石油膨胀管的技术发展

石油膨胀管的技术发展

膨胀管管材料研究20世纪80年代末，荷兰石油公司率先提出了石油扩张管技术的概念。经过几年的研究和开发，它于1997年转变为工业应用。目前各大石油公司包括威得福都注意到了该项技术,纷纷投入大量的人力物力开发该项技术,但是仍以壳牌公司和哈里伯顿公司合资成立的美国亿万奇环球技术公司处于领先地位。石油膨胀管最关键技术难题就是膨胀管材料的选用,国外一般选用L80和K55套管,最近壳牌公司又新推出LSX80套管材料,但是其膨胀性能还不是很好。国内于2000年引进这项技术,尚处于起步阶段,西安石油大学也是刚刚开始探讨膨胀管材料的性能要求,只有天津大学和上海天合形状记忆有限公司共同开发膨胀管材料并进行试验施工。石油膨胀管技术能够大幅度地降低钻井成本和缩短施工周期,并带动石油钻井、固井、完井、修井等一系列工程技术,被称为是石油套管的一次技术革命。随着石油价格不断上升,研究这项技术更是迫切需要,但是由于膨胀管一般是在海洋或深井中施工,要承受巨大的外力,因此要求材料具有高强度;另外为了适应膨胀过程的大变形,材料也应当同时具备良好的塑性。而目前普通套管材料的强度和塑性很难同时满足这样的要求,因此膨胀管材料一直是制约膨胀管技术工程应用的重要因素。为了解决这一难题,通过大量的实验研究,笔者提出了石油膨胀管材料设计准则,这对我国应用膨胀管技术将具有很大的推动作用。关于项目的讨论1.强塑性与mpa膨胀管技术的应用是一项系统工程,所要研究的内容非常广泛,涉及到石油钻井、采油、油藏、完井、修井、材料、机械等多个领域,对膨胀管材料的研究更是一个技术难题。因为膨胀管施工的环境一般是在海洋和深井中,要求膨胀管材料具有高的强度。另外,为了满足膨胀管在膨胀过程中的大变形,膨胀管材料还应具备良好的塑性,一般的石油套管难以达到这样的要求。为了表达膨胀管材料的综合性能,提出了一个新概念“强塑性”,用字母k表示,它等于材料在退火状态下的拉伸强度σb和延伸率δ二者的乘积式中σb的单位为MPa,δ的单位为%,则强塑性k的单位就是MPa%。如果以直角坐标系的横轴表示延伸率δ,纵轴表示强度σb,则强塑性k的数值可用σb-δ平面上的垂直轴坐标来衡量,如图1所示。其三维形状呈“山峰”状,从图上可以看出山峰的等高线投影是双曲线。对研究的几类膨胀管材料的强塑性值进行了比较,如图2示,图中的横坐标表示材料在退火状态下的延伸率,而纵坐标表示的是材料在退火状态下的抗拉强度,图中的面积表示强塑性值的大小,即反映膨胀管材料的综合性能。从图上看出有30000MPa%、60000MPa%和100000MPa%3条较粗的曲线表示的性能范围,在将指导我们在设计膨胀管材料时,要考虑材料的综合性能,不能单方面要求高强度和高塑性,应该使材料的强塑性值较大,也即使材料的性能范围在30000MPa%线以上,如果能达到100000MPa%更好,但是那是材料性能的极限。从图中可以看出高强韧钢的抗拉强度高达到2000MPa,而其延伸率不到10%,因此其强塑性值在20000MPa%以下。低碳高塑钢有较大的延伸率,但是其强度又很低,所以高强韧钢和低碳高塑钢的强塑性值均在第一条表示30000MPa%线以内,试验证明这2种材料均不符合膨胀管材料的要求。图中的阴影区表示本文所研制的铁基膨胀管合金的性能范围,其强塑性值在60000MPa%左右,壳牌石油公司在材料的研究方面,花了近6a的时间,新推出LSX80膨胀管材料,强塑性值为30000MPa%,铁基膨胀合金的强塑性值将近是LSX80膨胀管材料的2倍,其膨胀性能优于后者。2.膨胀管材料的研究在材料设计时经常发生的困扰问题是,如果材料的强度较高,例如高强韧钢,则塑性较低;而低碳高塑钢虽有良好的塑性,但是材料强度又非常低。对于膨胀管材料,要求同时具有高强度和高塑性,根据笔者所研制的膨胀管材料,应具备3个特点:即材料同时具有高塑性、高强度和高的加工硬化率。为了同时提高材料的强度和塑性,也即强塑性值,在设计膨胀管材料时,采用了相变诱发塑性(Transformation-InducedPlasticity———TRIP)机制,即材料在外加应力的作用下,发生奥氏体γ转变为ε马氏体相变。膨胀管材料希望具有较大的加工硬化率n,这是因为根据施工经验,膨胀管在施工膨胀过程,需要外界给予很大的膨胀功,而由于条件限制一般动力很难达到那么大的膨胀功,所以设计膨胀管材料时要求材料具有高的加工硬化率。只有这样膨胀管材料在膨胀早期比较容易屈服,后期又能够快速提高材料的强度,从而大大节约膨胀功。所以设计膨胀管材料时一般希望材料的加工硬化率值n较大,在0.25以上,根据康西德定律,就有dσ/dε≥σ满足稳定塑变条件,在很大程度上节约了膨胀功,式中σ为真应力,ε为应变,n为加工硬化率。膨胀合金的成分设计按照Schaeffler图应处于奥氏体区中,要严格保证合金的基体为单一奥氏体,这样膨胀合金在应力作用下发生塑性变形时,会充分发生相变诱发塑性,提高材料的强塑性值。奥氏体γ※ε马氏体转变机制如图3所示,图中右下三棱柱顶面和底面均表示原子密排面的位置,棱柱的高表示密排面的面间距,箭头表示shockley不全位错移动的方向。从原子排列结构看,母相γ是面心立方结构(fcc),ε马氏体是密排六方结构(hcp),面心立方结构可以看作沿(111)γ原子密排面逐层堆垛而成的,其堆垛方式为ABCABC…,密排六方结构可以看作沿(0001)ε原子密排面逐层堆垛而成的,其堆垛方式为ABAB…。材料承载时在应力作用下,面心立方结构(111)原子面上的shockley不全位错,将沿晶向方向移动a/6距离,每间隔1层的(111)γ密排面的原子都会沿同方向移动a/6距离,形成了19°28′切变角,这时原子堆垛顺序将有ABCABC…转变为ABAB…,即从面心立方晶体结构转变为密排六方晶体结构,形成ε马氏体,完成奥氏体γ※ε马氏体相变。在相变诱发塑性过程中,同时发生了塑变,因此通过此中机制能够大大提高材料的强塑性值。3.铁基合金马氏体相变初始温度的计算在低层错能铁基合金中,ε马氏体是以层错形核的机制形成和长大的,层错能在从奥氏体γ→ε马氏体相变过程中起主导作用。材料的层错能越低,越容易发生ε马氏体相变,则铁基合金的ε马氏体相变起始温度Ms(ε)就相应提高,为此可以把Ms(ε)作为评价ε马氏体相变倾向的一个指标。为了促进相变诱发塑性设计膨胀管材料,测定Ms(ε)就十分重要。但是由于母相奥氏体和ε马氏体之间的电阻、比容、磁性都非常接近,相变热效应也很小,分析测定Ms(ε)就很困难。因此,笔者提出了一种铁基合金的Ms(ε)的计算方法。用表面浮凸研究马氏体相变的微观机制,原子力显微镜再次证实,ε马氏体有2种形态,即应力诱发马氏体和热诱发马氏体。图3是应力诱发ε马氏体形成机制,特征是相变时发生19°28′切变角。图4所示的是热诱发马氏体形成机制,它是当温度降低时形成的一种ε马氏体,这种马氏体原子排列结构与应力诱发ε马氏体不同,其层错位移方向不是一个方向,而是左右穿插,原子的排列顺序虽为ABAB…结构,其空间切变角为0°。基于上述模型,导出铁基合金ε马氏体相变起始温度Ms(ε)的计算公式。热诱发ε马氏体每个核胚由6层原子面组成,如图4中心箭头所示为长度范围,而每个核胚与母相只存在1个层错界面,因此单位面积的界面能σ等于层错能F,即σ=F。另外每个核胚内只包括3层层错,因此其化学能ΔGchem等于3倍的层错能,即ΔGchem=3F,其它晶格畸变能和相阻力能表示为Erisist。当温度处于Ms(ε)时,相变过程的自由能为0。对于铁基合金ε马氏体相变过程的自由能,可表示为nρ(ΔGchem+σ)+Erisist,所以得到式中n表示层错的厚度,ρ表示单位面积的原子密度,σ表示单位面积的界面能。将式(2)整理,得到文献认为,层错能是绝对温度的线性函数,则式中F0是绝对温度为零条件下的层错能,T是绝对温度,K是比例系数,K=1.73。当A,B两种合金处在马氏体相变起始温度时,即TA=Ms(ε)A,TB=Ms(ε)B,二者的层错能分别为将式(6)(7)代入式(3)右端,设定Erisist变化不大,nρ为常数,所以Erisist/nρ基本是常数,则可推出式中层错能差ΔF0等于由于各元素成分变化引起层错能的变化之和,即如果把0Cr18Ni8不锈钢作为标准合金,其Ms(ε)=220K,得出计算铁基合金ε马氏体相变起始温度Ms(ε)计算式为式中Δxi是与标准合金比较时元素原子百分比的变化,Δfi表示单位原子百分比的合金元素对层错能的影响。表1列出9种铁基合金元素的质量分数(%)及用式(1)计算的Ms(ε)值,从表中可以看出铁基ε马氏体相变起始温