CN102345077A - 一种具有高强塑积的大膨胀率膨胀管用钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种具有高强塑积的大膨胀率膨胀管用钢及其制备方法，该管用钢组成如下，均为质量百分比：C：0.01～0.5％，Mn：10～26％，Cr：1～10％，Ni：0.5～5％，Al：0.1～2％，Si：0.1～1％，Mo：0.1～0.6％，Nb：0.01～0.2％，Re：0.05～0.3％，S≤0.010％，P≤0.010％，其余为Fe。该管用钢的制备方法原理可靠，生产工艺简单，操作简便。本发明通过成分设计，真空冶炼，控制浇铸，直接热轧后或固溶后冷轧结合退火热处理，获得具有纯净度高、含硅铝量低、避免热轧钢坯缺陷、强塑积≥40000MPa％的大膨胀率膨胀管用钢，具有广阔的市场前景。

Description

一种具有高强塑积的大膨胀率膨胀管用钢及其制备方法

技术领域

本发明属于金属材料领域，涉及到石油天然气领域中完井修井用大膨胀率膨胀套管和膨胀筛管用钢及其制备方法，特别是涉及一种抗酸性腐蚀的、具有孪生诱发塑性的、用于大膨胀率膨胀套管和膨胀筛管的合金钢及其制备方法。

背景技术

可膨胀管技术(Expandable Tubular Technology)是在井下利用机械或液压的方法，通过膨胀锥由上到下或由下往上运动，套管钢材发生永久塑性变形，使膨胀后的套管达到贴紧井壁的目的，是近几年发展起来的针对石油天然气工业中的钻井、完井和修井的先进工艺技术，也有人将其称为21世纪地学领域中的登月技术，认为可膨胀管技术是21世纪石油天然气工业中的关键性技术之一(马洪涛，国外可膨胀管技术的发展与应用[J]，国外石油工程，2006(22)2：29-35)。

可膨胀管技术主要有两类：一类是可膨胀套管(实体管)技术，主要应用于开井完井及修井作业中的套管修补等领域；另一类是可膨胀筛管技术，主要应用于直井、定向井、多底井以及水平井的完井防砂过程中。可膨胀筛管的基管是割缝管，由于有一系列平行或者交错的轴向割缝，所以所需膨胀力低，膨胀率很高，可达300％，但机械性能较差；可膨胀套管所需膨胀力高，约为可膨胀割缝筛管的30倍，膨胀率低，目前的最大膨胀率约为25％；高于此膨胀率的由于材料的选择问题一直没有得到很好的解决。

可膨胀管的制备涉及材料选择、机械设计等多个领域。其中最重要的是可膨胀管材料的选择与开发。由于可膨胀管进行施工的环境一般是在几千米以下的地层中(特别是近年来我国进行的超深、特深井钻探开发以及稠油热采井中，井下温度可达到150～350℃)，这就需要可膨胀管材料必须满足可膨胀管在井下施工膨胀过程中要求的较大的膨胀变形能力、较低的膨胀力和较高的加工硬化率以及抗井下高温动态回复的能力和抗应变失效能力，以保证膨胀满足API要求的性能指标的同时，也满足膨胀后足够高的抗挤毁强度。这就要求作为可膨胀管的材料应具备较低的屈服强度、较高抗拉强度和良好的塑性以及良好的加工硬化性能。另外，还应具有抵抗井下(特别是超深、特深井)目的层中的抗动态高温回复能力和抗应变时效能力。在井下存在腐蚀介质的情况下，还要求可膨胀筛管材料具有高的抗腐蚀性能，特别是在含有酸性腐蚀介质的油气田中具有良好的抗硫化物应力腐蚀破裂(SSCC)能力。

为了表达可膨胀套管材料的综合性能，提出了利用“强塑积”概念作为可膨胀管材料选用设计开发准则(徐瑞萍，可膨胀管材料的研究与开发[D]，天津大学硕士学位论文，2006.2)。“强塑积”用字母k表示，等于材料在正常状态下的拉伸强度Rm和断后伸长率A的乘积，即：

k＝Rm·A

式中Rm的单位为MPa，A的单位为％，则强塑积k的单位就是MPa％。并提出k＝30000MPa％作为可膨胀管材料开发选择的判据。目前，API中的石油套管很难满足这一强韧指标的要求。超高强度钢的抗拉强度可高达2000MPa，但是其延仲率不到10％，因此其强塑性值在20000MPa％以下；低碳高塑钢有较大的伸长率，但是其强度又很低，所以超高强度钢和低碳的高塑钢的强塑性值均小于30000MPa％，这些材料均不大符合膨胀管材料的要求。

2009年西南石油大学(张恒，实体管井下温变形膨胀的物理冶金问题及有限元分析[D]，西南石油大学博士学位论文，2010.6)提出作为可膨胀管用的钢材除了具有上述室温强塑性性能之外，由于可膨胀管的施工是在井下一定深度的温度场中进行，还应具有在井下温度场条件下较强的抗动态回复能力、抗动态应变时效能力以及在油气田腐蚀环境下(特别是在酸性腐蚀介质条件下)具有较强的抗腐蚀性能(尤其是抗硫化物应力腐蚀(SSCC)能力)。

上世纪末到本世纪初，壳牌石油公司在材料的研究方面，花了近6年的时间，推出LSX80膨胀管合金材料，强塑性值才勉强达到30000MPa％。

2005年天津大学和上海天合形状记忆有限公司采用低合金双相钢(DP)和相变诱发塑性不锈钢(TWIP)分别研制出适用于低膨胀率和高膨胀率的膨胀管材料，明显提高了材料的强塑性以及加工硬化率，在形变的初期易于屈服，随后能快速提高强度，大大节约了膨胀功，在具有较好塑性的同时又具有较高的强度和较好的强塑性综合指标。

另外，在超高强度钢中处于最前沿的强塑性性能较相变诱发塑性钢更为优越的是孪生诱发塑性钢。这种钢是1997年由Grassel等在试验研究Fe-Mn-Si-Al系TRIP钢时发现(Grassel O.，Prommeyer G.，Derder C.，et al.Phase transformation and mechanical propertiesof FeMnSiAlTRIP-steel[J].J Phys IV France，1997，C5：383-388)。当锰含量达到25％时，具有极高的抗拉强度(Rm值为600-1500MPa)和高的塑性(伸长率值可达到50～90％)，强塑积可达到50000MPa％以上，为传统TRIP钢的2倍左右。这种钢在拉伸过程中没有缩颈，具有很高的能量吸收能力；在-196～200℃形变温度区间没有低温脆性转变，温度能量吸收值较深冲的IF钢高出两倍以上，可达到0.5J/mm(米振莉等，高强度高塑性TWIP钢的开发研究[J]，钢铁，2005，40：94-96)。

TWIP钢的发展经历了以下三个阶段。第一代TWIP钢典型的成分为：Fe-25Mn-3Al-3Si的合金，这种钢材具有中等的拉伸强度(650MPa)和很高的塑性(＞90％)；第二代TWIP钢的典型成分为：Fe-18Mn-0.6C，这种钢含有较高的碳量和不含影响浇铸的Al元素以及影响冷轧板后镀锌质量的Si元素，且具有很高的拉伸强度(＞1000MPa)和良好的塑性(＞50％)；第三代TWIP钢是属于根据不同用户需求而设计成分和性能的孪生诱发塑性钢，是目前正在发展中的孪生诱发塑性钢。

TWIP钢成分设计要求为：钢材经过冶炼、加工、热处理后为单一的奥氏体组织，且其在形变过程中诱发孪晶，抑制马氏体相变，从而产生TWIP效应。TWIP钢成分设计通常采用基于层错能的计算：低的层错能(≤20mJ/m2)有利于γfcc→εhcp马氏体相变，而较高的层错能(20mJ/m2-40mJ/m2)则抑制这种马氏体相变，有利于孪生形变过程的进行(宋开红，单一井径井大膨胀率膨胀套管用TWIP钢研究[D]西南石油大学博士学位论文，2011.6；李大赵等，汽车用TWIP钢的基础研究现状[J]，钢铁研究学报2009(21)，2：1-5)。

已有的研究证明，第一代和第二代TWIP钢在生产加工过程中存在一个共同的问题：吸氢比较严重。在油气田腐蚀环境中，特别是在酸性油气田腐蚀环境中易于造成氢致延迟断裂的敏感性升高。

为了解决生产加工过程中吸氢严重导致的钢材氢致延迟断裂的敏感性升高的问题，专利公开号为CN101065503A公布了采用带钢连铸(DSC)工艺结合热轧、冷轧制备出复合添加高硅、高铝和Ni、Cr、V、Ti、Nb等合金元素的TWIP钢，但是由于Al元素是一种铁素体稳定元素，具有提高层错能降低奥氏体稳定性的作用，且含有高铝和高硅的钢热加工性能差，易热轧工艺不易控制，易出现边裂、热裂等缺陷，从而降低材料的利用率。

专利CN101580916A以及专利CN101580916A分别提供了采用氮气保护冶炼的TWIP钢以及无Si、无Al、无贵重元素的成本低、纯净度高的TWIP钢。但是，都因抗腐蚀性能较差，抗高温性能不佳，作为在超深井特深井和稠油热采井中的可膨胀管用钢存在明显的不足。

国际专利WO2008007192P介绍了Arcelor-Mittal(安赛乐米塔尔)和Thyssen-Krupp(蒂森克虏伯)合作开发提供了一种具有一定抗腐蚀性能的Fe-C-Mn系TWIP钢，其抗延迟断裂性能得到了提高，但是这种钢材这种钢材的含Si量高，含Ni、Cr较低，生产工艺复杂，在含有酸性气体的油气田环境中仍存在着抗腐蚀性能差、抗应力腐蚀能力低的缺点，特别是在含二氧化碳和硫化氢的酸性油气田环境中使用具有安全性差的致命弱点。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有高强塑积的大膨胀率膨胀管用钢，该高强塑积膨胀管用钢克服了现有技术存在的不足，具有TWIP效应，能够在含有酸性介质的油气田环境中安全使用。

本发明的另一目的还在于提供该高强塑积膨胀管用钢的制备方法，该方法原理可靠，生产工艺简单，操作简便，具有很好的市场应用前景。

为达到以上技术目的，本发明提供以下技术方案。

一种具有高强塑积的大膨胀率膨胀管用钢，其组成如下，均为质量百分比：C：0.01～0.5％，Mn：10～26％，Cr：1～10％，Ni：0.5～5％，Al：0.1～2％，Si：0.1～1％，Mo：0.1～0.6％，Nb：0.01～0.2％，Re：0.05～0.3％，S≤0.010％，P≤0.010％，其余为Fe。

该高强塑积膨胀管用钢的基体显微组织为奥氏体，奥氏体的含量≥90％以上。

本发明在钢中采用较低的碳含量(0.01～0.5％)，添加适量的扩大γ相区的Mn(10～26％)和Ni(0.5～5％)元素，用来降低钢材的层错能和临界转变温度，提高钢材的奥氏体稳定性和改善焊接性能；与已有的TWIP钢的专利相比较，本发明为具有TWIP钢为低含Al和Si钢，为了改善钢材的的热加工性能，降低了合金的Al(0.1～2％)含量；为了提高钢材的强度和形变加工硬化率，保留了相应的部分Si含量，为了提高合金化效果和改善钢材的焊接性能，添加了细化晶粒和提高耐热性能的Mo元素和微合金化的Nb元素，为了提高合金的抗酸性油气田腐蚀能力，增加了相应的Cr(1～10％)、Ni(0.5～5％)含量，为实现改善铸态组织、净化钢材，改善晶界偏析，提高钢材的抗酸性腐蚀能力特别是抗SSCC能力，添加了Re元素。

本发明为高强塑积的孪生诱发塑性钢，其抗拉强度为700～1100MPa，屈服强度为350～600MPa，延伸率为40～85％，强塑积≥40000MPa％、加工硬化指数达0.35～0.6；这种钢材具有在油气田酸性介质中应力腐蚀敏感性低、高温性能好的优点。

该高强塑积膨胀管用钢的制备方法，依次包括以下步骤：

(1)以工业纯铁和铁合金为原料，采用采用电弧炉、氩氧混吹法冶炼、稀土铝铁合金脱氧，钢水浇铸温度1450～1550℃；

(2)将钢锭热轧为钢管或板材，钢锭的始轧温度为1100～1150℃，终轧温度≥800℃，轧后空冷或淬水

(3)经热轧轧制的板材再经压下量30-80％的冷轧，制成规定尺寸、厚度(2～8mm)的钢带；

(4)冷轧后经过600～1000℃，0.5～2h加热空冷正火至室温；

(5)将冷轧退火后的钢带经过卷管成型机成型后、利用高频直缝压力焊接技术，和其后的几何无缝化、物理无缝化处理，制成规定尺寸的、大膨胀率抗腐蚀的可膨胀管的高频直缝电阻焊管(High-frequency Electrical Resistance Welded Steel Pipe，简称ERW)。

通过合金热力学指导下的成分设计，电弧炉、氩氧混吹法冶炼、稀土铝铁合金脱氧，以及添加适量微合金化元素Nb和稀土元素，获得了近于纯净钢的具有很低的硫磷含量的、具有大量等轴晶粒的钢材，具有高温性能好，同时具有较强的抗酸性腐蚀，特别是抗SSCC腐蚀的性能。

本发明钢具有TWIP效应，能够在稠油热采和含有酸性介质的油气田环境中安全使用，生产工艺简单，利用塑性变形过程中形成的大量层错和形变孪晶(TWIP效应)延缓拉伸过程中的缩颈产生，获得钢材的很高的延伸率；利用合金元素的固溶强化和形变孪晶造成的细晶强化，使得合金获得强塑积≥40000MPa％的优异的综合性能；通过合金化中保留的Si和少量的Al元素，以及添加的Cr、Ni元素和少量强碳化物形成元素Mo和微合金化元素Nb，提高本发明钢材的高温使用性能和形变后的抗回复及抗应变时效性能。

与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：

(1)通过降低合金中的Al含量，采用工业纯铁和铁合金为原料，经过电弧炉、氩氧混吹法冶炼、稀土铝铁合金脱氧，获得纯净钢液；在通过控制静置时间以及稀土元素的添加，改善了钢液的流动性和润湿性及杂质存在形态；通过合理控制铸锭工艺，降低了柱状晶的生长发展，减少了合金铸锭的成分偏析，并获得具有大量等轴细晶的铸态组织，为开坯后不再经过长时间的扩散退火直接进行热轧提供了组织结构保证，并且改善了TWIP钢的热加工性能差的弱点。

(2)通过合金成分设计，适量的Ni、Mn元素添加，本发明的钢铁材料在很宽的范围内具有稳定的奥氏体组织，这有利于在随后的形变过程中TWIP效应的发生；

(3)通过成分设计中Cr、Ni以及Re等元素的加入，本发明的TWIP钢具有满足油气田开发条件下的超深井、特深井和稠油热采环境的抗高温性能要求，同时具有在酸性油气田环境下很高的抗腐蚀性能，尤其是Re元素的加入，降低了钢种硫磷元素的含量，净化了晶界，改善了钢中杂质元素在晶界的分布，降低了杂质元素在晶界偏聚，使得这种钢材具有的很强的抗SSCC能力。

(4)通过固溶于合金中的Si等元素，使得本发明的TWIP钢具有很高的冷变形加工硬化指数(0.35～0.6)；通过合金设计中保留的的Al元素和添加的Mo和微量合金元素Nb，本发明的钢材具有较细的晶粒度和较强的抗动态回复和抗动态应变时效能力；

(5)经过热轧、冷轧后卷管成型，利用高频直缝压力焊接技术制成的高频直缝焊管，在经过其后的几何无缝化处理和物理无缝化处理，使得焊缝管消除了焊缝热影响区的组织异同，使得直缝焊管具有与无缝钢管相近的性能。

综上所述，本发明通过成分设计，真空冶炼、控制浇铸，直接热轧后或固溶后冷轧结合退火热处理，获得具有纯净度高、含硅铝量低、可避免热轧钢坯缺陷、强塑积≥40000MPa％的大膨胀率膨胀套管和膨胀筛管用合金钢，具有良好的深井及稠油热采环境下的抗高温性能和酸性油气田腐蚀介质条件下的抗腐蚀性能。

附图说明

图1为钢热轧后空冷和热轧后1050℃、30min水冷的拉伸试验结果

图2为钢热轧后空冷和热轧后1050℃、30min水冷的真应力-真应变曲线

图3为钢热轧后经1050℃、30min水冷的金相组织图

图4为钢热轧后经1050℃、30min水冷固溶后的X射线衍射图

图5为钢在25～300℃、变形速度为1mm/min下的温拉伸曲线图

图6为钢在25～300℃、变形速度为1mm/min下的真应力-真应变曲线

图7为钢在不同温度动态拉伸后的金相组织图

图8为钢在不同温度动态拉伸形变后的XRD图

图9为钢不同温度形变后的孪晶斑痕的SEM图

图10为钢在100℃动态拉伸后的TEM图

图11为钢经过1050℃、30min保温后淬水固溶处理钢样的极化曲线图

图12为钢在空气和酸性介质冲氢环境中的慢应变速率拉伸(SSRT)实验结果图

具体实施方式

下面通过附图和实施例进一步说明本发明。

本发明高强塑积膨胀管用钢的制备

实施例1

一种抗酸性腐蚀的高强塑积膨胀管用钢，其组成如下，均为质量百分比(wt％)：C：0.21、Mn：24.4、Cr：9.61、Ni：1.89、Al：1.82、Si：0.92、Mo：0.495、Nb：0.012、Re：0.26、S：0.005、P：0.009，其余为Fe。钢材经采用电弧炉、氩氧混吹法冶炼、稀土铝铁合金脱氧，1500～1600℃出钢、1450～1550℃浇铸，开坯后于1150～800℃热轧成无缝钢管或板材，后经空冷或水冷；对于板材可经过30～80％压下量的冷轧后经600～950℃退火后经过卷板、高频直缝焊焊成管材。

实施例2

一种抗酸性腐蚀的高强塑积膨胀管用钢，其组成如下，均为质量百分比(wt％)：C：0.21、Mn：24.4、Cr：4.61、Ni：1.84、Al：1.82、Si：0.902、Mo：0.405、Nb：0.014、Re：0.21、S：0.008、P：0.005，其余为Fe。钢材经电弧炉、氩氧混吹法冶炼、稀土铝铁合金脱氧，1500～1600℃出钢、1450～1550℃浇铸，开坯后于1150～800℃热轧成无缝钢管或板材，后经空冷或水冷；对于板材可经过30-80％压下量的冷轧后经600～950℃退火后经过卷板、高频直缝焊成管材。

实施例3

一种抗酸性腐蚀的高强塑积膨胀管用钢，其组成如下，均为质量百分比(wt％)：C：0.11、Mn：24.4、Cr：4.72、Ni：1.89、Al：1.76、Si：0.833、Mo：0.495、Nb：0.012、Re：0.20、S：0.002、P：0.009，其余为Fe。钢材经采用电弧炉、氩氧混吹法冶炼、稀土铝铁合金脱氧，1450-1550℃浇铸，开坯后于1150～800℃热轧成无缝钢管或板材，后经空冷或水冷；对于板材可经过30-80％压下量的冷轧后经600～950℃退火后经过卷板、高频直缝焊成管材。

实施例4：

一种抗酸性腐蚀的高强塑积膨胀管用钢，其组成如下，均为质量百分比(wt％)：C：0.29、Mn：25.2、Cr：9.07、Ni：1.69、Al：1.76、Si：0.984、Mo：0.572、Nb：0.011、Re：0.20、S：0.007、P：0.009，其余为Fe。钢材经采用电弧炉、氩氧混吹法冶炼、稀土铝铁合金脱氧，1500～1600℃出钢，1450～1550℃浇铸，开坯后于1150～800℃热轧成无缝钢管或板材，后经空冷或水冷；对于板材可经过30～80％压下量的冷轧后经600～950℃退火后经过卷板、高频直缝焊成管材。

本发明高强塑积膨胀管用钢的性能测试(均以实施例1为例)

从图1、图2和表1可以看出，对于热轧后和热轧后经过固溶处理的钢材就能保持了良好的强塑性，其强塑积均达到了50000MPa％以上，加工硬化系数n均在形变中可达到0.5以上。采用上述两种方式作为最终热处理制备的无缝钢管均可以满足可膨胀管对钢材性能的要求，及较低的屈服强度、较高的抗拉强度、很高的断后延伸率、大于30000MPa％的强塑积和高大0.5以上的加工硬化指数。但考虑到可膨胀管的井下施工的膨胀力应该尽量的小，采用热轧后固溶水冷处理，屈服强度相对小一些更为恰当。

从图3的金相组织照片和图4的x射线衍射分析可以看出，经过固溶处理后钢材的基体为单一奥氏体组织晶粒内部含有少量的退火孪晶。

表1：本发明钢材的热轧后空冷和热轧后固溶1050℃30分水冷的机械性能

图5为本发明钢材在模拟油气井井下温度场环境25℃、100℃、200℃、300℃和变形速度为1mm/min的温拉伸实验曲线和相应的真应力-真应变曲线及其不同塑形区域的加工硬化指数n的计算结果。各温度点拉伸的抗拉强度Rm、屈服强度ReL、断后延伸率A和强塑性指标“强塑积”k的测定值列于表2。

表2本发明钢材25-300℃和变形速度为1mm/min的温拉伸数据

由图5、图6和表2可以看出，本发明钢材经过热轧、固溶水淬处理后屈服强度、抗拉强度和延伸率随着形变温度升高而降低，抗拉强度由室温拉伸时的810MPa下降到300℃拉伸时的618MPa左右，降幅达23％左右；延伸率由室温时的64％下降到46％，降幅达30％。在25℃、100℃、200℃、300℃的温度动态拉伸曲线中，随动态加热温度的不同表现为不同形态。在弹性变形阶段，动态加热温度25℃、100℃、200℃、300℃下的拉伸曲线基本重合，曲线斜率很大，这是钢具有较高的弹性模量E值，且E值对组织并不敏感所致。所有的动态拉伸试样均未出现屈服点伸长(yield point elongation，简称YTE)。室温25℃动态拉伸试样，拉伸应力-应变曲线表现为均匀、连续屈服；而300℃动态拉伸的试样，在屈服初期的4％屈服位置就出现了明显的锯齿状屈服现象，随后锯齿状一直伴随着屈服的发展直至断裂；对于100℃、200℃动态拉伸试样，从开始屈服直至屈服量达到30％拉伸应力-应变曲线表现为均匀、连续屈服，屈服量达到30％以上，也出现了稀疏的锯齿状屈服现象。已有的研究证明这种锯齿状应力应变曲线的出现是在拉伸过程中发生动态应变时效的反映，上下屈服点反复出现，在应力-应变曲线上则表现为锯齿状，即出现Portevin-Le-Chatelier效应。在动态加热温度25℃、100℃、200℃、300℃下，拉伸的真应力真应变曲线和相应的加工硬化指数n值没有太大的变化。室温拉伸的试样在屈服初期屈服量为0.05时，n值为0.25，随后随着连续屈服量的增加n的数值逐步增大，连续屈服量达到0.30时，n的数值上升到0.52的高值，在随后的连续变形中直至断裂一直保持n值在0.50以上，最高值可达0.56；在100℃、200℃的温度条件下进行动态拉伸，加工硬化指数n值同样保持着与室温相差不大的0.5左右的高值，只是在300℃进行的动态拉伸实验中试样的加工硬化指数值低于上述条件下的n值。表现出整体n值降低，试样的总断后伸长A值明显下降，但是仍然高于常规钢材的n值。

图7为该钢在不同温度动态拉伸形变后的组织图。图7a)为该钢在25℃下拉伸后组织中出现大量的形变孪晶，而且孪晶形态呈交叉状。随着温度的升高，组织中的形变孪晶数量明显减少，孪晶交叉现象也不明显。图7b)为在100℃下变形后的组织孪晶组织较为密集，还出现了二次孪晶组织，二次孪晶较短，与平行孪晶交叉。图7c)为200℃下动态拉伸后的组织。图7d)为300℃下变形后的组织中孪晶的密集程度进一步下降，存在平行孪晶，但是没有出现二次孪晶的情况。

图8为相应的动态拉伸后的XRD图谱，由图8可以看出在25℃、100℃、300℃动态拉伸试样的X射线衍射的三强峰与未变形的基体一样，均为奥氏体的γ(111)、γ(200)和γ(220)，其组织均为单一的γ相，没有其他的谱线产生，这说明在整个实验温度范围内，TWIP-E钢在经过动态拉伸直至断裂过程中没有发生形变诱发相变现象。然而从对比图中(111)γ峰强度可以看到，三种动态拉伸后试样的(111)γ峰强度明显减弱，而(220)γ等衍射峰增强。经标定，试样在拉伸过程中沿拉伸方向形成了<111>织构。织构形成的强弱与动态拉伸的温度有关，其趋势为，随着动态拉伸温度的升高，织构的形成减弱。

为了更清楚的观察形变前后组织的变化，将对金相观察的试样加深腐蚀，在扫描电子显微镜下可以看出该钢退火孪晶和形变孪晶的腐蚀沟槽-孪晶斑痕，通过观察分析孪晶斑痕可以看出孪晶形貌和性能的变化，见图9。由图9可以看出，25℃钢的原始固溶态组织为奥氏体基体，其分布着少量的退火孪晶，在拉伸断裂后的试样组织中，各个晶粒中均产生了大量的高密度的形变孪晶，形变孪晶的中间夹杂着很多的二次纳米孪晶-交叉鱼刺状孪晶，将晶粒分成了许多小块，起到了“晶粒细化”的效果。孪晶的存在可以改变位错滑移的方向，增加滑移系，所以TWIP钢的抗拉强度和延伸率均较高。100℃拉伸断裂后的微观组织表明材料形变机制发生了微小变化，又以孪晶机制转变为滑移机制为主，只有微量的形变孪晶出现，保留了原始组织中的退火孪晶。照片是材料在300℃拉断后的微观组织，已经看不出有形变孪晶的存在，基本上和原始固溶组织相同。说明形变机制为位错滑移，材料的强化机制与普通面心立方固溶体强化机制无异，只是退火孪晶更加稀少，而是发生了动态回复。

图10为本发明钢材在100℃动态拉伸后的TEM照片。图10a)为100℃拉伸后晶体内存在不同位向的变形织构，且相互成60度角相互交错分布。图10b)为一个片状孪晶的高倍TEM组织，可以看出滑移线和孪晶的产生不受晶向的制约，其交错分布为杂乱分布，而变形孪晶只能产生于特定的晶向，具有强烈的方向性，图10c)为形变孪晶的交错分布的TEM图，可以看出形变孪晶的交错分布的规律较明显，一般其交错角度为60度。由此，可以初步断定钢样在温拉伸过程中形成的变形织构为形变孪晶。选取变形织构区域进行了电子衍射分析，如图10d)所示，图中实线连接的斑点为基体的衍射斑点，虚线连接的斑点为变形织构的衍射斑点。

从100℃拉伸变形织构的电子衍射分析可以看出，变形织构以[011]轴与基体成晶面对称，这是典型的孪晶结构。这肯定的说明该钢样在温拉伸过程中形成的变形织构为形变孪晶。

图11为实例钢在H₂S/CO₂饱和的NACE A溶液(5％NaCl+0.5％HAc，其pH值采用浓HC1和NaOH调节至Ph＝6.0)中进行电化学极化测试的结果。图11中a线为本发明实例钢，经过1050℃保温、30min固溶淬水后，在室温进行电化学测试的极化曲线；b线为固溶处理后进行300℃2h回火后再重新进行室温电化学测试的极化曲线。表3为在室温条件下，上述溶液中利用CorrView软件拟合极化曲线测定电化学腐蚀参数Ecorr、Icorr，以及弱极化区的塔菲尔斜率b_c和b_a。

由表3和图11中可以看出，实例钢进过固溶处理后其自腐蚀电位值为-554mV、自腐蚀电流值为3.7×10^-3mA/cm²，钢的极化曲线(a曲线)种阳极极化出现明显的钝化特征。其致钝电位为：-441mV，维钝电流为：1.7378mI，过钝化击穿电压为：-227Mv，钝化的电位区间为186mV。经过300℃2h回火后，其自腐蚀电位值为-608mV、较固溶处理后的有所降低，自腐蚀电流值为4.16×10^-2mA/cm²，较固溶处理后的稍有升高。钢材的钝化倾向减弱，致钝电位基本上没有变化，但是维钝电流明显增大道8.79mA，钝化的电位区间大大缩短为54mV。这与本发明实例钢固溶后经过300℃2h回火，试样表面形成的氧化物薄膜和固溶组织中的析出的细微碳化物和金属间化合物的有关。从表3还可以看出，实例钢在上述溶液中腐蚀电位的高于常规碳钢与合金钢(在-650～750mV)的数值，而反映了实例钢的腐蚀动力学的自腐蚀电流的数值也很低，与不锈钢316L的数值相近，这说明在上述溶液中实例钢材的腐蚀倾向较弱、腐蚀速率很低，与316L不锈钢相近，具有很好的能抗腐蚀性能。

表3实例钢在5％Nacl+0.5％CH₃COOH电解质溶液中的电化学腐蚀参数

图12为实例钢分别在空气中和上述溶液中加入3.5％硫氰化钾溶液进行200mA/cm²恒电流密度冲氢(模拟硫化氢环境)、应变速率为1×10^-6的慢应变速率拉伸(SSRT)实验的测定结果。通过比较试样在腐蚀介质和惰性介质(空气)中的慢应变速率拉伸腐蚀试验的韧性指标，评价实例钢的应力腐蚀敏感性，本试验选择断裂延伸率F(δ)表征参量作为评价应力腐蚀敏感性的依据.，应力腐蚀敏感性指数定义为：F(δ)＝(δ0-δ)/δ0×100％。由图12可以看出。实例钢具有较低的应力腐蚀敏感性(F(δ)＝27.04％)与316L不锈钢的数据相近。

由上述的腐蚀电化学实验和SSRT实验数据可以看出，实例钢具有较高的在酸性油气田中抗腐蚀能力同时具有在硫化氢水溶液中环境中具有较低得应力腐蚀敏感性和较强的抗SSCC性能。

Claims (1)

1.一种具有高强塑积的大膨胀率膨胀管用钢，其组成如下，均为质量百分比：C：0.01～0.5％，Mn：10～26％，Cr：1～10％，Ni：0.5～5％，Al：0.1～2％，Si：0.1～1％，Mo：0.1～0.6％，Nb：0.01～0.2％，Re：0.05～0.3％，S≤0.010％，P≤0.010％，其余为Fe。

2如权利要求1所述的管用钢的制备方法，依次包括以下步骤：

(1)以工业纯铁和铁合金为原料，采用电弧炉、氩氧混吹法冶炼、稀土铝铁合金脱氧，钢水浇铸温度1450～1550℃；

(2)将钢锭热轧为钢管或板材，钢锭的始轧温度为1100～1150℃，终轧温度≥800℃，轧后空冷或淬水；

(3)经热轧轧制的板材再经压下量30-80％的冷轧，制成规定尺寸、厚度的钢带；

(4)冷轧后经过600～1000℃，0.5～2h加热空冷正火至室温；

(5)利用高频直缝压力焊接技术和几何无缝化、物理无缝化处理，即得本发明具有高强塑积的大膨胀率膨胀管用钢。

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