一种石油天然气开采用P110级膨胀管的制备方法

摘要

一种石油天然气开采用P110级膨胀管的制备方法，属于金属材料领域。膨胀管的化学成分以质量百分比计，含有C：0.10～0.30、Mn：0.70～2.0、Si：0.3～1.5、Al：0~1.0、Nb：0.02~0.1、Ti：0~0.02、其余为Fe和不可避免的杂质。在通过冶炼、轧制获得相关合金板后，对合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管，最后通过完全奥氏体化后淬火以及后续的亚温回火-淬火-配分处理共两套工序的热处理工艺，使膨胀管管材达到预期的强度标准和塑性变形能力，保证管材膨胀前后的力学性能均能满足API及其它有关标准的规定。测试结果表明，本发明方法生产的P110钢级多相高均匀延伸膨胀管表现出很高的强度、塑性、韧性以及延伸率。其综合力学性能优于常规的淬火-回火钢、Trip钢以及Q&P钢。

说明书

技术领域

本发明属于钢铁材料领域，尤其涉及一种石油天然气开采用P110级膨胀管的制备方法。

背景技术

近年来，随着石油钻采工业的蓬勃发展，相关的勘探开发拓展到了海洋作业以及陆地超深井作业等复杂领域，海洋钻探以及陆地超深井的开采这些全新课题的出现使得油气勘探开发的难度日益增大。在这些领域中，传统的油气井作业方式受到了严重的限制，其原因在于，原有的技术套管是由多种尺寸的套管组成的，其井身结构呈上大下小的锥形，随着井深的增加，下入井眼中的套管层次也在不断增加，从而使可利用的井眼直径越来越小，而大大增加了钻井的成本，在深井超深井钻井中，井眼直径的不断缩小甚至有可能导致无法最终钻达目的层。在这种情况下，上世纪九十年代末，壳牌公司首先提出了可膨胀套管技术，并由Enventure公司在墨西哥湾的海洋深井作业中完成了世界上的首次膨胀管的商业应用。膨胀管是一种具有良好塑性的金属钢管，可以广泛应用于钻井、完井、采油以及修井等作业过程中，是21世纪石油钻采行业的重大技术变革。可膨胀套管技术，就是通过在井下将钻井管（膨胀管）往径向膨胀，使其内、外径扩大，实现使用同一尺寸的套管代替现行的多层次套管，以提高应对多个复杂地层的钻采能力，提高作业成功率，降低钻井成本。该项技术的诞生，使得由下入井眼中的管柱所导致的井眼尺寸的减小达到最低限度，从而使得传统上一些无法经济开采的深层油气藏得以开采，大大降低了该类油气田的开发成本，同时可以极大地降低油气井建井成本，据统计，采用该项技术可以降低44%的钻井液用量、42%的水泥用量、38%的套管用量和59%的钻屑生成量（杨传勇．国外可膨胀套管技术的发展及应用．石油机械．2006，34（10）：74-76）。自问世以来，膨胀管技术在世界范围内得到了蓬勃的发展，下入长度不断增加，工艺手段不断进步。目前，世界上多家石油公司均应用了此项技术。例如：威福德公司、壳牌和哈里伯顿合资的Enventure公司、哈里伯顿公司、贝克石油工具公司、斯伦贝谢公司以及READ油井服务公司等（彭在美，赵旭，窦树柏，等．国外可膨胀套管技术的发展概况．焊管．2010，33（6）：5-9）。我国于2000年开始引进可膨胀套管技术，对于该项技术的研究，目前尚处于起步阶段。在膨胀管材料的试制及性能研究方面，国内的西安石油大学、天津大学以及上海形状记忆有限公司均开发了可膨胀管材并进行了试验；在可膨胀套管技术的下井试验方面（李作会．膨胀管关键技术研究及首次应用．石油钻采工艺，2004,26（3）：17-18），2003年12月5日-2004年1月7日，胜利油田钻井工艺研究院等单位在T61-C162井和W14C20井采用了Envebture公司生产的Φ107.95mm×6.35mm实用可膨胀套管，膨胀后固井质量都达到了优良，两口井至今一直正常生产，效益显著。综合以上信息，不难看出，在实际的应用中，可膨胀套管技术技术是先进的、可靠的和经济的，膨胀管技术的开发，将会进一步促进我国HEW焊管领域的产品结构调整，是具有广阔发展前景的重大技术变革。

按照油田通用作业标准，膨胀管在膨胀前的外径不可超过118mm。因此，为了减小膨胀管施工后对产油量和井下施工难度的影响，需要使用具有较大内通径的膨胀管，但若提高膨胀管的内通径，必须减小膨胀管的壁厚。对于一般材质，膨胀管壁厚与管体能够达到的强度是成正比的，牺牲壁厚势必会降低管体的强度。具有高强度、高塑性的P110钢级以上级膨胀管的出现很好的解决了上述问题，因此，通过设计合理的成分、制定优化的热处理工艺，而实现P110钢级膨胀管的国产化具有十分重要的现实意义。

纵观当前的P110钢级膨胀管成分以及有关生产工艺，生产出兼顾优良的使用性能、服役性能以及低廉的生产成本三个方面的高钢级膨胀管，是该领域中研发的最大难点，同时也是制约P110高钢级膨胀管钻井技术发展的瓶颈之一。例如，公开号为CN 101353949A的中国专利，在成分里面加入了大量的Cr、Ni等贵金属，原料的合金成本很高，此外，该项专利没有提及对膨胀管综合性能至关重要的冲击性能、均匀延伸率以及屈强比等性能；专利号为特开2003-105441的日本专利以及公开号为CN 101144141A 的中国专利，合金成分里面也加入了11wt %以上的Cr，致使膨胀管的生产成本较高，此外，上述专利对于膨胀管的冲击性能、均匀延伸率以及屈强比等关键性能均未给予详细说明。上述专利原料的合金成本较高，提升了膨胀管钻井技术的成本，不利于P110高钢级膨胀管技术的推广和发展。

近年来，Q&P(quenching and Partitioning，淬火-分配)钢因其自身所具有的高强度和高塑韧性等优良力学性能而受到了国际社会的广泛关注。利用Q&P两步处理所获得的钢材具有的强度高、延伸性好、冲击韧性优良等特点，使其成为钢铁材料领域中耀眼的新星。现有的研究，如“M.J.Santofimia, T.Nguyen-Minh, L.Zhao, R.Petrov, I.Sabirov, J.Sietsma.New low carbon Q&P steel containing film-like intercritical ferrite, Mater Sci Eng A, 2010, 527,6429-6439”和“H.Y.Li，X.W.Lu，X.C.Wu, Y.A.Min, X.J.Jin. Bainitic transformation during the two-step quenching and partitioning process in a medium carbon steel containing silicon, Mater Sci Eng A, 2010, 527, 6255-6259”均记载了利用Q&P两步处理获得高强、高塑、高韧钢的方法，其工艺流程为：热轧→卷板后空冷至室温→部分奥氏体化→淬火→配分（等同于低温回火）→淬火，即将钢热轧之后，再将钢部分奥氏体化，然后快冷到Ms-M_f点之间最终得到由板条状的马氏体、分布于其板条之间的薄膜状的亚温铁素体以及具有较高稳定性的残余奥氏体组成的多相组织结构。其中，Ms为钢在淬火过程中过冷奥氏体开始转变为马氏体的温度，该临界温度与钢的含碳量、合金元素成分的高低、奥氏体晶粒大小、冷却速度、钢的应力状态以及塑性形变等因素有关，M_f为马氏体相变的结束温度。这两个温度均可以通过德国Baehr热分析公司生产的DIL805A淬火膨胀仪对相关钢材做温度-热膨胀曲线而得到。公开号为CN101775470A、名称为“低合金复相Q&P钢的生产方法” 的中国发明专利中所提到的几类Q&P钢的合金元素含量适中，均匀延伸率以及断后延伸率二值均较高，分别达到了19%和32%，抗拉强度和屈服强度分别达到了605MPa和810MPa，其强塑积达到了25920MPa%，实现了强度和塑性二者的优良组合。

综上所述，从节约能源、降低成本、进一步提高钢材的强度、塑性以及焊接性，提高钢材的综合性能指标、从而拓宽Q&P钢的应用领域等角度考虑，有必要将现有的Q&P钢工艺与膨胀管的选材、制备及加工处理等环节结合起来，采用价格低廉的低碳锰硅钢或低碳锰硅铝钢为原材料来制造膨胀管，简化材料合金成分，少用甚至不用我国稀缺的贵金属及稀有金属，以提高管材的焊接能力并降低管材造价；使用改进后的Q&P处理工艺对膨胀管进行处理，提高膨胀管的综合性能，使其性能达到甚至超过API的P110级膨胀管标准， 从而实现P110钢级高强膨胀管的国产化，将具有十分重要的现实意义。

发明内容

本发明的目的在于提出一种具有较高扩径能力及较低生产成本的P110钢级膨胀管的成分设计以及热处理工艺，通过合理的合金设计获得较低生产成本的P110钢级膨胀管用钢，并通过冶炼、轧制获得相关合金板，对合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管，最后通过完全奥氏体化后淬火以及后续的亚温回火-淬火-配分处理共两套工序使膨胀管管材达到预期的强度标准和塑性变形能力，保证管材膨胀前后的力学性能均能满足API及其它有关标准的规定，从而使新的P110钢级膨胀管在强行等减径的方式下，发生较大的塑性变形，使管材获得较大的内通径，最终管体在壁厚被减小很多的情况下自身仍能保持较高的强度，从而解决现有膨胀管的薄壁厚和高强度之间的矛盾，实现P110钢级以上级膨胀管的国产化，提高我国焊管制造的整体水平，对我国石油工业的发展也具有重要的现实意义。

一种石油天然气开采用P110级膨胀管，包括以下成分：

0.1wt%~0.3 wt%的C；

0.70 wt%~2.0 wt%的Mn；

0.3 wt%~1.5 wt%的Si；

0 wt%~1.0 wt%的Al；

0.02 wt%~0.1 wt%的Nb；

0wt%~0.02wt%的Ti；

0wt%~0.01wt%的S；

0wt%~0.015wt%的P；

余量为Fe。

优选的，包括：

0.15wt%~0.25wt%的C；

1.5wt%~2.0%的Mn；

1.0wt%~1.5wt%的Si；

0.3 wt%~1.0 wt%的Al；

0.05 wt%~0.1 wt%的Nb；

0.01wt%~0.02wt%的Ti；

余量为Fe。

优选的，所述不可避免的杂质为：

0wt%~0.005wt%的S；

0wt%~0.015wt%的P。

本发明还提供一种P110钢级膨胀管的制备方法，包括：

1）根据所述膨胀管的成分铸造并轧制合金板；

2）对步骤1）所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管；

3）将步骤2）所述膨胀管置入电阻式加热炉中进行正火处理，以5℃/s的加热速度加热至设定温度并保温足够时间使之完全奥氏体化，后将膨胀管迅速淬入常温态的水中（冷速大约为60℃/s）淬至室温，使管材得到完全马氏体（完全淬火工艺）；

4）将经过步骤3）淬火处理的膨胀管再次置于电阻式加热炉中，以5℃/s的加热速度加热至T₁~T₂之间的亚温区（两相区），其中T₁=A_C3-50℃，T₂= A_C1~A_C1+10℃，A_C3为钢在平衡加热时从珠光体刚好完全转化为奥氏体的相变温度，A_C1为钢在平衡加热时刚好发生珠光体向奥氏体转变时的温度，当管材达到设定温度时，保温足够的时间使管材组织发生部分奥氏体化（亚温回火工艺）；设定保温温度为750℃~780℃，保温时间为15min；

5）将膨胀管初次淬入液体淬火介质中（可以考虑采用在线喷淋淬火，冷速大约为30℃/s~60℃/s），使管材的温度达到T₃~T₄之间的温度区间，其中：T₃低于Ms点、T₄高于M_f点，Ms为钢在淬火过程中过冷奥氏体开始转变为马氏体的温度，M_f为马氏体相变的结束温度，水淬终止温度为300℃~320℃；根据淬火温度的高低，将有不同比例的奥氏体向马氏体转变；

6）将膨胀管迅速再次置于炉温为T₅（T₅介于350℃~450℃之间）的电阻式加热炉中，在此温度下保温300~900s，碳由马氏体扩散至奥氏体中，使奥氏体富碳；

7）最后，将膨胀管从炉中取出空冷或水淬至室温，获得由马氏体、铁素体、富碳残余奥氏体以及弥散析出的纳米级碳化物的多相、多尺度组织构成低合金高强、高韧、高塑钢膨胀管。

步骤5）、6）、7）合称为淬火-配分工艺。

进一步的，步骤5）和6）之间的间隔时间不要超过5s，以免淬火过程中得以保留的那部分残余奥氏体因管材温度下降过多而无法稳定存在，最终转化为马氏体或贝氏体而导致后续的配分工艺失效。

按照本发明，所述对对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管优选为：

在焊接过程中对膨胀管的内、外焊缝毛刺处进行砂轮打磨，清除毛刺。

按照本发明，所述对所述膨胀管进行正火处理的加热及保温温度优选为900℃~920℃，保温时间优选为30min，所述液体淬火介质是水、油或者不同浓度（2%~10%）的聚乙烯醇水溶液。

本发明实施例公开了一种全新的P110钢级膨胀管，各主要化学成分的作用，具体为：

钢中含碳量对最终奥氏体、马氏体的碳含量与体积分数有着重要的影响。只有保证有足够的碳，才会形成足够的富碳残余奥氏体并能够稳定至室温。在某一淬火温度，随着含碳量的增加，奥氏体的体积分数在增加。碳含量较高时可以降低相变温度，呈现纳米级厚度组织，使钢的性能得到优化。但当碳含量大于0.5wt％时，会明显出现淬火脆性以及马氏体脆性，焊接性能变差。应选择合理的碳含量，在保证有足够残余奥氏体的同时避免Fe₃C形成造成的脆性，并改善焊接性能。

添加锰可降低马氏体转变温度Ms，增加残余奥氏体的含量，同时锰对钢板的韧性影响不大，当钢中含有1.5％～2.5％的锰时，还可以有效地提高残余奥氏体分解的抗力。但太多含量的锰 (>2.5%)会使残余奥氏体的稳定性大大提高，以致存在较高的塑性变形时残余奥氏体也不会发生相变，对提高工件的延展性不利；另外锰含量的增加会使钢板中带状组织增多。并且在热处理后保存下来，最终钢板中会含有一定量地带状组织，而贝氏体、马氏体等硬相在带状组织中聚集，使钢板的脆性增加，塑性降低，力学性能下降。锰的含量取决于强度级别．一般强度从590MPa到780MPa时，锰的含量在1.0%到1.8%，通常锰含量一般在l%～2%之间。

硅通常不作为合金元素加入，它在常规含量范围内起辅助脱氧作用，含量小于1%时对力学性能贡献不大。当Si以固溶体的形式存在与奥氏体中时，可以提高钢的强度和硬度，其作用强于Mn、Ni、Cr、V、Mo等。Si作为非碳化物形成元素，在碳化物中的溶解度极低，在Q&P钢等温过程中，能够强烈抑制Fe₃C的形成，使碳进一步积聚于未转变的奥氏体中，促使马氏体开始转变温度M_S降至室温以下，形成富碳的残余奥氏体。合金奥氏体转变成贝氏体时，在所形成的碳化物中合金元素的含量等于奥氏体中合金元素的含量，这表明在贝氏体形成过程中，不发生合金元素的重新分配。加入不形成碳化物的元素，如Si，由于它强烈阻止贝氏体转变时碳化物的形成，促使未转变部分奥氏体富碳，从而推迟贝氏体的形成。

铝和硅一样，，也是费碳化物形成元素，能够强烈抑制Fe₃C的形成，使未转变奥氏体富碳。虽然铝的固溶强化效果弱于硅，但是在Q&P钢中，可以添加铝元素以降低硅的副作用。另外，采用铝代硅不影响钢的涂镀和焊接工艺，所以在要求涂镀和焊接的钢中常用铝代替硅。

铌能细化晶粒和降低钢的过热敏感性及回火脆性，提高强度，但塑性和韧性有所下降。在普通低合金钢中加铌，可提高抗大气腐蚀及高温下抗氢、氮、氨腐蚀能力。铌可改善焊接性能。在奥氏体不锈钢中加铌，可防止晶间腐蚀现象。

钛是强碳化物形成元素，它和N、O、C都有极强的亲和力。另外，钛和S的亲和力大于Fe和S的亲和力，因此在含Ti钢中优先生成硫化钛，降低了生成硫化铁的几率，可以减少钢的热脆性。Ti与C形成的碳化物结合力极强、极稳定、不易分解，只有当加热温度达1 000 C以上时，才开始缓慢地溶入固溶体中，在未溶人前，TiC微粒有阻止钢晶粒长大粗化的作用。Ti是极活泼的金属元素，Ti还能与Fe和C生成难溶的碳化物质点，富集于钢的晶界处，阻止钢的晶粒粗化，Ti也能溶人γ和α相中，形成固溶体，使钢产生强化。一般钢中Ti的加入量应大于0.025%。在钢液凝固过程中形成的大量弥散分布的TiC颗粒，可以成为钢液凝固时的固体晶核，利于钢的结晶，细化钢的组织，减少粗大柱状晶和树枝状组织的生成，可减少偏析降低带状组织级别。另外，Ti也能与N结合生成稳定的高弥散化合物，Ti还能减慢珠光体向奥氏体的转变过程。

不可避免的杂质优选为S和P

硫在一般状况下也是钢中的有害元素，含硫较高的钢在高温下进行压力加工时，容易脆裂，通常叫做热脆性，会降低钢的延展性和韧性，在锻造和轧制时容易造成裂纹，同时，硫还回降低钢的耐腐蚀能力，恶化钢的焊接性能。本发明中硫的含量优选为0wt%~0.01 wt%。

通常状况下，磷是钢中的有害合金元素，钢中的磷含量超过一定值时会在晶界处析出，破坏晶界强度，损坏其延展性，使钢的可塑性及韧性明显下降，该类情况在低温下尤为严重，这种现象叫做冷脆性，过高的磷含量会使钢的焊接性能变坏，同时降低钢的塑性，使其冷弯性能变坏。本发明中磷的含量优选为0wt%~0.015 wt%。

本发明的生产方法通过将管材完全奥氏体化之后进行水淬，得到板条状的马氏体原始组织，然后将钢管加热到亚温区（两相区）进行回火处理。在亚温温度区内，由于加热温度较低，奥氏体晶粒难以长大；此外，由于保温时间比较短，在该温度下钢中的原始态马氏体将发生部分分解，逆转变为奥氏体以及针状的铁素体组织；在逆相变过程中，奥氏体不仅在晶界处形核，而且还在板条马氏体的边界处形成针状奥氏体，从而使钢的组织得到进一步的细化。另外，在这之后的淬火-分配过程也进一步的促使在亚温过程中形成的奥氏体富碳。经检测，本发明方法生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管用钢除了在马氏体板条之间存在部分针状残余奥氏体之外，在晶界处以及铁素体晶粒内部还存在着部分颗粒状残余奥氏体。由于软相残余奥氏体在相变过程中素产生的形变诱发相变塑性（Trip）效应，获得的多相高均匀延伸低合金钢比现有的常规Q&P钢具有更高的塑性，而且由于马氏体而非贝氏体的存在，以及基体组织中Nb、Ti等的碳化物的析出强化作用，本发明方法生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管用钢具有比形变诱发相变塑性（Trip）钢更高的强度以及更好的综合力学性能。

本发明根据管材本身的化学成分，来改变初次淬火温度和等温温度及时间来获得不同相对含量的马氏体、铁素体、富碳残余奥氏体以及弥散析出的纳米级碳化物的多相、多尺度组织。此外，根据管材用途的需要，可以选择合适的亚温区（两相区）保温温度、淬火温度以及配分温度，以期获得最优化的多相组织配比。

本发明适用于含锰、硅、铝、铌、钛等元素的合金钢。

本发明根据亚温淬火和碳配分的原理，提出了含锰、硅、铝、铌、钛等元素的微合金钢的亚温淬火和碳配分工艺，使焊管获得由马氏体、铁素体、富碳残余奥氏体以及弥散析出的纳米级碳化物的多相、多尺度组织的完全奥氏体化淬火-亚温回火-淬火-配分处理的方法。与传统的调质（900℃完全奥氏体化后淬火+550℃高温回火30min）工艺相比较，相同成分的钢经过亚温淬火和碳配分工艺处理，冲击韧性可以提高100%，均匀延伸率和断后伸长率可以分别提高200%和75%；与Trip钢相比较，相同成分的钢经过亚温淬火和碳配分工艺，处理屈服强度和抗拉强度可以分别提高39%和18%。在同时考虑到钢材的强度和塑性两者之间的平衡时，亚温淬火和碳配分工艺是一个合适的选择。

结合完全奥氏体化后淬火以及后续的亚温回火-淬火-配分处理工艺，本发明提供了一种新型P110钢级膨胀管的成分设计以及热处理工艺，其特征在于，所述膨胀管的成分为：0.1 wt%~0.3 wt%的C；0.70 wt%~2.0 wt%的Mn；0.3 wt%~1.5 wt%的Si；0 wt%~1.0 wt%的Al；0.02 wt%~0.1 wt%的Nb；0wt%~0.02wt%的Ti；0wt%~0.01 wt%的S；0wt%~0.015 wt%的P；余量为Fe。按照本发明的成分以及热处理工艺所制备的膨胀管具有合金元素少、合金含量低、强度高、延伸率好、成本低等优点，从而解决了以往膨胀管制造中所存在的成本高、焊接性能差、膨胀后强度难以保证等技术难题。

附图说明

图1(a)、图1(b)是本发明膨胀管生产方法中的热处理工艺温度与时间的关系示意图，图1(a)为完全淬火工艺，图1(b)为后续的亚温回火-淬火-配分处理工艺，T₁=A_C3-50℃，T₂= A_C1~ A_C1+10℃，T₃=Ms-40℃，T₄=Mf+50℃，T₅=350℃~450℃；

图2是发明实施例1所生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管用钢的金相显微组织图片；

图3是发明实施例1所生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管用钢的SEM（扫描电镜）照片；

图4是发明实施例1所生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管用钢中残余奥氏体的X射线衍射结果示意图；

图5是发明实施例1所生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管用钢中残余奥氏体分布的EBSD分析结果，照片中的白色物相为残余奥氏体；

图6是发明实施例2所生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管用钢的金相显微组织图片；

图7是发明实施例3所生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管用钢的金相显微组织图片；

图8是发明实施例4所生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管用钢的金相显微组织图片；

图9是发明实施例5所生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管用钢的金相显微组织图片。

具体实施方式

下面将对本发明实施例中的的技术方案进行清楚、完整的描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明中很小的一部分，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

下面结合附图以及具体的实施例对本发明的P110钢级新型低合金多相组织膨胀管的成分及其生产方法作出进一步的详细说明。

实施例1

选用原材料钢的化学成分重量百分比如下：

C：0.15wt%~0.25wt%；Mn：1.5wt%~2.0%；Si：1.0wt%~1.5wt%；Al：0.3 wt%~1.0 wt%；Nb：0.05 wt%~0.1 wt%；Ti：0.01wt%~0.02 wt%；S：0wt%~0.01 wt%；P：0wt%~0.015wt%。

优选的成分为：C：0.18 wt%~0.25wt%、Mn：1.5wt%~2.0 wt%、Si：1.0wt%~1.5wt%、Al：0.3 wt%~1.0 wt%、Nb：0.1 wt%、Ti：0.02wt%、S：0.0075 wt%、P：0.0060wt%，余量为Fe和不可避免的杂质。

优选后的生产步骤如下：

1）根据上述技术方案所述膨胀管的成分铸造并轧制合金板；

2）对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管；

3）将所述膨胀管置入电阻式加热炉中进行正火处理，以5℃/s的加热速度加热至设定温度并保温足够时间使之完全奥氏体化，后采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管迅速淬入常温态的水中（冷速大约为60℃/s）淬至室温，使管材得到完全马氏体（完全淬火工艺）；

4）将经过淬火处理的膨胀管再次置于电阻式加热炉中，以5℃/s的加热速度加热至760~780℃的亚温区（两相区），保温900s的时间使管材组织发生部分奥氏体化（亚温回火工艺）；

5）采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管初次淬入冷速大约为40℃/s液体淬火介质中，使管材的温度达到300~320℃之间的温度区间， 然后立即迅速再次置于炉温为400℃的电阻式加热炉中，在此温度下保温900s，然后水冷至室温（淬火-配分工艺）。

经测试，膨胀管管材的抗拉强度为1030MPa~1100MPa，屈服强度为770MPa~800MPa，均匀延伸率为17%~21%，总延伸率为27%~30%。0℃时，横向全尺寸冲击功为56J~65J，纵向全尺寸冲击功为87J~96J。

实施例2

选用原材料钢的化学成分同实施例1中之优选成分：

优选后的生产步骤如下：

1）根据上述技术方案所述膨胀管的成分铸造并轧制合金板；

2）对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管；

3）将所述膨胀管置入电阻式加热炉中进行正火处理，以5℃/s的加热速度加热至设定温度并保温足够时间使之完全奥氏体化，后采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管迅速淬入常温态的水中（冷速大约为60℃/s）淬至室温，使管材得到完全马氏体（完全淬火工艺）；

4）将经过淬火处理的膨胀管再次置于电阻式加热炉中，以5℃/s的加热速度加热至760~780℃的亚温区（两相区），保温900s的时间使管材组织发生部分奥氏体化（亚温回火工艺）；

5）采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管初次淬入冷速大约为40℃/s液体淬火介质中，使管材的温度达到300~320℃之间的温度区间， 然后立即迅速再次置于炉温为400℃的电阻式加热炉中，在此温度下保温300s，然后水冷至室温（淬火-配分工艺）。

经测试，膨胀管管材的抗拉强度为1036MPa~1065MPa，屈服强度为780MPa~810MPa，均匀延伸率为20%~22%，总延伸率为28 %~31%。0℃时，横向全尺寸冲击功为55J~62J，纵向全尺寸冲击功为80J~87J。

实施例3

选用原材料钢的化学成分同实施例1中之优选成分：

优选后的生产步骤如下：

1）根据上述技术方案所述膨胀管的成分铸造并轧制合金板；

2）对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管；

3）将所述膨胀管置入电阻式加热炉中进行正火处理，以5℃/s的加热速度加热至设定温度并保温足够时间使之完全奥氏体化，后采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管迅速淬入常温态的水中（冷速大约为60℃/s）淬至室温，使管材得到完全马氏体（完全淬火工艺）；

4）将经过淬火处理的膨胀管再次置于电阻式加热炉中，以5℃/s的加热速度加热至760~780℃的亚温区（两相区），保温900s的时间使管材组织发生部分奥氏体化（亚温回火工艺）；

5）采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管初次淬入冷速大约为40℃/s液体淬火介质中，使管材的温度达到300~320℃之间的温度区间， 然后立即迅速再次置于炉温为400℃的电阻式加热炉中，在此温度下保温900s，然后空冷至室温（淬火-配分工艺）。

经测试，膨胀管管材的抗拉强度为1016MPa~1018MPa，屈服强度为760MPa~782MPa，均匀延伸率为25%~27%，总延伸率为33%~34%。0℃时，横向全尺寸冲击功为52J~61J，纵向全尺寸冲击功为92J~108J。

实施例4

选用原材料钢的化学成分同实施例1中之优选成分：

优选后的生产步骤如下：

1）根据上述技术方案所述膨胀管的成分铸造并轧制合金板；

2）对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管；

3）将所述膨胀管置入电阻式加热炉中进行正火处理，以5℃/s的加热速度加热至设定温度并保温足够时间使之完全奥氏体化，后采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管迅速淬入常温态的水中（冷速大约为60℃/s）淬至室温，使管材得到完全马氏体（完全淬火工艺）；

4）将经过淬火处理的膨胀管再次置于电阻式加热炉中，以5℃/s的加热速度加热至760~780℃的亚温区（两相区），保温900s的时间使管材组织发生部分奥氏体化（亚温回火工艺）；

5）采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管初次淬入冷速大约为40℃/s液体淬火介质中，使管材的温度达到300~320℃之间的温度区间， 然后立即迅速再次置于炉温为400℃的电阻式加热炉中，在此温度下保温480s，然后空冷至室温（淬火-配分工艺）。

经测试，膨胀管管材的抗拉强度为1016MPa~1020MPa，屈服强度为768MPa~785MPa，均匀延伸率为20%~21%，总延伸率为28%~30%。0℃时，横向全尺寸冲击功为52J~58J，纵向全尺寸冲击功为84J~92J。

实施例5

选用原材料钢的化学成分同实施例1中之优选成分：

优选后的生产步骤如下：

1）根据上述技术方案所述膨胀管的成分铸造并轧制合金板；

2）对所述合金板进行卷板加工，然后焊接制成膨胀管；

3）将所述膨胀管置入电阻式加热炉中进行正火处理，以5℃/s的加热速度加热至设定温度并保温足够时间使之完全奥氏体化，后采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管迅速淬入常温态的水中（冷速大约为60℃/s）淬至室温，使管材得到完全马氏体（完全淬火工艺）；

4）将经过淬火处理的膨胀管再次置于电阻式加热炉中，以5℃/s的加热速度加热至750℃~770℃的亚温区（两相区），保温900s的时间使管材组织发生部分奥氏体化（亚温回火工艺）；

5）采用在线喷淋淬火的方式，将膨胀管初次淬入冷速大约为40℃/s液体淬火介质中，使管材的温度达到300~320℃之间的温度区间， 然后立即迅速再次置于炉温为400℃的电阻式加热炉中，在此温度下保温300s，然后空冷至室温（淬火-配分工艺）。

经测试，膨胀管管材的抗拉强度为1043MPa~1061MPa，屈服强度为762MPa~776MPa，均匀延伸率为21%~23%，总延伸率为27%~29%。0℃时，横向全尺寸冲击功为50J~57J，纵向全尺寸冲击功为80J~86J。

对上述各实施例的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管的显微组织分析可见，经过该相工艺处理过的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管组织呈现出由板条状的马氏体、铁素体、富碳残余奥氏体以及弥散析出的纳米级碳化物的多相、多尺度组织结构，同时通过X射线衍射对各实施例钢中的残余奥氏体进行测试，结果显示，残奥含量在8.7%~12.83%左右。

本发明方法生产的P110钢级多相高均匀延伸低合金膨胀管的屈服强度均不低于760MPa，抗拉强度均高于1000MPa，均匀延伸率在17%~27%之间，总延伸率在27%~34%之间，0℃时，横向全尺寸冲击功为50J~65J之间，纵向全尺寸冲击功为80J~108J之间，表现出很好的强度和良好的塑性，其综合力学性能要优于常规的淬火-回火钢、Trip钢以及Q&P钢。