0 引言

酸化压裂是油气田上增储上产的有效措施。随着油田超深井和超高压井的增加，对压裂设备压力和排量的要求越来越高，阀箱承受高压力、交变应力和酸化压裂液的腐蚀，又因其结构复杂，开孔相惯结构较多，某些位置易造成应力集中，导致阀箱出现腐蚀疲劳开裂失效，寿命普遍偏短，多数工作寿命不足350 h，严重影响了压裂效率^[1-3]。日益恶劣的服役环境对材料的综合性能提出了更高的要求，亟待探索优异的热处理工艺，以提高材料强韧性配合和耐腐蚀性能，从而延长阀箱寿命。王国荣等^[4]研究了调质处理中回火温度对阀箱材料组织、力学性能和冲击断裂性能的影响，证明回火温度为620 ℃时材料性能较为优异，李安民^[5-6]研究了阀箱材料在淬火、低温预处理及正火等工艺下的组织和性能。较多学者研究指出，部分中低碳钢通过亚温淬火，得到高强度的马氏体和韧性好的铁素体双相组织，再进行适当温度的回火可获得较好的强韧化效果^[7-10]。而亚温淬火和淬火温度对阀箱材料30CrNi2MoV钢力学性能研究的报道相对较少。笔者在文献[4]的基础上初步设计了780 ℃(亚温淬火)、830 ℃(相变点附近淬火)、880 ℃淬火(正常淬火)+620 ℃回火热处理工艺，并与原始锻件进行对比，分析了阀箱材料30CrNi2MoV钢力学性能及耐蚀性能随淬火温度的变化规律，以期为进一步研究30CrNi2MoV钢的压裂泵阀箱热处理和生产工艺提供依据。

采用河南中原重型锻压有限公司提供的30CrNi2MoV锻钢开展试验。其化学成分质量分数如表 1所示。

从购买的锻件上同一个方向取样并粗加工成试验毛坯试样。拉伸毛坯试样尺寸为ø170 mm×180 mm、冲击毛坯试样(腐蚀毛坯试样)尺寸为11 mm×11 mm×55 mm。热处理加热在箱式电阻炉中进行，试样达到淬火温度(780、830、880 ℃)后，保温(拉伸毛坯试样保温38 min，冲击毛坯试样保温28 min)，油冷，回火温度都为620 ℃，保温(拉伸毛坯试样保温50 min，冲击毛坯试样保温40 min)，空冷。然后分别制备成标准硬度、拉伸、冲击和电化学腐蚀试样, 进行力学性能和耐腐蚀性能测试。每个温度点分别制作标准试样各3个，测试性能后取其平均值作为试验结果。

设备及试剂：SRJX-3-9箱式电阻炉、HR-150A洛氏硬度计、WDW-1000万能试验机、ZBC2302-D型示波冲击试验机、JSM-6490LV型扫描电镜、Autolab电化学工作站、电化学腐蚀液为质量分数20%的HCl^[11-12]溶液。

洛氏硬度随淬火温度变化趋势如图 1所示。随淬火温度的升高，洛氏硬度呈上升趋势。780 ℃为亚温淬火，组织没有完全奥氏体化，含有铁素体相，硬度小，材料中的合金元素形成的碳化物并没有完全溶解于奥氏体中，导致试样硬度较低。随淬火温度的升高，奥氏体化完全，且融入到奥氏体中的合金碳化物增加，晶粒变大，使得其硬度随淬火温度升高而增加。880 ℃正常淬火时，合金元素的固溶强化作用加强，硬度最高。对比不做任何处理的原始锻件，热处理后材料的硬度得到显著提高。

图 1 不同热处理状态下30CrNi2MoV钢的硬度 Fig.1 Hardness of 30CrNi2MoV steel under different heat treatment conditions

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图 2是30CrNi2MoV钢经过不同热处理后，在室温下测得的应力应变曲线。由图可知，热处理工艺对其斜率(弹性模量)几乎没有影响，材料的弹性模量约为205 GPa。图 3展示了屈服强度、抗拉强度和伸长率随淬火温度的变化趋势。原始锻件试样有较好的塑性，但强度最低；热处理后试样的强度均得到大幅度提高。与原始锻件相比，780、830和880 ℃淬火热处理其伸长率分别下降了23.7%、24.1%和25.3%，热处理后其塑性变化不大；抗拉强度分别提高了41.1%、46.6%和59.2%，屈服强度分别提高了72.4%、77.0%和90.4%。可见在830 ℃淬火之前，屈服强度和抗拉强度随淬火温度的升高增加较缓慢，当淬火温度升高到880 ℃时，其增幅明显提升。随淬火温度的升高，残余铁素体含量减少，合金钢中的铬等强碳化物的固溶量增多，在回火过程中，有更多的合金碳化物析出，有利于提高强度。当升高到880 ℃正常淬火时，钢中合金元素的固溶强化作用增强，奥氏体成分和淬火后的组织均匀性增加，其强度快速上升。

图 2 不同热处理状态下30CrNi2MoV钢的应力应变曲线 Fig.2 Stress and strain curves of 30CrNi2MoV steel under different heat treatment conditions

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图 3 不同热处理状态下30CrNi2MoV钢的力学性能 Fig.3 Mechanical properties of 30CrNi2MoV steel under different heat treatment conditions

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图 4为不同热处理下拉伸断口的宏观形貌。在进行拉伸试验时，裂纹在试样中心萌生，沿径向扩展直至断裂。在断口的中心区域可看到明显的变形和裂纹扩展方向。

图 4 不同热处理状态下拉伸断口的宏观形貌 Fig.4 Macroscopic morphology of tensile fracture under different heat treatment conditions

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图 4a为原始锻件试样放射区的放射花样为放射纤维状，其拉伸断口较为平整，证明断裂时消耗的能量少，强度和韧性较差。图 4d试样放射区的放射花样为弯曲放射剪切状，说明其裂纹源偏离试样中心，放射线较粗，放射花样发生弯曲。裂纹在放射区中快速扩展，塑性变形限制在裂纹前端很小的区域内，只有塑性变形区随裂纹扩展到试件表面时才形成剪切唇；图 4b和图 4c放射区为放射纤维。随淬火温度的增加，剪切唇面积有减小的趋势，证明材料抗拉强度增加、塑性降低。经过热处理后材料剪切唇区面积都明显大于锻件试样，证明通过热处理后材料的韧性得到了明显提高。这与其力学性能相吻合。

图 5为拉伸断口放射区的微观形貌。原始锻件试样断口显示较多的微裂纹，其韧窝小而浅，韧性差，组织均匀度差。图 5b和图 5c试样断口都可以明显的看到韧窝形貌，由较多小韧窝和少量大韧窝组成。小韧窝主要是由于回火时基体上的碳化物颗粒，在拉伸试验时，基体和析出相较弱的边界力导致微孔形成。大韧窝底部并没有任何颗粒，证明大韧窝并不是因为杂质所形成，而是在拉伸试变形时，随着微孔的形成聚集，由于晶粒本身的断裂、组织内聚力和相邻晶粒边界撕裂等原因形成。780 ℃淬火试样断口微观形貌除了韧窝外还有撕裂的微裂纹，证明组织分布不均匀；830 ℃淬火并回火后，微观断口形貌呈现较多且较均匀的韧窝，韧性较780 ℃淬火有所提升。880 ℃淬火并回火后，韧窝变小变深，纤维拔出较长，还有少部分台阶形貌，韧性有一定的下降。总体来说，热处理后断口的韧窝更加均匀细密，韧性得到大幅度提高。

图 5 不同热处理状态下拉伸断口放射区微观形貌 Fig.5 Microscopic morphology of radial zone of tensile fracture under different heat treatment conditions

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图 6为示波冲击试验所获得冲击试样的裂纹萌生功、裂纹扩展功和冲击总功随淬火温度的变化趋势图。对比原始锻件试样，热处理工艺极大程度提升了其冲击性能。与原始锻件材料冲击性能相比，780、830和880 ℃淬火热处理工艺下其起裂功分别提高了4.49、4.40和3.43倍，裂纹扩展功分别提高了9.21、11.20和11.21倍，冲击总功分别提高了6.86、7.82和7.33倍。随淬火温度的升高，起裂功变化很小，当温度升高到880 ℃正常淬火温度时，起裂功急剧下降，表征了阀箱材料在该工艺下更容易开裂。780 ℃亚温淬火时，裂纹扩展功较低，随淬火温度升高，裂纹扩展功得到明显提升，当温度升高到880 ℃时，裂纹扩展功基本不变，证明起裂后，830 ℃淬火和880 ℃淬火时的裂纹扩展速率相差不大。冲击总功是起裂功和裂纹扩展功之和，阀箱材料30CrNi2MoV钢在淬火温度为830 ℃淬火时，冲击功最高，冲击韧性好，分析其原因为830 ℃淬火时，淬火温度较低，奥氏体晶粒尺寸细小，晶粒的细化对韧性有所补益，合金元素的作用也得到较好发挥，且830 ℃淬火温度低，热应力、组织应力小，韧性好。

图 6 不同热处理状态下30CrNi2MoV钢示波冲击试验结果 Fig.6 Instrumented impact test result of 30CrNi2MoV steel under different heat treatments

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图 7为不同淬火温度下阀箱材料30CrNi2MoV钢在质量分数20%的HCl溶液中的动电位极化曲线。由图可知，4组曲线均没有明显的钝化现象，但有差异。经过热处理后试样的极化曲线较为相似，分为4个阶段^[13]。阶段Ⅰ位于开路电位附近, 该阶段的极化电流I随极化电位E的升高而迅速增加；阶段Ⅱ中的曲线斜率开始增大，因极化过程阻力增大，试样表面开始形成氧化膜，称“伪钝化”现象；当极化电位达到约-250 mV时，极化曲线进入阶段Ⅲ，极化电流随极化电位的增加而快速增加，这是点蚀的标志；第Ⅳ阶段中，随极化过程的进行，极化曲线斜率再次增大，形成新的氧化膜。随淬火温度的升高，点蚀电位也随之增加。780 ℃淬火时，点蚀平台不是很明显，抗腐蚀能力较差。在整个极化过程中，原始锻件试样没有表现出点蚀特征，随腐蚀电位的增加，其腐蚀电流持续增大，表明该状态下合金的抗腐蚀能力很差。

图 7 不同热处理状态下30CrNi2MoV钢极化曲线 Fig.7 Polarization curves of 30CrNi2MoV steel under different heat treatment conditions

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对极化曲线阴极和阳极强极化阶段进行取切线，与自腐蚀电压三线合一的点则表示自腐蚀电流密度。自腐蚀电流密度则反应了材料的抗腐蚀能力。不同热处理工艺下电化学数据如表 2所示。从表可以看出，原始锻件材料自腐蚀电位最低，最易被腐蚀。经热处理后的试样自腐蚀电位均高于锻件试样，热处理工艺能够改善材料30CrNi2MoV钢的腐蚀倾向。随淬火温度的升高，自腐蚀电位升高，证明材料越来越容易被腐蚀。自腐蚀电流密度表征了材料的抗腐蚀能力，自腐蚀电流密度越大，表明组织腐蚀速率越快。相对于原始锻件材料，780、830和880 ℃淬火热处理工艺下其自腐蚀电流密度分别下降了42.2%、63.6%和63.3%，可见热处理工艺极大提高了材料的耐蚀性能，780 ℃淬火时，铁素体含量较多，抗腐蚀能力差，而830 ℃淬火后试样自腐蚀电流密度略优于880 ℃淬火试样，证明淬火温度为830 ℃时阀箱材料的抗腐蚀能力相对较好。

(1) 30CrNi2MoV钢锻件试样综合性能差。其硬度和强度随淬火温度的升高而增加，880 ℃淬火温度下强度增加幅度大，冲击性能在830 ℃淬火热处理工艺下达到最大值。拉伸断裂为韧性断裂，断口均有明显的韧窝特征，热处理后其韧塑性得到改善。

(2) 电化学腐蚀试验结果表明：热处理能有效提升阀箱材料的耐蚀性能，在830 ℃淬火热处理工艺下，耐腐蚀性能最好。

(3) 综合考虑材料的强韧性配合和耐腐蚀性能，建议阀箱材料30CrNi2MoV钢淬火温度为830 ℃左右，同时应将淬火温度在830~880 ℃之间减小温度差开展试验，寻找更为优良的热处理工艺，以进一步延长压裂泵阀箱寿命。