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0引言

    高壓管匯廣泛用于石油行業之中，如鉆井管匯、固井管匯和壓裂管匯等。其中，鉆井管匯的工作壓力一般低于50MPa;固井管匯的工作壓力一般低于70MPa;而壓裂管匯的工作壓力范圍比較大，視具體情況而定，隨著超深井及頁巖氣的開發，壓裂管匯的工作壓力有逐步升高的趨勢，目前最高工作壓力接近140MPa，在這種情況下，高壓管匯將會出現不同的失效形式。從現場統計來看，高壓管匯的主要失效形式表現為:活動彎頭的彎曲部分刺穿、爆裂、歧管接頭爆裂和多數由壬(如活動彎頭、三通、四通、旋塞閥和歧管等)端部爆裂等。破壞的原因主要有以下幾個方面:①材料方面。主要是成分配比不合理，材料有害雜質(如S和P)的含量太高，造成材料本身的斷裂韌度不夠，在較低的應力作用下出現裂紋快速擴展。②結構方面。局部設計質量不高(如過渡連接處應力集中情況嚴重)，各個彈導受力不均勻，管件壁厚設計不合理(沒有遵循等強度的設計原則)，致使局部刺穿或爆裂。③工藝方面。熱處理沒有達到理想的效果(如最終組織成分、晶粒度和性能指標等)，使管件內部晶粒不均勻，抗交變應力和腐蝕能力不足。對于延長高壓管匯壽命的研究工作，國內外學者做了很多工作，文獻從材料、結構和工藝方面探討了高壓管匯的改進問題，文獻從不同角度介紹了高壓管匯元件的在線檢測問題。筆者擬從高壓管匯的熱處理工藝出發，引用等溫淬火工藝對高壓管匯中的活動彎頭進行最終熱處理，以期提高活動彎頭的耐磨性并延長其使用壽命，供相關研究人員和使用人員參考。

1活動彎頭的熱處理工藝

1.1材料的選擇

    國內高壓管匯所用的材料有CrMo系列鋼和CrNiMo系列鋼，對于中低壓管匯多采用CrMo系列鋼，但隨著壓力的升高，高壓管匯逐步使用CrNi-Mo系列鋼。筆者選用20CrNiMo鋼，適用高壓管匯工作壓力為70105MPa，該鋼類似美標AISI和SEA標準中的鋼號8720。該鋼具有較高的強度和良好的沖擊韌性，并對鋼材表面也要求較嚴。20CrNiMo鋼化學成分的質量分數如表1所示。鋼試件直徑25mm，經850℃油淬后，200℃低溫回火，再進行空氣冷卻，力學性能如表2所示。

1.2工藝方案

    以50型活動彎頭為例介紹具體的工藝方案。毛坯經過粗加工以后進行滲碳+等溫淬火+水淬火的熱處理工藝，最后進行磨削加工。具體作法是:第1步，滲碳處理。對于彈導表面和內壁表面進行滲碳處理，其余不進行滲碳的部分加上涂層，工件在AICHELIN滲碳爐上進行。裝爐后，以150℃/h的速率進行加熱，當溫度升到920℃時，先以1.10%碳勢進行強勢滲碳12.0h，再以0.85%碳勢進行擴散滲碳5.0h。這樣，在彈導表面和內壁表面形成厚度1.82.5mm滲碳層，表層最高含碳質量分數為0.70%，深層(2.0mm處)含碳質量分數為0.49%。滲碳完成后先在滲碳爐中冷卻至830℃，再轉入另外一個氮氣爐中(溫度約650℃)自然冷卻，使工件處于正火和回火之間的冷卻狀態，目的是使鋼的組織成分均勻，同時使滲碳層進一步擴散，細化晶粒，消除內應力和加工硬化，為等溫淬火做好組織準備。第2步，等溫淬火處理。工件進行滲碳處理后再以200℃/h的速率進行加熱，當溫度升到820℃時，保溫0.5h，為防止在加熱過程中工件被氧化，工件在鹽浴爐中進行加熱，然后將工件立即轉入等溫爐中進行淬火處理，等溫爐中的介質是質量分數55%的NaNO2和45%的KNO3硝鹽浴。根據20CrNiMo滲碳后的C曲線圖，選定淬火溫度270300℃，等溫時間2.0h。等溫淬火完成后，將工件置入常溫水中冷卻35min，最后將工件取出即可。

1.3試驗結果及分析

    滲碳后，整個活動彎頭的材料成分可分為2部分:第1部分是滲碳層部分。其主要變化是碳的質量分數大幅提高，由原來的0.18%0.23%提高到0.49%0.70%，且由表層到內層的成分是從高到低逐漸變化的(注:采用車削剝層法測定各個截面的含碳量，分別測出表層、距表層1.0mm、距表層2.0mm以及距表層3.0mm的含碳質量分數，繪制碳的質量分數曲線，結果如圖1所示)。實際上這部件材料已由低碳鋼轉化為中碳鋼，比較適合等溫淬火。等溫淬火后的金相組織如圖2所示，圖中主要組織為下貝氏體。第2部分是未滲碳部分。其成分仍與20CrNiMo的成分相同，對它進行270-300℃的等溫淬火意義不大，且不會產生貝氏體轉變。因為根據20CrNiMo材料的C曲線，不管其成分中各個合金元素如何進行微小的變化，其貝氏體轉變溫度均高于300℃，所以它只能在隨后的水淬火過程中產生馬氏體轉變，其金相組織如圖3所示，但在此溫度區間，馬氏體的轉變量不是很多。在距表層2.0mm處，其碳的質量分數為0.49%，此處既含有下貝氏體，也有馬氏體的混合組織，如圖4所示。

    等溫淬火完成后，在活動彎頭的內壁和彈導表面上的主要組織是下貝氏體，下貝氏體可以大幅提高該區域的耐磨性能，并提高抗腐蝕性能(詳見文獻;同時由表層向內層，逐步出現下貝氏體和馬氏體等不同的晶體，原始裂紋在擴散的過程中必須穿過這些不同的晶格，從而可以減緩裂紋的擴展速度，延長活動彎頭的使用壽命。另外，未滲碳部分材料的力學性能變化不大。

    根據測定，經滲碳+等溫淬火處理+水淬火后，活動彎頭內壁和彈導工作面的硬度為5155HRC，其他未滲碳表面的硬度為3235HRC。從金相圖可以看出，對于經過淬硬的表層，大部分金相組織為下貝氏體;對于過渡區，金相組織有馬氏體、貝氏體和少量的殘余奧氏體;在心部未滲碳的部分主要成份是馬氏體和少量的殘余奧氏體組織。

    需要說明的是:試驗的活動彎頭在等溫淬火以后，放入常溫水中冷卻510min，使大部分殘余奧氏體轉變為馬氏體。如果再經250℃回火4h，可以消去殘余奧氏體，使表面材料硬度為4852HRC，具有良好的耐磨性和抗腐蝕性。同時，心部材料獲得較為理想的硬度2832HRC，具有更好的力學性能。