炼油厂固定设备的损伤机理.doc

API 571第一版，2003年12月炼油厂固定设备的损伤机理美国石油学会目 录第1节 介绍和范围（略）147第2节 参考文献（略）147第3节 术语和缩写的定义1473.1 术语1473.2 符号和缩写148第4节 常见损伤机理-所有工厂1514.1 概要1534.2 机械和冶金学上的失效1534.2.1 石墨化1534.2.2 软化（球化）1574.2.3 回火脆化1604.2.4 应变老化1634.2.5 885F（475）脆化1654.2.6 相脆化1684.2.7 脆性断裂1714.2.8 蠕变和应力开裂1744.2.9 热疲劳1784.2.10 短时过热-应力开裂1824.2.11 蒸汽覆盖层1854.2.12 不同金属焊接（DMW）开裂1874.2.13 热冲击1914.2.14 磨蚀/磨蚀-腐蚀1934.2.15 空泡腐蚀1974.2.16 机械疲劳2004.2.17 振动导致的疲劳2054.2.18 耐火材料破坏2084.2.19 再热开裂2104.3 均匀或局部的厚度损失2134.3.1 电偶腐蚀2134.3.2 大气腐蚀2174.3.3 保温层下的腐蚀（CUI）2204.3.4 冷却水腐蚀2244.3.5 锅炉水凝结物腐蚀2274.3.6 CO2腐蚀2294.3.7 烟气露点腐蚀2334.3.8 微生物导致的腐蚀（MIC）2354.3.9 土壤腐蚀2394.3.10 碱腐蚀2424.3.11 脱合金2454.3.12 石墨腐蚀2494.4 高温腐蚀（400F，204）2534.4.1 氧化2534.4.2 硫化2574.4.3 碳化2614.4.4 脱碳2644.4.5 金属粉化2664.4.6 燃灰腐蚀2684.4.7 渗氮2734.5 环境腐蚀开裂2774.5.1 氯化物应力腐蚀开裂（Cl-SCC）2774.5.2 腐蚀疲劳2834.5.3 碱性应力腐蚀开裂（碱脆）2874.5.4 氨应力腐蚀开裂2934.5.5 液体金属脆断（LME）2964.5.6 氢脆断（HE）3005.0 炼油厂损伤机理3025.1 通则3025.1.1 在厚度上的均匀或局部失重3025.1.1.1 胺腐蚀3025.1.1.2 硫氢化氨腐蚀（碱式酸性水）3065.1.1.3 氯化铵腐蚀3105.1.1.4 盐酸（HCl）腐蚀3125.1.1.5 高温H2/H2S腐蚀3145.1.1.6 氢氟酸（HF）腐蚀3165.1.1.7 环烷酸腐蚀（NAC）3195.1.1.8 苯酚（碳酸）腐蚀3225.1.1.9 磷酸腐蚀3235.1.1.10 酸性水腐蚀（酸性）3245.1.1.11 硫酸腐蚀3265.1.2 环境辅助开裂3285.1.2.1 连多硫酸应力腐蚀开裂（PASCC）3285.1.2.2 胺应力腐蚀开裂3315.1.2.3 湿H2S损伤（鼓泡/HIC/SOHIC/SSC）3345.1.2.4 氢应力开裂-HF3415.1.2.5 碳酸盐应力腐蚀开裂3425.1.3 其它机理3445.1.3.1 高温氢侵蚀（HTHA）3445.1.3.2 钛氢化3485.2 工艺流程图3515.2.1 常减压装置 见图5-423525.2.2 延迟焦化 见图5-433525.2.3 流体催化裂化 见图5-443525.2.4 FCC轻组分回收 见图5-453525.2.5 催化重整-CCR 见图5-463525.2.6 催化重整-固定床 见图5-473525.2.7 加氢装置-加氢精制、加氢裂化 见图5-483525.2.8 硫酸烷基化装置 见图5-493525.2.9 HF烷基化 见图5-503525.2.10 胺处理 见图5-513525.2.11 硫磺回收 见图5-523525.2.12 酸性水汽提 见图5-533525.2.13 异构化 见图5-543525.2.14 临氢重整 见图5-55352附录A-技术需求 A.1 介绍 A.2 需求模式第1节 介绍和范围（略）第2节 参考文献（略）第3节 术语和缩写的定义3.1 术语 3.1.1 奥氏体 3.1.2 奥氏体不锈钢 3.1.3 碳钢 3.1.4 二乙醇胺（DEA） 3.1.5 双相不锈钢 3.1.6 铁素体 3.1.7 铁素体不锈钢 3.1.8 热影响区（HAZ） 3.1.9 氢致开裂（HAZ） 3.1.10 低合金钢 3.1.11 马氏体 3.1.12 马氏体不锈钢 3.1.13 甲基二乙醇胺（MDEA） 3.1.14 单乙醇胺（MEA） 3.1.15 镍基 3.1.16 应力导致的氢致开裂（SOHIC） 3.1.17 不锈钢3.2 符号和缩写 3.2.1 ACFM 变换电流磁通量泄漏测试 3.2.2 AE 声发射 3.2.3 AET 声发射测试 3.2.4 AGO 常压柴油 3.2.5 AUBT 自动超声波背散射测试 3.2.6 BFW 锅炉给水 3.2.7 C2 化学符号，代表乙醇或乙烯 3.2.8 C3 化学符号，代表丙醇或丙烯 3.2.9 C4 化学符号，代表丁醇或丁烯 3.2.10 Cat 催化剂或催化 3.2.11 CDU 原油蒸馏装置 3.2.12 CH4 甲烷 3.2.13 CO 一氧化碳 3.2.14 CO2 二氧化碳 3.2.15 CVN 夏式V形缺口 3.2.16 CW 冷却水 3.2.17 DIB 脱异丁烷塔 3.2.18 DEA 二乙醇胺，由于氨装置，脱除油中的H2S和CO2。 3.2.19 DNB 泡核沸腾的偏离 3.2.20 EC 涡电流，主要用于非铁材料的测试 3.2.21 FCC 流体催化裂化 3.2.22 FMR 现场金相复制 3.2.23 HAZ 热影响区 3.2.24 HB 布氏硬度值 3.2.25 HCO 重循环油 3.2.26 HCGO 重焦化柴油 3.2.27 HIC 氢致开裂 3.2.28 HP 高压 3.2.29 HPS 高压分离器 3.2.30 HVGO 重减压柴油 3.2.31 HSLA 高强度低合金 3.2.32 IC4 化学符号，异丁烷 3.2.33 HSAS 热稳定氨盐 3.2.34 IP 中间压力 3.2.35 IRIS 内部转动检查系统 3.2.36 K.O. knock out，as in K.O. drum （缓冲罐？回流罐？） 3.2.37 LCGO - 轻焦化柴油 3.2.38 LCO 轻循环油 3.2.39 LP 低压 3.2.40 LPS 低压分离器 3.2.41 LVGO 轻减压柴油 3.2.42 MEDA 甲基二乙醇胺 3.2.43 MEA 单乙醇胺 3.2.44 mpy miles每年 3.2.45 MT 磁粉测试 3.2.46 NAC 环烷酸 3.2.47 NH4HS 硫氢化铵 3.2.48 PMI 阳性材料确定 3.2.49 PFD 工艺流程图 3.2.50 PT 液体穿透测试 3.2.51 RFEC 远程现场涡电流测试 3.2.52 RT 射线照片测试 3.2.53 SCC 应力腐蚀开裂 3.2.54 SOHIC 应力引发的氢致开裂 3.2.55 SS 不锈钢 3.2.56 SW 酸性水 3.2.57 SWS 酸性水汽提 3.2.58 SWUT 剪切波超声波测试 3.2.59 Ti 钛 3.2.60 UT 超声波测试 3.2.61 VDU 减压蒸馏装置 3.2.62 VT 目测 3.2.63 WFMT 湿荧光磁粉颗粒测试 3.2.64 H2 氢气 3.2.65 H2O 水 3.2.66 H2S 硫化氢第4节 常见损伤机理-所有工厂4.1 概要本节讨论的常见损伤机理涉及的工厂包括炼油和石化、纸浆和造纸、化石公用设施。机理分成以下几部分：a） 机械和冶金学上的失效b） 厚度上的均匀或局部损失c） 高温腐蚀d） 环境辅助开裂4.2 机械和冶金学上的失效 4.2.1 石墨化 4.2.1.1 损伤的描述a） 石墨化是某种碳钢和0.5Mo钢长期在800-1100F（427-593）范围内操作下微观组织发生变化，造成强度、延展性和/或耐蠕变性能的下降。b） 温度升高，这些钢中的碳化物相不稳定，会分解成石墨瘤，这种分解现象称为石墨化。 4.2.1.2 受影响的材料一些等级的碳钢和0.5Mo钢。 4.2.1.3 鉴定因素a） 影响石墨化最重要的因素包括化学成分、应力、温度和暴露时间。b） 通常，石墨化不容易被发现。一些钢铁比其它的种类更容易发生石墨化，但是造成一些钢铁容易石墨化而另外一些钢铁耐石墨化的确切原因还不清楚。通常认为Si和Al元素起了一个主要的作用，但实际显示它们对石墨化的影响可以忽略。c） 石墨化在含Mo到1%的低合金C-Mo钢中有发现。添加0.7%的Cr可以消除石墨化。d） 温度对于石墨化的速度有很大影响。低于800F（427），速度十分慢。随温度升高速度加快。e） 通常有两种类型的石墨化。第一种是随机的石墨化，石墨瘤在金属中随机分布。而这种石墨化会降低室温拉伸强度，它通常不会降低耐蠕变性能。f） 第二种，也是更有害的石墨化是造成浓缩的石墨瘤链或局部层。这种石墨化会造成耐负荷能力的明显降低，增加沿平面脆性开裂的可能性。这种石墨化的两种形式是焊缝热影响区石墨化和无焊接石墨化。i） 焊接热影响区石墨化通常发现在临近焊缝的窄的热影响区部位，与热影响区的低温边有关。在多路焊接的平接接头，这些区相互重叠，覆盖了整个横截面。石墨瘤可以在这些热影响区的低温边缘形成，导致贫石墨带沿这个截面扩展。因为它的外观，这种在热影响区内的石墨形式被称为眉毛石墨化。ii） 无焊接石墨化是一种局部石墨化，有时沿钢铁的局部屈服点发生。它也会在由于冷加工操作或弯曲造成的明显塑性变形的区域以链状发生。g） 石墨化的程度和范围通常以定性的方式来报道（没有、轻微、中等、严重）。尽管很难预测它形成的速度，当操作温度高于1000F（538）时，仅5年就会发生严重的热影响区石墨化。在850F（454）时，经过30到40年会发现非常轻微的石墨化。文献2可以找到关于热影响区石墨化的时间-温度转化曲线。 4.2.1.4 受影响的装置或设备a） FCC、催化重整和焦化装置主要的热壁管线和设备。b） 贝氏体级别比粗的珠光体级别不容易发生。c） 在炼油厂，很少有直接由于石墨化造成的失效。但是，石墨化在由于其它原因导致的失效中也有发现。几个严重的石墨化案例发生在流体催化裂化装置的反应器和管道、热裂化装置的碳钢炉管以及催化裂化废热锅炉的垂直锅炉底管板的密封焊接部位。在一个C-0.5Mo的催化重整反应器/中间加热器管线的长焊缝也发现了石墨化失效。d） 在热影响区发生浓缩眉毛石墨化的部位，蠕变断裂强度会彻底降低。在热影响区的轻微或中度石墨化不会明显降低室温或高温性能。e） 石墨化极少发生在锅炉表面管，但是确实在19世纪40年代发生在低合金C-0.5Mo管和管箱上。操作温度在850-1025F（441-552）范围内的省煤器管束、蒸汽管线和其它设备更容易遭受石墨化腐蚀。 4.2.1.5 损伤的形貌a） 由于石墨化引起的损伤不容易发现，只能通过金相检验来发现（图4-1和4-2）。b） 与蠕变强度有关的损伤的深一步阶段可能包括微裂缝/微孔的形成、表面下开裂或表面接触开裂。 4.2.1.6 防护/缓解长期操作温度高于800F（427）可以采用含Cr的低合金钢来防止石墨化腐蚀。 4.2.1.7 检查和监测a） 最有效的石墨化评价方法是取试样的整个厚度作金相分析。损伤可能发生在壁厚的中间，所以仅靠现场覆膜可能不够。b） 与强度有关的损伤的高级阶段很难检测，包括表面开裂裂纹或蠕变变形。 4.2.1.8 相关机理球墨化（见4.2.2）和石墨化是竞争的机理，发生在重叠的温度范围。球墨化倾向于发生在温度高于1025F（551）时，而石墨化主要发生在这一温度以下。 4.2.1.9 参考文献（略）图4-1 高倍数的金相照片显示了石墨瘤。与图4-2正常微观组织相比。图4-2 高倍数的金相照片显示了碳钢的典型铁素体-珠光体组织。 4.2.2 软化（球化） 4.2.2.1 损伤的描述球化是钢铁暴露在850-1400F（440-760）范围内微观组织发生变化，在该环境中，碳钢中的碳化物相不稳定，会从常规的平面形状聚集成球状，或从低合金钢如1Cr-0.5Mo中小的、细微分散的碳化物转变成大的块状碳化物。球化会造成强度和/或耐蠕变性能的损失。 4.2.2.2 受影响的材料所有常用的碳钢和低合金钢，包括碳钢C-0.5Mo1Cr-0.5Mo1.25Cr-0.5Mo2.25Cr-1Mo3Cr-1Mo5Cr-0.5Mo9Cr-1Mo 4.2.2.3 鉴定因素a） 鉴定因素包括化学成分、微观组织、暴露时间和温度。b） 球化的速度取决于温度和初始微观组织。球化在1300F（552）下可以在几小时内发生，但是在850F（454）下需要几年。c） 退火钢比常见钢更耐球化。粗晶粒钢比细晶粒钢更耐蚀。细晶粒硅镇静钢比铝镇静钢更耐蚀。 4.2.2.4 受影响的装置或设备a） 球化可以发生在暴露在850F（454）以上温度中的管线设备中。强度的损失高达30%，但是失效不容易发生，除非在非常高的外加应力作用下、在应力集中的部位或与其它腐蚀机理联合作用。b） 强度的损失通常伴随着韧性的增加，使得在应力集中时发生变形。c） 球化会影响FCC、催化重整和焦化装置中的热壁管线和设备。锅炉或工艺装置中的加热炉管会遭受蠕变强度的损失，但是通常设备很少因球化而进行更新或修复。 4.2.2.5 损伤的外观或形貌a） 球化无法目测或表观发现，只能通过金相发现。珠光体经过长时间的转变，由片状变为完全球化（图4-3和4-4）。b） 对于5%-9%CrMo合金，球化是碳化物从初始的细微分散形貌向大的块状碳化物转化的过程。 4.2.2.6 防护/缓解 球化很难防护，除非避免其长期暴露在升高的温度环境中。 4.2.2.7 检查和监测球化只能通过现场金相或取样做金相分析来发现。拉伸强度和/或硬度的减少是球化微观组织的一个表现。 4.2.2.8 相关机理a） 与石墨化密切相关（见4.2.1）。b） 球化和石墨化在重叠温度范围是相互竞争。在温度高于1025F（552），石墨化会在球化后发生。低于1025F（552），石墨化回在钢铁完全球化前发生。 4.2.2.9 参考文献（略）图4-3 金属试样的高倍金相照片显示了碳钢的典型铁素体-珠光体结构图4-4 金属试样的高倍金相照片显示了球化碳化物 4.2.3 回火脆化 4.2.3.1 损伤的描述回火脆化是由于金相改变造成的韧性降低，发生在一些长期暴露在650-1100F（343-593）范围环境内的低合金钢上。这种改变导致由夏式冲击试验测定的韧性-脆性转变温度升高。尽管在操作温度下韧性的损失不明显，回火脆化的设备可能会在开工和停工过程中发生脆性断裂。 4.2.3.2 受影响的材料a） 主要是2.25Cr-1Mo低合金钢，3Cr-1Mo（低一点的），和高强度低合金Cr-Mo-V 叶片钢。b） 1972年以前制造的2.25Cr-1Mo材料尤其敏感。一些高强度低合金钢也十分敏感。c） C-0.5Mo和1.25Cr-0.5Mo合金钢受回火脆化的影响不明显。但是，其它由于高温损伤造成的金相变化可能会改变这些材料的韧性或高温延展性。 4.2.3.3 鉴定因素a） 鉴定因素包括合金组成、热经历、金属温度和暴露时间。b） 回火脆化的敏感性主要是由于合金元素Mg和Si及少量元素P、锡、锑、砷的存在决定的。强度水平和热处理/制造过程也需要考虑。c） 2.25Cr-1Mo钢的回火脆化在900F（482）比在800-850F（427-440）范围内发展得要快，但是长期暴露在在850F（440）下的损伤更严重。d） 一些脆化可能在制造热处理过程中发生，但多数损伤发生在在脆化温度范围内服役多年后。e） 这种形式的损伤会明显降低含有开裂缺陷的部件的组织完整性。材料韧性的评价需要考虑缺陷类型、环境的严重程度、操作条件，尤其是在氢环境中。 4.2.3.4 受影响的装置或设备a） 回火脆化发生在长期暴露于650F（343）下的不同工艺装置中。应当说明的是，只有很少的工厂失效是由回火脆化直接导致的。b） 容易发生回火脆化的设备主要在加氢装置，尤其是反应器、热进料/流出物换热器部件和热高压分离器。其它可能发生回火脆化的装置有催化重整装置（反应器和换热器）、FCC反应器、焦化和减粘裂化装置。c） 这些合金的焊缝通常比基体金属更容易发生回火脆化，应当进行评估。 4.2.3.5 损伤的外观或形貌a） 回火脆化是一种金相变化，外观很难发现，可以通过冲击实验来确认。由于回火脆化造成的损伤会导致灾难性的脆性断裂。b） 回火脆化可以通过夏式V形切口冲击实验测定出的韧性-脆性转变温度上限来确定，要和未脆化的或消除脆化的材料进行对比（图4-5）。回火脆化的另一个重要特征是对上架能量没有影响。 4.2.3.6 防护/缓解a） 存在的材料l 如果材料中脆化杂质元素含量超标并暴露在脆化温度范围内，回火脆化不能被防护。l 为降低开停工过程中的脆断可能性，一些炼油厂使用了一种增压步骤来限制系统压力在温度低于最小增加温度（MPT）时达到大约25%的最大设计压力。l MPT的范围从最早的、回火脆化最高的钢的350F（171），降低到新的耐回火脆化钢（也用于降低氢脆的影响）的150F（38）或更低。l 如果需要焊缝修补，回火脆化的影响可以通过加热到1150F（620）来临时改变（脱脆化），时间为每inch厚度2小时，然后快速冷却到室温。必须声明如果材料再暴露在脆化温度范围内，再脆化会随时间延续而发生。b） 新材料l 降低回火脆化程度和可能性的最好办法是限制基体金属和焊缝中Mg、Si、P、锡、锑、砷的允许含量。另外，强度水平和PWHT步骤应当确定并仔细控制。l 降低回火脆化的常用方法是限制基体金属的“J*”因子和焊接金属的“X”因子，基于下面的材料成分计算：J*=（Si+Mn）（P+Sn）104 （元素以wt%计）X=（10P+5Sb+4Sn+As）/100 （元素以ppm计）l 用于2.25Cr钢的典型J*和X分别为100和15。研究表明，限制（P+Sn）低于0.01%就足以降低回火脆化，因为（Si+Mn）控制着脆化速度。l 应当考虑材料专家的建议，以确定可以接受的组成，韧性和强度水平，以及新低合金钢厚壁设备和在蠕变范围内操作的低合金钢设备的适当的焊接、制造、热处理步骤。 4.2.3.7 检查和监测a） 检测的常用方法是在反应器内安装和合金材料原始处理过程一致的试块。定期取出试块进行冲击试验以监测回火脆化的进度或确定是否需要采取修复。b） 应当监测工艺条件以保证遵循正确的增压步骤来防止由于回火脆化造成的脆性断裂。 4.2.3.8 相关机理没有。 4.2.3.9 参考文献（略）图4-5 随温度变化的CVN韧性点，显示了40-ft-lb转变温度的变化 4.2.4 应变老化 4.2.4.1 损伤的描述应变老化是一种常发现在老旧碳钢和C-0.5Mo低合金钢的损伤，是中间温度变形和老化共同作用的结果。这导致硬度和强度的增加，及延展性和韧性的降低。 4.2.4.2 受影响的材料大多有大晶粒尺寸的老的碳钢（80年代以前）和C-0.5Mo低合金钢。 4.2.4.3 鉴定因素a） 钢铁成分和制造工艺决定着钢铁的敏感性。b） 由酸性转炉或平炉制造的钢比氧气顶吹转炉（BOF）炼制的新钢种杂质元素含量高。c） 通常，BOF炼制的铝镇静钢不敏感。含有高含量的N和C的沸腾钢和脱氧钢有影响，但是有细微晶粒的现代镇静钢没有影响。d） 在冷加工和在没有应力释放的中间温度环境中的材料会发生应变老化作用。e） 对于有裂纹的设备要考虑应变老化。如果敏感材料发生塑性变形并暴露在中间温度区，变形材料的区域会变硬，韧性降低。这一现象和一些因脆性断裂失效的容器有关。f） 与温度有关的压力步骤是防止敏感材料脆性断裂的主要因素。g） 当焊接靠近敏感材料的裂纹和缺口时也会发生应变老化。 4.2.4.4 受影响的装置或设备应变老化最容易发生在用敏感材料制造且未经过应力释放的容器器壁上。 4.2.4.5 损伤的外观或形貌应变老化可以导致脆性裂纹的形成，可以通过细致的金相分析发现，但是损伤通常不会被认为是应变老化，直到断裂发生。 4.2.4.6 防护/缓解a） 应变老化对于含有较低含量杂质元素和有足够量Al（0.015wt%）来完全脱氧的钢来说不严重。b） 对于老设备，应当仔细避免应变老化潜在的损伤影响，可以通过防止设备加应力或加压来避免，直到金属温度达到可以接受的水平，脆性断裂的几率降低。参考ASME 规程 Section VII中UCS66的曲线“A”，分界线I是容器发生应变老化的压力温度。c） 敏感材料焊接修补时进行PWHT可以降低应变老化的影响，当PWHT不能采用时，应当考虑预堆边焊来降低焊接对老材料的抑制。 4.2.4.7 检查和监测控制应变老化不采用检查和监测手段。 4.2.4.8 相关机理当在中间温度下发生变形时，机理可称为动力学应变老化。蓝脆是应变老化的另一种形式。 4.2.4.9 参考文献（略） 4.2.5 885F（475）脆化 4.2.5.1 损伤的描述885F（475）是一种由于含铁素体相的合金发生金相变化导致的韧性损失，是由于暴露在600-1000F（316-540）环境中造成的。 4.2.5.2 受影响的材料a） 400系列不锈钢（如405409410410S430446b） 双相不锈钢如合金2205合金2304合金507c） 含铁素体的锻造和铸造300系列不锈钢，尤其是在焊缝和焊缝覆盖区。 4.2.5.3 鉴定因素a） 鉴定因素包括合金成分，尤其是Cr含量，铁素体的量，操作温度。b） 铁素体量的增加会增加在高温范围内操作的损伤敏感性。会造成韧性-脆性转化温度的明显增加。c） 首先要考虑操作温度是否在临界温度范围内。损伤是累积的，是由于在大约885F（475）时一种脆性金属间相的沉积造成的。当温度高于或低于885F（475）时，需要更多的时间来达到最大的脆化。例如，在600F（316）时，需要数千小时才能导致脆化。d） 由于885F（475）脆化可以在一个相对短的时间内发生，通常认为敏感材料暴露在700-1000F（371-538）时会受到影响。e） 对韧性的影响在操作温度下不明显，但当温度降低时，如工厂停工、开工或波动时会变得明显。f） 脆化可能会由于更高温度的回火或通过保持在转换温度范围内或在转换温度范围内冷却造成。 4.2.5.4 受影响的装置或设备a） 885F脆化在任何有敏感材料暴露在脆化温度范围的装置都会发生。b） 由于这个腐蚀机理，大多数炼油厂限制铁素体不锈钢的使用，仅用于无压力界限的应用。c） 常见的案例包括FCC、常减压、焦化装置中的高温容器内构件和分馏塔塔盘。典型的失效包括当试图对409和410材料的塔盘进行焊接、加强弯度和加压时造成的裂纹（通常发生在减压塔这种材料中）。d） 其它的例子包括双相钢换热器管束和长时间暴露在600F以上温度的部件。 4.2.5.5 损伤的形貌a） 885F脆化是一种冶金学变化，很难通过金相来观察，但可以通过弯曲和冲击试验来确认。b） 885F脆化可以通过受影响区硬度的增加来判断。从现场取回试样的弯曲或冲击试验是885F脆化的最好表征。 4.2.5.6 防止/缓解a） 防止885F脆化的最好方法是使用低铁素体或无铁素体的合金，或避免将敏感材料暴露到脆化范围内。b） 可以通过改变合金的化学成分来降低脆化的影响，但是，耐蚀材料并不总容易买到。c） 885F脆化可以通过热处理溶解析出物然后急冷来转化。去脆化热处理温度通常为1100F（593）或更高，对一些设备部件可能不切实际。如果去脆化部件暴露在同样的操作条件下，它会再次脆化，比它初始时更快。 4.2.5.7 检查和监测a） 从现场取出的试样进行冲击或弯曲试验是最好的表征。b） 脆化的多数例子为转变过程、或在开停工过程中出现裂纹，但温度低于200F（93）时，脆化的影响是十分有害的。c） 硬度增加是评价885F脆化的另一个方法。 4.2.5.8 相关机理无。 4.2.5.9 参考文献（略） 4.2.6 相脆化 4.2.6.1 损伤的描述相的形成会导致一些不锈钢在高温环境中断裂韧性的丧失。 4.2.6.2 受影响的材质a） 300系列SS锻造金属、焊接金属和铸造金属。铸造300系列SS包括HK和HP合金由于铁素体含量高（10-40%），尤其容易产生相。b） 400系列SS和其他含Cr17%或更高的铁素体和马氏体SS也会发生（例如，430和440）。c） 双相不锈钢。 4.2.6.3 鉴定因素a） 鉴定因素包括合金成分、时间和温度。b） 对于敏感合金，影响相形成的主要因素是暴露在升高的温度环境中的时间。c） 当铁素体、马氏体、奥氏体和双相不锈钢暴露在1000-1750F（538-954）范围内时容易产生相。d） 在300系列SS和双相SS焊接沉积物中的铁素体相中，相可以快速生成。在300系列SS基体金属（奥氏体相）也会形成，但速度很慢。e） 300系列SS可以有10-15%的相。铸造奥氏体不锈钢会生成更多的相。f） 奥氏体不锈钢的相可以在几小时内生成。如果奥氏体不锈钢采用1275F（690）焊后热处理，其相的形成趋势会验证这一点。g） 有相的不锈钢其拉伸和屈服强度与溶液退火的材料相比有所增加。强度的增加伴随着延展性的降低（通过区域百分比延长和压缩来测试）和硬度的轻微升高。h） 相不锈钢内耐不同的操作压力，但是冷却到500F（260）会显示断裂韧性的完整缺陷，可以通过夏式冲击实验来测量。i） 金相改变通常是一个硬脆金属中间化合物的沉积，使材料更容易发生晶间腐蚀。随Cr和Mo含量增加，沉积速度增加。 4.2.6.4 受影响的装置或设备a） 常见的例子是在高温FCC再生器环境中的不锈钢旋风分离器、管线系统和阀门。b） 300系列SS堆焊和管束-管板连接焊缝在对下面的CrMo基体金属进行PWHT热处理时会脆断。c） 不锈钢加热炉炉管容易发生，可能会脆断。 4.2.6.5 损伤的外观或形貌a） 相脆断是一种金相改变，不容易发现，只能通过金相检验和冲击实验来确认。b） 相脆断的损伤形式为开裂，尤其是在焊缝或有高约束力的地方。c） 对FCC再生器中有相的300系列SS（304H）内构件试样进行测试，表明即使只有10%相，在1200F（649）时夏式冲击韧性只有39ft-lbs（53J）。d） 对于10%相试样，韧性的变化范围从室温的0%到1200F（649）时的100%。这样，尽管冲击韧性在高温下降低，试样在100%延展的模式下断裂，显示锻造材料在操作温度下仍适用（表4-1）。e） 铸造奥氏体不锈钢通常其铁素体/相含量更高（高达40%），所以其高温延展性低。 4.2.6.6 防护/缓解a） 防止相脆断的最好方法是采用抗相形成的合金或避免材料暴露在脆断温度范围内。b） 室温断裂韧性的缺少表明必须注意避免在停工过程中对一个有相的材料施加高应力，这样会导致脆断。c） 300系列SS可以通过1950F（1066）溶液退火4小时然后水冷来消除相。但是，对于多数设备来说不适用。d） 对于347和铁素体稍低的304，焊缝的相可以通过控制铁素体在5-9%的范围内来降低。焊缝金属的铁素体含量应当限制低于声明的最大值，以降低在制造或操作环境中形成的相，而且必须要满足声明的最小值以在焊接过程中的短时热开裂。e） 对于不锈钢堆焊的Cr-Mo部件，要限制在PWHT温度下的暴露时间。 4.2.6.7 检查和监测a） 从操作环境中取出的样品的物理测试可以很好的显示问题所在。b） 多数铸造和锻造（焊接的）金属在运行或开停工期间的脆断以裂纹的形式发生， 当温度低于500F（260）时，脆断的影响最明显。 4.2.6.8 相关机理无。 4.2.6.9 参考文献（略）表4-1 韧性/温度的特性趋势数据304SS，2%相321SS，10%相304SS，1%相304SS，2%相347SS，1%相温度，冲击， %剪切，%冲击， %剪切，%冲击， %剪切，%冲击， %剪切，%冲击， %剪切，%2121070-2110309026038251020-100100480445015402010-10010065063100216071907790100100 4.2.7 脆性断裂 4.2.7.1 损伤的描述脆性断裂是一个在应力（残余或外加）作用下的突然快速断裂，材料几乎没有延展或塑性变形。 4.2.7.2 受影响的材料主要是碳钢和低合金钢，尤其是老的钢种。400系列SS也敏感。 4.2.7.3 鉴定因素a） 当满足下面三个鉴定因素时，会发生脆性断裂：l 材料的断裂韧性（耐裂纹类的缺陷），如夏式冲击测试所测量的。l 缺陷的大小、形状和应力集中效果。l 缺陷上残余和施加应力的量。b） 存在脆化相时会增加脆性断裂的敏感性。c） 钢的清洁度和晶粒大小对韧性和耐脆性断裂性能有明显的影响。d） 厚壁材料横截面耐脆性断裂性能较低，因为高的约束力会增加裂纹尖端的三维应力。e） 在多数情况下，脆性断裂仅在温度低于夏式冲击转变温度（或韧性-脆性转变温度）时发生，在此点上材料的韧性迅速下降。 4.2.7.4 受影响的装置或设备a） 按照ASME锅炉和压力容器规范、第一部分VIII节、1987年12月附录以前制作的设备，受到容器在冷温度下操作时缺口韧性的限制。但是，这不意味着在这一期限以前制作的容器就会发生脆性断裂。一些设计者对在冷环境中使用的设备特别进行了附加的冲击实验。b） 在这一期限后按照同样规范制作的设备需要满足UCS66（冲击免除曲线）。c） 多数在高温下的工艺主要在开工、停工或水力/紧固测试过程中考虑脆性断裂。任何装置的厚壁设备应当引起重视。d） 脆性断裂在装置加工轻碳氢化合物如甲烷、乙烷/乙烯、丙烷/丙烯或丁烷的自动冷却过程中会发生。这包括烷基化装置、石蜡装置和聚合物工厂（聚乙烯和聚丙烯）。贮存轻碳氢化合物的容器/球罐也受影响。e） 因为测试温度下的高压和低韧性，脆性断裂可以在室温水压试验时发生。 4.2.7.5 损伤的外观或形貌a） 裂纹通常是直的，没有分支，没有任何相关的塑性变形（裂纹周围没有剪切边或局部缩颈）（图4-6到4-7）。b） 从微观上看，断裂表面由大量分裂组成，有受限制的晶间开裂和非常小的微孔共同存在。 4.2.7.6 防护/缓解a） 对于新设备，脆性断裂最好通过采用特殊设计的材料来解决，这些材料用于包括波动和自动冷却的低温操作情况下。材料需要控制化学成分、特殊的热处理和冲击试验确认。参照ASME BPV 规范第VIII节的UCS66。b） 脆性断裂是一个“事件”驱动的损伤机理。对于存在的材料，应力、材料韧性和缺陷大小的正确组合主导着事件的可能性，可以参照API RP 579第3节第1或2级来进行工程研究。c） 对于已经存在的设备降低脆性断裂的主要方法只能采取控制操作条件（压力、温度）、在开停工过程中降低室温时的压力及高应力区的定期检查。d） 降低脆性断裂可能性的一些方法：l 如果容器在制造过程中没有经过PWHT或者容器在修补过程中没有PWHT步骤，则对其进行PWHT；l 施加一个“温”的预应力水压试验，然后进行低温水压试验，可以扩大最小安全操作温度（MSOT）限制。 4.2.7.7 检查和监测a） 脆性断裂通常不靠检查来减轻。b） 敏感的容器应当检查预先存在的缺陷。 4.2.7.8 相关机理回火脆化（见4.2.3），应变老化脆化（见4.2.4），885F（475）脆化（见4.2.5），钛氢化（见5.1.3.2）和相脆化（见4.2.6）。 4.2.7.9 参考文献（略）图4-6 20inch碳钢管线在水压试验时在O.D.的沟槽处发生失效图4-7 拼合的照片显示了沟槽和沟槽处的断裂起始点（箭头）图4-8 在水压试验时脆性断裂的经典案例 4.2.8 蠕变和应力开裂 4.2.8.1 损伤的描述a） 在高温环境中，金属部件会在屈服应力下的负荷作用下缓慢连续地变形。这种受压部件随时间的变形被称为蠕变。b） 蠕变造成的损伤最终会导致开裂。 4.2.8.2 受影响的材料所有的金属和合金。 4.2.8.3 鉴定因素a） 蠕变变形的速度是材料、负荷和温度的函数。损伤的速度（应变速度）对负荷和温度敏感。通常，温度增加25F（12）或应力增加15%，对于不同的合金，剩余寿命会减半或更多。b） 表4-2列出了需要考虑蠕变损伤的极限温度。如果材料温度高于这些值，那么会发生蠕变损伤和蠕变开裂。c） 蠕变损伤的程度是材料和蠕变变形发生的温度/应力水平的函数。d） 即使是高的应力接近开裂尖端，在极限温度下的金属部件的寿命仍极大。e） 没有或变形很小的蠕变损伤通常被错误的认为是蠕变脆化，但通常显示了材料有低的蠕变韧性。f） 低的蠕变韧性指：l 对高拉伸强度材料和焊缝来说更严重。l 在蠕变范围的低温段或在蠕变范围上部的低应力段更普遍。l 粗晶粒材料比细晶粒材料更容易发生。l 没有室温性能变差的迹象。l 在一些CrMo钢中受某种碳化物类型的促进。g） 由于厚度腐蚀减薄造成的应力增加会缩短失效的时间。 4.2.8.4 受影响的装置或设备a） 蠕变损伤通常发生在操作温度高于蠕变范围（表4-2）的高温设备中。加热炉炉管、管托、吊架或其它加热炉部件更容易发生。b） 操作温度接近或在蠕变范围内的管道和设备，如热壁催化重整反应器和加热炉炉管、加氢重整加热炉管、热壁FCC反应器、FCC主分馏塔和再生塔内构件。c） 在催化重整反应器的管嘴焊缝热影响区和其它高应力区域会发生低蠕变韧性失效。在催化重整的反应器和高温管线的焊缝也会发现开裂。d） 不同材料的焊接接头（铁素体-奥氏体焊接）在高温下由于不同的热膨胀应力会遭受蠕变相关的损伤。 4.2.8.5 损伤的形貌a） 蠕变损伤的初级阶段只能通过扫描电子显微镜金相照片来确定。在晶界通常会发现蠕变孔隙，在后期会形成微裂纹，然后开裂。b） 在温度正好超过极限限制，会发现明显的变形。例如，加热炉炉管会遭受长期蠕变损伤，在最终开裂前会有明显的膨胀（图4-9）。变形的量主要取决于材料，以及温度和应力水平的联合作用（图4-10）。c） 对于容器和管线，在高的金属温度和应力浓度同时发生的地方会发生蠕变开裂，如靠近结构的不连续处，包括管线T型接头、管嘴、或缺陷处的焊缝。蠕变开裂一旦发生，进展十分迅速。 4.2.8.6 防护/缓解a） 一旦敏感材料放进了蠕变环境中，除了降低金属温度，检测人员和操作人员没有更好的办法来防止这种损伤，尤其是对加热炉炉管。在设计和制造过程中避免应力集中是十分必要的。b） 可以通过仔细选择低合金材料的化学成分来降低低蠕变韧性。高的焊后热处理温度可以帮助降低有低蠕变韧性材料的蠕变开裂，如1.25Cr-0.5Mo。c） 蠕变损伤是不可逆的。一旦发现损伤或裂纹，部件的大部分寿命被用完，通常对损伤的部件进行修复或更换。高的PWHT在一定程度上可以提供一个蠕变韧性更高的材料，寿命更长。l 设备-蠕变损伤的催化重整反应器管嘴被成功修复，通过研磨除去受影响的区域（要保证所有的有损伤的金属被去除）及再焊接，仔细的调和研磨可以降低应力集中。PWHT温度必须认真选择，可能需要一个比初始规范更高的PWHT温度。l 加热炉炉管 * 需要采用耐蠕变的材料，以获得更长的寿命。 * 加热炉在设计和操作时应当减少热区和局部过热（图4-9）。 * 厚度测量后需要目测和绑带读数，以根据API RP 579来评价加热炉炉管的剩余寿命。 * 降低过程侧的结垢/沉积及火侧的沉积/结垢可以使炉管寿命最大化。 4.2.8.7 检查和监测a） 有相关的微孔、裂隙和尺寸变化的蠕变损伤很难有效地通过任何一种检查技术来发现。应当采用联合的技术（UT、RT、EC、尺寸测量和复膜）。破坏的试样和金相分析可用于确定损伤。b） 对于压力容器，检查应当关注那些在蠕变范围内操作的CrMo合金焊缝上。1Cr-0.5Mo和1.25Cr-0.5Mo材料更倾向于低蠕变韧性。多数检查在几年的间隔中采用目测和PT或WFMT。可以采用角梁（剪切波）UT，尽管蠕变损伤的早期阶段很难发现。初始的制造缺陷应当绘图，以备未来参考。c） 加热炉炉管应当按照下面来检查过热、腐蚀或磨蚀的现象：l 应当用VT检查炉管的膨胀、鼓泡、下垂和弯曲。l 应当选择最容易发生壁厚减薄的炉管进行厚度测量。l 应当用绑带或量规来检查炉管的直径增大（蠕变）现象，在一些情况下采用现场金相或对炉管试样进行金相分析。但是，部件OD的金相照片不能对下表面损伤提供一个明确的显示。l 基于直径增加和壁厚减薄的报废标准极大程度地取决于管线材质和特殊的操作环境。 4.2.8.8 相关机理a） 蠕变损伤是由于暴露在4.2.10中描述的非常高的温度中所引起的。b） 再热开裂（见4.2.19）是厚壁设备中的一个相关机理。 4.2.8.9 参考文献（略）表4-2 蠕变的极限温度材料极限温度碳钢700F（370）C-1/2Mo750F（400）1.25Cr-0.5Mo800F（425）2.25Cr-1Mo800F（425）5Cr-0.5Mo800F（425）9Cr-1Mo800F（425）304H SS900F（480）347H SS1000F（540）图4-9 加热炉炉管的短时过热图4-10 HK40加热炉炉管的蠕变开裂 4.2.9 热疲劳 4.2.9.1 损伤的描述热疲劳是由于温度变化导致的循环应力造成的。损伤以开裂的形式存在，发生在相对运动或不同膨胀受限的金属部件上，尤其是在重复的热循环下。 4.2.9.2 受影响的材料所有的结构材料。 4.2.9.3 鉴定因素a） 影响热疲劳的关键因素包括大量的温度摆动和频率（循环的次数）。b） 失效的时间是应力大小和循环次数的函数，随应力和循环的增加而降低。c） 设备的开停工增加了热疲劳的敏感性。这里没有对温度摆动的限制，但是，实际规律表明，如果温度摆动超过200F（93），开裂就容易发生。d） 表面温度快速变化导致厚度上或沿部件长度上的热梯度会促进损伤。例如，冷水在热管上（热冲击）；刚性部件和一个小的温度差异；调节差异膨胀的不屈性。e） 缺口（如焊缝的坡角）和尖角（如管嘴和容器器壁的内部连接）及其它应力集中可能成为起始部位。 4.2.9.4 受影响的装置或设备a） 例子包括冷热物流的混合点如冷凝物与蒸气物流接触的部位，如去过热或温度调节设备（图4-11）。b） 在焦化塔器壁，热疲劳是一个主要问题。热疲劳也会发生在焦炭塔裙座，在此处塔和裙座的温度变化推动了热疲劳（图4-12和4-13）。c） 在蒸汽发生设备，最常见的部件是过热器和再热器中相邻管的刚性附件。被设计用来调节相对运动的滑动轴套被飞灰堵塞时，会冻结成为一个刚性附件。d） 如果管子柔韧性不够，高温过热器或再热器中穿过冷却器水墙管的管子在集管位置会发生开裂。这些开裂通常发生在末端，此处集管相对水墙的膨胀最大。e） 如果第一级蒸汽在吹灰器管嘴处含有冷凝液，蒸汽驱动的吹灰器会遭受热疲劳损伤。液体水使管子快速冷却会促进这种形式的损伤。同样，在水墙管上的水切割和水炮也有同样的效果。 4.2.9.