CN104109813A - 一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢，属于金属材料领域，它的组成如下，均为质量百分比：C：0.01～0.15%，Mn：0.5～2.0%，Cr：0.1～2.0%，Cu：0.1～0.5%，Si：0.4～2.0%，Mo：0.01～0.5%，Al：0.005～0.01%，Mg：0.0001～0.0015%，Ca：0.0001～0.0015%，Sn：0.01～0.10%，Nb：0.01～0.2%，Ti：0.01～0.2%，S≤0.010%，P≤0.010%，其余为Fe；其制备方法包括：冶炼、铸锭、热轧、淬火及回火、冷拔或冷轧、光亮退火。本发明的双相钢含有微量Sn元素和少量的Cr元素，具有低碳、高强度、高抗腐蚀性能、高膨胀成型性能，该钢材能够在油气田的复杂钻井完井和等井径井以及高级别的六级分支井分叉装置膨胀系统等环境中安全使用，其制备方法原理可靠，生产工艺简单，操作简便，实用性强。

Description

一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢及其制备方法

技术领域

本发明属于金属材料领域，涉及到现代工业领域中需要在水基介质中工作的高耐腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢及其制备方法，特别是涉及石油天然气工业中到复杂钻井和等井径井大膨胀率可膨胀管和六级分支井分叉装置膨胀系统用高耐腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢及其制备方法。 

背景技术

膨胀管技术是一项前景非常广阔的石油钻采技术，为钻井、固井、修井等工程领域提供了新的解决途径。在钻井、完井或修井作业中，利用机械压力或液压将膨胀工具沿轴向在套管内部运动，用冷加工的方式使整根套管沿径向膨胀变形，从而达到节省套管与套管之间环形空间、扩大钻井直径的目的。目前，国内外膨胀管专用钢材的研发尚处于初期阶段，尚无法满足膨胀管技术的要求，国内的可膨胀管用钢研究目前主要集中在高成本的高合金含量的相变诱发塑性钢和双相不锈钢中。因此开发低成本大膨胀率膨胀管用钢仍然是发展膨胀管技术的关键问题之一。 

对于可膨胀管用钢，考虑到膨胀管的膨胀过程实质上是金属材料在井下温度场(50～350℃)中的塑性变形过程，因此对膨胀管用钢的性能要求主要有以下几个方面： 

(1)膨胀管井下膨胀时的膨胀驱动力应该不大于现有的钻机可提供的动力； 

(2)膨胀管井下膨胀后的性能，包括：锚定悬挂强度、钢管的抗拉强度、屈服强度以及延伸率等其它力学性能指标仍能够达到API5CT中对于石油套管钢材的性能要求； 

(3)膨胀管应具有较低的Bauschinger效应以满足套管膨胀后仍具有较高的抗挤毁强度； 

(4)膨胀管用钢管应具有壁厚均度和较小的椭圆度，以满足膨胀管均匀膨胀的膨胀极限和锚定要求； 

(5)膨胀管用钢，应具有较高的抗油田采出水腐蚀能力，在酸性环境中还要求具有较强的抗CO2腐蚀、H2S腐蚀和H2S/CO2腐蚀的能力。 

这就要求可膨胀管用钢应具有以下特点： 

(1)应该具有较低的屈服强度、较低的屈强比、较高的抗拉强度、良好的塑性； 

(2)应该具有较高的均匀变形能力和加工硬化性能，较高的应变硬化指数n值，较好的 应变硬化系数K值、高且稳定的应变速率指数m值和较高的钢管厚向异性指数r值，同时还有优良的微观均匀变形能力Λ以及较强的综合变形能力F，以满足膨胀管材料膨胀过程的均匀性膨胀和需要的膨胀后的高力学性能要求。 

(3)膨胀管用钢的包申格效应： 

包申格效应是指金属材料预先加载产生一定量的塑性变形后卸载，再同向产生塑性变形时，屈服强度升高；反向产生塑性变形时，屈服强度降低的一种物理现象。由于膨胀管技术要求膨胀后的套管保持高的抗挤毁强度，套管的抗挤毁强度是与套管钢材的屈服强度密切相关的。因此，膨胀管专用钢材的包申格效应应该尽量的小，以保证膨胀后的套管的抗挤毁强度不会因为膨胀变形而降低。 

(4)膨胀管钢管膨胀后的径向回弹率： 

膨胀套管膨胀后的径向回弹是影响膨胀后套管的正常使用的重要因素。因此控制膨胀后的回弹率的高低也是影响膨胀管膨胀用钢的关键问题之一。膨胀后的回弹率的高低也是影响膨胀管膨胀用钢的关键问题之一。 

铁素体马氏体双相钢是上世纪七十年代以来发展起来的一种以Mn、Si为主要合金元素的低合金高强度钢，其显微组织是由软相的铁素体基体和散布于基体中的硬相马氏体组成。该组织的形成是通过两相区淬火后形成，并且可以通过不同的两相区淬火温度的调节改变铁素体与马氏体两相比例来调节钢材的力学性能。铁素体马氏体双相钢具有较优良的强度、延性与成型性。但是，铁素体马氏体双相钢是以Mn、Si为主要的合金化元素的具有双相组织的钢材，在油田采出液环境中抗腐蚀性能很差，对于石油天然气工业中长期受到油气层采出水侵蚀的环境的可膨胀管用钢，就存在很大的技术隐患。 

如中国专利CN101812631A公开了油井可膨胀套管用钢及其制造方法，油井可膨胀套管用钢合金材料各组分的质量百分比为：C：0.08～0.2％、Mn：1～2％、Si：0.15～0.35％、Al：0.02～0.06％、P≤0.01％、S≤0.005％、N≤0.008％、Ca：0.001～0.005％、余量为Fe，为了保证该材料的性能，制造的钢管须在730～790℃的F+A两项区进行等温处理，然后再350～450℃等温一定时间以获得F+无碳B+残余A的金相纤维组织。虽然具有上述钢合金材料组分的管材可利用膨胀过程中的相变诱导塑性效应，但是该可膨胀管材的变形率只有15％。另外，该套管因尺寸长度达8～10m，在730～790℃的F+A两项区加热及350～450℃等温热处理不仅工艺复杂，大规模生产的工艺控制难度大，而且制造成本很高； 

中国专利CN102517511A公开了高膨胀石油套管用钢及其用于制作石油套管的方法，涉及铁基合金，其元素组成原料按质量百分数计为：C：0.03～0.25％、Si：0.3～2.5％、Mn：0.5～4.0％、Cr：0～0.5％、S≤0.02％、P≤0.02％和Fe：余量，也可再加入Nb、Ti和V之中的一种、 两种或三种，经冶炼并制成钢管坯或钢板；由钢管坯采用无缝管成型技术制成高膨胀率无缝石油管套和由钢板采用直缝电阻焊制成高膨胀率有缝石油套管。虽然制成的石油套管的膨胀率≥30％，具有高膨胀率和低成本，但是对于钢材在油田采出水环境中的抗腐蚀性能没有考虑。 

因此，对于针对石油天然气工业中的需要，开发具有良好成型性能的高强塑性、抗腐蚀性能良好的铁素体马氏体双相钢就成了解决这种问题的关键。 

提高钢材在油气田采出水环境中的抗腐蚀能力，在铁素体马氏体双相钢中添加少量Cr元素是最为有效的手段，Cr是可以与Fe形成连续固溶体、缩小奥氏体相区的元素，Cr在含氧环境中形成致密、稳定的Cr2O3保护薄膜，是阻止介质对金属基体的继续渗入腐蚀具有很强钝化能力的元素，另外Cr作为合金元素添加到钢中可以提高钢的自腐蚀电位，减小自腐蚀电流，并且在Cr含量达到一定浓度，即当Cr的原子比达到1/8、2/8、3/8、…n/8，铁基固溶体的电极电位会跳跃式地增高，腐蚀也因此而减弱。钢的耐腐蚀性能会明显地提高，Cr是对钢材的固溶强化作用较弱的元素之一，并且在Cr含量小于1.5％的条件下，随着钢材Cr含量的增加，钢材在水基溶液中的自腐蚀电位增高、自腐蚀电流减小。根据钢的合金化原理，当钢中Cr含量不高时与Cu元素的联合加入对钢材抗腐蚀性能提高更为有效。因此在钢中联合添加Cr和Cu元素对于提高钢材的抗水基介质的腐蚀能力最为有效。 

Sn元素是元素周期系第ⅣA族元素，原子序数50，原子量118.69，Sn元素有三种同素异构体：白Sn，灰Sn和脆Sn。Sn元素在钢中是典型的内吸附元素，在钢中与Fe形成固溶体的量非常微小，大部分Sn元素是以低熔点金属形式偏聚在晶界处，导致含Sn钢的高温热加工性能变坏，这正是传统的冶金观念一直认为Sn元素是钢中有害元素的根本缘故。但是，也有人认为，如果不考虑Sn对钢高温性能的影响，在钢中加入微少量Sn可提高钢的耐腐蚀性，其强度也有一定提高，而对塑性却影响不大。如：在铸铁中加入微量Sn元素，可以明显的提高铸铁的性能。 

近年来，由于钢铁冶炼技术的发展，特别是纯净钢超纯净钢技术伴随的真空脱气技术RH、VOD、AOD的发展，导致的超低碳超纯铁素体不锈钢的产生，以及共偏聚强韧化理论的发展，特别是2010年，新日铁住金不锈钢公司(NSSC)确立了通过添加质量比约0.1％的Sn元素，使铁素体类(铬类)不锈钢的Cr含量可以降低3％以上，同时钢材的耐腐蚀性能得到飞跃性提高的技术。 

鉴于以上的技术背景，发明人在以常规Mn和Si为主要合金化元素的铁素体马氏体双相钢的基础上，采用纯净化冶炼技术、添加少量提高抗腐蚀性能合金元素Cr、Cu、Mo以及微量的Sn元素和Ti、Nb等微合金化元素开发了一种含有微量Sn元素的高抗腐蚀大膨胀率膨胀管用铁素体马氏体双相钢并根据可膨胀管技术对可膨胀管的技术要求，开发了满足这些要求的 可膨胀管钢的制备方法，取得了良好的效果。 

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术的缺点，提供一种含有微量Sn元素和少量的Cr元素，具有低碳、高强度、高抗腐蚀性能、高膨胀成型性能的铁素体马氏体双相钢，该钢材能够在油气田的复杂钻井完井和等井径井以及高级别的六级分支井分叉装置膨胀系统等环境中安全使用。 

本发明的另一目的在于提供高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢的制备方法，该方法原理可靠，生产工艺简单，操作简便，实用性强。 

本发明的目的通过以下技术方案来实现： 

一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢，所述双相钢组成如下，均为质量百分比：C：0.01～0.15％，Mn：0.5～2.0％，Cr：0.1～2.0％，Cu：0.1～0.5％，Si：0.4～2.0％，Mo：0.01～0.5％，Al：0.005～0.01％，Mg：0.0001～0.0015％，Ca：0.0001～0.0015％，Sn：0.01～0.10％，Nb：0.01～0.2％，Ti：0.01～0.2％，S≤0.010％，P≤0.010％，其余为Fe。 

一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢的制备方法，它包括以下步骤： 

S1.以工业纯铁、废钢、铬、锰、硅、锡和磷铁为原料，采用氧化钙坩埚在真空度为1×10^-4～1×10^-3Pa的真空感应炉中进行冶炼，熔炼过程采用两次精炼方式，一次精炼温度≥1650℃，精炼时间为10～40min，二次精炼温度≥1650℃，精炼时间为10～40min； 

S2.铸锭：冶炼后用纯铝、纯镁和纯钙强制脱氧，真空脱气后进行铸锭，钢水浇铸温度为1500～1550℃，采用控制浇铸成钢坯，浇注压力为1～3atm，浇注速度为35～40mm/s； 

S3.热轧：钢坯经1100～1150℃、45～52h扩散退火后，经热轧制成钢管或板材，热轧起始温度为1200～1250℃，终轧温度≥850℃，热轧后空冷，热轧后将钢材进行900～950℃加热正火处理； 

S4.淬火及回火：将经正火处理后的钢管或板材在740～780℃临界区淬火，200℃回火热处理1.5～2.5h，得铁素体+马氏体的双相钢组织钢管或板材； 

S5.冷拔或冷轧：将淬火及回火处理后的钢管或板材经冷拔或冷轧制成精密无缝钢管，将板材进行冷轧制成高频直缝焊管的基础板材； 

S6.光亮退火：将冷拔或冷轧后的精密无缝钢管、高频直缝焊管的基础板材经680～700℃、1.5～2.5h光亮退火，得高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢。 

进一步地，所述工业纯铁和废钢的含碳量≤0.0218％、纯度为99.8～99.9％，铬的纯度≥99.5％，锰的纯度≥99.5％，硅铁合金和锡的纯度≥99.5％。 

该钢材的冶炼方式采用在感应加热真空炉中冶炼、二次精炼(第一次精炼脱碳控制钢中 的含碳量，第二次精炼脱硫磷)、深度脱硫脱氧、真空脱气、控制浇铸。特别是，在冶炼中为进一步提高钢的洁净度，将钢中的S降低到0.01％以下，非金属夹杂的尺度控制在10μm以下。 

本发明的一种高耐腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢成分设计要点为： 

(1)为了提高钢材的抗腐蚀性能，采用低碳(0.01～0.15％)含量和恰当的Mn、Si含量； 

(2)添加了少量的Cr(0.1～2.0％)、Cu(0.1～0.5)和Mo(0.01～0.1％)元素、以及微量的Sn元素； 

(3)加入Mo元素可与Sn元素共同作用，既防止了Sn元素在晶界处单一偏聚造成的热脆性，又形成了对钢强韧化有益的共偏聚效应； 

(4)加入微少量的Ca元素与钢中的Sn和S元素共同作用，会进一步改善钢材的冷加工性能，还可以提高钢材的纯净度； 

(5)加入微少量的Mg元素可对钢材进行深度脱氧以提高其纯净度。 

采用如上的成分设计及制备方法，即可得到本发明的一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢，可以在石油与天然气领域等含有腐蚀介质的膨胀管技术中安全应用，该钢材的组织为铁素体马氏体双相，屈服强度为250～450MPa，抗拉强度为450～700MPa，延伸率≥15％，屈强比≤0.6，应变硬化指数≥0.2。 

本发明具有以下优点： 

(1)本发明的钢具有较低的Mn、Si含量和一定的微合金化元素Nb、Ti，可以得到细化的晶粒尺寸； 

(2)本发明的钢同时含有一定的Cr、Cu、Mo元素和微量的Sn元素，以提高钢材的抗水基介质腐蚀能力； 

(3)本发明的钢为采用纯Al、Mg、Ca脱氧的具有尽可能低的S、P元素含量和非金属夹杂含量的洁净钢，这是保证钢材获得高的膨胀性能的关键； 

(4)本发明的钢中含有少量的Mo元素，是因为添加了少量的Mo元素细化晶粒和提高耐热性能，尤其是抗蠕变性能，同时Mo元素可与Sn元素共同作用，既防止了Sn元素在晶界处的单一偏聚造成热脆性，又可以形成对钢强韧化有益的共偏聚效应； 

(5)本发明的钢是具有低碳、高强度、高抗腐蚀性能、高膨胀成型性能的铁素体马氏体双相钢，该钢材能够在油气田的复杂钻井完井和等井径井以及高级别的六级分支井分叉装置膨胀系统等环境中安全使用； 

(6)本发明方法原理可靠，生产工艺简单，操作简便，实用性强。 

附图说明

图1为实施例1中经热轧后将钢管进行900℃加热正火处理后的组织结构示意图； 

图2为实施例1中将经正火处理后的钢管在740℃临界区淬火，200℃回火热处理2h后的组织结构图，其中图(a)为光学显微镜图片，图(b)为电镜扫描图片； 

图3为实施例1中将钢管经680℃、1.5h光亮退火后的组织结构图，其中图(a)为光学显微镜图片，图(b)为电镜扫描图片； 

图4为实施例1中将冷拔后的钢管经30％膨胀，用4％的硝酸酒精侵蚀，500倍的光学显微镜下观察的组织照片； 

图5为机械性能测试中钢管拉伸试样示意图； 

图6为实施例1中钢管经900℃加热正火处理、740℃临界区淬火后的拉伸曲线示意图； 

图7为实施例1中钢管经680℃、1.5h光亮退火处理后的拉伸曲线示意图。 

具体实施方式

下面结合附图及实施例对本发明做进一步的描述，本发明的保护范围不局限于以下所述。 

实施例1：一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢管，所述双相钢管组成如下，均为质量百分比：C：0.12％，Mn：1.0％，Cr：1.4％，Cu：0.5％，Si：1.2％，Mo：0.10％，Al：0.01％，Mg：0.001％，Ca：0.0001％，Sn：0.10％，Nb：0.15％，Ti：0.01％，S为0.01％，P为0.010％，其余为Fe。 

上述高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢管的制备方法，它包括以下步骤： 

S1.冶炼：真空感应炉冷态时的极限真空度抽至1×10^-4Pa，合金料中纯铁(含碳量≤0.0218％、纯度为99.8％～99.9％)外表面氧化皮不打磨，与废钢(含碳量≤0.0218％、纯度为99.8％～99.9％)和纯度≥99.5％的Cr、Mo、Cu、Si和磷铁放入氧化钙坩锅，送电熔化至液态进行一次精炼，精炼温度为1650℃，时间10min，真空度≤10^-3Pa；加入金属纯Al进行预脱氧；升温进行二次精炼，精炼温度为1650℃，时间10min，真空度≤10^-3Pa； 

S2.铸锭：二次精炼完毕，加入金属Ti和Nb，送电熔化再加入Mn和Sn至液态，顺序加入金属纯Al、金属纯Mg和金属纯Ca进行终脱氧；抽真空，使炉内真空度不小于10^-3Pa，保持抽真空进行脱气时间不少于10分钟后浇铸，浇注温度为1500℃，采用控制浇铸成钢坯，浇注压力为1atm，浇注速度为35mm/s； 

S3.热轧：钢坯经1100℃、45h扩散退火后，经热轧制成直径114mm、壁厚8mm的钢管，热轧起始温度为1200℃，终轧温度为850℃，热轧后空冷，热轧后将钢管进行900℃加热正火处理，其钢管的组织结构图如图1所示，从图1可以看出，经正火处理后的钢的组织为铁素体加少量珠光体； 

S4.淬火及回火：将经正火处理后的钢管在740℃临界区淬火，200℃回火热处理2h，得铁素体+马氏体的双相钢组织钢管，其钢管的光学显微镜照片如图2(a)所示，扫描电镜照 片如图2(b)所示，经图像分析结果证明，经740℃临界区淬火马氏体(包括少量残余奥氏体)含量为18.57％；从2(a)可以看出，在临界区温度740℃后水淬，双相钢组织中的马氏体沿先共析铁素体晶界分布，在金相和扫描电镜中显示为无规则小岛状，形态上还保留着原先正火后奥氏体边界的痕迹，即在铁素体周边分布着均匀的马氏体岛； 

S5.冷拔及光亮退火：将淬火及回火处理后的钢管经冷拔缩径至直径108mm、厚度为6.5mm，经680℃、1.5h光亮退火，最后进行内孔珩磨加工制成高耐腐蚀的胀率达到30％的侧钻水平井膨胀管用钢管。钢管经冷拔后，经680℃、1.5h光亮退火的显微组织结构如图3所示，图(a)为200倍光学纤维组织照片，图(b)为2000倍的SEM照片，由图3可以看出：钢管经冷拉拔后，虽经680℃、1.5h光亮退火，其光学显微镜组织呈现出明显的晶粒拉长现象，且由于冷拔变形造成的钢材的织构和不同晶粒的空间位相差别，使得不同晶粒的空间位相差别导致不同晶粒在侵蚀剂的作用下呈现出不同的反差。将冷拔后的钢管经30％膨胀，用4％的硝酸酒精侵蚀，500倍的光学显微镜下观察组织照片，如图4所示，从图4可以看出经过冷拔缩径后再进行30％膨胀的钢管组织进过膨胀变形后，作为双相钢基体的软相铁素体晶粒呈现明显的形变特征，由膨胀前的等轴晶转变为膨胀后的沿膨胀法向方向的扁平状，而硬相马氏体相基本保持了形变前的沿铁素体晶界呈块状分布的状况。 

一、机械性能测试： 

1.实验方法：在MTS810万能材料试验机上按GB/T228.1-2010《金属材料室温拉伸试验方法》对实施例1的钢管进行力学性能测试，试样采用线切割沿钢管轴向截取，加工成片状拉伸试样，试样厚度a＝1.4mm。试验每组采用三个平行试样，对所得结果取平均值，其形状和尺寸如图5所示，图中试样尺寸单位为mm。 

2.实验结果：如图6、图7、表1、表2所示。 

(1)图6为钢管经900℃加热正火处理、740℃临界区淬火后的拉伸曲线，由图6可以看出经900℃加热正火处理、740℃临界区淬火后钢管具有两个显著特点：a.具有低屈服强度；b.无屈服点伸长，即表现为连续的屈服特性。从图6的拉伸曲线可以看出，具有19.87％马氏体相的铁素体马氏体双相钢拉伸曲线没有明显的屈服点，钢材的屈服属于连续屈服，其应力-应变曲线呈光滑的拱形，无屈服点延伸，这对于避免成型零件表面起皱，从而不需要附加的精整工序非常重要，该钢具有高的加工硬化速率，尤其是初始的加工硬化速率，这样，只需5％以下的应变，就可使双相钢的流变应力达到500～550MPa，与通常低合金高强度钢的屈服强度相当。同时实施例1钢管具有低的屈服强度，这使工件易于成型、回弹小，同时工模具的磨损也小，钢材具有高的抗拉强度。由于屈服强度低、抗拉强度高，构件易于成型且成型后的构件具有高的压溃抗力、撞击吸能和高的疲劳强度；另外，由实施例1钢管的拉伸曲线 可以看出，钢材均匀伸长率和总伸长率大与同样强度的低合金高强度钢相比，实例1双相钢的均匀伸长率和总伸长率要高1/3左右。 

(2)图7为钢管经680℃、1.5h光亮退火处理后的拉伸曲线，由图7可以看出钢管经过冷拉拔后的光亮退火后的拉伸曲线与图6类似，只是钢材经过冷拉拔强度、延伸率稍有减低，对于进行膨胀实验后的钢管再进行拉伸时，变得比较特殊；经过膨胀形变后的钢管，由于加工硬化导致在进行拉伸时虽然保留了双相钢拉伸没有明显屈服点的特性，但是不间断的连续屈服阶段消失，且钢管屈服后和快到达强度峰值，随后强度快速下降直至断裂。 

(3)表1为实施例1的钢管经900℃加热正火处理、740℃临界区淬火处理和钢管经740℃临界区淬火再经不同膨胀率膨胀处理后的机械性能测试结果。 

表1：实施例1钢管的机械性能测试结果 

由表1可知：实施例1的钢管经过经900℃加热正火处理、740℃临界区淬火处理后开始屈服的强度为378Mpa、抗拉强度为526MPa，经过随后的冷拉拔缩径后，由于应变强化的作用，开始屈服的强度上升为392Mpa、抗拉强度也升高到为552MPa；在随后的膨胀实验中，随着钢管膨胀率的增大，开始屈服的强度值和抗拉强度值均增大，到膨胀率30％分别达到485MPa和625MPa。 

(4)表2为实施例1的钢管经900℃加热正火处理、740℃临界区淬火处理后，冷拉拔缩径后和进行5～30％机械膨胀后的应变硬化指数n值； 

计算方法如下：按照GB/T5028-2008标准规定，试样拉伸时的均匀塑性应变范围在2％以上时，计算值时材料应变硬化指数值的计算方法，根据拉伸试验获得的工程应力和工程应变计算出真应力和真应变： 

S＝σ(1+ε) 

e＝ln(1+ε) 

式中：S为真应力，e为真应变，σ为工程应力，ε为工程应变。 

根据金属材料拉伸均匀塑性变形阶段的真应力和真应变的关系，Hollomon公式： 

S＝Keⁿ

式中：K为应变硬化系数，是真应变为1时的真应力，n为应变硬化指数。对Hollomon对公式取对数，转变为公式为： 

ln S＝ln K+n ln e 

进而求得应变硬化指数n值。 

根据实施例1钢管拉伸的真应力-真应变曲线，按照上述方法分别求得施例1钢管经900℃加热正火处理、740℃临界区淬火处理后，冷拉拔缩径后和进行5～30％机械膨胀后的应变硬化指数n值； 

GB/T5028-2008标准规定计算n值时，所取的塑性应变范围至少为2％，膨胀率为30％的试样拉伸时的均匀塑性应变范围不足1％，因此其n值未予以求出。 

表2：实施例1钢管不同膨胀率膨胀后的应变硬化指数 

二、抗腐蚀性能实验 

1.实验方法：分别将实施例1的钢管经900℃加热正火处理、740℃临界区淬火处理后，冷拉拔缩径后和进行5～30％机械膨胀后的试样放置在含有酸性气体的油气田开发环境中进行腐蚀失重试验和腐蚀电化学实验。腐蚀溶液为模拟某油田井下地层水环境，溶液组成为：NaCl为1623.18mg/l，CaCl₂为216mg/l，NaHCO₃为1947mg/l，MgCl₂为980.82mg/l，其余为蒸馏水。溶液总矿化度为4767mg/l，溶液水型为NaHCO₃型、Cl-浓度为1809mg/l，腐蚀溶液的pH值为7.9，其中CO₂分压为1MPa，试验温度选择CO₂腐蚀最为严重的90℃，试验时间为144h；腐蚀电化学测试在室温下进行；为了便于分析与只含有Mn和Si的铁素体马氏体双相钢07MnSi试样作对比。 

腐蚀电化学测试是在90℃不除气的NICE标准溶液A中进行，采用三电极体系：辅助电极为铂电极、参比电极为饱和甘汞电极、研究电极为实例1试样，溶液温度用水浴控温在90 ℃，电化学仪器是ZF-9型恒电位仪。采用恒电位法测定钢材的的极化曲线，确定钢材的自腐蚀电位V_corr、自腐蚀电流I_corr。 

2.实验结果：表3为实施例1钢管和07MnSi钢的电化学腐蚀数据，表4为实施例1钢管不同膨胀率膨胀后的电化学腐蚀数据。 

表3：实施例1钢和07MnSi钢的电化学腐蚀测试结果 

表4：实施例1钢管不同膨胀率膨胀后的电化学腐蚀数据 

由表3可以看出，实施例1钢管中由于Cr、Mo、Sn元素的加入，使得钢材的自腐蚀电位较07MnSi钢升高，自腐蚀电流减小。与07MnSi钢相比较，实施例1钢管的自腐蚀电位较常规07MnSi钢提高了77mV，自腐蚀电流值从07MnSi钢的0.055mA/cm²降低到0.0018mA,，钢材的年腐蚀速率只也从07MnSi钢的0.87mm降低到实施例1钢管的0.0278mm，由此可以看出，实施例1钢管在NICE标准溶液A溶液中的抗腐蚀性能较仅仅含Mn、Si元素的铁素体马氏体双相钢07MnSi钢有明显提高。 

由表4可以看出实施例1钢管的抗腐蚀性能随着膨胀比率的增大由抗腐蚀性能降低的倾向，这可能与双相钢中的软相铁素体在膨胀形变过程中形成的部分孪晶和膨胀导致的晶体转动和亚晶形成导致的低Σ晶界(小于Σ271的晶界)有关。由此可以看出，实施例1钢管在NICE标准溶液A溶液中的抗腐蚀性能较仅仅含Mn、Si元素的双相钢07MnSi钢要明显提高。 

实施例2：一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢管，所述双相钢管组成如下，均为质量百分比：C：0.01％，Mn：2.0％，Cr：0.1％，Cu：0.1％，Si：2.0％，Mo：0.01％，Al：0.005％，Mg：0.0015％，Ca：0.0008％，Sn：0.01％，Nb：0.2％，Ti：0.12％，S为0.008％，P为0.005％，其余为Fe。 

上述高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢管的制备方法，它包括以下步骤： 

S1.冶炼：真空感应炉冷态时的极限真空度抽至1×10^-3Pa，合金料中纯铁(含碳量≤0.0218％、纯度为99.8％～99.9％)外表面氧化皮不打磨，与废钢(含碳量≤0.0218％、纯度为99.8％～99.9％)和纯度≥99.5％的Cr、Mo、Cu、Si和磷铁放入氧化钙坩锅，送电熔化至液态进行一次精炼，精炼温度为1800℃，时间40min，真空度≤10^-3Pa；加入金属纯Al进行预脱氧；升温进行二次精炼，精炼温度为1950℃，时间40min，真空度≤10^-3Pa； 

S2.铸锭：二次精炼完毕，加入金属Ti和Nb，送电熔化再加入Mn和Sn至液态，顺序加入金属纯Al、金属纯Mg和金属纯Ca进行终脱氧；抽真空，使炉内真空度不小于10^-3Pa，保持抽真空进行脱气时间不少于10分钟后浇铸，浇注温度为1550℃，采用控制浇铸成钢坯，浇注压力为3atm，浇注速度为40mm/s； 

S3.热轧：钢坯经1150℃、52h扩散退火后，经热轧制成直径为139.7mm、壁厚9.2mm的钢管，热轧起始温度为1250℃，终轧温度为900℃，热轧后空冷，热轧后将钢管进行950℃加热正火处理； 

S4.淬火及回火：将经正火处理后的钢管在780℃临界区淬火，200℃回火热处理2.5h，得铁素体+马氏体的双相钢组织钢管； 

S5.冷拔及光亮退火：将淬火及回火处理后的钢管经冷拔缩径至直径133mm、厚度为7.5mm，经700℃、2.5h光亮退火，最后进行内孔珩磨加工制成高耐腐蚀的膨胀率高于25％的六级分支井分叉装置膨胀系统用钢管。 

一、机械性能测试： 

1.实验方法：同实施例1 

2.实验结果：如表5所示。 

表5：实施例2钢管的机械性能测试结果 

二、抗腐蚀性能实验 

1.实验方法：同实施例1。 

2.实验结果：如表6所示。 

表6：实施例2钢管的抗腐蚀性能测试结果 

实施例3：一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢管，所述双相钢管组成如下，均为质量百分比：C：0.15％，Mn：0.5％，Cr：2.0％，Cu：0.3％，Si：0.4％，Mo：0.5％，Al：0.008％，Mg：0.0001％，Ca：0.0015％，Sn：0.05％，Nb：0.01％，Ti：0.2％，S为0.002％，P≤0.008％，其余为Fe。 

上述高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢管的制备方法，它包括以下步骤： 

S1.冶炼：真空感应炉冷态时的极限真空度抽至0.5×10^-3Pa，合金料中纯铁(含碳量≤0.0218％、纯度为99.8％～99.9％)外表面氧化皮不打磨，与废钢(含碳量≤0.0218％、纯度为99.8％～99.9％)和纯度≥99.5％的Cr、Mo、Cu、Si和磷铁放入氧化钙坩锅，送电熔化至液态进行一次精炼，精炼温度为2000℃，时间30min，真空度≤10^-3Pa；加入金属纯Al进行预脱氧；升温进行二次精炼，精炼温度为2100℃，时间25min，真空度≤10^-3Pa； 

S2.铸锭：二次精炼完毕，加入金属Ti和Nb，送电熔化再加入Mn和Sn至液态，顺序加入金属纯Al、金属纯Mg和金属纯Ca进行终脱氧；抽真空，使炉内真空度不小于10^-3Pa，保持抽真空进行脱气时间不少于10分钟后浇铸，浇注温度为1520℃，采用控制浇铸成钢坯，浇注压力为2atm，浇注速度为38mm/s； 

S3.热轧：钢坯经1130℃、50h扩散退火后，经热轧制成139.7mm、壁厚9.2mm的钢管，热轧起始温度为1220℃，终轧温度为1000℃，热轧后空冷，热轧后将钢管进行930℃加热正火处理； 

S4.淬火及回火：将经正火处理后的钢管在760℃临界区淬火，200℃回火热处理1.5h，得铁素体+马氏体的双相钢组织钢管； 

S5.冷拔及光亮退火：将淬火及回火处理后的钢管经冷拔缩径至直径133mm、厚度为7.5mm，经690℃、2h光亮退火，最后进行内孔珩磨加工制成高耐腐蚀的胀率达到30％的侧钻水平井膨胀管用钢管。 

一、机械性能测试： 

1.实验方法：同实施例1 

2.实验结果：如表7所示。 

表7：实施例3钢管的机械性能测试结果 

二、抗腐蚀性能实验 

1.实验方法：同实施例1。 

2.实验结果：如表8所示。 

表8：实施例3钢管的抗腐蚀性能测试结果 

Claims (4)

1.一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢，其特征在于，所述双相钢组成如下，均为质量百分比：C：0.01～0.15%，Mn：0.5～2.0%，Cr：0.1～2.0%，Cu：0.1～0.5%，Si：0.4～2.0%，Mo：0.01～0.5%，Al：0.005～0.01%，Mg：0.0001～0.0015%，Ca：0.0001～0.0015%，Sn：0.01～0.10%，Nb：0.01～0.2%，Ti：0.01～0.2%，S≤0.010%，P≤0.010%，其余为Fe。

2.如权利要求1所述的一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢，其特征在于，所述双相钢的屈服强度为250～450 MPa，抗拉强度为450～700MPa，延伸率≥15%，屈强比≤0.6，应变硬化指数≥0.2。

3.如权利要求1所述的一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢的制备方法，其特征在于，它包括以下步骤：

S1. 冶炼：以工业纯铁、废钢、铬、锰、硅、锡和磷铁为原料，采用氧化钙坩埚在真空度为1×10^-4～1×10^-3Pa的真空感应炉中进行冶炼，熔炼过程采用两次精炼方式，一次精炼温度≥1650℃，精炼时间为10～40min，二次精炼温度≥1650℃，精炼时间为10～40min；

S2. 铸锭：冶炼后用纯铝、纯镁和纯钙强制脱氧，真空脱气后进行铸锭，钢水浇铸温度为1500～1550℃，采用控制浇铸成钢坯，浇注压力为1～3atm，浇注速度为35～40mm/s；

S3. 热轧：钢坯经1100～1150℃、45～52h扩散退火后，经热轧制成钢管或板材，热轧起始温度为1200～1250℃，终轧温度≥850℃，热轧后空冷，热轧后将钢材进行900～950℃加热正火处理；

S4. 淬火及回火：将经正火处理后的钢管或板材在740～780℃临界区淬火，200℃回火热处理1.5～2.5h，得铁素体+马氏体的双相钢组织钢管或板材；

S5. 冷拔或冷轧：将淬火及回火处理后的钢管或板材经冷拔或冷轧制成精密无缝钢管，将板材进行冷轧制成高频直缝焊管的基础板材；

S6. 光亮退火：将冷拔或冷轧后的精密无缝钢管、高频直缝焊管的基础板材经680～700℃、1.5～2.5h光亮退火，得高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢。

4.如权利要求3所述的一种高耐油气田采出水腐蚀的大膨胀率膨胀管用双相钢的制备方法，其特征在于，所述工业纯铁和废钢的含碳量≤0.0218%、纯度为99.8～99.9%，铬、锰、硅和锡的纯度≥99.5%。