shù)條件規(guī)定》對沖擊韌性不小于382 kJ·m-2的要求。有研究[7]指出,斷裂模式取決于裂紋擴(kuò)展過程中所消耗的斷裂功,消耗的功大,則斷裂表現(xiàn)為韌性斷裂,反之為脆性斷裂。沖擊試樣的斷口形貌如圖7所示,可見斷口為典型的脆性斷口,3片轉(zhuǎn)子葉片沖擊韌性均較低,力學(xué)性能較差,在長期高溫及交變應(yīng)力作用下易產(chǎn)生裂紋,裂紋在擴(kuò)展時消耗的斷裂功亦較小,葉片中裂紋產(chǎn)生后易發(fā)生脆性斷裂。

      圖7 沖擊試樣斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of impact sample

      2 分析與討論

      通過理化檢驗結(jié)果可知,葉片為有疲勞機制的沿晶脆性斷裂,疲勞裂紋位于葉片進(jìn)氣側(cè)邊緣的基體表層處。斷裂葉片的化學(xué)成分符合企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)的要求,但室溫硬度低于企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)的要求,室溫沖擊韌性較差;葉片的顯微組織不均勻,晶粒粗大,存在明顯的混晶現(xiàn)象。較低的沖擊韌性和混晶組織是鍛造工藝不當(dāng)引起的,GH864合金在高溫合金中是一種比較容易加工的合金,熱加工溫度在982~1 177 ℃。因合金的晶粒尺寸直接影響到合金的性能,所以在熱加工過程中應(yīng)該考慮能影響合金晶粒尺寸的因素。合金在鍛造過程中一般會發(fā)生再結(jié)晶,其再結(jié)晶晶粒尺寸隨流變應(yīng)力的提高、變形量的增加和溫度的降低而減??;早期合金多采用高溫(1 180 ℃)鍛造,合金的變形抗力比較小,容易加工成型,但是由于變形溫度較高,MC碳化物(MC碳化物在1 140 ℃開始大量溶解,在1 200 ℃已經(jīng)基本不存在MC碳化物)會溶解于基體,晶界遷移的阻礙力降低,致使晶粒長大速度進(jìn)一步加快,而晶粒長大,會降低合金的韌性。另一方面,在隨后的空冷過程中,MC碳化物在1 080 ℃左右會再次沿晶界析出,這部分沿晶界析出的MC碳化物對晶界起釘扎作用,在熱加工時未完成再結(jié)晶的組織將發(fā)生不均勻的靜態(tài)再結(jié)晶和晶粒長大現(xiàn)象,經(jīng)過熱處理后會得到嚴(yán)重的混晶組織[8-12]。該批葉片投用時間為2012年,因此其熱處理工藝符合HG/T 3650—1999《煙氣輪機技術(shù)條件》,而該版中熱處理工藝的固溶處理溫度為1 020 ℃,低于γ′相的回熔溫度(1 040 ℃左右),因此不利于熱處理制度對熱加工晶粒度的調(diào)節(jié);而HG/T 3650—2012中固溶處理溫度為1 070 ℃,選用1 070 ℃作為回熔溫度,一方面可以使熱加工過程中析出的γ′相回熔到基體中,避免在接下來的穩(wěn)定化和時效階段長大,有利于獲得較小的γ′相顆粒,強化基體;另一方面固溶時晶界處的γ′相回熔,可以避免對晶界的釘扎作用,使鍛造過程中形成的動態(tài)再結(jié)晶晶核充分長大,調(diào)節(jié)熱加工后留下的不均勻晶粒組織[11]。因此熱處理工藝的固溶處理溫度偏低是造成混晶現(xiàn)象的另一原因。

      斷裂葉片晶界上的碳化物呈鏈狀分布,這是由于在葉片長時間運行過程中,瞬時超溫現(xiàn)象不可避免,使晶界的碳化物發(fā)生分解而減少,導(dǎo)致其強化晶界作用弱化。沿晶界分布的碳化物鏈狀組織及混晶現(xiàn)象使葉片的強度和韌性降低,降低了抗裂紋萌生和擴(kuò)展能力,促進(jìn)了裂紋沿晶界擴(kuò)展[13-16]。葉片斷口進(jìn)氣側(cè)邊緣可見疲勞輝紋,并在基體表層出現(xiàn)沿晶裂紋,說明葉片的斷裂首先是材料在服役過程中發(fā)生晶界弱化,裂紋沿晶界處起裂,之后在交變應(yīng)力的作用下擴(kuò)展,最終導(dǎo)致葉片斷裂。葉片鍛造和熱處理工藝選擇不當(dāng)引起的混晶現(xiàn)象,造成葉片高溫持久性能下降,使葉片存在斷裂隱患。

      3 結(jié)論及建議

      (1) 葉片斷裂為有疲勞機制的沿晶脆性斷裂,裂紋源位于葉片進(jìn)氣側(cè)邊緣的晶界處。

      (2) 鍛造和熱處理工藝不當(dāng)引起的混晶現(xiàn)象及沿晶界析出的鏈狀碳化物缺陷,是葉片發(fā)生斷裂的主要原因,其降低了葉片的強度和韌性,促進(jìn)了裂紋的萌生與擴(kuò)展,導(dǎo)致葉片在交變應(yīng)力的作用下發(fā)生斷裂。

      (3) 為了預(yù)防葉片的斷裂失效,一方面應(yīng)選擇合理的熱加工和熱處理工藝,細(xì)化晶體組織,提高葉片的力學(xué)性能和抗疲勞性能,從而提高葉片的產(chǎn)品質(zhì)量,確保煙氣輪機長期安全運行。另一方面應(yīng)控制煙氣中催化劑顆粒的濃度粒度,減少煙氣對葉片的沖蝕;控制煙氣輪機的壓力、溫度波動和開、停機的次數(shù),避免葉片產(chǎn)生過多的瞬時高應(yīng)力,也是提高葉片使用壽命的關(guān)鍵措施。

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