一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢及其热处理方法

摘要

本发明公开了一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢，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％、Cu 0.50％～0.80％、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当符合特定条件以使压裂泵阀体具有优异的强韧性和耐冲蚀性能，适用于制造140MPa级使用寿命≥350h压裂泵阀体。

说明书

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℃KV

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。

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适用于制造140MPa级使用寿命≥350h压 裂泵阀体用钢，解决油气增产作业中迫切需求，已十分迫切。

发明内容

1.要解决的问题

本发明的目的之一是提供一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢，该含Cu高耐冲击腐蚀 压裂泵阀体用钢在满足本发明的元素成分及配比关系时，具有高耐冲击腐蚀的性能；

本发明的另一目的是提供一种制备上述含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢的热处理方 法，采用该热处理方法的阶梯淬火和回火工艺，能够成功制备出上述高耐冲击腐蚀的性能的 阀体用钢；本发明还提供了该压裂泵阀体用钢的制备方法，得到的钢具有优异的强韧性和耐 冲蚀性能，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：

本发明提供一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢，按重量百分比含有：C0.30％～ 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％、Cu 0.50％～0.80％、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)26×％Cu+4×％Ni+1.2×％Cr-1.5×％Si+17×％Sb+10×％V-7×％Cu×％Ni-9×％Ni×％Sb

-5×％Mn≥7.0。

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“％Cu”直接取0.50～0.80之间的数值，而不是取0.50％～0.80％，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M

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％。

Cu：Cu是扩大奥氏体相区，Cu单质可以作为第二相显著提升强度，能提升组织回火稳 定性和强度。但Cu过高将导致Cu脆。因此Cu含量控制在0.50％～0.80％。

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Fe

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％。

为了保证钢较好的抗冲蚀性能，需对Si、Mn、Cu、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。由于Cu能够提高强度并且显著提高耐蚀性 因此系数为26。Si和Mn会加剧偏聚，造成微观组织不均匀从而导致冲蚀性能降低，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冲蚀性能，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冲蚀性能，故系数为10。由于Cu、Ni、Sb之间存在交互作用 会抵消元素单独的耐蚀性，故Cu与Ni、Ni与Sb系数分别为-7和-9；即 X＝26×％Cu+4×％Ni+1.2×％Cr-1.5×％Si+17×％Sb+10×％V-7×％Cu×％Ni-9×％Ni×％Sb-5×％Mn≥7.0；

为保证压裂泵阀体用钢的耐蚀性，X应不小于7.0。

本发明还提供一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢的热处理方法，包括采用阶梯淬 火和回火工艺进行热处理的步骤。

优选地，所述阶梯淬火步骤包括：将压裂泵阀体以40～110℃/h的速度加热至900～950℃， 保温，而后水冷；将压裂泵阀体以40～110℃/h的速度加热至840～880℃，保温，而后水冷。

值得说明的是，热处理工艺采用阶梯淬火，使钢种难溶解元素Ni/V通过阶梯淬火元素重 复溶解，起到固溶作用，并在后续回火工艺中保证其能够充分析出。

优选地，所述回火工艺步骤包括：

将压裂泵阀体以40～110℃/h的速度加热至回火温度为550～700℃，保温，水冷。

优选地，所述回火工艺步骤中保温时间t由压裂泵阀体厚度S决定，t＝1.0～3.0S，t单位 为min，S单位为mm。

优选地，所述回火温度T与阀体厚度S及保温时间t应满足：22≤Y＝T×(S/10+lgt)/1000≤26。

优选地，包括以下步骤：

1)阶梯淬火步骤：将压裂泵阀体以40～110℃/h的速度加热至900～950℃，保温，而后 水冷；将压裂泵阀体以40～110℃/h的速度加热至840～880℃，保温，而后水冷；

2)回火工艺步骤：将压裂泵阀体以40～110℃/h的速度加热至回火温度为550～700℃， 保温，水冷；所述回火工艺步骤中保温时间t由压裂泵阀体厚度S决定，t＝1.0～3.0S，t单位 为min，S单位为mm；所述回火温度T与阀体厚度S及保温时间t应满足： 22≤Y＝T×(S/10+lgt)/1000≤26，T代表回火温度，单位为℃。

采用该热处理方法制备出的阀体用钢具有优异的强韧性和耐冲蚀性能，适用于制造 140MPa级使用寿命≥350h压裂泵阀体。

一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢的制备方法，包括前述的热处理方法。

优选地，包括以下步骤：

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炉精炼：将各元素成分调至目标值；

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；

S4 连铸：连铸φ380mm～φ700mm圆坯；

S5 锻造；

S6 热处理。

根据前述制备方法得到的压裂泵阀体，所述压裂泵阀体1/4厚度处抗拉强度≥1050MPa、 屈服强度≥900MPa、-27℃KV

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值主要影响冲蚀性能，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℃KV

(2)本发明钢组分在本发明的热处理条件下处理，采用阶梯淬火使钢种难溶解元素Ni/V 通过阶梯淬火元素重复溶解，起到固溶作用，并在后续回火工艺中保证其能够充分析出，使 得钢的微观组织更加均匀细小，从而打破钢中组织不均造成的组织差引起的局部微观电位差， 从而减小甚至消除腐蚀。另外组织均匀后不存在软质点，在受到冲蚀时不发生局部破坏，保 持钢表面的保护膜完成，从而也提高冲蚀性能。

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。

实施例中未注明具体条件者，按照本领域的常规条件进行。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、含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

一种含Cu高耐冲击腐蚀压裂泵阀体用钢，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中满足0.20％≤A≤0.32％；X值通过 X＝26×％Cu+4×％Ni+1.2×％Cr-1.5×％Si+17×％Sb+10×％V-7×％Cu×％Ni-9×％Ni×％Sb-5×％Mn 计算，实施例1-3中满足X≥7.0％。

对比例1-3

一种泵阀体用钢，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＝26×％Cu+4×％Ni+1.2×％Cr-1.5×％Si+17×％Sb+10×％V-7×％Cu×％Ni-9×％Ni×％Sb-5×％Mn计 算，X值为5.4，小于7.0。

对比例2中A值0.23％，X值9.8；

对比例3中A值0.37％，X值5.9；

表1本发明实施例及对比例化学成分(wt％)

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、Cu、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：圆坯加热→锻造→缓冷。

S6 阀体热处理：台车炉加热→保温→淬火→台车炉加热→保温→淬火→回火→保温→水 冷，压裂泵阀体热处理工艺为阶梯淬火+回火工艺进行热处理，关键热处理工艺步骤为：

实施例1-3阶梯淬火步骤为：将压裂泵阀体以60～100℃/h的速度加热至900～950℃，保 温，而后水冷。将压裂泵阀体以80～95℃/h的速度加热至840～880℃，保温，而后水冷。

实施例1-3回火工艺步骤为：压裂泵阀体以40～110℃/h的速度加热至550～700℃(T， ℃)，保温，保温时间t由压裂泵阀体厚度S决定(t＝1.0～3.0×S，t为min，S为mm)，水冷。 回火温度T与阀体厚度及回火工艺的保温时间应满足：22≤Y＝T×(S/10+lgt)/1000≤26，具体见 表2。

对比例1-3阶梯淬火步骤为：将压裂泵阀体以60～110℃/h的速度加热至930～950℃，保 温，而后水冷。将压裂泵阀体以80～90℃/h的速度加热至850～880℃，保温，而后水冷。

对比例1-3回火工艺步骤为：压裂泵阀体以80～100℃/h的速度加热至设定温度，保温， 保温时间t由压裂泵阀体厚度S决定(t＝1.0～3.0×S，t为min，S为mm)，水冷。回火温度T、 回火保温时间t与阀体厚度S得到的Y值：Y小于22，或Y大于26，具体见表2。

表2本发明实施例及对比例的热处理工艺淬火和回火条件

最后，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350mm)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350mm)位置内取样取拉 伸、冲击、冲蚀试样，参照GB/T228、GB/T229、SY/T 7394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力学性能检测情况列表

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≥7.0，回火工艺中保证22≤Y≤26，得到的钢的强度、塑性、韧性及冲蚀性 能均较好，抗拉强度在1093-1164MPa，屈服强度在956-1030MPa，塑性在21.5-23.5％之间， 冲击性能(-27℃KV

对比例1的A值为0.19，X值为5.4，均未满足本发明限定的范围，尽管对比例1的回火工艺中Y值符合本发明限定的要求，但由于钢的成分组成未达到本发明要求，制备的阀体冲蚀腐蚀失重率达到0.66g/m

对比例3的A值为0.37，X值为5.9，均未满足本发明限定的范围，回火工艺中Y值为19.98，也不满足本发明限定的要求，制备的阀体冲蚀腐蚀失重率达到0.73g/m

对比例2的化学成分设计合理，A值、X值均满足本发明限定的范围，但是热处理工艺 中Y回火参数过高，导致材料的强度、韧性不足，且抗冲蚀性能不足。

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，且控制回火 时参数Y与实施例1相同，不同之处在于步骤S6的热处理中阶梯淬火步骤中，第一次加热的升温速率为40℃/h或110℃/h，可以得到冲蚀腐蚀失重率在0.5g/m

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，且控制回火 时参数Y与实施例2相同，不同之处在于步骤S6的热处理中阶梯淬火步骤中，第二次加热的升温速率为40℃/h或110℃/h，可以得到冲蚀腐蚀失重率在0.5g/m

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。