CN104870677B - 用于岩石钻进组件的贝氏体钢 - Google Patents

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Abstract

一种贝氏体钢，所述贝氏体钢按重量％(重量％)计包含：C：0.16～0.23；Si：0.8～1.0；Mo：0.67～0.9；Cr：1.10～1.30；V：0.18～0.4；Ni：1.60～2.0；Mn：0.65～0.9；P：≤0.020；S：≤0.02；Cu：＜0.20；N：0.005重量％～0.012重量％，余量为Fe和不可避免的杂质。

Description

用于岩石钻进组件的贝氏体钢
技术领域
本发明涉及贝氏体钢(bainitic steel)。本发明还涉及包含所述贝氏体钢的钻杆组件。本发明还涉及制造所述钻杆组件的方法。本发明还涉及本发明贝氏体钢在地面上的空气冷却顶锤钻进期间在钻杆的表层硬化连接器中的用途。
背景技术
用于采矿和建造工作的钻杆通常包含中心杆部、带螺纹的外止口(male end)和带螺纹的内止口(female end)。在操作中，钻头(drilling head)或钻削头(drilling bit)拧在杆的外止口上且钻头通过钻机(drill rig)驱动进入岩石或地面中。一种类型的钻进是所谓的“顶锤钻进”(top hammerdrilling)，其中以向钻杆提供高旋转运动和撞击的方式布置钻机。随着钻孔长度的前进，通过将另外的钻杆拧在先前钻杆的末端上可以延长钻杆。
通过对钢杆的末端进行铸造和形成螺纹而成为配对的外孔连接器(male connector)和内孔连接器(female connector)，可以制造钻杆。然而，现今最普通的实践是分别制造外孔连接器和内孔连接器并然后利用摩擦焊接将所述连接器连接到钢杆的各个末端。
关于钻杆的一个问题是其使用寿命相对短，是因为钻杆的磨损和必须更换的速率对钻进操作的总成本具有直接影响。另外的问题是杆的强度。如果杆断裂，则可能花费大量时间将其从钻孔取出。
在过去，为了改进钻杆，已经完成了一些工作。例如，WO97/27022涉及在摩擦焊接之后在连接器与中心杆之间的界面中发生的软材料区域的问题。当将连接器和中心杆摩擦焊接在一起时，在连接器与中心杆之间的界面中产生热。将加热区域称作“热影响区域”，(HAZ)。在HAZ中，将钢材退火并在杆与连接器之间的界面中产生软材料的区域。所述软区域变成钻杆最弱的部分且通常是其中钻杆断裂的位置。为了解决该问题，WO97/27022提出了一种钢，其中已经以HAZ中回火最多的部分的硬度具有与钻杆芯硬度相等的硬度的方式对化学组成进行了平衡。
在WO97/27022中描述的钢已经导致了钻杆使用寿命的提高，尤其是考虑到在连接器与中心杆之间界面中的故障时情况如此。然而，钻杆的总使用寿命仍不足。
实地观察显示，现今在连接器与中心杆之间的界面中很少发生钻杆的故障。相反，钻杆的寿命长度看起来受到连接器带螺纹部分故障的限制。
因此，本发明的目的是解决上述问题中的至少一个问题。特别地，本发明的目的是获得改进的钢组合物，其使得可制造具有长使用寿命的钻杆。本发明另外的目的是获得成本有效的钻组件，其能够长时间使用。本发明另外的目的是获得制造耐磨的钻组件的方法。本发明又一另外的目的涉及改进的钢组合物在岩石钻进组件中的用途。
发明内容
根据本发明，通过一种贝氏体钢来满足这些目的中的至少一个，所述贝氏体钢包含(按重量％计量)：
C：0.16～0.23
Si：0.8～1.0
Mo：0.67～0.9
Cr：1.10～1.30
V：0.18～0.4
Ni：1.60～2.0
Mn：0.65～0.9
P：<0.020
S：<0.02
Cu：<0.20
N：0.005重量％～0.012重量％
余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明的钢主要旨在用于制造在升高的温度即300℃～500℃下经受重复磨损的表层(case)硬化的组件，例如钻杆中的表层硬化的带螺纹连接器。这些组件具有马氏体(martensitic)表面区域和贝氏体-马氏体芯。
根据在顶锤钻进期间实施的现场试验的结果已经显示，由本发明的钢制造的表层硬化的钻杆比由常规钢制造的钻杆令人意外地持续更长的时间。
在地面之上的顶锤岩石钻进-或土壤钻进期间，钻杆经受源自钻机的强烈撞击。所述撞击造成振动波，所述振动波通过互相连接的钻杆而向下传递至孔底中的钻头。随着振动波传递通过互相连接的杆，其能量的约5％以热的形式损失，所述热主要是在互相连接的钻杆的外孔连接器和内孔连接器的螺纹中产生的。因此，在顶锤钻进期间在连接器中的工作温度高，通常高达300℃，而且其可达到500℃。在地面之上的顶锤钻进中，通常使用空气冷却钻杆以及除去钻屑(drill cuttings)。然而，空气不是高效的冷却流体且不会充分地冷却杆以避免如下情况：产生的热使得钻杆连接器的螺纹中的马氏体表层转变为较软相的渗碳体和铁素体。在常规钻杆中，马氏体的转变可能会造成螺纹的表面软化并最终造成连接器磨坏。这是因为耐粘着磨损性与硬度直接相关。
并未完全理解由本发明的钢制造的钻杆具有令人意外的长使用寿命的原因。然而，在不受理论约束的情况下，认为钢中平衡量(balancedamount)的合金元素硅、钼、铬和钒使得钻杆连接器的马氏体表面在顶锤钻进期间的高工作温度下保持硬度。
硅使得ε碳化物稳定并因此阻滞连接器的硬马氏体表面区域在高达约300℃的温度下转变为较软的渗碳体和铁素体。然而，随着在钻进期间连接器中的温度升高，表层硬化连接器的表面中的马氏体相将最终开始转变为渗碳体和铁素体。因此连接器的表面区域中马氏体的量下降，结果表面区域的硬度也下降。在马氏体转变为渗碳体和铁素体期间，碳释放入钢中。
在本发明的钢中，合金元素钼、铬和钒与产生自转变的马氏体相产生的过量碳形成硬且稳定的碳化物。硬的碳化物在连接器的剩余马氏体相中析出并由此补偿因马氏体转变为渗碳体而损失的硬度。
连接器的芯由马氏体和贝氏体(bainite)构成。贝氏体是渗碳体相和铁素体相的精细混合物。贝氏体在高温下稳定并因此保持足够强以在高工作温度下支持连接器的硬化表面区域。
根据一种可选方案，在本发明的钢中Si的量为0.85重量％～0.95重量％。
根据一种可选方案，在本发明的钢中Mo的量为0.70重量％～0.80重量％。
根据一种可选方案，在本发明的钢中Cr的量为1.20重量％～1.25重量％。
根据一种可选方案，在本发明的钢中V的量为0.20重量％～0.30重量％，优选为0.2重量％～0.25重量％。
根据一种可选方案，在本发明的钢中N的量为0.005重量％～0.008重量％，更优选为0.008重量％～0.012重量％。
本发明还涉及包含本发明钢的用于岩石钻进的组件。
所述组件可以为用于钻杆的带螺纹的外孔连接器或内孔连接器。
例如，所述组件为包含带螺纹的外孔连接器和带螺纹的内孔连接器的钻杆。
本发明还涉及制造用于岩石钻进的组件的方法，所述方法包括如下步骤：
a.由本发明的钢形成如上所述的用于岩石钻进的组件；
b.将所述组件加热至奥氏体化温度；
c.将所述组件在含碳气氛中、在奥氏体化温度下保持预定时间；
d.将所述组件冷却。
优选地，将所述组件加热至900℃～1000℃的温度。
优选地，将所述组件在CO和H2的气氛中加热。
优选地，将所述组件加热3～6小时。
优选地，将所述组件在空气中冷却。
本发明还涉及在地面之上的空气冷却顶锤钻进期间本发明的贝氏体钢在钻杆用表层硬化连接器中的用途。
发明详述
本发明的钢按重量％(重量％)计量包含如下元素：
碳(C)。在本发明的钢中包含碳以进行强化并控制钢的最终结构，所述结构应是贝氏体的。向本发明的钢添加碳也为了确保碳化物的形成。碳化物在钢的贝氏体结构中提供析出硬化效果。碳化物还防止钢中的晶粒通过聚集而生长，由此确保在钢中的微细颗粒并因此确保高强度。因此，碳在钢中的含量应为至少0.16重量％。碳含量太高会降低钢的冲击强度。因此应将碳限制至0.23重量％。优选地，碳为0.18重量％～0.20重量％。
将硅(Si)用作钢制造中的脱氧剂且一定量的硅因此始终存在于钢中。硅对本发明的钢具有积极效果，因为其提高硬化性即在淬火期间奥氏体相转变为马氏体的速率。在本发明的钢中，硅是重要的合金元素，因为其阻滞马氏体向渗碳体和铁素体的转变。
马氏体是不稳定的相且当加热时，其通过各种碳化物转变为导致钢的硬度下降的渗碳体和铁素体。硅使ε碳化物稳定，所述ε碳化物是碳化物中的一种，其在马氏体的转变期间优先于渗碳体相并由此阻滞马氏体的转变。此外，在马氏体相的溶解期间，碳必须扩散通过钢至碳化物以使得碳化物生长。硅在钢中的存在提高了碳在钢中的活性，这转而阻滞了已经形成的碳化物的生长以及新碳化物的成核。此外，这种机制大幅阻滞了马氏体的转变。因此，硅对保持本发明钢的表层硬化组件中的表面区域在高温下的强度具有积极效果。
然而，硅使铁素体稳定并因此硅的量太高将导致A1温度升高。这具有负面效果，因为在硬化期间必须将钢加热至造成颗粒在奥氏体相中生长的更高的温度，并由此降低强度。因此，将硅在本发明的钢中的量限制为0.80重量％～1.0重量％。优选地，硅的量为0.85重量％～0.95重量％。
钼、铬和钒是本发明的钢中的关键元素，因为它们在马氏体相转变为渗碳体和铁素体时形成补偿硬度下降的硬碳化物。不同的碳化物前体钼、铬和钒形成在各种温度下稳定的碳化物。因此，在低温和因此马氏体的中等转变下，主要析出富钼的碳化物。随着温度升高，马氏体的转变增多。然而，在更高温度下，首先析出富铬的碳化物，随后在还更高的温度下，也析出富钒的碳化物。这提供如下效果：连接器表面中马氏体的硬度在工作温度的宽范围上保持基本恒定。
钼(Mo)在300℃～约500℃的温度下形成稳定的富钼的碳化物并在马氏体相转变为渗碳体和铁素体时补偿硬度的下降。为了确保析出足够量的碳化物，钼的量应为至少0.67重量％。然而，钼使奥氏体稳定并因此对硬化性具有非常强的影响。因此，钼的量太高可能会导致在连接器的芯中形成马氏体，这使得连接器易碎。钼的量高可能还会造成形成二级硬度最大值。因此，钼在本发明的钢中的上限为0.9重量％。优选地，钼在钢中为0.67重量％～0.83重量％。
铬(Cr)与碳形成稳定的富铬的碳化物。即使在低温即300℃下仍会析出一些富铬的碳化物。然而，大部分富铬的碳化物在400℃～500℃的温度下析出。为了确保形成足够量的富铬的碳化物，本发明的钢应包含至少1.10重量％的铬。铬的量非常高可能会导致在通常高于600℃的高温下在钢中形成所谓的二级硬度最大值。这种现象通常是因形成大量铬碳化物以及钒碳化物和钼碳化物而造成的。然而，如果将钢的温度进一步提高，则由于析出的碳化物的生长转而从钢中的其它析出物中获取碳，所以造成硬度急剧下降。因此，铬应限制至1.30重量％。优选地，铬在本发明的钢中的含量为1.20重量％～1.25重量％，从而确保形成足够量的碳化物并避免二级硬度最大值的形成。
钒(V)在550℃～600℃的温度下形成非常小的富钒的碳化物并因此在马氏体相在高温下转变为渗碳体和铁素体时补偿硬度的下降。本发明的钢应包含至少0.18重量％的钒，以确保在高工作温度下在钢中析出足够量的钒碳化物。
钒还在高温即900℃或更高形成钒碳氮化物。钒碳氮化物是重要的，因为其在钢的渗碳期间防止奥氏体相的晶粒生长。钒的量太高可能会在钢的热加工期间造成问题，因为碳氮化物变得如此稳定以至于其在热加工之前的退火步骤中不会溶解。因此，必须将本发明的钢中的钒限制至0.40重量％。优选地，钒为0.18重量％～0.30重量％，更优选为0.20重量％～0.30重量％，还更优选为0.20～0.25重量％。
在本发明的钢中包含锰(Mn)以与可能在钢中作为杂质存在的硫形成MnS。锰对钢的硬化性具有积极效果，是因为其降低Ms温度即在奥氏体化之后开始形成马氏体所处的温度。Ms温度低还在由本发明的钢制造的连接器的芯中造成微细的贝氏体结构。这对于确保连接器的芯中的高强度是积极的。为了确保硫化物的MnS类型，应以至少0.65重量％的量包含锰。锰的量高可能会导致在钢中形成保留的奥氏体，这是因为锰降低了Ms温度。因此应将锰限制至0.85重量％。优选地，锰在钢中的量为0.70重量％～0.80重量％，因为这种量的锰还在本发明的钢中确保了微细的贝氏体结构。
磷(P)作为杂质存在于本发明的钢的原料中。磷在钢凝固期间偏析到液相并在凝固的钢中造成富磷的条纹。因此磷的含量高对钢的延展性和冲击韧性具有负面影响。因此，在本发明的钢中，应将磷限制至0.020重量％的最大值，即0重量％～0.020重量％。
硫(S)也作为杂质存在于本发明的钢的原料中。硫在钢中形成硫化物包含物，其对钢的延展性和冲击强度具有负面影响。因此，在本发明的钢中，应将硫限制至0.020重量％的最大值，即0重量％～0.020重量％，更优选为最多0.015重量％。
镍(Ni)提高钢的冲击强度并因此是旨在用于钻杆的本发明钢中的重要元素。镍还降低钢的Ms温度并由此提高硬化性。为了确保钢中的足够的冲击强度，镍的含量应为至少1.60重量％。镍的含量过高可能会过多降低Ms温度并导致在钢中形成保留的奥氏体。保留的奥氏体可能会在马氏体相中造成抗张应力，由此降低钢的强度。因此，应将本发明的钢中的镍含量限制至2.0重量％。镍还是昂贵的合金化元素并出于该原因应以尽可能低的量存在。优选地，镍在本发明的钢中的含量为1.70重量％～1.90重量％，因为这种量的镍制得具有足够冲击强度的成本有效的钢。
铜(Cu)通常包含在用作原料的废金属中。铜可以以最高达0.20重量％即0重量％～0.20重量％的量存在。
氮(N)。本发明的钢优选包含氮以确保在渗碳期间形成稳定的钒碳氮化物。优选地，氮的量为0.005重量％，更优选为0.008重量％。如果钢包含太多的氮，则钒碳氮化物将变得太稳定且在加热至钢的热加工温度期间可能不会溶解。因此，氮的最大量为0.012重量％。
在热轧条件下，本发明的钢具有完全的贝氏体结构即渗碳体(Fe3C)和铁素体(α-铁)的结构。“热轧”是指通过如下方式制造本发明的钢：浇铸，其后加热至约1200℃的温度并经受热轧，随后在空气中冷却。
在表层硬化条件下，本发明的钢具有马氏体表面区域和贝氏体/马氏体芯。
附图说明
图1：包含本发明钢的制造的岩石钻进组件的示意图。
图2：显示来自对本发明钢进行的实验的结果的图。
图3：显示来自对本发明的钢进行的试验的结果的表。
图4和5：在对本发明的钢和比较的钢进行的试验中试样的表面和芯的硬度。
图6～10：在对本发明的钢和比较的钢进行的ThermoCalcTM模拟中产生的图。
具体实施方式
图1示意性显示了根据本发明第一实施方式的钻进组件的纵向横截面。图1中所示的钻进组件为MF-钻杆1，其包含中心杆部10。中心杆10的第一末端包含外孔连接器20且中心杆的第二末端包含内孔连接器30。外孔连接器20设置有外螺纹21且内孔连接器设置有内螺纹31。以使得第一MF杆的外孔连接器20能够被接收在第二MF杆的内孔连接器30中的方式设计外孔和内孔连接器和螺纹21、31的尺寸。所述MF杆还包含中心通道60即延伸穿过整个MF杆的孔。通道在外孔连接器的中心内具有一个开口61并在内孔连接器的中心内具有一个开口61。在操作中，将诸如空气的冷却流体引导通过通道60。
在图1中，通过摩擦焊接将外孔连接器20和内孔连接器30连接至中心杆部10，其由虚线11表示。然而，图1中的MF杆可还以整体形式制造，即可通过对杆的末端进行锻造和形成螺纹来形成外孔连接器20和内孔连接器30。
由根据本发明的贝氏体钢制造连接器20和30。中心杆10可以由另一类型的钢如常规低合金化的碳钢来制造。然而，中心杆还可由根据本发明的贝氏体钢制造。
连接器20和30是表层硬化的并具有贝氏体芯40和马氏体表面区域50。马氏体表面区域为1mm～3mm厚并从连接器的表面向其中心延伸。
尽管已经关于MF杆对本发明的钻进组件进行了说明，但显而易见的是，其还可为在高工作温度下经受重复磨损的任何其它类型的组件，例如架式凿岩机(drifter)杆。
优选地，通过包括以下步骤的方法制造本发明的钻进组件。
在第一步骤中，以根据本发明的贝氏体钢形成钻进组件。这通常通过将本发明的钢的前体进行锻造并形成螺纹以加工成外孔连接器20和内孔连接器30来实现。所述前体通常是已经由本发明的钢制造的实心杆(solid rod)的一部分。
在第二步骤中，对连接器进行表层硬化。这可以通过如下实现：将连接器在炉中加热至奥氏体化温度，关于本发明的钢，所述奥氏体化温度为高于900℃。所述炉可以为任意类型的，例如坑式炉(pitfurnace)。为了确保连接器的完全奥氏体化和为了避免负面效果如晶粒增大，应将连接器加热至900℃～950℃、优选925℃的温度。
在富碳的气氛中进行连接器的奥氏体化步骤以确保碳的含量在连接器的表面区域中增大，即所谓的渗碳。通常，炉内的气氛为气体H2和CO的混合物，例如裂化的甲烷。
将连接器在炉内保持3～6小时的时段。该时间控制表层的深度即马氏体表面区域的厚度。优选地，该时段为5小时以确保足够的表层深度。
当加热时间期满时，将此时奥氏体化的连接器从炉取出并在环境空气中冷却。通过将空气吹在连接器上，可以采用强制空气冷却。
在冷却期间，奥氏体化连接器的渗碳表面转变为马氏体且连接器的芯转变为贝氏体和马氏体的混合物。
其后将连接器进行回火步骤以优化马氏体表面的硬度。由此在200℃～300℃下进行回火1小时。
最后，通过摩擦焊接将连接器连接到中心杆部。
实施例
接下来通过四个非限制性实例对本发明的钢材进行说明。
实施例1
实施例1描述了来自利用表层硬化的钻杆进行的现场试验的结果，所述钻杆由本发明的贝氏体钢制造。
在第一步骤中，产生了一炉的本发明的钢。通过将废金属在电弧炉中熔化，在CLU转换器中对熔融的钢进行精炼并随后在24”模具中浇铸成锭来产生该炉的本发明的钢。
得到的本发明的钢具有如下组成：
C Si Mn P S Cr Ni Mo V Cu N
0.19 0.87 0.72 0.004 0.009 1.15 1.66 0.70 0.20 0.13 0.009
表1：本发明的钢的化学组成
由本发明的钢制造了杆。将所述杆中的一些锻造成带螺纹的内孔连接器并将一些锻造成外孔连接器。
对外孔和内孔型连接器进行表层硬化。在第一步骤中，将连接器在925℃的温度下的坑式炉中渗碳5小时的时段，所述炉包含CO和H2的气氛。
在五小时之后，将连接器从炉取出并使其在空气中冷却。表层硬化产生马氏体层，所述马氏体层从连接器的表面向具有贝氏体/马氏体结构的芯延伸。
其后将连接器连接至钢杆的末端，所述钢杆也由本发明的钢材料制造。将外孔连接器连接至杆的一端并将内孔连接器连接至另一端。通过摩擦焊接连接所述连接器。
其后在两个不同位置位点A和位点B处利用得自本发明的钢的钻杆进行现场试验。利用具有115mm直径的钻头进行钻进并使用山特维克DP1500型钻机。钻进速度为约1米/分钟。
作为比较，还使用了常规钻杆。这些杆由Sanbar 64等级的钢制成。
在位点A处使用各种类型(本发明的和常规的)的九根杆并在位点B处使用各种类型的4根杆。使用所述钻杆直至故障并将利用各根杆钻进的总米数记录为“钻进米数(dm)”。表2显示了试验的结果，以每根杆在位点A处和在位点B处钻进的平均钻进米数计量。
位点 常规的杆 本发明的杆
位点A 2400dm(平均) 3200dm(平均)
位点B 2100dm(平均) 3100dm(平均)
表2：来自钻进的结果
如在表1中可以看出，本发明的钢的钻杆的操作寿命长度比常规材料的杆明显更长。
实施例2
在第二个实施例中，在各种再加热温度下在实验室条件下确定了得自本发明的钢的试验试样的硬度下降。
在第一步骤中，产生了一炉的本发明的钢。通过将废金属在电弧炉中熔化，在CLU转换器中对熔融的钢进行精炼并随后在24”模具中浇铸成锭来产生该炉的发明的钢。
得到的本发明的钢具有如下组成：
C Si Mn P S Cr Ni Mo V Cu N
0.20 0.89 0.79 0.011 0.013 1.27 1.75 0.77 0.21 <0.01 0.008
表3：本发明的钢的化学组成
将锭轧成棒并将所述棒切割成5cm长的圆柱体，将其用作试样。
其后对试样进行模拟的硬化处理。这一处理包括：加热至奥氏体化温度；在奥氏体化温度下保持预定时间；以及随后在加热至室温的油中冷却。其后，对硬化的试样进行再加热以模拟在钻进操作期间的发热。在再加热之后，将试样在空气中冷却。在再加热的试样冷却之后，在各种试样的表面处、在半径的中间处以及在中心处测量硬度。以Vickers(HV1)的方式测量硬度。
作为参考，将各个系列的一个试样保留为硬化的，但处于未再加热的条件下。
将十二个试样用于各个奥氏体化温度。奥氏体化温度为：860℃，1小时的保持时间；880℃，1小时的保持时间；925℃，20分钟的保持时间。在油中淬火之后，在以下温度下对试样进行再加热：未再加热的、200℃、300℃、400℃、500℃、550℃、580℃、600℃、650℃、675℃和700℃。
将测量结果图示显示于图2中。图2显示了其中将各个奥氏体化温度的结果显示为在各个再加热温度下所测硬度的平均值的图。将具体测量值示于表4中，参见图3。
应注意，对未渗碳的试样进行实验。然而，根据图2中的图表显然的是，从未再加热试样直至650℃，三种不同试样系列的硬度几乎恒定。认为硬度恒定是因为硅对马氏体相在低温下的稳定化效果和因为在更高温度下铬、钼和钒的硬且稳定的碳化物的析出补偿了马氏体向渗碳体和铁素体的转变。在700℃下，形成二级硬度最大值且其后由于Cr-、Mo-和V-碳化物聚集成更少且更粗糙的析出物而导致硬度急剧下降。Cr-、Mo-和V-碳化物的生长进一步使得保留的马氏体溶于渗碳体和铁素体中并由此硬度更进一步下降。
明显的是，本发明的钢材料的渗碳试样，在所有再加热温度下，都比未渗碳试样更硬。然而，认为在高达约650℃下渗碳试样的硬度也展示了基本恒定的硬度。
实施例3
在第三个实施例中，对根据本发明的合金和比较的合金的硬化和回火试样的表面硬度和芯硬度进行了比较。试验模拟了回火效果，所述回火效果由于在钻进期间在耦合中产生的热而发生在表层硬化的钻杆中。为了比较，选择与在文献WO97/27022中公开的合金类似的合金。WO97/27022公开了一种合金，其对摩擦焊接是优化的并在本申请的“背景技术”部分中进行了简要讨论。
将本发明的和比较的合金的化学组成示于下表5中。比较0.09表示比较的合金且发明0.22表示本发明的合金。
表5：试验合金的化学组成
通过常规方法制造了一炉1kg的比较合金，所述常规方法包括：将废金属在感应炉中熔化、精炼并浇铸。将铸件在700℃的炉中预热约30分钟并然后在1200℃下热轧成具有13mm尺寸的正方形棒。然后将棒在空气中缓慢冷却并切割成13mm×13mm的试样。
通过用于制造中的常规方法制造了一炉75吨的本发明合金，所述方法包括：在EA炉中熔化、AoD处理、钢包精炼、连续浇铸和热轧。将得到的本发明材料的铸件热轧成具有40mm直径的棒。
将本发明材料的棒切割成40mm×130mm尺寸的试样。
随后通过强制空气冷却将试样渗碳并硬化。根据如下程序在丙烷/氮气/甲醇的气氛中进行试样的渗碳。在步骤1中，首先在150分钟期间内将试样加热至925℃的工艺温度并然后在所述温度下保持435分钟：
步骤1 步骤2 步骤3
温度，℃ 925 925 925
碳势(Cp) 0.80 0.60 0.40
时间，分钟 150 0 0
保持时间，分钟 435 100 180
表6：渗碳程序
其后，对硬化的试样在不同温度下进行回火。在回火之前，利用No-CarbTM对试样进行涂漆以防止脱碳。下表7显示了各种试样的回火温度。将各种合金的一个试样保持为未回火的。将各种保留试样回火30分钟。
试样 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10
温度，℃ 未回火的 150 180 200 250 300 400 500 600 700
表7：回火温度
在回火之后，对各个试样的芯和表面的硬度进行测量。在HRC中测量表面硬度并通过Vickers测量(HV30)测量芯硬度。将各种试样的表面硬度示于图4中。将试样的芯硬度示于图5中。
根据图4能够断定，本发明的和比较的合金的未回火试样具有类似的表面硬度。这是因为，各个未回火试样的表面中的结构基本由马氏体构成。回火试样的硬度随回火温度的升高而下降。然而，根据图4中的图表可清楚看出的是，对于最高达600℃的所有回火温度，本发明的合金的表面硬度都大于比较的合金的表面硬度。即，本发明的合金比比较的合金具有更高的耐回火性。
令人意外地，随着回火温度的升高，本发明的合金的表面硬度仍比比较的合金的表面硬度稳定得多。如在图4中可以看出，本发明的合金的表面硬度在最高达至200℃下基本稳定在57HRC下，在所述200℃下表面硬度降至55HRC，并然后继续在最高达至300℃下基本恒定。另一方面，比较的合金的表面硬度在整个温度区间上连续下降。
在更高温度下，马氏体的溶解速率升高且钒碳化物聚集成更粗糙的粒子，这导致表面硬度下降。在700℃下，钒碳化物变得不稳定且本发明的和比较的两种试样的表面硬度都急剧下降。
根据图5能够断定，在本发明的试样中的芯硬度比在比较的试样中略微较低。本发明的合金的芯硬度相对低的主要原因是，大量钒与选定量的氮的组合在试样的渗碳步骤期间产生稳定的钒碳氮化物。小的钒碳氮化物防止晶粒在渗碳步骤期间生长并提高芯的冲击韧性。小晶粒还降低合金的硬化性并由此确保芯在硬化之后基本由贝氏体构成，与马氏体相比贝氏体硬度更小但韧性更大。
结论
根据第三个实施例的结果显示，本发明的合金的耐回火性比比较的合金的更好。与比较的材料相比，本发明的合金的表面硬度更稳定。
在岩石钻进中，具有稳定的表面硬度的能力对于耐磨性至关重要。因为耐粘着磨损性与硬度直接相关，所以即使在钻进期间温度升高，保持表面硬度的材料仍将更好地承受磨损。表面硬度与芯硬度之间的关系对于用于钻杆中的螺纹也是重要因素。期望的关系是为了更好耐磨性的硬表面以及与为了更好耐冲击性的坚韧的芯。此外，表面与芯的硬度之间的差值越大，导致残余压缩应力越大，这延长疲劳寿命。出于这种考虑，具有高钒含量的本发明合金与具有低钒含量的比较材料相比更有利，其提供更高的表面硬度以及更坚韧的芯，而这与比较材料是相反的。
实施例4
在第四个实施例中，在程序ThermoCalcTM3.0和数据库TCFE7中进行了模拟。模拟的目的是对来自第三个实施例中的本发明和比较试样的芯硬度的测量的结果进行证实。另外的目的是证实，在本发明合金的氮和钒的优选范围上存在本发明试样的芯硬度的良好结果。
模拟显示了在本发明和比较合金中钒碳氮化物在各种温度下的稳定性。如下面将进一步描述的，钒碳氮化物在渗碳温度或热加工温度下的存在对最终组件的芯中的金相结构具有显著影响。
图6显示了在本发明合金中形成的钒碳氮化物稳定性的第一次ThermoCalcTM模拟中产生的图，所述本发明合金的钒含量为0.2重量％且氮含量为0.005重量％。在模拟中合金的总体组成为：
0.019C；0.9Si；0.75Mo；1.2Cr；0.20V；1.8Ni；0.78Mn；0.005N
图6显示了存在于合金体系中的各种析出相在不同温度下按摩尔计的量。y轴显示析出相的量且x轴显示温度。线1显示存在于合金体系中的钒碳氮化物在各种温度下的量(按摩尔计)。图中示出的其它线显示存在于本发明合金体系中的其它相。将不再对这些相进行说明。
当跟踪图6中的线1时，能够看出，在700℃～800℃的温度范围内钒碳氮化物的析出随温度升高而增多。在800℃以上，钒碳氮化物的析出终止且析出的钒碳氮化物因合金体系中的平衡而开始溶解。因此，在高温下更少的钒碳氮化物可存在于合金体系中。因此合金体系中的碳氮化物的量随温度升高而减少。在图6的合金体系中能够看出，在900℃～1000℃的温度区间内在合金体系中存在相对更高量的钒碳氮化物。该图还显示，在约1100℃下钒碳氮化物完全溶解。
基于如下原因，钒碳氮化物的上述分布将在由本发明合金制造的组件中确保良好的芯性质：
首先，在用于岩石钻进的组件的制造中，将组件在930℃下渗碳并硬化。在该温度下，钢中的晶体颗粒(crystal grain)大力聚集成为少且大的晶粒(grain)。
通常，在钢的硬化性随粒度增大而升高的意义上，钢的粒度影响钢的硬化性。在硬化之后，具有小粒度的钢将因此具有主要的贝氏体结构，而具有大晶粒的钢将具有马氏体结构。
在图6中相对大量的钒碳氮化物在930℃下的存在将有效地通过阻断合金的晶体颗粒聚集而防止本发明的钢中的晶粒生长。这将转而导致在本发明合金中的小晶粒和在由其制造的硬化组件的芯中的主要贝氏体结构。这对于芯的强度和冲击韧性以及其在高温下的结构稳定性是重要的。
第二，根据图6可断定，全部钒碳氮化物在约1100℃下溶解。这当然对钢的热可加工性是重要的。然而，更重要的是，在热加工之后保留的钒碳氮化物在合金硬化期间对粒度不存在负面影响。在硬化步骤中，保留的钒碳氮化物将聚集成为少且非常大的粒子。这些粒子对防止渗碳/硬化期间的晶粒生长影响小，且结果将会是具有主要是马氏体结构的芯的组件，其具有低的韧性并因此具有差的冲击强度。
图7显示了在本发明合金中形成的钒碳氮化物的稳定性的第二次ThermoCalcTM模拟中产生的图，所述本发明合金的钒含量为0.2重量％且氮含量为0.012重量％。该模拟证实了第一次模拟的结论。因此，该模拟还显示，在900℃～1000℃的温度区间内在合金中存在足够量的钒碳氮化物，从而确保在硬化之后合金的芯中的贝氏体结构。根据该图还可断定，在约1130℃下钒碳氮化物完全溶解。
可以注意到，与第一次模拟相比，在第二次模拟的合金中氮含量更高，导致在930℃下析出了更多的钒碳氮化物。这对于确保芯的贝氏体结构当然是积极的。
图8显示了在本发明合金中形成的钒碳氮化物稳定性的第三次ThermoCalcTM模拟中产生的图，所述本发明合金的钒含量为0.3重量％且氮含量为0.005重量％。模拟的合金具有以下组成：
0.019C；0.9Si；0.75Mo；1.2Cr；0.1V；1.8Ni；0.78Mn；0.005N
该模拟还显示，在900℃～1000℃下析出了足够量的钒碳氮化物且在1120℃的温度下所有钒碳氮化物都溶解。
与第一次和第二次模拟相比，在第三次模拟中析出了更多的钒碳氮化物。其原因是该合金中钒的含量更高。
图9显示了在本发明合金中形成的钒碳氮化物稳定性的第四次ThermoCalcTM模拟中产生的图，所述本发明合金的钒含量为0.3重量％且氮含量为0.012重量％。模拟的合金具有以下组成：
0.019C；0.9Si；0.75Mo；1.2Cr；0.1V；1.8Ni；0.78Mn；0.005N
该模拟还显示，在900℃～1000℃的温度范围内存在足够量的钒碳氮化物且在低于1200℃的温度下钒碳氮化物溶解。
图10显示了在比较合金中形成的钒碳氮化物稳定性的第五次ThermoCalcTM模拟中产生的图，所述比较合金具有低的钒含量(0.1重量％)和0.005重量％的氮含量。模拟的合金与用于实施例3中的合金类似并具有以下组成：
0.019C；0.9Si；0.75Mo；1.2Cr；0.1V；1.8Ni；0.78Mn；0.005N
根据图10中的线1能够断定，在900℃～1000℃的温度区间内在该合金中存在非常少量的钒碳氮化物。在该合金中，钒碳氮化物的量太少而难以防止渗碳期间的晶粒生长，这转而在由该合金制造的硬化组件的芯中导致增加的硬化性和马氏体形成。因此所述模拟证实了对实施例3的比较合金的芯硬度所做出的测量。
总之，根据五次ThermoCalcTM模拟和来自物理实验3的结果可断定，在本发明合金中实现了表面硬度和芯硬度的最佳平衡。表面硬度和芯硬度的最佳平衡使得本发明合金非常适用于岩石钻进组件中。

Claims (16)

1.一种贝氏体钢，所述贝氏体钢按重量％计包含：
2.根据权利要求1所述的贝氏体钢，其中Si的量为0.85重量％～0.95重量％。
3.根据权利要求1所述的贝氏体钢，其中Mo的量为0.70重量％～0.80重量％。
4.根据权利要求2所述的贝氏体钢，其中Mo的量为0.70重量％～0.80重量％。
5.根据权利要求1～4中的任一项所述的贝氏体钢，其中Cr的量为1.20重量％～1.25重量％。
6.根据权利要求1～4中的任一项所述的贝氏体钢，其中V的量为0.20重量％～0.30重量％。
7.根据权利要求1～4中的任一项所述的贝氏体钢，其中N的量为0.008重量％～0.012重量％。
8.一种用于岩石钻进的组件(10、20、30)，其包含根据权利要求1～7中的任一项所述的钢。
9.根据权利要求8所述的组件，其中所述组件为用于钻杆(10)的带螺纹的外孔连接器(20)或带螺纹的内孔连接器(30)。
10.根据权利要求8或9中的任一项所述的组件，其中所述组件为包含带螺纹的外孔连接器(20)和带螺纹的内孔连接器(30)的钻杆(10)。
11.制造用于岩石钻进的组件(10、20、30)的方法，所述方法包括如下步骤：
a.以根据权利要求1～7中的任一项所述的钢形成根据权利要求8～10中的任一项所述的用于岩石钻进的组件(10、20、30)；
b.将所述组件(10、20、30)加热至奥氏体化温度；
c.将所述组件(10、20、30)在含碳气氛中在奥氏体化温度下保持预定时间；
d.将所述组件冷却。
12.根据权利要求11所述的方法，其中将所述组件加热至900℃～1000℃的温度。
13.根据权利要求11或12所述的方法，其中将所述组件在CO和H2的气氛中加热。
14.根据权利要求11或12所述的方法，其中将所述组件加热3～6小时。
15.根据权利要求11或12所述的方法，其中将所述组件在空气中冷却。
16.根据权利要求1～7中的任一项所述的贝氏体钢在地面上的空气冷却顶锤钻进期间在钻杆的表层硬化连接器中的用途。
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