CN101805872B - 一种含Mn18～24%的合金管材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种含Mn18～24％的合金管材及其制造方法；由如下成分按质量百分比组成:C：0.002～0.2％；Mn：18～24％；Si：0～4％；Al：0～5％；P≤0.015％；S≤0.01％；N≤0.008％；或Cr：1～6％；Cu：0.1～0.5％；Nb：0.01～0.6％；Ti：0.01～0.1％；V：0.01～0.3％中的一种或两种以上，余量Fe；上述材料经真空熔炼铸造，均匀化退火，经热轧后制成钢板或棒材；电阻焊或热轧制成管坯；管坯经固溶及时效处理；均匀延伸率≥50％，屈服强度300～400Mpa；经30％塑性变形后，均匀延伸率≥20％，屈服强度560～760MPa，屈强比0.62～0.80。

Description

一种含Mn18～24%的合金管材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种石油天然气工业实体膨胀管用含Mn18～24％的合金管材及其制造方法。

背景技术

实体膨胀套管SET(Solid Expandable Tubular)技术是以实现“节省”井眼尺寸为目的，在井眼中将套管柱径向膨胀至所要求的直径尺寸的一种钻井、完井和修井新技术。应用该技术可以使得下入的套管层数增加，给深井、复杂地质条件的钻井和井身结构带来“革命性”的影响和重大技术经济效益。它可以将井眼变“瘦”显著降级开发成本。它将“单一井径”成为可能。

实体膨胀套管技术目前由少数几个公司所垄断，主要包括威德福公司、贝克石油工具公司、TIW公司、亿万奇公司、哈里伯顿公司等，其中应用该技术最成熟的是亿万奇公司。许多关键技术，如：实体膨胀管用钢、膨胀套管连接技术、作业工具以及其他配套技术等属于商业保密，将该技术引进国内成本较高。实体膨胀管用钢是影响实体膨胀套管技术推广应用的几个关键技术之一。

为了保证膨胀施工的顺利实施，膨胀管应具有优良的膨胀性能并且要求材料在膨胀之后仍具有良好的塑性和强度。传统的铁素体珠光体材料在发生一定量的冷变形之后，塑性会显著降低，使用不安全性较大。为了保证膨胀施工的顺利实施，可膨胀管应具有较低的屈服强度、低屈 强比、优良的塑性(特别是均匀塑性变形能力)、较大的形变强化性能以保证经过较大的膨胀变形过程中变形均匀、不发生开裂等良好的膨胀性能并且要求材料在膨胀之后具有高的强度和良好的塑性。

发明内容

本发明的目的是提供一种具有低屈服强度、高均匀延伸率、高塑性、高抗拉强度特性的含Mn18～24％的合金管材及其制造方法，使管材所制得的膨胀管在膨胀扩径过程中具有良好的膨胀性能，优良的均匀变形能力，同时保证扩径后管体兼备高的强度和足够的塑性。

本发明的所述的一种含Mn18～24％的合金管材及其制造方法如下：

(1)本发明的所述的含Mn18～24％的合金管材由如下成分按质量百分比组成：

C：0.002～0.2％；Mn：18～24％；Si：0～4％；Al：0～5％；P≤0.015％；S≤0.010％；N≤0.008％；或在此组成的基础上进一步添加Cr：1～6％；Cu：0.1～0.5％；Nb：0.01～0.6％；Ti：0.01～0.1％；V：0.01～0.3％中的一种或两种以上，余量Fe。

(2)上述材料经熔炼铸造，铸锭在1200℃进行3～4小时的均匀化退火，以改善合金元素的偏析，钢锭经热轧或冷轧后制成钢板或棒材；通过直缝电阻焊制管或通过热轧制成无缝管。

(3)经(2)工艺所得管坯经1000～1150℃固溶处理后得到完全奥氏体组织。管坯随后在150～450℃条件下进行200～800s的时效处理，获得组织性能更加稳定的可膨胀管。

本发明主要是利用了相变诱发塑性(Transformation Induced Plasticity)机制和孪晶诱发塑性(Twinning Induced Plasticity)机制即TRIP效应和TWIP效应共同作用来提高材料的塑性。TRIP效应和TWIP效应常出现 于奥氏体合金中。TRIP效应的发生有利于材料强度的增加；TWIP效应的发生有利于材料塑性变形能力的提高。发生TRIP效应和TWIP效应的奥氏体钢的均匀延伸率超过50％，断裂强度超过800MPa，这是一般的铁素体珠光体合金或马氏体合金所无法比拟的。本发明合金具有高均匀延伸率、高塑性、低屈服强度、低屈强比，高加工硬化能力等特点：总延伸率≥60％，均匀延伸率≥50％，屈服强度300～400MPa，抗拉强度800～900MPa，屈强比(屈服强度与抗拉强度之比)0.34～0.53。低的屈服强度保证了膨胀过程的平稳启动，高的均匀延伸率保证了膨胀管在膨胀过程中具有良好的膨胀性能，高的加工硬化能力保证了膨胀管有着良好的均匀变形能力并且保证了膨胀施工完成之后管体强度大幅度增加。该材料在经过30％的塑性变形后，总延伸率≥30％，均匀延伸率≥20％，屈服强度达到560～760MPa，抗拉强度达到800～1000MPa，屈强比0.62～0.80。管体力学性能达到API标准对80ksi～110ksi钢级套管力学性能的要求。

要在室温下获得稳定的奥氏体组织必须加入合金元素降低奥氏体的Ms点。C是奥氏体形成元素可以提高奥氏体的稳定性，同时C可以起到固容强化的作用而提高合金的强度。但是C含量不宜过高否则形成的金属碳化物很难在热处理过程中被消除，对合金的力学性能产生不利的影响，同时C含量高会导致合金焊接性能的降低；Mn是稳定奥氏体形成元素，当合金中的C含量一定时，随着Mn含量的增加奥氏体的稳定性不断提高最终在室温下得到热力学稳定的奥氏体。。综合考虑合金的加工性和焊接性，合金中C含量控制在0.002～0.2％，Mn含量控制在18～24％。

在本发明中奥氏体钢TRIP效应和TWIP效应的发生主要是通过调节合金元素C，Mn的含量来控制奥氏体合金的层错能(stacking fault engery)加以实现的。通过合金层错能的调节，使合金发生在外加载荷的作用下，发生TRIP/TWIP双效应。TRIP效应所需的临界应变值小于TWIP效应， 所以变形开始阶段以TRIP效应为主要增韧机制，在变形的中后期以TWIP效应为主要增韧机制此外，在TRIP/TWIP效应的协同作用下，合金的强度和塑性得到大幅度的提高。此外，合金还可以通过添加Si、Al等元素对其层错能和力学性能进行调节。Si在该合金中的作用，首先可以使该合金的堆垛层错能降低，其次Si可以起到固容强化的作用，提高合金的强度，同时Si可以改变C在奥氏体中的溶解度，并且Si可以减少合金在热加工过程中的产生的氧化皮的数量，Si的含量控制在0～4％之间。Al可以提高合金的堆垛层错能，是实现TWIP效应非常有效的元素，同时Al的加入可以提高合金热变形过程中的流变应力，延迟动态再结晶，提高合金再结晶激活能细化合金的组织，但是Al含量的过高不利于合金的铸造性能，因此Al含量控制在0～5％之间。P可以提高该合金的强度，但P的存在会导致合金的塑性的降低，因此P的含量控制在0.015％以下，S对该合金的热加工性能有着不利的影响应控制在0.010％以下。N在很多低合金高强钢中都必须加以严格的控制，但是对于奥氏体合金而言，N是一种有益的元素，N对于奥氏体合金而言可以起到强烈的固溶强化作用同时对合金的塑性和韧性没有不良的影响，同时可以改善合金的焊接性，因此本合金对N的含量没有做严格的限制，但是刻意的添加N来提高合金的性能需要专门的设备会大幅度提高合金的生产成本。Cr的添加有利于提高材料的耐蚀性，同时Cr的加入也可以起到固容强化的作用，在本合金中Cr的含量控制在1～6％就可满足套管的耐蚀性要求；适量Cu的加入可以提高合金的耐大气腐蚀性能和力学性能，但Cu过高含量会恶化合金性能，因此Cu含量为0.1～0.5％。

奥氏体合金在加热冷却过程中没有相变的发生，因此难以用热处理的方式细化合金的组织，并且合金在加热保温的过程中，组织会发生不同程度的长大，因此可以向其中添加V、Nb、Ti等强碳化物元素通过控 轧控冷工艺或者热机处理工艺(thermomechanical processing)获得组织细小的合金板材。V、Nb、Ti与C和其他合金元素形成的金属间化合物在热轧或热处理的过程中弥散析出可以对基体的晶界起到钉轧作用，提高合金的再结晶温度，细化合金组织；同时细小弥散的金属间化合物可以阻碍位错的滑移提高材料的强度。同时V、Nb、Ti的加入可以提高合金的焊接性能。

该合金经电炉熔炼铸造成板坯，由于该合金的Mn含量很高容易产生成分偏析，因此铸锭在1200℃进行3～4小时的均匀化退火以消除或改善合金的成分偏析，提高合金成分的均匀性从而提高合金力学性能均匀性。均匀化退火处理完成之后，在1000℃～1150℃时进行粗轧，在900℃～1000℃时进行精轧，轧后冷却速度18℃～30℃/s获得板材，板材通过直缝电阻焊制成管坯；或者铸锭经热轧制成无缝管坯，所得的管坯经1000～200℃固溶处理后得到完全奥氏体组织，随后在150～450℃条件下进行200～800s的时效处理，获得组织性能更加稳定的可膨胀管材。

发明效果

本发明具备以下性能特点：

(1)可膨胀套管在膨胀前具有高均匀延伸率、高塑性、低屈服强度、低屈强比等特点：均匀延伸率≥50％，总延伸率≥60％，屈服强度300～400MPa，抗拉强度800～900MPa，低的屈强比(屈服强度与抗拉强度之比)0.34～0.53。在经过30％的塑性变形后具有高的强度和足够的塑性，总延伸率≥30％，均匀延伸率≥20％，屈服强度达到560～760MPa，抗拉强度达到800～1000MPa，屈强比0.62～0.80。力学性能达到API标准对80ksi～110ksi钢级套管力学性能的要求。

(2)在-50℃～200℃温度范围内，为完全奥氏体组织，不出现冷脆转变。

(3)具有良好的耐蚀性。

具体实施方式

实施例1

合金成分C＝0.06％，Mn＝18.2％，Si＝4.1％，Al＝2.0％，P＝0.005，S＝0.0032，N＝0.008％，其余Fe。

制造工艺：在真空条件下熔炼铸造，铸锭在1200℃进行3小时的均匀化退火，钢锭经热轧后制成棒材；通过热轧制成无缝管管坯。管坯经1000-1120℃固溶处理后得到具有完全奥氏体组织的钢管。随后在300～400℃条件下进行350～450s的时效处理，获得组织性能更加稳定的可膨胀管材。

力学性能：膨胀变形前屈服强度320MPa，抗拉强度830MPa，屈强比0.39，均匀延伸率72％，断后延伸率85％。经30％膨胀变形之后，屈服强度582MPa，抗拉强度860MPa，屈强比0.68，均匀延伸率36％，断后延伸率48％。且具有良好的耐腐蚀性能。膨胀变形后力学性能达到API80ksi钢级套管性能要求。

实施例2

合金成分：C＝0.04％，Mn＝20.02％，Si＝2.9％，Al＝2.8％，P＝0.005，S＝0.0032，N＝0.007％，Cr：2％；Cu：0.5％；其余Fe。

制造工艺：在真空条件下熔炼铸造，铸锭在1200℃进行3.5小时的均匀化退火，钢锭经热轧后制成钢板；通过直缝电阻焊制管。管坯经1030～1150℃固溶处理后得到具有完全奥氏体组织的钢管。随后在340～380℃条件下进行420～480s的时效处理，获得组织性能更加稳定的 可膨胀管材。

力学性能：膨胀变形前屈服强度340MPa，抗拉强度920MPa，屈强比0.37，均匀延伸率52％，断后延伸率67％。经30％膨胀变形之后，屈服强度720MPa，抗拉强度965MPa，屈强比0.75，均匀延伸率18％，断后延伸率31％。钢管具有良好的尺寸精度，抗外压挤毁性能好，且具有一定的耐腐蚀性能。膨胀变形后力学性能达到API 95ksi钢级套管性能要求。

实施例3

合金成分：C：0.10％；Mn：22％；Si：4％；Al：5％；P：0.03％；S：0.03％；N＝0.006％；Cr：3.5％；Cu：0.4％；Ti：0.1％；余量Fe。

制造工艺：在真空条件下熔炼铸造，铸锭在1200℃进行4小时的均匀化退火，钢锭经热轧后制成钢板；通过直缝电阻焊制管。管坯经1080～1100℃固溶处理后得到具有完全奥氏体组织的钢管。随后在300～340℃条件下进行410～430s的时效处理，获得组织性能更加稳定的可膨胀管材。

力学性能：膨胀变形前屈服强度380MPa，抗拉强度920MPa，屈强比0.41，均匀延伸率49％，断后延伸率63％。经30％膨胀变形之后，屈服强度773MPa，抗拉强度985MPa，屈强比0.78，均匀延伸率17.4％，断后延伸率30.1％。钢管具有良好的尺寸精度，抗外压挤毁性能好，且具有一定的耐腐蚀性能。膨胀变形后力学性能达到API 110ksi钢级套管性能要求。

实施例4

合金成分：C：0.2％；Mn：19％；Si：2％；Al：3％；P：0.02％；S：0.02％；N＝0.007％；V：0.3％；余量Fe。制造工艺：同实施例1。 力学性能：与实施例2相近。

实施例5

合金成分：C：0.02％；Mn：23％；P：0.01％；S：0.01％；N＝0.006％；Nb：0.01％；Ti：0.01％；V：0.01％中的一种或两种以上，余量Fe。制造工艺：同实施例2。力学性能：与实施例1相近。

Claims (2)

1.一种含Mn18～24％的合金管材的制造方法，其特征在于：

(1)由如下成分按质量百分比组成：

C：0.002～0.2％；Mn：18～24％；Si：0～4％；Al：0～5％；P≤0.03％；S≤0.03％；N≤0.008％；或在此组成的基础上添加Cr：1～6％；Cu：0.1～0.5％；Nb：0.01～0.6％；Ti：0.01～0.1％；V：0.01～0.3％中的一种或两种以上，余量Fe；

(2)上述材料经熔炼铸造，铸锭在1200℃进行3～4小时的均匀化退火，铸锭经热轧或冷轧后制成钢板或棒材；通过直缝电阻焊制管或通过热轧制成无缝管；

(3)经(2)工艺所得管坯经1000～1150℃固溶处理后得到具有完全奥氏体组织，管坯随后在150～450℃条件下进行200～800s的时效处理，获得组织性能更加稳定的可膨胀管。

2.一种含Mn18～24％的合金管材，其特征在于：它是根据权利要求1所述的方法制备的。