本发明涉及一种管件及其制造方法，尤其涉及一种钢管及其制造方法。
背景技术：
由于无缝钢管的产品形态和制造方法的限制，长期以来仅能通过添加合金元素和控制轧后的离线热处理工艺来提升无缝钢管的产品性能。以油井管为例，555MPa(80ksi)以上级别需要通过添加较多的合金元素或离线调质处理才能获得相应的无缝钢管，然而，这样明显会增加无缝钢管的生产制造成本。
目前，热轧钢管的常规工艺步骤为轧制后先入管料库，随后再根据需要进行热处理，这种方式不仅造成了钢管轧后余热的浪费(通常轧后钢管温度在900℃以上)，同时也带来了工序的复杂化和成本的增加。此外，采用离线热处理也无法利用材料形变后的诱导相变效应来进行强化，根据研究，钢材变形后直接进行在线淬火，其性能会明显高于冷却后再重新加热淬火工艺。
如上文所述的，既然本领域内技术人员已经知晓采用在线淬火可以使得无缝钢管获得更好的性能，为何现有技术仍然不采用在线淬火呢？这是因为，无缝钢管不用于一般的热轧钢管，由于其特殊的断面形状，无缝钢管相较于板材，其内应力状态更为复杂，因此若采用在线淬火工艺，一方面很难稳定控制其性能，另一方面容易造成钢管开裂。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种高强韧性无缝钢管，该无缝钢管兼具较高的强度和较好的韧性。此外，本发明所述的无缝钢管不添加昂贵的合金元素，其合金添加成本经济。
为了实现上述目的，本发明提出了一种高强韧性无缝钢管，其化学元素质量百分比为：
C：0.1-0.25％，
Si：0.1-0.5％，
Al：0.01-0.1％，
Mn：0.6-2％，
余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外还需满足：C+Mn/6≥0.35。
本发明所述的高强韧性无缝钢管中的各化学元素的设计原理为：
碳：0.1-0.25％
C是保证钢管的强度及淬透性的重要元素。当C含量小于0.1％时，一方面钢的强度难以保证，另一方面难以避免先共析铁素体的析出，由此影响钢的抗硫性能。由于在线淬火时材料会受到变形应力及组织应力的双重影响，因此，较之于离线淬火，材料更容易出现裂纹。基于本发明的技术方案，将C含量控制在0.1-0.25％的范围之间可以明显地减少无缝钢管的淬火裂纹的形成。
硅：0.1-0.5％
Si是由脱氧剂而带入钢中的元素。一旦其含量超过0.5％时，会显著地增加钢的冷脆倾向，为此，需要将限制Si含量在0.5％以下。同时，为了保证钢的脱氧效果，需要令钢中的Si含量保持在0.1％以上。
铝：0.01-0.1％
同样地，Al也是由脱氧剂而带入钢中的元素。少量的Al具有细化钢晶粒的有益作用。可是，如果Al含量过高则会对管坯浇注、热加工等工艺步骤产生不利影响。鉴于此，需要将本发明所述的高强韧性无缝钢管中的Al含量设定为0.01-0.1％。
锰：0.6-2.0％
Mn也是由脱氧剂而带入钢中的元素。Mn具有扩大奥氏体相区，增加钢的淬透性并细化晶粒等有益作用。但是Mn在凝固时容易发生偏析，造成无缝钢管中会出现明显的带状组织。由于带状组织与无缝钢管的基体的硬度和析出相之间存在着明显的差异，继而会影响钢的韧性。因此，应当控制本发明所述的高强韧性无缝钢管中Mn含量在2.0％以下。与此同时，为了确保钢的淬透性，还应当使得钢中的Mn含量在0.6％以上。
C+Mn/6≥0.35
本发明所述的无缝钢管的强化效果需要通过固溶强化、析出强化等多种强化的综合效果来实现。在不额外添加其他合金元素的情况下，必须保证C、Mn元素具有一定的含量，以获得足够的强化效果，因此，C和Mn满足上述关系式时能够有效地保证钢的强化效果，从而确保钢具有较高的强韧性。
进一步地，本发明所述的高强韧性无缝钢管的微观组织以马氏体为主，马氏体的相比例不低于75％。
更进一步地，本发明所述的高强韧性无缝钢管的微观组织还包括少量铁素体和贝氏体。
进一步地，在本发明所述的高强韧性无缝钢管中，其他不可避免的杂质中的S≤0.005％，P≤0.02％，O≤0.01％。
本发明所述的高强韧性无缝钢管中主要不可避免的杂质为S，P和O。其中，P和S均为钢中的有害元素，S对于钢的热加工性、韧性等都会产生不利影响，而P则会对钢的热加工性和韧性产生不利影响，为此需要将S控制得≤0.005％，将P控制得≤0.02％。O是降低韧性的元素，需要其含量控制在0.01％以下。优选地，将O元素的含量控制在0.005％以下。
进一步地，本发明所述的高强韧性无缝钢管的屈服强度≥555MPa，且其0℃全尺寸冲击功＞50J。
本发明的另一目的在于提供一种高强韧性无缝钢管的制造方法。通过该制造方法能够获得强度高且韧性好的无缝钢管。该高强韧性无缝钢管的制造方法能够充分利用轧后余热，从而有效地减少了能耗的浪费，进而降低了工艺制造的投入成本，此外该制造方法还可以有效避免无缝钢管开裂。
为了达到上述发明目的，本发明所提供的一种高强韧性无缝钢管的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼并制得管坯；
(2)加热管坯，经穿孔、连轧、张力减径或张力定径制得荒管，其中管坯与荒管的横截面面积比大于4.5(需要说明的是，虽然此处仅限定了管坯与荒管的横截面面积比的下限为4.5，而没有限定其上限，然而根据实际设备情况，管坯与荒管的横截面面积比一般是达不到10以上的，也就是说该上限值会受到设备生产能力的限制)；
(3)在线淬火：淬火开冷温度为850-1100℃，冷却速度20-60℃/s，淬火完成后的钢管洛氏硬度大于40HRC；
(4)回火：回火温度为500-700℃。
本发明所述的高强韧性无缝钢管的制造方法的核心在于在线淬火步骤，如前文所述的，在线淬火是将完成热轧的钢管直接进行淬火，而现有技术中的淬火一般为离线淬火，即充钢管在轧制后会先入管料库，再根据之后的生产需要进行热处理，一方面不仅造成了轧后余热的浪费(通常轧后钢管温度在900℃以上)，另一方面热处理工艺又需要消耗大量的热能，这样会大幅度地提高无缝钢管的制造方法的热能消耗。而热轧钢管变形后直接进行快冷淬火后的钢材的综合力学性能要明显高于冷却后再重新进行加热淬火工艺的钢材的综合力学性能。然而无缝钢管采用在线淬火是非常容易出现钢管开裂的，因此本技术方案还严格控制了在线淬火的具体工艺参数，从而使得较之于现有技术，本发明的制造方法不仅充分利用了轧后余热，还通过钢管形变诱导相变效益实现了钢管的强化效果，防止了无缝钢管开裂，进而实现了在不额外添加昂贵合金元素的前提下，既提高了钢管的强度，又提升了钢管的韧性。
在在线淬火步骤中，如果淬火开冷温度低于850℃，钢管中将会有部分先共析铁素体生成，无法保证淬火后得到需要的微观组织(例如，马氏体组织)，因此需要保证钢管温度在850℃以上。同时，将冷却速度控制在20-60℃/s范围之间，其原因在于：冷却速度较慢时，也难以得到需要的微观组织(例如，马氏体组织)，反之，冷却速度较快时，由于钢管变形后内应力较大，则容易引起钢管的淬火开裂。
此外，在回火步骤中，当回火温度＜500℃时，不能够有效地降低钢管的内应力，保证钢管具备足够的韧性，而当回火稳定＞700℃时，由于钢管中的微观组织(例如，马氏体组织)的分解和位错密度的速度迅速降低，为此将无法保证钢管所需达到的高强度，故而，将回火温度控制为500-700℃。
进一步地，在本发明所述的高强韧性无缝钢管的制造方法中，在上述步骤(2)中，将管坯加热到1100-1250℃，并保持1-4h。
进一步地，在本发明所述的高强韧性无缝钢管的制造方法中，在上述步骤(2)中，进行张力减径或张力定径步骤之前的管坯和完成张力减径或张力定径步骤之后的管坯的横截面面积比大于1.05(需要说明的是，虽然此处仅限定了该比值的下限为1.05，而没有限定其上限，然而根据实际设备情况，该比值的上限一般在1.3左右，也就是说该上限值会受到设备生产能力的限制)。
进一步地，在本发明所述的高强韧性无缝钢管的制造方法中，在上述步骤(3)中，向荒管周围均匀喷水或将钢管浸入水中以进行淬火。
本发明的技术方案充分利用了轧后余热，以通过形变诱导相变效益来实现钢管的强化效果，在无需添加昂贵合金元素的情况下，既节省了生产制造过程的热能消耗，又提升了钢管的综合力学性能，同时还能有效避免钢管开裂。
对于本技术方案来说，由于通过形变诱导相变效益来实现钢管的强化效果，因此，本发明所述的无缝钢管的强度高，其屈服强度≥555MPa。
另外，本发明所述的无缝钢管还具备较高的韧性，其0℃全尺寸冲击功＞50J。
此外，本发明所述的无缝钢管适合于油气开采或机械结构用管。
本发明所述的高强韧性无缝钢管的制造方法通过控制钢管热变形量、淬火温度、冷却速度和回火温度，可以获得强度高且韧性好的无缝钢管。
此外，本发明所述的高强韧性无缝钢管的制造方法的工艺步骤简单、能耗省、成本低且效率高。
附图说明
图1为本发明实施例A7的高强韧性无缝钢管的微观组织图。
具体实施方式
下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明所述的高强韧性无缝钢管及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例A1-A8和对比例B1-B5
按照下列步骤制造本发明实施例A1-A8和对比例B1-B5中的无缝钢管：
(1)冶炼并制得管坯：钢水冶炼，控制各化学元素的质量百分比如表1所示，将冶炼后的钢水直接浇注成圆管坯，或先浇注后再将铸坯锻造(或轧制)成管坯；
(2)加热管坯，经穿孔、连轧、张力减径或张力定径制得荒管：将管坯加热到1100-1250℃，并根据管坯尺寸保持1-4hr，为了保证强化效果，管坯与荒管的横截面面积比大于4.5，进行张力减径或张力定径之前的管坯和完成张力减径或张力定径之后的管坯的横截面面积比大于1.05；
(3)在线淬火：向荒管周围均匀喷水或将钢管浸入水中以进行淬火，淬火开冷温度≥850℃，冷却速度为20-60℃/s，淬火完成后的钢管洛氏硬度大于40HRC；
(4)回火：回火温度为500-700℃，保持时间1hr。
上述实施例和对比例中的无缝钢管的制造方法的具体工艺参数如表2所示，其中，在线淬火完成后的钢管的洛氏硬度采用洛氏硬度计测得。
需要说明的是，上述高强韧性无缝钢管的制造方法的关键在于步骤(2)至步骤(4)，并不代表在实际生产过程中高强韧性无缝钢管的制造方法仅包括上述步骤，其他步骤采用本领域内的现有技术即可，本技术方案并不对其他步骤进行特别地限定。
表1列出了实施例A1-A8和对比例B1-B5的无缝钢管中的各化学元素的质量百分比。
表1.(wt.％，余量为Fe和除了S、P和O之外的其他不可避免的杂质元素)
表2列出了实施例A1-A8和对比例B1-B5的无缝钢管的制造方法的具体工艺参数。
表2.
对实施例A1-A8和对比例B1-B5的无缝钢管取样后，对样品进行力学性能测试，测试后的力学性能参数如表3所示。其中，屈服强度是将无缝钢管加工成API弧形试样后，按照API标准检验后取平均数后得出的；冲击功是将无缝钢管加工成10*10*55尺寸、V型缺口的标准冲击试样，在0℃下测得的。
表3列出了实施例A1-A8和对比例B1-B5的无缝钢管的相关性能参数。
表3.
结合表1和表3可以看出，由于实施例A1-A8的无缝钢管中的各化学元素质量百分比和工艺参数均在本发明的技术方案所限定的范围内，因此，实施例A1-A8的无缝钢管的屈服强度均≥590MPa且冲击功均≥89J。然而，由于对比例B1的无缝钢管中的P和S元素过高，故而，对比例B1的无缝钢管的冲击功仅为35J，说明该无缝钢管的韧性明显降低。另外，对比例B2的无缝钢管中的Mn元素过低且C+Mn/6的值也过低，因而，影响对比例B2的无缝钢管的淬透性，对比例B2的无缝钢管的屈服强度仅为520MPa，说明该无缝钢管的强度不高，并不符合本发明的高强韧性无缝钢管的强度要求。
结合表2和表3的内容可以获知，对比例B3-B5的无缝钢管中的Mn元素均超出了本发明的技术方案所限定的范围。又由于对比例B3的无缝钢管在步骤(2)中的管坯与荒管的横截面面积比和张力减径或张力定径步骤之前的管坯和完成张力减径或张力定径步骤之后的管坯的横截面面积比超出了本发明的技术方案所限定的范围，因此，影响了形变诱导相变的强化效果，从而导致钢管的强度不够，对比例B3的屈服强度仅仅为496MPa。另外，又由于对比例B4的无缝钢管的淬火温度过低致使钢管中的微观组织内先产生先共析铁素体，从而降低了钢管的强度，其屈服强度为472MPa。此外，又由于对比例B5的无缝钢管的冷却速度过慢，使得钢管的微观组织中的马氏体相比例不够，不能令无缝钢管获得足够的强度，因此，对比例B5的无缝钢管的屈服强度仅为422MPa。
综合表1，表2和表3可以知道，实施例A1-A8的无缝钢管的屈服强度均≥590MPa且冲击功均≥89J，由此表明实施例A1-A8的无缝钢管兼具较高的屈服强度和较好的韧性。
图1显示了实施例A7的高强韧性无缝钢管的微观组织。
从图1可以看出，该高强韧性无缝钢管的微观组织主要由马氏体组成，还存在少量的铁素体和贝氏体。
本发明所述的高强韧性无缝钢管的合金添加成本低且制造工艺步骤能耗省，由此本发明所述的高强韧性无缝钢管的生产成本更为经济，适用范围更广，可以推广至对于生产成本有着严格控制要求的钢管生产线。
本发明所述的高强韧性无缝钢管可以用于油气开采或机械结构用管。
需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。