CN113832396B - 一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢及其锻造方法 - Google Patents

一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢及其锻造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢,属于合金钢领域,所述压裂泵阀体用钢按重量百分比含有:C 0.30%~0.45%、Si 0.15%~0.35%、Mn 1.5%~2.5%、Cr 0.8%~1.0%、Mo 0.6%~0.8%、Ni 2.00%~2.50%、V 0.05%~0.25%、Al 0.015%~0.040%、Sb 0.01%~0.03%、P≤0.015%、S≤0.015%、N≤0.0080%、O≤0.004%,其余为Fe和其它不可避免的杂质;上述元素成分配比应符合:1)0.20%≤%C‑(0.077×%Cr+0.24×%V)≤0.32%;2)4×%Ni+1.2×%Cr‑1.5×%Si+17×%Sb+10×%V‑9×%Ni×%Sb‑5×%Mn≥1.0。采用上述钢制备得到的压裂泵阀体1/4厚度处抗拉强度≥1050MPa、屈服强度≥900MPa、‑27℃KV2≥100J;140MPa应力作用下,压裂液环境,应力腐蚀疲劳寿命≥350万次,满足压裂泵服役350h需要。

Description

一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢及其锻造 方法
技术领域
本发明属于合金钢领域,尤其涉及适用于抗拉强度≥1050MPa、屈服强度≥900MPa、 -27℃KV2≥100J,具备良好应力腐蚀疲劳寿命的非常规油气作业压裂泵阀体用钢及锻造成型工 艺。
背景技术
随着油气钻采环境的恶化,90%的油气井需要进行压裂作业,以增加采收率。压裂泵是油 田进行压裂、酸化作业,压开地层,提高油气产量和可开采储量的重要设备。随着我国油气储 量的逐渐减小,油、气井开采难度的不断增大,为了提高开采效率,增加油气产量,压裂参数 (压力、速度等)也逐年升高。
压裂泵阀体工作环境恶劣,在高压疲劳,腐蚀性介质,沙粒冲刷和磨削等比较极端的环境 服役,常发生失效。如四川某油井下使用的2000型压裂泵,在70Mpa压力下工作132h后发 现压裂泵阀体塞孔刺漏,严重影响油田增产作业效率。目前,压裂泵阀体的普遍使用寿命约 250h,因此提高压裂泵阀体服役寿命日益迫切。
中国专利公开号为CN112501507A的现有技术公开了一种压裂泵液缸用高强度合金结构 钢及其制备方法,为了解决上述材料在压裂作业设备中存在的开裂失效、疲劳受损的技术难题, 提供了压裂泵液缸用高强度合金结构钢,技术方案具体为:钢的化学元素组成及各组分占有的 重量百分比为:C 0.300.36,Mn0.230.28,P≤0.015,S≤0.010,Si0.050.10,Ni 3.203.30; Cr 1.401.50;Mo 0.550.60,V 0.110.15,H≤1.5ppm,O≤112ppm,N≤70120ppm,其他为 Fe。采用该组分的钢及其制备方法制备得到的液缸与常规材料液缸相比,机械性能、材料强度、 硬度都大幅提升。
中国专利公开号为CN110863144A的现有技术公开了一种高强度油气开采压裂泵用钢, 包括以下组分:碳0.28%~0.35%,硅0.20%~0.40%,锰0.50%~0.90%,钒0.01%~0.05%, 铬1.20%~1.45%,钼0.35%~0.65%,镍2.90%~3.30%,铜≤0.20%,铝0.010%~0.050%, 磷≤0.010%,硫≤0.010%,稀土元素0.03~0.06%,余量为铁和不可避免的元素。稀土元素因 独特的电子壳结构而具有极强的化学活性,4f壳层结构的能价态可变和大原子尺寸,是钢极强 的净化剂和洁净钢夹杂物的有效变质剂,是有效控制钢中弱化源、降低局域区能态和钢局域弱 化的强抑制剂。通过加入稀土元素,提高钢材的性能。组分中加入钒,主要通过形成碳、氮化 物来影响钢材的组织结构和性能,比Al元素更容易熔入钢中,钒能起到细化晶粒的作用,显 著提高钢材的强度、韧性和耐磨性。
目前,国际上压力泵阀体常用材料有4130和4330,我国有30CrNi2MoA、35CrNi2MoA、 40CrNi2MoA等,但都面临服役寿命短的问题。有部分企业采用不锈钢15-5和17-4来制造压 裂泵阀体,虽然能提高服役寿命但面临成本高、成型难度大的问题。
因此,针对压裂泵阀体的服役特点开发出一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体 用钢及其锻造方法,是解决油气增产作业的迫切需求。
发明内容
1.要解决的问题
本发明的目的之一是提供一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢,该适用于 非常规油气作业压裂泵阀体用钢在满足本发明的元素成分及配比关系时,具有高耐腐蚀疲劳 的性能;
本发明的另一目的是提供一种制备上述长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢的 锻造成型方法,该锻造成型方法采用2火次锻造,使2火次的保温时间(t,min)与铸坯直径 (D,mm)和加热温度(T,℃)之间满足特定关系,能够成功得到上述长寿命适用于非常 规油气作业压裂泵阀体用钢,得到的钢具有优异的耐腐蚀疲劳的性能;
本发明还提供了该钢的制备方法,得到的钢具有优秀的强韧性和耐应力腐蚀疲劳性能, 适用于制造140MPa级使用寿命≥350h压裂泵阀体。
2.技术方案
为了解决上述问题,本发明所采用的技术方案如下:
本发明提供一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢,按重量百分比含有:C 0.30%~0.45%、Si 0.15%~0.35%、Mn 1.5%~2.5%、Cr 0.8%~1.0%、Mo0.6%~0.8%、Ni 2.00%~2.50%、V 0.05%~0.25%、Al 0.015%~0.040%、Sb 0.01%~0.03%、P≤0.015%、S≤0.015%、 N≤0.0080%、O≤0.004%,其余为Fe和其它不可避免的杂质;上述元素成分配比应符合:
1)0.20%≤%C-(0.077×%Cr+0.24×%V)≤0.32%;
2)4×%Ni+1.2×%Cr-1.5×%Si+17×%Sb+10×%V-9×%Ni×%Sb-5×%Mn≥1.0。
值得注意的是,在计算上述公式2)时,直接采用元素百分含量的数值部分,例如公式中 的“%Ni”直接取2.00~2.50之间的数值,而不是取2.00%~2.50%,公式2)中涉及的其它成分也 以此方式计算。
上述的元素成分的量通过以下思路确定:
C:C是钢中最低廉的强化元素,每提高0.1%的固溶C,可使强度提高约450MPa,C与钢中的合金元素形成析出相,起到析出强化作用。C能够显著提高淬透性,使大尺寸压裂泵阀体心部获得马氏体组织。但随着其含量增大,塑性和韧性降低,故C含量控制在0.30%~0.45%。
Si:Si是钢中有效的固溶强化元素,提高钢的强硬度,Si在炼钢时能够起到脱氧作用, 是常用的脱氧剂。但Si易偏聚有奥氏体晶界,降低晶界结合力,引发脆性。另外Si易引起 钢中元素偏析。因此,Si含量控制在0.15%~0.35%。
Mn:Mn能够起到固溶强化作用,固溶强化能力弱于Si,Mn是奥氏体稳定化元素能显著 提高钢的淬透性,还能够减少钢的脱碳,Mn与S结合能够防止S引起的热脆性。但过量的Mn会降低钢的塑性。所以,Mn含量控制在1.5%~2.5%。
Cr:Cr是碳化物形成元素,Cr能够使钢的淬透性和强度均提高,却易引起回火脆性。Cr 能够提高钢的抗氧化性能,增加耐蚀性,但Cr含量过高时将增加裂纹敏感性。应将Cr含量 控制在0.8%~1.0%。
Mo:Mo主要是提高钢的淬透性和耐热性,固溶于基体的Mo能够使钢的组织在回火过 程中保持较高的稳定性,且能有效降低P、S和As等杂质元素在晶界处偏聚,从而提高钢的 韧性,降低回火脆性。Mo降低M7C3的稳定性,当Mo含量较高时将形成针状Mo2C,将导 致基体Mo含量减少。Mo能够通过固溶强化和沉淀强化的共同作用提高钢的强度,也能通过 改变碳化物的析出来改变钢的韧性。故Mo控制在0.6%~0.8%。
Ni:Ni能与Fe生成无限互溶的固溶体,是奥氏体稳定化元素,具有扩大相区的作用,增 加过冷奥氏体的稳定性,使C曲线右移,提高钢的淬透性。Ni能够细化马氏体板条宽度,提 高强度。Ni是显著降低钢的韧脆转变温度,提高低温韧性。Ni元素是贵金属元素,过量加入 导致成本过高。将Ni含量控制在2.00%~2.50%。
V:V是强C、N化合物形成元素,V(C、N)细小弥散,且与基体保持共格关系,能够 起到强化和细化组织的作用,基体的强化能够使疲劳裂纹萌生和扩展抗力增加,从而提高疲劳强度。V含量控制在0.05%~0.25%。
Sb:Sb能够提高钢的耐蚀性,在腐蚀环境能够在钢表面形成致密保护膜,促进阳极钝 化。但Sb元素易在晶界偏聚,降低晶界结合力降低韧性,提高回火脆性敏感性。因此Sb含量控制在0.01%~0.03%。
Al:Al是炼钢的主要脱氧剂,Al与N结合形成细小弥散分布的AlN,且与基体保持共格 关系,能够起到强化和细化组织的作用,能够使疲劳裂纹萌生和扩展抗力增加,从而提高钢 的持久强度。Al含量控制在0.015%~0.040%。
O和N:T.O在钢中形成氧化物夹杂,控制T.O≤0.0040%;N在钢中能与氮化物形成元素 形成细小析出相细化组织,又能析出Fe4N,扩散速度慢,导致钢产生时效性,降低加工性能, 因此将N控制在0.008%以内。
上述元素成分配比关系的确定思路为:
MX相(X为C、N),由于MX相为纳米级析出相,且与基体存在共格关系,能够有效起到强化作用。因此为了提高钢的强度应使Al元素充分析出。V的相对原子质量为51,故C与V的质量比值分别为0.24。故钢中形成析出相消耗的C为0.077×%Cr+0.24×%V,为保证强度需要 充足的C进行固溶,固溶C含量应≥0.20%。但固溶碳过多将导致钢的塑性和疲劳性能降低,因 此固溶C含量应≤0.32%。令固溶C用A表示,则0.20%≤A≤0.32%,即:
0.20%≤A=%C-(0.077×%Cr+0.24×%V)≤0.32%。
为了保证钢较好的应力腐蚀疲劳性能,需对Si、Mn、Ni、Cr、Sb、V的配比进行限定,根据试验采用多元非线性拟合,确定各元素的系数。Si和Mn会加剧偏聚,造成微观组织不均匀从而导致应力腐蚀疲劳性能降低,因此系数分别为-1.5和-5。Ni能够提高层错能显著提高低 温韧性,并且能够钝化金属提高应力腐蚀疲劳性能,故Ni的系数为4。Cr和Sb能够增强钢表面 的钝化膜,故系数分别为1.2和17。V能够形成碳氮化物细化组织,提高组织均匀性提高应力 腐蚀疲劳性能,故系数为10。由于Ni、Sb之间存在交互作用会抵消元素单独的耐蚀性,故系 数为-9;即应当满足X=4×%Ni+1.2×%Cr-1.5×%Si+17×%Sb+10×%V-9×%Ni×%Sb-5×%Mn≥1.0。
为保证压裂泵阀体用钢的腐蚀疲劳性,X应不小于1.0。
本发明还提供一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢的锻造方法,包括采用2 火次锻造,所述锻造加热的保温时间t应符合:
D-T/10≤t≤D-T/30
其中,保温时间t,单位为min;铸坯直径D,单位为mm;加热温度T,单位为℃。
优选地,所述锻造方法的步骤具体包括:
第一火次:连铸坯入炉温度≤600℃,加热温度(T1,℃)1180~1280℃,终锻温度≥980℃, 保温时间(t1,min)由铸坯直径(D1,mm)和加热温度(T1,℃)决定,D1-T1/10≤t1≤D1-T1/30; 先拔长,锻压比1.1~1.3;再墩粗,锻压比1.35~1.45;再拔长,锻压比1.4~1.8,第一火次 锻后铸坯直径为D2
第二火次:加热温度1180~1280℃,终锻温度≥980℃,保温时间(t2,min)由,第一火 次锻后铸坯直径D2(D2,mm)和加热温度(T2,℃)决定,D2-T2/10≤t2≤D2-T2/30;先墩粗,锻压比2.5~4.5,而后锻压成压裂泵阀体;随后空冷至室温,进行调质热处理。
本发明还提供一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢的制备方法:电弧炉或 转炉冶炼、LF炉精炼、RH或VD真空脱气、Φ380mm~Φ700mm圆坯连铸、圆坯加热、锻造、 阀体热处理,所述的锻造为上述的锻造方法。
本发明还提供一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体,采用上述的钢及制备方法 制备而成。
优选地,所述阀体1/4厚度处抗拉强度≥1050MPa、屈服强度≥900MPa、-27℃KV2≥100J。
优选地,所述阀体于140MPa应力作用下,压裂液环境,应力腐蚀疲劳寿命≥350万次。
3.有益效果
相比于现有技术,本发明的有益效果为:
(1)本发明钢组分在满足各元素成分含量的同时,还需要使A值、X值满足则特定条件,其中,A值主要影响强度,X值主要影响腐蚀疲劳性能,同时满足上述条件制备得到的 压裂泵阀体1/4厚度处抗拉强度≥1050MPa、屈服强度≥900MPa、-27℃KV2≥100J,140MPa应力作用下,压裂液环境,应力腐蚀疲劳寿命≥350万次,满足压裂泵服役350h需要。
(2)本发明所采用锻造方法能够有效使锻件发生动态再结晶,细化晶粒,使锻件内外晶 粒度一致,提高锻件力学性能。所述锻造入炉温度,明确限定≤600℃,与常规的高温入炉不 同,从而解决高合金连铸坯加热是内外传导问题,使铸坯温度升高均匀一致。所述锻造加热 温度1180-1280℃,既能使圆坯有足够温度内部碳化物充分回溶到基体,提高锻造塑性,又避 免了温度过高,杂质元素在晶界偏聚使塑性下降的问题;锻造保温时间明确指出不同尺寸铸 坯所需加热时间,克服了现有锻造加热时间过长,铸坯氧化脱碳、内外晶粒不一致等问题, 又避免了加热时间过短,铸坯内外塑性不一致,造成的锻裂风险。每一步锻造比的要求,克 服了现有锻造仅能控制形态,不能控制锻件内部性能的问题,每一步锻造比限制,既能使锻 件内外组织充分一致,又避免锻造比过大,锻造裂纹、锻造表面变形过大、内部变形不协调 的问题,又避免了锻造比过小,心部无法变形仍保留铸态组织的问题。
具体实施方式
除非另有定义,本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人 员通常理解的含义相同;本文所使用的术语“和/或”包括一个或多个相关的所列项目的任意的 和所有的组合。
实施例中未注明具体条件者,按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器 未注明生产厂商者,均为可以通过市售购买获得的常规产品。
温度、量和其他数值数据可以在本文中以范围格式呈现。应当理解,这样的范围格式仅 是为了方便和简洁而使用,并且应当灵活地解释为不仅包括明确叙述为范围极限的数值,而 且还包括涵盖在所述范围内的所有单独的数值或子范围,就如同每个数值和子范围都被明确 叙述一样。例如,约1至约4.5的数值范围应当被解释为不仅包括明确叙述的1至约4.5的极 限值,而且还包括单独的数字(诸如2、3、4)和子范围(诸如1至3、2至4等)。相同的 原理适用于仅叙述一个数值的范围,诸如“小于约4.5”,应当将其解释为包括所有上述的值和 范围。此外,无论所描述的范围或特征的广度如何,都应当适用这种解释。
下面结合具体实施例对本发明进一步进行描述。
实施例1-3
长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢,各个元素成分重量百分比如表1中所示, 表1中没有列出的余量为Fe和不可避免的杂质。其中各个实施例中的A值通过A=%C- (0.077×%Cr+0.24×%V)计算,实施例1-3满足0.20%≤A≤0.32%;X值通过 X=4×%Ni+1.2×%Cr-1.5×%Si+17×%Sb+10×%V-9×%Ni×%Sb-5×%Mn计算,实施例1-3满足 X≥1.0。
对比例1-3
泵阀体用钢,各个元素成分重量百分比如表1中所示,表1中没有列出的余量为Fe和 不可避免的杂质。
其中各个对比例中的A值通过A=%C-(0.077×%Cr+0.24×%V)计算,对比例1中A值为 0.19%,小于0.20%;X值通过 X=4×%Ni+1.2×%Cr-1.5×%Si+17×%Sb+10×%V-9×%Ni×%Sb-5×%Mn计算,X值为-1.4,小于 1.0。
对比例2中A值0.23%,X值4.9;
对比例3中A值0.37%,X值-3.4;
表1本发明实施例及对比例化学成分(wt%)
钢种 实施例1 实施例2 实施例3 对比例1 对比例2 对比例3
C 0.3 0.37 0.43 0.3 0.36 0.45
Si 0.3 0.23 0.28 0.3 0.15 0.28
Mn 1.8 1.6 2.1 2.4 1.5 2.4
Cr 0.83 1 0.95 0.99 0.87 0.85
Mo 0.7 0.8 0.6 0.7 0.8 0.6
Ni 2.1 2.3 2.5 2.1 2.3 1.8
V 0.13 0.25 0.22 0.15 0.25 0.08
Al 0.025 0.034 0.02 0.025 0.034 0.02
Sb 0.02 0.03 0.018 0.02 0.03 0.018
P 0.009 0.013 0.01 0.012 0.008 0.007
S 0.009 0.007 0.009 0.002 0.004 0.005
N 0.0048 0.0043 0.0037 0.0045 0.0051 0.0046
O 0.0035 0.0032 0.0028 0.0031 0.0024 0.0033
A值(%) 0.2 0.23 0.3 0.19 0.23 0.37
X值 1.2 4.4 2.3 -1.4 4.9 -3.4
实施例1-3及对比例1-3压裂泵阀体用钢的生产工艺如下:
S1电炉冶炼:出钢前定氧,出钢过程采用留钢操作,避免下渣;
S2 LF炉:C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、V、Sb等元素调至表1中的目标值;
S3真空脱气:纯脱气时间≥15分钟,保证真空处理后[H]含量≤1.5ppm,避免钢中出现白 点,引起氢脆现象;
S4连铸:中包钢水目标温度控制在液相线温度以上10~40℃,连铸φ380mm~φ700mm圆 坯。
S5锻造路线:圆坯(直径600及700mm)加热→锻造→缓冷。
其中实施例1-3压裂泵阀体锻造工艺采用2火次锻造,直径600mm或700mm圆坯关键锻造工艺步骤为:
第一火次:连铸坯入炉温度≤600℃,加热温度(T1,℃)1200~1250℃,终锻温度≥980℃, 保温时间(t1,min)由铸坯直径(D1,mm)和加热温度(T1,℃)决定,D1-T1/10≤t1≤D1-T1/30; 先拔长,锻压比1.15~1.25;再墩粗,锻压比1.35~1.45;再拔长,锻压比1.6~1.8,第一火 次锻后铸坯直径为D2
第二火次:加热温度1200~1230℃,终锻温度≥980℃,保温时间(t2,min)由第一火次 锻后铸坯直径(D2,mm)和加热温度(T2,℃)决定,D2-T/10≤t2≤D2-T2/30;先墩粗,锻压比3.0~4.4,而后锻压成压裂泵阀体,随后空冷至室温。
对比例1-3锻造工艺具体为:采用2火次锻造,直径600mm或700mm圆坯锻造工艺步骤为:
第一火次:连铸坯入炉温度≤600℃,加热温度(T1,℃)1230~1300℃,终锻温度≥980℃, 保温时间(t1,min)由铸坯直径(D1,mm)和加热温度(T1,℃)决定,对比例1保温时 间t1满足D1-T1/10≤t1≤D1-T1/30;对比例2和3保温时间t1不满足D1-T1/10≤t1≤D1-T1/30;先拔长,锻压比1.2~2.0;再墩粗,锻压比1.1~1.45;再拔长,锻压比1.2~2.0,第一火次锻后铸坯直径为D2
第二火次:加热温度1160~1300℃,终锻温度≥980℃,保温时间(t2,min)由第一火次 锻后铸坯直径(D2,mm)和加热温度(T2,℃)决定,对比例3保温时间t2满足D2-T2/10≤t2≤ D2-T2/30;对比例1和2保温时间t2不满足D2-T2/10≤t2≤D2-T2/30;先墩粗,锻压比2.7~3.2, 而后锻压成压裂泵阀体,随后空冷至室温。
实施例1-3及对比例1-3中的锻造条件具体见表2.
表2本发明实施例及对比例的锻造工艺条件
Figure BDA0003234353580000071
Figure BDA0003234353580000081
S6阀体热处理:台车炉加热→保温→淬火→回火→保温→空冷。
阀体加工路线:阀体粗车→探伤→阀体精车→修磨→探伤→包装入库。
实施例1-3及对比例1-3制备得到的阀体性能检测方法如下:
组织:在阀体延长体上取样,在延长体1/4厚度(阀体厚度为400mm)位置内取样进行 金相、晶粒尺寸分析。
性能:在阀体延长体上取样,在延长体1/4厚度(阀体厚度为400mm)位置内取样取拉 伸、冲击、冲蚀试样,参照GB/T228、GB/T229、GB/T 15970进行力学性能试验,力学性能如表3所示。
表3本发明实施例及对比例的阀体疲劳性能检测情况列表
Figure BDA0003234353580000082
Figure BDA0003234353580000091
实施例1~3的钢化学成分组成、生产方法均得到适当控制,其化学成分保证了0.20%≤A≤0.32%,X≥1.0,锻造工艺中保证足D1-T1/10≤t1≤D1-T1/30,D2-T2/10≤t2≤D2-T2/30, 钢的强度、塑性、韧性及应力腐蚀疲劳性能均较好;压裂泵阀体1/4厚度处抗拉强度 1053-1114MPa、屈服强度916-980MPa、-27℃KV2在147-155J;140MPa应力作用下,压裂液环境,应力腐蚀疲劳寿命353-382万次,阀体抗拉强度大于1050MPa,疲劳寿命大于350万次,满足140MPa压裂泵服役350h需要。
对比例1的A值为0.19,X值为-1.4,均未满足本发明限定的范围,另外对比例1的锻造工艺的墩粗比1.1和拔长比1.9不合适,保温时间t1值符合本发明限定的要求,但保温时间 t2过长,且由于钢的成分组成未达到本发明要求,锻造比分配不合理,造成制备的阀体组织 均匀性不足,锻件晶粒尺寸也较粗,从而阀体的强度、韧性及腐蚀疲劳性能不能满足要求;
对比例3的A值为0.37,X值为-3.4,均未满足本发明限定的范围,且对比例3的锻造工艺的拔长比1.2,一火次保温时间t1值过大,不符合本发明限定的要求,且由于钢的成分组 成及保温时间未达到本发明要求,制备的阀体组织最为混乱,晶粒最为粗大,阀体性能较差;
对比例2的A值为0.23,X值为4.9,满足本发明限定的范围,但对比例2的锻造工艺的拔长比2.0,一火次和二火次保温时间均不符合本发明限定的要求,制备的阀体晶粒度粗大, 锻件内部组织粗大,造成最终力学性能差。
在一些实施例中,各元素组分与实施例1相同,其它条件与实施例1相同,不同之处在 于步骤S5的锻造工艺中一火次的加热温度为1180℃,锻压比为1.1、1.3、1.8,可以得到晶 粒较为细小,内部组织均匀,力学性能优异的阀体。
在一些实施例中,各元素组分与实施例2相同,其它条件与实施例2相同,不同之处在 于步骤S5的锻造工艺中一火次的加热温度为1280℃,锻压比为1.3、1.5、1.4,可以得到贝 氏体组织细小,锻件中心与表面组织一致,综合力学性能优良的阀体。
以上内容是对本发明及其实施方式进行了示意性的描述,该描述没有限制性,实施例中 所示的也只是本发明的实施方式之一,实际的实施方式并不局限于此。所以,如果本领域的 普通技术人员受其启示,在不脱离本发明创造宗旨的情况下,不经创造性的设计出与该技术 方案相似的实施方式及实施例,均应属于本发明的保护范围。

Claims (6)

1.一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢,其特征在于,按重量百分比含有:C 0.30%~0.45%、Si 0.15%~0.35%、Mn 1.5%~2.5%、Cr 0.8%~1.0%、Mo 0.6%~0.8%、Ni 2.00%~2.50%、V 0.05%~0.25%、Al 0.015%~0.040%、Sb 0.01%~0.03%、P ≤0.015%、S≤0.015%、N ≤0.0080%、O≤0.004%,其余为Fe和其它不可避免的杂质;上述元素成分配比应符合:
1)0.20%≤%C-(0.077×%Cr+0.24×%V)≤0.32%;
2)4×%Ni+1.2×%Cr-1.5×%Si+17×%Sb+10×%V-9×%Ni×%Sb-5×%Mn≥1.0;
计算上述公式2)时,直接采用元素百分含量的数值部分;
所述长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢的锻造方法,包括采用2火次锻造,所述锻造加热的保温时间t应符合:
D-T/10≤t≤ D-T/30
其中,保温时间t,单位为min;铸坯直径D,单位为mm;加热温度T,单位为℃;
所述锻造方法的步骤具体包括:
第一火次:连铸坯入炉温度≤600℃,加热温度T1为1180~1280℃,终锻温度≥980℃,保温时间t1由铸坯直径D1和加热温度T1决定,D1-T1/10≤t1≤D1-T1/30;先拔长,锻压比1.1~1.3;再墩粗,锻压比1.35~1.45;再拔长,锻压比1.4~1.8,第一火次锻后铸坯直径为D2
第二火次:加热温度T2为1180~1280℃,终锻温度≥980℃, 保温时间t2由第一火次锻后铸坯直径D2和加热温度T2决定,D2-T2/10≤t2≤D2-T2/30;先墩粗,锻压比2.5~4.5,而后锻压成压裂泵阀体;随后空冷至室温,进行调质热处理。
2.权利要求1所述长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢的锻造方法,其特征在于,包括采用2火次锻造,所述锻造加热的保温时间t应符合:
D-T/10≤t≤D-T/30
其中,保温时间t,单位为min;铸坯直径D,单位为mm;加热温度T,单位为℃;
所述锻造方法的步骤具体包括:
第一火次:连铸坯入炉温度≤600℃,加热温度T1为1180~1280℃,终锻温度≥980℃,保温时间t1由铸坯直径D1和加热温度T1决定,D1-T1/10≤t1≤D1-T1/30;先拔长,锻压比1.1~1.3;再墩粗,锻压比1.35~1.45;再拔长,锻压比1.4~1.8,第一火次锻后铸坯直径为D2
第二火次:加热温度T2为1180~1280℃,终锻温度≥980℃, 保温时间t2由第一火次锻后铸坯直径D2和加热温度T2决定,D2-T2/10≤t2≤D2-T2/30;先墩粗,锻压比2.5~4.5,而后锻压成压裂泵阀体;随后空冷至室温,进行调质热处理。
3.权利要求1所述长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体用钢的制备方法,其特征在于,依次包括电弧炉或转炉冶炼、LF炉精炼、RH或VD真空脱气、Φ380mm~Φ700mm圆坯连铸、圆坯加热、锻造、阀体热处理,所述的锻造为权利要求2所述的锻造方法。
4.一种长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体,其特征在于,采用权利要求3所述的制备方法制备而成。
5.权利要求4所述的长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体,其特征在于,所述阀体1/4厚度处抗拉强度≥1050MPa、屈服强度≥900MPa、-27℃KV2≥100J。
6.权利要求4所述的长寿命适用于非常规油气作业压裂泵阀体,其特征在于,所述阀体于140MPa应力作用下,压裂液环境,应力腐蚀疲劳寿命≥350万次。
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