失效开裂（共6篇）
失效开裂 篇1
0 引言
2014年8月, 阳春新钢铁公司转炉连铸工程120 t转炉烟气冷却系统中固定烟罩内的多条受热管频繁发生蒸汽泄漏事故导致紧急停炉, 给该厂的正常运行带来较大影响。该转炉烟气冷却装置把烟道作为余热蒸汽锅炉, 吸收转炉冶炼过程中的高温烟气余热使其降温, 以便满足下一步除尘及煤气回收要求, 保证转炉炼钢的安全要求。该余热锅炉额定蒸发量为120 t/h, 设计压力为2.45 MPa, 设计温度为250℃, 介质为饱和蒸汽, 工作温度为192℃~234℃, 转炉炉口排出的炉气温度约为1 450℃。烟道部分为固定烟罩、I段烟道、II段烟道、尾部烟道, 烟道内轴向整圈布置有受热管。固定烟罩曾于2014年4月更换维修全部受热管。经停炉检查发现, 发生泄漏的管子为炉后侧固定烟罩内进口联箱上方加料口后方位置的受热管。为找到受热管发生蒸汽泄漏失效的原因, 以便采取有效措施避免再次发生同类事故, 对送来的样品进行裂口宏观形貌分析、材质分析、壁厚测定、金相检验、扫描电镜和能谱分析等技术检测, 结合该炉运行工况特点和水质化验, 得出受热管开裂失效的主要原因, 并给使用单位提出了相应的意见和建议以供参考。
1 事故概况
2014年8月, 该公司OG系统中的转炉汽化冷却装置中的固定烟罩内频繁发生泄漏事故。停炉检查发现, 固定烟罩内有多根受热管出现横向裂纹导致蒸汽泄漏, 发生开裂的受热管位于16.3 m~18 m标高的炉后侧, 规格为Φ51 mm×5 mm, 材质为20G。
2 检验内容及分析
为找到受热管开裂泄漏的原因, 对样品分别进行了裂口宏观形貌分析、材质分析、壁厚测定、金相检验、扫描电镜和能谱分析等项目分析, 并结合该锅炉水质化验结果进行分析。
2.1 裂口宏观形貌分析
样品均位于向火侧, 裂口为横向穿透性裂纹, 均位于非焊缝区, 裂口长约12 mm。横向裂纹开口内壁较大, 外壁较细。内壁表面呈黑褐色, 结有一层白色较硬的水垢, 外壁表面未发现明显腐蚀、磨损现象。由于送检样品的局限性, 无法判断管径有无发生明显胀粗变形, 但壁厚检测结果显示管壁厚度为5.3 mm, 未发现减薄, 裂口未发现明显胀粗、减薄。对内壁清洗打磨除去表面垢样可以发现, 内壁主裂口附近有多条平行的横向裂纹, 深度约为0.5 mm。
2.2 材质分析
经对样品进行化学成分分析, 样品中C、Si、Mn、P、S的含量分别为0.17%、0.25%、0.52%、0.013%、0.004%, 均符合GB5310-2008高压锅炉无缝钢管的相关规定[1]。
2.3 金相分析
为深入了解样品的金相结构, 笔者对样品裂纹处内外壁和正常部位的内外壁分别进行金相分析, 且分别放大100倍和放大500倍观察, 综合样品的金相图分析, 横断面外壁金相组织为铁素体+珠光体[2], 珠光体球化级别为3级, 晶粒度为7.5级, 未出现晶粒长大和晶粒拉伸变形现象, 未发现明显的脱碳层。横断面内壁金相组织为正常的铁素体+珠光体。裂纹以穿晶型裂纹为主。
2.4 扫描电镜分析
为更全面地分析样品裂纹形貌, 对样品进行扫描电镜 (SEM) 分析, 分别对样品进行高低倍电镜扫描和低倍扫描, 还对新掰断口进行放大500倍的电镜扫描。从扫描电镜图像可以看出, 裂纹处有明显疲劳贝壳状条纹, 贝纹线间距规则, 有台阶形貌。裂源起源于内壁, 往外壁扩展, 裂纹附近有明显腐蚀。新断口形貌呈韧窝状形貌, 为韧性断裂 (制样掰断时产生的新断口) 。
2.5 能谱分析及水质分析
为分析样品中裂纹表面腐蚀物成分, 进行能谱分析, 发现样品裂纹表面腐蚀物主要成分为Mg Si O3、Ca Si O3和Fe2O3。对样品裂纹未清洗前的水垢成分进行能谱分析, 从谱图和元素含量可知, 水垢的主要成分为Mg Si O3、Ca Si O3、Ca3 (PO4) 2和氯化盐等盐类。然后再对管壁内表面水垢分析, 发现水垢成分为主要为Mg Si O3、Ca Si O3、Ca3 (PO4) 2等盐类, 且含有Cl-、Zn2+, 说明炉水中含有较多的Ca2+、Mg2+、Cl-、Zn2+等。根据用户提供的水质化验报告, 发现锅炉水质不稳定, p H值、总碱度、总硬度、悬浮物等指标经常连续多日超标。除盐水p H值、总硬度、总碱度、电导率也经常超标。
3 受热管开裂原因分析
转炉烟道由于运行工况周期性急剧变化, 工作条件十分恶劣, 使用寿命普遍很短, 主要是因为转炉冶炼工艺操作具有周期性, 同时转炉烟气温度高, 最高温度可达1 500℃以上, 烟气量大, 含尘量多, 具有毒性和爆炸性。热负荷频繁急剧变化引起氧化和交变热应力因素导致烟道内受热管使用寿命后期经常出现漏水。漏水钢管破口处特征是在受热管上会出现横向裂纹, 直至破裂, 发生蒸汽泄漏。
由于横向裂纹属于低周热疲劳裂纹, 根据经验, 该固定烟罩内的受热管一般经受10 000次热交变循环 (约1×104h) 后才会经常出现横向裂纹而失效, 但本次受热管只经受2 000次热交变循环 (约2 000 h) 就开始频繁出现横向裂纹, 且裂纹出现在直管段, 固定烟罩安装时也按设计要求进行整体退火, 因此可排除材质选材不当和安装质量问题。
a) 烟道冷却水供水质量差。虽然用户使用的给水为除盐水, 但裂纹表面的垢样分析结果显示, 炉水内含有较多的Ca2+、Mg2+, 还有少量Cl-、Zn2+, 由于水质硬度高, 给水中的Ca2+、Mg2+极易在热负荷大的部位产生结垢, 不断增厚的水垢使20G管材的导热系数变差, 大大降低管壁的散热系数, 导致热负荷波动对管壁温度和内外壁温差影响较大。当热负荷提高时, 管内外壁温度和温差明显提高, 结垢量的增加也会提高内外壁温差, 同时将加大管壁的阻尼, 降低介质的流速, 使水循环的自动补偿功能下降。给水中量Cl-、Zn2+的存在使受热管内壁较易引起氧化和应力腐蚀, 使内壁产生较多浅裂纹, 一旦出现微裂纹, 转炉工况的低周循环使受热管向火面产生的周期性热交变应力造成热疲劳破坏, 会使裂纹不断扩展、长大, 裂纹扩展至超过临界尺寸而失稳导致水冷壁管开裂泄露;
b) 排污不及时或排污量少。由于水质化验结果显示, 除盐水和炉水p H值经常超标, 碱度过大, 运行一段时间后如不及时排污, 进水联箱上方的受热管由于水蒸汽的不断蒸发而使管内OH-浓度不断增加, 高浓度的OH-渗入受热管内壁的裂纹内, 极易发生苛性脆化, 加速裂纹的扩展直至穿透性破裂。
4 结语
送检样品受热管开裂主要是低周热疲劳应力腐蚀开裂。根据受热管开裂的原因分析, 提出以下建议供参考:严格执行软水标准, 加强水质监控力度, 确保给水和炉水符合相关水质标准规定, 保证给水和炉水各项指标稳定, 减少烟道内管壁结垢而影响传热效果, 改善排污方式, 执行排污制度。
参考文献
[1]中国钢铁工业协会.GB5310-2008高压锅炉无缝钢管[S].北京:中国标准出版社, 2008.
[2]中国钢铁工业协.GB/T13299-1991钢的显微组织评定方法[S].北京:中国标准出版社, 1991.
焦化装置油气线法兰开裂失效分析 篇2
2015年7月,炼油厂焦化车间反应单元的油气线的DN500大口径法兰突然发生开裂,大量油气泄漏,造成装置紧急停工。该管线于2008年9月投入使用,累计使用周期7a。管线工艺介质为瓦斯及液化气组分,操作压力:0~0.22 MPa,操作温度:常温~440℃,压力和温度的变化以24 h为一个循环。开裂法兰公称直径为DN500,材质为1Cr5Mo耐热钢。由于施工时间较长,法兰供货状态以及焊接工艺不详。为了恢复生产,现场将开裂法兰从焊缝处切割下来,重新焊接一个新法兰。为了查明法兰发生开裂的原因,针对开裂的法兰进行检测分析,以确定其失效原因,提出相应的改进措施。
2检测分析数据和结果
2.1法兰开裂状态检查分析
1)检测内容。针对法兰整体外观进行观察分析,查看开裂部位和形态。
2)检测结果如图1~图2所示。
3)结果分析。检查整个法兰外观,共有两条大裂纹,二者具有一定间隔,不在同一部位,是两个开裂方向不同的裂纹。一条裂纹为纵向开裂,如图1,裂纹由焊缝处起始,沿着法兰的纵向扩展到螺栓孔附近,但未完全开裂到法兰密封端面。另一条裂纹为环向开裂,如图2,裂纹位于焊缝热影响区附近,环向开裂长度大约为18 cm左右。在法兰的内壁沉积一层较厚的黑色锈垢沉积物。根据现场描述,造成法兰泄漏的是纵向裂纹,当场未发现有环向裂纹。当法兰切割下来后,才发现有一条环向裂纹,这说明环向裂纹是事后产生的。
1.2 法兰断口取样与宏观检查分析
1)检测内容。用线切割在法兰纵向开裂处切取4个断口试样,在法兰环向开裂处切取3个断口试样,超声波清洗干净,用体视显微镜观察分析断口形貌特征。
2)检测结果如图3~图4所示。
3)结果分析。由图3环向断口试样形貌可以看出,环向断口表面平整,无明显的塑性变形痕迹,显示出一定的脆性断裂特征。断口内外壁两侧有一些后期雨水渗入锈蚀痕迹,其余大部分区域比较新鲜,显示出金属光泽,未发现油气泄漏时形成的沉积物,这说明环向开裂是在管线停工后,法兰切割过程中的自重、吊卸等因素造成的瞬间开裂。至于环向开裂为何呈现脆性断裂形态,后续的相关材质检测将进一步查明。
由图4纵向断口试样形貌可以看出,纵向断口表面平整,也无明显的塑性变形痕迹,显示出一定的脆性断裂特征。纵向断口颜色灰暗,尤其是焊缝附近区域颜色发黑,表面有油气泄漏时形成的沉积物。而且,根据断口表面的纵向撕裂扩展台阶可以判断,焊缝位置就是纵向开裂的裂纹源,而后沿着壁厚纵向扩展。
法兰纵向开裂如果是应力腐蚀开裂,裂纹应该萌生于内壁一侧,而后向外壁方向扩展。由裂纹沿着壁厚纵向开裂扩展特点可以初步排除应力腐蚀开裂的可能性。法兰纵向开裂的裂纹虽然萌生于焊缝位置,但是向管道一侧的扩展距离很小,只有10 mm左右长度就停止了。这说明管道材质正常,而法兰的材质可能出现了脆化问题。
1.3 法兰断口微观检测分析
1)检测内容。针对法兰纵向开裂4个断口试样以及环向开裂2个断口试样,用扫描电镜分析断口表面微观形貌,用能谱仪检测断口表面腐蚀产物成分。对于表面腐蚀严重的纵向断口试样,用加缓蚀剂的酸洗剂清洗后再进行扫描电镜检测分析。
2)检测结果如图5~图8所示。
3)结果分析。由图5环向断口的微观形貌可以看出,环向断口表面比较干净,其形态特征为脆性解理形貌,未发现塑性韧窝形貌。这说明环向开裂属于完全的脆性断裂。
由图6纵向断口的焊缝区形貌可以看出,由于法兰切割部位在焊缝处,检测件的剩余焊缝区很小,在焊缝区有一个小气孔。
由图7纵向断口的微观形貌可以看出,断口的裂纹源区和扩展区均覆盖较厚的腐蚀产物。经过加缓蚀剂的酸洗剂清洗后,断口的裂纹源区依然模糊不清,而部分扩展区显示出原始的断口微观形貌,见图8,其形态特征也为脆性解理形貌,未发现塑性韧窝形貌。并且,整个断口未发现应力腐蚀开裂常有的二次裂纹。
由表1腐蚀产物成分检测结果可以看出,环向断口表面有一些轻微氧化,未发现S、Cl等应力腐蚀敏感元素。由表2腐蚀产物成分检测结果可以看出,纵向断口表面除了氧化腐蚀以外,主要沉积了较多的油气残留物C元素,也未发现S、Cl等应力腐蚀敏感元素。
1.4 法兰材质成分检测分析
1)检测内容。在法兰上分别钻粉和取样6组,用碳硫分析仪以及直读光谱仪分别检测试样的化学成分,判断法兰材质是否为1Cr5Mo耐热钢。
2)检测结果如表3。
%
3)结果分析。由表3可以看出,根据标准SH/T 3520-2004《石油化工铬相耐热钢焊接规程》和JB 4726-2000《压力容器用碳钢和低合金钢锻件》,法兰材质成分符合1Cr5Mo耐热钢锻件的化学成分范围。
1.5 法兰金相组织检测分析
1)检测内容。在法兰纵向开裂和环向开裂附近的焊缝区和母材处截取4个试样,经过水砂纸、金相砂纸细磨、研磨和抛光,用硝酸酒精溶液浸蚀,制备成金相试样,用金相显微镜对试样进行金相组织分析。用扫描电镜分析其中1个带裂纹试样,用能谱仪检测裂纹里的腐蚀产物成分。
2)检测结果如图9~图12所示。
3)结果分析。在4个试样中的1个纵向开裂焊缝试样中,发现有一条小裂纹,由焊缝处开始扩展,到焊缝热影响区停止,见图9。试样的法兰焊缝区、热影响区、母材区的组织中均未发现沿晶腐蚀痕迹,也未发现超标的粗大非金属夹杂物。
由图10和图11中可以看出,法兰焊缝处的金相组织大部分为柱状晶,而热影响区组织为重结晶的等轴晶。法兰在焊缝处切割下来,焊缝以及热影响区经过了重新加热过程,所以目前检测出来的法兰焊缝和热影响区组织与其本来的原始组织可能存在一些差异。法兰母材的金相组织为回火马氏体,还有一些贝氏体形态。回火马氏体和贝氏体硬度较高,脆性较大,容易造成脆性断裂。
由图12可以看出,法兰纵向开裂的焊缝试样中的小裂纹呈现蜿蜒扩展形态,但未出现树枝状分叉。表4裂纹里的腐蚀产物检测结果表明,主要为铁的氧化物。这说明,法兰焊缝里的裂纹扩展为极其缓慢的高温氧化过程。
1.6 法兰硬度检测分析
1)检测内容。在法兰的焊缝、热影响区、母材三个区域,用洛氏硬度计各检测3处硬度,对比分析母材与焊缝的硬度差异。
2)检测结果如表5。
3)结果分析。由表5洛氏硬度检测结果可以看出,法兰的焊缝和母材硬度偏高,达到38~39HRC,而热影响区的硬度值为25HRC,比较接近正常。
HRC
考虑到法兰在焊缝处切割重新加热过程,所以目前检测出来的法兰焊缝和热影响区硬度与其本来的原始硬度可能存在一些差异。
目前检测出来的法兰母材硬度应该代表其本来的原始硬度,洛氏硬度38HRC换算成布氏硬度为352HB。根据标准SH/T 3520-2004《石油化工铬相耐热钢焊接规程》和JB 4726-2000《压力容器用碳钢和低合金钢锻件》,1Cr5Mo耐热钢锻件的硬度范围为174~229HB,法兰母材偏高,表明其脆性较大。
1.7 法兰冲击韧性检测分析
1)检测内容。在法兰焊缝附近和母材处截取6个试样,加工出标准V型缺口冲击试样,用冲击试验机检测试样的冲击功,评价法兰材质的韧性情况。用扫描电镜分析其中2个冲击断口试样的微观形貌。
2)检测结果如表6。
3)结果分析。由表6法兰各部位试样的冲击功检测结果可以看出,法兰焊缝附近试件的冲击功检测结果差异较大,这是由于剩余焊缝很少,切割试件可能包含了焊缝、热影响区和母材多个部分。
法兰母材试件的冲击功Akv很小,平均值只有13 J,根据标准SH/T3520-2004《石油化工铬相耐热钢焊接规程》和JB 4726-2000《压力容器用碳钢和低合金钢锻件》,1Cr5Mo耐热钢锻件的冲击功Akv最小应达到34 J,表明法兰冲击韧性很低,脆性较大。
由图13冲击试样断口微观形貌可以看出,冲击功很小的母材试样断口表面基本都是脆性解理微观形貌特征;而图14冲击试样断口微观形貌可以看出,冲击功较大的焊缝试样断口有很少一部分是塑形韧窝微观形貌特征。
2 法兰开裂失效原因分析
法兰环向开裂是由于事后拆卸法兰造成,而纵向开裂造成了法兰的失效事故,故而主要分析法兰纵向开裂原因。根据法兰断口微观形貌和腐蚀产物成分以及组织中裂纹扩展形态,排除了应力腐蚀和沿晶腐蚀开裂失效的可能性。法兰母材的硬度较高,脆性较大,按照断裂力学的应力强度因子理论,这种材质里如果存在一定尺寸小裂纹,就会迅速扩展开裂。
法兰纵向开裂的源区在焊缝处,焊缝处检测出气孔,还发现了裂纹,该裂纹应该是焊接后的延迟微裂纹缓慢扩展形成的。1Cr5Mo虽然是低碳钢,但是其含Cr量较高(4.0%~6.0%),焊接空淬硬化倾向较大,如果不进行严格的焊前预热和焊后热处理,焊后一定时间后容易产生延迟裂纹。
该法兰在长达7a的使用时间里,由于操作压力和温度的循环变化(24 h一个循环,压力波动较小,温度波动较大),其焊后微裂纹不断氧化,产生缓慢扩展,当裂纹扩展到一定临界尺寸时,脆性的法兰母材突然发生开裂。裂纹萌生于焊缝位置,也会向管道一侧扩展,但是管道材质正常,脆性很小,因而裂纹只有缓慢扩展,不会发生突然开裂。所以,法兰焊接微裂纹和材质脆性较大是其突然纵向开裂的原因。
3 结语
综合上述检验情况的分析,制定措施如下:
1)对同批次安装的法兰焊缝进行探伤检测,发现微裂纹以及较大气孔和夹杂缺陷者,对焊缝进行重新打磨和焊接,焊接时严格进行焊前预热和焊后热处理,并且焊后延迟一定时间后进行探伤检测。
2)对同批次1Cr5Mo材质法兰进行现场硬度检测,发现硬度偏高者,根据情况考虑是否更换法兰。
参考文献
失效开裂 篇3
1 开裂管材分析
1.1 裂纹形貌
开裂的管道长度约为2.4m, 位于上下两个弯头之间。裂纹沿轴向贯穿整段管道, 裂纹两头分别截止于与上下弯头连接的环焊缝处。裂纹在靠近上弯头处有分叉;在管道中部呈W形, 开口较宽, 最宽约为16mm;中部以下直到下弯头部分近似呈直线, 并穿过支座的两个补强圈的交界处。整个裂纹的长度约为2.3m, 管线开裂形整体貌见图1。
1.2 化学成分
在开裂管道的中部用电火花线切割取样, 进行火花源原子发射光谱分析。执行标准是GB/T 4336-2002《碳素钢和中低合金钢火花源原子发射光谱分析方法 (常规法) 》, 具体检测结果表明管道的化学成分符合ASTM A106/A106M-10的相关要求 (见表1) 。
1.3 力学性能
对管道裂纹附近的材料在1/2壁厚部位沿环向取3个试样, 用Instron万能实验机进行拉伸实验。执行标准GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》, 拉伸速率为加载速率为1mm min, 测试温度为室温。从试验结果来看, 钢管母材的各项拉伸力学性能指标都符合ASTM A106/A106M-10的要求 (见表2) 。
1.4 硬度检测
沿管道的厚度方向取样, 对管道的内表面、中间和外表面分别用台式硬度计进行布氏硬度测试, 结果见表3。执行标准GB/T 231.1-2009《金属材料布氏硬度试验第1部分:试验方法》。从表中数据分析:内表面、中间和外表面的布氏硬度平均值都小于《上海石化炼油改造工程-美标钢管技术协议 (SEI) 》中2.8 (6) 条规定的180HB, 说明钢管母材的硬度是符合技术协议要求的。
HB
1.5 金相和非金属夹杂物分析
(1) 金相分析。分别在平行于管道表面的纵截面和垂直于管道表面的纵截面上取样进金相分析。执行标准是、GB/T 6394-2002《金属平均晶粒度测定方法》。在平行于接管表面的纵截面上进行金相分析:组织为铁素体+珠光体, 采用比较法, 测得晶粒度级别为7级。同时, 在垂直于接管表面的纵截面上进行金相分析:组织为铁素体+珠光体, 采用比较法, 测得晶粒度级别为7级, 可以认为组织的类型和形貌与平行于接管表面的纵截面基本类似。
(2) 非金属夹杂物分析。分别在平行于管道表面的纵截面和垂直于管道表面的纵截面上取样进行非金属夹杂物测定。执行标准GB/T10561-2005《金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法》和GB T 13298-1991《金属纤维组织的检验方法》。在平行于接管表面的纵截面上进行非金属夹杂物测定, 硫化物级别评为:A2.5;球状氧化物类级别为:D1.5;未发现C、D类非金属夹杂物。在垂直于接管表面的纵截面上进行非金属夹杂物测定, 硅酸盐类级别评为:C1.5, 未发现A、B、D类非金属夹杂物。这些检测结果, 均符合《上海石化炼油改造工程-美标钢管技术协议 (SEI) 》中的相关筹款。
2 失效成因研究
2.1 失效起裂点分析
从管道材料的化学成分、力学性能和夹杂物含量来看, 各项指标均符合相关标准或协议的要求, 说明材料并没有问题。因为裂纹的起裂点是失效分析的重点, 为了找出管道裂纹的起裂点, 需要从宏观尺度对断口全面而细致的分析, 找出裂纹起始的区域。
(1) 从宏观上看, 裂纹沿轴向贯穿整根管道, 裂纹两头分别截止于与弯头连接的环焊缝处。裂纹在靠近上弯头处有分叉;在管道中部呈W形, 开裂的最宽处约为16mm;中部以下直到下弯头部分近似呈直线, 并穿过支座的两个补强圈的交界处。
(2) 从断口的宏观形貌可以看出, 管道沿着轴向断裂, 且从上到下断口上绝大部分区域都存在人字形和放射形的纹路, 肉眼明显可见。可以从人字纹及放射纹的指向来寻找起裂位置, 起裂位置的确定在失效分析中极为重要。对该管道破裂的整个断口进行观察检查, 端口中人字纹及放射纹的形貌。发现人字纹从两端均指向其中间偏下的某一部位, 即人字纹的箭头方向均指向支座的两个补强圈的交界处。仔细观察这两个补强圈角焊缝交界处的断口, 可以发现有从钢管外壁向内壁发展的放射纹。通过人字纹和放射纹走向可以判断出:裂纹起始于这两个补强圈角焊缝的交界处。
(3) 从断口上可以看到比较平坦的半椭圆形的区域, 是打压时逐步断裂的裂纹起裂区, 这些区域之外便是放射纹和人字纹区域, 内外壁处断口上有较窄的剪切唇。断口上反复观察未发现原始缺陷, 说明这期断裂事故并非是由原始宏观缺陷引起的低应力脆断。但事故仍旧属于脆性断裂, 因为整个管道没有发生宏观可见的塑性鼓胀变形, 且事故压力不高, 属于低应力脆断范畴。所以失效分析工作重点不应在寻找钢管的原始缺陷上, 重点要在鉴别钢管材料的脆性上。
2.2 失效原因分析
(1) 起裂位置的特点。板材、容器及管道等构件断裂时, 断口上常可观察到人字条纹。人字条纹的收敛方向指向裂源, 其反向为裂纹的扩展方向。2m多长的断口上的人字纹均指向加强板的焊接处, 所以该处为裂纹的起裂位置。之所以在管道的中部裂纹张口最大, 是由于管道上下都受到端部的束缚而限制的裂缝的张开, 管段中部所受的束缚最小。裂纹在中部出现W字型扩展, 主要和管道的残余应力和材料的薄弱环节有关。该管道在最后正火热处理后经过冷弯矫直处理, 这样产生了残余应力[2,3], 另外裂纹扩展总是沿着阻力最小的方向扩展, 材料的某些部位的薄弱环节也影响裂纹的走向。
(2) 材料质量和焊接。管材的化学成分、金相组织和夹杂物、拉伸性能和硬度均符合ASTM A106-10的标准要求和订货合同要求;焊接处金相组织正常。
(3) 起裂失效原因。管线起裂并导致爆破的原因是补强圈搭接的焊接结构所致。一是本例中的补强圈为搭接结构, 这种结构在搭接处产生了很大的应力集中, 同时焊接造成的残余拉应力也很大。搭接造成焊接施工的不方便极易导致咬边焊接缺陷。二是本例的补强圈焊接后搭接在一起, 而且补强圈很厚, 这样就在管道外层形成了“V型缺口” (见图2) , 同时由于焊接补强圈和管线成为一体, 相当于管线外侧有“V型缺口”, 进而导致应力集中。这种补强圈结构导致了严重的拘束效应, 呈现三向应力状态, 焊接的残余拉应力也很大, 在外力作用下容易产出裂纹[4]。
2.3 分析结果
对管材的理化性能指标、拉伸性能、韧脆转变温度和断裂韧性进行了测试, 对起裂位置的剖面金相进行了检查, 得到如下分析结果:
(1) 管材的原材料的化学成分与力学性能符合设计及相应材料标准的要求。且S含量仅为质量分数的0.01%, 比ASTM中A106材料标准中规定的0.035%低得多。管材中未发现有折叠类的宏观缺陷。
(2) 在19MPa试验压力下管子发生脆性断裂, 管子的最大薄膜应力仅为86.9MPa, 约为材料屈服强度的35%, 属于低应力水平的脆性断裂。爆管的起裂点位于该垂直管段的下端焊有支撑圈的部位, 断口检查则有一点爆破前就存在的外表面下的初始裂纹 (尺寸是轴向长62.5mm, 沿壁厚深15.1mm) , 爆管就是从这一初始裂纹在19MPa下发生快速撕裂扩展的。从断口上可以判断出这初始裂纹不是原材料的缺陷, 而是水压试验中在低压下就开始逐步形成的。
(3) 从爆裂口附近的金相检验可以看出焊缝及热影响区的金相均正常, 熔合线附近的母材未明显粗大, 也未发现魏氏体组织, 说明支承体的加强圈与管段焊接时的焊接工艺控制较为严格和合理。
(4) 形成的初始裂纹并直接导致爆管的基本原因是管子外壁焊接支承圈的焊缝交接处出现了类似V形缺口的结构缺陷。在管子外壁焊缝处造成严重的应力集中, 焊接后虽然进行了热处理, 但此设计采用的双焊接带补强板GB7型立式支耳管型式, 与高压管道壁厚相同的补强板焊接在母管外壁, 且两补强板几乎重合, 两条焊缝交接时造成重复焊接和产生更大的焊接热应力[5]。因此结构的应力集中和焊接残余应力是导致管子出现开裂及爆管的主要原因。
2.4 方案和措施
(1) 解决方案。首先, 对渣油加氢装置内所有CL1500和CL2500等级管道中, 原设计双焊接带与管道等厚补强板焊接在母管外壁的立式支耳管 (GB7型) 调整为双焊接筋板型 (DB-7型) 支架。以尽量减少在钢管上的焊接面积, 从而减少焊接的热应力, 且能满足管系载荷及应力的需要。
其次, 管道支架焊后热处理要求:奥氏体不锈钢 (仅涉及TP347) 管外表面焊接件焊后不做热处理, 抗H2S碳钢和合金钢管外表面焊接件应做焊后消应力热处理, 普通碳钢管外表面焊接件是否做焊后热处理, 按SH3501-2011等相关施工规范执行[6]。所有热处理后须检测焊缝及热影响区硬度。
还有, 现场焊后热处理手段须确保消除应力的效果, 保温措施必须到位, 必要时可采取增加机械手段消除焊接应力[7,8,9]。
(2) 措施实施。统计整个渣油加氢装置的两套系列, 涉及到反应器入口管线、热高分入、出口管线、高压换热器管程出口管线总16处相同结构GB7型支耳, 管线尺寸为DN350及DN400两个规格, 除高压换热器管程出口管线 (其中一个爆裂) 材质为A106外, 其余均为TP347。
因项目进行到试压接近收尾阶段, 所有焊接、热处理和无损探伤已结束, 要消除GB7型支耳补强板焊接对母材的劣化倾向或隐患, 必须将支架部位管道切除, 特别是TP347管道在现场处理必须采用专用现场机械加工装备以在切除管子两端加工出焊接坡口, 更换重新焊接管道、探伤后再按DB-7形式支架重新安装。
3 结束语
3.1 本文中失效管道母材化学成分、机械性能、金相组织均符合规范
和技术协议的要求, 施工质量符合标准, 形成的初始裂纹并直接导致爆管的基本原因是管子外壁焊接支承圈的焊缝交接处出现了类似V形缺口的结构缺陷。结构的应力集中和焊接残余应力是导致管子出现开裂及爆管的主要原因。项目设计时应杜绝此类结构的支架。
3.2 此管道输送极度危险介质, 且压力等级高, 是石化行业中压力管
道等级最高的SHA等级[6], 必须执行规范, 进行施工完成后的强度试验, 以检验材料、施工的质量, 确保重要装置的安全运行。S
摘要：上海石化炼油改造项目3900kt/a渣油加氢装置, 在建设阶段高压管道水压试验时发生爆裂, 通过对爆裂失效的材质为ASTMA106无缝钢管的宏观形貌、材料的化学成分、金相和力学性能分析, 寻找起裂点和爆裂的原因, 提出了相应的解决方案和措施, 且按方案执行整改, 彻底消除了运行隐患。
关键词：高压管道,试验,失效分析,措施
参考文献
[1]American Society for Testing and Materials.ASTM106-10:Standard Specification for Seamless Carbon Steel Pipe for High Temperature Service[S].2010.
[2]王勇刚.冷弯管在电站主汽管道中的应用[C]//全国第六届电站构件失效分析与寿命管理学术会议.2000.
[3]S.Caminada, G.Cumino, L.Cipolla, A.Di Gianfrancesco.Cold bending of advanced ferritic steels:ASTM grades T23, T91, T92[J].International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2009 (86) :853-861.
[4]高悦, 陈明峰, 梁宗敏.残余应力对构件受力性能的影响[C]//北京力学会第十六届学术年会论文集.2010.
[5]吴雪峰, 崔佳, 李林.具有交叉焊缝的圆管相贯节点焊接残余应力的数值模拟[C]//中国钢协结构稳定与疲劳分会第12届 (ASSF-2010) 学术交流会暨教学研讨会.2010.
[6]国家发展和改革委员会.SH3501-2011, 石油化工有毒、可燃介质钢制管道工程施工及验收规范[S].2011.
[7]朱小伟.加氢装置高压管道配管设计浅谈[J].石油化工设计, 2011, 28 (2) :47-49.
[8]薛防震, 冯巧林, 汪明.高压加氢装置工艺管道热处理施工技术[J].石油化工建设, 2009 (3) :65-66.
ZM6尾减机匣开裂失效分析 篇4
1 实验过程与结果
1.1 故障概述
某型号飞机尾减机匣装机前需进行振动试验,故障尾减机匣外观见图1。对4个机匣固定脚进行荧光渗透检查发现,固定脚处存在裂纹,该尾减机匣的振动试验实际进行了3.8×105次,技术要求需达到6.5×105次。试验加载处及与法兰连接端见图1,试验基本情况为:将尾减机匣固定在试验台上,输入和输出端分别通过与轴和齿轮进行传动,输入端的轴固定在机匣壳体上,对动力输出端施加弯曲、扭转及轴向力的作用。机匣材料采用ZM6铸造镁合金,T6状态。
1.2 宏观检查
裂纹在固定脚中的具体位置及裂纹走向情况见图2,裂纹呈直线状扩展且与固定脚约呈45°。
1.3 电镜观察
将裂纹打开后的断口宏观形貌见图3,箭头处存在块状缺陷,该缺陷位于固定脚悬梁内侧表面,呈凸起状,与之匹配的断口上为小凹坑,并由此处发出的多条放射棱线可以判断,裂纹由该缺陷处起源。
将断口进行超声波清洗后放入JSM-5600 LV扫描电子显微镜下观察。断口源区高低倍形貌见图4,源区呈点源特征,块状缺陷尺寸约为1.0mm,缺陷表面形貌未见腐蚀特征,属非正常开裂特征。源区背射图像见图5,不同区域的颜色不同说明其相互之间的成分存在差异。扩展区高倍形貌见图6,表现为快速疲劳扩展断裂特征,未见明显疲劳条带。人为打开区形貌为韧窝+穿晶断裂形貌。裂纹断口示意图见图7,裂纹起源于内侧表面且距离固定脚悬梁边缘11mm处,放射状扩展,形成了总长度约为40mm的裂纹。
1.4 金相分析
在裂纹处截取并磨制标准金相试样,用5mL硝酸+95mL水的溶液腐蚀后在JSM-5600 LV扫描电子显微镜下进行观察,组织见图8,未见粗大晶粒,最大晶粒尺寸不超过82μm,网状枝晶间分布有小块状及条状某析出相,基体α(Mg)中也有点状析出相,未见过热过烧、严重夹杂及疏松等组织缺陷。
1.5 能谱分析
使用LINK1S1S300能谱仪对源区的成分存在差异的三个区域(图5中标注的区域①、区域②和区域③)、裂纹扩展区基体及金相组织中不同区域进行能谱分析,结果见表1。
由表1可知,源区被氧化,且发现腐蚀元素S,区域1中Nd含量较高。将清洗后的断口在紫外线灯下进行观察,源区处有荧光显示,因此可以推断,此O元素和S元素均为荧光剂污染所致。组织的能谱分析结果表明,晶间析出相为Mg12Nd相。
1.6 硬度检测
使用Wilson Wolpert 401MVD显微硬度计对裂纹处基体组织进行布什硬度检测,裂纹处的材料硬度为HB73.2,高于技术要求的上限HB70[4](技术要求为HB55～70[4])。
2 分析与讨论
2.1 失效模式分析
断口观察结果表明,裂纹从缺陷处起源,裂纹扩展棱线呈放射状,扩展区断口表现为快速疲劳扩展特征,瞬断区为韧窝形貌,以上断口特征表明,尾减机匣属低周疲劳开裂。
2.2 失效原因分析
材料在无缺陷的情况下,裂纹往往从表面、应力集中部位、或受力最大点处萌生;对于含有一定缺陷的镁合金材料,往往会一定程度的损害其疲劳性能而萌生疲劳裂纹,当缺陷达到一定程度时就会明显的降低此处的疲劳裂纹扩展应力值,使此处疲劳强度下降,导致裂纹的萌生直至断裂。对于故障机匣,裂纹的萌生位置(见图7)位于悬梁内侧面上距离悬梁顶11mm的缺陷处,此处既不属应力集中处,也不属于最大受力点处(一般来说,不存在缺陷的情况下,应从受力薄弱部位萌生),而是从表面缺陷处萌生,且缺陷表面未见腐蚀特征(腐蚀元素S为荧光剂污染所致)。因此可以推断,机匣表面缺陷是导致其疲劳裂纹形成的直接原因。电镜背射图像显示缺陷处与基体之间成分存在差异,能谱分析结果表明,源区缺陷表面的Nd含量较高,同时,缺陷的形状呈椭圆形约1.0mm长,形状与尺寸与Mg12Nd相相差较大,由此可以判断,此缺陷为Nd元素偏析。ZM6镁合金是Mg-Nd-Zn-Zr系铸造镁合金,Nd是该合金中的主要合金元素,且具有较大的固溶度,使得合金具有良好的室温及高温力学性能,其对力学性能的影响因素主要有两个方面:晶粒细化和金属化合物的数量、尺寸、形状及分布。一定范围内Nd元素对镁合金的抗拉强度影响不大,但是随其含量增加塑性降低,显然这是由于合金中的脆性相Mg12Nd随Nd含量的增加而增多的缘故,在Mg-Nd-Zn-Zr系合金组织中,常出现Nd的聚集物,称为Nd偏析。试验证明,Nd偏析对合金的抗拉强度、屈服强度影响不大,但是局部存在的块状,尤其是这些材料经过加工制成机匣成品时,有些Nd的块状聚集物暴露在机匣表面,当此机匣表面进行表面氧化处理时严重影响了氧化保护膜的形成,致使机匣表面氧化膜不完整,大大的降低了表面强度,易萌生裂纹,最终发生疲劳断裂失效。另外,由于镁的化学活性较高,故镁合金对腐蚀环境非常敏感,且缺口敏感性较大,该故障机匣为振动试验中失效,若在潮湿、酸和部分盐溶液中易受腐蚀后零件表面完整性会迅速被破坏,导致零件失效甚至发生事故,后果将会更加严重。
金相组织检查未见严重组织缺陷。硬度检查结果表明,裂纹处的材料硬度高于技术要求的上限,也就是说,材料的脆性相对较大,韧性不足。工程经验表明,材料的塑性好,会降低疲劳裂纹的扩展速率,一定程度的增加疲劳寿命,改善其疲劳性能,反之,使材料的疲劳性能有所下降[5]。因此,机匣裂纹处材料韧性不足一定程度上促进了裂纹的疲劳扩展。而从组织来看,韧性不足与组织中含有一定量的高强度和高硬度的块状及条状Mg12Nd相有关。
2.3 提高尾减机匣疲劳性能的几点措施
一般来说,零件的疲劳断裂往往从表面的应力集中部位开始,因此,提高尾减机匣受力部位的表面强度是提高其疲劳性能避免故障发生的有效方法之一。工程经验表明,采用机械抛光[6]、喷丸处理[7]和滚压强化[8]机械表面形变强化处理具有良好的效果。通过机械加工提高机匣固定脚表面的光洁度可消除表面Nd偏析块,从而提高缺陷处的疲劳强度和疲劳寿命,可以预防机匣疲劳开裂失效故障;利用喷丸处理和滚压强化可以提高机匣的表面质量,即加强缺陷处的疲劳抗力可使机匣固定脚处的疲劳强度提高20%以上[9]。这些措施使得机匣受力部位表面引入了附加压应力或使表面硬度,附加压应力和表面硬度的提高减少了位错的运动,降低了疲劳裂纹的萌生速度,从而达到提高表面疲劳抗力的目的。当然,提高尾减机匣的表面的疲劳抗力还可以通过改善材料的质量来实现,采用铸造新技术可以减少Nd偏析等铸造缺陷,如真空压铸、半固态加工等。
3 结论
(1)尾减机匣的裂纹性质为低周疲劳裂纹。
(2)机匣表面Nd元素偏析是导致机匣疲劳裂纹形成的直接原因,材料韧性不足一定程度上促进了裂纹的疲劳扩展。
(3)对尾减机匣表面采用机械抛光、喷丸处理或滚压强化等表面强化工艺,可达到提高表面质量及强度的目的。
摘要：某型号飞机尾减机匣试验过程中出现异常,荧光检查发现裂纹。通过故障机匣外观检查、裂纹断口宏微观观察及能谱分析、材料硬度检测、金相检查等试验得出结论,尾减机匣失效属低周疲劳开裂,机匣表面Nd元素偏析是导致机匣疲劳裂纹形成的直接原因,材料韧性不足一定程度上促进了裂纹的疲劳扩展,根据分析结果,给出提高尾减机匣受力部位的疲劳抗力,避免故障再次发生的有效方法。
关键词：尾减机匣,失效分析,疲劳裂纹,Nd偏析
参考文献
[1]POLMEAR I J.Magnesium alloys and application[J].Mater SciTechn,1994,1:1-3.
[2]刘英,李元元,张卫文,等.镁合金疲劳的研究进展[J].材料导报,2005,19(2):87-90.
[3]王渠东,于文江.高温铸造镁合金的研究与应用[J].材料导报,2000,14(3):21-23.
[4]HB964-1982,铸造镁合金技术标准[S].
[5]陈先有,黄俊波.7075铝合金机加框开裂分析[J].失效分析与预防,2007,2(3):50-53.
[6]HILPERT M,WAGER L.Corrosionasin fatigue behavior of thehigh strength magnesium AZ80[J].J Mater Eng Perform,2000,9:402-405.
[7]ALTENBERGER I,SCHOLTES B.Improvement of fatigue be-havior of mechanically surface treated materials by anneaking[J].Scr Mater,1999,41(8):873-876.
[8]冯忠信,何家文,张建中,等.ZM1镁合金的滚压形变强化及机理[J].机械工程学报,1996,32(1):103-105.
失效开裂 篇5
1 不锈钢换热器换热管概述
由不锈钢材料制作出的换热器就是所谓的不锈钢换热器, 不锈钢换热器自身具备高强度的抗氧化能力, 不仅符合当今社会所提出的安全卫生基本要求, 可广泛使用于我国食品、医药、生活用水以及采暖等等领域, 还具有较好的传热效果, 较之传统换热器而言, 使用寿命的时间更为长久。不锈钢换热器在我国各个领域都发挥出了十分显著的效果, 具有非常突出的防锈、防垢能力。
2 不锈钢换热器换热管腐蚀开裂的失效问题
2.1 不锈钢换热器换热管腐蚀开裂的研究内容
不锈钢换热器换热管出现腐蚀开裂是导致换热器发生事故的原因之一, 有效解决不锈钢换热器换热管腐蚀开裂, 是提高其使用价值的重要环节, 必须充分一切合理条件, 提高不锈钢换热器换热管的安全性能, 促进其正常运转, 从根本上抑制不锈钢换热器换热管腐蚀开裂的现象。
2.1.1 不锈钢换热器换热管腐蚀开裂的化学成分分析
对于不锈钢换热器换热管腐蚀开裂的问题, 可适当在换热管上截取一定量的实验样品, 并采用primusⅡ型X射线荧光光谱仪器以及CS-8800型红外碳硫分析仪器进行一定的化学式分析, 根据具体产生的情况进行系统地研究, 从而做出最终的结论, 辅助分析不锈钢换热器换热管腐蚀开裂失效现象的原因。
2.1.2 不锈钢换热器换热管部位显示结果分析
在经过化学实验之后, 不锈钢换热器的换热管部位如果遭到破坏, 表面位置就十分清晰地呈现出一定的反映状况, 换热管内部位置一般腐蚀较为严重, 端口容易出现灰黑色颜色, 大部分部位会受到腐蚀生产物所影响。另外, 外壁容易出现大量的分叉裂纹, 存在明显的变形痕迹。
2.1.3 不锈钢换热器换热管腐蚀开裂所产生的腐蚀物质分析
根据不锈钢换热器换热管外部和表面晶粒构造, 对于换热管外部所产生的腐蚀物质一般包括Fe、O、C、Si、Cl、S、K、Na、Al以及Ca等化学物质, 另外, Cl和S是含量最高的一种腐蚀性元素成分。根据X射线衍射仪器所研究出的腐蚀性物质, 其中含有大量的六方晶系Ca CO3、四方晶系Ca CO3以及Fe3O4等等。另外, 在其换热管内部表面, 可研究出元素硫这一腐蚀性物质的存在, 而且元素硫在其内部的部分位置具备较高的浓度, 足以表明不锈钢换热器换热管处在含硫元素的环境之中。
2.2 不锈钢换热器换热管腐蚀开裂失效及解决建议
对于不锈钢换热器换热管腐蚀开裂失效, 需要满足以下三点要求:
2.2.1 不锈钢换热器换热管腐蚀开裂的存在环境
对于不锈钢换热器换热管, 腐蚀开裂问题的产生往往具有一定的选择性, 需要在特定的环境下才能进行。不锈钢换热器换热管需要一直处在高效硫含量的腐蚀环境之下才能发生, 高强度的硫化物在含有水分的情况下容易形成连多硫酸, 致使硫酸根离子和溶解氧相互作用, 从而加快了不锈钢材料腐蚀效果的步伐。
2.2.2 不锈钢换热器换热管腐蚀开裂的材料应用
不锈钢换热器换热管腐蚀开裂可广泛存在于各种条件下形成的腐蚀环境, 不过, 处在硫离子环境下具有一定的敏感特性, 从而为进一步提高腐蚀开裂失效做出了充分的准备。
2.2.3 不锈钢换热器换热管腐蚀开裂的使用途径
不锈钢换热器的换热管需要经过一定的冷拔工艺过程, 在这一过程中容易造成钢管内部产生一定的加工残余应力。加工残余压力和环向应力的叠加效果一旦出现增加的情况, 在其蚀坑处就会将这二者的应力相互结合, 最终造成应力的进一步增强, 在一定程度上容易导致应力出现腐蚀开裂的情况。
对于其问题的发生可适当降低水的硬度, 逐步减少水中存在的硫离子, 并通过一定有效的手段削减其残余应力, 从而避免问题的产生和发展。
综上所述, 不锈钢换热器换热管腐蚀开裂失效问题是当今我国很多企业都需要关注的重要话题, 需要严格处理其运行过程, 利用有效途径解决不锈钢换热器换热管腐蚀开裂的失效问题, 从而避免问题的再一次发生。
参考文献
[1]徐娜, 李永德, 时军波, 陈立宗, 李洪昌, 吴晓峰, 马虹.不锈钢换热器换热管腐蚀开裂失效分析[J].金属热处理, 2013, 09:104-107.
失效开裂 篇6
为满足不断提升的节能减排法规要求,柴油机的增压程度随着对废气再循环(exhaust gas recirculation,EGR)率要求的提高而不断提高,发动机的排气温度也随着增压程度的提高而提高。高增压的一个直接效应是提高了发动机排气歧管的热负荷。排气歧管是工作在恶劣换热条件的高温部件,其内表面与高温燃气相接触并受脉动燃气流动的强烈冲刷因而存在很强的对流传热,而外表面则以弱对流和热辐射向环境散热。由于增压发动机排气侧部件多及布置空间的限制,排气歧管外表面向环境散热受限,内外两侧散热能力的不匹配使排气歧管金属温度可达700℃甚至更高。排气歧管失效故障几率随排气温度的提高而升高。近年来随着发动机增压程度的不断提高,有关排气歧管开裂失效的报道越来越多[1,2,3,4,5],用数值模拟方法评估排气歧管的安全性也日益受到重视[6,7,8,9,10,11,12]。
图1为某直列四缸增压柴油机在发动机标定功率耐久试验中出现的排气歧管开裂失效情形,裂纹位于歧管和总管的两个结合处,如图中1、2所指位置。由于表面炭垢严重,无法进行细致的断口分析判定各条裂纹的初始位置,而经检查铸造质量合格,因而失效机理应属于热机械疲劳,考虑由CAE分析查找原因。本文应用有限元(finite element analysis,FEA)-计算流体力学(computational fluid dynamics,CFD)耦合方法对该排气歧管的失效机理进行了分析,并根据分析结果对排气歧管进行了设计改进。
1FEA-CFD耦合分析
排气歧管的热应力分析是涉及热力学、流体力学、传热学和材料力学的复杂物理问题。随着计算机仿真技术的不断提高,用数值模拟方法评估排气歧管的安全性已取得很大发展,如:文献[6-7,9-11]对排气歧管在热力耦合应力作用下产生热机械疲劳失效的理论进行了阐述,文献[12-14]给出了对排气歧管的FEA-CFD耦合(固流耦合)方法或流程。本文参照文献[13-14]提出的FEA-CFD耦合方法对排气歧管进行热应力分析计算,分析流程如图2所示。
本研究建立的热应力分析模型分为三个子分析模块,分别为建立在一维整机热力学分析软件GT-Power基础上的四缸增压柴油机整机热力学模型、建立在三维流体动力学分析软件AVL-FIRE基础上的排气歧管3D-CFD流场模型、建立在三维有限元分析软件ABAQUS基础上的排气歧管固体域3D-FEA模型。如图2 所示的计算流程,首先由整机的GT-Power模型进行热力学仿真计算得到发动机在标定功率负荷下各缸排气歧管的瞬态燃气温度、压力和质量流量,为3D-CFD模型提供所需的各缸排气歧管流动上下游的边界条件;然后对排气歧管内流场进行3D-CFD计算以获取近壁面燃气的温度和对流传热系数,并通过AVL-FIRE和ABAQUS的映射功能,将内流场边界映射到排气歧管的3D-FEA模型上;排气歧管3D-FEA模型的外流场边界设定为对环境的对流传热及单向辐射换热,根据排气歧管3D-FEA模型计算得到第一轮排气歧管固体温度场修正3D-CFD对流传热初始对流传热边界条件,并重新计算高温燃气对排气歧管的对流传热。一般经三轮FEA-CFD耦合计算后,3D-FEA模型和3D-CFD模型的对流边界趋于一致,此时就可以对排气歧管进行应力、应变分析。本研究所建立的热应力分析模型经过两轮FEA-CFD耦合计算后内流场的对流边界基本趋于稳定。
2 排气歧管材料属性试验
排气歧管材料为SiMo系球墨铸铁,材料性质随温度的变化而变化。为保证分析的准确性,排气歧管热应力分析模型中的材料性质随着温度的变化关系由试验测定获取。材料机械性质测试装置如图3所示。在保温炉设定的恒温下进行试件的测量,测试温度范围从环境温度到900℃,覆盖排气歧管工作时可能经历的温度。图4为部分试验结果。各材料物理性质试验数据经处理后作为3D-FEA模型的材料性质输入。
3 内流场CFD计算
图5为排气歧管的内流场模型,共有124 147个六面体网格单元,平均单元尺寸2mm。瞬态内流场计算覆盖发动机两个循环(相应曲轴转角为1440°CA)[1]。为了提高计算结果的准确性和稳定性,在流场的进口和出口各增加一个延伸段,使流场真正进口和出口的流动分布更接近真实。排气歧管内流场的3D-CFD模型采用可压缩Navier-Stokes方程为控制方程,以标准k-$模型为湍流模型,以相应的湍流壁面函数为标准壁面函数。为了提高计算的准确性,设置了边界单元层并根据需要合理细化边界层的网格,如图6所示。
排气歧管的内流场进出口边界条件由整机GT Power模型在标定功率负荷下进行热力学仿真计算提供。图7和图8分别为各缸排气歧管在两个工作循环的瞬态温度和质量流量。图9为相应条件下排气歧管的瞬态出口温度和静压。
在本分析中,经过两轮FEA-CFD耦合计算后,对流边界基本趋于稳定。选择第二个计算循环输出的对流传热系数与近壁温度进行时间和空间上的平均处理并作为FEA-CFD耦合的对流传热系数和壁面气体温度,如图10和图11所示。
4 排气歧管固体温度场计算
4.1 排气歧管热应力分析的3D-FEA模型
排气歧管的有限元模型如图12所示。包含排气歧管、排气歧管垫片、增压器涡轮壳体、增压器支架、涡轮入口垫片、各种螺栓及简化的缸体和缸盖等零件。 模型共有210 858 个网格单元,315 680个节点。
4.2 排气歧管的传热边界条件
流体-固体界面传热的边界条件可分为三类[16]:(1)给定界面上的温度值或温度分布;(2)给定界面上热流密度值或热流密分布;(3)给定界面上对流传热条件。本研究以对流传热为排气歧管的传热边界(即第三类边界条件)。排气歧管内流场的对流传热条件可以由3D-CFD模型对内流场的CFD计算得到。排气歧管外壁面与空气接触,在发动机台架试验条件下仅存在微弱的对流传热。排气歧管为高温件,辐射换热是主要的散热方式。由于外壁温度远高于环境温度,假设排气歧管对周边零部件的热辐射传热为单向热辐射。由于属于商业机密,增压器供应商未提供涡轮喷嘴流道几何尺寸。计算边界只扩展到涡壳部分,边界条件以平均传热系数与平均气体温度给定。
4.3 排气歧管温度场分析
图13和图14为第一和第二轮FEA-CFD耦合计算的排气歧管温度场。对比可知,两轮耦合计算得到的排气歧管温度分布大致相同,虽然数值上有些差异,但最高固体温度都出现在排气总管内壁面,这与试验观察相符。造成这种温度分布的原因为:排气总管在四冲程四缸发动机的每一冲程都和某一缸的排气冲程相对应,受到近似连续的分别来自各缸的高温燃气冲刷换热,所以具有比各缸排气歧管高得多的平均燃气温度和对流传热系数。各缸排气歧管在发动机的一个工作循环中有近三个冲程对应的时间里排气门是关闭的,管壁不受高温燃气直接冲刷,平均燃气温度和对流传热系数比排气总管低得多,相应的壁温也就比排气总管低。
4.4 排气歧管温度测量及模型标定
为了提高分析模型的可靠性,在台架上对发动机排气歧管温度进行了测量,并把测量温度与相应发动机工况下分析模型预测的温度场进行对比以对分析模型进行标定。测量排气歧管系统所用的红外线温度测量仪如图15所示。测点1~测点7在排气歧管上的分布如图16所示。
通过测量值和预测值的对比,调整排气歧管外侧的传热参数(对流传热系数及表面辐射传热参数)重新计算温度场,直至预测的温度场测点处温度与测量值足够接近。图17为CAE分析结果与测量结果的对比。由图17可以看出,标定后模型预测的温度和各测点的测量值在高温区非常接近,在低温区(测点1)准确度稍差但误差不超过10%。对于热应力分析,模型在高温区准确性更重要。
5 排气歧管热应力分析
排气歧管的有限元模型可同时用于对应力分布和温度场的分析。排气歧管的应力包括了装配载荷影响和排气歧管温度分布及变化的影响。增压柴油机的耐久试验通常在标定功率负荷点和怠速工况间交变条件下进行(如5min怠速和55min标定功率负荷作为一个基本循环周期)。为了简化热应力分析及同时捕捉住开裂的机理,对排气歧管的热分析仅在以下定义的冷热两种状态(图18)下进行:排气歧管在标定功率热负荷下的应力状态定义为热态,停机冷却到环境温度时对应的应力状态定义为冷态。排气歧管在热态的应力场分布见图19,冷却到室温后排气歧管内的残余应力分布见图20。
比较图19和图20 可以看出,开裂区域在热态下承受较大的压应力,最大压应力高达-400 MPa;过渡到冷态后,应力状态转为拉应力,最大拉应力约为450MPa。幅值如此大的拉-压应力循环对排气歧管的可靠性是一个严峻的考验。排气歧管材料塑性应变量的大小与排气歧管的热机疲劳有很强的相关性[6,7,9,10,15]。图21为3D-FEA模型计算的排气歧管和总管结合区的塑性应变的分布。如图21所示,排气歧管开裂位置处于最大塑性应变区,易发生热机疲劳失效。根据排气歧管开裂位置的应力和应变条件可以推论,排气歧管开裂是由热机疲劳所致。
6 排气歧管的设计改进
根据3D-FEA模型的分析结果对原排气歧管提出了三种改进方案(简称方案一~方案三),如图22所示。方案一在原设计基础上增大了开裂区(图中数字1、2所指位置)过渡圆角的半径,使歧管和总管的过渡更为光滑,减少了应力集中;方案二在方案一的基础上把开裂区域的壁厚增加了1mm,进一步提高了开裂区抗塑性变形能力;方案三在原设计基础上在开裂区域增加两条加强筋,以提高歧管和总管结合区的刚度。
将3D-FEA模型进行相应的修正后对三种排气歧管改进设计方案分别进行了热应力分析计算。如前所述,排气歧管材料的热机疲劳和塑性应变相关[7,15],所以可由三种改进设计方案开裂区塑性变形量的大小进行比较。本研究采用等效塑性应变(PEEQ)作为塑性变形量的度量对三种方案的计算结果进行比较。根据原设计失效的事实可以大致判定在开裂区本分析模型PEEQ值>0.004的设计都有热机疲劳失效风险,本研究将排气歧管安全设计的判据选为本分析模型给出的PEEQ<0.004,并以此对三种改进方案进行筛选。由于计算中没有考虑振动载荷,所以模型预测的PEEQ判据值不具有普遍性,仅用于相对比较。
三种改进方案和原设计对应的PEEQ值的比较见图23。方案一两个开裂位置的PEEQ值都低于原设计,但在位置1的PEEQ值不满足判据要求,这说明方案一虽有改进,但在位置1处仍不安全;方案二两个开裂位置的PEEQ值仅为原设计的1/2 和1/3,满足安全设计判据;方案三位置2的PEEQ值略小于设计判据,但位置1的PEEQ值明显超过了设计判据并远大于原设计。三个方案中,位置1 和位置2的PEEQ的不对称性可能和增压器支撑位置及EGR位置相关。方案三不仅PEEQ绝对值明显增大,而且不对称性也增加,说明提高歧管和总管结合区的刚度非但不能减弱热机疲劳反而会加剧热机疲劳失效的风险。综上,排气歧管设计应考虑各种可能的排气歧管失效模式[7,10]。
根据选定的排气歧管安全设计判据,只有第二种改进方案在两个开裂区域都具有安全的PEEQ值,因而选方案二为实施方案,生产样件进行试验验证。改进后的排气歧管顺利通过发动机台架耐久试验考核,证实了热应力分析对排气歧管失效机理做出的推论是合理的且FEA-CFD耦合分析是有效的。
7 结论
(1)FEA-CFD耦合分析方法可以比较准确地得到得到排气歧管的温度场分布,结合试验标定,计算温度场与实际更接近,由此得到的热应力更符合实际情况。
(2)根据FEA-CFD耦合分析的结果,推论导致排气歧管开裂原因为热力耦合应力作用导致的热机械疲劳失效。
(3)PEEQ数值能够反映排气歧管的低周疲劳强度。
(4)改进后的排气歧管顺利通过发动机台架耐久试验考核,这证实了热应力分析对排气歧管失效机理做出的推论的合理性及FEA-CFD分析的有效性。
摘要：针对某直列四缸增压柴油机排气歧管在台架耐久试验中出现开裂现象,应用有限元(finite element analysis,FEA)-计算流体力学(computational fluid dynamics,CFD)耦合方法对排气歧管进行了热应力分析。排气歧管热应力分析模型中的材料性质随着温度变化的关系由试验测定;在相应发动机工况下对模型预测的温度场和台架上测量的排气歧管温度进行对比,以对模型进行标定。应用标定后的模型分析排气歧管在给定热负荷条件下的应力-应变分布。FEACFD耦合分析结果表明:发生开裂的区域为高塑性应变区,从而推论导致排气歧管开裂原因为热力耦合应力作用下产生的塑性变形,即失效形式为热机械疲劳。以等效塑性应变作为塑性变形的度量及许可的等效塑性应变经验值为判据对排气歧管进行了设计改进,并从三种改进方案中找出最安全的方案进行试验验证,改进后的排气歧管顺利通过发动机台架耐久试验考核。