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高压管汇由壬翼形螺母的失效原因

时间:2024-10-04 13:00:03 来源:网友投稿

冉小丰,王格一,阳 婷,刘少胡,张菲菲

(1.长江大学机械工程学院,荆州434023;2.长江大学石油工程学院,武汉 430100)

由壬是石油机械设备的重要组成部分之一,能够连接结构、尺寸相异的高压管道。由壬广泛适配于各种管汇连接,且具有快捷拆装、方便维修等优点,由壬连接成为了油气钻井和压裂施工中高压管汇的主要连接形式。随着深层、超深层页岩气等非常规油气资源的不断开发,压裂施工压力越来越高。由壬在服役过程中长期受压裂管汇产生的振动冲击、交变载荷以及恶劣环境腐蚀的影响[1],这导致由壬和高压管汇时常发生失效,造成施工中断和经济损失,并带来安全风险。

涪陵页岩气某井在压裂施工过程中,由壬翼形螺母发生开裂,失效由壬翼形螺母材料为40Cr Ni2Mo钢、外径为φ224.8 mm、内径为φ150 mm、整体高度为99 mm、螺纹型号为6 11/16-4 Acme-2G。按照标准要求,此类螺母调制处理后的硬度应达到27~31 HRC,拉伸强度不小于896 MPa,屈服强度不小于760 MPa,断面收缩率不小于35%,断后伸长率不小于16%。在泵压95 MPa、排量18 m3/min的加砂压裂作业工况下,该由壬翼形螺母发生失效时累计服役501 h。

由于涪陵地区黏土含量高,且渗透性差,目前该区块已形成“一酸两液三砂”的压裂液体系[2-3],即前置清洁土酸+JC-J10减阻水体系+SRLG-2胶液体系+覆膜砂支撑剂体系,其中前置清洁土酸含有15%(质量分数,下同)HCl和1.5%(质量分数)HF。该压裂液体系为由壬提供弱酸性工作环境。

1.1 断口宏观形貌

由图1可见:失效螺母断口表面无金属光泽,整体较平整、细腻,断面上的疲劳辉纹,从裂纹源处向裂纹扩展方向凸起,断口及附近区域有塑性变形特征。构件服役期间,压裂液通过公、母由壬以及密封圈向螺母传递冲击压力。由壬部件的装配方式容易在螺母螺纹底端形成应力集中区,同时压裂过程的振动会产生循环载荷,初步判断该螺母失效原因是疲劳损伤累积导致裂纹扩展断裂[4]。根据疲劳断裂过程将断口分为三个特征区域,即裂纹源区、疲劳扩展区和瞬断区。从这三个区域取样做进一步分析,见图2。

图1 失效螺母断口宏观形貌Fig.1 Macro appearance of fracture surface of failed screw nut

图2 断口取样区域宏观形貌Fig.2 Macro morphology of the fracture in the sampling area zone:(a)crack source;
(b)crack propagation zone;
(c)instantaneous fracture zone

由图2(a)可见:断口表面附着有红褐色的Fe2O3,内圆环边界存在多处疲劳裂纹源,推测构件服役期间受到腐蚀介质影响,断口表面发生滑移使金属表面膜破裂,形成许多活性区域并引发腐蚀。主裂纹源位于疲劳弧线最小半径处,周围出现多条与疲劳弧线法线方向一致的次裂纹,裂纹沿径向向外圈扩展,连续形成弧长122.4 mm 的撕裂脊台阶。对于环状断口,由于裂纹源处裂纹贯穿至外圈需要先扩展到径向对称位置 ,因此裂纹源外圈并非瞬断区,无剪切唇。

图2(b)为裂纹扩展区,可以看出整个扩展区断面光滑、平整,裂纹萌生阶段产生的微裂纹的扩展方向与应力轴成45°,并沿最大切应力方向以剪切方式向外圈扩展。裂纹扩展阶段产生的褐色贝壳状纹路垂直于撕裂脊台阶,贝壳状纹路从裂纹源向扩展方向凸起至临界尺寸,且产生的贝纹线细而密,表明应力集中系数较小,疲劳裂纹扩展速率较慢,具有高周低应力疲劳断裂的形貌特征。

由图2(c)可见:瞬断区存在沿环向逆时针扩展的裂纹和顺时针扩展的裂纹,它们最终在裂纹源的径向对称位置附近交汇,由于两条裂纹在交汇前很难处于同一平面,因此交汇时会出现较大的台阶。剪切唇位于断口边缘,沿环向向右逐渐增大,与断面成约45°夹角,由此判断断口是在平面应力状态下剪切形成的,且瞬断区面积较小,说明该由壬翼形螺母的失效为高周低应力疲劳断裂[5]。

1.2 断口微观形貌

用超声波将试样清洗干净后置于JEOL:JSMIT300A 型扫描电镜(SEM)下观察,由图3可见,断口萌生区呈现多个腐蚀疲劳源。在腐蚀的作用下,断口表面产生多处腐蚀坑。腐蚀坑处形成裂纹源并发展成独立裂纹,小裂纹不断扩展,逐渐汇聚形成一条更长的主裂纹并继续扩展,而部分次裂纹扩展到一定程度便停止延伸。由于同一平面上每条裂纹所处截面不同,裂纹交汇处会因剪切作用形成明显的撕裂脊。由图3还可见,裂纹源在腐蚀坑底部生成,腐蚀坑减少了晶体位错的阻力,且滑移增大了腐蚀坑周围的塑性变形,最终导致疲劳裂纹迅速萌生[6]。由此可知,构件在服役期间首先受腐蚀影响表面产生了腐蚀坑,然后在循环应力作用下,腐蚀坑由于应力集中萌生出裂纹。

图3 断口萌生区的微观形貌Fig.3 Micro morphology of source fracture region: (a)low magnification morphology of cracks sources; (b)pits

在裂纹扩展区,裂纹以穿晶扩展为主,因此形成了大面积的解理面;随着裂纹扩展速率的增加,扩展区变得粗糙且疲劳条带之间的间距变小;当裂纹扩展到不同晶粒取向时,扩展方向改变并形成台阶状形貌[7]。

由图4可见:裂纹扩展区含有与裂纹扩展方向一致且位于不同高度的解理台阶,整个解理形貌杂乱无章,解理台阶连续性差,破坏了疲劳条带的光滑度;此外,还观察到裂纹扩展区有位于微小解理面上呈连续分布的疲劳条带,表明此区域的疲劳裂纹不在同一平面内,而是沿着具有不同高度差的面进行扩展延伸;同时在解理台阶边缘存在一定数量的第二相夹杂物,这些夹杂物处的辉纹方向会重新改变,这表明由于制造缺陷形成的非金属夹杂物影响了疲劳裂纹的扩展方向。

图4裂纹扩展区微观形貌Fig.4 Micro morphology of crack propagation zone:(a)crack propagation zone;
(b)cleavage steps+fatigue bands

上述特征说明在应力的作用下,裂纹尖端新产生的基体截面会与腐蚀介质发生化学反应,引起材料的局部损伤,并形成小点蚀坑,导致材料塑性降低,脆性增加[8],在交变循环应力的作用下裂纹更易加速扩展形成脆性开裂。

当疲劳裂纹在第二阶段扩展到临界裂纹尺寸时,基体有效承载面难以承受压裂工作时的交变载荷,裂纹快速发展造成由壬断裂最终形成瞬断区。如图5所示,断口上分布着大小不一、具有分层特征的韧窝,这表明该由壬翼形螺母具有较好的塑性,其瞬断区发生韧性断裂。

图5 瞬断区微观形貌Fig.5 Micro morphology of final fracture zone: (a)low magnification morphology of instantaneous fracture zone; (b)tough fossa+fits

1.3 化学成分

使用金相切割机切取失效壬翼形螺母(40Cr Ni2Mo钢)试样,尺寸为20 mm×20 mm,经打磨抛光后,采用直读光谱仪检测其化学成分,结果如表1所示。由表1可见:失效螺母的化学成分符合GB/T 3077-2015《结构合金钢》[9]标准要求。

表1 螺母材料的化学成分Tab.1 Chemical composition of the nut material

1.4 力学性能

根据国家GB/T 228.1-2021标准《金属材料拉伸试验》[10]对试样进行室温拉伸试验。由表2可见:试样的屈服强度、抗拉强度、断后伸长率和断面收缩率均符合工艺设计要求。

表2 材料力学性能Tab.2 Mechancial property of material

1.5 硬 度

取断口含撕裂脊阶梯区域纵剖面试样,利用洛氏硬度计对试样近表面处至内部的硬度进行检测,测试点位置如图6所示。由表3可见,材料硬度基本达到工艺设计要求。

表3 失效试样的硬度(HRC)Tab.3 Hardness of failed specimen(HRC)

图6 硬度测试点位置Fig.6 Locations of hardness test points

1.6 显微组织

使用蔡康CK-300型金相显微镜观察调质处理后失效螺母的显微组织。由图7可见:基体组织为回火索氏体+少量铁素体,整体分布均匀,铁素体以块状及针状分布于枝晶间。镍、铬元素的协同作用显著提高了钢的淬透性。镍对铁素体有较好的强化作用,不仅使钢具有较高的强度,还使其具有较高的冲击韧度。钼元素不仅可以细化晶粒,使较大截面的钢有均匀的性能,还能克服回火脆性。依据GB/T 13320-2007《钢质模锻件金相组织评级图及评定方法》[11],失效试样的组织及热处理工艺均符合要求。

图7 失效螺母的显微组织Fig.7 Microstructure of failed nut

1.7 腐蚀产物

使用JSM-IT300A 型扫描电镜分别对断口裂纹源区和裂纹扩展区的腐蚀产物进行观察,并用配套能谱仪(EDS)对其进行能谱分析。由图8可见:裂纹源附近除了C、O、Fe、Si等主要元素,还含有Cl、S、P、Ca、Ni等微量元素,其中Si元素与Ca元素的质量分数分别为11.69%和3.02%。由此推断银色球状固体为钙硅酸盐(CaO·SiO2)、铁硅酸盐(2FeO·SiO2)等非金属夹杂物。腐蚀产物中Cl质量分数为0.63%,推断在压裂作业过程中由壬表面及内部非金属夹杂物受酸性腐蚀环境的影响,产生的腐蚀产物可能为Fe2+、Ca2+的氯化物,多数FeCl2、CaCl2溶解于压裂液中,少量残余在试样断口表面,其反应过程见式(1)~(2)。

图8 裂纹源区腐蚀产物形貌及能谱分析结果Fig.8 SEM morphology(a)and EDSanalysis results(b,c)of the corrosion products at the crake source region

由图9可见:裂纹扩展区附近主要存在Fe和O元素(空气环境中其体积比为2.26∶1),以及少量的C、Ca、Si、Ni,未检测出Cl、S等腐蚀元素,表明裂纹后续扩展受腐蚀影响较小,主要受循环应力影响,推断裂纹扩展区主要发生电化学腐蚀,氧化产物可能为的氧化物,其反应过程如式(3)~(5)。

图9 裂纹扩展区腐蚀产物SEM 及能谱分析结果Fig.9 SEM morphology(a)and EDS analysis results(b)of the corrosion products at fracture propagation zone

Fe(OH)2在水溶液中很不稳定,生成后不久就会形成FeOOH,Fe2O3,且Fe2O3最终会沉淀并附着在试样断口上。

2.1 有限元仿真分析

由图10所示由壬安装结构示意图可知,服役期间,由壬整体受到压裂液传递的径向载荷以及流体内部的摩擦力所产生的轴向载荷,公由壬通过轴肩处的套筒将径向载荷传递到螺母的接触端,将轴向载荷通过挤压环形密封圈传递给母由壬[12],母由壬与翼形螺母螺纹连接处发生载荷传递。

图10 由壬安装结构示意图和翼形螺母几何尺寸Fig.10 Schematic diagram of union mounting structure(a)and geometry of wing nut(b)

采用ABAQUS软件对图10(a)所示安装结构进行有限元(FEM)分析,观察翼形螺母的应力分布。在进行压裂作业时,高压管汇由壬结构内部充满高压液体,因翼形螺母、公由壬、母由壬以及套筒都是轴对称结构,四者均采用整体模型的1/2进行单元模拟计算,有限元模型如图11所示。

图11 翼形螺母的有限元模型Fig.11 Wing nut finite element model

采用高精度六面体的C3D8R 单元对有限元模型进行网格细化(图12),设置材料的弹性模量为203 GPa,泊松比为0.3。建立RP-1点将除翼形螺母外部件耦合,模型整体采用通用接触并设置摩擦因数μ=0.2。

图12 有限元网格模型Fig.12 FEM mesh model

根据现场压裂作业的泵压值向内管壁加载95 MPa,把高压管汇的作用力转化为作用在公接头顶部的-100 MPa正压力。根据圣维南原理施加约束时将公、母由壬、套筒的横截面以及翼形螺母外圈表面设为固定约束。

由图13(a)可见,在工作压力95 MPa下翼形螺母的最大主应力发生在与母由壬螺纹连接末端,其值为910 MPa,已经超出翼形螺母的屈服强度,该处会产生塑性变形。其次,较大应力发生在螺母与公由壬轴肩接触端,其值为784.25 MPa,在可以接受的范围内。设定由壬工作压力为70 MPa,此时翼形螺母的最大主应力同样出现在母由壬螺纹连接末端,大部分应力为724.65~809.71 MPa,如图13(b)所示。

图13 不同工况下螺母的应力云图Fig.13 Stress nephogram of nut under different conditions:(a)actual work 95 MPa pressure;
(b)hypothetical work pressure 70 MPa

由图14可见:随着工作压力的降低,接触面受到的应力也下降,靠近模型中部受载较均匀,应力波动较小。通过比较分析能判断现场压裂作业的工作压力未超过材料的强度极限(947 MPa),查阅相关文献[13]可知试件的安全系数S=2.25,由材料屈服强度可知S1=σs/σmax=814/910=0.895,远小于材料安全系数S,符合现场失效情况,现场由壬翼形螺母完全脱开且发生撕裂。

图14 不同工况下螺母的应力曲线Fig.14 Stress curves of nut under different conditions

2.2 失效机理分析

由断口宏观、微观观察结果可知,由壬翼形螺母断口符合疲劳断裂特征,断口表面有多处裂纹源,每条裂纹产生于试件表面的腐蚀坑,在液压波动产生的交变应力作用下,裂纹沿径向向外表面扩展,在断口上形成连续的贝纹状纹路扩展区。微观观察发现断口表面有多处点蚀坑,存在疲劳辉纹的区域较少且模糊不清,判定该由壬翼形螺母断裂模式为腐蚀疲劳断裂。同时断口表面还能观察到许多球状腐蚀产物堆积,而球状腐蚀产物的形成机理是阳极溶解,表明腐蚀疲劳裂纹扩展主要以阳极滑移溶解为主[14]。根据球状腐蚀产物的能谱分析结果可知,断口处有卤素离子渗入,造成裂纹尖端处、滑移台阶处以及裂纹面间细微接触处的保护性氧化膜破裂,新金属表面溶解,氧化物在裸表面上形核发展。综上,该由壬翼形螺母失效模式为腐蚀疲劳断裂,失效机理为阳极滑移溶解。

2.3 失效原因分析

由断口能谱结果可知,裂纹萌生区检测出大量复相球状硅酸盐夹杂物,夹杂物周围高度局部化的塑性变形造成材料疲劳抗力降低,说明在钢结晶时离开耐火砖而形成的夹杂物来不及上浮到钢液上、聚集在了钢锭内[15]。Cl元素的存在表明由壬整体服役时密封失效,少量酸性压裂液刺漏形成腐蚀环境。此外,少量硫化物溶解形成的H2S 和HS-促进了铁从基体上阳极溶解。由铁离子和亚铁离子水解导致的局部酸化在断口表面形成多处腐蚀坑。在循环应力条件下,夹杂物和基体界面处的腐蚀比在无应力条件下的发展更快。

由力学性能测试结果可知,该由壬翼形螺母力学性能均达到工艺设计要求,但依照GB/T 3077-2015《结构合金钢》,材料为40Cr Ni2Mo钢的由壬翼形螺母强度(σb=947 MPa,σs=814 MPa)未达到国家标准([σb]=1 050 MPa,[σs]=980 MPa)。由于金属的疲劳极限与抗拉强度近似呈现线性关系,同时金属的极限抗拉强度会随硬度增大而增大,而抗拉强度和硬度的提高,会使金属内部原子间隙产生的应力增大,当金属受到较高的波动载荷时,应力升高的间隙通过晶粒剪切并聚集在一起,会萌生微观裂纹[16-17],因此金属抗拉强度和硬度越高,越容易发生疲劳失效。相较于按照国家标准推荐热处理制度(正火890℃+油淬850℃+回火560~580℃)处理后构件的力学性能,该由壬翼形螺母工艺设计要求旨在降低构件力学性能指标来延长寿命周期。

结合有限元仿真结果,服役时期由壬翼形螺母的最大主应力(σmax=910 MPa)已超过其屈服强度(σs=814 MPa),故部件会产生塑性变形进而发生断裂,判定该由壬翼形螺母性能不符合实际工作的条件。

3.1 结 论

(1) 对翼形螺母表面裂纹以及断口进行分析,由壬翼形螺母内圈应力集中处存在多处疲劳源,螺母服役过程中不断受到压裂液波动产生的交变载荷,并受到活性物质腐蚀的影响,这会加速疲劳裂纹的扩展,最终发生断裂。根据疲劳特征区的特点判断翼形螺母断裂类型为高周低应力疲劳断裂。

(2) 对翼形螺母进行理化检测,经调质处理后,工件基体组织为回火索氏体+少量铁素体,组织表面分布少量碳化物,组织未见异常。螺母洛氏硬度为28~30 HRC、抗拉强度为947 MPa、屈服强度为814 MPa,均符合工艺设计要求,但未达到国家标准要求。

(3) 对翼形螺母进行有限元仿真分析,向公、母由壬内表面施加压应力,螺母与母由壬螺纹连接末端出现应力集中,与翼形螺母实际断裂位置一致。

3.2 建 议

(1) 适应压裂工作环境连接管汇的由壬组应选择具有良好耐腐蚀、强韧性的材料。提高Ni元素含量可提高钢的淬透性和晶粒细化,提高材料冲击韧度。降低材料中C 元素含量可降低应力腐蚀破裂的敏感性,增强耐腐蚀疲劳性能。

(2) 通过改善调制处理工艺加强材料综合性能,随着回火温度提升,材料的强度将减小,塑性韧性会增加[17]。将回火控制在550℃左右能得到良好的抗拉强度和屈服强度,同时采用快速油淬火可以保证工艺的稳定性。

(3) 对由壬翼形螺母进行表面喷丸处理,公、母由壬之间应采用合理的密封材料和安装工艺以提高由壬密封性能,防止构件服役时发生压裂液泄漏。

(4) 降低压裂泵压以降低构件的工作应力或加强材料的力学性能以满足工作条件,保证构件受到的最大主应力不超过材料的屈服强度。

(5) 提高钢的冶炼质量和材料的纯净度,降低构件内夹杂物含量,防止破坏钢基体的均匀连续性,造成应力集中而产生的疲劳裂纹。

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