钻杆是石油天然气资源勘探与开采中的主要工具之一,通过钻杆接头螺纹首尾连接逐级加长,以达到不断加深井眼的目的。钻杆是连通地下与地面的枢纽,旋转钻进时靠它来传递破碎岩石所需的能量,给井底施加钻压以及循环钻井泥浆等,通常情况下一口井的钻杆使用量达到几千米甚至上万米。在钻井过程中,钻杆长期受到拉、压、弯、扭、振动且与井壁摩擦碰撞等交变载荷,同时还处于高温高压泥浆冲刷和腐蚀环境中,在井下服役条件十分恶劣,往往是钻井工具中的最薄弱环节,钻杆失效事故时有发生^[1,2]。因此,钻杆的品质和技术进步直接影响到钻井的效率和安全,在钻杆制造中必须严格控制质量。

目前国内外使用最多的钻杆是按照API 5DP钻杆规范设计和生产的E75、X95、G105和S135 4种级别钻杆^[3]。材料热处理技术与工艺是提高材料使用性能的重要途径,在钻杆制造中通过对低碳合金钢无缝管进行淬火和高温回火热处理,来获得综合性能较好的回火索氏体组织,以达到钻杆规范要求的强度、塑性和韧性匹配^[4]。我国从上世纪80年代引进日本钻杆生产技术开始生产钻杆,最初进口日本管材,后来在美国和德国等先进钢种基础上逐步发展出我国钻杆特有的Cr-Mn-Mo系低碳合金钢,并实现了钻杆国产化。经过十多年的技术进步,S135及以下级别的钻杆制造技术日益成熟,并形成了一定的出口能力,新一代防腐蚀钻杆、高强度钻杆等新型钢种的开发也取得了一定突破^[5,6]。在众多钻杆用钢中,26CrMo钢由于价格便宜、焊接性能好、热处理工艺简单、调质处理后具有良好组织和性能等优点,被广泛用于制造E75、X95、G105、S135不同级别钻杆。目前关于26CrMo钻杆钢的研究主要集中在工艺实验上,通过制定合适的热处理制度以满足钻杆材料的使用性能要求,如文献[7~11]研究了钻杆钢的热处理工艺,认为热处理工艺对钻杆钢的力学性能有显著影响,尤其控制回火工艺是制造不同级别钻杆的重要手段;黄本生等^[12]研究了热处理工艺对G105钻杆材料电化学腐蚀性能的影响,认为回火温度越高,材料的抗腐蚀性能越好。但对回火过程中显微组织特征及微观组织演化引起力学性能变化机理的研究尚未见报道。

本工作对淬火后的26CrMo钢进行不同温度回火热处理和理化性能实验,从微观组织演化和析出物形貌、分布变化的角度分析回火温度对力学性能的影响机理,并对不同回火条件下26CrMo钻杆钢的强度、塑性、韧性变化规律进行研究,为制定石油钻杆的生产热处理工艺提供实验和理论支持。

1 实验方法

选用直径127 mm×9.19 mm的26CrMo钢轧制态管体,主要化学成分(质量分数,%)为：C 0.26,Si 0.23,Mn 1.08,Cr 0.89,Mo 0.17,Ni 0.03,V 0.01,Fe余量。将实验管体锯切到300 mm,按照生产线热处理工艺要求在FP-600箱式炉中进行热处理实验,具体热处理工艺如下：在860 ℃保温45 min后水淬,然后对淬火态管体进行回火处理,回火温度分别为540、595、620、655和690 ℃,回火保温时间均为90 min。

对不同热处理条件下的26CrMo钢取样,在MTS-809拉伸试验机上进行室温拉伸实验,拉伸试样尺寸为直径6.35 mm的标准试样,拉伸实验中对均匀塑性变形阶段真应力-真应变曲线包围的面积进行积分,分析材料单位体积吸收的能量均匀形变容量^[13,14];在Instron 9250HV型落锤冲击试验机上进行室温冲击实验,试样尺寸为10 mm×7.5 mm×55 mm的标准Charpy V型缺口冲击试样,冲击断口清洗后利用VEGA II XMH扫描电镜(SEM)观察断口形貌;取金相试块经研磨、抛光和4% (体积分数)硝酸酒精溶液侵蚀后,利用GX51金相显微镜(OM)和VEGA II XMH SEM观察显微组织;取晶粒度试块经研磨、抛光和苦味酸腐蚀后,利用GX51 OM进行晶粒度等级分析。

2 实验结果

2.1 拉伸力学性能

26CrMo钻杆钢经860 ℃保温45 min水淬后,抗拉强度为1730 MPa,屈服强度为1250 MPa,冲击功为16 J,组织为典型板条马氏体(图1)。图2为经540 ℃回火的26CrMo钢的微观组织,晶粒度评级为9.0级。图3为26CrMo淬火钢经540~690 ℃保温90 min回火后的抗拉强度R_m、屈服强度R_p和延伸率A随回火温度变化曲线。可以看出,随回火温度的升高,抗拉强度和屈服强度逐渐减小,且与回火温度呈现良好的线性关系,经540 ℃回火时强度最高,抗拉强度为1043.2 MPa,屈服强度为969.5 MPa;回火温度每升高10 ℃时,抗拉强度降低约18.3 MPa,屈服强度降低约20.9 MPa。延伸率随回火温度的升高逐渐增大,经690 ℃回火时延伸率达到峰值为31.1%。实验结果表明,不同级别26CrMo钢钻杆的拉伸性能均满足API 5DP标准要求。

图4为硬化指数n和均匀形变容量U_p随回火温度变化曲线。当回火温度由540 ℃逐渐升高至690 ℃时,26CrMo钢的硬化指数和均匀形变容量均呈现逐渐增大趋势,塑性增强。经540 ℃回火后,硬化指数最小为0.079,均匀形变容量最小为52.9 MJ/m³,经690 ℃回火后,硬化指数最大为0.135,均匀形变容量最大为62.4 MJ/m³。可见,在540 ℃回火时26CrMo钢强度级别达到S135钻杆要求,仍保持着较高的形变硬化指数和均匀形变容量的塑性变形能力,因此,可认为26CrMo钢制造的不同级别钻杆在服役过程中,其局部损伤处抵抗应力应变集中的能力和承受偶然过载时传播载荷、重新分布高应力的能力仍然很高,具有可靠的安全裕度。

图5为不同温度回火时屈强比R_p/R_m变化曲线。可以看出,随回火温度的升高,屈强比逐渐减小,显现出回火硬化减弱特性。不同级别钻杆屈强比较高,达到0.852~0.930,通常认为金属材料屈强比越高,塑性变形能力越小,使用安全性也随之降低。实验的26CrMo钻杆钢是以Mn、Cr、Mo为主,并添加少量Ni、V微合金元素的低碳合金钢,热处理过程中,这些合金元素促进了钢的热处理稳定性,起到细化晶粒(图2)和析出细小碳化物及使之弥散分布的效果,这种细晶强化和沉淀强化机制易导致屈强比升高^[15],但有利于钢的强度、塑性和韧性。因此,实验中不同级别26CrMo钢钻杆虽然屈强比较高,但在发生屈服后仍具有较大幅度的塑性变形,具有良好的塑性和韧性。

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图1   26CrMo钢淬火组织的OM像

Fig.1   OM image of quenched 26CrMo steel

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图2   26CrMo钢540 ℃回火组织的OM像

Fig.2   OM image of 26CrMo steel tempered at 540 ℃

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图3   回火温度对26CrMo钢强度和延伸率的影响

Fig.3   Effects of tempering temperature on tensile strength R_m, yield strength R_p and elongation A of 26CrMo steel

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图4   回火温度对26CrMo钢硬化指数、均匀形变容量的影响

Fig.4   Effects of tempering temperature on strain hardening exponent n and uniform deformation capacity U_p of 26CrMo steel

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图5   回火温度对26CrMo钢屈强比的影响

Fig.5   Effect of tempering temperature on yield ratio of 26CrMo steel

2.2 冲击韧性及断口形貌

图6为不同温度回火试样室温冲击力-挠度曲线。曲线包围的面积为冲击断裂过程吸收的能量,可以看出,图中各曲线均为只产生稳定裂纹扩展的F型曲线^[16],属于全韧性断裂。对比不同回火温度下冲击曲线变化规律,可以看出,随回火温度的升高,冲击曲线逐渐变宽、变矮,冲击过程中最大冲击力位移S_m和总冲击位移S_t逐渐增大,最大冲击力F_m逐渐减小,这与其强度降低,塑性增强相关。

图7为不同温度回火试样的总冲击功W_t、起裂功W_i及裂纹扩展功W_p的变化曲线。可见,总冲击吸收功、起裂功和裂纹扩展功均随回火温度升高而逐渐增大,但裂纹扩展功与起裂功的比值W_p/W_i变化并不明显。其中在540 ℃回火时26CrMo钢总冲击吸收功最小为87.5 J,起裂功为20.7 J,裂纹扩展功为66.8 J,裂纹稳定扩展过程消耗的能量是裂纹萌生时的3.23倍,虽然冲击功最低,但仍表现出良好的抵抗裂纹扩展能力。因此,可以认为26CrMo钢在540~690 ℃回火,冲击韧性随回火温度的变化是由裂纹萌生和裂纹扩展过程中消耗能量共同决定的,其中裂纹扩展功约是起裂功的3倍以上,具有非常好的冲击韧性,尤其是阻止裂纹扩展的能力。

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图6   不同温度回火26CrMo钢室温示波冲击载荷-挠度曲线

Fig.6   Impact force and deflection curves of 26CrMo steel tempered at different temperatures after instrumented Charpy impact test at room temperature (F_m—maximum impact force, S_m—displacement of maximum impact force, S_t—total impact displacement)

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图7   回火温度对26CrMo钢总冲击功、起裂功、裂纹扩展功的影响

Fig.7   Effects of tempering temperature on total impact energy W_t , crack initiation energy W_i and crack propagation energy W_p of 26CrMo steel

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图8   不同回火温度下26CrMo钢室温冲击断口宏观和微观形貌的SEM像

Fig.8   Low (a, c, e, g, i) and high (b, d, f, h, j) magnified SEM fractographs of 26CrMo steel tempered at 540 ℃ (a, b), 595 ℃ (c, d), 620 ℃ (e, f), 655 ℃ (g, h) and 690 ℃ (i, j) after impact test at room temperature

图8为26CrMo钢经540~690 ℃回火后室温冲击宏观和微观断口形貌的SEM像。从宏观冲击断口形貌可以看出,断口形貌完全由纤维区和剪切唇组成,为典型的冲击全韧性断口。此外,随回火温度的升高,断口表面裂纹扩展纤维区粗糙程度逐渐加重,这与其裂纹扩展功逐渐升高相对应。从微观冲击断口形貌可以看出,各断口裂纹扩展区微观形貌均呈韧窝状,断裂方式均为穿晶韧性断裂,其中在540和595 ℃回火时,冲击断口上韧窝较浅,存在少量撕裂小平面(图8b和d),从图8f、h和j可以看出,随回火温度升高,断口上撕裂棱逐渐变高,韧窝也越来越大、越深,在韧窝底部存在细小弥散的碳化物,显示出冲击韧性越来越好。

2.3 显微组织

26CrMo钢经淬火和不同温度回火处理后显微组织的SEM像如图9所示。可见,经540~690 ℃回火,显微组织均为回火索氏体,只是基体组织形态及析出物大小、形貌和分布不同。540 ℃回火时(图9a),由于回火温度较低,合金中α相发生回复与再结晶不充分,马氏体中过饱和的C优先析出,呈片状或者长宽比较大的条状,不均匀地分布在马氏体板条界面,组织在很大程度上保持着原马氏体板条形态。在595 ℃回火时(图9b)显微组织只有局部保留了马氏体位向痕迹,晶粒内部碳化物析出量逐渐增多。在620 ℃以上回火时(图9c~e),热激活能增大,基体发生回复与再结晶,α相中位错胞和胞内位错线逐渐消失,剩余位错发生多边化,形成亚晶粒并逐渐长大,因此,组织中马氏体形态及位向基本消失。在图9b~d中,随回火温度进一步升高,碳化物由片状或短棒状逐渐转变成颗粒状弥散分布,并且有粗化趋势,其中在690 ℃回火时,由于回火温度较高,相邻晶粒相互吞并,碳化物析出相向晶界聚集,明显发生球化、长大,数量减小(图9e)。

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图9   不同回火温度下26CrMo钢显微组织的SEM像

Fig.9   SEM images of 26CrMo steel tempered at 540 ℃ (a), 595 ℃ (b), 620 ℃ (c), 655 ℃ (d) and 690 ℃ (e)

3 分析与讨论

3.1 回火温度对显微组织和力学性能的影响

26CrMo钢在540~690 ℃回火时,随回火温度升高,强度逐渐降低,塑性、韧性逐渐升高,这与回火过程中组织演变和析出相大小、形态和分布密切相关。

首先,26CrMo钢淬火后C原子和Cr、Mo等合金元素作为过饱和固溶体保留在马氏体内,在回火过程中,碳化物析出和α相回复与再结晶致使组织固溶强化减弱,540 ℃回火时,片状碳化物在马氏体板条边界不连续分布,组织在很大程度上保持着原马氏体板条形态,阻碍位错运动,这时钢具有较高的强度;在595 ℃回火时马氏体位向逐渐消失,位错强化效应减弱;回火温度达到620 ℃以上时,析出的合金碳化物逐渐失去原析出时与基体的共格关系,内应力进一步消除,及α相的回复与再结晶使基体软化;在690 ℃回火时,渗碳体聚集长大,导致沉淀和弥散强化减弱^[17~20]。因此,随回火温度的升高,强度逐渐下降。此外,26CrMo钢在540~690 ℃回火,强度的变化与回火温度呈现良好的线性关系,且强塑性匹配关系满足设计要求,这主要是由于合金元素的添加延长了碳化物转变过程并提高了α相再结晶温度,延缓了淬火钢的回复和再结晶过程,提高了回火组织的稳定性^[21,22]。

由显微组织观察可知,随着回火温度的升高,一方面碳化物析出,与基体脱离共格关系,基体组织发生回复与再结晶,逐渐降低了组织中应力集中程度,有利于提高钢的塑韧性;另一方面,在540 ℃较低温度回火时,组织中析出的片状或者棒状碳化物不均匀分布于原马氏体板条边界,这些碳化物受力时会使基体产生很大的应力集中,易使片状碳化物形成裂纹,相连的碳化物会导致微裂纹沿着连续的碳化物扩展^[23,24],因此冲击韧性较低。在620 ℃以上温度回火时,随回火温度的升高,碳化物由片状或长宽比较大的棒状演变为弥散分布的颗粒状,再球化长大。研究^[25]认为,析出物与基体之间变形的不协调会诱发几何必须位错,而棒状析出相诱发的几何必须位错密度比球形析出物诱发的几何必须位错密度高一个数量级,即球形析出相更有利于塑性变形。因此随回火温度升高,26CrMo钢塑性、韧性更好。

3.2 强度、塑性和韧性相互关系

强度、塑性是材料的2个独立存在的力学性能,而韧度则是强度与塑性的综合表现,是一个能量概念,冲击韧性表征材料在冲击断裂过程中吸收能量的能力,是衡量材料韧度的指标之一^[26]。实验中,虽然拉伸实验和冲击实验的试样形状尺寸、实验加载方法不同,但两者均呈现了材料受载后发生弹性变形、塑性变形、产生裂纹、裂纹扩展及失稳断裂过程,应力-应变曲线和力-挠度曲线均可反映材料强度、塑性、韧性(吸收能量)性能^[27]。26CrMo钢在540~690 ℃回火温度下的拉伸和冲击性能如图10和11所示。可以看出,表征强度的抗拉强度和最大冲击力随回火温度的升高逐渐减小,表征塑性的硬化指数和最大冲击力位移随回火温度的升高逐渐增加,且变化趋势相似。

此外,冲击力-挠度曲线包围的面积是试样在冲击断裂过程中吸收的弹塑性变形功和裂纹扩展功的总和(图6),其大小由冲击力和挠度变形共同决定,冲击力越大,挠度变形量越大,总冲击吸收功就越大,材料韧性越好^[28]。而冲击力与强度正相关,挠度变形与塑性正相关,因此,材料韧性的好坏既取决于强度又取决于塑性。本工作中26CrMo钢经540~690 ℃回火处理,随着回火温度的升高,强度降低,塑性增大,而韧性则呈现总冲击吸收功、起裂功和裂纹扩展功均逐渐增大。这主要是由于强度的变化范围远比塑性的变化范围小,因此,26CrMo钢在不同回火条件下,出现了韧性与塑性同步增大,与强度相互矛盾的现象,即塑性是韧性变化的主要影响因素。

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图10   回火温度对26CrMo钢抗拉强度和最大冲击力的影响

Fig.10   Effects of tempering temperature on R_m and F_m of 26CrMo steel

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图11   回火温度对26CrMo钢硬化指数和最大冲击力位移的影响

Fig.11   Effects of tempering temperature on n and S_m of 26CrMo steel

4 结论

(1) 在540~690 ℃回火,26CrMo钢显微组织基体和析出物形态略有不同,但均为回火索氏体,抗拉强度、屈服强度、延伸率及冲击功等综合力学性能满足E75、X95、G105、S135不同级别钻杆标准要求。

(2) 26CrMo淬火钢经540~690 ℃回火,随回火温度升高,α相基体逐渐发生回复与再结晶,组织中马氏体位向形态逐渐消失,碳化物先是在马氏体板条边界呈片状或棒状析出,逐渐演变为颗粒状弥散分布,随回火温度进一步升高,碳化物逐渐在晶界处聚集球化、长大。随回火温度的升高,26CrMo钢抗拉强度、屈服强度逐渐降低,且与回火温度呈线性关系,硬化指数、均匀形变容量、延伸率等塑性和冲击吸收功逐渐增大。

(3) 随回火温度升高,26CrMo钢总冲击吸收功、起裂功和裂纹扩展功逐渐增大,而裂纹扩展功与起裂功比值变化并不明显,前者约是后者的3倍以上,表现出良好的冲击韧性,尤其是抵抗裂纹扩展能力。在不同回火温度下冲击韧性的变化与其强度、塑性性能的变化密切相关,冲击韧性主要由塑性决定。

The authors have declared that no competing interests exist.