用于石油井下工具崩解壓裂球的可溶鋁基合金的性能分析

尚曉峰，王丹鵬，林忠超

(1.沈陽航空航天大學(xué) 機電工程學(xué)院，遼寧 沈陽 110136； 2.大慶油田有限責(zé)任公司 采油工程研究院，黑龍江 大慶 163453)

引 言

世界各主要產(chǎn)油國對油田的開采已經(jīng)進入中后期，為確保油田高產(chǎn)，避免開采中遇到各種問題，加大了對石油井下工具的研發(fā)力度[1]。新型跨隔封隔器、雙向錨定封隔器、可溶崩解壓裂球等石油井下工具應(yīng)運而生[2]。其中崩解壓裂球因具有制造簡單、價格低廉、大幅降低井下作業(yè)難度等特點，受到石油企業(yè)的廣泛關(guān)注[3]。

壓裂球在分段壓裂過程中主要起到封堵作用。目前我國石油企業(yè)使用的壓裂球大多為鋼材制造，雖滿足了壓裂時對其強度的要求，但在壓裂施工結(jié)束后，需將壓裂球返排至地面，有時由于地層壓力不足或球體變形等原因?qū)е聣毫亚蚩ㄋ涝谕ǖ纼?nèi)而無法返排[4]，此時需要對壓裂材料進行鉆磨作業(yè)，此過程不但對鉆頭性能要求較高，還增加了石油井下作業(yè)的難度[5]。可溶崩解壓裂球利用特殊金屬溶解分裂特性，使其在井內(nèi)溶液中自行分解，壓裂后無需進行鉆磨作業(yè)，從而大大提高了石油開采效率，具有巨大的經(jīng)濟價值。目前，可溶性金屬壓裂球主要以金屬鋁、功能合金、強化合金等為原料[6-10]，本文提出一種新型鋁基合金用作壓裂球材料，深入研究了其元素構(gòu)成、顯微組織以及多項力學(xué)性能，并對此合金在NaCl溶液中的溶解性進行了詳細分析。

1 實 驗

實驗材料采用可溶鋁基合金，其元素成分在MAXxLMM16直讀光譜儀上進行分析；采用GX51 OLYMPUS光學(xué)顯微鏡觀察金相組織，金相試樣規(guī)格為：10 mm×10 mm×10 mm，經(jīng) 200#～950#砂紙磨光，然后拋光，拋光液為 Cr2O3。腐蝕液為 99.5%H2O+0.5%HF，并使用(ZEISSE)/EVO掃描電鏡對金相試樣面進行掃描能譜分析。

材料在實驗前進行T5熱處理加工，首先進行淬火處理，把材料加熱到500 ℃，保溫2 h，然后急速淬入100 ℃的水中并保持到室溫，最后進行不完全時效處理，把淬火后的鑄件加熱到160 ℃，保溫4 h并保持到室溫。T5 熱處理采用的設(shè)備是DHG-9070B電熱恒溫鼓風(fēng)干燥箱，冷卻采用空冷方式。材料經(jīng)T5熱處理后在萬能材料試驗機 WOW-200D上進行常溫拉伸實驗，測定合金的拉伸強度和伸長率。拉伸試樣尺寸如圖1所示。拉伸斷口用(ZEISSE)/EVO型掃描電鏡進行觀察。試樣經(jīng)T5處理后，用微機控制電液伺服壓力實驗機YAW4206T進行常溫壓縮實驗，測定合金的抗壓強度，壓縮試樣尺寸如圖2所示。經(jīng)T5處理后的試樣使用數(shù)顯顯微硬度計HCS-1000A進行硬度測定，測定合金的維氏硬度值。

利用恒溫水浴鍋HH-1 220V 50Hz進行材料溶解實驗，測定合金在4個溶液成分變量(清水、0.5%NaCl溶液、1.0%NaCl溶液、1.5%NaCl溶液)和3種溶液溫度變量(70 ℃、80 ℃、90 ℃)下的溶解情況。溶解實驗試樣如圖3所示。

圖1 拉伸試樣尺寸(mm)Fig.1 Size of tensile sample

圖2 壓縮試樣尺寸(mm)Fig.2 Size of compression sample

圖3 溶解實驗試樣展示Fig.3 Sample for dissolution test

2 結(jié)果及分析

2.1 可溶鋁基合金的成分及組織分析

材料原始金相組織如圖4所示，從圖中可以看出，晶粒尺寸較大，在晶界處分布有大量的析出相，Al在可溶鋁基合金組織中分布比較均勻，主要存在于基體中?？扇茕X基合金主要元素成分見表1，雜質(zhì)元素成分見表2?？扇茕X基合金主要含有10個合金化元素,與Al形成CuAl2相的Cu元素是基本強化元素,起固溶強化作用;Ti與Al生成Al3Ti相,Al3Ti相與Zr、B、Ga元素能細化晶粒提高合金力學(xué)性能，使合金抗拉強度和屈服強度提高；鎂對鋁也起到強化作用，每增加1%鎂，抗拉強度大約升高34 MPa；Fe在合金中生成的脆性相無法溶解,不同程度降低了合金的強度和伸長率。

表1 可溶鋁基合金中的主要元素成分Tab.1 Major element composition of soluble aluminium base alloy

表2 可溶鋁基合金中的雜質(zhì)元素成分Tab.2 Impurity element composition of soluble aluminum base alloy

圖4 可溶鋁基合金金相組織Fig.4 Metallurgical structure of soluble aluminum base alloy

圖5為可溶鋁基合金組織中2個典型區(qū)域的面掃描能譜分析。從圖5可以發(fā)現(xiàn)，基體相Al在可溶鋁基合金中占主要部分，基體相的晶界處存在相當數(shù)量的CuAl2相， 同時Ti相、Zr相、Ga相及雜質(zhì)Fe相，也有少量存在于基體相的晶界處。

2.2 材料力學(xué)性能測試

圖6為可溶鋁基合金的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線，圖7為可溶鋁基合金的壓縮應(yīng)力曲線，表3為可溶鋁基合金與同類鑄造合金室溫力學(xué)性能的比較。

由這些圖表可知，可溶鋁基合金斷后延伸率δ≤5% ，為脆性材料，由應(yīng)力-應(yīng)變曲線未發(fā)現(xiàn)明顯“屈服平臺”，基本無塑性變形，只有斷裂時的應(yīng)力值-強度極限。在壓縮時軸向壓縮塑性形變較小，呈現(xiàn)出上凸的曲線，壓縮圖上無明顯直線段、無屈服現(xiàn)象，壓縮曲線達到最大壓力后即破裂。由表3可知，試樣經(jīng)熱處理后，相比ZL206和ZL203合金，可溶鋁基合金的抗拉強度與伸長率都與之相當，但硬度值卻高于ZL206和ZL203；相比ZL205A合金,可溶鋁基合金的抗拉強度和伸長率均低于ZL205A，但硬度值卻遠高于ZL205A。

圖5 可溶鋁基合金EDS圖片F(xiàn)ig.5 EDS pictures of soluble aluminum base alloy

圖6 拉伸曲線Fig.6 Tensile curves

圖7 壓縮曲線Fig.7 Compression curve

合金名稱鑄造方式熱處理狀態(tài)抗拉強度Rm/MPa伸長率A/%維氏硬度/HV抗壓強度σ/MPa可溶鋁基合金砂型鑄造T52522.5197839ZL206砂型鑄造T52501.096792ZL203砂型鑄造T52153.075786ZL205A砂型鑄造T54407.0105962

2.3 可溶鋁基合金拉伸斷口分析

圖8為可溶鋁基合金拉伸斷口形貌圖，圖中可以看到解理面和解理面上的裂紋，還有一部分韌窩區(qū)域，韌窩中分布著許多脆性相，在拉伸的過程中，位錯運動在脆性相硬質(zhì)點處受阻，并且不斷積累，由于基體相塑性較好、變形能力強而被拉長，試樣斷裂后形成韌窩形貌，部分韌窩是等軸的，有些韌窩底部的硬質(zhì)相在應(yīng)力作用下斷開，鋁合金斷口形貌為解理和韌窩混合型斷口。對試樣斷口宏觀形貌觀察發(fā)現(xiàn)，試樣主斷面與最大正應(yīng)力方向大約成 45°，其斷裂方式為切斷型。斷口形貌中存在著明顯的解理面，裂紋沒有分叉，鋁合金傾向于脆性斷裂。

圖8 可溶鋁基合金拉伸試驗斷口SEM圖Fig.8 SEM diagram of tensile test fracture of soluble aluminum base alloy

2.4 可溶鋁基合金溶解性能分析

圖9為試樣在80 ℃、1.5%NaCl溶液條件下每隔3 h溶解后剩余產(chǎn)物照片，圖10為試樣基于90 ℃溶液溫度下，分別在清水、0.5%NaCl溶液、1.0%NaCl溶液、1.5%NaCl溶液中的溶解情況。圖11為可溶鋁基合金溶解曲線，從中可得出，在純水中，當溫度從60 ℃到90℃變化時，材料的溶解速率最高為0.348 g/h，最低為0.216 g/h(圖11(a))。在0.5%NaCl溶液中，當溫度從70 ℃到90 ℃變化時，試樣的溶解速率變化范圍在0.476 g/h到2.087 g/h之間(圖11(b))。在1.0%NaCl溶液中，當溫度從70 ℃到90 ℃變化時，試樣的溶解速率變化范圍在0.551 g/h到3.046 g/h之間(圖11(c))。在1.5%鹽濃度溶液中，當溫度從70 ℃到90 ℃變化時，試樣的溶解速率變化范圍在0.618 g/h到3.451 g/h之間(圖11(d))。

圖9 金屬試樣溶解過程Fig.9 Dissolution process of metal samples

圖10 金屬試樣在不同溶液中溶解狀態(tài)Fig.10 Metal samples dissolved in different solutions

2.5 可溶鋁基合金溶解原理分析

CuAl2沉淀相和腐蝕電位較低的貧銅區(qū)都是在鋁合金鑄造過程中形成的，由于在合金晶界處產(chǎn)生的CuAl2相腐蝕電位較高，因此它為腐蝕微電池的形成提供了重要基礎(chǔ)。

圖11 可溶鋁基合金溶解曲線Fig.11 Dissolution curves of soluble aluminum base alloy in different concentration of NaCl solution

圖12 NaCl溶液腐蝕區(qū)域SEM照片F(xiàn)ig.12 SEM photo of NaCl corrosion zone of soluble aluminum base alloy

CuAl2相電位較高，但與其相鄰的貧銅區(qū)電位較低，那么當它們同時浸泡在電解液中時，就形成許多腐蝕微電池，腐蝕微電池的陽極由貧銅區(qū)里的金屬鋁代替，它失去電子并持續(xù)以金屬陽離子的形式進入腐蝕液。在某些條件下，Al(OH)3能夠發(fā)生反應(yīng)生成Al2O3。在上述腐蝕反應(yīng)中，陽極貧銅區(qū)的晶粒內(nèi)部面積比陰極非貧銅區(qū)的晶粒內(nèi)部面積小，這樣就形成陽極較小、陰極較大的溶解腐蝕微電池，且陽極晶界所在位置成為腐蝕嚴重區(qū)域。實驗研究還發(fā)現(xiàn)，CuAl2相中Al為陽極，Cu為陰極，那么CuAl2相本身也可以形成腐蝕微電池。如果鋁合金本身具有晶間腐蝕的傾向，那么一旦存在電解質(zhì)溶液，鋁合金的晶間腐蝕就能夠快速發(fā)生。

Cl-作為腐蝕介質(zhì)中的陰離子可以對點腐蝕過程產(chǎn)生巨大影響。處于鈍化狀態(tài)下的鋁合金表面有腐蝕反應(yīng)發(fā)生時，實質(zhì)是腐蝕能力和修復(fù)能力達到動態(tài)平衡，但活性陰離子會輕易破壞掉這種動態(tài)平衡。圖13為可溶鋁基合金在NaCl溶液中點腐蝕過程的電子顯微鏡照片。由圖13 (a)、(b)可知，在開始7 h內(nèi)，腐蝕坑數(shù)量較少，且腐蝕坑直徑較短；7～14 h內(nèi)(如圖13(b)、(c))，腐蝕坑面積不斷擴大；14 h后(如圖13(c)、(d))，腐蝕坑的數(shù)目和直徑都顯著增加，且腐蝕坑呈均勻分布狀態(tài)，某些點腐蝕坑已經(jīng)相互連接；21 h后(如圖13(d))，腐蝕坑形成一個完整的腐蝕空間，基本觀察不到點腐蝕特征。

圖14為可溶鋁基合金晶界腐蝕發(fā)展過程的電子顯微鏡照片。如圖14所示，開始10 h內(nèi)，可溶鋁基合金平均晶界腐蝕寬度和最大晶界腐蝕寬度的增長速度都較快，這是由于NaCl溶液在開始腐蝕階段與金屬晶界接觸面積較大，反應(yīng)比較充分所致；腐蝕 10 h后，最大晶界腐蝕寬度仍以一定速度增長，但平均晶界腐蝕寬度增長速度減緩，其原因在于腐蝕產(chǎn)物和坑蝕共同作用阻礙了平均晶界腐蝕寬度的增長；由圖 14(c)可知在腐蝕 10 h后，腐蝕液由于腐蝕產(chǎn)物的影響與之前腐蝕位置金屬隔離開來，阻礙金屬晶界腐蝕的進行；隨著晶界腐蝕反應(yīng)繼續(xù)進行，前端晶界腐蝕不斷地向基體內(nèi)部延伸并與之前發(fā)生的點腐蝕位置相聯(lián)通，導(dǎo)致在晶界腐蝕某些位置腐蝕寬度較大，從而促成10 h后最大晶界腐蝕寬度仍以一定速度增長的現(xiàn)象。

圖13 可溶金屬鋁合金點蝕變化Fig.13 Pitting varying of soluble metal aluminum base alloy

圖14 可溶鋁基合金晶界腐蝕的發(fā)展Fig.14 Development of grain boundary corrosion of soluble aluminum base alloy

3 結(jié) 論

(1)可溶鋁基合金經(jīng)測定主要含有10個合金化元素，它們的含量分別為1.28%Cu、0.16%Ti、0.12%Zr、0.02%B、1.90%Ga、3.19%Mg、0.02%Fe、0.22%Sn、0.35%In，其余為Al。

(2)可溶鋁基合金為脆性材料，在T5狀態(tài)下它的抗拉強度Rm為252 MPa，伸長率為2.5%，維氏硬度為197 HV，抗壓強度σ為839 MPa。綜合看來,可溶鋁基合金與同類鑄造合金相比,表現(xiàn)出較好的抗拉、抗壓性能，而且顯微硬度要遠遠高于其他合金材料。

(3)可溶鋁基合金在純水中的溶解速率較低，最高速率也僅有0.348 g/h，但隨著溶解溫度和NaCl溶液濃度的升高，其溶解速率不斷加快，最高可達到3.451 g/h。

(4)可溶鋁基合金腐蝕機理：由于陽極的貧銅區(qū)所占區(qū)域較小，形成陽極較小、陰極較大的腐蝕微電池，且陽極晶界所在位置成為溶解嚴重區(qū)域；Al、Cu分別為CuAl2相的陽極與陰極，并以此形成溶解微電池。