一种无磁钻铤用高氮奥氏体不锈钢及其制造方法

摘要

一种无磁钻铤用高氮奥氏体不锈钢及其制造方法，属于不锈钢材料技术领域。该不锈钢成分重量百分数为：13.50≤Cr≤14.00，0.047≤C≤0.055，0.30≤N≤0.35，18.00≤Mn≤18.50，0.10≤Si≤0.15，0.001≤P≤0.015，0.001≤S≤0.012，余量为Fe，同时：1.469≥Mn(wt.％)/Cr(wt.％)≥1.251。制造方法：非真空感应熔炼，电渣重熔，快锻机开坯锻造，径锻机终锻成型锻造，水冷处理。优点在于，通过控制Mn元素和Cr元素保证该不锈钢的足够的奥氏体单相区宽度。通过控制变形温度、变形量和变形速率以及锻后水冷等手段增强其钢坯的变形强化效果，同时避免有害析出相碳化物，使成品钢坯在锻后水冷状态下具有优异的相对磁导率、强度、韧性和耐晶间腐蚀的性能。

说明书

技术领域

本发明属于不锈钢材料技术领域，特别是涉及一种无磁钻铤用高氮奥氏体不锈钢及其制造方法。

背景技术

无磁钻铤是当今国内外深度在3000米以上的陆地、海洋油气开采工程中井下钻采的重要部件，由相对磁导率低于0.01的不锈钢材料制造成中空厚壁管材，为随钻测量仪器提供磁屏蔽的环境，保证对钻探方向进行实时修正。同时，无磁钻铤还与旋转导向系统联动，可以实现全井段定向钻进,并根据钻探要求实时调整井眼轨迹。由于井下苛刻的服役环境，还要求无磁钻铤材料具有极高的强度和耐蚀性能，同时还需要兼顾经济性。

从上世纪开始，无磁钻铤用材料经历了Cr-Ni奥氏体不锈钢、蒙乃尔合金、Cr-Mn-N奥氏体不锈钢等几代的发展。最早使用的Cr-Ni奥氏体不锈钢，其力学性能如室温和高温强度、硬度、耐磨性等较差，产品寿命较短。为了保证耐蚀性能并延长服役寿命，采用了成本极高的Ni-Cu蒙乃尔合金，并未获得大规模发展。从上世纪60年代以来，随着Cr-Ni奥氏体不锈钢中以Mn、N代Ni技术的发展以及含N不锈钢制备技术的提高，Cr-Mn-N奥氏体不锈钢因其相对低的原材料成本和优良的力学、耐蚀性能很快替代了Cr-Ni不锈钢和蒙乃尔合金，成为制造高性能无磁钻铤的主流材料。

无磁钻铤用Cr-Mn-N奥氏体不锈钢目前可以分为两大类，一类是以追求高性能即力学性能(强度、韧性、硬度)和耐蚀性能(晶间腐蚀)为主，其成分特点是高Cr、高N，同时含Mo、含Ni，此类材料适用于服役环境较为苛刻的地层环境；另一类是以追求经济性同时兼具优良性能为主，其成分特点是中Cr、中Mn，同时无Mo、无Ni，此类材料适用于服役环境不太苛刻的地层环境，其原材料成本和成品价格仅为前者的一半左右。因其良好的性能和经济性广泛应用于许多油气钻采工程项目中。

发明内容

本发明的目的在于提供一种无磁钻铤用高氮奥氏体不锈钢及其制造方法，与现有无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢材料相比，对Mn、Cr元素的含量范围和热加工工艺进行了优化；使其具有更高室温屈服强度和抗拉强度。同时使其在锻后具备优良的室温韧性、硬度和耐晶间腐蚀性能、极低的相对磁导率，并且经济、实用。

本发明的一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的各元素重量百分比为：13.50≤Cr≤14.00，0.047≤C≤0.055，0.30≤N≤0.35，18.00≤Mn≤18.50，0.10≤Si≤0.15，0.001≤P≤0.015，0.001≤S≤0.012，余量为Fe。

在上述技术方案的基础上，本发明还可以做如下改进：

进一步，所述一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的Mn元素和Cr元素的质量百分比的比值处于1.251至1.469之间，即：

1.469≥Mn(wt.％)/Cr(wt.％)≥1.251

本发明的制造方法，包含以下工艺步骤：

(1)依据下列元素重量百分比熔炼钢水：13.50≤Cr≤14.00，0.047≤C≤0.055，0.30≤N≤0.35，18.00≤Mn≤18.50，0.10≤Si≤0.15，0.001≤P≤0.015，0.001≤S≤0.012，余量为Fe，并保证：1.469≥Mn(wt.％)/Cr(wt.％)≥1.251；

(2)采用非真空感应熔炼+电渣重熔的方法制得钢坯；

(3)钢坯通过高温热处理炉加热并保温；

(4)钢坯出炉后立即经过快锻机锻造为圆钢坯，圆钢坯的端面直径根据成品径锻钢坯的尺寸和终锻变形量实际计算；

(5)圆钢坯通过高温热处理炉回炉保温；

(6)圆钢坯经过回炉处理后出炉，立即经过径锻机锻造为成品钢坯；

(7)径锻完成后将成品钢坯进行水冷处理。

在上述技术方案的基础上，本发明还可以做如下改进：

进一步，步骤(4)中所述快锻机锻造的终锻温度为1050℃～1080℃。

进一步，步骤(4)中所述成品径锻钢坯为圆柱体，端面直径为200mm～300mm。

进一步，步骤(5)中所述回炉保温的加热温度为1200℃～1220℃，加热时间为1.5h～2h。

进一步，步骤(6)中所述径锻机锻造的终锻变形温度为900℃～950℃，总变形量为15％～20％，径锻时间小于10min。

进一步，步骤(7)中所述径锻完成后至水冷处理之间成品钢坯的时间间隔不得超过5min。

本发明的有益效果是：通过控制Mn元素和Cr元素的质量百分比的比值保证本发明的一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的足够的奥氏体单相区宽度。通过控制变形温度、变形量和变形速率以及锻后水冷等手段增强其钢坯的变形强化效果，同时避免有害析出相碳化物的大量产生，使其成品钢坯在锻后水冷状态下具有优异的相对磁导率、强度、韧性和耐晶间腐蚀的性能。

附图说明

图1为本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢在不同的Mn(wt.％)/Cr(wt.％)比值条件下的奥氏体单相区范围对比。

图2为本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的室温抗拉强度受变形温度和变形量影响的变化趋势。

图3为本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的室温屈服强度受变形温度和变形量影响的变化趋势。

图4为本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的V型缺口冲击性能受变形温度和变形量影响的变化趋势。

图5为本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的相对磁导率受变形温度和变形量影响的变化趋势。

图6为本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的碳化物析出量受变形温度和变形量影响的变化趋势。

具体实施方式

以下结合附图对本发明的原理和特征进行描述，所举实例只用于解释本发明，并非用于限定本发明的范围。

所制备的本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的化学成分(表1)：

表1无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的化学成分(质量百分数wt.％)余量Fe

实施例1：Mn(wt.％)/Cr(wt.％)比值对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢奥氏体单相区范围的影响

采用专用的材料热力学计算软件对不同Mn(wt.％)/Cr(wt.％)比值的本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢奥氏体单相区范围进行了计算和对比。结果表明：在本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的热力学体系中，当Mn(wt.％)/Cr(wt.％)比值ω为1.469时，其奥氏体单相区的上限温度超过1300℃(图1)，材料具有较为充足的热加工窗口宽度。随着Mn(wt.％)/Cr(wt.％)比值ω从1.469逐渐减少至1.251时，其奥氏体单相区范围逐渐变窄。当Mn(wt.％)/Cr(wt.％)比值ω为低于1.179时，本材料的奥氏体单相区消失，材料不具备稳定良好的热加工窗口。为保证本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢良好的热加工工艺性能，要求其奥氏体单相区温度上限在1100℃以上，因此根据计算结果，本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢的Mn(wt.％)/Cr(wt.％)比值ω应当在1.251以上，其范围为1.469≥Mn(wt.％)/Cr(wt.％)≥1.251。

实施例2：锻造工艺对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢室温抗拉强度的影响

对于无磁钻铤材料来说，其室温强度是决定服役寿命的关键指标。对不同锻造工艺，包括变形温度、变形量两种因素对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢室温抗拉强度的影响进行了研究。按照美国材料与试验协会标准ASTM-E8进行了室温拉伸性能测试。结果表明：当变形温度为1000℃、变形量为10％时，其室温抗拉强度仅为875MPa(图2)。随着变形温度从1000℃降低至900℃，在相同的变形量条件下，其室温抗拉强度逐渐提高。当变形温度为900℃、变形量为20％时，其室温抗拉强度高达1050MPa以上。根据研究结果，为保证本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢成品钢坯优良的室温抗拉强度，其径锻过程的变形温度应不高于950℃，变形量应不低于15％。

实施例3：锻造工艺对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢室温屈服强度的影响

无磁钻铤材料要求具有很高的屈强比，屈服强度对其服役寿命也有很大的影响。对不同锻造工艺，包括变形温度、变形量两种因素对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢室温屈服强度的影响进行了研究。按照美国材料与试验协会标准ASTM-E8进行了室温拉伸性能测试。结果表明：当变形温度为1000℃、变形量为10％时，其室温屈服强度仅为625MPa(图3)。随着变形温度从1000℃降低至900℃，在相同的变形量条件下，其室温屈服强度显著提高。当变形温度为900℃、变形量为20％时，其室温屈服强度高达925MPa以上。根据研究结果，为保证本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢成品钢坯优良的室温屈服强度，其径锻过程的变形温度应不高于950℃，变形量应不低于15％。

实施例4：锻造工艺对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢室温V型缺口冲击性能的影响

无磁钻铤的服役环境要求材料在强度提升的同时其室温韧性不能有显著的下降。对不同锻造工艺，包括变形温度、变形量两种因素对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢室温V型缺口冲击性能的影响进行了研究。按照国标GBT-229-2007进行了室温V型缺口冲击性能测试。结果表明：当变形温度为1000℃、变形量为10％时，其室温V型缺口冲击功为217J(图4)。随着变形温度从1000℃降低至900℃，在相同的变形量条件下，其室温V型缺口冲击功急剧降低。当变形温度为900℃、变形量为20％时，其室温V型缺口冲击功仅为125J。根据研究结果，为保证本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢成品钢坯优良的室温V型缺口冲击性能，其径锻过程的变形温度应不低于900℃，变形量应不高于20％。

实施例5：锻造工艺对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢相对磁导率的影响

无磁钻铤的相对磁导率是最关键的性能指标，根据无磁钻铤产品标准要求，其相对磁导率必须低于1.01。对不同锻造工艺，包括变形温度、变形量两种因素对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢相对磁导率的影响进行了研究。按照美国材料与试验协会标准ASTM-A342-14进行了相对磁导率的测试。结果表明：当变形温度为1000℃、变形量为10％时，其相对磁导率仅为1.001(图5)。随着变形温度从1000℃降低至900℃，在相同的变形量条件下，其相对磁导率显著升高。当变形温度为900℃、变形量为20％时，其相对磁导率上升至1.007。相对磁导率值在满足标准要求的前提下越小越好。因此根据研究结果，为保证本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢成品钢坯具有尽量低的相对磁导率，其径锻过程的变形温度应不低于900℃，变形量应不高于20％。

实施例6：锻造工艺对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢碳化物析出量的影响

以Cr₂₃C₆为代表的碳化物析出对无磁钻铤材料的室温韧性和耐蚀性能将造成不利的影响。为保证无磁钻铤材料具有良好的室温韧性和耐蚀性能，碳化物析出的总量必须严格进行控制。对不同锻造工艺，包括变形温度、变形量两种因素对本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢Cr₂₃C₆碳化物析出体积分数的影响进行了研究。按照材料热力学体系计算结果和碳化物析出的敏感温度范围进行了针对性的时效试验和相比例检测。结果表明：当变形温度为1000℃、变形量为10％时，其碳化物析出总量仅为0.04％(图6)。随着变形温度从1000℃降低至900℃，在相同的变形量条件下，其碳化物析出的体积分数显著升高。当变形温度为900℃、变形量为20％时，其碳化物析出体积分数显著升高至1.25％。因此根据研究结果，为保证本发明一种无磁钻铤用经济型高氮奥氏体不锈钢成品钢坯具有尽量低的碳化物析出体积分数，其径锻过程的变形温度应不低于900℃，变形量应不高于20％。

以上所述仅为本发明的较佳实施例，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。