3Cr2MnNiMo钢锻件等向性的有限元模拟研究

利用三维热力耦合有限元模型,对3Cr2MnNiMo钢锻造过程中锻件的温度场、应力场以及等效应变场进行了分析,预测了变形过程中的金属流动规律。通过对3Cr2MnNiMo钢进行热力模拟试验,获得该钢的高温热变形抗力,确定了其高温本构模型,并提出了采用方向累积变形功衡量锻件等向性的方法,对不同锻造方式锻件的等向性进行了分析。结果表明,采用热力耦合的方法分析不同的锻造过程,能反应锻造过程的基本特征,对减少生产成本,改善锻件成型质量具有重要意义。在有限元模拟条件下,采用方向累积变形功衡量锻件等向性符合实际,对优化锻造工艺有较好的指导作用。

3Cr2MnNiMo钢大型模块的预硬化处理

本文试验研究了八种淬火冷却方式和四种回火工艺对3Cr2MnNiMo钢预硬化处理后的硬度的影响,在所得的试验数据的基础上,分析估计了3Cr2MnNiMo钢大模块硬化后的表心硬度差,该差值与工业生产结果大致相吻合。

冷却速率对3Cr2MnNiMo钢组织和硬度的影响

利用热膨胀相变仪研究了3Cr2MnNiMo钢的连续冷却转变行为,得到了其静态和动态连续冷却转变(CCT)曲线,分析了冷却速率、变形条件以及合金元素等对该钢连续冷却转变行为的影响。结果表明:铬、镍、钼等合金元素使过冷奥氏体稳定性增强,3Cr2MnNiMo钢连续冷却转变过程中未出现珠光体转变区,相变产物主要为贝氏体和马氏体;随着冷却速率的增加,贝氏体逐渐减少且由粒状转变为板条状,马氏体逐渐增多,硬度总体呈先增大后趋于稳定的趋势;高温奥氏体区的塑性变形使贝氏体相变的发生有所推迟,相同冷却速率下变形后钢的硬度大于未变形钢的硬度。

回火加热速率对3Cr2MnNiMo钢组织及性能的影响

研究了快速加热回火(300℃/s)对3Cr2MnNiMo钢碳化物形态分布和力学性能的影响,结果表明:与低速加热回火(1℃/s)对比,快速加热回火有利于获得细小、弥散分布的碳化物。提高回火加热速率,延迟了位错的回复,这种延迟作用增加了碳化物形核位置,提高碳化物的形核速率和弥散程度,随着回火保温时间的延长会弱化加热速率的影响。当回火温度为660℃、保温时间为1 s时,加热速率从1℃/s提升至300℃/s,试样硬度提升53.3 HV;回火时间延长至1 800 s、300℃/s加热速率下的试样硬度比1℃/s加热速率下的试样硬度值高9.4 HV。

80-3Cr油管钢在CO_(2)驱环境下的性能研究与应用

针对CO_(2)驱高CO_(2)分压、高H_(2)S分压、低温井筒环境造成N80、P110管柱失效的问题,开展了80-3Cr、N80、P110三种管材的耐CO_(2)腐蚀、抗H_(2)S应力腐蚀开裂、耐低温冷脆对比评价试验。结果表明,不同CO_(2)工况条件下,N80、P110、80-3Cr油管在添加缓蚀剂情况下的腐蚀速率分别为0.0549 mm/a、0.0645 mm/a、0.0333 mm/a;80-3Cr油管的腐蚀速率明显低于N80、P110油管;80-3Cr油管在不同H_(2)S环境下均未出现应力腐蚀开裂,具有较好的抗H_(2)S应力腐蚀性能;在-20℃的低温环境下,N80和P110油管冲击功分别只有80-3Cr油管的62.6%和23.2%;80-3Cr油管在CO_(2)驱油现场应用后,管柱失效率从2019年的20%下降到0,取得显著效果。

20Cr2Ni3钢顶头表面氧化膜断裂行为的数值研究

基于试验数据,利用扩展有限元方法(extended finite element method,XFEM)和内聚力模型(cohesive zone model,CZM),对20Cr2Ni3钢顶头表面氧化膜的断裂行为进行了数值分析,研究了氧化膜受力方向和孔洞对裂纹生长行为的影响。结果表明:氧化膜受力方向影响裂纹扩展路径,外层氧化膜裂纹尖端的J积分和应力强度因子K_I随着θ角(受力方向与氧化膜的夹角)的增大而减小,当θ角增大到90°时裂纹停止生长;外层氧化膜上孔洞使得裂纹尖端的J积分和应力强度因子K_I减小。同时,孔洞的存在使得外力传递到内层氧化膜时产生应力集中和偏移,导致内层裂纹受力不均,减小了受力方向对内层裂纹生长的影响。

CO_(2)驱油井环境下N80钢与3Cr13钢的电偶腐蚀行为

N80钢与3Cr13钢常作为油管和水力锚等的材料使用,在CO_(2)驱油井环境中不可避免偶接使用易产生电偶腐蚀。为此,通过开展CO_(2)环境下N80钢和3Cr13钢的腐蚀速率试验和电偶腐蚀试验,明确了CO_(2)含量、温度、压力和矿化度等因素作用下2种钢的电偶腐蚀规律。结果表明:CO_(2)驱油井中2种钢产生电偶腐蚀,3Cr13钢为阴极,且不受电偶腐蚀影响,N80钢为阳极,电偶腐蚀速率增大;且N80钢的电偶腐蚀速率随CO_(2)含量、温度、压力和矿化度的增大而增大;电偶腐蚀敏感因子随CO_(2)含量和压力增大而减小,当CO_(2)含量达到20.0%时电偶腐蚀敏感因子为负值,随温度升高先减小后增大,随矿化度增加而增大,电偶腐蚀速率最大可高于常规腐蚀69%。

2Cr12Ni4Mo3VNbN钢的冲击性能

将不同炉次的2Cr12Ni4Mo3VNbN钢锭锻造成ϕ220 mm棒材。对棒材进行1050℃保温1 h油淬、560℃回火2 h空冷和540℃回火2 h空冷。棒材的冲击试验表明,钢锭顶部和底部锻制的棒材冲击性能差异较大。为此,检测了由两炉次钢锭锻制的2Cr12Ni4Mo3VNbN钢棒材的冲击韧度、冲击断口形貌、化学成分、显微组织和析出相成分。结果表明:钢锭顶部和底部锻制的2Cr12Ni4Mo3VNbN钢棒材中一次MX型析出相的含量和分布不同,从而导致其冲击性能差异较大。

Ca^(2+)对3Cr钢在CO_(2)环境中腐蚀行为的影响

随着油气开发进入到高含水期,高Ca^(2+)、高Cl-的地层水环境对管柱的安全服役提出了更高的要求。采用高温高压釜模拟井下流态环境,结合电化学研究结果,分析了Ca^(2+)浓度和暴露时间对3Cr钢腐蚀行为的影响。结果表明:尽管Ca^(2+)的存在会促使溶液酸化,但3Cr钢在含Ca^(2+)溶液中的腐蚀速率更多取决于试样表面的膜层质量。当溶液中总Cl-浓度为128000 mg/L,Ca^(2+)浓度在0~3600 mg/L的范围内时,3Cr钢在Ca^(2+)浓度为1080 mg/L时平均失重速率最大,为2.2 mm/a。在Ca^(2+)含量为180 mg/L的环境中,3Cr钢的失重速率曲线显示3Cr钢的失重速率随时间呈反“V”变化趋势,当腐蚀时间为240 h时,试样的平均失重速率达到最大值。当将3Cr钢放入通入CO_(2)的含有Ca^(2+)的溶液中时,3Cr钢表面形成Fe_(x)Ca_(1-x)CO_(3)化合物,Fe/Ca之间并无严格的比例,产物形态取决于溶液中的Ca^(2+)含量。

新型大截面预硬型塑料模具钢3Cr2MnNiMo的加工性能研究

结合硬度测试及显微组织分析 ,对国产塑料模具钢 3Cr2 Mn Ni Mo与 ASSAB71 8钢的切削加工性能进行了对比性研究。结果表明 :新型 3Cr2 Mn Ni Mo钢的加工性能较好 ;组织不均匀和非金属氧化物夹杂的存在是3Cr2 Mn Ni Mo钢的切削加工性能略次于 ASSAB71

CO_(2)、H_(2)S对3Cr钢静态腐蚀的影响

为了研究3Cr钢在不同CO_(2)、H_(2)S腐蚀介质中耐蚀性,对3Cr钢分别在1 MPa CO_(2)、0.3 MPa H_(2)S及1 MPa CO_(2)+0.3 MPa H_(2)S腐蚀环境中的腐蚀速率和电化学性能进行测试,同时采用SEM、EDS和XRD等手段对上述三种腐蚀环境中的腐蚀产物进行分析对比。结果表明,3Cr钢在1 MPa CO_(2)环境下腐蚀速率最大,通过对腐蚀产物进行分析,发现其表面未形成连续分布且具有致密性腐蚀产物保护膜是其腐蚀速率高的主要原因。电化学测试发现3Cr钢EIS阻抗在1 MPa CO_(2)中呈现单容抗弧,而在0.3 MPa H_(2)S和1 MPa CO_(2)+0.3 MPa H_(2)S环境中呈现双容抗弧,进一步印证了其在1 MPa CO_(2)环境中耐蚀性较差的结果。

3Cr2Mo钢CCT曲线的测定与分析

在Gleeble-1500热模拟机上测定3Cr2Mo钢以不同冷却速度连续冷却时的膨胀曲线,结合金相-硬度法、示差热分析法（DSC）获得该钢的连续冷却转变曲线（CCT曲线）。根据测得的CCT曲线,分析以不同冷却速度连续冷却时的组织转变;阐明冷却速度与组织的演变以及硬度变化的关系。比较分析所测CCT曲线与同类转变曲线的异同。研究结果表明：马氏体转变的临界冷却速度为1.0~1.5℃/S;为生产实践和新工艺的制定提供了参考依据。

含O2高温高压CO2环境中3Cr钢腐蚀产物膜特征

采用高温高压反应釜分别开展3Cr钢在CO2和O2共存、单独CO2和单独O2三种气体条件下的腐蚀实验,利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、能量色散X射线能谱(EDS)和电化学方法研究了3Cr钢在高温高压含有O2的CO2环境中的腐蚀产物膜特征.结果表明,在含有O2的CO2的条件下,3Cr钢表面腐蚀产物膜疏松多孔,主要成分为FeCO3、Fe3O4和Fe2O3,腐蚀产物中未见明显Cr元素富集,3Cr钢表现出点蚀的腐蚀形态.3Cr钢在高温高压含O2的CO2腐蚀条件下内外膜层电阻(Rf1、Rf2)和电荷传递电阻Rt均比仅含有CO2腐蚀环境的低,双电层电容(Cdl)和内外膜层电容(Cf1、Cf2)均比仅含有CO2腐蚀环境的高.含有O2的CO2条件下,其保护性显著低于单一CO2条件下形成的腐蚀产物膜.提出了在含O2的CO2气体条件下,3Cr钢表面存在由多种物质组成的腐蚀产物,这导致腐蚀产物疏松多孔,不会形成单一CO2条件下存在的显著提高腐蚀产物膜保护性的Cr(OH)3层,从而促进了3Cr钢的析氢腐蚀和酸性介质中的吸氧腐蚀的机理.

3Cr钢和13Cr钢在高矿化度CO_2环境中的腐蚀行为

为了预测油井管钢在高矿化度、含CO2的储层环境中可能发生的腐蚀,为该储层推荐在开发周期内安全经济的材质,采用高温高压反应釜研究了3Cr钢和13Cr钢在模拟储层环境中的腐蚀行为,利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、能量色散X射线能谱(EDS)分析了3Cr钢和13Cr钢的腐蚀产物膜特征。从腐蚀速率、清理腐蚀产物后试样的表观特征、腐蚀产物的表面形貌、横截面腐蚀试样形貌和腐蚀产物化学成分方面探讨了3Cr钢和13Cr钢在CO2环境中的腐蚀特征随温度和含水率的变化规律及反应时间对其的影响。结果表明,3Cr钢在CO2分压为0.2MPa,Cl-含量139 552mg/L的环境中会发生极严重腐蚀,且试样表面产物膜在微观上分布不均匀,存在局部不完整;13Cr钢发生轻度腐蚀,在所测试样中未观测到点蚀,即3Cr钢不适用于该高矿化度CO2环境而13Cr钢能够满足要求。

X65钢和3Cr钢作为海底管道用钢抗CO_2腐蚀性能研究

用高温高压反应釜模拟油气输送管道典型腐蚀环境,研究X65钢和3Cr钢作为海底管道用钢的抗CO2腐蚀性能。在温和腐蚀环境,X65钢与3Cr钢的平均腐蚀速率均较低,使用X65钢是安全的。随着温度和CO2分压提高,与X65钢相比3Cr钢表现出更优越的抗CO2腐蚀性能:在中等腐蚀环境3Cr钢平均腐蚀速率较X65钢大幅降低,在中等和苛刻腐蚀环境3Cr钢可有效抑制局部腐蚀的发生;在这样的腐蚀条件下,3Cr钢作为海底管道用钢较X65钢安全。3Cr钢较X65钢抗CO2腐蚀性能提高的主要原因是表面形成了富Cr的腐蚀产物膜,结构致密,对基体起到了有效的保护作用。

3Cr钢和碳钢在含CO_2环境中的腐蚀速率对比

模拟长庆苏里格油田的液体环境,并通入CO2,采用腐蚀失重法,对比研究了普通3Cr钢和碳钢在高温高压和常温常压两种条件下的腐蚀行为。结果表明:该模拟腐蚀环境中,3Cr钢和碳钢在常温常压条件下的腐蚀速率分别为0.118 mm/a及0.408 mm/a,碳钢的腐蚀速率是3Cr钢的3倍多;当温度和压力提高后,3Cr钢的腐蚀速率为1.59 mm/a,与碳钢的1.54 mm/a相当。

氯离子浓度和温度对Cr3钢CO_2/H_2S腐蚀的影响

研究了25℃下不同Cl^-浓度和5g/L Cl^-浓度下不同温度对Cr3钢CO_2/H_2S腐蚀的影响。通过极化试验、失重试验、扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)和X射线衍射(XRD)等方法分析了腐蚀速率和腐蚀产物的形貌、成分和结构。结果表明,在25℃时,Cr3钢的腐蚀速率随着Cl^-浓度的增加大体呈降低的趋势;而随着温度的升高,Cr3钢的腐蚀速率逐渐增加;低温时的腐蚀产物主要是FeS,高温时主要是FeS_(1-x)。

3Cr钢在CO_2环境中的腐蚀研究

利用高温高压反应釜研究了3Cr钢在模拟中海油CO2环境中的腐蚀行为。在温度60℃、p(CO2)1.5MPa及介质流速为1m/s时,两组3Cr钢均呈现较严重的均匀腐蚀,平均腐蚀速率分别达到3.85mm/a和3.24mm/a。结合SEM和EDS分析手段研究了3Cr钢的CO2腐蚀产物。结果表明,其外层结构主要是堆垛疏松、附着力弱的FeCO3晶粒,内层为富Cr产物膜。

40Cr钢表面高焓等离子喷涂Cr_2O_3涂层的性能

采用SQC-100高焓等离子喷涂设备在启闭机活塞杆用40Cr钢表面制备Cr_2O_3涂层。对Cr_2O_3涂层的微观组织结构、显微硬度、孔隙率、结合强度、抗磨损性能、电化学性能等进行分析与测试,并分析Cr_2O_3涂层的磨损机理。结果表明:高焓等离子喷涂获得的Cr_2O_3涂层孔隙率为0.81%,平均显微硬度(HV0.2)达1 310.3,结合强度均值为60.6 MPa。摩擦磨损实验表明,Cr_2O_3涂层的质量损失仅为0.001 3 g,基体材料40Cr钢的质量损失为0.101 8 g,涂层的抗摩擦磨损性能为基体材料的78倍,涂层的磨损机理为磨粒磨损和粘着磨损。同时,Cr_2O_3涂层的抗电化学腐蚀能力优于基体材料。利用高焓等离子喷涂制备Cr_2O_3涂层具有优良好的应用前景。

15Cr2Ni3MoW钢穿孔顶头的失效分析及改进

介绍了15Cr2Ni3MoW钢穿孔顶头在穿制27SiMn钢时发生的主要失效形式。对比了成品顶头和失效顶头的金相组织和显微硬度;利用Gleeble-1500型热模拟机对比了27SiMn钢和20钢在穿制温度下的变形抗力;通过扫描电镜和能谱分析研究了成品顶头表面氧化膜。结果表明:27SiMn钢在穿制温度下变形抗力大,钢中Si含量高,顶头工作温度高,顶头表面氧化膜组织疏松以及在顶头表面氧化膜下面存在一层粗大的铁素体软区,是造成顶头失效的主要原因。提出了提高穿孔顶头使用寿命的措施。