N80 1類油管的脆性斷裂機理研究

，　，　，，，　，

(1.中國石油集團石油管工程技術研究院，石油管材及裝備材料服役行為與結構安全國家重點實驗　陜西　西安　710077；2. 長慶鉆井總公司管具公司　陜西　榆林　719000)

0　引　言

N80 1類非調質油管屬于經濟型中碳微合金高強韌鋼，是非調質油井管用鋼中最高鋼級，其生產方法是在中碳含錳鋼中添加微合金元素，通過熱軋后控制冷卻速度來獲得細小鐵素體+珠光體和彌散析出V的碳氮氧化物，即可滿足需要的良好的強韌性[1-3]，該生產方法簡化了生產流程，降低了生產成本，提高了生產效益，在油氣田得到廣泛應用。由于API Spec 5CT標準沒有對N80 1類油管管體沖擊韌性進行強制要求，導致有些生產廠僅追求化學成分和高強度滿足要求，而忽略了韌性的匹配，使該類油管在使用過程中發生脆性斷裂，本文通過化學成分、力學性能、金相顯微組織及斷口分析等試驗方法對該類油管脆性斷裂機理進行研究，并提出改進措施。

1　試驗過程及結果

1.1　化學成分分析

試驗材料為油田現場發生脆性斷裂的N80 l類油管，規格為Φ88.90 mm×6.45 mm，在斷口附近取樣，按照標準ASTM A751-14a規定的試驗方法，用ARL 4460直讀光譜儀對試樣進行化學成分分析，結果見表1。表1中的化學成分結果均滿足API Spec 5CT標準的要求。

表1　斷裂油管化學成分(質量分數)　%

1.2　力學性能試驗

在管體上取縱向拉伸和沖擊試樣，分別按照ASTM A370-15和ASTM E23-12c標準規定的試驗方法，在UTM 5305材料試驗機和PIT302D沖擊試驗機上進行拉伸和沖擊試驗，結果見表2和表3。力學性能試驗結果表明，油管抗拉和屈服強度滿足API Spec 5CT《套管和油管》標準的要求，但伸長率和沖擊吸收能均低于標準要求。

表2　拉伸性能試驗結果

表3　　夏比沖擊試驗結果

1.3　金相分析

在斷口附近取金相試樣，用MeF4A金相顯微鏡及圖像分析系統對試樣進行組織，晶粒度，夾雜物分析，結果為A、B、C、D類非金屬夾雜物均未超標，晶粒度6.0級，內表面組織為：珠光體+網狀鐵素體+帶狀馬氏體+少量貝氏體，如圖1所示。壁厚中心組織為：珠光體+網狀鐵素體+少量馬氏體+少量貝氏體，如圖2所示。外表面組織為：珠光體+網狀鐵素體+少量馬氏體+少量貝氏體，如見圖3所示。橫截面內壁側有1/2壁厚組織中存在馬氏體帶狀組織偏析，如圖4所示。

圖1　內表面組織

圖2　心部組織

1.4　斷口形貌及能譜分析

斷裂油管宏觀斷口形貌如圖5所示，整個斷口表面較平整，斷裂“人字紋”收斂于內表面，為典型的起裂于內壁的脆性斷口。在源區附近取斷口試樣在TESCAN VEGAII型掃描電子顯微鏡下進行觀察，整個斷口為準解理脆性斷裂特征，如圖6所示。對斷口表面源區組織偏析處進行微區能譜分析，分析位置如圖7所示，化學成分分析結果見表4。結果表明，馬氏體組織內V和Mn元素含量相對較高，而C含量相對較少。

圖4　內表面帶狀組織偏析

圖5　油管斷口宏觀形貌

圖7　源區微區能譜分析位置

2　分析與討論

以上試驗結果表明，該油管的化學成分、非金屬夾雜物及拉伸強度、屈服強度都滿足標準要求，但伸長率和沖擊吸收能低于標準要求，晶粒度較正常油管(8～9級)粗大，且組織中出現異常馬氏體和貝氏體組織，尤其是靠近內表面一側，存在嚴重馬氏體帶狀組織偏析。較多的V元素存在于馬氏體相內，相比正常的細小鐵素體+珠光體和彌散析出的V的碳氮化合物微粒，韌性明顯降低。斷口為典型的脆性準解理形貌，且起裂于油管內表面馬氏體帶狀組織較多區域，可判斷油管發生脆性斷裂的主要原因是硬脆相馬氏體帶狀組織的存在。馬氏體帶狀組織存在的主要原因是終軋溫度和冷卻速度。

在快冷速條件下[4,5]，比如冷卻速度大于2.3 ℃/s時，微合金碳氮化物的析出受到抑制，此時形變對析出的誘導作用顯著，若形變發生在適宜V的碳氮化物析出的溫度區間，則相變前析出的大量微細相可以成為γ/α相變的形核核心，促進鐵素體和珠光體轉變，若形變溫度低于V的碳氮化物的析出溫度(如880 ℃)，則V、C仍大量固溶于奧氏體中，固溶于奧氏體中的V還可提高淬透性，促進貝氏體轉變，如果冷卻速度大于10 ℃/s時則發生馬氏體轉變，使韌性顯著降低。

在慢冷區，比如冷卻速度小于2.3 ℃/s時，如果終軋溫度較低，發生不完全再結晶，沿奧氏體邊界及內部變形帶上生成新相的形核率增加有利于鐵素體沿晶界和晶內析出，加之試樣在高溫區的停留時間相對較短以及微細碳氮化物的彌散析出，有效地抑制了晶粒的長大。晶內針狀鐵素體的存在可提高鋼的韌性，但在工業生產中，為了獲得鐵素體、珠光體組織良好的強韌性配合，鐵素體含量應盡量控制，同時要避免出現貝氏體和馬氏體組織，終軋溫度應控制在880～1 000 ℃范圍內，冷卻速度控制在0.7～2.3 ℃/s。

基于以上分析，可判斷該油管的終軋溫度高于1 000 ℃，冷卻速度大于10 ℃/s，在較高溫度下使得奧氏體晶粒度偏粗大，網狀鐵素體析出較多，同時由于冷卻速度過快，V的碳氮化合物析出不充分，對晶粒長大的釘扎作用減小，使得較多V元素固溶于奧氏體中，提高淬透性，促進馬氏體轉變，尤其是內表面型變量較大的情況下，馬氏體帶狀組織偏析較明顯，顯著降低韌性，導致油管在承受拉應力作用下發生脆性斷裂。

3　結　論

1)失效的N801類油管得化學成分、非金屬夾雜物、拉伸強度、屈服強度等性能滿足API Spec 5CT標準要求，但其延伸率。沖擊韌性都低于標準要求。

2)非調質N80 1類油管斷裂機理是油管終軋后或者正火處理后冷卻速度過快、V的碳氮化合物析出不充分、對晶粒長大的釘扎作用減小，使得較多V元素固溶于奧氏體中；提高淬透性、促進馬氏體轉變，尤其是內表面型變量較大的情況下，馬氏體帶狀組織偏析較明顯，顯著降低韌性，導致油管在使用過程中，承受拉應力作用時，從內表面起裂，發生脆性斷裂。

3)建議對失效油管進行重新熱處理，加熱溫度900 ℃，保溫30 min，然后以0.7～1.0 ℃/s的冷卻速率進行冷卻，即可獲得細小的珠光體和鐵素體組織，和彌散析出的V的碳氮化合物微粒，以保證油管的良好的強度和韌性。

[1] 鞠艷美，張偉，李法興. 油井管用非調質鋼36Mn2V冶金質量控制技術[J]. 中國冶金，2012，22(12)：17-21.

[2] 劉雅政，劉照，徐進橋. 非調質N80石油套管軋制工藝優化的試驗研究[J]. 鋼鐵，2006，41(7)：41-53.

[3] 方劍，謝凱意，李陽華. V的碳氮化合物析出對36Mn2V非調質鋼組織性能的影響[J]. 武漢科技大學學報，2012，35(2)：81-84.

[4] 盧忠山，王福明，張博. 不同冷卻速度下36Mn2V鋼坯高溫塑性及碳氮化物的析出[J]. 材料熱處理學報，2011，32(8)：118-121.

[5] 呂文濤，黃長虹. 冷卻速度對36Mn2V制N80-1鋼級油管性能的影響[J]. 熱加工工藝，2011，40(18)：164-166.