轉爐煤氣加壓機輪轂裂紋故障分析與研究

朱紅兵

(上海寶鋼節(jié)能環(huán)保技術有限公司,上海 201900)

1 概述

轉爐煤氣加壓站主要用于煉鋼廠轉爐煤氣的存儲和加壓,轉爐煤氣經過煤氣加壓機加壓后送往石灰窯、電廠和高爐等用戶。該煤氣加壓機采用兩用一備的模式運行,根據(jù)單機輸送煤氣量和加壓要求,加壓機采用高效離心風機模型VR58Ⅲ系列進行氣動和結構設計,葉片型線為板式后向雙曲線流線,最高效率點為83%,葉片數(shù)為15片。電動機采用高壓變頻器調速運行,根據(jù)下游用戶的用氣量要求,采用恒壓控制方式調節(jié)加壓機轉速,在穩(wěn)定加壓機出口壓力的前提下實現(xiàn)加壓機的高效運行。實際情況下,由于下游用氣量比較穩(wěn)定,2臺加壓機的變頻器輸出頻率基本恒定在42 Hz,調節(jié)周期比較長,1個月才會調節(jié)1次左右,葉輪基本上不會承受所謂的交變應力,這對后文的裂紋故障分析很有用。

葉輪采用HQ785高強鋼加工制作而成,葉輪前盤加強圈、葉輪輪轂均采用HQ785鍛件分別與前盤和后盤焊接,見圖1。該3臺加壓機自2014年5月上線運行6年后,自2020年7月,在動平衡校正進行沖洗清理的過程中,發(fā)現(xiàn)在位于鍛件輪轂與中盤環(huán)形焊縫φ600 mm向里約40～50 mm處均存在貫穿性裂紋,見圖2～4。

圖1 葉輪外形示意圖Fig.1 Schematic diagram of impeller shape

圖2 裂紋與環(huán)形焊縫距離測量Fig.2 Distance measurement between crack and annular weld

圖3 后盤內側輪轂裂紋Fig.3 Crack in inner hub of rear disk

圖4 后盤外側輪轂裂紋Fig.4 Crack in outer hub of the rear disk

在進行轉子動平衡校正前,風機軸承箱處的X、Y方向振動有效值已經呈現(xiàn)緩慢上升趨勢,最大值為5 mm/s。根據(jù)文獻[1]中所表述的內容“在轉子裂紋產生過程中,轉子本身的剛度發(fā)生變化,轉子狀態(tài)不穩(wěn),振動值產生突變。一旦裂紋形成,使軸系振動失穩(wěn)引發(fā)振動突變,轉子兩端支撐軸承振動都會有反應。根據(jù)機組的不同特性,振動異常主要表現(xiàn)為:相位不穩(wěn)定,振動值漂移等”。由于該裂紋在拆解之后發(fā)現(xiàn),之前沒有做頻譜和相位分析,但可以預見的是,隨著裂紋的延伸,振動突變后很有可能會發(fā)生災難性的事件。所以對這樣的故障很有必要進行深入的機理研究和分析,提出有針對性的解決措施。

2 斷口原因分析

2.1 金屬斷裂四種型式描述

根據(jù)《機械設計手冊》中“金屬斷裂與斷口分析”章節(jié)[2]的內容,金屬的斷裂一般有四種型式:過載斷裂、疲勞斷裂、環(huán)境致斷和脆性斷裂。

(1) 金屬材料的過載斷裂:其機理為外加載荷超過機械零件的危險截面所能承受的極限應力時,造成零件斷裂。

(2) 金屬材料的疲勞斷裂:其機理是金屬在交變應力持續(xù)作用下發(fā)生的斷裂,斷口為疲勞斷口,在工程失效中占比較大。按疲勞斷裂的不同產生原因分為以下三種:①機械疲勞斷裂:由外加變載荷作用下產生的疲勞斷裂。②熱疲勞:金屬零部件因溫度變化引起的膨脹或收縮受到約束時,其材料內部因變形受阻而產生熱應力。當溫度反復變化時,引起的熱應力也反復變化,其材料由此而造成的失效則為熱疲勞。零件發(fā)生熱疲勞,在其表面上常呈現(xiàn)“龜裂”現(xiàn)象。③腐蝕疲勞:其機理是在循環(huán)應力與腐蝕介質的共同作用下產生的失效,比如在腐蝕性液體或氣體中工作的零構件。

(3) 金屬材料的環(huán)境致斷:其機理是金屬零件在失效應力和環(huán)境劣化因素(包括腐蝕、氫量和高溫等)的協(xié)同作用下發(fā)生的斷裂。常見的環(huán)境致斷包括以下三種:①應力腐蝕破裂(SCC):是由持久拉應力和特定的腐蝕性環(huán)境的綜合作用而產生的破裂。應力腐蝕破裂的危害在于其破裂前沒有明顯的變形或可見的宏觀征兆而更為嚴重,其一般只發(fā)生在一定的材料和介質組織情況下。②氫脆(HE):是由于金屬或構件中存在過量的氫,且有張應力協(xié)同作用下造成的一種脆斷。其斷裂源位置大多在表層下,晶界面上有撕裂棱。③蠕變斷裂(CR):是金屬在恒定應力的作用下發(fā)生的緩慢而持續(xù)的塑性變形現(xiàn)象。蠕變的塑性變形量如超過其許用值,則發(fā)生蠕變斷裂或稱持久斷裂。其擴展而成的高溫蠕變斷裂斷口,其微觀組織將呈現(xiàn)晶界空穴。

(4) 金屬材料的脆性斷裂:為金屬零件由于材料軋制或鍛造工藝過程缺陷、或結構設計不當使局部結構應力過度集中而產生裂紋、或由于使用工況條件不當產生疲勞或應力腐蝕裂紋,都可使其材質變脆而發(fā)生脆性斷裂。

2.2 斷裂影響因素分析

2.2.1 應力分析與計算

下面依次對上述的幾種情況逐一進行分析和排除。根據(jù)《斷裂力學》分析,斷裂總是在應力最高、強度最弱的局部位置上形成[3]。結合該葉輪的應力分析圖,得知斷裂截面處的應力為138.5 MPa,而葉輪的最大應力位于葉輪輪蓋的進口加強圈處,為269.1 MPa,見圖5。也就是說,實際斷裂面位于葉輪中應力相對較低的位置,不在應力最大的地方。根據(jù)廠家提供的輪轂材料(從斷裂輪轂上取樣)力學性能試驗報告(見表1),可知HQ785高強鋼試樣的屈服強度不低于632 MPa,遠超過該斷裂面處的最大應力。

圖5 葉輪應力分析圖Fig.5 Stress analysis diagram of impeller

表1 輪轂材料力學性能試驗報告Table 1 Mechanical properties test report of wheel hub material

導致斷裂面處的材料屈服強度變弱的唯一可能原因在于焊接熱影響區(qū)存在的材料脆化和失強。低合金調質鋼的焊接熱影響區(qū)是組織和性能極不均勻的部位,突出的特點是在整個熱影響區(qū)中同時存在脆化和失強現(xiàn)象。在部件長期運行過程中焊接微裂紋易在熱影響區(qū)脆化嚴重的部位產生和擴展,導致接頭區(qū)域出現(xiàn)脆性斷裂的可能;另外,受焊接熱循環(huán)影響,低碳調質鋼熱影響區(qū)可能存在強化效果的損失現(xiàn)象,即失強,焊前母材強化程度越大,焊后熱影響區(qū)的失強率越大[4]。根據(jù)目前的斷口位置,其位于鍛件輪轂與中盤環(huán)形焊縫φ600 mm向里40～50 mm的地方(見圖2),這已經不屬于焊接熱影響區(qū)的范圍。并且結合裂紋金相分析報告可知,裂紋中心位置基體為回火索氏體,晶粒很細,晶粒度為8～9級,可以排除焊縫區(qū)組織結構變化導致裂紋的產生。因此過載斷裂的可能性是不存在的。

再來分析該斷口是否屬于疲勞斷裂。最初各方一致認為該斷口屬于疲勞斷口,是由于加壓機葉輪長期運行于交變載荷狀態(tài)從原母材薄弱處不斷擴展所致。經過與用戶方現(xiàn)場進一步核實,調取運行趨勢數(shù)據(jù)核對,雖然加壓機配套了高壓變頻裝置用于調節(jié)加壓機轉速,但實際控制方式為手動控制,并沒有投入自動調速運行,加壓機調速運行間隔周期比較長,一般1個月左右才會調節(jié)一次,變頻器輸出頻率基本恒定在42 Hz左右,現(xiàn)場反饋“加壓機電動機電流曲線和頻率曲線比較平穩(wěn),沒有那種短時間內波動很大的調整”,也就是說葉輪基本上不會承受所謂的交變應力。因此疲勞斷口是不成立的。

進一步講,疲勞斷口的典型形貌應有“疲勞斷口三區(qū)”存在,即:疲勞源、疲勞擴展區(qū)和瞬斷區(qū)。而制造商提供的金相報告中又指出“因斷口腐蝕嚴重,故無法確定疲勞源”,其實疲勞源的貝殼紋不管腐蝕程度如何,在400倍的顯微鏡下應該可以觀察到,這反過來又證明“疲勞斷口”的判斷缺乏有力的證據(jù)。

同時需說明的是,轉爐煤氣的溫度基本在50～70 ℃之間,溫度變化區(qū)間較窄,也不存在熱疲勞的可能。

2.2.2 金相分析及鍛件毛坯設計分析

接下來分析金屬材料的環(huán)境致斷和脆性斷裂機理。這兩點從機理上來分析有相互交叉和重疊的方面。

先看是否是“氫脆”造成。從上文可以得出,該裂紋已經不在焊接的熱影響區(qū)范圍內,可以排除氫脆的可能。即使認為裂紋還處于熱影響區(qū)的邊緣地帶,但從裂紋斷裂口縱截面和裂紋圓周方向圖(見圖6、7)仍然可以排除氫脆斷裂的可能,并且從制造商的制造工藝路線表上可以明確其在焊接后嚴格執(zhí)行了消氫處理的。

圖6 裂紋斷裂口橫斷面(貫穿性裂紋)Fig.6 Cross section of crack fracture (penetrating crack)

圖7 裂紋斷裂面圓周方向Fig.7 Circumferential direction of crack fracture surface

其焊接工藝中明確:①焊前預熱。預熱能夠減緩焊后的冷卻速度,有利于焊縫金屬中擴散氫的逸出,避免產生氫致裂紋。②焊后消氫處理。在焊縫溫度尚未冷卻到100 ℃以下時,進行低溫熱處理,將焊接工件加熱到200～350 ℃,保溫2～6 h緩冷,可以加快焊縫及熱影響區(qū)氫的逸出,對于防止低合金鋼焊接時產生焊接裂紋的效果很好。

同理,可以排除蠕變斷裂的可能性,因為轉爐煤氣的溫度最高為70 ℃,遠低于該高強度低合金鋼能承受的溫度。

接下來只剩下兩種可能性:①金屬材料的脆性斷裂;②金屬材料的應力腐蝕破裂。先看是否是脆性斷裂所致。

一般鍛件可能存在缺陷的原因與原材料、下料過程、鍛造過程、鍛后熱處理、切邊、鍛后冷卻、清理過程等多種因素有關。

圖8 宏觀視場中A、B處為微觀分析取樣位置Fig.8 A and B in the macroscopic field of view are sampling positions for microscopic analysis

圖9 A區(qū)域斷口表面×400Fig.9 Fracture surface in zone A is ×400

圖10 B區(qū)域斷口表面×100Fig.10 Fracture surface in Zone B is ×100

圖11 B區(qū)域斷口表面×400Fig.11 Fracture surface in Zone B is ×400

另外根據(jù)文獻[5]中有關鍛造、軋制毛坯的各種問題的分析,不論是鍛造還是軋制,心部和表層相比,其加工效果都不能充分到達心部,因此,鍛造和軋制材料其心部附近的力學性能大幅度降低。特別要求鍛造毛坯應盡量接近最終的形狀,換言之,鍛造毛坯的切削余量不宜過大,見圖12。其加工余量沒有超過規(guī)范要求的不要超過32±20 mm。并且通過試樣的力學性能分析也可以看出,機加工后的輪轂力學性能與材料手冊上要求的標準值基本吻合,具體數(shù)值見表2。

圖12 輪轂鍛件毛坯加工余量圖Fig.12 Machining allowance diagram of wheel hub forgings

表2 機加工后的輪轂力學性能與標準值對照表Table 2 Comparison table of mechanical properties and standard values of wheel hub after machining

再來分析是否是結構設計不當使得局部結構應力過度集中而產生裂紋。從圖1的輪轂結構,很多人可能會考慮到該鍛件輪轂的圓弧設計是否符合設計規(guī)范要求,過渡圓弧部分在機加工后的切削痕以及亞表面的夾雜物導致應力集中。經查詢設計圖紙,輪轂的過度圓弧半徑R=120 mm,而輪轂小端面直徑D=300 mm,即R/D=0.4,遠大于設計手冊規(guī)定的數(shù)值。從葉輪的應力計算分析圖中(見圖5)也看不出存在應力過分集中的情況,但圖12中α角的存在,會導致切削后的輪轂臂與后盤焊接的壁厚偏薄,而殘余應力集中的情況通過試樣力學性能分析是無法得出的。金相報告中也指出“這個地方屬于原母材薄弱處”。通過2.2.4中對斷裂機理分析得出這種結構存在的殘余應力是斷裂源的重要影響因素。

2.2.3 轉爐煤氣的腐蝕影響分析

不管是應力腐蝕破裂還是應力腐蝕導致的脆性斷裂,都必須先清楚轉爐煤氣腐蝕的機理。表3為某鋼鐵基地轉爐煤氣成分理論值。實際上采用OG法產生的副產物轉爐煤氣濕度是飽和的,正是因為水分的存在,導致轉爐煤氣的腐蝕性比較強[6]。

表3 轉爐煤氣干煤氣成分理論值Table 3 Theoretical value of dry gas composition of converter gas

轉爐煤氣中的CO2和O2對于管道及設施均有不同程度、不同種類的腐蝕。CO2是轉爐煤氣中含量最多的雜質,CO2易溶于水并與水發(fā)生反應生成碳酸,降低水的pH值,增加水的腐蝕性,可以造成酸腐蝕和應力腐蝕等多重腐蝕,因此,可以確定轉爐煤氣系統(tǒng)內的腐蝕主要是由CO2腐蝕引起的,在轉爐煤氣的特殊環(huán)境下,形成的腐蝕產物呈泥狀,且疏松多孔,滲透到碳鋼表面,加速碳鋼局部腐蝕,見圖13、14。金相分析報告中也指出“基層表面已被嚴重腐蝕,呈凹坑狀”。對于碳鋼,濕的CO-CO2-空氣是可發(fā)生應力腐蝕的敏感介質,腐蝕產物主要由FeCO3,Fe2O3及CaCO3組成[7]。

圖13 后盤內側磨蝕Fig.13 Abrasion on the inside

圖14 輪轂部位沖蝕Fig.14 Erosion at hub site of the rear disk

2.2.4 產生斷裂的機理分析

基于此,有必要對應力腐蝕破裂的機理做一個詳細的分析和說明。文獻[2]中指出,凡是合金即使含有微量元素的合金,在特定的腐蝕環(huán)境中都有一定的應力腐蝕開裂傾向,但并不是說,任何合金在任何介質中都會產生應力腐蝕開裂,一定的材料只在某一定的腐蝕環(huán)境中才產生應力腐蝕裂紋。常用輪轂材料的化學成分表見表4。

表4 常用輪轂材料的化學成分表Table 4 Chemical composition table of common wheel hub materials %

從上述幾種材料的理化性能對比可以看出,HQ785的 Cr含量約是Q345C和Q390C的2倍,Cr元素能顯著提高鋼的抗氧化能力,增強鋼的抗腐蝕能力,并提高鋼的強度和耐磨性。這就是為什么該材料能在目前的腐蝕性氣氛下運行達6年之久的原因。如果采用Q345C和Q390C材料替代目前的材料進行設計制造,在目前的轉爐煤氣氣氛中可以運行2年左右。那么導致最初的腐蝕裂口(即裂紋源)是什么原因引起的呢？

由于整個高縣都是田多地少，社員的大部分時間都用于種植水稻。據(jù)記分員許某講述，以前插田是發(fā)牌的，插田的主要工種包括：鏟秧、擔秧和插秧。鏟、擔秧的計分方式一樣，均按你的底分來折算。插秧則是插多少桶就得多少牌，收工后，再把這些牌上交給記分員，由他進行統(tǒng)計。(XJD170323)插秧的計分公式是：插田面積×28÷總工牌×個人工牌+擔腳=當天個人工分[注]本文的三條公式均為筆者根據(jù)記分員的講解和《工分簿》的記錄整理而成。

實際上,引起應力腐蝕裂紋的另一個重要原因之一則是殘余應力。從部件成型加工到組裝都可能引起殘余應力,特別是強制組裝,在組裝質量不良的條件下焊接時,會造成較大的殘余應力,如圖12中所示的圓圈C區(qū)域。組裝時所造成的灼痕和傷痕等都會成為應力腐蝕裂源。在應力腐蝕的孕育期,由于個別粗晶區(qū)的應力腐蝕裂紋的擴展敏感性最大,以致裂紋尖端集中的位錯數(shù)量增大,這種塑性變形會產生滑移臺階,形成局部性的最初腐蝕裂口,即為裂紋源,進而拉應力集中,局部產生滑移階梯,導致保護膜破壞,從而利于應力腐蝕裂紋的形成擴展;在應力腐蝕的發(fā)展階段,腐蝕裂口在拉應力和腐蝕介質的共同作用下,沿著垂直拉應力向縱深發(fā)展,呈現(xiàn)枯干樹枝或根須,且逐步出現(xiàn)分支(見圖15),若應力呈優(yōu)勢,將是某裂口優(yōu)先發(fā)展,若是腐蝕因素占優(yōu)勢,則可能幾條裂口同時平行地發(fā)展;在應力腐蝕的潰裂階段,發(fā)展最快的裂紋最終崩潰性地發(fā)展,導致該裂紋的拉應力局部越來越大,超過材料能夠承受的極限時,該部件最終被破壞[2]。

圖15 典型的應力腐蝕裂口橫斷面Fig.15 Typical cross section of a stress corrosion crack

基于上述分析,可以歸納出應力腐蝕裂紋的特征為:外觀上無明顯的均勻腐蝕痕跡,呈現(xiàn)龜裂型式斷斷續(xù)續(xù),見圖16;從橫斷面看,猶如枯干的樹木的根須,由表面向縱深方向向內發(fā)展,裂口深寬比大,細長而帶有分支是其典型的特點;從斷口看,仍然保持金屬光澤,為典型脆性斷口,見圖6、17。

圖16 典型的應力腐蝕裂口外觀Fig.16 Typical appearance of stress corrosion cracks

圖17 本案例的應力腐蝕裂口外觀Fig.17 Stress corrosion crack appearance in this case

將圖15的典型裂口橫斷面形貌與圖6實物對比可以發(fā)現(xiàn),本案例中的裂口橫斷面紋路并不符合這一特征,無二次裂紋出現(xiàn)。將圖16的典型裂口外觀形貌與圖17實物對比發(fā)現(xiàn),本案例的裂口外觀也不符合這一特征。

根據(jù)上述的分析,并結合形貌特征,可以斷定該裂紋的產生為金屬材料的脆性斷裂,是由于該金屬材料在特定的腐蝕性氣氛下產生應力腐蝕,使該金屬材料變脆而發(fā)生脆性斷裂,稱為“低應力腐蝕脆斷”。脆斷是一種危險的突發(fā)事故,危害性極大。脆斷的部件其工作應力較低,這與前面2.2.1節(jié)所做的應力分析是吻合的,通常不超過材料的屈服強度,甚至還低于常規(guī)設計的許用應力。其斷裂源往往來自于材料內部缺陷、結構設計不當和使用中產生腐蝕裂紋所致[2]。

一般情況下,即使是韌性很好的材料,疲勞斷裂的宏觀斷口也無明顯變形存在,宏觀上表現(xiàn)為脆性斷口。這一點與“低應力腐蝕脆斷”表現(xiàn)的特征是一致的,這也是最容易造成誤判的原因所在。實際上腐蝕疲勞與應力腐蝕裂紋的區(qū)別就在于作用在金屬材料上的應力:腐蝕疲勞是由于循環(huán)交變應力作用所致;應力腐蝕裂紋是由非循環(huán)應力作用下產生的,其應力是持久而基本不變的。

3 解決措施

根據(jù)以上的初步分析,考慮到該葉輪同批次出現(xiàn)相同的低應力腐蝕缺陷,在后續(xù)修復件和備機中應對輪轂結構進行優(yōu)化設計,采用如圖18所示的優(yōu)化設計結構,并且避免采用該牌號的低合金高強鋼。由于現(xiàn)場生產急需,即使采用Q390、Q345C鍛件、12Cr1MnV、Weldox700E或球墨鑄鐵QT500與后盤采取鉸制螺栓連接方式,也只能算是臨時應急之舉,長期運行應按照下述材料要求來設計和制作加壓機葉輪。

圖18 改進后的輪轂示意圖Fig.18 Schematic diagram of the improved wheel hub

對照國內外在轉爐煤氣加壓機方面的典型案例,其葉輪材質(包括輪轂)已經摒棄了原來的僅滿足強度方面的要求(采用所謂的高強度低合金鋼,然后在葉輪表面上噴涂各種防腐粉末的設計思路),均采用了新型的不銹鋼材料來制造加壓機葉輪,新牌號為NSSC170,舊牌號為YUS170,為新日鐵住金不銹鋼,類似于SUS304N,屬于高強度奧氏體不銹鋼,是利用N的固溶強化加上控軋控冷(TMCP)技術高強度化的鋼種,具有高強度高韌性的特點,其化學成分和力學性能見表5、6,國標近似材料代號為 0Cr14Ni6Mo2Cu2Nb[6]。也有部分廠家采用FV520B馬氏體不銹鋼[8],該型鋼種比17-4PH的抗晶間腐蝕和點腐蝕能力強,耐腐蝕能力與304相當,其化學成分和力學性能見表7、8。

表5 YUS170(SUS304N)材料的化學成分表Table 5 Chemical composition table of YUS170 (SUS304N) material

表6 YUS170(SUS304N)材料力學性能表Table 6 Mechanical properties of YUS170 (SUS304N) materials

表7 FV520B材料的化學成分表Table 7 Chemical composition table of FV520B material

表8 FV520B材料力學性能表Table 8 Mechanical properties of FV520B materials

對比表4中的低合金鋼化學成分,SUS304N和YUS170明顯提高了Cr、Ni的含量,Cr、Ni 都能降低鋼中N的活度,只有高Cr、Ni才能溶解較高的N。而FV520B的Cr、Ni含量明顯不及SUS304N和YUS170,據(jù)報道,該材料也曾發(fā)生過煤氣腐蝕破裂案例。

4 結論

(1) 通過對斷口形貌進行掃描,在宏觀分析的基礎上進一步分析其微觀特征,為斷裂方式的確定與機理的研究提供了有利的證據(jù),確定了該輪轂的斷裂是由于輪轂結構設計不合理存在殘余應力,該低合金高強鋼材料在轉爐煤氣特定的腐蝕性氣氛下產生了應力腐蝕,使該金屬材料變脆而發(fā)生了脆性斷裂。

(2) 結合國內外典型案例,明確了采用高強度奧氏體不銹鋼NSSC170不銹鋼替代現(xiàn)有材料的改進思路。

(3) 明確指出,目前采用Q390、Q345C鍛件替代現(xiàn)有輪轂的措施,只是臨時應急措施,應在投運3個月后停機檢查。在這段時間可給不銹鋼葉輪的制作留出充足時間。