CN102534369B - 一种石油天然气开采用n80钢级膨胀管的制备方法 - Google Patents

Abstract

一种石油天然气开采用N80钢级膨胀管的制备方法，属于金属材料领域。其化学成分质量百分比为，C：0.1~0.3、Mn：1.0~2.5、Si：0.3~1.5、Al：0~1.0、Nb：0.02~0.1、Ti：0~0.02、其余为Fe和不可避免的杂质。在通过冶炼、轧制获得相关合金板后，对合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管，最后通过两相区淬火以及亚温回火-淬火-配分处理共两套工序的热处理工艺，使膨胀管管材达到预期的强度标准和塑性变形能力，保证管材膨胀前后的力学性能均能满足API及其它有关标准的规定。测试结果表明，本发明方法生产的N80钢级多相高均匀延伸膨胀管表现出很高的强度、塑性、韧性以及延伸率。其综合力学性能优于常规的双相钢以及Trip钢。

Description

一种石油天然气开采用N80钢级膨胀管的制备方法

技术领域

本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种石油天然气开采用N80钢级膨胀管的制备方法。

背景技术

近年来，随着我国石油天然气消费的逐步增长，勘探开发深入到了海洋作业、陆地超深井以及老井的二次开发等领域，使得石油勘探开发的难度日益增大。当钻井作业需要通过更深的过压地层、枯竭地层或易塌易漏失地层时，现有的技术是采用不同直径的钻头钻进，并以不同直径的套管以套筒的形式层层封固完成。在这种情况下，井越深，套管层次越多，井眼直径就越大；反之，如果初始井眼直径一定，最终的井眼直径更小，有可能钻不到目的层或者即使钻至目的层，但井眼太小，满足不了开采及后续修井、增产等重入作业的要求（李日宁，贺新敬，刘今朝，吴缝钢，程国胜．可膨胀管技术及其在石油钻采行业中的应用．石油机械．2002，30（7）：66-68 ）。采用可膨胀管技术就可实现这一要求。可膨胀管技术可应用于钻井、完井、采油、修井等作业中，既能解决井眼变径问题，又能大量节约作业成本，被认为是21 世纪石油钻采行业的核心技术之一。

膨胀管技术是近年发展起来的一项实用技术，该项技术技术是在钻进施工过程中，将管柱下入井底，用膨胀锥头以液力或机械力的方法使管材永久形变，从而达到增大套管，以实现节省井眼尺寸、封堵复杂地层的一种技术方法（马宏伟，黄勇．膨胀管技术现状分析．科技创新导报．2010，17：69-71）。目前，膨胀管技术主要应用于石油钻井，在地质勘探中尚未获得应用。可膨胀管可应用于钻井、完井、采油及修井等作业过程中，是21世纪石油钻采行业的重要技术之一。应用于钻井工程中的可膨胀管技术主要有可膨胀波纹管和实体管。可膨胀波纹管是管通过冷压方式处理，使其管端面形状呈梅花状，减小管的包络外径，可以通过上层套管内径，再通过液压，将其膨胀基本还原，在膨胀锥头的膨胀下，使其完全膨胀成圆管。可膨胀实体管是小于上层套管内径的特殊管，在井下通过液压式或机械式方式推动膨胀锥头，使小内径的管膨胀为较大直径管（马宏伟，黄勇．膨胀管技术现状分析．科技创新导报．2010，17：69-71）。

上世纪九十年代末，壳牌公司首先提出了可膨胀套管技术，并由Enventure公司在墨西哥湾的海洋深井作业中完成了世界上的首次膨胀管的商业应用。自问世以来，膨胀管技术在世界范围内得到了蓬勃的发展，下入长度不断增加，工艺手段不断进步。目前，世界上多家石油公司均应用了此项技术。例如：壳牌和哈里伯顿合资的Enventure公司、威福德公司、哈里伯顿公司、贝克石油工具公司、斯伦贝谢公司以及READ油井服务公司等（彭在美，赵旭，窦树柏，等．国外可膨胀套管技术的发展概况．焊管．2010，33（6）：5-9）。

随着膨胀技术在国外应用成功，证明了膨胀管技术对未来钻井业的关键作用，同时，在国内存在着巨大的技术需求。在我国西部以及南方海相， 特别是深井中，应用膨胀管技术可以改变井身结构，减少套管下入层数，封堵多压力体系地层、漏层、水层、易坍塌地层等复杂地层（马宏伟，黄勇．膨胀管技术现状分析．科技创新导报．2010，17：69-71）。类似上述复杂的地层随着井越深，这样的情况更多，特别是在西部及南方海相的深井以及超深井的钻探作业中，问题更为突出，对套管的性能也相应的提出了更高的要求。针对该问题，目前最有效的解决办法就是采用N80、P110等高钢级膨胀管技术，实现全井同尺寸井眼, 从而降低钻井作业成本，使油井钻探开发的风险得以减小。

膨胀管钻井技术的关键要素之一，就是开发相应的膨胀管用钢以及相应的管材热处理工艺。因为膨胀管在井下被径向膨胀的过程中要发生大的永久性的塑性均匀变形，所以，膨胀管应该具有足够的塑性变形能力。膨胀后，管材的力学性能、尺寸精度等应符合API 5CT 8th或者有关标准的规定。

在综合分析了当前国内的膨胀管技术之后，不难发现，当今的膨胀管材料研究存在以下技术问题：一是管材用料的合金成分复杂，贵金属及稀有金属用量较多，直接导致了管材用钢的碳当量偏高，不利于管材的焊接。例如，如中国专利CN1594631A公开了一种石油油井用膨胀合金材料，该合金材料中使用了我国稀缺的Cr、Ni、Zr等金属，并在材料中添加了0.1wt%的战略性金属——稀土；中国专利CN1011144376A中公开的一种连续膨胀管中，其合金材料中也同样使用了我国稀缺的Cr、Mo、Ni、和Cu等稀有金属。贵金属及稀有金属的使用，从原材料上提高了膨胀管的生产成本，不利于该项技术的推广；此外，由于该两项专利中所涉及材料的合金成分复杂，合金元素的含量较高，在无形中提高了该材料的碳当量，对管材的焊接也会造成不良影响。

发明内容

本发明的目的在于提出一种具有较高扩径能力及较低生产成本的N80钢级膨胀管的制备方法，通过合理的合金设计获得较低生产成本的N80钢级膨胀管用钢，并通过冶炼、轧制获得相关合金板，对合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管，最后通过两相区淬火以及亚温回火-淬火-配分处理共两套工序的热处理工艺使得膨胀管管材达到预期的强度标准和塑性变形能力，保证管材膨胀前后的力学性能均能满足API及其它有关标准的规定，从而使新的N80钢级膨胀管在强行等减径的方式下，发生较大的塑性变形，使管材获得较大的内通径，最终管体在壁厚被减小很多的情况下自身仍能保持较高的强度，从而解决现有膨胀管的薄壁厚和高强度之间的矛盾。

一种石油天然气开采用N80钢级膨胀管，包括以下成分：

0.10wt%~0.3wt%的C；

1.0 wt%~2.5wt%的Mn；

0.3 wt%~1.5 wt%的Si；

0 wt%~1.0 wt%的Al；

0.02 wt%~0.1 wt%的Nb；

0wt%~0.02 wt%的Ti；

0wt%~0.01wt%的S；

0wt%~0.015wt%的P；

余量为Fe。

优选范围为：

0.15wt%~0.25wt%的C；

1.5wt%~2.0%的Mn；

1.0wt%~1.5wt%的Si；

0.3 wt%~0.8 wt%的Al；

0.05 wt%~0.1 wt%的Nb；

0.01wt%~0.02wt%的Ti；

0 wt%~0.005 wt%的S；

0wt%~0.015wt%的P；

余量为Fe。

根据上述技术方案所述N80钢级膨胀管的制备方法为：

1）按上述技术方案所述N80钢级膨胀管的成分铸造并轧制合金板；

2）对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管；

3）将所述膨胀管置入电阻式加热炉中以5℃/s的加热速度加热到介于T₁~T₂之间的两相区（亚温区）的某一特定温度T₅，T₅为750℃~800℃，保温30min~60min的时间，使之部分奥氏体化，其中T₁=A_C3-50℃，T₂= A_C1~A_C1+10℃，A_C3为钢在平衡加热时从珠光体刚好完全转化为奥氏体的相变温度，A_C1为钢在平衡加热时刚好发生珠光体向奥氏体转变时的温度，然后使之淬火处理得到马氏体+铁素体组织（两相区淬火工艺）；

4）将经过步骤3）处理的膨胀管再次置于电阻式加热炉中，以5℃/s的加热速度加热至T₁~T₂之间的亚温区（两相区）的某一特定温度T₆，T₆为740℃~780℃，当管材达到设定温度时，保温足够的时间使之在铁素体与回火马氏体之间生成符合要求的数量的富碳逆转变奥氏体（亚温回火工艺）；

5）将膨胀管初次淬入液体淬火介质中（可以考虑采用在线喷淋淬火，冷速大约为20℃/s~60℃/s），使管材的温度达到T₃~T₄之间的温度区间，即270℃~350℃，其中：T₃低于Ms点、T₄高于M_f点，Ms为钢在淬火过程中过冷奥氏体开始转变为马氏体的温度，M_f为马氏体相变的结束温度，根据淬火温度的高低，将有不同比例的奥氏体向马氏体转变；

6）将膨胀管迅速再次置于炉温为T₇（T₇介于T₃和M_S之间）T₇=350~400℃，的电阻式加热炉中，在此温度下保温15min，碳由马氏体扩散至奥氏体中，使奥氏体富碳；

7）最后，将膨胀管从炉中取出空冷或水淬至室温，获得由铁素体、马氏体、富碳残余奥氏体以及弥散析出的纳米级碳化物多相、多尺度组织构成的低合金高强、高韧、高塑钢膨胀管。

步骤5）、6）、7）合称为淬火-配分工艺。

进一步的，步骤5）和6）之间的间隔时间不要超过5s，以免淬火过程中得以保留的那部分残余奥氏体因管材温度下降过多而无法稳定存在，最终转化为马氏体或贝氏体而导致后续的配分工艺失效。

按照本发明，所述对对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管优选为：

在焊接过程中对膨胀管的内、外焊缝毛刺处进行砂轮打磨，清除毛刺。

按照本发明，对所述膨胀管进行淬火处理的淬火介质是水、油或者不同浓度（2%~10%）的聚乙烯醇水溶液。

所得的N80钢级膨胀管管材经热处理后的指标为：

屈服强度达到560Mpa~682MPa；管材的抗拉强度≧870MPa；管材总的伸长率≧28%；管材的均匀延伸率率≧19%；0℃，横向全尺寸冲击功≧90J，纵向全尺寸冲击功≧110J。

本发明实施例公开了一种全新的N80钢级膨胀管，各主要化学成分的作用，具体为：

钢中的碳含量对最终奥氏体、马氏体的碳含量与体积分数有着重要的影响。只有保证有足够的碳，才会形成足够的富碳残余奥氏体并能够稳定至室温。在某一淬火温度，随着含碳量的增加，奥氏体的体积分数在增加。碳含量较高时可以降低相变温度，呈现纳米级厚度组织，使钢的性能得到优化。但当碳含量大于0.5wt％时，会明显出现淬火脆性以及马氏体脆性，焊接性能变差。应选择合理的碳含量，在保证有足够残余奥氏体的同时避免Fe₃C形成造成的脆性，并改善焊接性能。

添加锰可降低马氏体转变温度Ms，增加残余奥氏体的含量，同时锰对钢板的韧性影响不大，当钢中含有1.5％~2.5％的锰时，还可以有效地提高残余奥氏体分解的抗力。但太多含量的锰 (>2.5%)会使残余奥氏体的稳定性大大提高，以致存在较高的塑性变形时残余奥氏体也不会发生相变，对提高工件的延展性不利；另外锰含量的增加会使钢板中带状组织增多。并且在热处理后保存下来，最终钢板中会含有一定量地带状组织，而贝氏体、马氏体等硬相在带状组织中聚集，使钢板的脆性增加，塑性降低，力学性能下降。锰的含量取决于强度级别．一般强度从590MPa到780MPa时，锰的含量在1.0%到1.8%，通常锰含量一般在l%~2.5%之间。

硅通常不作为合金元素加入，它在常规含量范围内起辅助脱氧作用，含量小于1%时对力学性能贡献不大。当Si以固溶体的形式存在与奥氏体中时，可以提高钢的强度和硬度，其作用强于Mn、Ni、Cr、V、Mo等。Si作为非碳化物形成元素，在碳化物中的溶解度极低，在Q&P钢等温过程中，能够强烈抑制Fe₃C的形成，使碳进一步积聚于未转变的奥氏体中，促使马氏体开始转变温度M_S降至室温以下，形成富碳的残余奥氏体。合金奥氏体转变成贝氏体时，在所形成的碳化物中合金元素的含量等于奥氏体中合金元素的含量，这表明在贝氏体形成过程中，不发生合金元素的重新分配。加入不形成碳化物的元素，如Si，由于它强烈阻止贝氏体转变时碳化物的形成，促使未转变部分奥氏体富碳，从而推迟贝氏体的形成。

铝和硅一样，，也是非碳化物形成元素，能够强烈抑制Fe₃C的形成，使未转变奥氏体富碳。虽然铝的固溶强化效果弱于硅，但是在Q&P钢中，可以添加铝元素以降低硅的副作用。另外，采用铝代硅不影响钢的涂镀和焊接工艺，所以在要求涂镀和焊接的钢中常用铝代替硅。

铌能细化晶粒和降低钢的过热敏感性及回火脆性，提高强度，但塑性和韧性有所下降。在普通低合金钢中加铌，可提高抗大气腐蚀及高温下抗氢、氮、氨腐蚀能力。铌可改善焊接性能。在奥氏体不锈钢中加铌，可防止晶间腐蚀现象。

钛是强碳化物形成元素，它和N、O、C都有极强的亲和力。另外，Ti和S的亲和力大于Fe和S的亲和力，因此在含Ti钢中优先生成硫化钛，降低了生成硫化铁的几率，可以减少钢的热脆性。Ti与C形成的碳化物结合力极强、极稳定、不易分解，只有当加热温度达1000℃以上时，才开始缓慢地溶入固溶体中，在未溶人前，TiC微粒有阻止钢晶粒长大粗化的作用。Ti是极活泼的金属元素，Ti还能与Fe和C生成难溶的碳化物质点，富集于钢的晶界处，阻止钢的晶粒粗化，Ti也能溶人γ和α相中，形成固溶体，使钢产生强化。一般钢中Ti的加入量应大于0.025%。在钢液凝固过程中形成的大量弥散分布的TiC颗粒，可以成为钢液凝固时的固体晶核，利于钢的结晶，细化钢的组织，减少粗大柱状晶和树枝状组织的生成，可减少偏析降低带状组织级别。另外，Ti也能与N结合生成稳定的高弥散化合物，Ti还能减慢珠光体向奥氏体的转变过程。

硫在一般状况下也是钢中的有害元素，含硫较高的钢在高温下进行压力加工时，容易脆裂，通常叫做热脆性，会降低钢的延展性和韧性，在锻造和轧制时容易造成裂纹，同时，硫还回降低钢的耐腐蚀能力，恶化钢的焊接性能。

通常状况下，磷是钢中的有害合金元素，钢中的磷含量超过一定值时会在晶界处析出，破坏晶界强度，损坏其延展性，使钢的可塑性及韧性明显下降，该类情况在低温下尤为严重，这种现象叫做冷脆性，过高的磷含量会使钢的焊接性能变坏，同时降低钢的塑性，使其冷弯性能变坏。

本发明的生产方法通过将钢管加热到两相区（亚温区）进行保温处理。在两相区内，由于加热温度要高于高温回火的温度，且在此温度区间内的保温时间比较长，在该温度下钢中的原始态珠光体将发生分解，逆转变为奥氏体组织；此外，由于两相区加热温度低于完全奥氏体化温度A_C3，奥氏体晶粒难以长大，这有利于晶粒细化。将经过上述处理的钢管进行水淬，逆转变奥氏体会变成马氏体，最终获得铁素体+马氏体的双相组织。当将此双相组织再次加热到亚温区（两相区）进行短时间的回火处理时，双相组织中的马氏体会部分发生分解，逆转变为奥氏体，剩余未分解的马氏体则会在此温度下向逆转奥氏体中排碳，而使得逆转变奥氏体更加富碳；另外，在这之后的淬火-配分过程也进一步的促使在亚温过程中形成的逆转变奥氏体富碳，这些富碳措施均有利于常温下在钢中得到较多的残余奥氏体。

经检测，本发明方法生产的低合金钢除了在铁素体与马氏体之间存在部分粒状和针状的残余奥氏体之外，在原奥氏体晶界处以及铁素体晶粒内部还存在着部分颗粒状残余奥氏体。

由于软相铁素体的存在以及残余奥氏体在相变过程中素产生的形变诱发相变塑性（Trip）效应，获得的低合金多相钢比现有的常规调制钢具有更高的塑性，而且由于Nb、Ti的碳化物的析出强化作用，本发明方法生产的多相高均匀延伸低合金钢具有比形变诱发相变塑性（Trip）钢更高的强度以及比双相钢更好的综合力学性能。

本发明根据管材本身的化学成分，来改变初次淬火温度和等温温度及时间来获得不同相对含量的铁素体、马氏体、富碳残余奥氏体以及弥散析出的纳米级碳化物组成的微观组织。此外，根据管材用途的需要，可以选择合适的两相区（亚温区）保温温度、淬火温度以及配分温度，以期获得最优化的多相组织配比。

本发明适用于含锰、硅、铝、铌、钛等元素的合金钢。

本发明根据两相区（亚温）淬火和碳配分的原理，提出了含锰、硅、铝、铌、钛等元素的微合金钢的两相区（亚温）淬火和碳配分工艺，使焊管获得由铁素体、马氏体、富碳残余奥氏体以及弥散析出的纳米级碳化物的多相、多尺度组织构成的低合金钢的方法。与传统的调质（900℃完全奥氏体化后淬火+550℃高温回火30min）工艺相比较，相同成分的钢经过两相区（亚温）淬火和碳配分工艺处理，冲击韧性可以提高50%以上，均匀延伸率和断后伸长率可以分别提高100%和50%以上；与Trip钢相比较，相同成分的钢经过两相区（亚温）淬火和碳配分工艺，处理屈服强度和抗拉可以分别提高30%和20%以上。在同时考虑到钢材的强度和塑性两者之间的平衡时，两相区（亚温）淬火和碳配分工艺是一个合适的选择。

结合两相区淬火以及亚温回火-淬火-配分处理工艺，本发明提供了一种新型N80钢级膨胀管的成分设计以及热处理工艺，其特征在于，所述膨胀管的成分为：0.10wt%~0.3wt%的C；1.0 wt%~2.5wt%的Mn；0.3 wt%~1.5 wt%的Si；0 wt%~1.0 wt%的Al；0.02 wt%~0.1 wt%的Nb；0wt%~0.02wt%的Ti；0 wt%~0.01wt%的S；0 wt%~0.015 wt%的P；其余为Fe。按照本发明的成分以及热处理工艺所制备的膨胀管具有合金元素少、合金含量低、强度高、延伸率好、成本低等优点，从而解决了以往膨胀管制造中所存在的成本高、焊接性能差、膨胀后强度难以保证等技术难题，对我国焊管以及石油工业的发展具有重要的意义。

附图说明

图1是本发明膨胀管生产方法中的热处理工艺温度与时间的关系示意图，T₁=A_C3-50℃，T₂= A_C1~A_C1+10℃，T₃=Ms-40℃，T₄=Mf+50℃，T₅=750℃~800℃，T₆=740℃~780℃，t₆=15min；T₇为T₃和M_S之间的某一特定温度，t₇=15min，根据实验条件的不同，t₅分别取30min，60min ；

图2是发明实施例1所生产的N80钢级多相高均匀延伸膨胀管用钢的金相组织图片；

图3是发明实施例1所生产的N80钢级多相高均匀延伸膨胀管用钢的SEM（扫描电镜）照片；

图4是发明实施例1所生产的N80钢级多相高均匀延伸膨胀管用钢中的残余奥氏体X射线衍射结果示意图；

图5是发明实施例2所生产的N80钢级多相高均匀延伸膨胀管用钢的金相显微组织图片。

具体实施方式

下面将对本发明实施例中的的技术方案进行清楚、完整的描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明中很小的一部分，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

下面结合附图以及具体的实施例对本发明的N80钢级新型多相高均匀延伸膨胀管的成分及其生产方法作出进一步的详细说明。

实施例1

选用原材料钢的化学成分重量百分比如下：

0.15wt%~0.25wt%的C；1.5wt%~2.0%的Mn；1.0wt%~1.5wt%的Si；0.3 wt%~0.8 wt%的Al； 0.05 wt%~0.1 wt%的Nb；0.01wt%~0.02 wt%的Ti；0 wt%~0.005wt%的S；0wt%~0.01 wt%的P。

优选的成分为：C：0.15 wt%~0.25wt%、Mn：1.5wt%~2.0 wt%、Si：1.0wt%~1.5wt%、Al：0.3 wt%~0.8 wt%、Nb：0.1 wt%、Ti：0.02wt%、S：0.005wt%、P：0.01wt%，余量为Fe和不可避免的杂质。

优选后的生产步骤如下：

1）根据上述技术方案所述膨胀管的成分铸造并轧制合金板；

2）对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管；

3）将所述膨胀管置入电阻式加热炉中以5℃/s的加热速度加热到750℃~800℃的两相区保温30min的时间，使之部分奥氏体化，然后采用在线喷淋淬火的方式使之淬火处理得到马氏体+铁素体组织（两相区淬火工艺）；

4）将经过淬火处理的膨胀管再次置于电阻式加热炉中，以5℃/s的加热速度加热至740℃~780℃的两相区（亚温区），保温15min的时间使管材组织发生部分奥氏体化，在此过程中，双相组织中的马氏体会部分发生分解，逆转变为奥氏体，剩余未分解的马氏体则会在此温度下向逆转奥氏体中排碳，而使得逆转变奥氏体更加富碳（亚温回火工艺）；

5）采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管初次淬入冷速大约为60℃/s液体淬火介质中，使管材的温度达到270℃~330℃之间的温度区间， 然后立即迅速再次置于炉温为380℃的电阻式加热炉中，在此温度下保温15min，然后空冷至室温（淬火-配分工艺）。

经测试，膨胀管管材的抗拉强度≧900MPa，屈服强度为620MPa~682MPa，均匀延伸率为19%~23%，总延伸率为28%~32%。0℃时，横向全尺寸冲击功为90J J~97J，纵向全尺寸冲击功为110 J ~130J。

实施例2

选用原材料钢的化学成分同实施例1中之优选成分：

优选后的生产步骤如下：

1）根据上述技术方案所述膨胀管的成分铸造并轧制合金板；

2）对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管；

3）将所述膨胀管置入电阻式加热炉中以5℃/s的加热速度加热到750℃~800℃的两相区保温60min的时间，使之部分奥氏体化，然后采用在线喷淋淬火的方式使之淬火处理得到马氏体+铁素体组织（两相区淬火工艺）；

4）将经过淬火处理的膨胀管再次置于电阻式加热炉中，以5℃/s的加热速度加热至740℃~780℃的两相区（亚温区），保温15min的时间使管材组织发生部分奥氏体化，在此过程中，双相组织中的马氏体会部分发生分解，逆转变为奥氏体，剩余未分解的马氏体则会在此温度下向逆转奥氏体中排碳，而使得逆转变奥氏体更加富碳（亚温回火工艺）；

5）采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管初次淬入冷速大约为60℃/s液体淬火介质中，使管材的温度达到320~350℃之间的温度区间， 然后立即迅速再次置于炉温为380℃的电阻式加热炉中，在此温度下保温15min，然后空冷至室温（淬火-配分工艺）。

经测试，膨胀管管材的抗拉强度为≧870MPa，屈服强度为560MPa~640MPa，均匀延伸率为21%~25%，总延伸率为30%~34%。0℃时，横向全尺寸冲击功为95J以上，纵向全尺寸冲击功为120J以上。

对上述各实施例的多相高强、高韧、高塑钢的显微组织分析可见，经过该工艺处理过的高强、高韧、高塑钢膨胀管组织呈现出由铁素体、马氏体、富碳残余奥氏体以及弥散析出的纳米级碳化物组成的多相组织结构，同时通过X射线衍射对各实施例钢中的残余奥氏体进行测试，结果显示，残奥含量在8.8%~13.3%左右。

本发明方法生产的N80钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管的屈服强度不低于560MPa，管材的抗拉强度不低于870MPa，管材总的伸长率不低于28%；管材的均匀延伸率不低于19%，0℃，横向全尺寸冲击功不低于90J，纵向全尺寸冲击功不低于110J。测试结果表明，该膨胀管用钢实现了强度及塑性的优良结合，综合力学性能优于常规的双相钢以及Trip钢。

Claims (1)

1.一种石油天然气开采用N80钢级膨胀管的制备方法，其特征是成分组成如下：

0.10wt%~0.30wt%的C；1.0 wt%~2.5wt%的Mn；0.3 wt%~1.5 wt%的Si；0 wt%~1.0 wt%的Al；0.02wt%~0.1 wt%的Nb；0wt%~0.02wt%的Ti；0 wt%~0.01wt%的S；0 wt%~0.015 wt%的P；其余为Fe；具体制备步骤为：

1）按所述N80钢级膨胀管的成分铸造并轧制合金板；

2）对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管；

3）将所述膨胀管置入电阻式加热炉中以5℃/s的加热速度加热到介于T₁~T₂之间的两相区保温温度T₅，T₅为750℃~800℃，保温时间30min~60min，使之部分奥氏体化，其中T₁=A_C3-50℃，T₂= A_C1~A_C1+10℃，A_C3为钢在平衡加热时从珠光体刚好完全转化为奥氏体的相变温度，A_C1为钢在平衡加热时刚好发生珠光体向奥氏体转变时的温度，然后使之淬火处理得到马氏体+铁素体组织；

4）将经过步骤3）处理的膨胀管再次置于电阻式加热炉中，以5℃/s的加热速度加热至介于T₁~T₂之间的亚温区温度T₆，T₆为740℃~780℃，当管材达到设定温度时，保温足够的时间使之在铁素体与回火马氏体之间生成符合要求的数量的富碳逆转变奥氏体；

5）将膨胀管淬入液体淬火介质中，冷速为20℃/s~60℃/s，使管材的温度达到T₃~T₄之间的温度区间，即270℃~350℃，其中：T₃低于Ms点、T₄高于M_f点，Ms为钢在淬火过程中过冷奥氏体开始转变为马氏体的温度，M_f为马氏体相变的结束温度，根据淬火温度的高低，将有不同比例的奥氏体向马氏体转变；

6）将膨胀管迅速再次置于炉温为T₇的电阻式加热炉中，T₇介于T₃和M_S之间，T₇=350℃~400℃，在此温度下保温15min，碳由马氏体扩散至奥氏体中，使奥氏体富碳；

7）最后，将膨胀管从炉中取出空冷或水淬至室温，获得由铁素体、马氏体、富碳残余奥氏体以及弥散析出的纳米级碳化物多相、多尺度组织构成的低合金高强、高韧、高塑钢膨胀管。

2、如权利要求1所述一种石油天然气开采用N80钢级膨胀管的制备方法，其特征是成分组成范围为：0.15wt%~0.25wt%的C；1.5wt%~2.0%的Mn；1.0wt%~1.5wt%的Si；0.3 wt%~0.8 wt%的Al；0.05 wt%~0.1 wt%的Nb；0.01wt%~0.02wt%的Ti；0 wt%~0.005 wt%的S；0wt%~0.015wt%的P；余量为Fe。

3、如权利要求1所述一种石油天然气开采用N80钢级膨胀管的制备方法，其特征是步骤5）和6）之间的间隔时间不要超过5s，以免淬火过程中得以保留的那部分残余奥氏体因管材温度下降过多而无法稳定存在，最终转化为马氏体或贝氏体而导致后续的配分工艺失效。

4、如权利要求1所述一种石油天然气开采用N80钢级膨胀管的制备方法，其特征是步骤2）所述对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管工艺为：

在焊接过程中对膨胀管的内、外焊缝毛刺处进行砂轮打磨，清除毛刺。

5、如权利要求1所述一种石油天然气开采用N80钢级膨胀管的制备方法，其特征是步骤5）所述膨胀管进行淬火处理的淬火介质是水、油或者2%~10%的聚乙烯醇水溶液。

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