石油鉆桿材料G105在不同條件下的疲勞斷裂

黃本生，陳　想，陳勇彬，李永斌

(1 西南石油大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，成都 610500；2 遼寧省新民市沈陽采油廠，沈陽 110316)

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石油鉆桿材料G105在不同條件下的疲勞斷裂

黃本生1，陳想1，陳勇彬1，李永斌2

(1 西南石油大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，成都 610500；2 遼寧省新民市沈陽采油廠，沈陽 110316)

采用國產(chǎn)PQ-6型旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)機(jī)研究鉆桿管體材料G105的彎曲疲勞性能以及H2S腐蝕和缺口對試樣彎曲疲勞性能的影響，利用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡對光滑試樣斷口、缺口試樣斷口以及H2S腐蝕后試樣斷口進(jìn)行微觀形貌分析。結(jié)果表明：在光滑試樣的疲勞極限載荷作用下，經(jīng)過H2S腐蝕后的光滑試樣的疲勞壽命和缺口試樣的疲勞壽命相當(dāng)，材料的疲勞壽命都從106降低至104；缺口試樣在缺口的高應(yīng)力集中效應(yīng)下，加快疲勞裂紋形核過程。H2S腐蝕對鉆桿疲勞性能影響的主要作用在于氫原子在材料內(nèi)缺陷處聚集引起材料疲勞性能降低，缺口和H2S腐蝕都會(huì)加快疲勞裂紋的擴(kuò)展。材料疲勞斷裂主要是因?yàn)樵嚇釉诮蛔儜?yīng)力的作用下上產(chǎn)生滑移最后致使位錯(cuò)塞積而導(dǎo)致的。

G105鉆桿鋼；疲勞斷裂；斷口；滑移

鉆桿是石油、天然氣開采和地質(zhì)勘探中的重要結(jié)構(gòu)件，也是石油鉆柱的主要構(gòu)件，其通常在交變載荷下工作，加上還受到環(huán)境介質(zhì)和H2S的影響，鉆桿的服役條件十分惡劣,經(jīng)常出現(xiàn)由疲勞和腐蝕疲勞引起的鉆桿失效的事故[1-5]。

國內(nèi)外學(xué)者已經(jīng)對鉆桿鋼的疲勞性能和斷裂機(jī)理進(jìn)行了一定研究，大多學(xué)者都是從力學(xué)角度來研究鉆柱的疲勞失效。然而根據(jù)現(xiàn)場調(diào)查表明，鉆柱失效往往發(fā)生在很短的時(shí)間內(nèi)，其壽命遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于其疲勞壽命，這說明還存在影響鉆柱壽命的其他因素[6-14]。國外學(xué)者Dale認(rèn)為裂紋擴(kuò)展導(dǎo)致鉆柱疲勞失效的原因除了與金屬材質(zhì)有關(guān)外，還與腐蝕、劃痕、應(yīng)力突變、摩擦、微裂紋擴(kuò)張等加速初始疲勞裂紋擴(kuò)展的因素有關(guān)[15]。目前開發(fā)的油氣資源中，出現(xiàn)了大量含H2S油氣田，地層中H2S的存在會(huì)加速鉆桿的疲勞破壞。此外，鉆桿表面?zhèn)垡矔?huì)急劇縮短鉆桿的使用壽命，因此對鉆桿彎曲疲勞性能以及表面?zhèn)?、H2S對鉆桿疲勞的影響開展研究都是十分必要的[16,17]。由于H2S毒性及疲勞試驗(yàn)機(jī)的局限性，不能做腐蝕和疲勞的交互實(shí)驗(yàn)，但是考慮到H2S對鉆桿危害性，本工作中腐蝕試樣的疲勞實(shí)驗(yàn)是預(yù)腐蝕后疲勞，從側(cè)面分析H2S腐蝕對鉆桿疲勞的壽命的影響。因此本工作在前人的基礎(chǔ)上對目前使用量較大的G105石油鉆桿的管體材料在缺口和H2S腐蝕兩個(gè)因素作用下的疲勞斷裂行為進(jìn)行研究，旨在弄清鉆桿材料疲勞性能的影響因素和不同情況下的斷裂機(jī)理，為鉆桿的使用以及新鉆桿材料的開發(fā)提供參考。

1　實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)材料為G105鉆桿管體材料(26CrMo)，其化學(xué)成分如表1所示。其中S，P含量完全符合API對于鉆桿材料使用規(guī)范的要求。材料的力學(xué)性能如表2所示。該鉆桿的供貨狀態(tài)為調(diào)質(zhì)態(tài)，在GX-51型金相顯微鏡下觀察材料的金相組織形態(tài)為回火索氏體，如圖1所示。

表1　G105鉆桿管體材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

表2　G105鉆桿管體材料的力學(xué)性能

圖1　G105鉆桿鋼的金相組織Fig.1　Microstructure of G105 drill pipe steel

根據(jù)GB/T4337—2008標(biāo)準(zhǔn)開展旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞實(shí)驗(yàn)，疲勞試樣沿鉆桿的縱向取樣。實(shí)驗(yàn)設(shè)備為國產(chǎn)PQ-6型旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)機(jī)，采用升降法進(jìn)行，同時(shí)采用四點(diǎn)加力的對稱加載方式，即其循環(huán)特征值R=-1，轉(zhuǎn)速2850r/min。在空載正常運(yùn)行的情況下，進(jìn)行實(shí)驗(yàn)加載操作，實(shí)驗(yàn)將一直進(jìn)行到試樣失效或超過預(yù)定應(yīng)力循環(huán)次數(shù)107終止，實(shí)驗(yàn)的環(huán)境溫度為20℃。分別測定光滑試樣和缺口試樣的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞壽命，并研究缺口對試樣疲勞壽命的影響。

將旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試樣在NACE標(biāo)準(zhǔn)溶液中浸泡，該溶液是由質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5.0%的氯化鈉和質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%的冰乙酸溶解于蒸餾水中配制而成。實(shí)驗(yàn)前，先使用N2除去溶液中的氧2h，然后持續(xù)通入H2S氣體96h。H2S腐蝕完成后，將試樣清洗后進(jìn)行旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞性能實(shí)驗(yàn)，研究H2S對疲勞性能的影響。

采用VEGA-XMH掃描電鏡對不同條件下旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試樣的斷口進(jìn)行觀察和分析，并使用能譜分析儀(EDS)對試樣斷口中夾雜物的成分進(jìn)行分析，分析疲勞斷裂機(jī)理。

2　結(jié)果與分析

2.1G105鉆桿管體材料的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞壽命

2.1.1光滑試樣旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞壽命

旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞實(shí)驗(yàn)的疲勞升降結(jié)果，如表3所示。G105鉆桿鋼的應(yīng)力分散度比較小，為3級。這是因?yàn)?，這種材料的內(nèi)部夾雜比較少，成分比較均勻，另外，鋼的韌性比較好，對夾雜物處的疲勞裂紋形核具有較強(qiáng)的抵抗能力，不容易在缺陷處發(fā)生材料的疲勞破壞，從而使材料的疲勞性能比較穩(wěn)定。

由旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞實(shí)驗(yàn)的疲勞升降結(jié)果得到G105鋼的應(yīng)力-壽命曲線(S-N曲線)，如圖2 所示。由圖2可知，隨著應(yīng)力幅值的降低，疲勞壽命呈明顯的升高趨勢，當(dāng)應(yīng)力幅值降低到450MPa時(shí)，疲勞壽命超過106周次，隨著應(yīng)力幅值的降低，疲勞壽命顯著延長，出現(xiàn)了疲勞壽命平臺(tái)。G105的疲勞極限為450MPa ，其疲勞性能符合典型的金屬疲勞S-N曲線。

表3　G105鉆桿鋼疲勞壽命實(shí)驗(yàn)升降法結(jié)果

Note: ×-cycles have not reached 107, sample fracture; ○-more than 107cycles, sample without damage

圖2　G105鉆桿鋼的S-N曲線Fig.2　The S-N curve of G105 drill pipe steel

2.1.2缺口試樣旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞壽命

根據(jù)光滑旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞實(shí)驗(yàn)的實(shí)驗(yàn)結(jié)果，選擇光滑試樣疲勞壽命達(dá)到106周次下的載荷對缺口試樣進(jìn)行旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞性能實(shí)驗(yàn)。G105鉆桿鋼在缺口的影響下的壽命見表4。對比光滑試樣和缺口試樣疲勞壽命數(shù)據(jù)可知，在疲勞極限附近應(yīng)力水平的作用下，由于試樣表面缺口的作用，G105鉆桿鋼疲勞壽命由106降低至3×104，鋼的疲勞壽命急劇降低。

表4　疲勞極限附近光滑和缺口試樣的疲勞壽命

2.1.3H2S腐蝕后光滑試樣旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞壽命

光滑試樣經(jīng)過H2S腐蝕后，在循環(huán)特征值R=-1，應(yīng)力在疲勞極限附近的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞壽命如表5所示。G105鉆桿鋼經(jīng)過H2S腐蝕后，其疲勞壽命遠(yuǎn)低于未經(jīng)過H2S腐蝕試樣的疲勞壽命，從106降低為104，這表明H2S腐蝕也會(huì)導(dǎo)致G105鉆桿鋼的疲勞壽命明顯降低。

表5　H2S腐蝕后光滑試樣疲勞壽命

2.1.4H2S腐蝕缺口試樣疲勞壽命

H2S腐蝕缺口試樣疲勞壽命如表6所示。由表6可知，在疲勞極限附近，G105鉆桿鋼缺口試樣的疲勞壽命為3×104，而經(jīng)過H2S腐蝕后，疲勞壽命進(jìn)一步降低，但下降幅度不大。因此，G105鉆桿鋼在缺口和H2S腐蝕兩種作用情況下，疲勞壽命主要受缺口的影響。

表6　H2S腐蝕缺口試樣疲勞壽命

2.2G105鉆桿旋轉(zhuǎn)彎曲試樣斷口形貌特征和機(jī)理分析

2.2.1光滑試樣疲勞斷口形貌和機(jī)理分析

為了研究G105鉆桿鋼光滑試樣的疲勞斷裂機(jī)理，對循環(huán)次數(shù)為106的G105鉆桿鋼光滑試樣斷口形貌圖進(jìn)行觀察分析，結(jié)果如圖3～6所示。圖3是G105鉆桿鋼光滑試樣的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞斷口整體形貌。由圖3可知，疲勞斷口分為三個(gè)區(qū)域：疲勞斷口由于在循環(huán)應(yīng)力作用下裂紋擴(kuò)展后經(jīng)過反復(fù)擠壓形成的較暗區(qū)域、裂紋擴(kuò)展過程中沒有受到反復(fù)擠壓的區(qū)域以及瞬斷區(qū)。即疲勞源區(qū)、疲勞裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展區(qū)和快速瞬斷區(qū)。

圖3　26CrMo光滑試樣宏觀斷口形貌Fig.3　Macro fracture morphology of a smooth specimen

圖4為26CrMo裂紋擴(kuò)展受擠壓區(qū)域形貌圖。由圖4可知，該區(qū)域的表面形貌為試樣斷口相互擠壓后形成的壓痕。疲勞裂紋的裂紋源存在于該區(qū)域的表面附近位置，但由于壓痕的存在，疲勞裂紋起源處形貌被破壞，無法觀察到疲勞裂紋起始形貌。壓痕形成的原因是由于在這些部位裂紋最早發(fā)生形成，在循環(huán)應(yīng)力的作用下，在彎曲疲勞實(shí)驗(yàn)中裂紋擴(kuò)展過程中裂紋先擴(kuò)展的區(qū)域的斷面受到反復(fù)受到擠壓作用，破壞了金屬的擴(kuò)展的原始形貌，留下擠壓形貌特征。

圖4　26CrMo裂紋擴(kuò)展受擠壓區(qū)域形貌Fig.4　The morphology of region of crack initiation

圖5為26CrMo疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌圖。由圖5可知，裂紋擴(kuò)展的途徑是穿晶型的，在裂紋擴(kuò)展區(qū)存在疲勞條帶。疲勞斷口比較粗糙，明顯觀察到撕裂片層的存在，其斷裂微觀形貌表現(xiàn)為撕裂狀斷裂，并且可以觀察到疲勞輝紋的存在，其裂紋的擴(kuò)展表現(xiàn)為韌性擴(kuò)展方式。疲勞條帶與裂紋擴(kuò)展方向垂直，斷裂表面出現(xiàn)了明顯的二次裂紋，與主裂紋呈一定角度。裂紋擴(kuò)展區(qū)表面并不平整，可以推斷裂紋在擴(kuò)展過程中不斷改變方向，一定程度上減緩了疲勞裂紋的擴(kuò)展速率，提高了材料的疲勞壽命。

圖5　26CrMo疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌Fig.5　The morphology of region of crack propagation

圖6為26CrMo疲勞斷裂的瞬斷區(qū)形貌圖。由圖6可知，該處存在大量的韌窩，且大韌窩數(shù)目比較多，韌窩大而深。當(dāng)材料的屈服強(qiáng)小于外加應(yīng)力情況下，材料內(nèi)部的缺陷位置(如夾雜物、析出相、晶界、亞晶界或其他范性形變不連續(xù))將會(huì)發(fā)生位錯(cuò)塞積，進(jìn)而導(dǎo)致應(yīng)力集中，并形成顯微孔洞，隨應(yīng)變的增加，顯微孔洞將長大，并發(fā)生相互吞并，最終在斷口上形成酒杯狀微孔坑—韌窩。在大韌窩底部存在顆粒狀的夾雜物，夾雜物的尺寸約為2～4μm。

圖6　26CrMo光滑試樣瞬斷區(qū)形貌Fig.6　The morphology of the region of instantaneous fracture

2.2.2缺口試樣疲勞斷口形貌和機(jī)理分析

為了研究G105鉆桿鋼缺口試樣的疲勞斷裂機(jī)理，對循環(huán)次數(shù)為106的G105鉆桿鋼缺口試樣斷口形貌圖進(jìn)行觀察分析。圖7為26CrMo缺口試樣圖宏觀斷口形貌。試樣的近表面處的擠壓痕跡在斷口中占的比例比較小，說明疲勞裂紋的萌生也比較快。裂紋源形成的快慢，是決定材料疲勞壽命的大小的主要因素。缺口試樣的疲勞裂紋萌生在試樣表面的缺口根部處。缺口產(chǎn)生的應(yīng)力集中效應(yīng)使得試件缺口根部的局部應(yīng)力最大，在應(yīng)力集中的作用下，局部滑移和基體與夾雜物界面處發(fā)生分離的速率提高，明顯加快了疲勞裂紋的形核速率，形成疲勞裂紋源。缺口的存在使得材料疲勞壽命急劇下降。在表面高的應(yīng)力集中作用下，裂紋在缺口根部形核擴(kuò)展后最終形成圖7所示的斷口形貌，這是試樣承受高應(yīng)力集中所產(chǎn)生的典型形貌。由于應(yīng)力集中，裂紋在四周形核，進(jìn)而擴(kuò)展最終在試樣中心部位發(fā)生斷裂。

圖7　26CrMo缺口試樣宏觀斷口形貌Fig.7　Macro fracture profile of notch specimen

圖8為26CrMo缺口試樣近表面處形貌。疲勞源位置在近表面。在該區(qū)域并未發(fā)現(xiàn)大尺寸的缺陷和夾雜。

圖8　26CrMo缺口試樣近表面處形貌Fig.8　Morphology near surface of notch specimen

圖9為缺口試樣疲勞裂紋的擴(kuò)展階段形貌圖。與圖8相比，缺口試樣的裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌上更加平整，在缺口試樣的斷口上可以觀察到河流狀花樣，觀察到小的解理面。這是由于在應(yīng)力集中的作用下，裂紋尖端的應(yīng)力場強(qiáng)度因子比較大，疲勞裂紋從試樣表面四周萌生后，其裂紋尖端的局部應(yīng)力超過材料的屈服強(qiáng)度，導(dǎo)致裂紋的擴(kuò)展沿著局部應(yīng)力的方向向前迅速擴(kuò)展，其擴(kuò)展速度比較大，因此最終在斷口的表面留下比較光滑的裂紋擴(kuò)展形貌特征。

圖9　26CrMo缺口試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌Fig.9　Morphology of region of crack propagation

圖10為26CrMo缺口試樣瞬斷區(qū)形貌，在瞬斷區(qū)出現(xiàn)大量小韌窩，在大韌窩底部可以觀察到尺寸為2～4μm小圓粒狀?yuàn)A雜物。

圖10　26CrMo缺口試樣瞬斷區(qū)韌窩形貌Fig.10　Morphology of region of instantaneous fracture

圖11　H2S腐蝕后26CrMo試樣宏觀斷口形貌Fig.11　Macro morphology of fracture profile of smooth specimen after H2S corrosion

2.2.3H2S腐蝕后光滑試樣斷口形貌和機(jī)理分析

為了研究G105鉆桿鋼H2S腐蝕后光滑試樣的疲勞斷裂機(jī)理，對循環(huán)次數(shù)為106的G105鉆桿鋼H2S腐蝕后光滑試樣斷口形貌圖進(jìn)行觀察分析。圖11為 H2S腐蝕后26CrMo試樣宏觀斷口形貌。由圖11可知，26CrMo鋼的斷口形貌主要還是穿晶型斷裂，裂紋擴(kuò)展后期出現(xiàn)了解理型斷裂，并形成了尺寸較大的二次裂紋。斷口宏觀形貌分為裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬間斷裂區(qū)，其中，裂紋擴(kuò)展區(qū)的前期宏觀斷口形貌比較光滑，后期變得粗糙，在該宏觀斷口的裂紋擴(kuò)展區(qū)存在白色的點(diǎn)狀形貌，這些白色點(diǎn)狀形貌是由于H2S腐蝕過程中，形成的氫原子滲入鋼中，在缺陷處聚集形成的。

圖12為H2S腐蝕后26CrMo試樣裂紋源形貌。由圖12可知，疲勞裂紋從近表面處的夾雜物顆粒處起源，夾雜物的尺寸約為20～40μm。對夾雜物的EDS掃描分析結(jié)果如圖13所示，夾雜物主要是鋼中的合金元素。由斷口分析的結(jié)果可知，疲勞裂紋在表面和近表面處形核，由于氫原子在材料內(nèi)部聚集的作用，降低了金屬材料的強(qiáng)度，使滑移和夾雜處起裂變得容易。

在交變應(yīng)力的作用下，金屬晶粒在局部形成小滑移帶，這些較細(xì)的滑移帶并未橫穿整個(gè)晶粒，故引起裂紋在表面形核。在交變應(yīng)力作用下出現(xiàn)局部的范性變形，導(dǎo)致基體與夾雜物發(fā)生脫離，形成疲勞裂紋源。H2S腐蝕對疲勞裂形核具有加速作用。一方面在H2S腐蝕過程中，由于材料表面微觀化學(xué)成分不均勻等原因，會(huì)在材料表面形成腐蝕坑，導(dǎo)致局部應(yīng)力集中；另一方面，溶液中H2S電解形成的氫原子容易向鋼表面吸附并向鋼內(nèi)部擴(kuò)散，因此在鋼的基體內(nèi)部滲入了大量的氫原子，氫原子在缺陷以及晶界等部位聚集，產(chǎn)生氫壓，從而降低了材料基體的結(jié)合強(qiáng)度。并且由于在材料的表面和近表面的應(yīng)力最大，首先在表面基體或缺陷處疲勞裂紋形核，同時(shí)基體內(nèi)氫壓力降低了材料的結(jié)合強(qiáng)度，加快了對疲勞裂紋的萌生過程。

圖12　H2S腐蝕后26CrMo試樣裂紋源形貌Fig.12　The morphology of the crack initiation region after H2S corrosion

圖13　裂紋起源處夾雜物SEM照片(a)和EDS分析(b)Fig.13　SEM photograph (a) and EDS analysis (b) of the inclusions at the crack initiation region

圖14為H2S腐蝕后試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌。由圖14可知，表面形貌為相互平行的壓痕，疲勞裂紋的擴(kuò)展方向沿著垂直于這些平行壓痕方向擴(kuò)展。圖15裂紋擴(kuò)展到后期形貌，斷口表面變得粗糙，觀察到大量比較粗大的裂紋，出現(xiàn)大的臺(tái)階，有少量的沿晶斷裂形貌。這說明26CrMo鋼的裂紋擴(kuò)展具有脆性傾向，該處形貌和氫原子的聚集以及后期應(yīng)力水平比較大相關(guān)。

圖14　H2S腐蝕后試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌Fig.14　The morphology of crack propagation after H2S corrosion

圖15　H2S腐蝕后試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)后期形貌Fig.15　The morphology of later period of crack propagation after H2S corrosion

圖16為H2S腐蝕后試樣瞬間斷裂區(qū)形貌。由圖16可知，瞬斷區(qū)的形貌為大量的小韌窩，和未經(jīng)過H2S腐蝕的試樣瞬斷區(qū)的形貌相比，韌窩的深度和大小都更小，說明材料的韌性下降。另外，還觀察到少量的沿晶斷裂形貌，說明26CrMo鋼經(jīng)過H2S腐蝕后的疲勞斷口出現(xiàn)了脆性斷裂的傾向。

圖16　H2S腐蝕后試樣瞬間斷裂區(qū)形貌Fig.16　The morphology of instantaneous fracture after H2S corrosion

2.2.4H2S腐蝕后缺口試樣斷口形貌和機(jī)理分析

圖17 H2S腐蝕后缺口試樣斷口整體形貌Fig.17　Macro morphology of fracture profile of notch specimen after H2S corrosion

為了研究G105鉆桿鋼H2S腐蝕后缺口試樣的疲勞斷裂機(jī)理，對循環(huán)次數(shù)為106的G105鉆桿鋼H2S腐蝕后缺口試樣斷口形貌圖進(jìn)行觀察分析。圖17為26CrMo鋼經(jīng)過H2S腐蝕后缺口試樣斷口整體形貌。疲勞裂紋從表面缺口根部位置向內(nèi)部擴(kuò)展，最后在試樣中間發(fā)生斷裂。從試樣裂紋擴(kuò)展后期的形貌上看，材料表面出現(xiàn)大解理斷裂形貌，瞬斷區(qū)面積比未經(jīng)過H2S腐蝕的缺口試樣大。相同載荷下瞬斷區(qū)面積增大，說明材料的強(qiáng)度有所下降。圖18為H2S腐蝕后缺口試樣疲勞裂紋源區(qū)形貌。疲勞裂紋在試樣在四周缺口根部形核。此外，H2S腐蝕過程中氫原子在鋼內(nèi)部擴(kuò)散聚集，弱化了材料內(nèi)部結(jié)合強(qiáng)度，使滑移變得容易，加快了疲勞裂紋的萌生過程。裂紋擴(kuò)展后期的表面形貌如圖19所示，出現(xiàn)了解理型臺(tái)階，經(jīng)H2S腐蝕的缺口試樣和未經(jīng)過H2S腐蝕的缺口試樣的斷口形貌相比，前者斷口形貌上出現(xiàn)了解理型斷裂，同時(shí)可以觀察到大尺寸的二次裂紋。這是由于在H2S腐蝕過程中，由于氫原子滲入到鋼內(nèi)部，在鋼的晶界和夾雜處、偏析處發(fā)生聚集，降低了鋼內(nèi)部的結(jié)合強(qiáng)度，裂紋的擴(kuò)展變得更加容易，疲勞裂紋擴(kuò)展方向沿著氫聚集的部位擴(kuò)展。圖20為H2S腐蝕后缺口試樣瞬斷區(qū)形貌。在該區(qū)域韌窩形貌并未出現(xiàn)大量的大而深的韌窩，減少了疲勞裂紋擴(kuò)展過程， 更早發(fā)生瞬間斷裂，降低了疲勞壽命。

圖18　H2S腐蝕后缺口試樣疲勞裂紋源區(qū)Fig.18　The morphology of crack initiation region of the notch specimen after H2S corrosion

圖19　H2S腐蝕后缺口試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)Fig.19　The morphology of later period of crack propagation after H2S corrosion

圖20　H2S腐蝕后缺口試樣瞬斷區(qū)Fig.20　The morphology of later period of crack instantaneous fracture after H2S corrosion

3　結(jié)論

(1)G105鉆桿材料在106附近存在疲勞極限，且應(yīng)力分散度比較小，材料的疲勞壽命分散度隨著應(yīng)力的降低而增大。

(2)G105鉆桿材料中缺口的存在會(huì)明顯降低材料的疲勞壽命，在光滑試樣疲勞極限載荷作用下，缺口應(yīng)力集中系數(shù)Kt=2時(shí)，材料的疲勞壽命從106降低至3×104，缺口的主要作用是引起應(yīng)力集中，加速材料的疲勞裂紋萌生過程和擴(kuò)展過程；H2S腐蝕也將大大降低材料的疲勞壽命，光滑試樣在H2S腐蝕的作用下，材料的疲勞壽命從106～107降低到104。H2S的作用機(jī)理在于氫原子在材料內(nèi)部缺陷、偏析部位聚集引起的材料結(jié)合強(qiáng)度降低，加速疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展。

(3)材料疲勞斷裂主要是因?yàn)樵嚇釉诮蛔儜?yīng)力的作用下上產(chǎn)生滑移最后致使位錯(cuò)塞積而導(dǎo)致的。

[1]雒設(shè)計(jì),趙康,王榮.S135鉆桿鋼的拉扭復(fù)合加載疲勞行為[J].材料工程,2013,(1):40-44.

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Mechanism of Fatigue Fracture of G105 Drill Pipe Material Under Different Conditions

HUANG Ben-sheng1，CHEN Xiang1，CHEN Yong-bin1，LI Yong-bin2

(1 School of Materials Science and Engineering，Southwest Petroleum University,Chengdu 610500,China;2 Shenyang Oil Production Plant of Liaohe Oilfield,Shenyang 110316,China)

The bending fatigue fracture properties of G105 drill pipe body materials and the influence of H2S corrosion and notch on the specimen bending fatigue performance were studied using the domestic PQ-6 type rotating bending fatigue testing machine. The fracture surfaces of smooth specimens, notched specimens and H2S corroded specimens were analyzed using metallographic microscope and scanning electron microscope. The results show that under the stress of smooth specimens’ ultimate fatigue loading, the fatigue life of specimens corroded by H2S is same as that of notched specimens, declining from 106to 104. The high stress concentration effect of notch can accelerate the process of fatigue crack nucleation in the notch specimen. The main role of H2S corrosion is that the hydrogen atoms will gather together at the inner defects, which will decrease the fatigue life. H2S corrosion and notch both can accelerate the propagation speed of the fatigue cracks. The main reason for the fatigue fracture of material is that the specimens under action of alternating stress engender slip, finally resulting in dislocation stacking.

G105 drill pipe steel；fatigue fracture；fracture；slip

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.02.017

G105

A

1001-4381(2016)02-0107-08

四川省教育廳重點(diǎn)項(xiàng)目(15ZA0057)；石油天然氣裝備教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(西南石油大學(xué))資助項(xiàng)目(OGE201402-02)

2015-03-15;

2015-07-13

黃本生(1969-)，男，教授，主要從事材料腐蝕、材料學(xué)、材料加工、油氣田材料、材料表面工程研究工作,聯(lián)系地址：四川成都西南石油大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院(610500)，E-mail：hbslxp@163.com