(山東省安泰化工壓力容器檢驗(yàn)中心, 濟(jì)南 250014)

煙氣輪機(jī)(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(dòng)煙機(jī)旋轉(zhuǎn)，將煙氣的內(nèi)能轉(zhuǎn)換成機(jī)械能，進(jìn)而驅(qū)動(dòng)主風(fēng)機(jī)工作或者發(fā)電機(jī)發(fā)電，實(shí)現(xiàn)能量回收[1-2]。煙氣輪機(jī)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(zèng)_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(jī)在運(yùn)行過程中出現(xiàn)振動(dòng)和軸瓦溫度突然升高，將煙機(jī)緊急切岀后，現(xiàn)場(chǎng)煙機(jī)側(cè)聲音仍然不正常，為保證主風(fēng)機(jī)組安全，室內(nèi)手動(dòng)緊急停止主風(fēng)機(jī)，將現(xiàn)場(chǎng)煙機(jī)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(jì)壽命為20 a(年)，在使用7 a時(shí)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(shí)際工作溫度約為680 ℃。為找到葉片的斷裂原因，筆者對(duì)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(yàn)

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(jī)技術(shù)條件》對(duì)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(duì)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(gè)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(gè)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(jī)運(yùn)行不正常至緊急急停主風(fēng)機(jī)時(shí)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(wú)水乙醇經(jīng)超聲波清洗后，采用掃描電鏡(SEM)對(duì)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(wú)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(gè)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(shuō)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(jī)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(dòng)形成的離心力，二是高速煙氣穿過時(shí)對(duì)轉(zhuǎn)子葉片產(chǎn)生的彎曲作用力，三是振動(dòng)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(dòng)源主要是轉(zhuǎn)子葉片進(jìn)氣側(cè)氣流場(chǎng)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(jī)葉片在長(zhǎng)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(yàn)

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(qiáng)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(huì)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(shuō)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(cè)試

對(duì)斷裂葉片的不同部位進(jìn)行布氏硬度測(cè)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(yàn)，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(jī)用GH864合金熱軋棒材技術(shù)條件規(guī)定》對(duì)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(zhǎng)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(shí)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(yàn)結(jié)果可知，葉片為有疲勞機(jī)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(huì)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?。辉缙诤辖鸲嗖捎酶邷?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(huì)溶解于基體，晶界遷移的阻礙力降低，致使晶粒長(zhǎng)大速度進(jìn)一步加快，而晶粒長(zhǎng)大，會(huì)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(huì)再次沿晶界析出，這部分沿晶界析出的MC碳化物對(duì)晶界起釘扎作用，在熱加工時(shí)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(zhǎng)大現(xiàn)象，經(jīng)過熱處理后會(huì)得到嚴(yán)重的混晶組織[8-12]。該批葉片投用時(shí)間為2012年，因此其熱處理工藝符合HG/T 3650—1999《煙氣輪機(jī)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(duì)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(lái)的穩(wěn)定化和時(shí)效階段長(zhǎng)大，有利于獲得較小的γ′相顆粒，強(qiáng)化基體；另一方面固溶時(shí)晶界處的γ′相回熔，可以避免對(duì)晶界的釘扎作用，使鍛造過程中形成的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶核充分長(zhǎng)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(zhǎng)時(shí)間運(yùn)行過程中，瞬時(shí)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(qiáng)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(qiáng)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(shuō)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(jī)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(qiáng)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(jī)長(zhǎng)期安全運(yùn)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(duì)葉片的沖蝕；控制煙氣輪機(jī)的壓力、溫度波動(dòng)和開、停機(jī)的次數(shù)，避免葉片產(chǎn)生過多的瞬時(shí)高應(yīng)力，也是提高葉片使用壽命的關(guān)鍵措施。