一种油气开采用钛合金及其制备方法与流程

1.本发明涉及油气开采技术领域，尤其涉及一种油气开采用钛合金及其制备方法。


背景技术：

2.随着石油天然气开发的进一步深入，中国西部和西南油气田开发具有高温(大于140℃)、高压(大于100mpa)、井深(大于5000m)、含高腐蚀介质(co2、h2s、cl-)的特点。目前，石油、天燃气钻探和开采过程中多使用镍基合金管和高铬不锈钢管。但随着石油资源的紧缺，井况较好、深度不大的油、气井已不多，越来越多的油气井集中在地下环境比较恶劣的地区。当高铬不锈钢管用于环境恶劣的油气田时，经常出现腐蚀泄露的情况。高铬不锈钢管除了耐腐蚀性能不足的问题外，还与镍基合金管均具有以下问题：1)镍为国家战略资源，镍的大量使用对国家安全不利。2)比重较大，对配套钻机的要求较高。3)弹性模量大，作为钻杆不适合短半径油井。
3.由于钛合金具有比重轻和弹性模量小的优势，使其具有代替镍基合金管和高铬不锈钢管用于油气开采候选材料的潜力。虽然，现有技术中的钛合金种类繁多，但是目前还没有一种抗拉强度950mpa以上，还能保持管材横向冲击韧性≥40j/cm2，且具有优异的耐(co2、h2s、cl-)腐蚀介质的钛合金适用于油气开采的恶劣环境。


技术实现要素：

4.有鉴于此，本发明的目的在于提供一种油气开采用钛合金及其制备方法。本发明的钛合金的抗拉强度为950mpa以上，屈服强度为860mpa以上，延伸率12％以上，纵向v形冲击韧性为60j/cm2以上，横向冲击韧性40j/cm2以上，且能够耐腐蚀介质(co2、h2s、cl-)的腐蚀，使其能够用于油气开采。
5.为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
6.本发明提供了一种油气开采用钛合金，包括如下重量百分含量的成分：
7.al 5.0％～6.5％，v 1.6％～2.5％，zr 2.6％～4.0％，mo 1.0％～2.0％，cr 0.9％～1.8％，o 0.06～0.12％，余量为ti和不可避免的杂质。
8.本发明还提供了上述技术方案所述的油气开采用钛合金的制备方法，包括以下步骤：
9.将合金原料混合，进行熔炼，得到钛合金铸锭；
10.将所述钛合金铸锭进行锻造，得到所述油气开采用钛合金。
11.优选地，所述锻造的次数为1～3次；
12.当所述锻造的次数为1次时，所述锻造包括第一火次锻造；
13.当所述锻造的次数为2次时，所述锻造包括依次进行第一火次锻造和第二火次锻造；
14.当所述锻造的次数为3次时，所述锻造包括依次进行第一火次锻造、第二火次锻造和第三火次锻造；
15.所述第一火次锻造的加热温度独立地为1070～1170℃；
16.所述第二火次锻造的加热温度独立地为1000～1050℃；
17.所述第三火次锻造的加热温度独立地为1000～1050℃或t
β-(20～50)℃；t
β
为钛的相变点。
18.优选地，所述锻造后还包括：
19.将所得锻造产物进行加热挤压，得到钛合金黑皮管材；
20.将所述钛合金黑皮管材进行热处理，得到所述油气开采用钛合金；
21.所述油气开采用钛合金为管材。
22.优选地，当锻造的末火次锻造的加热温度为1000～1170℃时，所述加热挤压的加热温度为t
β
(20～40)℃；
23.当锻造的末火次锻造的加热温度为t
β-(20～50)℃时，所述加热挤压的加热温度为t
β-(20～50)℃；
24.所述锻造的末火次锻造的加热温度≥所述加热挤压的加热温度；
25.所述加热挤压的挤压比为5～8。
26.优选地，所述锻造后还包括：
27.将所得锻造产物依次进行斜轧穿孔、热轧和定径，得到钛合金黑皮管材；
28.将所述钛合金黑皮管材进行热处理，得到所述油气开采用钛合金；
29.所述油气开采用钛合金为管材。
30.优选地，当锻造的末火次锻造的加热温度为1000～1170℃时，所述斜轧穿孔的加热温度为t
β
(20～40)℃；
31.当锻造的末火次锻造的加热温度为t
β-(20～50)℃时，所述斜轧穿孔的加热温度为t
β-(20～50)℃；
32.所述锻造的末火次锻造的加热温度≥所述斜轧穿孔的加热温度；
33.所述斜轧穿孔的变形量为50～60％。
34.优选地，所述热轧的变形量为55～65％。
35.优选地，所述定径的变形量为18～25％。
36.优选地，所述热处理包括普通退火或双重退火；
37.所述普通退火的温度为800～1000℃，保温时间为1h；
38.所述双重退火包括依次进行高温退火和低温退火；所述高温退火的温度为850～930℃，保温时间为1h；所述低温退火的温度为480～560℃，保温时间为4～8h。
39.本发明提供了一种油气开采用钛合金，包括如下重量百分含量的成分：al 5.0％～6.5％，v 1.6％～2.5％，zr 2.6％～4.0％，mo 1.0％～2.0％，cr 0.9％～1.8％，o 0.06～0.12％，余量为ti和不可避免的杂质。本发明添加α相稳定元素al既可以提高钛合金的抗拉强度和屈服强度，还可使钛合金具有较高的热稳定性和良好的焊接性。β相稳定元素v、mo和cr，可增加钛合金抗拉强度和屈服强度。同时，mo还可以细化晶粒，抵抗co2腐蚀和h2s腐蚀。cr属于对钛强度和韧性综合作用较好的元素；另外，cr对钛具有高的β稳定作用，且cr在钛合金中具有较高的扩散系数；因此，钛合金在热变形时抗力较低、塑性变形能力较好。此外，β相稳定元素的加入可提高α-ti中al元素的加入量，而不会过早的出现α2相，对钛合金的强化作用很明显。本发明控制油气开采用钛合金中al v mo cr≤13％，也能够提高油气
开采用钛合金的冲击韧性。
40.实施例的数据表明：本发明提供的钛合金的室温抗拉强度为960～1090mpa，屈服强度为895～975mpa，延伸率为12％～16％，纵向v形冲击韧性为82～107j/cm2，横向冲击韧性47～56j/cm2，且能够耐腐蚀介质(co2、h2s、cl-)的腐蚀，使其能够用于油气开采。
41.进一步地，本发明将α相稳相元素(al)和β相稳定元素(v、mo、cr)的总含量控制为低于13％，能够进一步提高提高钛合金的抗拉强度、屈服强度、韧性、耐蚀性、工艺塑性和强化热处理的能力，尤其是工艺塑性和强化热处理能力。
具体实施方式
42.本发明提供了一种油气开采用钛合金，包括如下重量百分含量的成分：
43.al 5.0％～6.5％，v 1.6％～2.5％，zr 2.6％～4.0％，mo 1.0％～2.0％，cr 0.9％～1.8％，o 0.06～0.12％，余量为ti和不可避免的杂质。
44.在本发明中，如无特殊说明，本发明所用原料均优选为市售产品。
45.本发明提供的油气开采用钛合金包括重量百分含量为5.0～6.5％的al，优选为5.3～6.2％，进一步优选为5.5～5.9％。在本发明中，al作为α相稳定元素，可提高钛的相变点。al可以提高钛合金的强度，当铝的含量为6～7％时，钛合金具有较高的热稳定性和良好的焊接性。但是，当al的含量高于4.4％时，钛合金就会出现的α2相，使钛合金变脆，钛合金的热加工性能会下降；本发明通过加入β相稳定元素的加入可提高α-ti中al元素的加入量，而不会过早的出现α2相，对钛合金的强化作用很明显。本发明将al的含量控制为5.0～6.5％，既可以增加钛合金的屈服强度和抗拉强度，又可以保证钛合金具有良好的热加工性能。
46.以al的重量百分含量为基准，本发明提供的油气开采用钛合金包括重量百分含量为1.6％～2.5％的v，优选为1.8～2.4％，进一步优选为2.0～2.2％。在本发明中，v为共晶型β稳定元素，可以提高钛合金的强度，但又会降低钛合金的塑性和耐蚀性；v还可以降低钛的相变点t
β
，如果钛合金需要在两相区进行塑性变形，相变点应尽可能高。另外，含v的中间合金成本高。本发明将v的含量调节为1.6％～2.5％，保证了钛合金具有优异的屈服强度、抗拉强度、塑性和耐蚀性，且合理控制了钛合金的成本。
47.以al的重量百分含量为基准，本发明提供的油气开采用钛合金包括重量百分含量为2.6％～4.0％的zr，优选为2.8～3.8％，进一步优选为3.0～3.5％。在本发明中，zr为中性元素，可降低钛的相变点，但影响较小。zr还可以起到固溶强化和稳定α相的作用，还可以提高钛合金的室温和高温的抗拉强度和耐热性能，细化晶粒，改善焊接性能；但zr的强化作用较弱。本发明中zr的含量确定为2.6％～4.0％，能够提高钛合金的α相的稳定性，同时改善钛合金的韧性和焊接性能。
48.以al的重量百分含量为基准，本发明提供的油气开采用钛合金包括重量百分含量为1.0％～2.0％的mo，优选为1.2～1.8％，进一步优选为1.3～1.6％。在本发明中，mo为共晶型β稳定元素，可以提高钛合金的强度，其中mo对提高强度的作用比v更显著；mo还可以细化晶粒、抵抗co2和h2s腐蚀；但mo又对钛合金的塑性和可焊性不利。因此，本发明将mo的含量控制为1.0％～2.0％，既保证了钛合金的屈服强度和抗拉强度；又提高了钛合金抵抗co2和h2s腐蚀的性能。
49.以al的重量百分含量为基准，本发明提供的油气开采用钛合金包括重量百分含量为0.9％～1.8％的cr，优选为1.0～1.6％，进一步优选为1.2～1.5％。在本发明中，cr是共析型β相稳定元素，对钛合金β相有强烈的强化作用，比共晶元素mo、v的作用更大；cr属于对钛强度和韧性综合作用较好的元素，另外，cr由于对钛具有高的β稳定作用，且在钛合金中具有较高的扩散系数，在热变形时抗力较低、塑性变形能力较好；但是cr会与ti形成脆性的金属间化合物，降低钛合金的韧性。本发明控制cr的含量为0.9％～1.8％，保证了钛合金的强度和韧性。
50.在本发明中，所述油气开采用钛合金中al v mo cr≤13％。本发明将α相稳相元素(al)和β相稳定元素(v、mo、cr)的总含量控制为低于13％，能够进一步提高提高钛合金的抗拉强度、屈服强度、韧性、耐蚀性、工艺塑性和强化热处理的能力，尤其是工艺塑性和强化热处理能力。
51.以al的重量百分含量为基准，本发明提供的油气开采用钛合金包括重量百分含量为0.06～0.12％的o，优选为0.07～0.10％，进一步优选为0.08～0.09％。在本发明中，o是一种最为廉价的强化元素，可提高钛合金的室温和高温强度。但是o过高又会导致加工性能恶化。本发明将o含量控制为0.06～0.12％，保证了钛合金的屈服强度、抗拉强度和良好的热加工性能。
52.以al的重量百分含量为基准，本发明提供的油气开采用钛合金包括余量的ti。本发明的钛合金以钛为基体，保证了所得钛合金具有比重轻和弹性模量小的优势。
53.以al的重量百分含量为基准，本发明提供的油气开采用钛合金包括不不可避免的杂质。
54.本发明还提供了上述技术方案所述的油气开采用钛合金的制备方法，包括以下步骤：
55.将合金原料混合，进行熔炼，得到钛合金铸锭；
56.将所述钛合金铸锭进行锻造，得到所述油气开采用钛合金。
57.本发明将合金原料混合，依次进行电子束冷床炉熔炼和真空自耗电弧熔炼，得到钛合金铸锭。
58.在本发明中，所述合金原料优选包括：海绵钛、铝钒中间合金、铝钼中间合金、铝铬中间合金、金属铬、海绵锆、铝豆以及tio2粉。本发明对所述合金原料中各金属的含量不做具体限定，只要能够满足上述钛合金中各元素的质量百分含量即可。
59.所述合金原料混合后，本发明优选还包括将所得合金原料混合物压制成电极。本发明对所述电极的尺寸不做具体限定，只要能够进行后续的熔炼即可。
60.在本发明中，所述熔炼优选包括电子束冷床炉熔炼(eb)和/或真空自耗电弧熔炼(var)，进一步优选为真空自耗电弧熔炼(var)或电子束冷床炉熔炼(eb) 真空自耗电弧熔炼(var)。
61.在本发明中，当所述熔炼优选为真空自耗电弧熔炼(var)时，所述真空自耗电弧熔炼的次数优选为2～3次；当所述真空自耗电弧熔炼的次数优选为2次时，所述真空自耗电弧熔炼优选包括依次进行第一真空自耗电弧熔炼和第二真空自耗电弧熔炼；所述第一真空自耗电弧熔炼的条件包括：真空度优选为10-1
pa，熔炼电流优选为10～30ka，熔炼电压优选为30～40v；所述第二真空自耗电弧熔炼的条件包括：真空度优选为10-1
pa，熔炼电流优选为20
～40ka，熔炼电压优选为30～40v。
62.在本发明中，当所述真空自耗电弧熔炼的次数优选为3次时，所述真空自耗电弧熔炼优选包括依次进行第一真空自耗电弧熔炼、第二真空自耗电弧熔炼和第三真空自耗电弧熔炼。在本发明中，所述第一真空自耗电弧熔炼的条件包括：真空度优选为10-1
pa，熔炼电流优选为10～30ka，熔炼电压优选为30～40v；所述第二真空自耗电弧熔炼的条件包括：真空度优选为10-1
pa，熔炼电流优选为20～40ka，熔炼电压优选为30～40v：所述第三真空自耗电弧熔炼的条件包括：真空度优选为10-1
pa，熔炼电流优选为20～30ka，熔炼电压优选为30～40v。
63.在本发明中，当所述熔炼优选为电子束冷床炉熔炼(eb) 真空自耗电弧熔炼(var)时，优选为1次电子束冷床炉熔炼(eb) 1次真空自耗电弧熔炼(var)或1次电子束冷床炉熔炼(eb) 2次真空自耗电弧熔炼(var)。在本发明中，当所述熔炼优选为1次电子束冷床炉熔炼(eb) 1次真空自耗电弧熔炼(var)；所述电子束冷床炉熔炼的条件优选包括：真空度优选10-1
pa，熔炼电流优选为1～10a，熔炼电压优选为20～40kv；所述真空自耗电弧熔炼的条件优选包括：真空度优选为10-1
pa，熔炼电流优选为10～30ka，熔炼电压优选为30～40v。
64.在本发明中，当所述熔炼优选为1次电子束冷床炉熔炼(eb) 2次真空自耗电弧熔炼(var)时；所述电子束冷床炉熔炼的条件包括：真空度优选为10-1
pa，熔炼电流优选为1～10a，熔炼电压优选为20～40kv；所述2次真空自耗电弧熔炼优选包括依次进行第一真空自耗电弧熔炼和第二真空自耗电弧熔炼；所述第一真空自耗电弧熔炼的条件包括真空度优选为10-1
pa，熔炼电流优选为10～30ka，熔炼电压优选为30～40v；所述第二真空自耗电弧熔炼的条件包括真空度优选为10-1
pa，熔炼电流优选为20～40ka，熔炼电压优选为30～40v。
65.得到钛合金铸锭后，本发明将所述钛合金铸锭进行锻造，得到所述油气开采用钛合金。
66.在本发明中，所述锻造的次数优选为1～3次。
67.在本发明中，当所述锻造的次数优选为1次时，所述锻造优选包括第一火次锻造；所述第一火次锻造的加热温度优选为1070～1170℃。
68.在本发明中，当所述锻造的次数优选为2次时，所述锻造优选包括依次进行第一火次锻造和第二火次锻造；所述第一火次锻造的加热温度优选为1070～1170℃；所述第二火次锻造的加热温度优选为1000～1050℃。
69.在本发明中，当所述锻造的次数优选为3次时，所述锻造优选包括依次进行第一火次锻造、第二火次锻造和第三火次锻造；所述第一火次锻造的加热温度优选为1070～1170℃；所述第二火次锻造的加热温度优选为1000～1050℃；所述第三火次锻造的加热温度优选为1000～1050℃或t
β-(20～50)℃；t
β
为钛的相变点。
70.所述锻造后本发明优选还包括将锻造后产物进行扒皮。本发明对所述扒皮的不做具体限定，采用本领域技术人员熟知的扒皮操作即可。
71.所述锻造后，本发明优选还包括将所得锻造产物进行加热挤压，得到钛合金黑皮管材；将所述钛合金黑皮管材进行热处理，得到所述油气开采用钛合金；所述油气开采用钛合金为管材。在本发明中，所述加热挤压优选在扒皮之后进行。
72.在本发明中，当锻造的末火次锻造的加热温度为1000～1170℃时，所述加热挤压的加热温度优选为t
β
(20～40)℃；所述锻造的末火次锻造的加热温度优选≥所述加热挤
压的加热温度；。
73.在本发明中，当锻造的末火次锻造的加热温度为t
β-(20～50)℃时，所述加热挤压的加热温度优选为t
β-(20～50)℃；所述锻造的末火次锻造的加热温度优选≥所述加热挤压的加热温度。
74.在本发明中，所述加热挤压的挤压比优选为5～8。
75.在本发明中，所述热处理优选包括普通退火或双重退火。
76.在本发明中，所述普通退火的温度优选为800～1000℃，保温时间优选为1h。在本发明中，升温至所述普通退火的温度的速率优选为8～12℃/min。所述普通退火后，本发明优选还包括将所得普通退火产物空冷至室温。
77.在本发明中，所述双重退火优选包括依次进行高温退火和低温退火；所述高温退火的温度优选为850～930℃，保温时间优选为1h；升温至所述高温退火的温度的速率优选为8～12℃/min；所述高温退火后，本发明优选还包括就将所得高温退火产物空冷。在本发明中，所述低温退火的温度优选为480～560℃，保温时间优选为4～8h；升温至所述低温退火的温度的速率优选为5～8℃/min。所述低温退火后，本发明优选还包括将所得低温退火产物空冷。
78.所述锻造后，本发明优选还包括：将所得锻造产物依次进行斜轧穿孔、热轧和定径，得到钛合金黑皮管材；将所述钛合金黑皮管材进行热处理，得到所述油气开采用钛合金；所述油气开采用钛合金为管材。
79.在本发明中，当锻造的末火次锻造的加热温度为1000～1170℃时，所述斜轧穿孔的温度优选为t
β
(20～40)℃；所述锻造的末火次锻造的加热温度优选≥所述斜轧穿孔的加热温度。
80.在本发明中，当锻造的末火次锻造的加热温度为t
β-(20～50)℃时，所述斜轧穿孔的加热温度优选为t
β-(20～50)℃；所述锻造的末火次锻造的加热温度优选≥所述斜轧穿孔的加热温度。
81.在本发明中，所述斜轧穿孔的变形量优选为50～60％。
82.在本发明中，所述热轧的变形量优选为55～65％。
83.在本发明中，所述定径的变形量优选为18～25％。
84.在本发明中，所述热处理包括普通退火或双重退火。在本发明中，所述普通退火和双重退火的参数和操作与上述技术方案一致，在此不再赘述。
85.下面结合实施例对本发明提供的油气开采用钛合金及其制备方法进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。
86.实施例1
87.油气开采用钛合金包括重量百分含量的组分：al 5.0％，v 2.5％，zr 3.0％，mo 2.0％，cr 1.8％，o 0.07％，余量的ti和不可避免的杂质。
88.原料：1级海绵钛，粒径为3～25.4mm；铝钒合金，粒径为1～6mm；铝钼合金，粒径为0.1～0.8mm；铝铬合金，粒径为1～3mm；0级海绵锆，粒径为3～12.7mm；金属铬，粒径为1～3mm；铝豆，粒径为8～13mm；tio2粉，粒径为100目。
89.(1)将铝钒合金、铝钼合金、铝铬合金、金属铬、铝豆、0级海绵锆和1级海绵钛混合，压制成电极，然后在真空自耗电弧炉中经三次熔炼，得到φ720mm钛合金铸锭，其中三次熔
炼的真空度均为10-1
pa，第一次熔炼的电流电流为19ka，熔炼电压为32v；第二次熔炼的电流电流为27ka，熔炼电压为34v；第三次熔炼的电流电流为29ka，熔炼电压为36v。
90.(2)将(1)得到的所述钛合金铸锭进行三次锻造；第一火次锻造的加热温度为1150℃，第二火次锻造的加热温度为1050℃，第三火次锻造的加热温度为1000℃，自由锻拔长为φ160mm的钛合金棒材。
91.(3)将(2)得到的所述钛合金棒材扒皮后得到φ150mm的钛合金光棒，然后在t
β
40℃，即960℃保温120～240min，进行斜轧穿孔，穿孔至φ180
×
13mm，热轧至φ60.8
×
7.0mm，得到钛合金管材。
92.(4)将(3)得到的钛合金管材以10℃/min升温至800℃保温1h，空冷，进行普通退火，记为1#热处理；
93.将(3)得到的钛合金管材以10℃/min升温至890℃保温1h，空冷至室温，然后以5℃/min升温至480℃保温6h，空冷至室温，进行双重热处理。记为1'#热处理。
94.(5)对(4)所得管材进行矫直，并用表面抛磨设备进行粗抛再细抛，得到φ60.3
×
6.45mm的成品钛合金油管。
95.采用gb/t 228.1-2010测试步骤(5)得到的成品钛合金油管的室温抗拉强度，采用gb/t 229-2007测试步骤(5)得到的成品钛合金油管的v形冲击韧性，在160℃ 3mpa h2s 5mpa co2 250000mg/l cl-的环境条件中进行高温高压腐蚀试验，动态转速为300转/分，试验时间30天，试验后按照标准nace rp0775-2005计算得出平均年腐蚀速率。
96.1#热处理的成品钛合金油管的室温抗拉强度为960mpa，屈服强度为895mpa，延伸率为16％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击韧性分别为82j/cm2和47j/cm2；管材经电子束焊接后，其焊缝室温抗拉强度为965mpa，屈服强度为900mpa，延伸率为15.0％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击韧性分别为76j/cm2和41j/cm2；均匀年腐蚀速率为1.1
×
10-4
mm/a；无点蚀、应力腐蚀开裂和缝隙腐蚀现象。
97.1'#热处理的成品钛合金油管的室温抗拉强度为980mpa，屈服强度为910mpa，延伸率为15％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击韧性分别为88j/cm2和50j/cm2；管材经电子束焊接后，其焊缝室温抗拉强度为990mpa，屈服强度为915mpa，延伸率为14.0％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击韧性分别为75j/cm2和42j/cm2；均匀年腐蚀速率为1.3
×
10-4
mm/a；无点蚀、应力腐蚀开裂和缝隙腐蚀现象。
98.实施例2
99.油气开采用钛合金包括重量百分含量的组分：al 5.3％，v 2.0％，zr 2.6％，mo 1.0％，cr 0.9％，o 0.07％，余量为ti和不可避免的杂质。
100.原料：1级海绵钛，粒径为3～25.4mm；铝钒合金，粒径为1～6mm；铝钼合金，粒径为0.1～0.8mm；铝铬合金，粒径为1～3mm；金属铬，粒径为1～3mm；0级海绵锆，粒径为3～12.7mm；铝豆，粒径为8～13mm；tio2粉，粒径为100目。
101.(1)将铝钒合金、铝钼合金、铝铬合金、金属铬、铝豆、0级海绵锆和1级海绵钛混合，压制成电极，然后在真空自耗电弧炉中经两次熔炼，得到φ560mm钛合金铸锭，其中两次熔炼的真空度均为10-1
pa，第一次熔炼的电流电流为11ka，熔炼电压为30v；第二次熔炼的电流为19ka，熔炼电压为32v。
102.(2)将(1)得到的钛合金铸锭进行一次锻造，第一火次锻造的加热温度为1150℃；
得到φ332mm的钛合金棒材。
103.(3)将(2)得到的钛合金棒材扒皮后得到φ320mm的钛合金光棒，然后在t
β
40℃，即995℃，保温260～380min，进行斜轧穿孔，穿孔至φ380
×
28mm，热轧至φ370
×
14mm，定径为φ341
×
10.15mm。
104.(4)将(3)得到的钛合金管材以10℃/min升温至850℃保温1h，空冷，进行普通退火，记为2#热处理。
105.将(3)得到的钛合金管材以10℃/min升温至925℃保温1h，空冷至室温，然后以5℃/min升温至560℃保温4h，空冷至室温，进行双重热处理。记为2'#热处理。
106.(5)对(4)所得管材进行矫直，并用表面抛磨设备进行粗抛再细抛，得到φ340.4
×
9.65mm成品套管。
107.采用gb/t 228.1-2010测试(5)所得成品套管的室温抗拉强度，采用gb/t 229-2007测试(5)所得成品套管的v形冲击韧性，在160℃ 3mpa h2s 5mpa co2 250000mg/l cl-的环境条件中进行高温高压腐蚀试验，动态转速为300转/分，试验时间30天，试验后按照标准nace rp0775-2005计算得出平均年腐蚀速率。
108.2#热处理后成品套管的室温抗拉强度为975mpa，屈服强度为910mpa，延伸率为14％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为103j/cm2和52j/cm2；均匀年腐蚀速率为1.6
×
10-4
mm/a；管材经氩弧焊接后，其焊缝室温抗拉强度为985mpa，屈服强度为910mpa，延伸率为11.0％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为94j/cm2和46j/cm2；无点蚀、应力腐蚀开裂和缝隙腐蚀现象。
109.2'#热处理后成品套管的室温抗拉强度为990mpa，屈服强度为915mpa，延伸率为14.0％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为105j/cm2和55j/cm2；管材经氩弧焊接后，其焊缝室温抗拉强度为998mpa，屈服强度为920mpa，延伸率为11.0％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为97j/cm2和48j/cm2；均匀年腐蚀速率为1.7
×
10-4
mm/a；无点蚀、应力腐蚀开裂和缝隙腐蚀现象。
110.实施例3
111.油气开采用钛合金包括重量百分含量的组分：al 5.6％，v 2.2％，zr 2.8％，mo 1.5％，cr 1.2％，o 0.08％，余量为ti和不可避免的杂质。
112.原料：1级海绵钛，粒径为3～25.4mm；铝钒合金，粒径为1～6mm；铝钼合金，粒径为0.1～0.8mm；铝铬合金，粒径为1～3mm；金属铬，粒径为1～3mm；0级海绵锆，粒径为3～12.7mm；铝豆，粒径为8～13mm；tio2粉，粒径为100目。
113.(1)将铝钒合金、铝钼合金、铝铬合金、金属铬、铝豆、0级海绵锆和1级海绵钛混合，压制成电极，然后经1次电子束冷床炉熔炼(eb) 1次真空自耗电弧熔炼(var)，得到φ720mm钛合金铸锭，其中eb熔炼和var熔炼的真空度均为10-1
pa，eb熔炼电流为6a，熔炼电压为30kv；var熔炼电流为29ka，熔炼电压为35v。
114.(2)将(1)得到的钛合金铸锭进行两次锻造，第一火次锻造的加热温度为1100℃，第二次火次锻造的加热温度为1000℃，得到φ160mm的钛合金棒材；
115.(3)将(2)得到的钛合金棒材扒皮后得到φ150mm的钛合金光棒，然后在t
β
20℃，即970℃保温120～240min，进行斜轧穿孔，穿孔至φ180
×
15mm，热轧至φ60.8
×
7.6mm。
116.(4)将(3)得到的钛合金管材以10℃/min升温至1000℃保温1h，空冷，进行普通退
火，记为3#热处理。
117.将(3)得到的钛合金管材以10℃/min升温至920℃保温1h，空冷至室温，然后以5℃/min升温至560℃保温4h，空冷至室温，进行双重热处理。记为3'#热处理。
118.(5)对(4)所得管材进行矫直，并用表面抛磨设备进行粗抛再细抛，得到φ60.3
×
7.1mm成品钻杆。
119.采用gb/t 228.1-2010测试步骤(5)得到成品钻杆的室温抗拉强度，采用gb/t 229-2007测试步骤(5)得到成品钻杆的v形冲击韧性，在160℃ 3mpa h2s 5mpa co2 250000mg/l cl-的环境条件中进行高温高压腐蚀试验，动态转速为300转/分，试验时间30天，试验后按照标准nace rp0775-2005计算得出平均年腐蚀速率。
120.3#热处理的成品钻杆的室温抗拉强度为1020mpa，屈服强度为930mpa，延伸率为14％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为102j/cm2和54j/cm2；均匀年腐蚀速率为0.98
×
10-4
mm/a；管材经氩弧焊接后，其焊缝室温抗拉强度为1015mpa，屈服强度为920mpa，延伸率为10.5％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为93j/cm2和48j/cm2；无点蚀、应力腐蚀开裂和缝隙腐蚀现象。
121.3'#热处理的成品钻杆的室温抗拉强度为1050mpa，屈服强度为945mpa，延伸率为14％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为107j/cm2和56j/cm2；管材经氩弧焊接后，其焊缝室温抗拉强度为1045mpa，屈服强度为940mpa，延伸率为10.5％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为96j/cm2和49j/cm2；均匀年腐蚀速率为1.07
×
10-4
mm/a；无点蚀、应力腐蚀开裂和缝隙腐蚀现象。
122.实施例4
123.油气开采用钛合金包括重量百分含量的组分：al 6.0％，v 1.6％，zr 3.5％，mo 1.2％，cr 1.0％，o 0.10％，余量为ti和不可避免的杂质。
124.原料：1级海绵钛，粒径为3～25.4mm；铝钒合金，粒径为1～6mm；铝钼合金，粒径为0.1～0.8mm；铝铬合金，粒径为1～3mm；金属铬，粒径为1～3mm；0级海绵锆，粒径为3～12.7mm；铝豆，粒径为8～13mm；tio2粉，粒径为100目；
125.(1)将铝钒合金、铝钼合金、铝铬合金、金属铬、铝豆、0级海绵锆和1级海绵钛混合，压制成电极，然后在真空自耗电弧炉中经经1次电子束冷床炉熔炼(eb) 2次真空自耗电弧熔炼(var)，得到φ820mm钛合金铸锭，其中其中eb熔炼和var熔炼的真空度均为10-1
pa，eb熔炼电流为6a，熔炼电压为30kv；第一次var熔炼电流为29ka，熔炼电压为35v，第二次var熔炼电流为33ka，熔炼电压为36v。
126.(2)将(1)得到的钛合金铸锭进行三次锻造，第一火次锻造的加热温度为1170℃，第二火次锻造的加热温度为1050℃，第三火次锻造的加热温度为t
β-20℃，即950℃，自由锻拔长为φ225mm的钛合金棒材；
127.(3)将(2)得到的钛合金棒材扒皮后得到φ213mm的钛合金光棒，钻孔、镗孔得到φ
外
213
×
φ
内
90mm管坯棒。
128.(4)将(3)得到的管坯棒在t
β-30℃，即940℃加热，保温50～170min，挤压成φ114.8
×
16.5mm管材。
129.(5)将(4)得到的管材以10℃/min升温至880℃保温1h，空冷，进行普通退火，记为4#热处理。
130.将(4)得到的管材以10℃/min升温至940℃保温1h，空冷至室温，然后以5℃/min升温至540℃保温6h，空冷至室温，进行双重热处理。记为4'#热处理。
131.(6)对(5)得到的管材进行矫直，并用表面抛磨设备进行粗抛再细抛，得到φ114.3
×
16mm成品油管。
132.采用gb/t 228.1-2010测试步骤(6)得到的成品油管的室温抗拉强度，采用gb/t 229-2007测试步骤(6)得到的成品油管的v形冲击韧性，在160℃ 3mpa h2s 5mpa co2 250000mg/l cl-的环境条件中进行高温高压腐蚀试验，动态转速为300转/分，试验时间30天，试验后按照标准nace rp0775-2005计算得出平均年腐蚀速率。
133.4#热处理的成品油管的室温抗拉强度为1075mpa，屈服强度为950mpa，延伸率为13％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为92j/cm2和48j/cm2；均匀年腐蚀速率为2.5
×
10-4
mm/a；管材经电子束焊接后，其焊缝室温抗拉强度为1075mpa，屈服强度为946mpa，延伸率为10.0％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为85j/cm2和42j/cm2；无点蚀、应力腐蚀开裂和缝隙腐蚀现象。
134.4'#热处理的成品油管的室温抗拉强度为1090mpa，屈服强度为975mpa，延伸率为12％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为96j/cm2和50j/cm2；管材经氩弧焊接后，其焊缝室温抗拉强度可达到1085mpa，屈服强度970mpa，延伸率为10.0％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为91j/cm2和41j/cm2；均匀年腐蚀速率为2.3
×
10-4
mm/a；无点蚀、应力腐蚀开裂和缝隙腐蚀现象。
135.实施例5
136.油气开采用钛合金包括重量百分含量的组分：al 6.5％，v 2.4％，zr 4.0％，mo 1.3％，cr 1.5％，o 0.06％，余量为ti和不可避免的杂质。
137.原料：1级海绵钛，粒径为3～25.4mm；铝钒合金，粒径为1～6mm；铝钼合金，粒径为0.1～0.8mm；铝铬合金，粒径为1～3mm；金属铬，粒径为1～3mm；0级海绵锆，粒径为3～12.7mm；铝豆，粒径为8～13mm；tio2粉，粒径为100目。
138.(1)将铝钒合金、铝钼合金、铝铬合金、金属铬、铝豆、0级海绵锆和1级海绵钛混合，压制成电极，然后在真空自耗电弧炉中经两次熔炼，得到φ640mm钛合金铸锭，其中两次熔炼的真空度均为10-1
pa，第一次熔炼的电流电流为18ka，熔炼电压为32v；第二次熔炼的电流为24ka，熔炼电压为35v。
139.(2)将(1)得到的钛合金铸锭进行两次锻造，第一火次锻造的加热温度为1070℃，第二火次锻造的加热温度为1000℃，精锻为φ185mm的钛合金棒材。
140.(3)将(2)得到的钛合金棒材扒皮后得到φ179mm的钛合金光棒，钻孔、镗孔得到φ
外
179
×
φ
内
72mm管坯棒。
141.(4)将(3)得到的管坯棒在t
β-20℃，即940℃保温140～260min，进行挤压，得到φ89.4
×
12.6mm的管材。
142.(5)将(4)的管材以10℃/min升温至880℃保温1h，空冷，进行普通退火，记为5#热处理。
143.将(4)的管材以10℃/min升温至930℃保温1h，空冷至室温，然后以5℃/min升温至540℃保温6h，空冷至室温，进行双重热处理。记为5'#热处理。
144.(6)将(5)得到的管材进行矫直，并用表面抛磨设备进行粗抛再细抛，得到φ88.9
×
12.09mm成品油管。
145.采用gb/t 228.1-2010测试步骤(6)得到的成品油管的室温抗拉强度，采用gb/t 229-2007测试步骤(6)得到的成品油管的v形冲击韧性，在160℃ 3mpa h2s 5mpa co2 250000mg/l cl-的环境条件中进行高温高压腐蚀试验，动态转速为300转/分，试验时间30天，试验后按照标准nace rp0775-2005计算得出平均年腐蚀速率。
146.5#热处理的成品油管的室温抗拉强度为1085mpa，屈服强度为950mpa，延伸率为13％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为88j/cm2和49j/cm2；管材经氩弧焊接后，其焊缝室温抗拉强度为1075mpa，屈服强度为940mpa，延伸率为11.0％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为80j/cm2和42j/cm2；均匀年腐蚀速率为2.3
×
10-4
mm/a；无点蚀、应力腐蚀开裂和缝隙腐蚀现象。
147.5'#热处理的成品油管的室温抗拉强度为1090mpa，屈服强度为975mpa，延伸率为12％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为92j/cm2和52j/cm2；管材经氩弧焊接后，其焊缝室温抗拉强度为1085mpa，屈服强度为970mpa，延伸率为10.5％，纵向及横向全尺寸夏比v型冲击功分别为83j/cm2和43j/cm2；均匀年腐蚀速率为1.8
×
10-4
mm/a；无点蚀、应力腐蚀开裂和缝隙腐蚀现象。
148.以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。