临氢压力容器设计相关知识

《临氢压力容器设计相关知识》由会员分享，可在线阅读，更多相关《临氢压力容器设计相关知识（11页珍藏版）》请在装配图网上搜索。

1、临氢压力容器设计临氢与氢气接触的压力容器。如加氢，制氢装置的容器。 金属材料因吸收氢而导致塑性降低，性能恶化的现象，称为氢损伤高温 时为氢腐蚀，低温时为氢脆。氢损伤可导致材料高温下脱碳、氢腐蚀、氢鼓泡、 氢制脆性开裂。1.氢腐蚀11氢腐蚀机理：（t220C）在高温高压下，氢与容器壁接触，通过物理吸附的部分氢分子分离为氢原子 或氢离子，并经化学吸附，然后直径很小的氢原（离）子透过表面层，固溶到金 属内，通过晶格和晶界（主要是晶界）向钢内扩散。侵入钢中的氢与钢中渗碳体（ Fe C ）和不稳定的碳化物析出的碳起化学反应生成甲烷。32H + FeC T 3Fe + CH2 34C + 2H T CH

2、或C + 4H T CH （在晶界上）244甲烷的扩散能力很低，聚集在晶界原有的微观空隙内和钢材缺陷处，与 C 反应，反应不断进行降低了该区域的碳浓度，其他位置的碳通过扩散不断补充（渗 碳体中碳原子的扩散补充固溶碳原子的扩散补充）这样形成局部高压，造成应力 集中使该处由微裂纹变为裂纹。若在近钢表面的分层夹杂等缺陷中集聚形成鼓 泡，使钢材性能变坏。在不断的甲烷反应，反应面附近脱碳和渗碳体的分解，别 处的碳不断补充反复进行，最终使钢完全脱碳，裂纹连成网络，钢的强度、韧性 丧失。在氢的作用下，有表面脱碳和内部脱碳两种。1）在 t565C，P220C, P1.4MPa 时，氢会使钢发生内部脱碳，使碳化

3、物分解，裂纹形成氢蚀。即当温度 较高压力较低（但P1.4MPa）时，表面脱碳比内部腐蚀来的快，当压力较高温度 较低（t220C ）时，碳的扩散能力大大减低，内部氢蚀可能在没有明显表面脱 碳的情况下发生。当压力温度都较高时，表面内部都可能氢蚀，氢蚀后使钢材力学性能下降， 强度、塑性下降，呈脆断性破坏。氢蚀一旦发生，便无法消除，是不可逆的。12 影响氢蚀的因素121 温度和压力的影响氢分压高使氢气在钢中易溶解，而温度的升高则增加氢气在钢中的扩散速度 和脱碳反应速度。1）压力：氢压力提高，可使氢易于渗透入钢中，因为生成甲烷是体积缩小 的反应，所以增加氢压力，向形成甲烷方向转变，也降低了反应所需要的温

4、度， 但氢蚀，氢分压有个起始点，即低于某一分压氢蚀不再发生。这是因为低的氢分 压所产生的甲烷压力也很低，钢中的甲烷不足以引起钢的裂纹和鼓泡，这也解释 了为什么高温低压力只发生表面脱碳的原因，温度高为碳的扩散提供了有利条 件，使甲烷反应在表面发生。2）温度：在某一压力下，开始发生氢蚀的温度称为氢蚀的温度，它常是衡 量钢材抗氢能力的指标。低于某一温度不是没有氢蚀反应，而是反应速度极慢， 以至超过了正常使用的寿命。3）对于发生氢蚀的压力、温度组合条件，Nelson （纳尔逊）提出了一曲线 （他总结了美国壳牌石油公司和其他操作经验与试验数据，于 1949 年提出，其 后又多次修订）。1.2.2 含碳量

5、的影响 钢中含碳量愈高，越易发生氢蚀，表现为孕育期变短，腐蚀率高，钢的性能变坏剧烈。在碳低时，与氢反应的碳就少，甲烷生成也少，不易氢蚀，反之氢蚀 加剧，所以在满足强度情况下，尽量选低碳钢。但碳少到多少才不会发生氢蚀？ 目前还没有一个比较一致的说法。避免氢蚀的四项措施：1）为防止氢蚀避免生成甲烷，就要加入能生成强碳化物的合金元素，使碳 化物不易为氢所分解，减少甲烷的生成。2）减少金属晶粒的界面能降低裂纹成 核速度。3）提高钢的高温强度，减低裂纹扩展的速度。4）降低碳在钢中的扩散 速度。1.2.3 含金元素的影响1）铬在低碳钢中的铬主要存在于渗碳体（FeC）中，此铬提高了碳化3 物的热力稳定性，阻

6、止了碳化物的分解，并减弱了碳在铁素体中的扩散作用，减 少了甲烷的生成机会，提高了抗氢能力。2）Mo 钼对铁素体有固溶强化的作用，同时也能提高碳化物的稳定性。 钼在钢中又形成特殊的碳化物。3） 、V钒与碳、氮、氧都有极强的结合力，在钢中形成极稳定的碳化物（VC ）及氮化物（VN），这些氮化物和氧化物使钢在高温下仍保持细晶粒组4 34 3织，大大增加了钢在高温高压下对氢的稳定性Cr、Mo、V都可挺高钢的高温强度（持久极限，蠕变极限升高，所以抗高 温氧化）又降低碳在钢中的扩散速度。1.2.4 热处理的影响 碳化物的球化处理，由于减小了表面度，界面能减小延长了孕育期，如0.19%C钢，在710C球化处

7、理。淬火+回火处理温度愈高，脱碳速度愈小，这是 因为碳化物尺寸加大，脱碳时间长。1.2.5 厂冷加工的影响 预先的冷加工变形，使钢中组织和应力不均匀，提高了界面的扩散能力，从而加速氢蚀裂纹，且裂纹易扩展。综上所述，要解决氢蚀问题，就要选抗氢钢。面心立方晶格的奥氏体不锈钢 抗氢蚀。影响氢蚀的关键因素是钢的化学成分、操作温度、氢分压高低和应力水 平。1.3 纳尔逊曲线1）从图中可看出，当t 200C时，即使压力再高，选碳钢或碳锰钢即可， 如加氢中的冷高分，合成氨中的合成塔，因为压力高选高强度的碳锰钢即可。2）图中显示了各种Cr Mo钢的抗氢能力，按操作温度和氢分压可查出选 择的相应钢材。Cr Mo

8、含量升高，则抗氢性能升高。3）实线上部的钢表示抗氢蚀，虚线上部发生表面脱碳。氢分压（卜卜）工6.工，1“ 二九| 23.7：汁-/nnX曰 温度(C)丁)-30：|钢在氢环境中的操作极限从上往下曲线依次代表6Cr-0.5Mo钢、3 Cr-1 Mo钢、2.25 Cr-1 Mo钢、1.25 Cr-0.5 Mo 钢或 1 Cr-0.5 Mo 钢、碳钢。在工程中，用此图（曲线）选钢时，尚需在操作温度和操作氢分压的基础上 增加一定的裕量。（操作+28C、操作氢分压+0.35MPa）1.4 Cr Mo 钢1.4.1 Cr Mo 钢回火脆化的一般特性Cr、Mo元素是强碳化物稳定元素，所以Cr Mo钢抗氢蚀，

9、高温强度高， 淬透性强。但Cr Mo钢长期在高温下会发生回火脆化的性质，使冲击韧性下降，或 脆韧性转变温度上升。1）回火脆化温度一一在370-595C的温度范围长期操作产生，温度越高，脆 化越快。2）脆化后的性质表现为缺口冲击韧性下降和脆韧转变温度上升，而拉 伸性能无明显差别，回火脆化程度一般靠韧性转变温度的升高来表明。3）含Cr量为23%的Cr Mo钢回火脆化最严重，如3Cr-1 Mo钢，2.25 Cr-1 Mo 钢。4）P、 Sb、 Sn、 As 微量元素含量对脆化影响显著， Si、 Mn 对脆化有促进作 用。5）脆化前后，金属组织一般看不出什么差别，奥氏体晶粒粗大的脆性敏感 性高。脆化敏

10、感性的程度按马氏体、贝氏体、珠光体的顺序降低。6）脆化是可逆的，脆化了的钢在593C以上加热一段时间可脱脆。1.4.2 Cr Mo 钢回火脆化的原因Cr Mo钢长期在370-595C期间，杂质P、Sb、Sn、As等微量有害元素向 晶界偏析，使晶界的强度下降，并易于在晶界破坏的同时产生脆性破坏。这种由 于晶界脆化所引起的材料劣化，对材料的拉伸性能没有明显影响，但对材料的冲 击韧性有较大影响。Cr Mo钢的回火脆化与化学成分和金相组织有密切关系。1.4.3回火脆化与化学成分的关系1）含Cr量为23%的Cr Mo钢回火脆化敏感性高，如2.25 Cr-1 Mo钢、3Cr-l Mo钢，3Cr-l Mo钢

11、回火脆化最严重。2）Cr Mo钢回火脆化主要取决于P、Sb、Sn、As等微量有害元素的含量, 所以降低脆化敏感性的方法是尽可能降低这些元素的含量。日本渡边等人对钢 板、锻钢用3系数（考虑Sb在钢板、锻钢中较少，As的影响较少），所以用3表 示脆化敏感系数：3 = （Si+Mn）X（P+ Sn）X 10 4（式中各元素用百分数带入，如0.15%应以0.15代入）波拉斯科图提出了焊缝金属的脆化敏感性用 X 表示：X= （10P+5Sb+4Sn+As） X 10 -2国外通常用X表示（式中各元素以ppm含量代入，如0.01%应以100ppm代入）工程中，3系数应控制在 120%, X系数应 控制在

12、15ppm。1.4.4防止Cr Mo钢回火脆化的措施1）控制化学成分使3系数应控制在 120%, X 15ppm。回火脆化是由微 量有害元素沿奥氏体晶界产生偏析所致，其中P的影响最大，另外Si、Mn元素 对脆化起促进作用，所以控制钢中Si、Mn含量和微量有害物质是防止产生脆化 的基本措施。同时通过简易的评定钢材回火脆化倾向的方法来评定钢材可能产生 的回火程度。采用回火程度小的钢，脆化倾向评定合格的钢。有害元素P是从矿 石中来的，所以必须从矿石的选矿冶炼来控制，采用电炉或氧气转炉，如炉外精 炼（二次精炼），提高钢材内部质量，如钢色脱气、真空吹氧脱碳等（精制脱碳 精制脱硫、精制脱磷、脱氮等微量有害

13、杂质去除技术）。2）评定钢材回火脆化倾向的方法回火脆化表现为 V 型坡口冲击功的下降，通常采用脆化前后的韧脆性转变 温度差AVTr 54来表示：冲击功（J） /54_1r |/1 /Ti未脆化 脆化后试验温度要检测钢材的脆化程度，最符合实际的方法是在脆化温度范围内进行等温时效，这就要长达几万小时的时间，工程上难以实现。现普遍采用美国通用电气公司开发，经美国SOCAL公司改进，在短时间内进行的使钢材产生一定程度脆化的模拟法，即分布冷却法（step cooling）。 通过对钢材和焊缝金属的加速脆化处理，看其脆化倾向，通常以分布冷却后 转变温度的增加值AVTr 54来衡量钢材和焊缝金属脆化倾向的程

14、度。此值越大， 则脆化倾向越明显。温度(C).ji空冷分布冷却脆化处理程序时间1取步冷前后各八组试样按-80C、-60C、-40C、-30C、-IOC、0C、20C、40C 8个温度进行冲击试验，步冷前8X3=24个试样，步冷后8X3=24个试样共 需48个试样进行冲击试验，（其中须经-30C的冲击试验）得出两条转变温度曲 线，交出543对应的两条曲线转变温度差AVTr54值，贝U：VTr54 +3 AVTr54 24C 或VTr54 +2.5 AVTr54 10C冲击功（J）-I上厂Z Ti I温度A步冷试验前冲击功与试验温度的关系曲线B步冷试验后冲击功与试验温度的关系曲线VTr54 经最小

15、模拟焊后热处理的夏比（V型坡口）冲击功为54焦耳时 对应的转变温度（C）（试验温度）AVTr54经最小模拟焊后热处理+分布冷却（阶梯冷却）后的夏比冲击功 为54焦耳时对应的转变温度的增量（C）。1.4.5Cr Mo 钢压容在制造中的要求1）钢板要正火+回火状态供货（当板厚时允许加速冷却）使钢材晶粒细化， 达到本质细晶粒要求，组织均匀稳定、强度与塑性配合适宜，成为综合性能优异 的材料。2）一般三类容器要求 100%UT。3）逐张进行化学成分、力学性能的试验。4）要求电炉或氧气转炉+真空脱气精炼工艺冶炼的本质细晶粒镇静钢。5）进行X、3脆化敏感性系数的计算应符合要求。6）进行回火脆化倾向评定。7）

16、锻件的非金属夹渣物检验，分A、B、C、D四类，A、C类属塑性夹渣 物（FeS、MnS属塑性夹渣物）。要求A+C2级；B+D属于脆性夹渣物，如MnO、 FeO, B+D2 级；A+B+C+D1.6Mpa, H S +HCN 共存，且 HCN51Pa, PHW9）22材料要求：SW0.003%（目标 SW0.002%）, PW0.015%,板原方向 $35%。对高压的二三类容器可选16MnR （HIC）钢，SW0.002% （目标SW0.001%）, PW0.008%, MnW1.3%。（板）锻件：SW0.001%, PW0.012%, MnW1.3%, CeqW0.43%。5）冶炼电炉+LF/V

17、D炉精炼，喷钙，使MnS球化，本质细晶粒钢5级或5 级以上。6）力学性能应按GB6654-1996且应符合：a:应进行抗氢裂纹（HIC）试验（试样尺寸20X20X 100mm）, T/2处和表面 各取横向试样，方法按 NACE,TM-0284。要求： PH=3-4.5CLRW10%, CTRW3%, CSRW1% （A 溶液）CLRW0.5%, CTRW0.1%, CSRW0.05%（B 溶液）（CLR裂纹长度百分比，CTR裂纹厚度百分比，CSR裂纹敏感度百分比） b:进行-30C夏比冲击试验，三个试样平均Akv$27J,允许一个$20J c:厚度方向（2）拉伸试验，三个试样平均R2$35%,允许一个$25% d:硬度测试HBW200制造时：a:钢板每张UT、I级，沿板边50MM宽100%。其他100%UTb: 所有锻件不低于三级c: 钢板正火状态供货d: 焊材匹配锻件：a:按JB4726-2005,电炉冶炼，本质细晶粒钢。b: 锻造比$ 3c: 正火+回火热处理化学成分：SW0.01% （目标 SW0.005%）、PW0.015% （目标 PW0.01%）Mn W1.35%、CeqW0.40%。