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井口锻件钢净化、压实、淬透和低温冲击2014.11.18（兼谈4130、410钢的热加工）一、API6A井口装置和采油树设备规范有关参数最高额定工作压力138MPa额定温度（℃）材料选择大多数订货低温冲击要求超规范二、经常碰到的材料质量问题——4130、410等等CrMo钢、半马氏体钢的低温冲击不达标；——工艺重复性差，性能不均匀、有时冲击值大跳跃；——淬裂；——探伤不合格；——锻件表面质量差、缺少加工余量。三、分析成分未得到针对性优化；钢坯存在原始冶金缺陷；晶粒大或不均匀；未压实锻透；未冲去心部夹杂；终锻温度过高；锻裂、折叠；锻造附具不匹配；未淬透、热处理组织不均或出现大量块状铁素体甚至魏氏组织（或δ铁素体、网状组织过多）、以及各种导致淬裂的其它因素；利用率过高。操作不严谨。1，成分通析C、Mo偏析或T/2处的“A”偏析影响所有性能.4130的淬深有限，厚200以上环形大件T/4的深50mm处很难达到≥80%贝氏体，并确保-29℃的KV2≥27J。S、P量及Sb、As、Sn高，P+Cu或P+Sn高致脆。有严苛低温冲击考核的CrMo钢应要求P≤0.006、S≤0.003、As和Sn各≤0.010、Sb≤0.003。欧标都要求Al终脱氧钢的全铝在0.015~0.035%。410也可加Al。4130C（0.30）靠中限，Cr（0.95/1.10）、Mn（0.50/0.60）、Mo(0.20/0.30)、Ni(0.40/0.50)均靠中上限为好。410的C中上限，Cr中下限。Ni最大可加到0.6，Ni达到1.5后能有效能抑制铁素体产生。Mo是铁素体形成元素，超2%后快速促进δ铁素体析出，但它的抗回火脆性、热稳定性很好，取中限为好。Ti、V、Nb慎处。Si控低限（Si、P易结合致脆).Mn控中上限。CrMo钢气体含量要低，防止氧化物、氮化物化合物过多而影响低温冲击，要认真复查气体含量。410可增氮，但锻造时易裂。充分利用API6A中成分允差。API6A产品规范级别PSL2~4成分偏差率低合金钢不锈钢C0.080.08Mn0.400.40Si0.300.35Ni0.501.00Cr0.50—Mo0.200.20V0.100.102，工序对策（1）炼钢成分优化要结合攻关主要目标和以后的热工艺开展，注意积累归纳本司数据确定。纯净性。大幅减少夹杂很重要。纯净钢能改善常规力学性能与抗腐蚀等性能，尤其使低温冲击值和持久性能大幅提高。因连铸坯的固有缺陷应慎用。均匀性。尤其是C、Mo偏析。致密性。——偏析小、缩孔小、沉积锥小是提高锻件利用率的基础。达到“三性”的主要手段：——精炼、冶炼和浇铸真空化（或采用ESR锭）——原、敷料要好（生铁、废钢、矿石、合金、脱气剂、脱硫剂等等）——注意清洁度和干燥度——溶化时多次造渣、抓好除磷，氧化和还原时抓好除硫，精炼时抓好除气（喷钙使夹杂改质）——浇注前抓好耐材质量和浇注系统装配、清洁、预热到位，浇注时抓好注温、注速和氩保护系统完善——及时脱模、热送或退火、精整——纯净钢易粗晶，锻造和热处理时应考虑到这点。钢锭结构及缺陷“T”肩激冷细晶层柱状晶区倾斜树枝晶区粗大等轴晶区沉积锥（负偏析区）缩孔和碳等元素的严重正偏析区V形偏析和严重疏松区A形偏析区或称倒“V”偏析区碳含量的零偏析点，约30％～40％锭身高度处电渣重熔LF炉加热LF炉真空最主要最常用的手段——精炼和电渣重熔炼钢时的场景电炉出钢炉外精炼真空浇注120t三工位精炼炉照片中外面是真空工位，真空盖悬着，里面是加热喂料工位，正在开盖，准备将座包在轨道上移动到真空工位脱气。座包底始终通氩搅拌。（2）锻造把追求成形改成追求“提质”。细晶密实、控制夹杂和均质同化是重点改进工艺，对自由端、死区进行局部变形控制变形（类似控轧），加热-锻造参数匹配，降低终锻温度，做好锻后处理提高利用率应在保证通过验收前提下实施晶粒约3-5级晶粒度约0-2级晶粒度▲促使奥氏体晶粒长大的因素，主要是加热温度。▲一般含碳量增加，晶粒长大，晶粒长大倾向性增大。▲凡是能形成稳定碳化物的元素如W、Ti、V、Mo、Nb等，都能够抑制奥氏体晶粒的长大，而锰和磷会促使奥氏体晶粒的长大，所以锰钢加热时特别要注意防止晶粒的长大。Al含量很重要，形成AlN起到阻止晶粒长大作用。AlN和Al2O3在950℃后逐渐融入晶内，失去机械阻碍物作用，晶粒开始长大。▲当变形温度高于再结晶温度100℃以上、总变形量≤35%时，锻前加热和中途回炉加热的温度尽量低、保温时间的晶粒严重长大。▲对高合金钢来说锻造速率低些，使动态再结晶完善，晶粒细小、均匀晶粒大小对CrMo钢强度的影响晶粒大小对CrMo钢脆性转变温度的影响晶粒度▲细晶、细碳化物组织比细晶、粗碳化物组织和粗晶、粗碳化物组织韧脆转变温度低,▲晶粒尺寸对韧脆转变温度和断裂韧度值的影响要比碳化物尺寸显著得多。晶粒细化还有助于上B（粒贝）韧性提高▲晶粒越细，不同取向晶粒晶界总长度越长、位错移动阻力越大，韧性提高。终锻温度对晶粒度的影响相变中细化晶粒的方法1，加改质元素（Nb、Al、V…），使钢锭原始组织大大改善，形成抑制晶粒长大的“桩”；或反复正火，减小初始晶粒，增加形核数；图（1）2，加大变形量（恒温变形、增宽变形区间、工艺优化…），打碎枝晶，改善枝间偏析，既增加形核数又提高转变驱动力。图（2、3）3，热处理时加大冷速；变形时降低终止温度（850~750℃二相区锻造、750~550℃控轧，形变热处理TMCP…）增大转变驱动力。图（4）4，通过变形和热处理使较粗大夹杂物破碎，把第二相弥散分布，增加形核数。图（3）第2点最重要，是动态再结晶细化的关键（不锈钢及超纯净电渣钢尤是）。第3点也很重要，位错层更细密，使以后的晶粒更细。锻造中防止和消除晶粒遗传的对策1)避免锻前加热温度过高，尤其对高淬透性钢和马氏体不锈钢，更应严格控温；2)避免锻件上存在小变形或临界变形的区域，应使各部位均有足够的变形量；3)锻后热处理应尽可能获得铁素体一珠光体组织（如正火），将原始晶粒内的位向打乱，这是消除晶粒遗传的最有效的办法。；4)对奥氏体稳定性高(尤其含有Ti、V、Nb等元素)的合金钢和截面尺寸大的重要锻件，可采用高温正火(退火)或反复高温正火(退火)的方法。因为在α→β的转变过程中比容发生变化，晶粒间产生相变内应力，使晶粒变形，产生了畸变能，在高温奥氏体区发生奥氏体再结晶，由于重新形核和长大，破坏了原来的空间取向，从而可使奥氏体晶粒细化；5)应尽量提高650～800℃区间的加热速度，切勿在Acl温度附近保温或缓慢加热。大锻件在600℃左右保温后，应以最大速度加热到奥氏体再结晶温度，以减小晶粒遗传。钢锭疏松区域日本曾对195t、26Cr2Ni4MoV转子钢锭进行解剖试验，结果发现了如上图所示的1-11mm的中心疏松区，其最大疏松尺寸为11mm应变性应力型压实类型示意图疏松区和压实路线电渣锭镦粗的压实效果示意拔长压实的主要方法FM法双V法三角锭法WHF法FMLSUF(走扁方)TER还有JTS降温锻造、控锻成形等等最常用的WHF法操作注意砧宽/坯高为0.6左右，翻转90°拔方，进砧量不要过满，要有搭接量压下时压力不要中断，要尽可能连续施压，每道压下量为坯料高度的20％锻件端面的一砧要满砧强压下，使端面凸出不断清除砧面上的氧化皮压“谷”避“峰”（见右图）W/ho为0.5时压三砧的内部应变分布不变形区粘滞、小变形区锻造时注意切头尾和冲孔●钢锭底部沉积锥区域的杂质应得到充分切除●用相当于坯料直径1/3的大小的空心冲子、从钢锭底部端朝冒口端方向冲孔，把未切去的沉积锥（尤其是上部分）反挤入芯块●不要把大量冒口料锻进本体●镦、拔、芯棒扩孔或拔长的锻造比尽量接近（或把最大锻比放在主应力方向）影响δ铁素体、网状组织过多的因素：1，锻后冷却速度过快和过慢都会导致魏氏组织或铁素体块状组织、碳化物网状组织的形成。2，加热温度过高、粗大奥氏体晶粒将促进此类组织形成。3，碳含量为0.10%~0.4%时较易形成魏氏铁素体。4，终锻温度过高，停锻之后，锻件内部晶粒会继续长大，形成粗晶组织。例如亚共析钢的终锻温度若比A3高出太多，锻后奥氏体晶粒将再次粗化。在一定范围的冷却速度下，块状和网状组织容易在粗大晶粒的奥氏体中产生。终锻温度过高还使CrMo钢淬火温度大大提高。5，形状复杂、壁厚大；合金组元复杂。用较低温度下的变形来改善铁素体形态形变诱导铁素体一般呈等轴状的形貌,形核地点一般在奥氏体晶界.随着变形温度的降低和变形量的增大,形核地点向奥氏体晶内扩展,且形变诱导铁素体的转变量也增加,但转变量不会超过该温度下的平衡量。先共析铁素体的形态受变形温度和冷却速度的影响,随着冷却速度增加,铁素体形态由等轴状向针状和魏氏组织形态转变;变形温度降低,有利于得到等轴状的铁素体.变形对块网铁素体的形成有抑制作用,使形成该组织的临界冷却速度增大.随着变形温度的降低和变形量的增大,变形后冷却过程倾向于得到等轴状的铁素体加珠光体的组织。降低变形温度和增大变形量同样有利于细化铁素体晶粒,但容易造成组织不均匀，另外要防裂。（3）热处理工艺参数制定时充分考虑到韧性要求，强化固溶、深度冷却（水淬液冷）。高度重视回火。装炉时垫高、工件有间隔，垫铁高于火口中心≥150mm。循环水温（最后一件时）≤35℃（理想水温＜25℃），充分搅拌，破坏汽膜。开炉门起在60~90sec内入水。最后一件多保温不超过1h。设计合理的热处理件加工形状。适用的工装。防止过热裂纹。及时开展失效分析。30CrMo连续转变图（CCT图）4130英国淬火温度对性能的影响回火温度对性能的影响￠30mm试坯870℃630℃案例太重厚170~330，重20t轴套，870℃×7h（WC）、630℃×14h（WC）调整Cr、Mo含量前后比较空冷油冷水冷不同直径在不同介质中的冷速冷速（通常用700℃时冷却速度来评价淬透性）lgV水=7.90-1.86lgD提高冷速可大大减少初析铁素体，并获得绝大部分B。JSW上重1Cr13相图Si、Cr、Mo是铁素体形成元素，含量提高使α+γ线的相变点提升，且残余奥氏体分解相对快一些，故取高温淬低温回。C、Ni扩大γ相、使α+γ线的相变点下降，故淬火温度下降，另使CCT鼻子线右下移，过冷奥氏体稳定，需提高回火温度使其获得分解动力。实例淬火温度回火温度C0.10Cr14Si0.8Ni0.201000~1020℃680~700℃C0.15Cr11.5Si0.3Ni0.60930~950℃750~770℃CCT图若δ铁素体残留（往往是块状）+后续加工中析出的α相（网状或小的延晶粒状）出现较多时，热处理是无法彻底改善的，只有在预先锻造中充分注意防止其出现。如果出现脆化那只有改锻。一般来说，淬火后得到的马氏体在回火中到550℃以上才开始分解（含Ni高的还要高）。此时延晶析出极细的索氏体，到600℃以上，碳化物逐步凝集，700℃时逐渐转变为碳化物正常间距的索氏体，KV2值上升资料：在多向大锻比（＞9）下才能得到各向同性的稳定的抗低温冲击组织950℃淬火不同回火的近表面试样常温冲击功950℃淬后不同回火温度后2英寸试样在不同实验温度下的冲击功不同碳量在不同淬火温度下铁素体量950℃淬、750℃回后第二次回火后与KV2关系Pt值在21左右KV2高（150J多）1Cr13的成分设计和工艺重点淬火温度影响回火温度影响回火时间影响GB/T8732要求δ铁素体不超10%。加Ni、N能减少铁素体量，但Ni参考值最多加到0.6，起不了太大作用。但N很难加入且易裂。C量可靠中上，但可上调幅度很小。Creq=Cr+2Si+1.5Mo+1.75Nb目标Nier=30C+0.5Mn+2Ni+25N+40B目标Cr、Si控中下限但加强冷却，Mn控中上限，适量加Al。大多企业里，加热温度过高是造成δ铁素体大量析出的主因，也是晶粒粗化的主因。晶粒粗化直接导致KV2下降。晶粒度每粗1级，KV2平均跌12J多。加热温度最好≯12