CN112626412A - 一种耐蚀高强低合金钢及其制备方法 - Google Patents

一种耐蚀高强低合金钢及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN112626412A
CN112626412A CN202011322262.1A CN202011322262A CN112626412A CN 112626412 A CN112626412 A CN 112626412A CN 202011322262 A CN202011322262 A CN 202011322262A CN 112626412 A CN112626412 A CN 112626412A
Authority
CN
China
Prior art keywords
percent
corrosion
alloy steel
resistant high
strength low
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202011322262.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN112626412B (zh
Inventor
朱琳
张心金
段修刚
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
TIANJIN HEAVY EQUIPMENT ENGINEERING RESEARCH CO LTD
China First Heavy Industries Co Ltd
Original Assignee
TIANJIN HEAVY EQUIPMENT ENGINEERING RESEARCH CO LTD
China First Heavy Industries Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by TIANJIN HEAVY EQUIPMENT ENGINEERING RESEARCH CO LTD, China First Heavy Industries Co Ltd filed Critical TIANJIN HEAVY EQUIPMENT ENGINEERING RESEARCH CO LTD
Priority to CN202011322262.1A priority Critical patent/CN112626412B/zh
Publication of CN112626412A publication Critical patent/CN112626412A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN112626412B publication Critical patent/CN112626412B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种耐蚀高强低合金钢及其处理工艺，属于深海采油装备技术领域，解决了现有技术中的海底井口和采油装备材料的强度和韧性较低、耐低温冲击和耐腐蚀较差的问题。本发明的耐蚀高强低合金钢的组成按质量百分比包括：C 0.33～0.38、Mn 0.90～1.00、Si 0.26～0.35、Cr 0.95～1.20、Mo 0.21～0.30、Ni 0.16～0.25、V 0.04～0.08、Cu 0.010～0.020、P≤0.01、S≤0.01，余量为Fe以及不可避免的杂质。本发明的制备方法为对原料进行冶炼，得到铸锭；对铸锭进行热加工，得到坯料；对坯料依次进行正火处理、淬火处理和回火处理，得到回火索氏体组织的耐蚀高强低合金钢。

Description

一种耐蚀高强低合金钢及其制备方法
技术领域
本发明属于深海采油装备技术领域，具体涉及一种耐蚀高强低合金钢及其制备方法。
背景技术
海洋工程中的海底井口和采油装备是海洋油气田开发重要单元装备，也是海底采油系统的关键装备。由于处于海底高压、低温、海水和油气腐蚀等恶劣的工况下，海底装备的性能和质量对油井安全起着至关重要的作用。
海底关键装备的防喷器、连接器壳体和井口头等锻件用材料均需满足API 6A/17D、ISO 10423/13628、NACE MR01-75等标准要求。虽然这些标准中并未对海底装备锻件材质作具体成分规定，但各制造公司需根据用户要求、海底工况和井口压力级别选择合适的钢种，而且对同一钢种也进行不同程度的改进与优化，制备工艺也不尽相同。
由于耐蚀性、强度等特殊要求，海洋平台上的一些关键部件往往采用高性能的铸锻件。而目前关于生产这类高强度级别海洋平台用钢的铸锻钢材料和处理工艺研究的报道很少。因此，本发明公开了一种深海采油装备用耐蚀高强低合金钢及其性能处理工艺，在AISI 4140材料基础上进行了成分改进优化，并调整性能处理工艺，从而满足深海采油装备用钢的高强度、耐腐蚀等高性能要求。
发明内容
鉴于上述分析，本发明旨在提供一种耐蚀高强低合金钢及其制备方法，解决了现有技术中的海底井口和采油装备材料的强度和韧性较低、耐低温冲击和耐腐蚀较差的问题。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种耐蚀高强低合金钢，其组成按质量百分比包括：C 0.33～0.38、Mn 0.90～1.00、Si 0.26～0.35、Cr 0.95～1.20、Mo 0.21～0.30、 Ni 0.16～0.25、V 0.04～0.08、Cu 0.010～0.020、P≤0.01、S≤0.01，余量为 Fe以及不可避免的杂质。
进一步地，上述耐蚀高强低合金钢的微观组织中基本上全部是回火索氏体，抗拉强度为900～1000MPa，屈服强度为840～930Mpa，延伸率为 18～20％，断面收缩率为65～68％，-20℃的冲击功为100～130J。
本发明还提供了一种耐蚀高强低合金钢的制备方法，包括以下步骤：
步骤S1：按照耐蚀高强低合金钢的组成，采用真空感应熔炼对原料进行冶炼，得到铸锭，能够保障铸锭冶炼质量，减少夹杂；
步骤S2：对铸锭进行热加工，得到坯料；
步骤S3：对坯料进行正火处理，得到组织均匀的坯料；
步骤S4：对坯料进行淬火处理，得到马氏体组织的坯料；
步骤S5：对坯料进行回火处理，得到回火索氏体组织的耐蚀高强低合金钢。
进一步地，上述步骤S3中，对铸锭进行锻造，总锻造比≥6。
进一步地，上述步骤S3中，采用两阶段升温，第一段升温为从室温以v1(250℃/h～350℃/h)的升温速率升温至700℃，第二段升温为从700℃以v2(100℃/h～200℃/h)的升温速率升温至850～920℃。
进一步地，上述步骤S3中，两阶段升温后采用两阶段冷却，第一段冷却为从正火温度空冷至675～700℃，保温4～6h，第二段冷却为从 675～700℃空冷至室温。
进一步地，正火处理后，坯料的组织全部转变为珠光体和铁素体，其中，珠光体的体积含量28～32％(例如，30％)，碳化物分布更加弥散，其中，Cr的条状碳化物长度为80～100nm，VC的颗粒碳化物粒径9～11nm，坯料的HV10硬度在300～320。
进一步地，上述步骤S4中，淬火温度为830℃～900℃(Ac3温度以上)，淬火保温时间为1h～10h。
进一步地，上述步骤S4中，采用两阶段升温，第一段升温为从室温以250℃/h～350℃/h的升温速率升温至700℃，第二段升温为从700℃以 100℃/h～200℃/h的升温速率升温至830℃～900℃。
进一步地，上述步骤S4中，采用水淬和/或油淬的方式冷却至 80℃～100℃以下。
进一步地，上述步骤S5中，回火温度为580℃～650℃(Ac1温度以下)，回火保温时间为2h～24h。
进一步地，上述步骤S5中，回火的次数为至少两次。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
a)本发明提供的耐蚀高强低合金钢，适当降低C含量，提高Cr、 Mo等元素含量，从而能够提高耐蚀高强低合金钢的强度、耐蚀性和淬透性；适当控制Mn、Si含量，从而能够保证耐蚀高强低合金钢的淬透性和强度；加入Ni、V等元素，并控制P、S含量，从而能够细化晶粒，提高耐蚀高强低合金钢的低温韧性和耐蚀性，可满足深海3000m以下、压力级别15000psi以上采油装备用锻件力学性能与耐腐蚀性能要求。
b)本发明提供的耐蚀高强低合金钢的制备方法中，通过“正火、淬火和回火”的工艺控制，从而能够获得力学性能和耐蚀性等良好的耐蚀高强低合金钢。
c)本发明提供的耐蚀高强低合金钢的制备方法中，正火处理采用两段升温，目的是获得高强度的98％马氏体组织+2％残余奥氏体组织，保障后续产品强度需求。具体来说，第一段升温采用快速加热是因为坯料具有一定的厚度，在室温-700℃的温度范围内，钢中的微观组织转变基本没有影响，快速加热能够有效提高升温效率；第二段升温采用慢速加热是因为，在700℃左右，钢中的微观组织会发生奥氏体转变，慢速加热有利于坯料的温度均匀化。
d)本发明提供的耐蚀高强低合金钢的制备方法中，采用冷却时加入“675～700℃×4～6h保温”工艺，其目的是稳定组织，使组织更加均匀。需要说明的是，经正火处理前，坯料的锻后组织主要为粒状贝氏体+极少量铁素体+极少量马氏体+极少量珠光体，并受锻造影响成带状分布，经正火处理后，其组织全部转变为珠光体和铁素体，其中珠光体的体积含量28％～32％，碳化物分布更加弥散，其中，条状碳化物约80～100nm(Cr 的碳化物)，颗粒碳化物约9～11nm(VC碳化物)，有利于组织均匀性，正火处理后HV10硬度在300～320，从而能够改善坯料的塑性和韧性。
e)本发明提供的耐蚀高强低合金钢的制备方法中，淬火采用两阶段升温，第一段升温采用快速加热是因为坯料具有一定的厚度，在室温 -700℃的温度范围内，钢中的微观组织转变基本没有影响，快速加热能够有效提高升温效率；第二段升温采用慢速加热是因为，在700℃左右，钢中的微观组织会发生奥氏体转变，慢速加热有利于坯料的温度均匀化。采用本工艺，目的是获得高强度的体积百分比为98～99％的马氏体组织和体积百分比为1～2％的残余奥氏体组织，从而保障后续产品强度需求。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分的从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体发明的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为实施例1的抗硫化物应力腐蚀后试样表面形貌；
图2为实施例2的抗硫化物应力腐蚀后试样表面形貌；
图3为对比例1的抗硫化物应力腐蚀后试样表面形貌。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选发明，其中，附图构成本发明的一部分，并与本发明的发明一起用于阐释本发明的原理。
本发明提供了一种耐蚀高强低合金钢，其组成按质量百分比包括：C 0.33～0.38、Mn 0.90～1.00、Si 0.26～0.35、Cr 0.95～1.20、Mo 0.21～0.30、 Ni 0.16～0.25、V 0.04～0.08、Cu 0.010～0.020、P≤0.01、S≤0.01，余量为 Fe以及不可避免的杂质。
与现有技术相比，本发明提供的耐蚀高强低合金钢，适当降低C含量，提高Cr、Mo等元素含量，从而能够提高耐蚀高强低合金钢的强度、耐蚀性和淬透性；适当控制Mn、Si含量，从而能够保证耐蚀高强低合金钢的淬透性和强度；加入Ni、V等元素，并控制P、S含量，从而能够细化晶粒，提高耐蚀高强低合金钢的低温韧性和耐蚀性，可满足深海3000m 以下、压力级别15000psi以上采油装备用锻件力学性能与耐腐蚀性能要求。
具体来说，上述元素的作用如下：
C：在合理范围内尽量降低C含量，能够有效改善钢的塑韧性和低温冲击韧性，降低韧脆转变温度，虽然C含量降低对强度有所下降，但是，本发明通过控制Cr、Mo等合金含量，从而能够提高强度和耐蚀性。
Mn：能够提高材料的淬透性，且具有固溶强化作用，适量的Mn加入能够提高基体韧性，降低韧脆转变温度；但是，MnS夹杂物是引起湿硫化氢腐蚀的主要因素，会导致应力腐蚀开裂的敏感性增加，因此，综合考虑Mn对钢的力学性能与腐蚀性的影响，Mn的加入量控制在0.90～1.00的范围内。
Si：能够提高材料的淬透性，且具有固溶强化作用，但是，Si在低合金高强钢中，易偏析在晶粒的边界，助长晶间裂纹，因此，Si的加入量控制在0.26～0.35的范围内。
Cr：能够有效提高上述耐蚀高强低合金钢的淬透性、热强性和抗硫化氢应力腐蚀性能，且具有固溶强化作用，Cr含量对上述耐蚀高强低合金钢的抗硫化性能的影响很大，有利于减轻硫化物对上述耐蚀高强低合金钢的相对腐蚀。在高温H2S的腐蚀介质中，上述耐蚀高强低合金钢中 Cr具有抑制硫醇吸附的作用，因此，Cr的加入量适当调高，对C含量的适当降低对强度有补充作用，控制在0.95～1.20的范围内。
Mo：能够促进上述耐蚀高强低合金钢的钝化，提高其在硫酸、盐酸及部分有机酸中的耐蚀性和抗点蚀能力；在高温回火时，Mo能够抑制磷等杂质在晶界偏聚而导致的脆性现象，从而增强基体抗H2S腐蚀性能，同时，Mo的加入还能够有效提高上述耐蚀高强低合金钢的淬透性和热强性，且具有固溶强化作用，因此，Mo的加入量适当调高，对C含量的适当降低对强度有补充作用，控制在0.21～0.30的范围内。
Ni：促使上述耐蚀高强低合金钢形成稳定奥氏体组织的主要元素，但由于含镍钢上的析氢过电位最低，氢离子易于放电，强化吸氢过程，使得钢中的硫化物破裂敏感性增加，因此，在上述耐蚀高强低合金钢的设计过程中，Ni的加入量不能接近或达到1％，Ni的加入量控制在 0.16～0.25的范围内。
V：强碳化合物形成元素，能够细化晶粒，提高抗硫化物应力腐蚀 (SSC)敏感性，但是如果V的加入量过大，由于VC过硬易产生磨削裂纹，会导致钢的磨削和焊接性较差，因此，V的加入量控制在0.04～0.08 的范围内。
Cu：能够加速氢原子的再结合速度，进而减少氢的活动性，提高上述耐蚀高强低合金钢在酸性介质中的耐蚀性和抗点蚀能力，增强抗H2S 应力腐蚀能力；但是，Cu的加入量过大，会导致钢的高温强度和韧性较低，焊接性变差，因此，Cu的加入量控制在0.010～0.020的范围内。
P：作为吸氢过程的促进剂，其非金属夹杂物容易引起层状撕裂裂纹和焊道尾部裂纹，与应力腐蚀裂纹相重合后能使裂纹加速扩展，应严格控制P含量在0.01以内。
S：作为钢中硫化物夹杂是氢脆源之一，易沿夹杂物边界开裂，也是导致Z向断裂的因素；与P的危害相似，其非金属夹杂物，也容易引起层状撕裂裂纹和焊道尾部裂纹，与应力腐蚀裂纹相重合后能使裂纹加速扩展，应严格控制S含量在0.01以内。
本发明还提供了一种耐蚀高强低合金钢的制备方法，包括以下步骤：
步骤S1：按照耐蚀高强低合金钢的组成，采用真空感应熔炼对原料进行冶炼，得到铸锭，能够保障铸锭冶炼质量，减少夹杂；
步骤S2：对铸锭进行热加工，得到坯料；
步骤S3：对坯料进行正火处理，得到组织均匀的坯料；
步骤S4：对坯料进行淬火处理，得到马氏体组织的坯料；
步骤S5：对坯料进行回火处理，得到回火索氏体组织的耐蚀高强低合金钢。
与现有技术相比，本发明提供的耐蚀高强低合金钢的制备方法的有益效果与上述的耐蚀高强低合金钢的有益效果基本相同，在此不一一赘述。
同时，本发明提供的耐蚀高强低合金钢的制备方法，通过“正火、淬火和回火”的工艺控制，从而能够获得力学性能和耐蚀性等良好的耐蚀高强低合金钢。
为了保证铸锭的充分变性，上述步骤S3中，对铸锭进行锻造，总锻造比≥6。这样，保证铸锭在锻造过程中的总锻造比，能够铸锭充分变形，从而促进铸锭本身因凝固特性而产生的缩松缩孔闭合，保证产品质量。
为了在保证坯料温度均匀性的基础上提高正火的升温效率，上述步骤S3中，采用两阶段升温，第一段升温为从室温以v1(250℃/h～350℃ /h)的升温速率升温至700℃，第二段升温为从700℃以v2(100℃/h～200℃ /h)的升温速率升温至850～920℃。采用上述工艺，目的是获得高强度的 98％马氏体组织+2％残余奥氏体组织，保障后续产品强度需求。具体来说，第一段升温采用快速加热是因为坯料具有一定的厚度，在室温-700℃的温度范围内，钢中的微观组织转变基本没有影响，快速加热能够有效提高升温效率；第二段升温采用慢速加热是因为，在700℃左右，钢中的微观组织会发生奥氏体转变，慢速加热有利于坯料的温度均匀化。
为了获得淬火前均匀而稳定的组织，采用两阶段冷却，第一段冷却为从正火温度空冷至675～700℃，保温4～6h，第二段冷却为从675～700℃空冷至室温。采用冷却时加入“675～700℃×4～6h保温”工艺，其目的是稳定组织，使组织更加均匀。需要说明的是，经正火处理前，坯料的锻后组织主要为粒状贝氏体+极少量铁素体+极少量马氏体+极少量珠光体，并受锻造影响成带状分布，经正火处理后，其组织全部转变为珠光体和铁素体，其中珠光体的体积含量28％～32％(例如，30％)，碳化物分布更加弥散，其中，条状碳化物约80～100nm(为Cr的碳化物)，颗粒碳化物约9～11nm(例如，10nm，为VC碳化物)，有利于组织均匀性，正火处理后HV10硬度在300～320，从而能够改善坯料的塑性和韧性。
综上，上述正火处理包括如下步骤：
以v1加热速率从室温升温至700℃；
以v2加热速率从700℃升温至850～920℃，保温时间为2～10h，v1 ＞v2；
空冷至675～700℃，保温4～6h；
空冷至室温，完成正火处理。
本发明的耐蚀高强低合金钢的制备方法中，正火处理采用两阶段升温和两阶段冷却，能够消除锻造应力，降低锻件的硬度，还具有改善组织与细化晶粒的作用，使得均匀化组织，经正火处理后，晶粒度可控制在6.0～7.5级。
示例性地，上述步骤S4中，淬火温度为830℃～900℃(Ac3温度以上)，淬火保温时间为1h～10h，控制淬火，能够起到晶粒的二次细化效果。
同样地，为了在保证坯料温度均匀性的基础上提高淬火的升温效率，上述步骤S4中，采用两阶段升温，第一段升温为从室温以250℃/h～350℃ /h的升温速率升温至700℃，第二段升温为从700℃以100℃/h～200℃/h 的升温速率升温至830℃～900℃。第一段升温采用快速加热是因为坯料具有一定的厚度，在室温-700℃的温度范围内，钢中的微观组织转变基本没有影响，快速加热能够有效提高升温效率；第二段升温采用慢速加热是因为，在700℃左右，钢中的微观组织会发生奥氏体转变，慢速加热有利于坯料的温度均匀化。采用本工艺，目的是获得高强度的体积百分比为 98～99％的马氏体组织和体积百分比为1～2％的残余奥氏体组织，从而保障后续产品强度需求。
对于淬火冷却的方式，具体来说，可以采用水淬和/或油淬的方式冷却至80℃～100℃以下。
示例性地，上述步骤S5中，回火温度为580℃～650℃(Ac1温度以下)，回火保温时间为2h～24h，控制回火温度，能够促进强度、塑性和韧性的良好匹配，促进微观组织中碳化物弥散分布，且尺寸小于50nm。
需要说明的是，为了达到更好的使用性能，上述步骤S5中，回火的次数为至少两次，通过多次回火，能够进一步促进强度、塑性和韧性的良好匹配，促进微观组织中碳化物弥散分布。
具体来说，采用上述耐蚀高强低合金钢的组成和制备方法制得的耐蚀高强低合金钢，本发明的耐蚀高强低合金钢的微观组织中基本上全部是回火索氏体，抗拉强度为900～1000MPa，屈服强度为840～930Mpa，延伸率为18～20％，断面收缩率为65～68％，-20℃的冲击功为100～130J。
此外，通过正火(步骤S3)、淬火(步骤S4)、回火(步骤S5)以及控制回火温度在580℃～650℃，能够在钢中形成回火索氏体结构，回火索氏体有利于上述耐蚀高强低合金钢的抗硫化氢腐蚀性能。
实施例1
本发明的一个具体实施例，深海采油装备用耐蚀、高强低合金钢的组成成分按质量百分比为：C 0.35，Mn 0.95，Si 0.26，Cr 1.05，Mo 0.25，Ni 0.19，V 0.045，Cu 0.015，P≤0.005，S≤0.003，余量为Fe以及不可避免的杂质。
利用真空感应炉冶炼40kg重铸锭；
对铸锭进行均质化后加热锻造，获得80×80×550mm锻坯坯料，总锻造比≥6。
对锻坯坯料进行正火处理：正火温度(T1)控制在880℃，保温时间 (t1)为2h，空冷至675℃，随后等温5h，随后空冷至室温；正火升温工艺中采用两阶段升温，即“室温-700℃、700-880℃”，其中“室温-700℃阶段”采用快速加热，加热速率约350℃/h；“700-880℃”采用慢速加热，加热速率控制在180℃/h。
对坯料进行淬火处理：在前期正火处理工艺下，对坯料进行淬火处理，淬火温度(T2)控制在850℃，保温时间(t2)为1h，水冷；淬火升温工艺中采用两阶段升温，即“室温-700℃、700-850℃”，其中“室温-700℃阶段”采用快速加热，加热速率控制在350℃/h；“700-850℃”采用慢速加热，加热速率控制在150℃/h。
对坯料进行回火处理：在前期正火、淬火处理工艺下，对坯料进行回火处理，回火温度(T3)控制在650℃，回火保温时间(t3)为4h，空冷。
力学性能良好，见附表1，根据NACE TM 0177-2016标准开展抗硫化氢腐蚀腐蚀(SSC 2区)，耐蚀性能良好，腐蚀后外观形貌见图1。
实施例2
本发明的一个具体实施例，深海采油装备用耐蚀、高强低合金钢的组成成分按质量百分比为：C 0.34，Mn 0.96，Si 0.29，Cr 1.15，Mo 0.26， Ni 0.22，V 0.050，Cu 0.015，P≤0.005，S≤0.003，余量为Fe以及不可避免的杂质。
利用真空感应炉冶炼40kg重铸锭；
对铸锭进行均质化后加热锻造，获得80×80×550mm锻坯坯料，总锻造比≥6。
对锻坯坯料进行正火处理：正火温度(T1)控制在920℃，保温时间(t1)为2h，空冷至690℃，随后等温5h，随后空冷至室温；正火升温工艺中采用两阶段升温，即“室温-700℃、700-920℃”，其中“室温-700℃阶段”采用快速加热，加热速率约350℃/h；“700-920℃”采用慢速加热，加热速率控制在150℃/h。
对坯料进行淬火处理：在前期正火处理工艺下，对坯料进行淬火处理，淬火温度(T2)控制在850℃，保温时间(t2)为1h，水冷；淬火升温工艺中采用两阶段升温，即“室温-700℃、700-850℃”，其中“室温-700℃阶段”采用快速加热，加热速率控制在350℃/h；“700-850℃”采用慢速加热，加热速率控制在100℃/h。
对坯料进行回火处理：在前期正火、淬火处理工艺下，对坯料进行回火处理，回火温度(T3)控制在650℃，回火保温时间(t3)为4h，空冷。
力学性能良好，见附表1，根据NACE TM 0177-2016标准开展抗硫化氢腐蚀腐蚀(SSC 2区)，耐蚀性能良好，腐蚀后外观形貌见图2。
对比例1
其组成成分按质量百分比为：C 0.40，Mn 0.88，Si 0.25，Cr 0.95， Mo 0.20，Ni0.15，V 0.030，Cu 0.015，P≤0.005，S≤0.003，余量为Fe以及不可避免的杂质。
利用真空感应炉冶炼40kg重铸锭；
对铸锭进行均质化后加热锻造，获得80×80×550mm锻坯坯料，总锻造比≥6。
对锻坯坯料进行正火处理：正火温度(T1)控制在880℃，保温时间 (t1)为2h，空冷室温。
对坯料进行淬火处理：在前期正火处理工艺下，对坯料进行淬火处理，淬火温度(T2)控制在850℃，保温时间(t2)为1h，水冷。
对坯料进行回火处理：在前期正火、淬火处理工艺下，对坯料进行回火处理，回火温度(T3)控制在650℃，回火保温时间(t3)为4h，空冷。
力学性能见附表1，根据NACE TM 0177-2016标准开展抗硫化氢腐蚀腐蚀(SSC 2区)，耐蚀性能良好，腐蚀后外观形貌见图3。
表1实施例1、实施例2和对比例1的力学性能对比
抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 延伸率/％
实施例1 1018 925 18.5
实施例2 921 845 19.1
对比例1 895 833 18.5
断面收缩率/％ -20℃AKV/J 硬度/HDC
实施例1 65 104 29.3
实施例2 68 121 27.1
对比例1 66 127 24.5
由表1可以看出，实施例1和实施例2各项性能更加优异，尤其是在保障材料塑性、韧性、低温冲击功相当的情况下，大幅度提高了材料的强度，其抗拉强度分别高达921、1018MPa；根据NACE TM 0177-2016 标准开展抗硫化氢腐蚀腐蚀(SSC 2区)，耐蚀性能良好，腐蚀后外观形貌(10X照片)，其表面腐蚀情况由于对比例。
以上所述仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种耐蚀高强低合金钢，其特征在于，组成按质量百分比包括：C 0.33～0.38、Mn0.90～1.00、Si 0.26～0.35、Cr 0.95～1.20、Mo 0.21～0.30、Ni 0.16～0.25、V 0.04～0.08、Cu 0.010～0.020、P≤0.01、S≤0.01，余量为Fe以及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的耐蚀高强低合金钢，其特征在于，所述耐蚀高强低合金钢的微观组织为回火索氏体。
3.根据权利要求1所述的耐蚀高强低合金钢，其特征在于，所述耐蚀高强低合金钢的抗拉强度为900～1000MPa，屈服强度为840～930Mpa，延伸率为18～20％，断面收缩率为65～68％，-20℃的冲击功为100～130J。
4.一种耐蚀高强低合金钢的制备方法，其特征在于，用于制备权利要求1至3所述的耐蚀高强低合金钢，所述制备方法包括以下步骤：
步骤S1：对原料进行冶炼，得到铸锭；
步骤S2：对铸锭进行热加工，得到坯料；
步骤S3：对坯料进行正火处理，得到正火后的坯料；
步骤S4：对坯料进行淬火处理，得到马氏体组织的坯料；
步骤S5：对坯料进行回火处理，得到回火索氏体组织的耐蚀高强低合金钢。
5.根据权利要求4所述的耐蚀高强低合金钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中，采用两阶段升温，第一段升温为从室温以v1的升温速率升温至700℃，第二段升温为从700℃以v2的升温速率升温至850～920℃，v1＞v2。
6.根据权利要求5所述的耐蚀高强低合金钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中，两阶段升温后采用两阶段冷却，第一段冷却为从正火温度空冷至675～700℃，保温4～6h，第二段冷却为从675～700℃空冷至室温。
7.根据权利要求6所述的耐蚀高强低合金钢的制备方法，其特征在于，所述正火处理后，坯料的组织全部转变为珠光体和铁素体，所述珠光体的体积含量28～32％，Cr的条状碳化物长度为80～100nm，VC的颗粒碳化物粒径9～11nm，坯料的HV10硬度为300～320。
8.根据权利要求4所述的耐蚀高强低合金钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中，淬火温度为830℃～900℃，淬火保温时间为1h～10h。
9.根据权利要求8所述的耐蚀高强低合金钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中，采用两阶段升温，第一段升温为从室温以v3的升温速率升温至700℃，第二段升温为从700℃以v4的升温速率升温至830℃～900℃，v3＞v4。
10.根据权利要求4所述的耐蚀高强低合金钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S5中，回火温度为580℃～650℃，回火保温时间为2h～24h。
CN202011322262.1A 2020-11-23 2020-11-23 一种耐蚀高强低合金钢及其制备方法 Active CN112626412B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202011322262.1A CN112626412B (zh) 2020-11-23 2020-11-23 一种耐蚀高强低合金钢及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202011322262.1A CN112626412B (zh) 2020-11-23 2020-11-23 一种耐蚀高强低合金钢及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN112626412A true CN112626412A (zh) 2021-04-09
CN112626412B CN112626412B (zh) 2022-03-29

Family

ID=75303973

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202011322262.1A Active CN112626412B (zh) 2020-11-23 2020-11-23 一种耐蚀高强低合金钢及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN112626412B (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113430462A (zh) * 2021-06-25 2021-09-24 河北普阳钢铁有限公司 一种高强度耐腐蚀低碳合金钢及其制备方法
CN113817964A (zh) * 2021-08-27 2021-12-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢及其热处理方法
CN115351292A (zh) * 2022-08-02 2022-11-18 浙江工业大学 一种激光增材与后热处理复合工艺制备高塑韧性1CrMo合金修复层的方法
CN116334493A (zh) * 2023-03-30 2023-06-27 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种焊接热影响区-60℃冲击功大于150J的620MPa级高强钢及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1837395A (zh) * 2006-04-04 2006-09-27 张毅 防硫钻杆及其制造方法
CN106086674A (zh) * 2016-06-30 2016-11-09 中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 低合金铸钢及其冶炼方法、热处理方法和铁路机车零部件
CN107177797A (zh) * 2017-04-24 2017-09-19 江阴兴澄特种钢铁有限公司 油气田用130ksi、135ksi级别耐蚀钻具钢及其制造方法
CN109609856A (zh) * 2019-02-22 2019-04-12 无锡宏达重工股份有限公司 优化42CrMo低温冲击吸收功的热处理工艺
CN110484806A (zh) * 2019-09-15 2019-11-22 张家港海锅新能源装备股份有限公司 一种深海采油装备用20Mn2锻件原料的生产方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1837395A (zh) * 2006-04-04 2006-09-27 张毅 防硫钻杆及其制造方法
CN106086674A (zh) * 2016-06-30 2016-11-09 中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 低合金铸钢及其冶炼方法、热处理方法和铁路机车零部件
CN107177797A (zh) * 2017-04-24 2017-09-19 江阴兴澄特种钢铁有限公司 油气田用130ksi、135ksi级别耐蚀钻具钢及其制造方法
CN109609856A (zh) * 2019-02-22 2019-04-12 无锡宏达重工股份有限公司 优化42CrMo低温冲击吸收功的热处理工艺
CN110484806A (zh) * 2019-09-15 2019-11-22 张家港海锅新能源装备股份有限公司 一种深海采油装备用20Mn2锻件原料的生产方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
张留军等: "热处理工艺对AISI 4140 钢组织和性能的影响", 《材料热处理学报》 *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113430462A (zh) * 2021-06-25 2021-09-24 河北普阳钢铁有限公司 一种高强度耐腐蚀低碳合金钢及其制备方法
CN113817964A (zh) * 2021-08-27 2021-12-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢及其热处理方法
CN115351292A (zh) * 2022-08-02 2022-11-18 浙江工业大学 一种激光增材与后热处理复合工艺制备高塑韧性1CrMo合金修复层的方法
CN116334493A (zh) * 2023-03-30 2023-06-27 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种焊接热影响区-60℃冲击功大于150J的620MPa级高强钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN112626412B (zh) 2022-03-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN112626412B (zh) 一种耐蚀高强低合金钢及其制备方法
CN111455269A (zh) 屈服强度960MPa级甚高强度海工钢板及其制造方法
CN101333624B (zh) 一种抗硫化氢应力腐蚀耐高压锻件及其制造方法
CN112281069A (zh) 深海采油树装备用8630超长锻件的生产方法
CN113249645B (zh) 一种高延性超高强韧钢及其制备方法
WO2023165617A1 (zh) 一种壁厚≥600mm高强韧高寿命水下采油树阀体用钢及其热处理方法和生产方法
CN114836694B (zh) 一种船用抗海水腐蚀疲劳超高强钢及制造方法
CN107974621B (zh) 一种经济型直缝埋弧焊管用x80管线钢板及生产方法
CN112553525B (zh) 一种中碳低合金高强钢及其制备方法
WO2021208181A1 (zh) 一种低温高韧高温高强及高淬透性热模钢及制备技术
CN111876665B (zh) 一种低成本、耐低温、高强度深海采油树设备连接器用钢及其热处理工艺
CN114875331B (zh) 一种具有优良心部疲劳性能的610MPa级厚钢板及其生产方法
US11519049B2 (en) Low temperature resistant oil casing having high strength and high toughness, and manufacturing method thereof
CN114086083B (zh) 一种1100MPa级抗硫高压气瓶钢、高压气瓶及其制造方法
CN113122682B (zh) 一种耐二氧化碳腐蚀油井管及其制备方法
CN101724791B (zh) 抗辐射性能优良的中高温特厚钢板及其制造方法
CN115874113B (zh) 一种耐低温油井管用钢及其制备方法
CN115717218B (zh) 一种极寒环境用耐低温油井管用钢及其制备方法
CN112030066B (zh) 一种低碳马氏体钢、万米钻机吊环及其制备方法
CN116043130B (zh) 一种模焊性能优良的经济型700MPa级储罐钢板及其制造方法
CN108070791A (zh) 一种矿山加固用高强度锚杆
CN108385033B (zh) 一种kd级表面渗铝改性抽油杆用钢及其杆体制造方法
CN117210761A (zh) 一种2100MPa级低合金高强高韧钢及其制备方法
CN117187679A (zh) 一种高强度石油套管及其制造方法
WO2023246737A1 (zh) 一种1300MPa以上级冷轧钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant