BSG-125TT SEW 高抗擠套管性能研究*

李周波， 劉和平， 何 勇， 焦 煒， 高盟召， 陳浩明

（1. 國家石油天然氣管材工程技術研究中心， 陜西寶雞 721008;2. 寶雞石油鋼管有限責任公司， 陜西寶雞 721008；3. 中國石油大慶煉化公司， 黑龍江大慶 163411)

0 前 言

隨著國內油氣田易開采區域越來越少， 目前油氣田開采已轉向地質復雜、 環境惡劣、 較難開采領域， 以及頁巖氣、 頁巖油、 稠油等非常規能源領域， 出現大量的深井、 超深井及超長水平井。 現有API 系列油井管的性能已無法滿足需求， 高鋼級、 特殊功能的套管需求量也在不斷加大[1]。 非常規頁巖氣已成為國內油氣資源重點開發的主戰場， 其開采過程對油井管的性能提出了更高的要求。 2020 年我國頁巖氣產能達100 億m3，且每年的產量成逐年上升趨勢。 我國頁巖氣開采主要采用長水平井多級分段射孔壓裂技術， 頁巖氣井主要為大斜度井、 大位移井及超長水平井，在鉆、 完井過程中， 多采用多段次射孔、 壓裂進行頁巖儲層改造， 單口井壓裂多達20 段， 每段射孔段較長（超過50 m）[2]， 該開采工藝對套管自身的屈服強度、 抗外壓擠毀強度、 抗內壓強度及應力應變交替變化均提出了較高的要求。 頁巖氣開發中出現套管變形失效， 生產套管管柱損壞問題嚴重， 導致橋塞等工具無法下入， 丟段率較高， 造成能源的極大浪費， 影響了頁巖氣開發。據對某區塊生產套管的變形情況統計， 發現套管變形在著陸點（A 點） 附近的約占60%， 大部分套管變形都發生在壓裂階段， 且絕大部分套管變形失效都發生在套管管體上， 主要都分布在斷層、 巖性變化的附近， 以及地質應力異常變化處[3]。 目前頁巖氣在用的高強度套管， 在射孔作業過程中， 射孔彈瞬間爆發的能量將套管管體開孔， 當套管韌性低時， 在射孔處周邊會出現開裂現象， 射孔套管在復雜地層交變應力長期服役過程中， 射孔處周圍裂紋容易發生擴展， 進而導致套管失效。 另外， 在西南油氣田川渝地區頁巖氣完井作業中， 井筒設計水平段較長， 狗腿度較大， 下套管經常遇阻， 因此多采用 “上提下放+旋轉” 的下入套管方式， 從而導致套管受拉、 壓交替作用， 造成套管管體不同程度的受損， 再經過井下地層應力變化使套管出現不同程度的損壞， 導致水平段丟段嚴重， 加大了投資成本并降低了頁巖氣的開采進度。 許多學者[4-8]對套管變形形式和套管變形機理進行了深入分析， 認為套管失效主要以變形失效形式為主， 并從油田現場下套管施工方式和地質環境進行了相關試驗研究和討論分析， 認為套管的抗外壓擠毀強度不能滿足川渝地區的頁巖氣井開采使用工況。 為了解決頁巖氣特殊開發施工工藝出現的套損問題， 從材料的成分設計、 高強韌匹配及高抗擠管材性能要求出發， 在SEW （hot stretch-reducing electric welding） 油套管生產線開展BSG-125TT SEW 高抗擠套管產品試制并對其性能進行了研究， 可為頁巖氣開采和各油氣田開采裝備需求以及選用合理套管提供技術支撐。

1 卷板設計思路

BSG-125TT SEW 高抗擠套管由于不能采用125 ksi 鋼級的卷板直接焊接而成， 要通過低屈服強度卷板成型、 焊接成焊管坯， 再對其進行熱機械軋制成所需規格的SEW 管坯， 再通過熱處理， 使其性能達到所需的125 ksi 鋼級力學性能。 因此， 卷板成分設計至關重要， 卷板的化學成分直接影響管坯熱處理后的力學性能， 在卷板成分設計上， 既要考慮新工藝下套管的成型焊接問題， 又要考慮淬透性， 確保熱處理后管坯的性能滿足設計要求。 碳含量過高會影響高頻焊接質量， 又會引起淬火裂紋， 因而碳含量設計在0.20%～0.26%； Ni、 Cr、 Mo 及B 都是提高淬透性的合金元素， 能顯著提高鋼的強度[9]；Mn 是最廉價的顯著提高鋼的淬透性元素， 但Mn含量過大會引起C-Mn 組織偏析， 卷板帶狀組織嚴重， 影響焊縫質量， 并且會使鋼的過熱敏感性和回火脆性增大， 因而Mn 含量控制在1.3%以內； Nb、 V 及Ti 等元素能促進晶粒細化和細小碳氮化物的形成， 以提高鋼的強度和韌性[10-11]， 因而在原料的成分設計上主要是在碳錳鋼的基礎上添加一定量的Cr、 Mo、 Ni、 Nb 和V 合金元素， 并且添加適量的B 元素， 一方面可以提高材料淬透性， 另一方面對鋼的高溫性能及晶界強化有利。

采用TMCP 軋制工藝控制卷板晶粒度及帶狀組織， 控制晶粒度在10 級及以上， 帶狀偏析在3.0 級以下， 嚴格限制粗、 細夾雜物。 通過調質熱處理來實現其較好的強韌性配合， BSG-125TT高抗擠套管用卷板成分設計見表1。

表1 BSG-125TT SEW 高抗擠套管用卷板成分設計%

2 制造工藝

2.1 焊管管坯試制

將上述成分設計的卷板在縱剪機組上加工成Φ193.7 mm 焊管所需寬度的窄帶鋼， 然后經焊管機組進行粗成型、 精成型、 高頻焊接、 內外毛刺去除、 焊縫超聲波無損探傷、 管坯定徑及飛鋸切成毛坯管。 具體制管工藝流程如下： 1 805 mm卷板→縱剪成（590±1） mm 帶鋼→帶鋼對焊→銑邊→成型→高頻焊接→焊縫超聲波檢測→定徑→切斷成Φ193.7 mm 毛坯管。

2.2 熱機械軋制

將焊接成的Φ193.7 mm 毛坯管通過8 組中頻感應加熱爐， 分三段快速加熱到該試驗鋼的奧氏體化溫度以上， 結合該試驗鋼測定的靜態CCT 曲線， 奧氏體轉變溫度（Ac3） 為860 ℃， 設定熱機械軋制入口溫度為Ac3以上100 ℃， 結合減徑管坯的規格壁厚， 設定每組軋輥的軋制速率和相應減徑量， 經過24 機架熱張力減徑設備將其熱軋制到Φ139.7 mm 的管坯， 經旋轉熱鋸切成相應定尺的SEW 管坯。 具體試制工藝流程為： Φ193.7 mm毛坯管→全管體中頻感應加熱→熱機械軋制至Φ139.7 mm→定尺切斷→空冷→SEW 管坯。

2.3 熱處理

熱處理工藝對SEW 管坯的力學性能影響至關重要， 根據該試驗鋼的CCT 曲線， 選擇合理的淬火溫度、 回火溫度及保溫時間。 若淬火溫度過低，鋼中會存在未溶解的碳化物， 奧氏體組織轉化不充分、 不均勻， 奧氏體中固溶的合金元素和碳含量會偏低， 淬火后形成的馬氏體的強度會較低[13]；若淬火溫度過高， 雖然奧氏體化更充分更均勻，但會導致奧氏體晶粒長大， 組織粗化， 溫度過高則發生過燒， 使材料晶界熔化。 韌性對晶粒大小的敏感性很強， 細化晶?？梢蕴岣咪摰臎_擊韌性。淬火溫度過高， 會導致晶粒粗大， 進而導致調質熱處理后鋼的強度、 韌性均偏低[12]。 根據低合金鋼奧氏體化溫度的確定原則， 奧氏體化溫度選擇為鋼的Ac3點溫度以上30～50 ℃， 綜合考慮淬火溫度確定為（910±20 ） ℃。 淬火保溫時間確定原則主要是確保奧氏體化有足夠的時間， 成分均勻[13-14]。以Φ139.7 mm×12.7 mm 管坯為例， 考慮生產線淬火爐的實際加熱能力和管子的實際壁厚， 淬火保溫時間采用45 min。 回火溫度是影響SEW 管坯性能的主要因素， 隨回火溫度升高， SEW 管坯的屈服強度下降， 韌性有所升高。 考慮125 ksi 鋼級套管熱處理后矯直機出口溫度不得低于400 ℃的要求[15]， 通過工藝試驗研究， 確定該試驗鋼的回火溫度為520 ℃、 550 ℃、 580 ℃和610 ℃， 回火保溫時間為90 min。 具體熱處理工藝方案如圖1 所示。在確保屈服強度的前提下， 回火保溫時間盡可能充足， 以保證金相組織徹底轉變、 碳化物析出等，使整根套管組織性能均勻化。

圖1 SEW 管坯熱處理工藝曲線

3 試驗結果與分析

3.1 相變點測定

在試驗管坯上切取Φ3 mm×10 mm 樣品， 利用德國林賽斯L78 RITA 熱膨脹儀對其進行靜態連續冷卻相變CCT 測定， 測定試驗鋼的相變點（Ac3和Ac1）， 為熱機械軋制和調質熱處理選擇合適的溫度提供依據。 依據標準YB/T 5127—1993 《鋼的臨界點測定方法（膨脹法）》、 YB/T 5128—1993 《鋼的連續冷卻轉變曲線圖的測定方法（膨脹法）》， 利用膨脹法測定試制鋼的臨界轉變溫度及不同相變溫度。 首先以10 ℃/s 的加溫速度升溫至950 ℃奧氏體化后， 保溫10 min， 然后分別以0.5 ℃/s、1 ℃/s、 3 ℃/s、 5 ℃/s、 10 ℃/s、 20 ℃/s、 30 ℃/s 和50 ℃/s 的冷卻速度將奧氏體化的試樣冷卻至室溫， 得到的靜態連續冷卻相變曲線（CCT） 如圖2所示。 圖2 中， P、 F、 B 和M 分別代表珠光體區、鐵素體區、 貝氏體區及馬氏體區， 從圖2 可以看出， 該試驗鋼的Ac3和Ac1點溫度分別為860 ℃和756 ℃； 當冷卻速率高于50 ℃/s 時， 得到室溫組織完全為馬氏體。

圖2 試驗鋼靜態連續冷卻相變曲線

3.2 力學性能

試制管坯在不同熱處理工藝下的力學性能見表2。 當淬火溫度為910 ℃時， 試驗鋼的屈服強度隨回火溫度的升高有所下降， 沖擊韌性和伸長率隨回火溫度升高而有所上升； 當回火溫度為520 ℃時， 該鋼屈服強度接近標準要求范圍上限， 沖擊韌性較低； 當回火溫度為610 ℃時， 屈服強度和抗拉強度在標準要求的下限附近； 在550 ℃、 580 ℃溫度回火后， 試制管坯的屈服強度在標準允許范圍的中值附近， 伸長率和沖擊功較高。 在該成分設計體系下， 經過910 ℃淬火+520～610 ℃回火，套管的力學性能均滿足125 ksi 鋼級套管力學性能要求。 在580 ℃回火后， SEW 管坯具有良好的強度和韌性匹配。 從綜合力學性能看， BSG-125TT SEW 高抗擠套管的最優熱處理制度為910 ℃×45 min 淬火+580 ℃×90 min 回火。

表3 為套管硬度檢測結果， 由表3 可知， 母材、焊縫及熱影響區硬度值在32.6HRC～33.6 HRC， 滿足API SPEC 5CT 對套管允許硬度變化小于3 HRC 的要求。 表2 焊縫及母材的橫向沖擊值檢測結果顯示， 該工藝研制的BSG-125TT SEW 高抗擠套管焊縫與母材性能基本一致， 實現了良好的強韌性匹配。 按照API 標準要求， 對BSG-125TT SEW 高抗擠套管進行壓扁試驗， 壓扁至平行板間距0.85D（D 為鋼管直徑）， 焊縫在0° （90°） 位置沒有出現任何開裂現象， 滿足壓扁試驗要求， 壓扁試驗結果見表4。

表3 BSG-125TT SEW 高抗擠套管硬度檢測結果

表4 910 ℃淬火+520 ℃回火高抗擠套管壓扁試驗結果

3.3 顯微組織

卷板經過HFW 焊接后顯微組織如圖3 所示。原始焊縫（焊縫未進行退火熱處理） 顯微組織如圖3 （a） 所示， 管坯經過熱張力減徑設備進行熱機械軋制后的焊縫的顯微組織如圖3 （b） 所示，管坯調質熱處理后焊縫的微觀組織如圖3 （c） 所示。 由于HFW 焊接的熱效應， 焊接后焊縫中心區域有明顯的脫碳現象， 焊接過程焊縫區域快速加熱到1 300 ℃左右， 母材溫度較低， 焊縫組織存在少量馬氏體、 魏氏體等不良組織， 經熱機械軋制后， 焊縫中心區域與附近熱影響區、 母材基本一致， 均為鐵素體+珠光體， 經過調質熱處理后， 可以發現焊縫區域的“白色亮線” 消失， 晶粒重新形核、 再結晶， 從而使焊縫與母材組織趨于一致， 均為回火索氏體。

圖3 原始、熱機械軋制及調質處理后焊縫金相組織形貌

通過調質熱處理后焊縫及母材組織如圖4 所示， 其熱處理組織均為典型回火索氏體， 通過SEM 分析， 調質后金相組織中可明顯觀察到原奧氏體晶界， 在晶粒內部和晶界彌散分布大量白色細小碳化物顆粒[16]， 提高了鋼的沖擊斷裂韌性。 從金相組織來看， 焊縫區域微觀組織晶粒尺寸比母材微觀組織晶粒尺寸較細， 從微觀組織上實現焊縫與母材組織趨于一致， 實現工程無縫化。

圖4 910 ℃淬火+580 ℃回火熱處理后的焊縫、母材的金相和掃描電鏡組織形貌

3.4 抗擠毀性能

對調質熱處理后的SEW 管坯， 參照API TR 5C3 中屈服強度擠毀壓力公式計算全尺寸試驗的失效載荷壓力[17]， 即

式中： PYp——擠毀壓力， MPa；

fymn——最小屈服強度， MPa；

D——鋼管直徑， mm；

t——鋼管壁厚， mm。

選取910 ℃+580 ℃熱處理工藝的3 根Φ139.7 mm×12.7 mm BSG-125TT SEW 套管， 進行實驗室全尺寸實物抗外壓擠毀性能檢測， 抗擠毀壓力分別為186.6 MPa、 183.4 MPa 和188.9 MPa。由于采用 “高頻焊接+熱機械軋制+全管體熱處理” 工藝， 使BSG-125TT SEW 高抗擠套管的幾何尺寸精度較高， 外徑不圓度≤0.5%， 壁厚不均勻度在1.5%， 抗擠毀壓力較API TR 5C3 標準計算要求的142.5 MPa 平均值高出30.74%， 較SY/T 07394 《高抗擠套管》 標準對125TT 鋼級套管要求的156.7 MPa 平均值高出18.89%， 具有良好的抗外壓擠毀性能， 可以滿足頁巖氣井多段壓裂工況、 巖鹽層、 泥巖層、 高壓注水井、 高地層壓力變化等工況井的需求， 可有效減少因套管外抗擠不足、 韌性低造成的套管失效。

4 結 論

（1） 通過成分設計體系的試驗鋼， 在910 ℃淬火+ （520～610） ℃回火熱處理工藝下， 套管的力學性能滿足BSG-125TT SEW 高抗擠套管性能要求。

（2） 該試驗鋼的最優熱處理制度是910 ℃淬火+580 ℃回火熱處理工藝， 可實現套管屈服強度960 MPa， 抗拉強度1 020 MPa， 伸長率20.5%，母材與焊縫沖擊韌性相當， 沖擊值≥105 J， 獲得良好的綜合性能， 實現了高強高韌的性能匹配。

（3） 研制的Φ139.7 mm×12.7 mm 規格BSG-125TT SEW 套管抗擠毀壓力高于API TR 5C3 標準要求的30.74 %， 高于SY/T 07394 《高抗擠套管》 標準要求的18.89%， 為下一步SEW 高抗擠套管產品工業化開發奠定了基礎。