南廣利 鄭端陽(yáng)

（1.河南豐利石化有限公司；2.河南化工技師學(xué)院）

隨著生產(chǎn)加工制造的多樣性和裝備結(jié)構(gòu)的復(fù)雜性，越來(lái)越多的材料和結(jié)構(gòu)被用于實(shí)踐。而與之相對(duì)應(yīng)的設(shè)備故障也層出不窮，相應(yīng)的故障診斷手段、處理措施亦是種類繁多。石油化工為國(guó)家主要經(jīng)濟(jì)支柱之一，煉油行業(yè)一般作為石油化工的起點(diǎn)。而催化裂化裝置常被譽(yù)為煉油行業(yè)中的“龍頭”，極具重要性與影響力。

雙動(dòng)滑閥作為催化裂化裝置的特殊閥門(mén)之一，其運(yùn)行正常與否直接關(guān)系到催化裂化裝置能否正常安全運(yùn)行，主要用以控制再生器壓力。若雙動(dòng)滑閥出現(xiàn)故障，再生器壓力無(wú)法控制將導(dǎo)致整個(gè)催化裂化裝置被迫緊急停工，直接損失動(dòng)輒百萬(wàn)以上，因此，保證雙動(dòng)滑閥的安全平穩(wěn)運(yùn)行具有非常重要的現(xiàn)實(shí)意義［1］。高溫螺栓一般應(yīng)用于比較關(guān)鍵的部位，工作環(huán)境惡劣，一旦發(fā)生故障檢修難度大，造成的損失也比較大。在結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、選材和加工制造方面要求也相對(duì)較嚴(yán)謹(jǐn)。高溫螺栓的使用壽命受環(huán)境溫度壓力、接觸介質(zhì)的物理化學(xué)性質(zhì)、加工制作工藝、材質(zhì)的選擇及結(jié)構(gòu)功能性設(shè)計(jì)等因素的影響。

某催化裂化裝置雙動(dòng)滑閥在使用兩年后，一側(cè)導(dǎo)軌螺栓全部斷裂，導(dǎo)軌脫落，導(dǎo)致雙動(dòng)滑閥一側(cè)閥桿彎曲，閥板脫落。雙動(dòng)滑閥設(shè)計(jì)溫度780℃，工作溫度660～700 ℃，設(shè)計(jì)壓力0.5 MPa，工作壓力0.18 MPa，導(dǎo)軌螺栓材質(zhì)為GH4033，規(guī)格型號(hào)為M 24×145 mm。筆者對(duì)導(dǎo)軌螺栓 （下文簡(jiǎn)稱螺栓）斷裂的原因進(jìn)行分析，為裝置的正常安全生產(chǎn)運(yùn)行及后續(xù)優(yōu)化改造提供理論依據(jù)。

1 檢驗(yàn)與分析

1.1 化學(xué)成分分析

螺栓所用材料GH4033是高溫合金，以鎳-鉻為基體，添加鋁、鈦形成γ′相彌散強(qiáng)化合金。為便于對(duì)比，筆者分別對(duì)失效螺栓、未使用過(guò)的同批次備用新螺栓（原始狀態(tài)螺栓）進(jìn)行取樣分析，結(jié)果見(jiàn)表1，參照標(biāo)準(zhǔn)為GB/T 14992—2005。由表1結(jié)果可知，失效螺栓的化學(xué)成分均在標(biāo)準(zhǔn)值范圍內(nèi)。

表1 螺栓材料的化學(xué)成分wt%

1.2 力學(xué)性能分析

對(duì)失效螺栓和原始狀態(tài)螺栓分別取樣，在GB/T 228—2002 《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》所述條件（應(yīng)變速率0.000 28 s-1，試驗(yàn)溫度23 ℃）下，按圖1所示尺寸加工拉伸試樣，然后采用液壓式萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸，每個(gè)狀態(tài)下的樣品測(cè)量3次，得到螺栓材料的力學(xué)性能列于表2。

圖1 拉伸試樣

表2 斷裂螺栓材料的力學(xué)性能

由表2數(shù)據(jù)可知，失效螺栓與原始狀態(tài)螺栓相比，其抗拉強(qiáng)度嚴(yán)重降低，僅為原始狀態(tài)螺栓的一半；失效試樣在拉伸過(guò)程中沒(méi)有屈服，直接脆性斷裂，無(wú)法得到屈服強(qiáng)度的數(shù)據(jù)，另外其塑性指標(biāo)伸長(zhǎng)率和斷面收縮率也下降非常多，螺栓抗拉伸和塑性變形的能力也大幅下降。

1.3 硬度分析

對(duì)失效螺栓斷口處下部和原始狀態(tài)試樣上分別取樣，每個(gè)狀態(tài)下的樣品分別測(cè)量4次硬度，其結(jié)果列于表3、4。顯微硬度所選用的加載條件為：載荷F=1.9 N，停留時(shí)間T=15 s。D1、D2為壓痕兩對(duì)角線長(zhǎng)度，根據(jù)其算術(shù)平均值，查表可得到維氏硬度值。

表3 原始狀態(tài)螺栓維氏硬度

表4 失效螺栓維氏硬度

由表3、4可以得出，雙動(dòng)滑閥原始狀態(tài)螺栓的顯微硬度平均值為516.3HV1.9，失效螺栓的顯微硬度平均值為443.8HV1.9。失效螺栓與原始試樣相比，顯微硬度值略有降低，說(shuō)明失效螺栓存在軟化的現(xiàn)象，螺栓內(nèi)部已存在缺陷。

1.4 金相組織分析

對(duì)失效螺栓斷口處下部和原始狀態(tài)螺栓相應(yīng)位置分別取試樣，制成金相試樣，在金相顯微鏡下觀察，結(jié)果如圖2、3所示。

圖2 原始狀態(tài)螺栓的金相組織

對(duì)比金相組織發(fā)現(xiàn)：螺栓晶粒度均為4級(jí)，原始狀態(tài)螺栓存在細(xì)小晶粒，說(shuō)明螺栓在熱處理時(shí)，存在受熱不均勻的情況。晶粒大小對(duì)材料的塑性和蠕變性能影響較大，為了防止高溫蠕變，一般采用較大晶粒。

螺栓顯微組織均為分布不規(guī)則的奧氏體、碳化物并伴隨一些空洞。晶粒邊界與晶粒內(nèi)部存在的質(zhì)點(diǎn)主要是碳化物，而空洞則主要為材質(zhì)中的夾雜物。高溫下，這些不連續(xù)的幾何體在熱應(yīng)力耦合的作用下易形核長(zhǎng)大，產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，進(jìn)而誘發(fā)大量微裂紋［2］。

1.5 空洞及碳化物的形貌與能譜分析

采用掃描電鏡能譜一體機(jī)（SEM-EDS）對(duì)原始狀態(tài)螺栓的斷口形貌、雜質(zhì)和晶界偏析產(chǎn)物進(jìn)行分析。

圖4a為原始狀態(tài)螺栓的空洞形貌，圖4b為空洞的能譜圖。能譜圖中，橫坐標(biāo)為能量值（電子伏特），縱坐標(biāo)為計(jì)數(shù)值。

圖4 原始狀態(tài)螺栓的空洞形貌及能譜圖

EDS能譜分析在測(cè)量輕元素（鈉以下，碳或氧等）時(shí)，不是很準(zhǔn)確，常用以定性分析。參考其他文獻(xiàn)XRD的物相分析，GH4033晶界處均會(huì)出現(xiàn)大量碳化物，碳化物的主要成分為Cr7C3、Cr23C6、TiC［3～5］。晶界偏析初期為Cr7C3，隨著偏析量的增大會(huì)形成富鉻碳化物Cr23C6。圖5a為原始狀態(tài)螺栓晶界析出的碳化物，圖5b為碳化物的能譜圖。圖6a為失效螺栓顆粒狀碳化物的形貌，圖6c為失效螺栓條狀碳化物的形貌，圖6b、d為相對(duì)應(yīng)的能譜圖。

圖5 原始狀態(tài)螺栓碳化物的形貌及能譜圖

圖6 失效螺栓碳化物的形貌及能譜圖

由圖4可以看出：空洞主要是由雜質(zhì)硅脫落聚集而成。由圖5a可知，原始狀態(tài)螺栓晶界上存在金屬元素鉻偏析匯聚的情況，偏析量較大，主要成分為富鉻碳化物Cr23C6。圖5、6中，作為主體元素的Ni在其他元素偏析過(guò)程中，難免會(huì)被帶入偏析物中。此時(shí)的Ni 主要為單質(zhì)、Ni3Al 和γ′相（Ni3（Al，Ti））這3種狀態(tài)。圖6中顆粒狀的碳化物為Cr23C6，條狀的碳化物主要為Cr7C3、TiC的混合物。與圖5對(duì)比，圖6失效螺栓表面存在大量的碳化物析出的情況，已將晶界覆蓋，并開(kāi)始沿晶界向兩側(cè)延伸。此種現(xiàn)象破壞了晶體結(jié)構(gòu)的連續(xù)性，晶體與晶體間易發(fā)生錯(cuò)位沿晶斷裂。

1.6 斷口形貌分析

失效螺栓的宏觀斷口不平整，顯示高低起伏，呈階梯狀，有棱角，無(wú)光滑過(guò)渡，無(wú)塑性滑移，說(shuō)明斷口為脆性斷口，試樣表面有一層黑色的氧化膜，主要為長(zhǎng)時(shí)間高溫氧化所致，氧化膜的存在進(jìn)一步加速了裂紋的擴(kuò)展［6］。采用掃描電子顯微鏡（SEM）對(duì)失效螺栓的微觀斷口形貌進(jìn)行分析，結(jié)果如圖7所示，螺栓的微觀斷口主要特征為沿晶界呈階梯狀分層斷裂。斷口形貌為典型的高溫蠕變斷口形貌，蠕變變形機(jī)制主要是位錯(cuò)攀移?？斩丛诰Ы缟闲魏?，長(zhǎng)大連接形成裂紋，在應(yīng)力集中作用下，裂紋沿晶界擴(kuò)展，最終導(dǎo)致斷裂，蠕變斷裂主要為晶界斷裂。

圖7 失效螺栓微觀斷口形貌

2 討論與分析

經(jīng)過(guò)以上分析可知，元素沿晶界偏析后會(huì)破壞晶體間的連續(xù)性。晶界處會(huì)形成富Cr區(qū)，強(qiáng)度較高，易形成應(yīng)力集中產(chǎn)生微裂紋，而晶界區(qū)周邊會(huì)形成貧Cr區(qū)，此種現(xiàn)象破壞了螺栓最初的γ′相，材質(zhì)強(qiáng)度也會(huì)由此降低。在遇到變形的情況下，晶體之間首先會(huì)發(fā)生晶界錯(cuò)位，以致沿晶斷裂，材質(zhì)抵抗變形的能力會(huì)大幅度下降。在承受拉應(yīng)力時(shí)，較小的能量即可使晶界處的微裂紋擴(kuò)大，而貧Cr區(qū)對(duì)裂紋擴(kuò)展的約束力又已減弱。材質(zhì)抵抗塑性變形以及拉伸破壞的能力遭到較大的削弱，韌性大幅度下降。

受加工制造工藝和高溫環(huán)境的影響，高溫螺栓在制造或使用過(guò)程中，難免會(huì)產(chǎn)生裂紋或誘發(fā)裂紋的缺陷，如原始晶格中存在空位、雜質(zhì)或碳化物，晶粒大小不均。這些缺陷破壞了螺栓合金組織的幾何連續(xù)性，在受到熱應(yīng)力和拉應(yīng)力的條件下，極易于產(chǎn)生應(yīng)力集中，過(guò)高的應(yīng)力給微裂紋的萌生與發(fā)展創(chuàng)造有利的條件［7］。

在高溫環(huán)境下，空洞或碳化物會(huì)逐漸形核和長(zhǎng)大，進(jìn)而發(fā)展出大量的微裂紋；在有氧的情況下，還會(huì)出現(xiàn)表面氧化等損傷。這些損傷降低了螺栓的承載能力，隨著時(shí)間的累積不斷發(fā)展并演化，最終動(dòng)態(tài)地影響著宏觀裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展［8］。

斷裂前后，力學(xué)性能變化較大，抗拉能力大幅度降低，材料的硬度有所降低。金相組織表明，螺栓在熱處理時(shí)，存在受熱不均勻的情況。斷口形貌為典型的高溫蠕變斷口形貌，且斷口孔洞內(nèi)含雜質(zhì)硅。晶界處，存在碳及合金元素鈦與鉻偏析的情況。雜質(zhì)硅及合金元素的偏析均能產(chǎn)生應(yīng)力集中與微裂紋，隨著時(shí)間的累積，微裂紋逐步擴(kuò)展匯集，最終在拉應(yīng)力作用的情況下發(fā)生斷裂失效。

3 結(jié)論及建議

經(jīng)分析可知，螺栓斷裂的主要原因?yàn)椴馁|(zhì)原始缺陷（雜質(zhì)硅造成的晶格空位、碳化物析出、熱處理不均勻）和高溫環(huán)境下因大量合金元素碳化物析出而發(fā)生的沿晶斷裂。

建議提高螺栓材質(zhì)，防止原始晶格缺陷，提高熱處理管控措施；合理選材，提升材質(zhì)的蠕變極限；定期更換螺栓；正常情況下，雙動(dòng)滑閥內(nèi)部緊固螺栓在正常使用兩到三個(gè)大修期之后，需更換一次。如開(kāi)停工較頻繁或超溫，應(yīng)一個(gè)大修期更換一次。在工作環(huán)境無(wú)法改變的情況下，上述措施只是合理治標(biāo)但不治本。

若要從根本上解決此問(wèn)題，則需對(duì)設(shè)備結(jié)構(gòu)進(jìn)行優(yōu)化設(shè)計(jì)改造，在導(dǎo)軌下部設(shè)計(jì)固定的支撐構(gòu)件，使螺栓和導(dǎo)軌的重量只作用于支撐構(gòu)件，此時(shí)螺栓僅起定位作用，變更為定位銷，不再承受拉應(yīng)力。哪怕高溫造成碳或合金元素偏析，產(chǎn)生蠕變的現(xiàn)象，螺栓拉應(yīng)力承受能力大幅下降，但對(duì)其徑向剪應(yīng)力的承載能力影響不大，且就定位銷而言，其承受的剪應(yīng)力本身就很小。從根本上規(guī)避由高溫引發(fā)結(jié)構(gòu)性失效的可能性。該結(jié)構(gòu)進(jìn)行優(yōu)化改造后已使用近四年，再未發(fā)生此類設(shè)備故障，設(shè)備改造使用效果良好。