工程材料失效分析
姓名：丁静
学号：2
案例一乙烯裂解炉炉管破裂原因分析某石化公司化工一厂裂解车间CBL一Ⅲ型乙烯裂解炉于1998年9月投入运行，1 999年4月检查发现一根裂解炉管发生泄漏。
为查明炉管泄漏原因，对失效炉管进行了综合分析。
CBL一Ⅲ型乙烯裂解炉炉管工作温度为1050～llOO℃，材质化学成分（质量分数）为0.35~0.60%C;1.0%~2.0%Si;1.O%~1.50%Mn;33%~38%Ni;23%~28%Cr 及微量Nb.Ti.Zr等。
宏观观察失效炉管表面可以看出，泄漏部位炉管内、外壁均有两个孔坑，两个孔坑在内、外表面相互对应，孔坑边缘金属略有凸起，呈火山口状。
仔细观察发现，在内壁两个孔坑附近表面有一约3 mm xl mm凸棱，凸棱略高于附近炉管表面（图11-1、图11-2）。
化学成分分析结果表明，失效炉管化学成分符合厂家技术要求。
金相检查结果表明，失效炉管显微组织基体为奥氏体，晶界分布有骨架状碳化物，晶内和晶界分布有一定数量的颗粒状碳化物（图11-3）。
能谱分析结果表明，这些颗粒状碳化物为Nb.Zr.Ti或Cr的
碳化物。
晶界分布的骨架状碳化物系以铬为主的碳化物。
首先，采用扫描电镜观察了泄漏部位炉管内、外表面的放大形貌，观察发现，所有孔坑均存在白亮色块状物。
通常，不导电的非金属氧化物或金属氧化物在电子束作用下因积累电荷而呈白亮色。
能谱分析结果表明，白亮色块状物含有很高的稀土铈。
分析认为，白亮色块状物为稀土氧化物。
在泄漏部位，分别在内壁凸棱和孔坑两处，垂直于内表面制备了炉管横截面金相试样。
可以看出，不论是凸棱对应部位，还是炉管内、外表面两个孔坑之间，炉管横截面均分布有宏观深灰色金属夹杂物，夹杂物在内、外表面两个孔坑之间连续贯通（图11-4）。
在扫描电镜下进一步观察、分析结果表明，两个横截面深灰色区域同样是稀土铈的氧化物（图11-5）。
采用微型拉伸试样，对失效炉管进行了1100℃短时高温拉伸试验，其结果如表11-1所示。
可以看出，失效炉管1100℃高温短时拉伸性能低于厂家相关技术要求。
失效炉管显微组织为奥氏体，晶界分布有骨架状碳化物，晶内和晶界分布有一定数量的颗粒状碳化物。
这种骨架状碳化物是铸件在缓慢的冷却速度下通过奥氏体温度范围时形成的，这种组织会降低逐渐的塑性和韧性。
炉管在高温下长期运行，材质受到严重损伤，材料的微观组织恶化，碳化物会发生严重粗化，使得炉管的高温持久性能下降。
因为在热处理时没有消除这些骨架状碳化物和颗粒状碳化物，炉管中出现的少量气孔组织会集中在碳化物的位置上形成裂纹，或者工作应变疲劳裂纹会沿着晶界碳化物发展，造成整块的沿晶剥落，出现了图中的孔坑。
失效炉管的泄露部位内、外孔坑处存在稀土氧化物。
这种稀土夹杂物聚集在晶界处，造成夹杂物与集体之间界面处的应力集中。
晶界处聚集的稀土氧化物割裂了材料的连续性，最终在晶界处剥落失效。
浇注中不可避免的会形成夹杂，该炉管成分中的锰含量过高，高温作业时形成锰的氧化物，锰的氧化物容易形成形核的质点，稀土的活性很大，会有部分稀土逐渐吸附到锰的氧化物上形成稀土夹杂物。
夹杂物偏聚在晶界附近导致了炉管的失效，夹杂物的存在改变了晶界原有的特性，其断裂往往起始于这些地方，最终导致材料力学性能的下降。
这也解释了炉管在高温拉伸性能低于厂家要求的现象。
因此得出结论认为炉管的失效原因是浇注冷却时形成的晶界碳化物网状结构和在晶界分布的稀土夹杂物。
因此需要对炉管进行适当的热处理，例如正火后回火消除网状组织。
对于稀土夹杂物应该改善稀土夹杂物的形态，使其大部分呈现球状，还是需要调整材料的成分，改善稀土夹杂物的形貌。
案例二汽轮机末级叶片断裂原因分析某电厂2号发电机组运行一年半后出现低真空，负荷降至22万kW，系统电压明显降低，随即甩掉负荷。
重新启动电源泵不能工作。
经化验，复水器水质硬度偏高，凝结器大量漏水。
进一步检查发现，有20根铜管发生泄漏，采取措施后复水器仍然泄漏。
停机开缸检查发现，汽轮机两支末级叶片断裂，另有67支叶片发生了不同程度磨损、变形。
末级隔板复环汽封全部损坏。
为查明末级叶片断裂性质及其成因，对故障件进行了综合分析。
该电厂2号机系300 MW汽轮发电机组，其蒸发量为970 t/h，入口蒸汽温度为535℃，蒸汽压力为17. 35 Mpa。
该机组投产后工作一直断续运行，至一年半后出现故障，共启停64次，累计运行3315 h。
汽轮机末级叶片共94片，材质为2Cr11NiMoV耐热钢。
叶片工作部分高度为844.55 mm。
进气侧叶刃自顶部向下嵌焊265 mm×16 mm×1.6 mmStellite合金片，采用Inconel 82焊丝将合金片边缘与叶片焊接。
送检末级叶片断裂位置距顶端265mm。
断落部分因受其他叶片碰撞、挤压已发生严重塑性变形及碰伤。
所包嵌的Stellite合金片已全部剥落，只剩下两侧焊根。
断裂表面虽未直接受损，但因刃部合金片掉落已使断口关键部位（裂纹起始部位）严重残缺。
断裂叶片剩余部分基本完好，断裂表面未受碰损（图10-4）。
图10-5示出了叶片断口的宏观形貌。
可以看出，断裂表面明显分为两个区域，即光滑区和纤维区。
光滑区在叶片进气侧。
在光滑区
内宏观疲劳条纹极为明显，宏观疲劳条纹为设备启动、停机或功率变化留下的痕迹。
光滑区即疲劳裂纹扩展区，在疲劳裂纹扩展的后期，尚可见有由叶刃向排气侧扩展的放射状条纹。
光滑区与纤维区之间弧形条纹实际上代表疲劳裂纹终止线。
纤维区为终断区，即瞬时断裂区。
根据宏观疲劳条纹及疲劳裂纹终止线的指向可以判断，疲劳裂纹起始于进气侧叶片刃部。
从断口宏观形貌还可看到Stellite含金片的截面形状。
由于叶片断裂恰好处于Stellite合金片下端与基体金属焊合部位，所以正如外观检查时看到的，断掉部分叶片刃部的Stellite 合金片除两侧焊根外已全部剥落，而在剩余部分叶片断口上看到了与基体金属融合很好的堆焊层。
能谱分析结果表明，该堆焊层所有部位均未发现单一组分的钴基Stellite合金片及Inconel镍基合金，而是Fe.Ni.Co.Cr含量都很高的基体、合金片及焊丝共同组分的融合物。
采用扫描电镜观察了断裂表面不同部位的微观形貌。
首先，在叶刃及其邻近区域发现有明显的焊接缺陷——焊缝凝固裂纹，即热裂纹。
凝固裂纹分布在长3 mm、宽2 mm范围内。
图10-6示出了裂源附近断口的放大及微观形貌。
不难看出，断口表面具有典型的金属
凝固的自由面形态特征。
焊缝金属冷凝过程中，在液态与固态同时并
存的温度区间，由于结晶偏析，沿树枝状晶间、胞状晶间或一次结晶的柱状晶晶界发生而形成的裂纹均属凝固裂纹。
凝固裂纹断口的自由面特征形貌与形成温度密切相关。
形成温度高时，除树枝状晶一次枝晶外，尚可见有二次枝晶凸起；形成温度低时，不但一次枝晶凸起不明显，而且逐渐接近平坦的沿晶裂纹。
送检叶片刃部断裂表面看到的凝固裂纹二次枝晶凸起明显，说明该凝固裂纹形成温度较高。
在疲劳裂纹扩展区很大范围内，裂纹均以周期解理方式传播，因此，断口形貌具有准解理断裂特征。
由于基体及焊缝金属塑性较差，
因此只有在某些部位可以看到微观疲劳条纹（图10-7）。
2Cr11NiMoV耐热钢经调质处理后其显微组织为回火马氏体+少量碳化物（图10-8）。
焊层组织与散热方向有关，为具有一定方向的柱状奥氏体。
在断落叶片上，截取带有合金片焊缝残根的叶片刃部。
磨制其横截面金相试样发现，在焊层内存在一细微裂纹，高倍显微镜下，裂纹沿奥氏体
失效案例分析
晶界分布。
分析认为，该裂纹系焊缝凝固裂纹。
叶片断裂处于合金片下端与基体金属焊合部位，断掉部分叶片刃部的合金片除两侧焊根外已经完全剥落，在叶刃及其临近区域发现有明显的焊接缺陷—热裂纹。
失效叶片断落部分因受其他叶片碰撞、挤压已经发生严重塑性变形及碰伤，所镶嵌的合金叶片全部脱落。
断裂表面呈现明显的疲劳失效的特征，疲劳区为瞬时断裂区。
叶片和合金片焊接时在叶刃及其临近区域发现有明显的焊接缺陷—热裂纹，热裂纹不断扩展导致了叶片的失效。
热裂纹的产生削弱了叶片的工作能力和抗腐蚀能力，由于在运作过程中造成的应力集中，热裂纹则成为了叶片断裂的断裂源。
因此得出结论，叶片失效的主要原因是叶片承受高温疲劳导致失效，还有叶片和合金片焊接时存在的焊接缺陷导致了叶片的最终断裂。
对于承受高温疲劳的零件需要选择合适的耐热材料，同时严格控制焊接的质量，可以采用碱性焊条或焊剂。
在耐热钢中经常会出现热裂纹，减少热裂纹产生的方法有调整成分，细化晶粒，严格控制会形成低熔点共晶的杂质元素含量，以提高金属材料在脆性温度区间的塑性，缩小脆性温度区间，并从焊接构件设计和焊接工艺上设法尽量减少在脆性温度区间的拉伸应变。
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