失效分析案例举例

null失效分析案例举例失效分析案例举例null案例1 油井套管腐蚀 0、背景介绍： 1、套管腐蚀形貌 2、腐蚀产物ＸＲＤ分析 3、油套管材质的金相和非金属夹杂分析 4、管壁ＳＲＢ分析检测 5、腐蚀试验 6、结论null背景介绍： 中原油田全油田有100多口井套管腐蚀穿孔，30多口井报废，200多口井套管待修。油井套管的最大穿孔速度为0.48ｍｍ年。 1　套管腐蚀形貌 对现场取出损坏的套管进行解剖分析。套管内壁分布腐蚀坑,管内壁腐蚀面平稳,腐蚀沿管轴纵向延伸呈马蹄形,其横断面为上宽下窄的梯形深谷状,管壁穿孔处周边锐利,界面清晰。从总体上看,套管内壁都附着黑色粘性油污,无明显腐蚀产物堆积，主要表现为坑蚀穿孔,并有一定的流体冲刷作用。 null2　腐蚀产物ＸＲＤ分析 取套管内壁物质,洗去油污,再用丙酮清洗吹干,进行Ｘ—射线衍射分析。套管内壁腐蚀产物中主要有ＦｅＣＯ3和ＣａＣＯ3, 夹杂有ＮａＣｌ和硫酸亚铁等。腐蚀产物的主要成份为碳酸盐,显示出套管、油管腐蚀与ＣＯ2腐蚀有关。 3　油套管材质的金相和非金属夹杂分析 采用电子探针分析仪进行钢基、夹杂物定性、定量和元素面分析。套管钢的纵截面夹杂物形貌及面分析发现, 大量细小球形暗灰色颗粒为 Ａｌ2Ｏ3, 短条状为ＭｎＳ。材质中夹杂物以Ａｌ2Ｏ3和ＭｎＳ为主, 少量Ａｌ2Ｏ3、ＴｉＯ2存在。整个材料裂口面上夹杂物多且分散较均匀,夹杂物以Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＳ为主,分散均匀,加速了钢材的腐蚀。同时经电子探针元素定量分析表明,随着向腐蚀坑底的深入,表层元素中氧、硫、氯、钙、镁含量在逐步增大。说明生成的腐蚀产物有铁氧化物、硫化铁、碳酸钙、碳酸镁等,并随腐蚀深入呈增加趋势。 null4　管壁ＳＲＢ分析检测 取下管壁内表面的附着物, 置于100ｍＬ已灭菌处理的8%的生理盐水中,并使之均匀分散于盐水中,取1ｍＬ此盐水逐渐稀释至10-10级，采用绝迹稀释法测量最大可能菌量。分别在三种温度下(37℃、50℃和80℃)进行培养，连续观察并记录结果和现象。实验结果表明，在37℃条件下,ＳＲＢ活性很差，80℃时没有长出，50℃时最适合该细菌的生长，生长指标为221,菌量大约为3.0×104个/ｃｍ2。该细菌已适应了腐蚀产物膜下的环境,将导致膜下细菌腐蚀,进一步研究表明,该腐蚀产物膜中还含有少量的短链脂肪酸,该脂肪酸会促进点蚀的形成和发展,加速腐蚀。 null5　腐蚀试验 用油田水样对两种钢(套管钢、油管钢)进行了静态和动态腐蚀试验,温度50℃下密闭除氧试验时间7天。结果如表1所示:动态腐蚀速度远远大于静态腐蚀速度,说明介质、材料处于相对运动状态时腐蚀更为严重。在动态腐蚀循环试验装置上进行了不同流速对腐蚀影响的试验。 null不同流速对腐蚀影响的试验 随介质流速的增加,腐蚀速度迅速增大,腐蚀速度由静态的0.061ｇ/ｍ2·ｈ增加到流速为0.9ｍ/s时的的0.70ｇ/ｍ2·ｈ,腐蚀速度增加了11.5倍, 即使在0.32ｍ/s这样的低流条件下,腐蚀速度也增加到原来的3倍,说明介质流动能较大地增加体系的腐蚀。 null不同ＣＯ2分压下, Ｑ235钢在3%ＮａＣｌ溶液中的腐蚀速度 很明显ＣＯ2压力越高,腐蚀越为严重。 null6　结论 (1)复杂断块油田套管腐蚀失效主要是油井高矿化度产出水中ＣＯ2腐蚀作用的结果。 (2)套管的局部腐蚀破裂形态与钢材中夹杂物的局部分布、流体冲刷密切相关。 (3)综合对腐蚀形态特征的观察判断,腐蚀产物的分析,材质金相非金属夹杂分析,管壁ＳＲＢ检测分析和腐蚀试验的研究,可以找出套管腐蚀失效的主要原因。 null火电机组奥氏体钢管材失效分析0、背景介绍 1　宏观检验 2　化学成分及机械性能检验 3　金相分析 4　电子探针检验 5　内应力分析 6　结果分析 7　防治对策null1、背景介绍：广东省沿海某电厂发生的一起材料失效. 该电厂1号机组的锅炉是国内某锅炉厂造的ＤＧ1025/18.2-ＩＩ3型亚临界压力中间再热自然循环单炉膛全悬吊露天布置平衡通风燃煤气包炉,过热蒸气最大连续蒸气量1025ｔ/ｈ,出口压力17.4ＭＰａ,出口温度540℃.全大屏过热器共有4屏,布置在炉膛上部,横向节距2743.2ｍｍ,纵向节距61ｍｍ,管径51ｍｍ×7ｍｍ,外圈第1、2根和最内圈作夹持管.材料为ＳＡ-213Ｔ91或ＳＵＳ304ＨＴＢ,其余管均为12Ｃｒ1ＭｏＶ,每大屏由8小屏组成,每小屏有6根管子,绕成Ｕ形.全大屏工质进口温度为406℃,工质出口温度462℃,工作压力18.6ＭＰａ.机组自投入使用到该次事故发生累计运行3400ｈ,本次事故爆破的全大屏过热器管共18根, 其中12根为二次事故所致.null1　宏观检验 爆口均发生在小角度17°30′弯头附近,裂口均为横向,在一次爆口的6根管子中有些管由外向内裂,有些则由内向外裂,管径未涨粗,断口较平整,裂口内壁附近存在平行的未穿透的横向裂纹,管外壁附有黑色的氧化层;管外壁局部有弯管留下的压痕,这些区域的背面有较浅的横向裂痕萌生.null2　化学成分及机械性能检验null3　金相分析 在爆口附近制备金相试样,晶粒度3～6级,单相奥氏体,沿晶裂纹,裂纹中充满灰色的腐蚀物.null4　电子探针检验 断口及管子外表面氧化物成分见表3, 能谱分析发现管子微裂纹处存在Ｃｌ、Ｓ元素. null5　内应力分析 在小弯头区域取样用衍射仪2θ法进行测量,其结果见表4. Ｆｅ(222)晶面应力常数为586,计算求得σ=164ＭＰａ(压应力);试验还表明试样存在明显的应力梯度. null6　结果分析 ＳＵＳ304管材化学成分及机械性能均符合有关 标准 excel标准偏差excel标准偏差函数exl标准差函数国标检验抽样标准表免费下载红头文件格式标准下载 ,管壁未减薄,金相组织也未发现异常.一次失效事故中所有的爆口和裂纹既不存在于管子的直段也不在管子变形量最大和炉温最高的下弯头处,而全部集中在变形量不大的小弯头附近,表明该材料在同一环境下失效与小弯头附近材料的状况有某种关系.爆口附近及管子内外壁小裂纹的形貌均为沿晶裂纹,裂纹中充满灰色的腐蚀物,爆口及裂纹方向与弯头加工变形方向垂直;尽管经过爆管和试样割取释放了大部分的内应力,衍射测量中仍可发现试样中存在明显的应力和应力梯度.可以确定失效的原因是由于应力腐蚀所致.null从断口表面的电子探针分析结果,致密氧化层表明这种爆破失效是一缓慢的过程,管子的有关区域有可能在投入运行之前就存在一些缺陷.经了解, 由于工程进度的原因,这批管子在安装前已在工地放置了1年多时间,由于工地面临大海,又属于亚热带地区,空气湿度大,具有形成应力腐蚀的外部条件;夹持管材料延伸性较好,小角度处转弯较多但变形量不大.从管子外壁局部区域存在弯管时留下的压痕可推断弯管时加热温度不足;从试样内应力分析可见管子弯后热处理不妥导致这一区域的残余应力得不到有效消除,加上该电厂的特殊地理环境气候条件,使得裂纹沿着管子拉应力垂直方向开始萌生并逐渐加深,致使投入运行3000多小时就爆破失效,众多管子几乎在同一时间爆破,而破口既有由内向外也有由外向内,横向小裂纹管子内外壁均有,表明腐蚀介质或气氛对管子内外壁的入侵是同时的、均匀的.null7　防治对策 随着火电机组朝着大单机高参数大容量的方向发展,奥氏体不锈钢材料的大量使用已是发展趋势.在我国,沿海地区近年来大容量机组安装较多,不锈钢管材失效爆破的事故时有发生,并几乎都是应力腐蚀所致,一爆就是一大片,对正常生产影响较大.由于地处沿海地区,特别是南方亚热带气候,控制腐蚀介质或腐蚀气氛的难度较大,有些生产单位曾寄希望于更换更高档次的材料以求保证机组的正常运行,以致机组安装及维修的费用增大,造成不必要的浪费.笔者认为304这种管材是比较成熟的材料,国外已有多年的运行历史.对氯离子和应力腐蚀比较敏感是奥氏体不锈钢的共同弱点,材料本身的内应力和外部的腐蚀介质或腐蚀气氛是不锈钢材料应力腐蚀失效的内因和外因,只要能有效控制就能有效降低其失效几率.沿海地区的机组除了要加强措施做好防腐工作外,更重要的是要从控制内因方面着手,制造厂家和安装单位对弯管的不圆度和弯管及焊接的热处理工艺等方面应严加控制,尽可能减少直至消除管材的残余应力;使用单位对可疑的管段区域要进行应力检查,发现有异应进行消除应力处理,发现微裂纹者应尽快更换,便可将事故消灭在萌芽状态之中. null案例3 3Ｃｒ2Ｗ8Ｖ钢热锻模具淬火开裂原因分析 1 背景 2　检验内容及结果 2 1　原材料化学成分 2 2　硬度测定 2 3　断口形貌 (1)宏观检查 (2)断口微观检查 2. 4　显微组织分析 3　讨论 4　结论null1、背景 某厂选用3Ｃｒ2Ｗ8Ｖ钢制造热锻模具用于锻造25钢的齿状零件,模具加工成型后外部尺寸为500ｍｍ×250ｍｍ×115ｍｍ,模具质量为110ｋｇ。在同一模具上开出预锻和终锻两个型腔，加工时发现模具毛坯锻件硬度偏高,采用ＨＲ150型洛氏硬度计测试硬度为30ＨＲＣ。为便于加工,该厂将模具进行了一次降低硬度退火,但温度和时间已无纪录。加工后的模具由本厂进行热处理,淬火加热炉采用箱式电阻炉。为防止氧化,在模具周围填充旧渗碳剂加以保护。模具淬火时先采用500℃、850℃两次预热,后经1050℃×4ｈ保温,冷却介质选用Ｎ15号机油。淬火过程中听到模具开裂声音,随即停止冷却,并放在630℃回火炉中回火,回火时裂纹继续扩展使模具成为多个碎块。由于发现模具开裂, 中止继续回火。 null2　检验内容及结果 2 1　原材料化学成分 分析在模具上取样,测定模具的化学成分 (质量分数,%)如下:0 30Ｃ,8 2Ｗ,2 5Ｃｒ,0 35Ｖ,0 32Ｓｉ,0 30Ｍｎ,0 032Ｓ,0 028Ｐ。与ＧＢ1299—2000(合金工具钢)相比,符合标准。 2 2　硬度测定 用ＨＲ150洛氏硬度试验机测定锻件的表面硬度为28～30ＨＲＣ,模具回火后的表层硬度为40～41ＨＲＣ,心部硬度为47～48ＨＲＣ。 null2 3　断口形貌 (1)宏观检查　模具横向多处断裂,裂纹特征有直裂纹、弯折裂纹和圆弧裂纹, 在模具碎块的横断面表层可观察到有约30ｍｍ细瓷状断口,见图2。断口内部有山脊状扩展形貌,放射线中心朝向模具心部,表明裂纹源形成于模具心部。心部为粗晶状断口,有十分明显的金属光泽。上述特征可以判定该模具的开裂是由心部脆性解理断裂引发的。 null(2)断口微观检查　 用扫措电镜对细瓷状断口、粗晶状断口进行观察,结果见图3、4。 从粗晶状断口扫描电镜照片可以看到,断口中有明显的解理台阶,属穿晶解理断裂特征。 null2. 4　显微组织分析 在模具开裂处,对粗晶状断口、细瓷状断口截取试样,样品制备后,用4%硝酸酒精溶液短时轻微腐蚀,然后在金相显微镜下观察。尽管照片中组织不太清晰,可以观察到淬火前奥氏体晶粒分布情况,见图5。用奥氏体晶粒度评级标准[2]评定晶粒度等级为6级,粗晶状断口处的晶粒和组织粗大(图6),晶粒度等级为1级。观察还发现碳化物呈严重的带状分布,见图8。在细瓷状与粗晶状断口的衔接处存在大小晶粒不匀的现象。nullnull3　讨论　　 文献[3,4]介绍3Ｃｒ2Ｗ8Ｖ钢是一种压铸模具钢,该钢含有较多的钨和铬,具有较小的热膨胀系数和较好的耐蚀性。钨可以增加钢的耐热性,减少回火脆性和热处理变形。由于该钢的碳含量较低(0 25%～0 40%),使钢具有良好的导热性和足够的韧性。加入少量的钒可细化晶粒,提高耐磨性。3Ｃｒ2Ｗ8Ｖ钢属于过共析钢,正常淬火组织应为较细的马氏体、残留奥氏体和少量的粒状碳化物。若淬火温度过高,则得到粗大马氏体。图4所示模具断口心部呈粗晶状断口形貌,有脆性解理断裂特征。 图6的金相组织表明,奥氏体晶粒粗大,马氏体粗大,属于明显的过热现象。但模具表层细瓷状断口(图2、3)和细小晶粒(图5),属于正常的淬火组织。分析认为:厂方在加工模具时,发现锻件的硬度偏高,曾经进行一次降低硬度退火,但退火保温时间不够,仅使表层重结晶细化,因此出现了表层的细晶粒和细瓷状断口。null 由于模具心部未热透,淬火加热出现组织遗传现象,形成粗大奥氏体晶粒,冷却时产生粗大马氏体。在模具心部受组织应力和热应力的双重作用,形成裂纹源,裂纹扩展导致表面开裂。模具横截面出现较多的横向裂纹、弯折裂纹和弧状裂状,这主要与锻造质量有关。碳化物带状分布说明锻造不充分,是造成弯折裂纹和弧状裂纹的主要原因,由宏观形貌和金相组织特征可以推断,锻造起始温度高,造成组织过热,提供锻件时未向用户说明,用户按正常温度淬火时出现开裂事故。 4　结论 热锻模开裂的主要原因属于锻造组织存在严重缺陷,即粗大的奥氏体晶粒(锻造过热组织)和严重的碳化物带状分布,模具淬火前未经充分退火细化晶粒,从而造成正常温度淬火开裂。null案例4 漳平电厂1号机叶片断裂失效分析1、背景 2 检查、试验 2.1宏观检查 2.2 断口微观检查 2．3化学成分 2．4硬度测试 2．5 冲击试验 2．6 金相检查 3 分析 4 结论null1、背景 漳平电厂1号机系北京重型电机厂制造的冲动凝汽式汽轮机，其高压转子第8级叶片材料为2Cr13。1998年4月大修揭盖后发现该级叶片有一段围带残缺约10cm长，有一个叶片在根部断裂丢失，部分围带铆钉头有弹起现象。修复工作由电厂委托北京重型电机厂进行，其修复过程为：拆除5段围带及43片叶片，更换断裂和受损的2个叶片及损坏的2段围带，复装后叶片与围带采用焊接固定，并对2段围带铆钉头弹起的部位进行打磨后焊补，修后机组恢复运行。2000年5月7日，汽轮机出现异常响声，且振动不断加剧，揭缸后发现高压转子第8级叶片丢落19个，部分围带脱落，第9级叶片及8、9、10级部分隔板磨损变形。对照1998年4月大修记录，发现此次丢落的19个叶片大部分为当时修复处理过的叶片。由于此次叶片断裂事故对转子损伤较为严重，故把整个转子送到制造厂修复。为了找出叶片断裂的原因，我们开展了一系列的失效分析工作。 null2 检查、试验 2.1宏观检查 检查发现丢落的19个叶片的断裂部位均位于叶片倒/形槽根部的横断面上（见图1）， null肉眼观察断口表面呈红褐色和灰褐色，有锈斑。断口平坦并分成两个区，其中大面积区呈光滑状，小面积区呈纤维状，个别断口几乎全部呈光滑状。拆卸时发现叶片根部装配较松，极易取下。 2。2 断口微观检查 断口经超声波清洗干净后在扫描电镜下先以低倍（10倍）观察，发现有典型的疲劳断裂特征，即有三个区域组成：疲劳源，疲劳裂纹扩展区（颗粒状脆性断裂区）和最终快速断裂韧性纤维区，其中疲劳源和疲劳裂纹扩展区占大部分面积。图2为疲劳源和疲劳裂纹扩展区，从中能明显观察到贝壳状条纹，这是疲劳断裂典型特征。进一步放大观察发现断口有类似台阶式线段（见图3、4），这些线段不是平滑的，它是疲劳过程引起不稳定滑移面上快速的裂纹扩展造成的。此外，还能观察到裂纹的存在，且从源区向心部发展。在疲劳裂纹扩展区，则能观察到颗粒状脆性断裂特征（见图5）。断口开裂以穿晶断裂为主，无沿晶断裂迹象，也没有介质腐蚀引起的应力腐蚀断口形貌。这说明快速断裂区是以韧窝为主的塑性断裂。 null2．3化学成分 分析损坏叶片取样分析结果见表1。从表1可以看出，损坏叶片材料的化学成分合格。 null2．4硬度测试 断裂叶片根部侧面布氏硬度测试结果见表2。表2表明，断裂叶片的硬度值略偏高，推测叶片材料的强度较高。 null2．5 冲击试验 2．6 金相检查 选取断裂叶片根部侧面进行金相检查分析，首先对未浸蚀的试样表面进行检查，发现其中一个倒<形槽的根部还存在微裂纹（微裂纹平直且走向平行于断口表面）。用氯化铁盐酸水溶液浸蚀试样表面后观察其金相组织为具有位向的回火索氏体（见图6），图7为带微裂纹处的金相照片，组织状态正常。null 3 分析 (1)断裂叶片的金相组织为正常的回火索氏体，材料化学成分合格，主要性能指标也基本正常。 (2)叶片断裂部位在倒*形槽根部的横断面上，亦即在应力集中部位，是裂纹源萌生地，断口具有典型的疲劳断裂特征，裂纹扩展属穿晶走向。null(3)叶片根部疲劳断裂与装配质量有关，高压转子叶片安装时通常要求根部紧配合，但裂断的第+级叶片根部却是松配合，遂导致叶片在运行过程中产生振动并传至根部，根部与叶轮槽表面产生摩擦，从而使根部表层晶粒持续滑移带极易萌生裂纹，即产生疲劳源，随后裂纹不断扩展，最终造成根部疲劳断裂。 (4)断裂的19个叶片中，大部分断口都属于疲劳断口，这表明在叶片发生大面积断裂前，其根部已产生或大或小的疲劳裂纹，最后导致部分叶片先断裂，并引起其余叶片提前断裂。 4 结论 漳平电厂1号机高压转子第+级叶片大面积断裂的主要原因是装配时叶片根部间隙偏大，在运行过程中叶片振动引起根部产生疲劳裂纹源，随着疲劳裂纹的不断扩展，最终导致叶片疲劳断裂。