一種高強高韌全奧氏體不鏽鋼的加工方法與流程
2023-05-10 21:54:35
本發明涉及一種高強高韌全奧氏體不鏽鋼的加工方法。
背景技術：
持續數十年的採油使地球上儲量豐富鑽採難度低的油藏已基本開發殆盡。國內外石油鑽採已經從淺地表向深地層發展，從淺海灣向深海進軍。以我國為例，塔裡木油田哈7－11H井的鑽井深度為7341.25米，垂深6645.83米、水平位移近800米、最大井斜90度和最高井下溫度168攝氏度，創造了中國石油水平井鑽探新紀錄。中國海油深水半潛式鑽井平臺最大作業水深3000米，最大鑽井深度為12000米。國際上最大鑽井深度已達15000米。隨著鑽井深度的提高，對於石油鑽採用鋼性能的要求也不斷提高。石油鑽採用鋼按照鋼的磁性功能分為有磁鋼和無磁鋼。無磁鋼主要用作傳感器保護裝置用材。典型的應用是無磁鑽鋌，在給鑽頭施加鑽壓，減輕鑽頭的振動使鑽頭工作平穩的同時還要監測鑽井過程。
無磁鑽鋌必須是全奧氏體組織，且具有良好的硬度、韌性、衝擊值以及抗腐蝕性能和具有良好的低磁導率和良好的機械加工性能。目前常用的無磁鋼主要是200和300系列鋼種，然而200和300系列的鋼種按常規使用方法處理後，在保證全奧氏體組織時其強度和硬度只能達到石油鑽鋌使用要求的50%。如果對200和300系列鋼種進行常規冷加工強化，雖然能顯著提高強度和硬度，卻嚴重損害塑性和韌性，且導致奧氏體部分或全部轉變為馬氏體組織，產生強磁性。因此目前的奧氏體不鏽鋼和加工方式難以滿足鑽井深度持續提高對石油用鋼的苛刻要求。
技術實現要素：
本發明的目的在於提供一種高強高韌全奧氏體不鏽鋼的加工方法。
為實現上述發明目的，本發明採用如下技術方案：
本發明提供了一種全奧氏體不鏽鋼的加工方法，包括如下步驟：
（1）將具有一定化學組成的原料進行固溶處理，冷卻得到試樣；所述原料含有重量百分比為0~0.2%的C，0~0.2%的N，不高於0.03%的P，不高於0.001%的S，0.5~1%的Si，1.0~2.0%的Mn，15%~17%的Cr，5%~7%的Ni，其餘為Fe，並且C和N的含量不同時為0且兩者總含量為0.15%~0.2%；各化學組分中，P和S為雜質；
（2）將步驟（1）得到的試樣進行熱加工變形得到全奧氏體不鏽鋼；其中熱加工變形通過使用冷態試樣直接放入預熱到設定溫度T 1的設備進行加工或者將預熱到T 2溫度的試樣直接放入冷態設備進行加工的方式實現，熱加工變形的變形量採用截面收縮率Y 進行衡量；其中，T 1應符合公式（1），T 2應符合公式（2），Y 應符合公式(4)或公式(5)；
Md+30<T 1<500 (1)
Md+80<T 2<550 (2)
其中公式(1)和(2)中，Md表示應變誘發馬氏體的最高溫度，其根據公式（3）計算：
Md=551-462(C+N)-8.1Mn-9.2Si-13.7Cr-29Ni-1.42(g -8.0) (3)
其中公式(3)中，C、N、Si、Cr、Ni、Mn分別代表各元素的重量百分含量，g為ASTM晶粒度級別，可通過對照試樣金相組織與標準圖譜查得；
10%£Y £10%+(T 1-50)/1000 (4)
10%£Y £10%+(T 2-50)/1000 (5)。
本發明為了獲得高強度和擴大奧氏體區，在原料中添加C，但是添加量超過0.2%時，在晶界上會析出Cr碳化物，降低鋼材塑性，因而將其上限定為0.2%。為了獲得高強度和擴大奧氏體區，在原料中添加N。但是添加量超過0.2%時，在晶界上會析出Cr氮化物，降低鋼材塑性，因而將其上限定為0.2%。並且，由於C和N均能與Cr形成化合物，因此C和N的總量上限定為0.2%。
本發明步驟（1）中，固溶處理的溫度優選為1050℃~1150 ℃，保溫時間優選為1min~2h。
本發明步驟（1）中，冷卻方式優選為淬水或者淬油。
本發明步驟（2）中，變形方式可以為軋制、擠壓、鍛壓或拉拔。
本發明步驟（2）中，為了將擴展位錯束集，抑制位錯的平面滑移，促進交滑移，將熱加工變形溫度設定在Md溫度以上，從而避免應變馬氏體的產生，保證全奧氏體組織。為了防止晶界附近的C和N原子擴散到晶界與Cr形成化合物，損害鋼材耐腐蝕性能，將熱加工變形溫度設定在550℃以內。
本發明為了在晶粒內形成高密度位錯從而提高材料屈服強度，將熱加工變形程度限定在10%以上。但是過高的變形程度將導致晶粒內部產生密排六方馬氏體甚至體心立方馬氏體，提前消耗一部分相變空間，損害材料的塑性，因此將其上限定為(T 1-50)/1000或者(T 2-50)/1000。
本發明優選所述全奧氏體不鏽鋼的加工方法由步驟（1）和（2）組成。
本發明的有益效果在於：通過本發明的熱加工變形製備的不鏽鋼屈服強度達到未熱加工變形前的2~3倍，同時延伸率達到未熱加工變形前的1.05~1.2倍，且為全奧氏體組織，具有良好的強韌性和無磁性。
附圖說明
圖1為本發明實施例1的工程應力應變曲線，1為熱加工變形前的試樣；2為熱加工變形後的試樣。
圖2為本發明實施例2熱加工變形後的試樣的X射線衍射結果，顯示為全奧氏體單相組織。
圖3為本發明實施例2熱加工變形前試樣的透射電鏡圖片，顯示出晶粒內部位錯密度極低。
圖4為本發明實施例2熱加工變形後試樣的透射電鏡圖片，顯示出晶粒內部包含高密度位錯，且無馬氏體存在。
具體實施方式
下面以具體實施例對本發明的技術方案做進一步說明，但本發明的保護範圍不限於此：
實施例1：
將成分為0.1%C，0.1%N，0.03%P，0.001%S，0.5%Si，1.0%Mn，15%Cr，5%Ni，其餘為Fe的不鏽鋼置於電阻率中以10 ℃/min速率升至1050 ℃，保溫2 h，淬水完成固溶處理，獲得全奧氏體組織。將所得試樣預熱至450 ℃，之後迅速送入軋機進行軋制，達到截面收縮率為20%的變形量。對所獲得的試樣用線切割根據《GB/T 228.1-2010 金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》進行拉伸試驗，測試試樣屈服強度和延伸率。用X射線衍射測試試樣中馬氏體含量和奧氏體含量。將所得試樣進行磨拋獲得光亮鏡面表面，之後於室溫在5%硫酸水溶液用20V電壓電解腐蝕，用金相顯微鏡觀測晶粒尺寸並依據ASTM晶粒度評級標準進行晶粒度評級。
實施例2：
所用材料成分為0.2%C，0.03%P，0.001%S，0.5%Si，1.0%Mn，15%Cr，5%Ni，其餘為Fe，其他內容均與實施例1相同。
實施例3：
所用材料成分為0.2%N，0.03%P，0.001%S，0.5%Si，1.0%Mn，15%Cr，5%Ni，其餘為Fe，其他內容均與實施例1相同。
實施例4：
所用材料成分為0.12%C，0.05%N，0.03%P，0.001%S，0.5%Si，1.0%Mn，15%Cr，5%Ni，其餘為Fe，其他內容均與實施例1相同。
實施例5：
所用材料成分為0.1%C，0.07%N，0.02%P，0.0007%S，0.7%Si，1.5%Mn，16%Cr，6%Ni，其餘為Fe，其他內容均與實施例1相同。
實施例6：
所用材料成分為0.05%C，0.11%N，0.01%P，0.001%S，1%Si，2%Mn，17%Cr，7%Ni，其餘為Fe，其他內容均與實施例1相同。
實施例7：
所用材料成分為0.05%C，0.05%N，0.01%P，0.001%S，1%Si，2%Mn，17%Cr，7%Ni，其餘為Fe，其他內容均與實施例1相同。
實施例8：
保溫之後淬油，其他內容均與實施例1相同。
實施例9：
樣品預熱溫度為250℃，其他內容均與實施例1相同。
實施例10：
樣品預熱後迅速送入擠壓機進行擠壓變形而非送入軋機進行軋制變形，其他內容均與實施例1相同。
實施例11：
樣品預熱後迅速送入拉拔機進行拉拔變形而非送入軋機進行軋制變形，其他內容均與實施例1相同。
實施例12：
樣品預熱後迅速送入鍛機進行鍛壓變形而非送入軋機進行軋制變形，其他內容均與實施例1相同。
實施例13：
對軋機進行預熱尤其是軋輥預熱而非對樣品預熱，其他內容均與實施例1相同。
實施例14：
對擠壓機進行預熱尤其是擠壓筒預熱而非對樣品預熱，其他內容均與實施例10相同。
實施例15：
對拉拔機進行預熱尤其是模具預熱而非對樣品預熱，其他內容均與實施例11相同。
實施例16：
對鍛機工作檯和鍛機工作頭進行預熱而非對樣品預熱，其他內容均與實施例12相同。
實施例17：
樣品截面收縮率為10%，其他內容均與實施例1相同。
實施例18：
樣品截面收縮率為40%，其他內容均與實施例1相同。
對比例1：
所用材料成分為0.15%C，0.2%N，0.01%P，0.001%S，1%Si，2%M n，17%Cr，7%Ni，其餘為Fe，其他內容均與實施例1相同。
對比例2：
樣品預熱溫度為80℃，其他內容均與實施例1相同。
對比例3：
樣品預熱溫度為650℃，其他內容均與實施例1相同。
對比例4：
樣品截面收縮率為60%，其他內容均與實施例1相同。
對比例5：樣品預熱溫度為150℃，截面收縮率為40%，其他內容均與實施例1相同。
首先敘述本發明的基本成分效果。表1示出了上述實施例和對比例的成分、力學性質和奧氏體含量。
表1實施例和對比例的成分、力學性質和奧氏體含量
本發明實施例1~7是調查鋼材成分對力學性能和組織的效果的例子，均得到了全奧氏體組織，且獲得了熱加工變形後的強度和塑性均高於熱加工變形前的強度和塑性的效果。其中實施例7由於C和N含量相對偏低，其強度提高幅度相對弱於實施1~6，說明在所設定的範圍內，C和N含量越高，強化效果越明顯。而對比例1的鋼材雖然也獲得全奧氏體組織，但是其熱加工變形後的塑性低於熱加工變形前的塑性，未實現強度塑性雙雙提高的效果。說明C和N含量有合理上限，超過本發明設定的上限(0.2%)，將與Cr形成化合物，損害塑性。
本發明實施1和8是調查冷卻方式對鋼材力學性能和組織的效果的例子，均得到全奧氏體和強度塑性雙雙提高的效果，說明淬油和淬水均能實現發明目的。
本發明實施例1和9是調查熱加工變形預熱溫度對鋼材力學性能和組織的效果的例子，450℃和250℃均能得到全奧氏體和強度塑性雙雙提高的效果，說明在公式(3)設定的溫度範圍內進行熱加工變形可實現發明目的。實施例1的強度低於實施例9說明在設定溫度範圍內，溫度越低強化越明顯。對比例2和3的鋼材熱加工變形後的塑性顯著熱加工變形前的塑性，未實現強度塑性雙雙提高的效果。這是由於對比例2和3的預熱溫度為80℃和650℃，並未符合公式（3）的要求。
本發明實施例1和實施例10~12是調查熱加工變形方式對鋼材力學性能和組織的效果的例子，無論是軋制還是鍛壓、擠壓和拉拔均獲得全奧氏體組織，且獲得了熱加工變形後的強度和塑性均高於熱加工變形前的強度和塑性的效果。
本發明實施例13~16是調查預加熱對象對鋼材力學性能和組織的效果的例子，對設備進行預熱而非對樣品進行預熱也能獲得全奧氏體組織，且獲得了熱加工變形後的強度和塑性均高於熱加工變形前的強度和塑性的效果。
本發明實施例1，17和18是調查熱加工變形量對鋼材力學性能和組織的效果的例子，在公式（5）設定的範圍內均能獲得全奧氏體組織，且獲得了熱加工變形後的強度和塑性均高於熱加工變形前的強度和塑性的效果。並且實施例17的強度相對低於實施例1和18，說明在公式（5）設定的範圍內變形量越大強化效果越明顯。而對比例4和5的鋼材熱加工變形後的塑性顯著熱加工變形前的塑性，未實現強度塑性雙雙提高的效果。這是由於對比例4和5的變形量未符合公式（5）的要求。