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【摘 要】 本文就人造水晶高压釜爆炸事故的原因进行了较全
面、深入的分析，并得出了相应的结论。
【关键词】 人造水晶高压釜 爆炸 分析
1 基本情况
该釜系由国营内蒙古第二机械制造总厂于1993年9月4日制造
出厂，釜型为GYF-270-I，编号为93085。规格为270.14×453.93
×5290×91.895mm（内径×外径×长度×壁厚），容积为256L，材
质33CrNi3MoVA，设计压力151Mpa，设计温度为400℃；工作压力
137Mpa，工作温度380℃。釜内介质为1.32N浓度的NaOH（9125g）、
0.05N浓度的LiOH（363g）和NaNO2（596g）。该釜1994年7月29日投入运行。
2 现场情况
（1）釜近底部的简体上，由爆炸形成的一个长约1130mm，
下端宽为225mm，上端宽约60mm的边缘不齐的大洞。
与爆口等面积的碎片，被抛在距离釜座约为1500mm的水泥地面上，砸出一个长约1020mm，最宽处约400mm的凹坑，碎片被插入地中。冲击力致使固定釜体的4根M40×2的地脚螺栓被剪断，釜体倾倒在附近的厂房钢梁上，钢梁发生较严重的弯曲变形。冲击波将车间部分门窗震坏，因无人，未造成人身伤亡。
（2）釜投用至爆炸时为止，从未对安全性进行过定期检验，安全附件也未按有关规定要求进行校验，爆炸后釜上配备的爆破片仍完好无损。为提高生产效率，公司增加了釜体底部加热工艺措施，把所需的控温热电偶，也拔掉废弃了。从不完整的运行记录上看，有超压现象。
（3）从爆口处观察看到，釜体内膛表面上有十余条肉眼可见的轴向表面大裂纹，裂纹间的距离大体呈均匀的排列状，裂纹长度不一，均处在100mm～300mm的范围内。在大裂纹与大裂纹之间，还可以看到分布着许多尺寸不等的小裂纹。
（4）现场观察还发现，釜底部靠近爆口处的釜体外壁，存在着一个颜色与釜体外壁其他部位明显不同的区域，表现为黑色，面积约为：沿釜体环向尺寸约710mm，轴向尺寸约为390mm～430mm。与崩掉钢块相连的断裂处，有明显的塑性变形，怀疑为局部温度过高所致。
3 原因分析
由于从釜体上崩出的钢块丢失，下面所有分析试样只能从釜体上受破坏程度较轻的部位上截取。
3.1化学成分分析
采用化学方法对釜体材料进行化学成份分析，分析结果碳元素为0.42%，超过了国内行业标准JB/ZQ4025-86对33CrNi3MoVA钢0.30%～0.38%的规定值。碳元素的超标一般会直接导致材料的强度升高和塑、韧性的降低。其余的规定元素含量均满足行业标准对釜体用材33CrNi3MoVA的规定要求。
3.2材料性能测定
（1）常规力学性能
对釜体上、下两区域，按其不同取向做了室温和400℃下的机械性能测定，取3点的平均值，测定结果见表1。
表l 材料常规力学性能
对照表1综合分析可以看出：釜体的强度指标（бb，б0.2）高出标准规定较多，且400℃时的环向强度高于纵向强度：塑性指标（δψ）环向低于纵向，且下部釜体的ψ和上部釜体的δ，ψ值均低于标准规定值：冲击韧性（akv）环向低于纵向，且所有试样的室温测值均低于标准规定值。由此可见爆炸时材料的韧性已经远远不能满足生产要求了。
（2）第二类回火脆性系数测定
测定结果J系教为144%，X系数为16.48ppm。J系数尚能达到出厂时国际上J≤150%的控制要求，而X系数不仅超出了出厂时X≤15ppm的控制要求，远远超过了目前国际上X≤10ppm的控制指标。可见，第二类回火脆问题是存在的。
（3）不同温度冲击功（J）的测定
表2 不同温度下的冲击功（Akv）测值
从上表可以看出，它们的纵向试样的冲击功均高于环向试样的测值。把上表分别汇成Akv——T℃关系曲线图按国际上通常把冲击试样断口中结晶状平面断口占50%的温度，作为脆性转变温度，即FATT。脆性转变温度均为100℃。对于该材料产品出厂时-20℃下的冲击断口都必须保证为非闪晶的韧性断口，由上面FATT结果可以认为材料的脆性转变温度已向高温方向至少上移了120℃的数值，可见已经达到严重的脆化程度了。
3.3金相检查
（1）显微组织、晶粒度及夹杂物检查
从崩落钢块相邻近的釜体部位及上部分别截取试样，观察金相组织，原奥氏体晶粒度组织形态，并由EDS分析仪进行半定量分析存在的夹杂物，结果列于表3。
表3 金相组织、晶粒度和夹杂物检验结果
釜体下部、上部简体材料的金相显微组织，均为回火调质索氏体，属正常组织。从釜体下部和上部的原奥氏晶粒组织可以看出，晶粒极不均匀。下部简体材料的晶粒度为2-6级，其中2-4级晶粒约占80%；上部简体材料的晶粒度为3-6级，其中3-4级的晶粒约占60%。
上下部简体材料的晶粒度均严重超出了YB27-77《钢的晶粒度测定法》要求≥4级的这一标准。根据夹杂物的形态及相应的谱线得知，主要夹杂物为球形氧化物。表3中列出了A类夹杂物为硫化物，B类夹杂物为氧化铝，C类夹杂物为硅酸盐，D类夹杂物为球形氧化物，以及它们的各自大小级别。按YB25-59《钢中非金属夹杂物显微测定法》标准规定，硫化物≤2.5级，氧化物≤2.5级，硫化物和氧化物总和≤4级。可见上部简体材料中的夹杂物，无论按照氧化物的级别，或按照硫化物和氧化物总和的级别均超出了标准规定。
（2）裂纹的金相分析 为了分辩裂纹开裂类型及分布形态，从釜下部靠近内壁的众多尺寸大裂纹中取一块带裂纹的试样，在金相显微镜下对裂纹进行观察。可以看出，裂纹为多源头，且各自独立地出现在釜体下部内壁的不同部位上；裂纹均是起始于筒体内壁表面，然后继续向外壁方向扩展；在裂纹形态上，既有象树枝一样的主干裂纹，也有分支裂纹；裂纹方向几乎全部平行于釜体的轴向；裂纹表面基本上都垂直于釜体所受的最大主应力方向；裂纹是沿材料的晶粒边界进行扩展的。上述观察到的裂纹特征，均完全符合该材料在NaOH溶液中应力腐蚀开裂和裂纹扩展的主要特征。
3.4断口分析
（1）宏观断口的分析
爆口下端横方向断口处出现了明显的向外翘曲变形，为撕裂型断口，靠近爆口下部两侧纵方向的内侧为断面垂直于釜体内、外壁表面正断口，外侧为斜断口。中部和上部区域均未见到正断口区，全部为过载撕裂断口。
可以认定：爆口下部纵方向的正断口，为发生爆炸的初始开裂位置，应是众多裂纹中尺寸最大和裂纹面取向最不利的裂纹。进一步观察可看到正断口存在着两个互相邻接的较大尺寸的表面裂纹，一条裂纹（48×150）mm（深×长），与之相连的另一条裂纹（43×100）mm。两条裂纹断口面之间存在一个大约10°的角度差。总之，从宏观断口分析可以看出，釜体下部内表面，最初经过大量轴向较小裂纹曲折发展继而合并长大，形成较大的裂纹，最终在恶劣的工况下发生失稳脆性断裂。
（2）微观断口分析
制备有代表性的裂纹断口试样，微观观察结果表明断口表面存在覆盖物。用EDS分析仪分析结果表明，在裂纹尖端部位，发现了大量的钠元素，成为了釜体内液体介质中NaOH对釜体材料造成应力腐蚀开裂的有力证据。并随浓度的提高和温度的上升，NaOH对材料所造成的应力腐蚀破坏也愈趋严重。并已观察到了晶界面上已受到的腐蚀痕迹，沿晶断口形貌，还显示了许多沿晶的二次裂纹。
3.5爆炸时釜内压力估算
按照上面已测试出的结果.并采用力学及断裂力学的原理，对釜体爆炸时釜内压力和底部介质温度进行了一次偏保守的计算。最终结果p=203MPa、T=474℃。
4 分析结论
（1）224号人造水晶高压釜爆炸应归因子釜内过大的超高内压和大尺寸的裂纹联合作用的结果。
（2）过大的超高压系釜体底部无控制的加热，远远超过高压釜的设计温度，造成了底部严重超温所促成。
（3）釜内大量尺寸不同诸多裂纹是由于NaOH介质在高温溶液中，材料长期受应力腐蚀作用而形成的。
（4）釜内经过长期生产运行，材料存在第二类回火脆问题，脆性转变温度向高温方向上移120℃，其材料的韧性和塑性已经发生了严重劣化，材料的强度过高，而塑韧性过低，通常导致材料发生脆性破坏。
（5）材料中碳元素含量超过标准规定较多；材料的晶粒度过大：材料中的球形氧化物级别均严重的超过了标准的规定值。
（6）爆破片失灵。
参考文献：
[1]陈宪禧等.《超高压晶体釜爆炸事故分析报告》.北京钢铁研究总院
面、深入的分析，并得出了相应的结论。
【关键词】 人造水晶高压釜 爆炸 分析
1 基本情况
该釜系由国营内蒙古第二机械制造总厂于1993年9月4日制造
出厂，釜型为GYF-270-I，编号为93085。规格为270.14×453.93
×5290×91.895mm（内径×外径×长度×壁厚），容积为256L，材
质33CrNi3MoVA，设计压力151Mpa，设计温度为400℃；工作压力
137Mpa，工作温度380℃。釜内介质为1.32N浓度的NaOH（9125g）、
0.05N浓度的LiOH（363g）和NaNO2（596g）。该釜1994年7月29日投入运行。
2 现场情况
（1）釜近底部的简体上，由爆炸形成的一个长约1130mm，
下端宽为225mm，上端宽约60mm的边缘不齐的大洞。
与爆口等面积的碎片，被抛在距离釜座约为1500mm的水泥地面上，砸出一个长约1020mm，最宽处约400mm的凹坑，碎片被插入地中。冲击力致使固定釜体的4根M40×2的地脚螺栓被剪断，釜体倾倒在附近的厂房钢梁上，钢梁发生较严重的弯曲变形。冲击波将车间部分门窗震坏，因无人，未造成人身伤亡。
（2）釜投用至爆炸时为止，从未对安全性进行过定期检验，安全附件也未按有关规定要求进行校验，爆炸后釜上配备的爆破片仍完好无损。为提高生产效率，公司增加了釜体底部加热工艺措施，把所需的控温热电偶，也拔掉废弃了。从不完整的运行记录上看，有超压现象。
（3）从爆口处观察看到，釜体内膛表面上有十余条肉眼可见的轴向表面大裂纹，裂纹间的距离大体呈均匀的排列状，裂纹长度不一，均处在100mm～300mm的范围内。在大裂纹与大裂纹之间，还可以看到分布着许多尺寸不等的小裂纹。
（4）现场观察还发现，釜底部靠近爆口处的釜体外壁，存在着一个颜色与釜体外壁其他部位明显不同的区域，表现为黑色，面积约为：沿釜体环向尺寸约710mm，轴向尺寸约为390mm～430mm。与崩掉钢块相连的断裂处，有明显的塑性变形，怀疑为局部温度过高所致。
3 原因分析
由于从釜体上崩出的钢块丢失，下面所有分析试样只能从釜体上受破坏程度较轻的部位上截取。
3.1化学成分分析
采用化学方法对釜体材料进行化学成份分析，分析结果碳元素为0.42%，超过了国内行业标准JB/ZQ4025-86对33CrNi3MoVA钢0.30%～0.38%的规定值。碳元素的超标一般会直接导致材料的强度升高和塑、韧性的降低。其余的规定元素含量均满足行业标准对釜体用材33CrNi3MoVA的规定要求。
3.2材料性能测定
（1）常规力学性能
对釜体上、下两区域，按其不同取向做了室温和400℃下的机械性能测定，取3点的平均值，测定结果见表1。
表l 材料常规力学性能
对照表1综合分析可以看出：釜体的强度指标（бb，б0.2）高出标准规定较多，且400℃时的环向强度高于纵向强度：塑性指标（δψ）环向低于纵向，且下部釜体的ψ和上部釜体的δ，ψ值均低于标准规定值：冲击韧性（akv）环向低于纵向，且所有试样的室温测值均低于标准规定值。由此可见爆炸时材料的韧性已经远远不能满足生产要求了。
（2）第二类回火脆性系数测定
测定结果J系教为144%，X系数为16.48ppm。J系数尚能达到出厂时国际上J≤150%的控制要求，而X系数不仅超出了出厂时X≤15ppm的控制要求，远远超过了目前国际上X≤10ppm的控制指标。可见，第二类回火脆问题是存在的。
（3）不同温度冲击功（J）的测定
表2 不同温度下的冲击功（Akv）测值
从上表可以看出，它们的纵向试样的冲击功均高于环向试样的测值。把上表分别汇成Akv——T℃关系曲线图按国际上通常把冲击试样断口中结晶状平面断口占50%的温度，作为脆性转变温度，即FATT。脆性转变温度均为100℃。对于该材料产品出厂时-20℃下的冲击断口都必须保证为非闪晶的韧性断口，由上面FATT结果可以认为材料的脆性转变温度已向高温方向至少上移了120℃的数值，可见已经达到严重的脆化程度了。
3.3金相检查
（1）显微组织、晶粒度及夹杂物检查
从崩落钢块相邻近的釜体部位及上部分别截取试样，观察金相组织，原奥氏体晶粒度组织形态，并由EDS分析仪进行半定量分析存在的夹杂物，结果列于表3。
表3 金相组织、晶粒度和夹杂物检验结果
釜体下部、上部简体材料的金相显微组织，均为回火调质索氏体，属正常组织。从釜体下部和上部的原奥氏晶粒组织可以看出，晶粒极不均匀。下部简体材料的晶粒度为2-6级，其中2-4级晶粒约占80%；上部简体材料的晶粒度为3-6级，其中3-4级的晶粒约占60%。
上下部简体材料的晶粒度均严重超出了YB27-77《钢的晶粒度测定法》要求≥4级的这一标准。根据夹杂物的形态及相应的谱线得知，主要夹杂物为球形氧化物。表3中列出了A类夹杂物为硫化物，B类夹杂物为氧化铝，C类夹杂物为硅酸盐，D类夹杂物为球形氧化物，以及它们的各自大小级别。按YB25-59《钢中非金属夹杂物显微测定法》标准规定，硫化物≤2.5级，氧化物≤2.5级，硫化物和氧化物总和≤4级。可见上部简体材料中的夹杂物，无论按照氧化物的级别，或按照硫化物和氧化物总和的级别均超出了标准规定。
（2）裂纹的金相分析 为了分辩裂纹开裂类型及分布形态，从釜下部靠近内壁的众多尺寸大裂纹中取一块带裂纹的试样，在金相显微镜下对裂纹进行观察。可以看出，裂纹为多源头，且各自独立地出现在釜体下部内壁的不同部位上；裂纹均是起始于筒体内壁表面，然后继续向外壁方向扩展；在裂纹形态上，既有象树枝一样的主干裂纹，也有分支裂纹；裂纹方向几乎全部平行于釜体的轴向；裂纹表面基本上都垂直于釜体所受的最大主应力方向；裂纹是沿材料的晶粒边界进行扩展的。上述观察到的裂纹特征，均完全符合该材料在NaOH溶液中应力腐蚀开裂和裂纹扩展的主要特征。
3.4断口分析
（1）宏观断口的分析
爆口下端横方向断口处出现了明显的向外翘曲变形，为撕裂型断口，靠近爆口下部两侧纵方向的内侧为断面垂直于釜体内、外壁表面正断口，外侧为斜断口。中部和上部区域均未见到正断口区，全部为过载撕裂断口。
可以认定：爆口下部纵方向的正断口，为发生爆炸的初始开裂位置，应是众多裂纹中尺寸最大和裂纹面取向最不利的裂纹。进一步观察可看到正断口存在着两个互相邻接的较大尺寸的表面裂纹，一条裂纹（48×150）mm（深×长），与之相连的另一条裂纹（43×100）mm。两条裂纹断口面之间存在一个大约10°的角度差。总之，从宏观断口分析可以看出，釜体下部内表面，最初经过大量轴向较小裂纹曲折发展继而合并长大，形成较大的裂纹，最终在恶劣的工况下发生失稳脆性断裂。
（2）微观断口分析
制备有代表性的裂纹断口试样，微观观察结果表明断口表面存在覆盖物。用EDS分析仪分析结果表明，在裂纹尖端部位，发现了大量的钠元素，成为了釜体内液体介质中NaOH对釜体材料造成应力腐蚀开裂的有力证据。并随浓度的提高和温度的上升，NaOH对材料所造成的应力腐蚀破坏也愈趋严重。并已观察到了晶界面上已受到的腐蚀痕迹，沿晶断口形貌，还显示了许多沿晶的二次裂纹。
3.5爆炸时釜内压力估算
按照上面已测试出的结果.并采用力学及断裂力学的原理，对釜体爆炸时釜内压力和底部介质温度进行了一次偏保守的计算。最终结果p=203MPa、T=474℃。
4 分析结论
（1）224号人造水晶高压釜爆炸应归因子釜内过大的超高内压和大尺寸的裂纹联合作用的结果。
（2）过大的超高压系釜体底部无控制的加热，远远超过高压釜的设计温度，造成了底部严重超温所促成。
（3）釜内大量尺寸不同诸多裂纹是由于NaOH介质在高温溶液中，材料长期受应力腐蚀作用而形成的。
（4）釜内经过长期生产运行，材料存在第二类回火脆问题，脆性转变温度向高温方向上移120℃，其材料的韧性和塑性已经发生了严重劣化，材料的强度过高，而塑韧性过低，通常导致材料发生脆性破坏。
（5）材料中碳元素含量超过标准规定较多；材料的晶粒度过大：材料中的球形氧化物级别均严重的超过了标准的规定值。
（6）爆破片失灵。
参考文献：
[1]陈宪禧等.《超高压晶体釜爆炸事故分析报告》.北京钢铁研究总院