劉 宇， 侯利鋒

（太原理工大學(xué)材料工程學(xué)院， 山西 太原 030024）

隨著油氣開采環(huán)境的日趨惡劣，“三高”（高溫、高壓、高腐蝕）油氣井也逐漸增多，其中腐蝕環(huán)境為二氧化碳的“三高”油氣井對(duì)材料的需求也更嚴(yán)格，既要求高強(qiáng)度，還要求耐腐蝕。普碳鋼和合金鋼的使用已經(jīng)無法滿足使用要求，不銹鋼及其他鐵鎳基耐蝕合金已經(jīng)廣泛應(yīng)用于油井管。實(shí)踐證明，馬氏體不銹鋼能滿足高強(qiáng)度、高韌性、耐腐蝕的要求。然而傳統(tǒng)的APIL80-13Cr（420）系列的馬氏體不銹鋼強(qiáng)度較低，屈服強(qiáng)度在565 ～655 MPa之間[1]。日本住友公司生產(chǎn)的超級(jí)馬氏體不銹鋼價(jià)格高，交貨期長(zhǎng)。因此，急需要一種提升材料強(qiáng)度的方法及油井管產(chǎn)品。

1 化學(xué)成分

在420不銹鋼基礎(chǔ)上提高C含量以提高強(qiáng)度，具體成分如表1所示。

表1 420不銹鋼提高C含量后的化學(xué)成分 %

其余為鐵及微量雜質(zhì)元素。

2 制造工藝設(shè)計(jì)

2.1 冶煉

預(yù)處理后的鐵水經(jīng)過K-OBM-S轉(zhuǎn)爐冶煉與VOD爐精煉后，鋼水的成分達(dá)到表1要求即可出鋼。

2.2 澆注鋼坯

采用8.4 t的錠模，將上述鋼水澆注成大小為大頭 Φ800 mm×800 mm，小頭Φ600 mm×600 mm 的鋼坯。

2.3 熱軋鋼坯

2.3.1 加熱

將鋼坯加熱，均熱溫度為1 150℃，加熱時(shí)間為500 min，均熱時(shí)間為45 min，確保鋼坯燒透、均勻。

2.3.2 鍛造實(shí)心管坯

鍛造實(shí)心管坯時(shí)，開鍛的溫度為1 140℃，終鍛溫度為970℃。將鋼坯鍛造成Φ400 mm圓管坯，鍛造完成后空冷至室溫，并車光至要求尺寸。

2.4 管坯準(zhǔn)備

管坯準(zhǔn)備包括鋸切、深鉆孔、倒角三個(gè)工序。鋸切是根據(jù)鋼管的尺寸要求進(jìn)行切分；深鉆孔是將切分后的管坯進(jìn)行中心鉆孔，孔徑通常為Φ40 ～100mm；倒角是將鉆孔后的管坯進(jìn)行兩端倒棱，避免尖銳的棱部在變形時(shí)應(yīng)力集中，影響后續(xù)生產(chǎn)。

本次設(shè)計(jì)將鍛造完成的長(zhǎng)管坯鋸切為850 mm/支的短管坯，切分后中間加工通孔Φ60 mm，兩端倒角半徑R為25 mm。

2.5 鋼管熱軋成型

由于提高了C含量，材質(zhì)的沖擊韌性有所降低。為了綜合提高韌性和強(qiáng)度，熱軋成型時(shí)必須采取較大變形量（不小于70%），使組織內(nèi)部原奧氏體晶粒細(xì)化。為此，放棄通常的斜軋熱穿孔+張力減徑+熱軋工藝，使用臥式正向熱擠壓機(jī)對(duì)管坯直接擠壓成型為成品鋼管。

擠壓前首先進(jìn)行管坯預(yù)熱，通常預(yù)熱溫度為600 ～1 000℃，預(yù)熱時(shí)間為管坯直徑×（1 ～2）min，確保預(yù)熱均勻。預(yù)熱后進(jìn)入工頻感應(yīng)爐加熱，加熱的溫度為1 100 ～1 150℃，保溫時(shí)間為1 ～5 min，確保感應(yīng)加熱后溫度差在20℃以內(nèi)。感應(yīng)加熱完畢，管坯送至擴(kuò)孔機(jī)進(jìn)行擴(kuò)孔，擴(kuò)孔的尺寸隨成品鋼管的尺寸而定，擴(kuò)孔前在管坯內(nèi)外表面均需進(jìn)行玻璃粉潤(rùn)滑；擴(kuò)孔后再進(jìn)行工頻感應(yīng)加熱，加熱溫度較擴(kuò)孔溫度要高，為熱擠壓做準(zhǔn)備，二次感應(yīng)加熱的溫度為1 150 ～1 200℃之間；二次感應(yīng)加熱完畢，管坯進(jìn)行內(nèi)外表面玻璃粉潤(rùn)滑后送至擠壓機(jī)擠壓筒內(nèi)進(jìn)行擠壓，選取與成品尺寸相適應(yīng)的工模具（包括擠壓針、擠壓模、擠壓墊等），并進(jìn)行擠壓速度設(shè)定，通常為100 ～300 mm/s，而后即可進(jìn)行擠壓制成無縫鋼管。

擠壓過程示意見圖1，擠壓比由坯料尺寸、擠壓針尺寸、擠壓模尺寸決定；需根據(jù)成品管材的尺寸要求，選擇坯料規(guī)格及工模具尺寸。

圖1 工模具的配備及使用狀態(tài)示意圖

擠壓方向?yàn)檎龜D壓（圖1中為從左向右）。擠壓出的鋼管組織原奧氏體晶粒度為7.5級(jí)以上（見圖2），原奧氏體晶粒度8級(jí)。

圖2 擠壓鋼管金相組織

2.6 熱擠壓后的冷卻

13Cr系列馬氏體不銹鋼具有很強(qiáng)的淬透性，由奧氏體區(qū)直接空冷即可獲得完全的馬氏體組織。如果使用水淬，奧氏體—馬氏體相變應(yīng)力很大，嚴(yán)重時(shí)會(huì)導(dǎo)致脆裂[1]。

考慮到生產(chǎn)的鋼管管壁較厚，對(duì)實(shí)際的冷卻速度有減緩作用；同時(shí)為了提高生產(chǎn)效率，因此在擠出鋼管后采取軸流風(fēng)機(jī)吹冷的方式進(jìn)行冷卻。

3 鋼管的調(diào)質(zhì)以及條帶狀組織的消除

為了達(dá)到最佳的性能，馬氏體型鋼材的熱處理普遍采用調(diào)質(zhì)處理，即正火完全奧氏體化+高溫回火軟化的工藝。由于擠壓變形速率很快，擠壓出的鋼管終軋溫度不降反升，普遍高于二次感應(yīng)加熱的溫度，也明顯高于Ac3。理論上終軋后的空冷過程可以替代正火，冷卻后直接進(jìn)行回火即可。

但經(jīng)金相觀察，發(fā)現(xiàn)了兩種條帶狀組織。一種為碳化物條帶（見圖3），另一種為典型的鐵素體帶狀組織（見圖4、圖5）。這兩種組織對(duì)鋼材的性能影響很大，使得鋼材的沖擊韌性、力學(xué)性能顯著降低并具有各向異性，因此有必要詳細(xì)研究其產(chǎn)生的機(jī)理。

圖3 碳化物條帶

圖4 鐵素體帶狀組織1

圖5 鐵素體帶狀組織2

普遍認(rèn)為帶狀組織為元素偏析造成，一般出現(xiàn)于熱軋鋼中，沿著鋼材軋制方向形成。在鋼液凝固時(shí)，分配系數(shù)較小的合金元素和雜質(zhì)元素，例如C、Si、S、P等會(huì)不斷地從高溫鐵素體/奧氏體中排出，因而這類元素在枝晶間區(qū)域的濃度明顯高于枝晶內(nèi)的濃度[2]。由鑄坯軋制成管坯的過程中，粗大的枝晶沿變形方向拉長(zhǎng)，并逐漸與變形方向一致，形成碳及合金元素的貧化帶與富集區(qū)域彼此交替堆疊的帶狀區(qū)。

在隨后的熱擠壓—冷卻過程中，鋼中三個(gè)區(qū)域出現(xiàn)了三種變化:碳的富集區(qū)域進(jìn)一步形成了碳化物條帶；碳的貧化帶中先共析鐵素體，同時(shí)向相鄰?qiáng)W氏體區(qū)繼續(xù)排出碳，冷卻后形成了明顯的鐵素體條帶；其余部分由奧氏體相變?yōu)轳R氏體。以上三種區(qū)域的不同變化，就形成了圖3、圖4、圖5中的組織形貌。經(jīng)實(shí)測(cè)，擠壓鋼管的沖擊韌性很低（見表2），無法滿足API5CT的要求。

表2 擠壓鋼管實(shí)測(cè)沖擊性能

為了消除這兩種條帶狀組織，必須重新進(jìn)行正火處理。由于碳元素在鋼中的擴(kuò)散較為容易，正火保溫可明顯使碳化物、鐵素體溶解。但如果高于1 100℃正火，奧氏體晶粒會(huì)顯著長(zhǎng)大，失去了熱擠壓大變形量細(xì)化晶粒的優(yōu)勢(shì)。因此，選擇了1 020、1 040、1 060℃三個(gè)溫度進(jìn)行了試驗(yàn)。

1）1 020℃正火，保溫1 h。金相組織中碳化物條帶消失；帶狀鐵素體沒有消除，但是有分解跡象（見圖6）；正火前晶粒度:7.5級(jí)；正火后晶粒度:7.5級(jí)。

圖6 1 820℃正火組織

2）1 040℃正火，保溫1 h。金相組織中原有鐵素體雖仍存在，但已基本分解無法定量（見圖7）；正火前晶粒度:7.5級(jí)；正火后晶粒度:6.5級(jí)。

3）1 060℃正火，保溫1 h。金相組織中帶狀鐵素體完全消失（見圖8）。正火前晶粒度:7.5級(jí)；正火后晶粒度:5級(jí)，晶粒已顯著長(zhǎng)大。

試驗(yàn)結(jié)果證明1 040℃為較為理想的正火溫度。再經(jīng)回火后，實(shí)測(cè)性能見表3。

圖7 1 040℃正火組織

圖8 1 060℃正火組織

表3 成品鋼管拉伸性能及沖擊功

4 結(jié)論

1）提高C含量是提高油井管強(qiáng)度的有效方法，但對(duì)沖擊韌性影響很大?？赏ㄟ^細(xì)化晶粒來提升強(qiáng)韌綜合性能。

2）擠壓方法生產(chǎn)高碳13Cr油井管，組織易產(chǎn)生碳元素偏析造成的條帶組織。一旦出現(xiàn)條帶組織，則必須通過精細(xì)合理的調(diào)質(zhì)工藝消除。如何在制造過程中控制條帶組織的產(chǎn)生，是下一步需要研究的問題。