0 引言

高压管汇广泛用于石油行业之中，如钻井管汇、固井管汇和压裂管汇等。其中，钻井管汇的工作压力一般低于50 MPa；固井管汇的工作压力一般低于70 MPa；而压裂管汇的工作压力范围比较大，视具体情况而定，随着超深井及页岩气的开发，压裂管汇的工作压力有逐步升高的趋势，目前最高工作压力接近140 MPa，在这种情况下，高压管汇将会出现不同的失效形式。从现场统计来看，高压管汇的主要失效形式表现为：活动弯头的弯曲部分刺穿、爆裂、歧管接头爆裂和多数由壬 (如活动弯头、三通、四通、旋塞阀和歧管等) 端部爆裂等。破坏的原因主要有以下几个方面：①材料方面。主要是成分配比不合理, 材料有害杂质 (如S和P) 的含量太高，造成材料本身的断裂韧度不够，在较低的应力作用下出现裂纹快速扩展。②结构方面。局部设计质量不高 (如过渡连接处应力集中情况严重)，各个弹导受力不均匀，管件壁厚设计不合理 (没有遵循等强度的设计原则)，致使局部刺穿或爆裂。③工艺方面。热处理没有达到理想的效果 (如最终组织成分、晶粒度和性能指标等)，使管件内部晶粒不均匀，抗交变应力和腐蚀能力不足。对于延长高压管汇寿命的研究工作，国内外学者做了很多工作，文献[1-4]从材料、结构和工艺方面探讨了高压管汇的改进问题，文献[5-8]从不同角度介绍了高压管汇元件的在线检测问题。笔者拟从高压管汇的热处理工艺出发，引用等温淬火工艺对高压管汇中的活动弯头进行最终热处理，以期提高活动弯头的耐磨性并延长其使用寿命，供相关研究人员和使用人员参考。

国内高压管汇所用的材料有CrMo系列钢和CrNiMo系列钢，对于中低压管汇多采用CrMo系列钢，但随着压力的升高，高压管汇逐步使用CrNiMo系列钢。笔者选用20CrNiMo钢，适用高压管汇工作压力为70~105 MPa，该钢类似美标AISI和SEA标准中的钢号8720。该钢具有较高的强度和良好的冲击韧性，并对钢材表面也要求较严。20CrNiMo钢化学成分的质量分数如表 1所示。钢试件直径25 mm，经850 ℃油淬后，200 ℃低温回火，再进行空气冷却，力学性能如表 2所示。

20CrNiMo钢的物理参数：A_C1=725 ℃，A_C3=810 ℃，A_r1=625 ℃，A_r3=765 ℃，M_s=396 ℃。

以50型活动弯头为例介绍具体的工艺方案。毛坯经过粗加工以后进行渗碳+等温淬火+水淬火的热处理工艺，最后进行磨削加工。具体作法是：第1步，渗碳处理。对于弹导表面和内壁表面进行渗碳处理，其余不进行渗碳的部分加上涂层，工件在AICHELIN渗碳炉上进行。装炉后，以150 ℃/h的速率进行加热，当温度升到920 ℃时，先以1.10%碳势进行强势渗碳12.0 h，再以0.85%碳势进行扩散渗碳5.0 h。这样，在弹导表面和内壁表面形成厚度1.8~2.5 mm渗碳层, 表层最高含碳质量分数为0.70%，深层 (2.0 mm处) 含碳质量分数为0.49%。渗碳完成后先在渗碳炉中冷却至830 ℃，再转入另外一个氮气炉中 (温度约650 ℃) 自然冷却，使工件处于正火和回火之间的冷却状态，目的是使钢的组织成分均匀，同时使渗碳层进一步扩散，细化晶粒，消除内应力和加工硬化，为等温淬火做好组织准备。第2步，等温淬火处理。工件进行渗碳处理后再以200 ℃/h的速率进行加热，当温度升到820 ℃时，保温0.5 h，为防止在加热过程中工件被氧化，工件在盐浴炉中进行加热，然后将工件立即转入等温炉中进行淬火处理，等温炉中的介质是质量分数55%的NaNO₂和45%的KNO₃硝盐浴。根据20CrNiMo渗碳后的C曲线图，选定淬火温度270~300 ℃，等温时间2.0 h。等温淬火完成后，将工件置入常温水中冷却3~5 min，最后将工件取出即可。

渗碳后，整个活动弯头的材料成分可分为2部分：第1部分是渗碳层部分。其主要变化是碳的质量分数大幅提高，由原来的0.18%~0.23%提高到0.49%~0.70%，且由表层到内层的成分是从高到低逐渐变化的 (注：采用车削剥层法测定各个截面的含碳量，分别测出表层、距表层1.0 mm、距表层2.0 mm以及距表层3.0 mm的含碳质量分数，绘制碳的质量分数曲线，结果如图 1所示)。实际上这部件材料已由低碳钢转化为中碳钢，比较适合等温淬火。等温淬火后的金相组织如图 2所示，图中主要组织为下贝氏体。第2部分是未渗碳部分。其成分仍与20CrNiMo的成分相同，对它进行270~300 ℃的等温淬火意义不大，且不会产生贝氏体转变。因为根据20CrNiMo材料的C曲线，不管其成分中各个合金元素如何进行微小的变化，其贝氏体转变温度均高于300 ℃，所以它只能在随后的水淬火过程中产生马氏体转变，其金相组织如图 3所示，但在此温度区间，马氏体的转变量不是很多。在距表层2.0 mm处，其碳的质量分数为0.49%，此处既含有下贝氏体，也有马氏体的混合组织，如图 4所示。

图 1 渗碳层碳的质量分数与距表层距离关系图 Fig.1 The relationship between the concentration of carbon in the carburized layer and the distance from the surface

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图 2 淬硬区 (表层) 金相组织 (400倍) Fig.2 The metallographic structure (400 times) of the hardened area (surface)

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图 3 心部金相组织 (400倍) Fig.3 The metallographic structure (400 times) at the heart

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图 4 过渡区 (距表层2.0 mm处) 金相组织 (200倍) Fig.4 The metallographic structure (200 times) at the transition zone (2.0 mm away from the surface)

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等温淬火完成后，在活动弯头的内壁和弹导表面上的主要组织是下贝氏体，下贝氏体可以大幅提高该区域的耐磨性能，并提高抗腐蚀性能 (详见文献[9-11])；同时由表层向内层，逐步出现下贝氏体和马氏体等不同的晶体，原始裂纹在扩散的过程中必须穿过这些不同的晶格，从而可以减缓裂纹的扩展速度，延长活动弯头的使用寿命。另外，未渗碳部分材料的力学性能变化不大。

根据测定，经渗碳+等温淬火处理+水淬火后，活动弯头内壁和弹导工作面的硬度为51~55 HRC，其他未渗碳表面的硬度为32~35 HRC。从金相图可以看出，对于经过淬硬的表层，大部分金相组织为下贝氏体；对于过渡区，金相组织有马氏体、贝氏体和少量的残余奥氏体；在心部未渗碳的部分主要成份是马氏体和少量的残余奥氏体组织。

需要说明的是：试验的活动弯头在等温淬火以后，放入常温水中冷却5~10 min，使大部分残余奥氏体转变为马氏体。如果再经250 ℃回火4 h，可以消去残余奥氏体，使表面材料硬度为48~52 HRC，具有良好的耐磨性和抗腐蚀性。同时，心部材料获得较为理想的硬度28~32 HRC，具有更好的力学性能。

(1) 活动弯头的弹导表面及内壁面采用渗碳+等温淬火+水淬火的热处理工艺，可获得下贝氏体+马氏体的混合组织，该混合组织可降低原始裂纹的扩散速度，提高材料的断裂韧度，使活动弯头具有更好的耐磨性能和抗腐蚀性能，但心部材料仍具有良好的韧性，从而可延长活动弯头的使用寿命。

(2) 未渗碳部分相当于在270~300 ℃的盐浴淬火后+水淬+低温回火的热处理工艺，可获得回火马氏体，从而保持心部材料有良好的韧性及较高的断裂韧度。

(3) 笔者采用的热处理工艺是渗碳后先冷却，然后加热进行等温淬火，增加了一道等温淬火前的加热工序，主要原因是延长渗碳层中碳扩散的时间，使渗碳层成分趋于均匀，确保活动弯头内壁在使用过程中具有足够的冲蚀磨损寿命。在实际生产过程中，也可以采用渗碳工艺完成后，直接进行等温淬火；然后，根据具体需要在等温淬火后采用空冷处理、水淬火处理或者水淬火+低温回火处理。这些工艺的主要性能差别在于强度和韧性的不同；在金相方面主要表现为晶粒度和金相组织的不同。