s135钢级钻杆管体断裂失效分析

s135钢级钻杆管体断裂失效分析

钻杆是钻柱系统的重要组成部分，在传递动力和输送泥浆方面发挥着作用。钻杆在使用过程中承受弯、扭、拉等复杂交变载荷的作用,这就要求钻杆具有良好的综合力学性能。如果钻杆生产时带有缺陷,其疲劳寿命在使用过程中将严重下降,造成巨大经济损失。在钻杆生产过程中,严格控制钻杆质量对避免因使用有缺陷产品而导致经济损失具有重要意义。某钻具公司在钻杆生产过程中,发生两起S135钢级钻杆管体断裂事故。为查明断裂原因,防止此类事故再次发生,笔者对典型的断口取样进行理化检验及分析。1钻杆管体材料S135钢级钻杆管体主要加工工序为无缝钢管入厂检验→管端镦粗→调质处理→矫直→无损探伤。断裂钻杆管体材料为27CrMo钢,规格为ϕ114.3mm×6.88mm,总长度约为9m。钻杆管体断裂事故发生在六辊矫直工序,第1支断裂位置在距管端约4.6m处,第2支断裂位置分别在距管端约2.6、4.2m处。两支断裂钻杆管体断口形貌类似,在此取其中一个典型断口进行详细分析。2试验内容和结果2.1断口周边构造断裂钻杆管体典型的断口形貌如图1(a)所示,断口整体较为平齐,瞬断区与轴向约呈45°。断口靠近内壁呈暗灰色,无金属光泽,局部呈淡蓝色,这是由于断裂时管体温度较高(约300℃)导致。靠近外壁断面光亮,且与外壁呈一定角度,属于最后断裂区域。断口附近无明显塑性变形,在距断面约48~140mm区域,内壁存在较多周向裂纹,呈波纹状分布,见图1(b),裂纹附近还存在严重氧化起泡现象。断口附近外壁表面良好,无宏观裂纹。图1断口形貌表明,断口具有过烧特征。2.2学成分分析结果在断口附近取样,采用直读光谱仪进行化学成分分析,结果见表1。结果表明该钻杆管体化学成分符合APISpec5DP—2009《钻杆标准》要求。2.3力学性能试验在断口附近分别取板状拉伸试样和夏比V型缺口纵向冲击试样,拉伸试样规格为25.4mm×10.54mm,按照ASTMA370—2010《钢制品力学性能试验的标准试验方法和定义行拉伸试验》。冲击试样(3个)规格为5mm×10mm×55mm,按照ASTME23—07ae1《金属材料缺口冲击试验标准方法》进行。拉伸和冲击试验结果见表2,结果表明,断裂管体的屈服强度、抗拉强度和伸长率、夏比冲击吸收能量均符合APISpec5DP标准要求。2.4显微组织和晶粒度在断口附近周向裂纹处沿纵截面取样,裂纹起源于内壁,呈龟裂状沿壁厚方向扩展,但并未穿透。在金相显微镜下可观察到,裂纹区域为密集的沿晶开裂形貌,晶界存在氧化和熔化现象,见图2,这说明断口附近区域已经形成过烧裂纹。试样经4%硝酸酒精溶液侵蚀后发现裂纹周边发生轻微脱碳,裂纹区及其附近显微组织均为回火索氏体,与正常调质处理后的显微组织相差不大,见图3。在较高温度下S、P等低熔点物质首先在晶界发生偏聚,降低晶界熔点,晶界发生氧化和熔化,形成沿晶过烧裂纹。在靠近断口处与远离断口处取样,经苦味酸腐蚀后,按照GB/T6394—2002标准《金属平均晶粒度测定方法》进行晶粒度评定。靠近断口处的晶粒比较粗大,大小不均匀,局部仍然明显可见原组织相界,实际细小的奥氏体晶粒沿原相界或晶界形核长大,平均晶粒度为6.5级,见图4(a)。远离断口处晶粒较小,尺寸较为均匀,平均晶粒度级别为9.5级,见图4(b)。金相观察结果表明,断口附近裂纹具有过烧特征,靠近断口处晶粒远大于正常部位的晶粒,该钻杆管体在调质处理前局部出现过烧现象。2.5晶粒的二次撕裂形貌在断口取样,清洗后置于扫描电子显微镜下观察,见图5。断口靠近内壁过烧区域为冰糖状花样,平均晶粒直径约为100μm,约为正常晶粒的5~6倍,晶粒间已产生二次裂纹,如图6(a)所示。晶粒表面无光泽,形成很厚一层膜,为氧化铁膜,如图6(b)所示。靠近外壁瞬断区主要为平浅且拉长的细小韧窝,呈明显的撕裂形貌,如图6(c)所示。断口微观形貌观察结果进一步表明,断口主要为过烧断口,但整个壁厚区域未全部发生过烧。2.6ds采集位置和定量分析采用Oxford能谱仪对金相试样晶界物质元素进行分析,EDS采集位置和分析图谱见图7,可见晶界物质含有磷、硫、氧等元素,半定量分析结果为20.54%O,3.17%P,2.33%S。S、P元素在晶界严重偏析,超出正常范围100多倍。3微观形貌要求从断裂管体的理化性能检验结果来看,该钻杆管体化学成分、力学性能均符合APISpec5DP标准要求。断口无塑性变形,表面氧化严重,其微观形貌主要为冰糖状沿晶形貌,为石状断口。靠近断口处裂纹为过烧沿晶裂纹,磷、硫等元素在晶界偏析富集,断口附近晶粒度与正常区域的相差较大,这表明断口及其附近区域已发生过烧。3.1调质热处理前过烧的微观形貌钢被加热到接近固相线或固-液两相温度范围内的某一温度后,在十分粗大的奥氏体晶界上发生磷、硫等元素偏析,在晶界处形成低熔点物质,三角晶界处首先发生氧化和熔化,从而在晶界上形成了富硫、磷液相,在随后的冷却过程中,形成硫化物、磷化铁等脆性相的沉积,导致晶界严重弱化,受外力作用时沿晶界开裂。过烧可以导致断口遗传,即在过烧情况下,虽经再次适当加热淬火消除了粗大晶粒而得到了细晶粒奥氏体,但在外力作用下断裂时仍得到了与原粗大奥氏体晶粒相对应的粗晶断口。微观形貌表现为晶粒粗大,晶粒表面已形成氧化铁颗粒,断口附近裂纹为沿晶裂纹,S、P低熔点元素已在晶界偏聚。钻杆管体热处理方式为批量整体加热,调质处理最高温度不超过900℃,断口及其附近显微组织均为回火索氏体,断口过烧裂纹附近的组织晶粒度为6.5级,而远离断口处晶粒度为9.5级,过烧只是局部发生,推断调质热处理前已经发生过烧。经调质热处理后,过烧裂纹附近组织为回火索氏体,组织大小程度与正常区域的组织相差不大,钻杆管体正常区域的组织晶粒均匀细小,而过烧裂纹区域晶粒仍然粗大。3.2应力加热炉加热钻杆管体是由无缝钢管经加厚、热处理等工序加工而成,管体局部过烧是在原料管(无缝钢管)生产过程中发生。无缝钢管生产工艺主要为:管坯加热(环形炉)→穿孔→连轧→中频感应加热→定径→矫直。管坯加热方式为环形炉整体加热,加热温度可达到1200~1300℃。如果过烧发生在管坯加热过程,则将发生批量性过烧,轻者在穿孔时产生大量折叠,重者直接报废。可以推断,无缝钢管局部过热过烧发生在定径前的中频感应加热过程。连轧脱管后,荒管(注:指连轧脱管后得到的长管子)的温度已降低(约950℃),为提高钢的塑性,创造有利的定径条件,在感应加热炉中将荒管温度加热至1050~1200℃。感应加热炉一共8个,炉身长度约为0.68m,炉与炉之间的距离约为1.5m。荒管长度约为18~23m,在高温状态下容易发生弯曲变形,严重的弯曲变形将影响荒管在感应加热炉中的前进速度,导致加热时间过长而发生过热过烧。如果过烧严重,在外观检查时可直接从外表面氧化颜色判断出,更为严重的管子直径将缩小,形成类似颈缩的特征,或者直接过烧断裂。如果过烧轻微,但其晶界已经发生一定程度的弱化甚至熔化,而外观观察难以区别。管子调质热处理后在热矫直过程中受到的挤压作用较大,导致过烧薄弱区域发生断裂。4应力加热工序断裂1)该钻杆管体化学成分、力学性能等均符合AP