朱 林， 程向龍， 鄒喜洋

(衡陽(yáng)華菱鋼管有限公司， 湖南 衡陽(yáng) 421001)

在油氣田開(kāi)采過(guò)程中，鋼鐵材料的腐蝕一直是嚴(yán)重的問(wèn)題。據(jù)統(tǒng)計(jì)，大約1/3的油氣田中含有硫化氫氣體，在我國(guó)的西南、塔里木、延長(zhǎng)、長(zhǎng)慶等油田都含有不同程度的硫化氫氣體。而普通套管在用于含硫化氫的油氣資源開(kāi)發(fā)時(shí)，因應(yīng)力和硫化氫氣體的作用，往往會(huì)在受力遠(yuǎn)低于其本身的屈服強(qiáng)度時(shí)突然發(fā)生硫化氫應(yīng)力腐蝕(SSC)脆斷，造成套管柱或整口井報(bào)廢，甚至?xí)斐删畤姟Ｒ虼?，開(kāi)采含硫化氫的油氣資源時(shí)必須使用抗硫化氫腐蝕套管，而其質(zhì)量對(duì)油氣田的產(chǎn)能、安全和壽命影響較大[1]。在傳統(tǒng)Cr-Mo鋼基礎(chǔ)上，通過(guò)成分優(yōu)化可獲得良好的抗硫化氫腐蝕材料[2]。26CrMo4鋼是一種在Cr-Mo鋼的基礎(chǔ)上通過(guò)降C增Mo、并添加微量元素B以及微合金元素Nb和Ti而開(kāi)發(fā)的新鋼種。其中，降低C含量用以提高鋼的沖擊性能；微量元素B可使貝氏體轉(zhuǎn)變曲線變得扁平，并顯著提高鋼的淬透性[3-4]，從而消除C含量降低對(duì)材料淬透性的影響；增加Mo含量用以增加鋼的淬透性，并提高鋼的回火穩(wěn)定性；Nb和Ti通過(guò)與鋼中C和N元素形成碳氮化物質(zhì)點(diǎn)對(duì)奧氏體晶界起到釘扎作用，從而阻止奧氏體晶粒粗化并得到細(xì)小、均勻的組織[4-6]。本文研究了26CrMo4鋼的相變溫度以及調(diào)質(zhì)工藝對(duì)組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響，為抗硫化氫腐蝕套管的實(shí)際生產(chǎn)提供指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用26CrMo4鋼經(jīng)90 t超高功率電弧爐冶煉、LF二次精煉、VD爐脫氣、弧形連鑄生產(chǎn)，坯料規(guī)格為φ280 mm，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.26C、0.18Si、0.51Mn、1.03Cr、0.42Mo、0.016Ti、0.042Nb、0.009P、0.002S、0.0013B。坯料經(jīng)環(huán)形爐1280 ℃奧氏體均勻化加熱、斜軋穿孔、φ340 mm限動(dòng)芯棒連軋機(jī)組軋管和定徑處理后，生產(chǎn)成規(guī)格為φ273.05 mm×12.57 mm(外徑×壁厚)的鋼管。從熱軋鋼管上鋸切長(zhǎng)度為300 mm的樣管，用來(lái)研究不同熱處理狀態(tài)下鋼的組織和性能。

1.2 試驗(yàn)方法

首先在熱軋鋼管上切取φ8 mm×12 mm的圓柱體試樣，采用Gleeble-1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)將試樣以0.05 ℃/s 的速率從室溫加熱到910 ℃，保溫15 min后再以0.05 ℃/s的速率冷卻至室溫。采用切線法在加熱和冷卻過(guò)程的膨脹曲線上測(cè)定鋼的相變點(diǎn)溫度Ac1、Ac3、Ar1、Ar3，分別為732、837、681和768 ℃。

將熱軋態(tài)樣管放入熱處理爐中進(jìn)行910 ℃×60 min水淬和400～740 ℃×70 min回火。從熱軋態(tài)、淬火態(tài)和回火態(tài)樣管上分別取金相試樣、硬度試樣、φ8.9 mm圓棒狀拉伸試樣和55 mm×10 mm×10 mm橫向V型缺口沖擊試樣，進(jìn)行顯微組織觀察和力學(xué)性能測(cè)試。金相試樣經(jīng)預(yù)磨、拋光后，分別用2%硝酸酒精溶液和煮沸并添加洗潔精的飽和苦味酸水溶液腐蝕，然后用DM6000M全自動(dòng)光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織和淬火態(tài)試樣的原奧氏體晶界，并根據(jù)GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》中的單圓截點(diǎn)法測(cè)原奧氏體晶粒級(jí)別。分別采用1500MDX靜液式萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)和ZBC2602-CE擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)并按照ASTM A370-2019《鋼制品機(jī)械試驗(yàn)的標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法和定義》測(cè)試熱軋態(tài)和不同回火溫度下試樣的力學(xué)性能。采用BRIN 200B-T布氏硬度計(jì)并按照ASTM E10-2019《金屬材料布氏硬度試驗(yàn)方法》測(cè)試熱軋態(tài)和不同回火溫度下試樣的硬度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熱軋態(tài)顯微組織和力學(xué)性能

圖1為熱軋態(tài)26CrMo4鋼的顯微組織，為均勻的羽毛狀上貝氏體。力學(xué)性能分析結(jié)果顯示，具有這種組織的26CrMo4鋼的抗拉強(qiáng)度和布氏硬度均較高，分別達(dá)到808 MPa和263 HBW，但其韌性較差，0 ℃下橫向試樣的沖擊吸收能量?jī)H為5 J。

圖1 26CrMo4鋼熱軋態(tài)顯微組織

2.2 淬火態(tài)顯微組織

圖2所示為26CrMo4鋼910 ℃淬火后的顯微組織，可見(jiàn)其具有良好的淬透性，水淬后可得到全馬氏體組織，且原奧氏體晶粒較均勻細(xì)小，晶粒度達(dá)9級(jí)。

圖2 26CrMo4鋼經(jīng)910 ℃淬火后的顯微組織(a)及原奧氏體晶粒形貌(b)

2.3 回火態(tài)顯微組織

圖3所示為26CrMo4鋼經(jīng)910 ℃淬火、不同溫度回火后的典型顯微組織形貌。與圖2對(duì)比可知，回火后26CrMo4鋼中的馬氏體發(fā)生了分解。當(dāng)回火溫度為400 ℃時(shí)，馬氏體組織發(fā)生分解，并形成典型的回火索氏體，極為細(xì)小的碳化物在基體中析出，但在金相顯微鏡下仍能看出淬火馬氏體組織的板條形貌。當(dāng)回火溫度提高到640 ℃時(shí)，馬氏體組織充分分解并掩蓋了基體中的碳化物，其板條特征完全消失，僅在原始奧氏體晶界位置可以看出細(xì)小碳化物。當(dāng)回火溫度繼續(xù)提高到700 ℃和730 ℃時(shí)，馬氏體組織進(jìn)一步分解，且顯微組織基本相同，析出的碳化物顯著增多并均勻、彌散地分布在基體中。當(dāng)回火溫度繼續(xù)提高到740 ℃時(shí)，馬氏體的組織特征完全消失，原始馬氏體的板條組織形貌粗化為微小的多邊形鐵素體，基體中的碳化物顯著地減少并發(fā)生明顯地聚集和長(zhǎng)大，組織呈現(xiàn)為明顯的白亮色，并且在局部區(qū)域出現(xiàn)微小的馬氏體組織。

圖3 26CrMo4鋼經(jīng)910 ℃淬火和不同溫度回火后的顯微組織

2.4 回火態(tài)拉伸性能與硬度

圖4所示為26CrMo4鋼經(jīng)不同溫度回火后的強(qiáng)度和硬度。可以看出，隨著回火溫度的提高，26CrMo4鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度總體呈下降趨勢(shì)，且下降趨勢(shì)相似。當(dāng)回火溫度較低時(shí)，C、Cr、Mo等合金元素的擴(kuò)散能力較弱，大部分合金元素仍然存在于基體中，主要強(qiáng)化機(jī)制為固溶強(qiáng)化，此時(shí)的強(qiáng)度和硬度均較高，在400 ℃回火時(shí)的抗拉強(qiáng)度高達(dá)1325 MPa。隨著回火溫度的提高，馬氏體組織逐漸發(fā)生分解，基體中碳化物的析出速率加快，導(dǎo)致固溶強(qiáng)化的效果減弱，強(qiáng)度快速降低，在600 ℃回火時(shí)的抗拉強(qiáng)度降低至988 MPa。在400～600 ℃之間抗拉強(qiáng)度隨回火溫度升高而降低的速率為1.685 MPa/℃。隨著回火溫度的提高，C原子的固溶強(qiáng)化作用已完全消失，但由于強(qiáng)碳化物形成元素Mo的合金碳化物彌散析出，成為固溶體的主要強(qiáng)化相[7]。材料的強(qiáng)度和硬度隨回火溫度升高而降低的趨勢(shì)有所下降，在600～640 ℃之間抗拉強(qiáng)度從988 MPa降低到928 MPa，抗拉強(qiáng)度隨回火溫度升高而降低的速率減小至1.500 MPa/℃。進(jìn)一步提高回火溫度時(shí)，合金碳化物逐漸發(fā)生聚集和長(zhǎng)大現(xiàn)象，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用大大減弱，使得硬度和強(qiáng)度急劇降低[7-8]。同時(shí)，材料的基體發(fā)生高溫回復(fù)，位錯(cuò)密度顯著地降低，導(dǎo)致強(qiáng)度和硬度進(jìn)一步降低。在640～730 ℃之間抗拉強(qiáng)度從928 MPa降低到674 MPa，抗拉強(qiáng)度隨回火溫度升高而降低的速率大幅增加至2.822 MPa/℃。當(dāng)回火溫度提高到740 ℃時(shí)，這時(shí)的回火溫度已超過(guò)26CrMo4鋼的相變溫度Ac1，此時(shí)處于α+γ兩相區(qū)，部分基體組織發(fā)生了奧氏體轉(zhuǎn)變，并且在后續(xù)的冷卻過(guò)程中形成馬氏體組織，使抗拉強(qiáng)度和硬度均有一定程度的提高，但屈服強(qiáng)度下降明顯。

圖4 不同回火溫度下26CrMo4鋼的力學(xué)性能

2.5 回火態(tài)沖擊性能

圖5所示為26CrMo4鋼經(jīng)不同溫度回火后的沖擊性能。26CrMo4鋼經(jīng)910 ℃淬火后形成的組織具有高的位錯(cuò)密度，同時(shí)合金元素完全固溶在基體中形成過(guò)飽和固溶體，而使其韌性較差。隨回火溫度的提高，馬氏體組織發(fā)生分解，組織中的位錯(cuò)密度不斷降低，同時(shí)合金元素不斷從過(guò)飽和固溶體中析出，使晶格畸變降低[9]，因此，26CrMo4鋼在400～620 ℃回火時(shí)的0 ℃ 沖擊吸收能量隨回火溫度的升高近似呈線性增加，如圖5(a)所示。進(jìn)一步提高回火溫度時(shí)，由于合金碳化物析出引起的析出強(qiáng)化機(jī)制占主導(dǎo)作用，不利于沖擊性能的提高，因此在620～640 ℃之間沖擊吸收能量沒(méi)有明顯地提高，保持在180 J左右。繼續(xù)提高回火溫度至640～700 ℃時(shí)，沖擊吸收能量再次隨著回火溫度的提高呈線性的增高。當(dāng)回火溫度進(jìn)一步提高到700～730 ℃時(shí)，基體中的碳化物已充分析出和球化，使得沖擊吸收能量達(dá)到極大值(227 J)。繼續(xù)提到回火溫度到740 ℃時(shí)，由于基體中產(chǎn)生了新的馬氏體組織，使得沖擊吸收能量有所降低。另外，由圖5(b)可以看出，當(dāng)回火溫度為640 ℃和700 ℃時(shí)，26CrMo4鋼在0 ℃的沖擊性能最好，在0～-70 ℃下沖擊性能隨溫度的降低而下降，其-70 ℃沖擊吸收能量分別為81 J和110 J，表明26CrMo4鋼具有較好的低溫沖擊性能。

圖5 不同回火溫度下26CrMo4鋼的沖擊吸收能量

3 結(jié)論

1) 26CrMo4鋼具有優(yōu)良的淬透性，熱軋態(tài)組織為完全的貝氏體，910 ℃水淬可得到原奧氏體晶粒細(xì)小均勻的馬氏體組織。

2) 26CrMo4鋼的強(qiáng)度和硬度隨回火溫度的提高而下降。在400 ℃回火時(shí)的抗拉強(qiáng)度可達(dá)1325 MPa；400～600 ℃回火時(shí)抗拉強(qiáng)度隨回火溫度升高而降低的速率為1.685 MPa/℃；由于合金元素Mo的析出強(qiáng)化作用，600～640 ℃回火時(shí)抗拉強(qiáng)度降低的速率減小至1.500 MPa/℃；繼續(xù)提高回火溫度至640～730 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度降低的速率大幅增加至2.822 MPa/℃。當(dāng)回火溫度達(dá)到740 ℃時(shí)，26CrMo4鋼進(jìn)入α+γ兩相區(qū)，抗拉強(qiáng)度和硬度均有所提高，但屈服強(qiáng)度下降。

3) 26CrMo4鋼的沖擊性能隨回火溫度的升高而大幅提高。但由于析出強(qiáng)化作用，620～640 ℃回火時(shí)的沖擊吸收能量變化不明顯。繼續(xù)提高回火溫度時(shí)沖擊吸收能量隨之提高，當(dāng)回火溫度為700 ℃時(shí)，26CrMo4鋼的0 ℃沖擊吸收能量達(dá)到極大值227 J。繼續(xù)提高回火溫度至730 ℃時(shí)，沖擊吸收能量基本保持不變，但回火溫度提高至740 ℃時(shí)，沖擊吸收能量下降明顯。

4) 26CrMo4鋼經(jīng)640 ℃和700 ℃回火后具有較好的低溫沖擊性能，-70 ℃沖擊吸收能量仍可分別達(dá)81 J和110 J。