, 文光奇2, 韩阿康2, 张开华3 1. 太原科技大学 机械工程学院, 山西 太原 030024;
2. 东北大学 材料科学与工程学院, 辽宁 沈阳 110819;
3. 攀钢集团研究院有限公司, 四川 攀枝花 617000
收稿日期：2021-01-04
基金项目：国家自然科学基金资助项目(51974084)；攀钢研究院技术开发合作项目(2019P4C2Q01R)；太原科技大学博士科研启动经费(20202039)。
作者简介：蔡志辉(1985-)，男，福建漳州人，太原科技大学教授。
摘要：为应对复杂苛刻的工作环境, 开发出可以达到Q125钢级标准的高抗拉、抗压和抗挤毁性能的油井管用钢, 研究了调质工艺对V微合金化试样微观组织和力学性能的影响.结果表明: 经调质处理后的实验钢的微观组织主要是回火马氏体和微量贝氏体, 碳化物大量析出, 使材料具有良好的综合力学性能.较低的回火温度和较长的回火时间可增加碳化物的析出量, 从而增强沉淀强化作用.在610 ℃下回火70 min的综合力学性能最佳, 屈服强度、抗拉强度及伸长率分别可达954 MPa, 989 MPa及13.5%. 0 ℃冲击功横向为25 J, 轧向为46 J, 满足Q125钢级油井管标准要求.
关键词：油井管用钢V微合金化调质处理微观组织力学性能
Effect of Quenching and Tempering Treatment on Mechanical Properties of V-microalloyed Steel for Oil Well Pipe
CAI Zhi-hui1,3
, WEN Guang-qi2, HAN A-kang2, ZHANG Kai-hua3 1. School of Mechanical Engineering, Taiyuan University of Science and Technology, Taiyuan 030024, China;
2. School of Materials Science & Engineering, Northeastern University, Shenyang 110819, China;
3. Pangang Group Research Institute Co., Ltd., Panzhihua 617000, China
Corresponding author: CAI Zhi-hui, E-mail: tsaizhihui@163.com.
Abstract: In order to cope with in complex and harsh work environments, a new-typed steel for oil well pipe has been developed, whose tensile strength, compressive strength and collapse resistant can reach steel grade of Q125.The effect of quenching and tempering(Q & T)treatment on microstructure and mechanical properties of the V-microalloyed steel was studied. The results show that the microstructure of the experimental steel after Q & T treatment contains tempered martensite, a little bainite and a large number of carbide precipitations, so that the steel has good comprehensive mechanical properties. Lower tempering temperature and longer tempering time can increase the amount of of carbide precipitations, leading to a higher precipitation hardening. Mechanical properties of the steel after tempering at 610 ℃ for 70 min has the best performance, where the yield strength, tensile strength and elongation can reach 954 MPa, 989 MPa and 13.5%, respectively. The impact energy at 0 ℃ is 25 J in transverse direction and 46 J in rolling direction, which meets the requirements of steel grade of Q125 for oil well pipe.
Key words: steel for oil well pipeV-microalloyingquenching and tempering treatmentmicrostructuremechanical properties
油井管是石油天然气勘探开发必须使用的工程材料, 在我国石油工业用钢总量中, 油井管占40%以上[1].随着西部大开发的深入, 采油条件朝深井、超深井环境发展, 油井管面临更加复杂且苛刻的服役环境.油井管质量不达标将导致巨大的经济损失和严重后果[2], 因此油气田企业对油井管性能提出了更为苛刻的要求, 即要求开发出具有高抗拉、抗压和抗挤毁性能的高钢级油井管[3].
目前我国多数油井管生产企业仍难以实现高钢级油井管的生产, 导致我国市场上低钢级油井管产能过剩, 高钢级油井管供不应求[4].目前可大量生产的高钢级油井管为P110钢级, 但已不适用于变差的服役条件及承受更大载荷的情况[5].因此, 开发并生产更高钢级, 如Q125钢级的油井管是我国油井管行业的首要任务.
市场上的高强度油井管多以无缝油井管为主, 部分钢级可达V150标准[6].然而无缝管的生产使用较为复杂, 生产过程中会产生很大的附加变形, 导致其尺寸公差较大, 会出现壁厚不均匀的现象, 影响产品抗挤溃性能及成材率[7].采用平板轧制后弯曲焊接得到焊管, 提高了产品精度及成材率, 具有良好的抗挤溃性能.目前焊管已逐渐取代无缝管, 用以生产使用条件复杂、高质量的特殊钢管和精密管[8-9].焊管从经济性和安全性角度考虑具有极大的优势, 但存在强度较低的问题, 需要通过优化工艺或采取一定的技术手段加以解决.
本文的研究对象是以焊管为原材料制造的油井管用钢.为了提高油井管的加工性能, 一方面需通过热轧工艺控制避免碳化物析出, 使热轧板具有较低的屈服强度和较高的塑韧性, 有利于制管.另一方面, 通过后续热处理工艺使V, Mo等碳化物大量析出, 最终提高油井管的强度和韧性.本文主要研究不同回火温度对V微合金化油井管用钢微观组织和力学性能的影响, 为提高油井管的服役性能及实现高抗挤油井管的生产制备提供可靠依据.
1 实验材料及方法选用攀钢现有的油井管, 对其成分进行优化, 并采用真空感应熔炼炉对实验材料V10进行冶炼.将锻造后的实验坯料在电阻式加热炉中加热保温, 充分奥氏体化后经7道次总压下量为90%的热轧, 轧后空冷至室温.
采用Gleeble-3500热模拟机测量试样在连续冷却过程中的膨胀曲线, 测得试样的相变点Ac3和Ac1, 为调质处理选择合适的淬火温度提供了依据, 对回火温度进行调整使试样力学性能满足Q125钢级的要求.利用硬度法、金相法等绘制试样的CCT曲线.将试样打磨抛光后用4%硝酸酒精溶液进行腐蚀, 观察金相微观组织, 确定试样的相变过程, 测量维氏硬度.根据ASTM E8《金属材料拉伸试验方法》标准进行室温拉伸实验, 根据ASTM E23《金属材料缺口冲击试验方法》标准规定进行0 ℃冲击实验.
2 结果与讨论2.1 调质工艺的确定为确定调质工艺方案, 将不同冷却速度的试样的热膨胀曲线实验结果进行整理, 并结合金相及硬度变化确定不同冷却速度下组织的临界相变温度, 绘制不同冷速的CCT曲线, 明确相变过程.图 1为V10试样在不同冷却速度下的金相组织, 在低于5 ℃/s的冷却速度下, 相变产物以铁素体和珠光体为主.冷却速度为5 ℃/s时, 组织中开始出现少量贝氏体, 且随着冷却速度的提高, 贝氏体含量逐渐增加.在冷却速度为10 ℃/s时, 出现贝氏体单相区.在冷却速度为15 ℃/s时, 开始出现马氏体组织.继续提高冷却速度, 马氏体含量逐渐增加, 贝氏体含量逐渐减少.
图 1(Fig. 1)
 | 图 1 不同冷却速度下试样的微观组织Fig.1 Microstructure of the tested samples at different cooling rates (a)—0.5 ℃/s; (b)—1 ℃/s; (c)—2 ℃/s; (d)—5 ℃/s; (e)—10 ℃/s; (f)—15 ℃/s; (g)—20 ℃/s; (h)—30 ℃/s; (i)—50 ℃/s. |
不同冷却速度下试样的维氏硬度测试结果如表 1所示.可知, 随着冷却速度的增加, 试样的硬度增加.结合图 1中的金相组织可知, 随冷却速度的增加, 试样组织由铁素体和珠光体逐渐转变为马氏体和贝氏体, 导致硬度增大.冷却速度为5和15 ℃/s时, 硬度有较大幅度的增加.
表 1(Table 1)
 表 1 不同速度冷却下试样的维氏硬度Table 1 Vickers hardness of the tested samples at different cooling rates
| 表 1 不同速度冷却下试样的维氏硬度 Table 1 Vickers hardness of the tested samples at different cooling rates |
V10钢在不同冷却速度下的CCT曲线如图 2所示.可知, 冷却速度为0.5~5 ℃/s时, 试样主要发生铁素体+珠光体相变, 属于高温相变.冷却速度为10~15 ℃/s时, 主要发生贝氏体相变, 属于中温相变, 相变温度在Ms~580 ℃.冷却速度为10 ℃/s时, 出现贝氏体单相区.冷却速度为30~50 ℃/s时, 发生马氏体+贝氏体相变, 并且马氏体的量逐渐增加, 这可为轧制冷却工艺及淬火工艺的制定提供理论依据.
图 2(Fig. 2)
 | 图 2 试样CCT曲线及模拟相图Fig.2 CCT curves and simulated phase diagram of the tested samples (a)—CCT曲线；(b)—模拟相图. |
理论上V的析出温度为600~800 ℃[10].图 2b为JMatPro软件模拟的相图, 可知在200~700 ℃内有大量析出物, 因而确定最佳温度区间为600~700 ℃.根据CCT曲线和测得的Ac3温度, 奥氏体化温度为920 ℃, 保温40 min.为了使试样在淬火后可以得到大量马氏体组织, 采用冰水冷却淬火.回火温度分别为610, 630, 650, 670和690 ℃, 保温时间分别为40, 70 min, 然后空冷.
2.2 力学性能为了确定最佳调质工艺, 对热处理前后的试样进行了室温拉伸和0 ℃冲击性能实验.由图 3、图 4可知, 热轧板强度较低, 冲击韧性很差, 这主要是由于热轧态组织为铁素体和珠光体.片状珠光体所导致的应力集中会严重恶化铁素体的增韧效果[11], 如图 5a所示, 因此, 油井管必须进行调质处理, 以便对组织和性能进行调控.淬火态材料的微观组织如图 5b所示, 微观组织主要为板条状马氏体.马氏体硬度较高, 相较于热轧态表现出更高的强度.淬火态试样的塑韧性较低, 必须及时回火, 提高组织稳定性, 消除淬火应力[12].
图 3(Fig. 3)
 | 图 3 试样的室温拉伸力学性能Fig.3 Tensile properties of the tested samples at room temperature (a)—热轧、淬火及不同温度回火40 min；(b)—不同温度回火70 min. |
图 4(Fig. 4)
 | 图 4 试样0 ℃冲击性能Fig.4 Impact properties of the samples at 0 ℃ (a)—热轧、淬火及不同温度回火40 min；(b)—不同温度回火70 min. |
图 5(Fig. 5)
 | 图 5 不同工艺条件下试样的金相组织Fig.5 Microstructure of the tested samples under different process conditions (a)—热轧; (b)—淬火; (c)—610 ℃回火70 min. |
经回火处理后, 试样的组织主要为回火马氏体和微量贝氏体, 组织更加均匀稳定, 表现出良好的综合力学性能, 如图 5c所示.由不同回火温度下实验钢的力学性能可知, 随回火温度的增加, 强度降低.导致该现象的因素有: ①回火处理后马氏体组织内部位错密度的降低; ②固溶强化效果随碳化物的析出而不断减弱; ③碳化物随回火温度升高而不断聚集长大, 使沉淀强化作用减弱[13].因此, 需要对不同回火温度试样的微观结构及碳化物析出行为进行深入研究.材料的伸长率和横向、轧向冲击功都随回火温度的升高逐渐增加.对比图 3a与图 3b, 由不同回火时间对材料拉伸力学性能的影响可知, 610 ℃回火70 min的试样较回火40 min的试样, 屈服强度提高了92 MPa, 抗拉强度提高了35 MPa.然而随着回火温度的升高, 该强度增量逐渐减少.在670 ℃和690 ℃下回火70 min, 试样的屈服强度和抗拉强度均小于回火40 min的试样, 分析认为这主要与试样在回火过程中组织内V的析出相的形貌、尺寸与分布有关.随着回火时间的延长, 材料的伸长率整体上变化不大.
参照API Spec 5CT(套管和油管规范)标准[14], Q125钢级油井管需满足: 屈服强度≥861 MPa, 抗拉强度≥931 MPa, 伸长率≥13%, 横向冲击功≥20 J, 纵向冲击功≥41 J.回火40 min的试样仅在610 ℃下满足拉伸力学性能标准, 但冲击性能不满足要求.试样在610 ℃和630 ℃下回火70 min可以达到Q125钢级标准.其中610 ℃的回火试样具有954 MPa的屈服强度及989 MPa的抗拉强度、13.5%的伸长率和25 J的横向冲击功、46 J的轧向冲击功, 表现出较高的综合力学性能.而630 ℃回火的试样性能刚好达标.
2.3 微观组织分析在回火过程中析出了大量钒的碳化物, 提高了材料的强韧性, 通过SEM, TEM进一步分析碳化物的析出行为, 不同工艺下试样的SEM组织如图 6所示.热轧态试样组织中几乎没有析出相, 如图 6a所示, 可以保证热轧板具有较低的屈服强度, 有利于制管.淬火处理后有少量析出相存在, 如图 6b所示.在回火过程中, 碳化物的转变主要取决于回火温度.马氏体的含碳量随回火温度的升高不断降低, 导致碳原子形成碳化物从过饱和α固溶体中析出, 形成了大量弥散的θ-碳化物质点[15].对比图 6c和图 6d可知, 随着回火时间的延长, 碳化物的析出量明显增加, 这是由于过饱和碳从马氏体中析出.从图 6d~图 6f中可以看出, 随着回火温度的升高, 析出量明显减少.导致这种现象的原因是: 较低的回火温度下微合金元素的过饱和度较高, 使微合金的碳、氮化物析出有较大的驱动力, 从而提高了形核率, 使析出量增多; 而高温会使碳化物的固溶度增加, 促使碳化物溶于基体[16].这也证明了随着回火温度的升高, 沉淀强化作用减弱, 进而导致强度降低.
图 6(Fig. 6)
 | 图 6 不同工艺条件下试样的扫描组织Fig.6 SEM images of the tested samples under different process conditions (a)—热轧态; (b)—淬火态; (c)—610 ℃-40 min; (d)—610 ℃-70 min; (e)—630 ℃-70 min; (f)—650 ℃-70 min; (g)—670 ℃-70 min; (h)—690 ℃-70 min. |
2.4 V的析出行为V的析出方式主要有一般析出、相间析出和纤维状析出.一般析出是最主要的析出方式, 在马氏体板条内部、边缘及晶界处大量存在, 有利于提高沉淀强化效果[17].析出相可能随机或呈带状分布, 其中后者是在γ—α相变过程中, 碳化物在迁移γ/α界面上反复形核的结果.这一过程导致平行于γ/α界面的特征碳化物的出现, 即如图 7所示的相间析出相[18-19].随着温度的降低, 析出的碳化物颗粒变细, 碳化物的面间距离减小, 使相间析出的转变产物增强了沉淀强化效果[20].纤维状析出是碳化物以垂直于γ/α界面的方向成长形成的, 在微合金钢中并非主要特征, 对强度和韧性贡献不大.
图 7(Fig. 7)
 | 图 7 试样在610 ℃回火70 min的TEM微观组织Fig.7 TEM image of the sample tempered at 610 ℃ for 70 min |
为了确定析出相的类型, 使用TEM对试样在610 ℃回火70 min的析出相进行分析, 如图 8a所示.相应的选区电子衍射斑的标定结果如图 8b所示, 可知基体为体心立方结构的马氏体组织, 晶内VC颗粒纳米析出相的主要成分为V8C7, 同属于体心立方结构.
图 8(Fig. 8)
 | 图 8 610 ℃-70 min试样的TEM微观组织及衍射斑点Fig.8 TEM image and the selected area electron diffraction(SAED)pattern of the sample tempered at 610 ℃ for 70 min (a)—TEM组织；(b)—基体及析出相衍射斑点. |
不同回火温度, 试样的TEM组织如图 9所示.试样在610 ℃回火70 min时, 析出相数量较多, 呈颗粒状且大小不一, 如图 9a所示.相对而言, 小尺寸的析出相占比极高, 并且其附近具有较高的位错密度, 如图中圆圈处, 为材料贡献更多的强度[21].回火温度升高至650 ℃时, 小尺寸析出相数量大幅减少, 导致组织位错密度降低, 在性能上表现为随回火温度的升高, 强度有降低的趋势.在较低的析出温度下, 原子扩散系数小、迁移率低, 析出第二相质点不易长大, 得到较小尺寸的析出相[22].图 9b与图 9a相比, 小尺寸粒状析出相充分长大, 形成大的球粒状或块状的析出相.
图 9(Fig. 9)
 | 图 9 不同回火温度试样的TEM组织Fig.9 TEM images of the samples tempered at different temperatures (a)—610 ℃-70 min; (b)—650 ℃-70 min. |
3 结论1) 热轧板经调质处理后的综合力学性能大幅提高: 610 ℃回火70 min的屈服强度为954 MPa, 抗拉强度为989 MPa, 伸长率为13.5%, 横向冲击功为25 J, 轧向冲击功为46 J.完全满足Q125钢级标准的油井管用钢.630 ℃回火70 min得到的力学性能刚好达标, 而回火40 min的试样性能均不达标.
2) 对于综合性能更好的70 min回火试样, 随着回火温度由610 ℃升至690 ℃时, 试样屈服强度由954 MPa下降至571 MPa, 抗拉强度由989 MPa下降至686 MPa, 伸长率由13.5%提高至21.5%, 横向冲击功由25 J提高至80 J, 纵向冲击功由46 J提高至193 J.
3) 在晶内和晶界上的小尺寸析出相可以钉扎更多的位错, 对强度贡献大.随回火时间的延长, 析出相数量增多, 增强了沉淀强化效果.随回火温度的升高, 析出相数量减少, 小尺寸析出相长大, 导致沉淀强化效果减弱, 材料强度降低.
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