专利名称：：超细晶粒钢管及其制造方法
技术领域：
：本发明是关于具有超细晶粒、具有高强度及高韧性、高延性并且耐碰撞冲击特性优异的钢管及其制造方法。
背景技术：
：为了提高钢材的强度，通常的作法是添加Mn、Si等合金元素或进一步进行控制轧制、控制冷却、淬火回火等热处理，或者添加Nb、V等沉淀硬化型元素。但是，对于钢材来说不仅要求高的强度，而且还要求良好的延展性和韧性，因此长久以来迫切需要强度和延展性、韧性均衡提高的钢材。晶粒细化是可以同时提高强度、延展性和韧性的为数不多的重要手段之一。晶粒细化的方法有防止奥氏体晶粒粗大化，由细的奥氏体出发进行奥氏体-铁素体相变，使铁素体晶粒细化的方法；通过加工使奥氏体晶粒细化，进而使铁素体晶粒细化的方法；以及，利用淬火、回火处理得到的马氏体、下贝氏体的方法等。其中，通过在奥氏体区域的深加工及随后进行的奥氏体-铁素体相变使铁素体晶粒细化的控制轧制，在钢材制造生产中得到广泛应用。另外，也可以添加微量的Nb，抑制奥氏体晶粒再结晶，使铁素体晶粒进一步细化。通过在奥氏体的未再结晶区域进行加工，使奥氏体晶粒伸长，晶粒内产生形变带，由该形变带生成铁素体晶粒，可以使铁素体晶粒更加细化。为了使铁素体晶粒进一步细化，还可以采用在加工过程中或加工后进行冷却的控制冷却方法。但是，采用上述方法，铁素体晶粒直径最多只能细化达到4-5μm的程度，并且在用于制造钢管时使工艺过程复杂化。鉴于上述情况，为了提高钢管的韧性和延展性，迫切需要通过简化的工序使铁素体晶粒进一步细化。另外，最近人们对汽车安全性的要求越来越高，采用上述方法制造为满足安全性要求而提高耐碰撞冲击性能的钢管时，需要进行设备改造等大幅度的工艺改造等，由于生产成本方面的原因而受到限制。另外，为了提高管道用钢管的耐硫化物应力腐蚀开裂性能，目前的作法是通过减少杂质及调整合金元素进行硬度控制。以往，为了提高耐疲劳性能，需要进行淬火、回火，高频淬火，渗碳等热处理，或者大量添加Ni、Cr、Mo等贵重的合金元素。但是，采用这些方法时，焊接性能恶化并且生产成本提高。抗拉强度超过600MPa的高强度钢管，一般是采用C含量在0.30％以上的材料或者除了高的C含量外还大量添加其它合金元素的材料制造。但是，用这种方法提高强度的高强度钢管，其延伸率降低，因此应避免进行深度加工，在必须进行深度加工的场合，加工过程中需要进行中间退火，然后进行回火或者淬火、回火等热处理。但是，进行中间退火等热处理使工艺过程复杂化。由于上述原因，迫切需要不进行中间退火而使高强度钢管的深度加工成为可能，另外，为了提高高强度钢管的加工性能，希望使晶粒进一步细化。本发明的目的是，有效地解决上述问题，不需要进行大幅度的工艺改造，提供延展性和耐碰撞冲击性能良好的钢管及其制造方法。本发明的另一目的是，提供铁素体晶粒细化达到3μm以下、最好是2μm或1μm以下，韧性和延展性良好的具有超细晶粒的钢管及其制造方法。另外，本发明还有一个目的是，提供具有超细晶粒且加工性能良好的、抗拉强度在600MPa以上的高强度钢管及其制造方法。发明概述本发明人对可以以高的制管速度生产延展性良好的高强度钢管的钢管制造方法进行了深入的研究，结果发现，对特定成分的钢管在铁素体回复、再结晶温度区域内进行减径轧制，可以制造强度-延展性匀衡优良的高延展性、高强度钢管。首先，说明构成本发明基础的试验结果。将含有0.09wt％C-0.40wt％Si-0.80wt％Mn-0.04wt％Al的电焊钢管(φ42.7mmD×2.9mmt)加热到750-550℃范围内的各个温度，用拉力减径机以200m/分的轧制输出速度进行减径轧制，制成外径在φ33.2-15.0mm之间的各种制品管。轧制后，测定制品管的抗拉强度(TS)和延伸率(EL)，图1中示出延伸率-强度的关系(图中的标记●)。另外，标记○是表示各种尺寸的焊接的、未进行减径轧制的电焊钢管的延伸率-强度关系的例子。考虑到试片的尺寸效应，延伸率(E1)的值采用按E1=E1O×(-(aO/a))0.4]]>(式中，E1O实测延伸率，aO:292mm2,a试片断面积(mm2))求出的换算值。由图1可以看出，将原料钢管加热至750-550℃进行减径轧制时，与如焊接原样的电焊钢管的延伸率-强度的关系相比，在同一强度的条件下可以得到较高的延伸率。即，本发明人发现，将特定成分的原料钢管加热至750-400℃进行减径轧制，可以制造延展性-强度均衡优良的高强度钢管。另外，业已证实，用上述方法制造的钢管具有3μm以下的细小的铁素体晶粒。本发明人为了调查耐碰撞冲击性能，使应变速度大幅度变化达到2000s-1，求出抗拉强度(TS)与铁素体晶粒直径的关系。结果如图2所示，铁素体晶粒直径达到3μm以下时，TS显著增大，特别是在应变速度很大的碰撞冲击变形时TS显著增大。也就是说，具有细小的铁素体晶粒的钢管，不仅延展性-强度均衡良好，而且具有显著改善的耐碰撞冲击性能。另外，旨在获得具有超细晶粒的钢管的本发明，是具有与钢管纵向垂直的断面的铁素体的平均晶粒直径在1μm以下的超细晶粒的钢管的制造方法，其特征是，将外径ODi(mm)、与钢管纵向垂直的断面的铁素体平均晶粒直径为di(m)的原料钢管加热，进行平均轧制温度θm(℃)、合计缩径率Tred(％)的减径轧制，制成外径ODf(mm)的制品管，所述的减径轧制是在400℃以上至加热或均热温度以下的温度范围内进行，并且所述的平均晶粒直径di(μm)、平均轧制温度θm(℃)和合计缩径率Tred(％)的关系满足下列(1)式di≤(2.65-0.003×θm)×10{(0.008+θm/50000)×Tred}----(1)]]>式中，di原料钢管的平均晶粒直径(μm),θm平均轧制温度(℃)=(θi+θf)/2,θi轧制开始温度，θf轧制终止温度，Tred合计缩径率(％)=(ODi-ODf)×100/ODi,ODi原料钢管外径(mm)，ODf制品管外径(mm))。在本发明中，上述减径轧制优选的是在400-750℃温度范围内进行。另外，在本发明中上述原料钢管的加热或均热优选的是在Ac3相变点以下，另外，以原料钢管的Ac1相变点为基准，该原料钢管的加热或均热优选的是在(Ac1+50℃)以下的温度范围内，上述减径轧制最好是在润滑条件下的轧制。上述减径轧制最好是至少包括1个道次以上每1道次的缩径率在6％以上的轧制道次的轧制，另外，上述累计缩径率最好是在60％以上。另外，在本发明的具有平均晶粒直径1μm以下的超细晶粒的钢管及其制造方法中，所述的原料钢管是含有C:0.70％(重量)的钢管，优选的是，上述原料钢管是含有(重量％)C:0.005-0.30％、Si:0.01-3.0％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢管。另外，在本发明中，所述的钢管在上述成分的基础上还可以含有选自下列A-C组中的1组或2组以上中的1种以上A组Cu:1％以下、Ni:2％以下、Cr:2％以下、Mo:1％以下；B组Nb:0.1％以下、V:0.5％以下、Ti:0.2％以下、B:0.005％以下；C组REM；0.02％以下、Ca:0.01％以下。另外，本发明人还发现，在上述钢管的制造方法中，将原料钢管的成分进一步限定在适当的范围内，可以制造高强度、高韧性且耐应力腐蚀开裂性能良好的钢管，可以用来作为干线管道用钢管。以往，对于干线管道用钢管来说，为了提高耐应力腐蚀开裂性能，需要减少S等杂质或通过合金元素的调整进行硬度控制。但是，采用这种方法时，高强度化有一定限制，而且生产成本提高。通过将原料钢管的成分进一步限定在适宜的范围内并且在铁素体再结晶区域内进行减径轧制，可以实现微细铁素体和微细碳化物的分散，得到高的强度和高的韧性，同时可以进一步限制合金元素，减轻焊接硬化性，抑制裂纹的产生和扩展，提高耐应力腐蚀开裂性能。即，本发明通过对含有(重量％)C:0.005-0.10％、Si:0.01-0.5％、Mn:0.01-1.8％、Al:0.001-0.10％，此外还含有选自Cu:0.5％以下、Ni:0.5％以下、Cr:0.5％以下、Mo:0.5％以下中的1种或2种以上，或者还含有选自Nb:0.1％以下、V:0.1％以下、Ti:0.1％以下、B:0.004％以下中的1种或2种以上，或者还含有选自REM:0.02％以下、Ca:0.01％以下中的至少1种或2种，余量由Fe和不可避免的杂质构成的原料钢管，进行满足上述(1)式的减径轧制，可以制造延展性和耐碰撞冲击特性良好且耐应力腐蚀开裂性能优异的钢管。另外，本发明人还发现，在上述的钢管制造方法中，通过将原料钢管的成分进一步限定在适宜的范围内，可以制造高强度、高韧性和耐疲劳性能良好的钢管，从而可以用来作为高疲劳强度钢管。将成分限定在适宜的范围内的原料钢管在铁素体回复、再结晶区域内进行拉力减径，可以实现微细铁素体和微细析出物的分散，获得高的强度和高的韧性，同时还可以限制合金元素，减少焊接硬化性，抑制疲劳裂纹的产生和扩展，提高耐疲劳性能。即，本发明通过对含有(重量％)C:0.06-0.30％、Si:0.01-1.5％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成的原料钢管进行满足上述(1)式的减径轧制，可以制造延展性、耐碰撞冲击性能和耐疲劳性能良好的钢管。另外，还可以得到加工性能良好的高强度钢管，其特征是，具有含(重量％)C:0.30以上-0.70％、Si:0.01-2.0％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，并且组织由铁素体和面积百分率超过30％的铁素体以外的第2相构成，具有与钢管纵向垂直的断面的平均晶粒直径在2μm以下或者与钢管纵向垂直的断面的该铁素体的晶粒直径在1μm以下的超细晶粒。附图的简要说明图1是表示钢管的延伸率与抗拉强度的关系的曲线图。图2是表示拉伸应变速度对于钢管的抗拉强度与铁素体晶粒直径的关系的影响的曲线图。图3是表示本发明的一个实施例的钢管的金相组织的电子显微镜照片。图4是表示用于实施本发明的设备系列的一个例子的示意图。图5是表示用于实施本发明的与固相压焊钢管制造设备相连接的设备系列的一个例子的示意图。图6是表示影响本发明的一个实施例的制品管晶粒细化的合计缩径率与原料钢管的平均晶粒直径的关系的曲线图。图7是表示耐硫化物应力腐蚀开裂性能试验的试验片形状的示意图。符号说明1带钢2预热炉3成形加工装置4边缘预热用感应加热装置5边缘加热用感应加热装置6挤压辊7开管8原料钢管14开卷机15焊接装置16制品管17活套挑18切断机19钢管矫直装置20温度计21拉力减径装置22均热炉(焊缝冷却及管加热装置)23去除氧化皮的装置24急冷装置25再加热装置26冷却装置发明的优选实施方式在本发明中，使用钢管作为原料。对于原料钢管的制造方法没有特别的限制。可以使用采用高频电流、用电阻焊接法制成的电阻焊接钢管(电焊钢管)，将开管的两边缘部位加热到固相压焊温度区域、通过压焊制成的固相压焊钢管，锻接钢管，以及用曼内斯曼式穿孔轧制制成的无缝钢管。下面说明原料钢管及制品钢管的化学成分限定理由。C:0.70％以下C固溶于基体中或者形成碳化物析出，是增大钢的强度的元素，另外，形成硬质的第2相析出的微细的渗碳体、马氏体、贝氏体有助于提高延展性(均匀伸长)。为了确保所要求的强度，通过形成第2相析出的渗碳体等获得提高延展性的效果，C含量应在0.005％以上，优选的是0.04％以上。另外，C含量应在0.30％以下，优选的是0.10％以下。即，C的适宜含量范围是0.005-0.30％，优选的是0.04-0.30％。作为干线管道钢管使用时，为了提高耐应力腐蚀开裂性能，C含量应在0.10％以下。超过0.10％时，焊接部位硬化，致使耐应力腐蚀开裂性能恶化。作为高疲劳强度钢管使用时，为了提高耐疲劳性能，C含量应在0.06-0.30％。低于0.06％时，由于强度不足，致使耐疲劳性能恶化。为了确保抗拉强度达到600MPa以上的所要求的强度，C含量必须在0.30％以上，但其含量超过0.70％时，延展性恶化，因而将C含量限定在0.30以上-0.70％的范围。Si:0.01-3.0％Si被用来作为脱氧剂，它固溶于基体中，提高钢的强度。其含量在0.01％以上、特别是在0.1％以上时，可以体现出上述效果，超过3.0％时，延展性恶化。对于高强度钢管来说，基于延展性的考虑，将其含量上限定为2.0％。因此，Si的含量限定为0.01-3.0％或0.01-2.0％的范围，优选的是0.1-1.5％的范围。另外，作为干线管道用钢管使用时，为了提高耐应力腐蚀开裂性能，Si含量应在0.5％以下。其含量高于0.5％时，焊接部位硬化，致使耐应力腐蚀开裂性能劣化。再有，作为高疲劳强度钢管使用时，为了提高耐疲劳性，Si含量应在1.5％以下。超过1.5％时，会产生夹杂物，使耐疲劳性能恶化。Mn:0.01-2.0％Mn是提高钢的强度的元素，在本发明中可以促进作为第2相的渗碳体的微细析出，或者促进马氏体、贝氏体的析出，其含量低于0.01％时，不能确保获得所要求的强度，而且会阻碍渗碳体的微细析出或马氏体、贝氏体的析出，反之，高于2.0％时，强度过度增大，致使延展性恶化。因此，Mn的含量限定为0.01-2.0％的范围。从强度-延伸率均衡的角度考虑，Mn含量优选的是0.2-1.3％的范围，最好是0.6-1.3％的范围。另外，作为干线管道用钢管时，为了提高耐应力腐蚀开裂性能，Mn含量在1.8％以下为宜，高于1.8％时，焊接部位硬化，致使耐应力腐蚀开裂性能恶化。Al:0.001-0.10％Al具有细化晶粒的作用。为了使晶粒细化，其含量至少必须在0.001％以上，超过0.10％时，氧系夹杂物的数量增加，纯净度恶化。因此，Al的含量限定为0.001-0.10％的范围，优选的是0.015-0.06％。在上述原料钢管的基本成分的基础上，还可以添加选自下述A-C组的1组或2组以上中的每组中的1种或2种以上元素。A组Cu:1％以下、Ni:2％以下、Cr:2％以下、Mo:1％以下Cu、Ni、Cr和Mo都可以提高钢的淬透性，是提高强度的元素，可根据需要添加1种或2种。这些元素使相变点降低，具有细化铁素体晶粒或第2相的作用。但是，Cu添加过量时，热加工性恶化，因而将其上限定为1％。Ni可以增加强度并改善韧性，但添加超过2％时，其效果达到饱和，成本增大，不经济，因而将其上限定为2％。Cr或Mo添加过多时，焊接性和延展性恶化，而且成本提高，因而将它们的上限分别定为2％和1％。优选的是Cu:0.1-0.6％、Ni:0.1-1.0％、Cr:0.1-1.5％、Mo:0.05-0.5％。另外，作为干线管道用钢管时，为了提高耐应力腐蚀开裂性能，Cu、Ni、Cr和Mo中的任一种应限制在0.5％以下。添加量超过0.5％时，焊接部位硬化，致使耐应力腐蚀开裂性能劣化。B组Nb:0.1％以下、V:0.5％以下、Ti:0.2％以下、B:0.005％以下Nb、V、Ti和B形成碳化物、氮化物或碳氮化物析出，是有助于晶粒细化和提高强度的元素，特别是在具有被加热到高温的焊接部位的钢管中，有利于焊接时加热过程中的晶粒细化，在冷却过程中可以作为铁素体的析出核心，具有防止焊接部位硬化的作用，可根据需要添加1种或2种以上。但添加过多时，焊接性和韧性恶化，因而这些元素的上限分别为Nb:0.1％,V:0.5％、优选的是0.3％，Ti:0.2％、B:0.005％、优选的是0.004％。这些元素的优选范围是Nb:0.005-0.05％、V:0.05-0.1％、Ti:0.005-0.10％、B:0.0005-0.002％。另外，作为干线管道用钢管时，为了提高耐应力腐蚀开裂性能，Nb、V和Ti应分别限制在0.1％以下。Nb、V、Ti添加超过0.1％大量添加时，由于沉淀硬化，导致耐应力腐蚀开裂性能恶化。C组REM:0.02％以下、Ca:0.01％以下REM和Ca都具有调整夹杂物的形状、改善加工性能的作用，此外，它们形成硫化物、氧化物或硫酸化物析出，可以防止具有焊接部位的钢管的焊接部位硬化，根据需要可以添加1种以上。REM超过0.02％,Ca超过0.01％时，夹杂物过多，纯净度降低，因而延展性恶化。反之，REM低于0.004％，Ca低于0.001％时，上述作用较小，因而REM含量应在0.004％以上，Ca含量应在0.001％以上。在原料钢管和制品钢管中，除上述成分外，余量由Fe和不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，可以允许N:0.010％以下、O:0.006％以下、P:0.025％以下、S:0.020％以下。N:0.010％以下N，与Al结合使晶粒细化所必须的量最多可以允许0.010％，其含量高于该数值时，延展性恶化，因此应降低到0.010％以下，优选的是N:0.002-0.006％。O:0.006％以下O形成氧化物，使纯净度恶化，应尽可能减少，最多可以允许0.006％。P:0.025％以下P在晶界处偏析，使韧性恶化，因此应尽可能减少P的含量，最多可以允许0.025％。S:0.020％以下S的存在使硫化物增多，导致纯净度恶化，应尽可能减少，最多可以允许0.020％。下面说明制品钢管的组织。1)本发明的钢管，组织是由铁素体平均晶粒直径在3μm以下的铁素体为主的组织构成的、延展性和耐碰撞冲击性能良好的钢管。铁素体晶粒直径超过3μm时，不能显著改善延展性和对于应变速度大的冲击载荷的性能即耐碰撞冲击性能。优选的是，铁素体平均晶粒直径在1μm以下。本发明中的铁素体平均晶粒直径，是用奈塔尔硝酸乙醇腐蚀液腐蚀与钢管纵向垂直的断面，然后用光学显微镜或电子显微镜观察其组织，求出200个以上铁素体晶粒的当量圆直径，采用其平均值。本发明中所述的以铁素体为主的组织，包括未析出第2相的铁素体单相组织以及由铁素体和铁素体以外的第2相构成的组织。铁素体以外的第2相有马氏体、贝氏体和渗碳体，它们可以单独析出或复合析出。第2相的面积百分率为30％以下。析出的第2相有助于改善变形时的均匀伸长，提高钢管的延展性和耐碰撞冲击性能，这种作用在第2相的面积百分率超过30％时减小。2)本发明的高强度钢管的组织是由铁素体和面积百分率超过30％的铁素体以外的第2相构成，与钢管纵向垂直的断面的平均晶粒直径是2μm以下。铁素体以外的第2相有马氏体、贝氏体和渗碳体，它们可以单独析出，也可以复合析出。第2相的面积百分率超过30％。析出的第2相有助于改善强度和均匀伸长，提高钢管的强度和延展性，这种作用在第2相的面积百分率低于30％时减小。铁素体以外的第2相的面积百分率应在30％以上、60％以下。超过60％时，由于渗碳体粗大化而导致延展性恶化。平均晶粒直径超过2μm时，延展性没有明显改善，加工性能也没有明显的提高。优选的是，铁素体平均晶粒直径是1μm以下。本发明中的平均晶粒直径，是用奈塔尔硝酸乙醇腐蚀液腐蚀与钢管纵向垂直的断面，然后用光学显微镜或电子显微镜观察其组织，求出200个以上晶粒的当量圆直径，采用其平均值。另外，第2相的晶粒直径，在第2相是珠光体时，以珠光体团的边界作为晶界，在第2相是贝氏体、马氏体时，以束的边界作为晶界，测定其晶粒直径。图3中示出本发明钢管的组织的一个例子。下面说明本发明钢管的制造方法。将上述成分的原料钢管加热到Ac3-400℃，优选的是(Ac1+50℃)-400℃，最好是750-400℃的温度。加热温度超过Ac3相变点时，表面性状恶化，同时晶粒变得粗大。因此，原料钢管的加热温度应在Ac3相变点以下，优选的是(Ac1+50℃)以下，最好是750℃以下。加热温度低于400℃时，不能确保适宜的轧制温度，因此加热温度应当在400℃以上。随后，对被加热的原料钢管进行减径轧制。减径轧制最好是使用三辊方式的拉力减径机进行，但不限于此。拉力减径机最好是配置多台，连续地进行轧制。台架数可根据原料钢管的尺寸和制品钢管的尺寸适当确定。减径轧制的轧制温度应在铁素体的回复、再结晶温度区域的Ac3-400℃，优选的是(Ac1+50℃)-400℃，最好是750-400℃的范围。轧制温度超过Ac3相变点时，得不到超细晶粒，强度较低而且延展性没有提高。因此，轧制温度应在Ac3相变点以下，优选的是(Ac1+50℃)以下，最好是750℃以下。另一方面，轧制温度低于400℃时，由于蓝脆性而导致脆化，在轧制过程中材料有可能断裂。另外，轧制温度低于400℃时，材料的变形抗力增大，轧制难以进行，而且回复和再结晶不充分，加工应变容易残留下来。因此，减径轧制的轧制温度应在Ac3-400℃，优选的是(Ac1+50℃)-400℃，最好是750-400℃的范围。最理想的范围是600-700℃。减径轧制的累计缩径率为20％以上。累计缩径率(=(原料钢管外径-制品钢管外径)/(原料钢管外径)×100％)低于20％时，由回复和再结晶引起的晶粒细化不充分，不能形成富有延展性的钢管，此外制管速度缓慢，生产效率低下。因此，在本发明中将累计缩径率规定为20％以上。另外，累计缩径率在60％以上时，由于加工硬化而引起强度增大，而且组织的细化变得十分显著，即使是在上述成分范围内合金元素添加量偏低的低成分系钢管，也能得到强度和延展性均衡优良、强度/延展性俱佳的钢管。因此，累计缩径率最好是在60％以上。在减径轧制过程中，最好是至少包含有1道每1道次的缩径率在6％以上的轧制道次。减径轧制的每1道次的缩径率小于6％时，由回复和再结晶引起的晶粒细化不充分。反之，大于6％时，由于加工发热引起温度上升，可以防止轧制温度降低。每1道次的缩径率最好是在8％以上，这样可以获得更大的晶粒细化效果。本发明中的钢管的减径轧制是双轴应力状态的轧制加工，可以获得显著的晶粒细化效果。与此相对，钢板的轧制除在轧制方向外在板宽方向(与轧制方向垂直)也存在自由端，是单轴应力状态的轧制加工，因而晶粒细化作用十分有限。另外，在本发明中，减径轧制最好是在润滑条件下进行轧制。在润滑条件下进行减径轧制(润滑轧制)时，厚度方向上的应变分布均匀，晶粒直径的分布在厚度方向上的均一的。在无润滑轧制时，由于剪切作用使得应变集中在材料的表面层，容易导致厚度方向上的晶粒不均一。润滑轧制可以使用通常公知的矿物油或在矿物油中混合合成酯的冷轧润滑油进行，冷轧润滑油没有特别的限制。减径轧制加工后，将钢材冷却到室温，冷却方法可以采用空冷，不过为了尽可能抑制晶粒长大，最好是采用水冷或者喷雾冷却、强制空冷等通常公知的冷却方法。冷却速度在1℃/秒以上，优选的是10℃/秒以上。另外，根据制品所要求达到的性能，也可以采用在冷却过程中分段冷却的方法。另外，在本发明中，为了使制品钢管的晶粒直径稳定地达到1μm以下，对于高强度钢管来说稳定达到2μm以下。最好是对原料钢管进行下面所述的减径轧制。将外径ODi(mm)、与钢管纵向垂直的断面的铁素体平均晶粒直径di(μm)、在高强度钢管的场合包括第2相的平均晶粒直径di(μm)的原料钢管加热或均热，进行平均轧制温度θm(℃)、合计缩径率Tred(％)的减径轧制，制成外径ODf(mm)的制品管。减径轧制的方法最好是采用被称为减径机的多个孔型轧机进行减径轧制。图4中示出用于实施本发明的设备系列的一个例子。图4中示意地表示具有孔型辊的多台拉力减径装置21。轧机的台数可根据原料钢管直径和制品管直径的组合适当确定。孔型辊可以使用通常公知的2辊、3辊或4辊中的任一种。减径轧制的加热或均热方法没有特别的限制，优选的是采用加热炉或者采用感应加热。其中，感应加热方式的加热速度快，从生产效率和抑制晶粒长大的角度考虑，优选采用感应加热方式(图4中例示感应加热方式的再加热装置25)。加热或均热温度应在晶粒不会变得粗大的温度范围即Ac3相变点以下，或者在以所述原料钢管的Ac1相变点为基准的(Ac1+50℃)以下，最好是600-700℃。当然，在本发明中，原料钢管的加热或均热温度超过上述温度的场合，制品管的晶粒直径也能细化。通过在该轧制区域中的轧制，在原料钢管组织中的第2相为珠光体的场合，珠光体中的片状渗碳体碎裂、细化，从而可以确保制品钢管的延伸率特性，提高加工性能。另外，原料钢管组织中的第2相为贝氏体的场合，经过加工的贝氏体再结晶，形成微细的贝氏体铁素体组织，从而可以确保制品钢管的延伸率特性，改善加工性能。减径轧制的轧制温度应在400℃以上加热或均热温度以下，优选的是750℃以下的温度范围。在高于Ac3相变点、或高于(Ac1+50℃)、或高于750℃的高温下，转变成含有大量奥氏体的铁素体+奥氏体两相组织或奥氏体单相组织，加工后难以形成铁素体组织或以铁素体为主的组织，通过铁素体加工而产生的晶粒细化效果减小。另外，轧制温度高于750℃时，再结晶后的铁素体晶粒显著长大，难以形成细小的晶粒。轧制温度低于400℃时，处于蓝脆性区域，难以轧制或者再结晶不充分，容易残留加工应变，延展性和韧性低下。因此，减径轧制的轧制温度应在400℃以上、Ac3相变点以下或者(Ac1+50℃)以下、最好是750℃以下的温度范围。优选的温度范围是560-720℃，最好是600-700℃。减径轧制应在上述轧制温度范围内进行，并且，原料钢管的与钢管纵向垂直的断面的铁素体平均晶粒直径di(μm)、减径轧制的平均轧制温度θm(℃)和合计缩径率Tred(％)的关系满足(1)式。di、θm和Tred的关系不满足(1)式时，制品管的铁素体的平均晶粒直径(与钢管纵向垂直的断面)不能达到1μm以下，高强度钢管的平均晶粒直径(与钢管纵向垂直的断面)同样也不能达到2μm以下。图6中示出用连续设置22台4辊轧机的拉力减径装置，以200米/分的轧制输出速度、在平均轧制温度550℃、700℃下将JISSTKM13A标准的原料钢管(ODi=60.3mm、壁厚3.5mm)轧制成各种直径的制品管时，对制品管的晶粒直径产生影响的合计缩径率与原料钢管的平均晶粒直径的关系。在满足(1)式的斜线区域内，制品管的晶粒直径达到1μm以下。减径轧制后，最好是将制品管16冷却到300℃以下。冷却方法可以采用空冷，不过，为了尽可能抑制晶粒长大，最好是采用急冷装置24进行水冷，或者采用喷雾冷却、强制空冷等通常公知的冷却方法。冷却速度在1℃/秒以上，优选的是10℃/秒以上。另外，在本发明中，也可以在拉力减径装置21的进料一侧或者在拉力减径装置21的途中设置冷却装置26，进行温度调节。还可以在拉力减径装置21的进料一侧设置去除氧化皮的装置23。在本发明中作为原料的原料钢管可以是无缝钢管、电焊钢管、锻接钢管或固相压焊钢管等。另外，本发明的超细晶粒钢管的制造工序可以接在上述原料钢管生产线后连续地进行。图5中示出与固相压焊钢管生产线连续进行的一个例子。从开卷机14放出的带钢1，通过焊接装置15与先行的带钢连接，通过活套挑17在预热炉2中预热，然后利用由成形辊组构成的成形加工装置3制成开管7，用边缘预热用感应加热装置4和边缘加热用感应加热装置5将开管7的边缘部位加热至熔点以下的温度区，用挤压辊6对焊，制成原料钢管8。然后按上面所述，在均热炉22中将原料钢管8在一定的温度下加热或均热，然后用去除氧化皮装置23除去氧化皮，用拉力减径装置21减径轧制，用切断机切断，再用钢管矫直装置19矫直，制成制品管16。用温度计20测定钢管的温度。另外，如上所述，上述减径轧制最好是在润滑条件下的轧制。采用上述制造方法，可以得到具有以铁素体为主的组织并且具有与钢管纵向垂直的断面的铁素体平均晶粒直径在1μm以下的超细晶粒的钢管。另外，采用上述制造方法，还具有所得电焊钢管、锻接钢管、固相压焊钢管等的接缝部位的硬度均一的效果。另外，不需要进行中间退火就可以得到具有由铁素体和面积百分率在30％以上的铁素体以外的第2相构成的组织、并且具有与钢管纵向垂直的断面的平均晶粒直径在2μm以下的超细晶粒的高强度钢管。实施例1用感应加热线圈将具有表1所示化学成分的原料钢管加热至表2所示的温度，然后用3辊结构的拉力减径机按表2所示的轧制条件制成制品管。表2中所示的固相压焊钢管使用按下述方法制成的钢管，即将2.6mm厚的热轧带钢预热到600℃，然后用多个成形辊连续成形，得到开管，接着，利用感应加热将开管的两边缘部位预热至1000℃，再用感应加热将两边缘部位加热至未熔化温度区的1450℃，用挤压辊对接固相压焊，形成φ42.7mm×2.6mm厚的钢管。另外，无缝钢管使用将连铸坯加热，用曼内斯曼芯棒方式的轧机制管得到的无缝钢管。调查这些制品管的抗拉性能、碰撞冲击性能和组织，结果示于表2中。拉伸性能的测定使用JIS11号试片。至于屈服应力，在可以明确观察到屈服现象的场合采用下屈服点的数值，除此之外采用0.2％PS。另外，考虑到试片的尺寸效应，延伸率的值采用按E1=E1O×(-(aO/a)0.4]]>(式中，E1O实测延伸率，aO:292mm2,a试片断面积(mm2))求出的换算值。碰撞冲击性能是，进行应变速度2000s-1的高速拉伸试验，由所得到的应力-应变曲线求出应变量30％以下的吸收能，将其作为碰撞冲击吸收能进行评价。另外，碰撞冲击性能是用汽车实际碰撞时的应变速度1000-2000s-1下的材料变形能来代表，该能量越大，碰撞冲击性能越好。由表2可以看出，本发明范围的本发明例(№1-16、№19-22)得到延展性和强度均衡优良的钢管。不但在高应变速度下的抗拉强度高，而且碰撞冲击吸收能也很高。反之，本发明范围以外的比较例№17、№18和№23，不是延展性低就是强度低，强度-延展性的均衡较差，耐碰撞冲击性也很差。比较例№17和№18的缩径率在本发明的范围以外，铁素体晶粒粗大，强度/延展性的均衡恶化，耐碰撞冲击吸收能低下。实施例2用感应加热线圈将具有表3所示化学成分的原料钢管加热至表4所示的温度，然后用3辊结构的拉力减径机按表4所示的轧制条件制成制品管。原料钢管的制造方法与实施例1相同。与实施例1同样调查这些制品管的抗拉性能、碰撞冲击性能和组织，结果示于表4中。由表4可以看出，本发明范围的本发明例(№2-1～№2-3、№2-6～№2-8、№2-10～№2-14)得到延展性和强度均衡优良的钢管。不仅在高应变速度下的抗拉强度高，耐碰撞冲击吸收能也高。反之，本发明范围以外的比较例№2-4、№2-5和№2-9，不是延展性低就是强度低，强度-延展性的平衡较差，耐碰撞冲击性也很差。采用本发明，可以实现以往所没有的延展性-强度均衡提高，得到耐碰撞冲击性能良好的钢管，另外，本发明的钢管的二次加工性能例如液压成形等凸肚加工性也很好，是适合于凸肚加工的钢管。本发明的钢管中，焊接钢管(电焊钢管)或经过焊缝冷却的固相压焊钢管，经过减径轧制使硬化的焊缝部位与母管部分具有同等的硬度，从而显著地改善了凸肚加工性能。实施例3用感应加热线圈将具有表5所示化学成分的原料钢管加热至表6所示的温度，然后用3辊结构的拉力减径按表6所示的轧制条件加工成制品管。本实施例中的原料钢管使用通过控制轧制、控制冷却制造的热轧钢板制成的φ110mm×4.5mm厚的钢管。调查这些制品管的抗拉性能、碰撞冲击性能、组织和耐硫化物应力腐蚀开裂性能，结果示于表6中。与实施例1同样，拉伸性能的测定采用JIS11号试片。另外，考虑到试片的尺寸效应，延伸率的值采用按E1=E1O×(-(aO/a))0.4]]>(式中，E1O实测延伸率，aO:292mm2,a试片断面积(mm2))求出的换算值。另外，与实施例1同样，碰撞冲击性能是，进行应变速度2000s-1的高速拉伸试验，由所得到的应力-应变曲线求出应变量30％以下的吸收能，将其作为碰撞冲击吸收能进行评价。另外，碰撞冲击性能是用汽车实际碰撞时的应变速度1000-2000s-1下的材料变形能来代表，该能量越大，碰撞冲击性能越好。此外，耐硫化物应力腐蚀开裂性能是使用图7中所示的C环状试片，在NACE浴(0.5％醋酸+5％食盐水、H2S饱和、温度25℃、1个大气压)中施加相当于屈服强度的120％的拉伸应力，在200小时的试验周期内调查有无断裂，进行评价。C环状试片是从制品管母材的T方向(圆周方向)上切取的。每个试验在同一条件下各进行2根试片。由表6可以看出，本发明范围的本发明例(№3-1～№3-3、№3-5～№3-8、№3-10、№3-12)得到延展性和强度均衡优良的钢管。不但在高应变速度下的抗拉强度高，碰撞冲击吸收能也高。另外，耐硫化物应力腐蚀开裂性能也很好，作为干线管道用钢管具有优异的性能。另一方面，本发明范围以外的比较例№3-4、№3-9和№3-11，不是延展性低就是强度低，强度-延展性的平衡恶化，耐碰撞冲击性也很差，在NACE浴中的试验过程中发生断裂，耐硫化物应力腐蚀开裂性能恶化。比较例№3-4的缩径率在本发明的范围以外，铁素体晶粒粗大，强度/延展性平衡恶化，耐碰撞冲击吸收能低下，耐硫化物应力腐蚀开裂性能劣化。比较例№3-9和№3-11的减径轧制的轧制温度在本发明的范围以外，铁素体晶粒粗大，强度/延展性平衡恶化，耐碰撞冲击吸收能低下，耐硫化物应力腐蚀开裂性能劣化。实施例4用感应加热线圈将具有表7所示化学成分的原料钢管加热到表8所示的温度，然后用3辊结构的拉力减径机按表8所示的轧制条件加工成制品管。本实施例中的原料钢管使用按下述两种方法制成的钢管，即用多个成形辊将热轧带钢成形为开管，接着利用感应加热将开管的两边缘部位焊接，得到φ110mm×2.0mm厚的电焊钢管；以及将连铸坯加热，用曼内斯曼芯棒方式的轧机制成的φ110mm×3.0mm厚的无缝钢管。调查这些制品管的抗拉性能、碰撞冲击性能、组织和耐疲劳性能，结果示于表8中。拉伸性能和碰撞冲击性能与实施例1同样进行。疲劳性能采用取自制品管上的实管试片，在大气中进行悬臂式交变疲劳试验(交变速度20Hz)，求出疲劳强度。由表8可以看出，本发明范围的本发明例(№4-1、№4-3、№4-6～№4-9)得到延展性和强度均衡优良的钢管。不但在高应变速度下的抗拉强度高，碰撞冲击吸收能也高。另外，耐疲劳性也很好，作为高疲劳强度钢管具有优异的性能。反之，本发明范围以外的比较例№4-2、№4-4和№4-5的疲劳强度低下。比较例№4-2没有进行减径轧制，比较例№4-5的缩径率在本发明的范围以外，比较例№4-4的减径轧制的轧制温度在本发明的范围以外，这些比较例的铁素体晶粒粗大，强度/延展性平衡恶化，耐碰撞冲击吸收能低下，耐疲劳性劣化。实施例5将具有表9所示化学成分的原料钢A1热轧成4.5mm厚的带钢。利用图5所示的设备系列，将该带钢1在预热炉2中预热至600℃，然后用由多个成形辊组构成的成形加工装置3连续成形，制成开管7。接着，用边缘预热用感应加热装置4将开管7的两边缘部位预热至1000℃，再用边缘加热用感应加热装置5将两边缘部位加热至1450℃，用挤压辊6对接固相压焊，得到φ88.0mm×4.5mm厚的原料钢管8。随后，用焊缝冷却及管加热装置22将原料钢管加热至表10中所示的加热、均热温度，然后用设置有多个3辊结构的拉力减径机的拉力减径装置21将其加工成规定的外径尺寸的制品管。所使用的轧机台数，在制品管的外径为φ60.3mm的场合是6台，在制品管外径为φ42.7mm的场合是16台。另外，№5-2的制品管在减径轧制时使用了在矿物油中混合合成酯而形成的冷轧润滑油进行润滑轧制。减径轧制后将制品管空冷。调查这些制品管的晶粒直径、拉伸性能和冲击性能，结果示于表10中。晶粒直径是以5000倍的放大倍数对与钢管纵向垂直的断面(C断面)分别观察5个视野以上，测定铁素体的平均晶粒直径。拉伸性能的测定使用JIS11号试片。另外，考虑到试片的尺寸效应，延伸率(E1)的值采用按E1=E1O×(-(aO/a))0.4]]>(式中，E1O实测延伸率，aO:100mm2,a试片断面积(mm2))求出的换算值。冲击性能(韧性)是对实管进行夏氏冲击试验，使用-150℃温度下的C断面的延性断面比率进行评价。实管夏氏冲击试验是在与实管纵向垂直开一个2mm的V型缺口，然后进行冲击破坏，求出韧性断口率。由表10可以看出，本发明范围的本发明例(№5-2、№5-4～№5-7、№5-9～№5-11、№5-13)的铁素体都是平均晶粒直径1μm的细晶粒，延伸率和韧性都很高，是强度和韧性、延展性均衡优良的钢管。另外，进行了润滑轧制的№5-2，壁厚方向上的晶粒不均一较少。与此相比，本发明范围以外的比较例(№5-1、№5-3、№5-8、№5-12)的晶粒粗大化，延展性和韧性恶化。此外，本发明范围的制品管的组织是铁素体+珠光体、铁素体+渗碳体、或者铁素体+贝氏体。实施例6用转炉熔炼具有表9所示化学成分的钢B1，再用连续优铸造法铸成钢坯。加热该钢坯，用曼内斯曼芯棒方式的轧机制管，得到φ110.0mm×6.0mm厚的无缝钢管。用感应加热线圈将这些无缝钢管再加热至表11所示的温度，用3辊结构的拉力减径机制成表11所示外径的制品管。所使用的轧机的台数，在制品管的外径为φ60.3mm的场合是18台，在外径为φ42.7mm的场合是20台，在外径为φ31.8mm的场合是24台，在外径为φ25.4mm的场合是28台。调查为这些制品管的特性，结果示于表11中。所述制品管的特性即组织、晶粒直径、拉伸性能和韧性与实施例5同样进行调查。由表11可以看出，本发明范围的本发明例(№6-1、№6-3、№6-6、№6-7和№6-9)，铁素体的平均晶粒直径是1μm以下，延伸率和韧性都很高，是强度和韧性、延展性均衡优良的钢管。与此相对，本发明范围以外的比较例(№6-2、№6-4、№6-5和№6-8)的铁素体晶粒粗大，延展性和韧性恶化。另外，本发明范围的制品管的组织是铁素体+珠光体、铁素体+渗碳体或铁素体+贝氏体。实施例7用感应加热线圈将具有表12所示化学成分的原料钢管加热至表13所示的温度，然后用3辊结构的拉力减径机按表13所示的轧制条件制成制品管。所使用的轧机的台数，在原料钢管为无缝钢管的场合是24台，在原料钢管是固相压焊管和电焊管的场合是16台。表13中所示的固相压焊钢管是使用按下述方法制成的钢管，即，将2.3mm厚的热轧带钢预热到600℃，然后用多个成形辊连续成形，制成开管，接着用感应加热将开管的两边缘部位预热至1000℃，再用感应加热将两边缘部位加热至熔点以下的1450℃，用挤压辊对接固相压焊，得到规定外径的钢管。另外，所述的无缝钢管使用将连铸坯加热，用曼内斯曼芯棒方式的轧机加工成的φ110.0×4.5mm厚的无缝钢管。调查这些制品管的特性，结果示于表13中。所述制品管的特性即组织、晶粒直径、拉伸性能和韧性与实施例1同样进行调查。由表13可以看出，本发明范围的本发明例，铁素体的平均晶粒直径是1μm以下，延伸率和韧性都很高，是强度和韧性、延展性均衡优良的钢管。另外，本发明范围的制品管的组织是铁素体+珠光体、铁素体+珠光体+贝氏体、铁素体+渗碳体、铁素体+马氏体。实施例8将具有表14所示化学成分的原料钢热轧成4.5mm厚的带钢。利用图5所示的设备系列，将该带钢1在预热炉2中预热至600℃，然后用由多个成形辊组构成的成形加工装置3连续成形，制成开管7。接着，用边缘预热用感应加热装置4将开管7的两边缘部位预热至1000℃，再用边缘加热用感应加热装置5将两边缘部位加热至1450℃，用挤压辊6对接固相压焊，得到φ110mm×T4.5mm原料钢管8。随后，用焊缝冷却及管加热装置22将原料钢管加热至表15中所示的加热、均热温度，然后用设置有多个3辊结构的拉力减径机的拉力减径装置21将其加工成规定的外径尺寸的制品管。所使用的轧机台数，在制品管的外径为φ60.3mm的场合是6台，在制品管外径为φ42.7mm的场合是16台。另外，№1-2的制品管在减径轧制时使用了在矿物油中混合合成酯而形成的冷轧润滑油进行润滑轧制。减径轧制后将制品管空冷。调查这些制品管的晶粒直径和拉伸性能，结果示于表15中。晶粒直径是以5000倍的放大倍数对与钢管纵向垂直的断面(C断面)分别观察5个视野以上，测定铁素体和第2相的平均晶粒直径。拉伸性能的测定使用JIS11号试片。另外，考虑到试片的尺寸效应，延伸率(E1)采用按E1=E1O×(-(aO/a))0.4]]>(式中，E1O实测延伸率，aO:100mm2,a试片断面积(mm2))求出的换算值。由表15可以看出，本发明范围的本发明例(№1-2、№1-4～№1-7、№1-10)的平均晶粒直径都是2μm的细晶粒，延伸率和韧性都很高，抗拉强度在600MPa以上，是强度和韧性、延展性均衡优良的钢管。另外，进行了润滑轧制的№1-2，壁厚方向上的晶粒不均一较少。与此相比，本发明范围以外的比较例(№1-1、№1-3、№1-8、№1-9)的晶粒粗大化，延展性恶化。另外，本发明范围的制品管的组织是具有铁素体和作为第2相的面积百分率在30％以上的渗碳体的组织。实施例9用感应加热线圈将具有表16所示化学成分的原料钢管再加热至表17所示的温度，然后用3辊结构的拉力减径机制成表17所示外径的制品管。所使用的轧机的台数是16台。调查这些制品管的特性，结果示于表17中。所述制品管的特性即组织、晶粒直径和拉伸性能与实施例8同样进行调查。由表17可以看出，本发明范围的本发明例(№2-1～№2-6)，铁素体的平均晶粒直径是2μm以下，抗拉强度在600MPa以上，延伸率也很高，是强度和延展性均衡优良的钢管。与此相对，本发明范围以外的比较例(№2-7和№2-8)的晶粒粗大，强度低下，没有得到所要求的抗拉强度。另外，本发明范围的制品管的组织是具有铁素体和作为第2相的面积百分率超过30％的珠光体、渗碳体、贝氏体或马氏体的组织。采用本发明，可以得到以往所没有的延展性-强度均衡提高的高强度钢管，另外，本发明钢管的二次加工性能例如液压成形等凸肚加工很好，是适合于凸肚加工的钢管。本发明的钢管中，在焊接钢管或经过焊缝冷却的固相压焊钢管中，硬化焊缝部位经减径轧制后具有与母管部分同等的硬度，凸肚加工性显著得到改善。表1表2表2-1<9A固相压焊管42.7650615585223211033.2541397552491.511C本发明例10A固相压焊管42.7650620580227011033.2537367512421.5.11C本发明例</table></tables>表2表2-2注)*:C渗碳体、B贝氏体、M马氏体、P珠光体**未减径轧制表3表4注)*:C渗碳体、B贝氏体、M马氏体、P珠光体**未减径轧制表5<p>表6注)*:C渗碳体、B贝氏体、M马氏体**未减径轧制***:0.2％PS****未破断○、破断×表7表8<注)*:C渗碳体、B贝氏体、M马氏体**未减径轧制***0.2％PS****疲劳循环次数可达106次循环的负荷应力表9<p>表10<>*:F铁素体、P珠光体、(包括伪珠光体)C渗碳体、B贝氏体表11*F铁素体、P珠光体(包括伪珠光体)C渗碳体、B贝氏体表12表13*:F铁素体、P珠光体(包括伪珠光体)C渗碳体、B贝氏体、M马氏体表14<p>表15*:F铁素体、P珠光体(包括伪珠光体)C渗碳体、B贝氏体、M马氏体。表16表17*:F铁素体、P珠光体(包括伪珠光体)C渗碳体、B贝氏体、M马氏体:0.2％屈服强度产业上的应用采用本发明，可以制造延展性和耐碰撞冲击性能良好的高强度钢管，生产率高，制造容易，扩大了钢管的用途，在产业上具有重要的意义。另外，采用本发明，耐应力腐蚀开裂性能良好的高强度、高韧性的管道用钢管以及耐疲劳性能良好的高强度、高延展性钢管的合金元素含量可以减少，降低制造成本。另外，采用本发明，可以容易地制造具有1μm以下的超细晶粒、高强度且韧性和延展性良好的钢材，扩大了钢材的用途。此外，不需要进行中间退火就可以容易地制造具有2μm以下的超细晶粒、抗拉强度在600MPa以上的高强度且韧性和延展性良好的钢材。权利要求1．钢管的制造方法，其特征是，该方法包括将外径ODi(mm)、与钢管纵向垂直的断面的铁素体平均晶粒直径为di(μm)的原料钢管加热或均热，进行平均轧制温度θm(℃)、合计缩径率Tred(％)的减径轧制，制成外径ODf(mm)的制品管，所述的减径轧制是在400℃以上、加热或均热温度以下的温度范围内进行，并且所述的平均晶粒直径di(μm)、所述平均轧制温度θm(℃)及所述合计缩径率Tred(％)的关系满足下列(1)式di≤(2.65-0.003×θm)×10((0.008+θm/50000)×Tred)----(1)]]>式中，di原料钢管的平均晶粒直径(μm)θm平均轧制温度(℃)=(θi+θf)/2θi轧制开始温度(℃)θf轧制终止温度(℃)Tred合计缩径率(％)=(ODi-ODf)×100/ODiODi原料钢管外径(mm)ODf制品管外径(mm)。2．权利要求1所述的钢管的制造方法，其特征是，该钢管具有减径轧制后的与钢管纵向垂直的断面的铁素体平均晶粒直径为1μm以下的超细晶粒。3．权利要求1所述的钢管的制造方法，其特征是，减径轧制后的组织由铁素体或者铁素体和面积百分率为30％以下的铁素体以外的第2相构成，该钢管具有与钢管纵向垂直的断面的该铁素体晶粒直径为3μm以下的超细晶粒。4．权利要求1所述的钢管的制造方法，其特征是，减径轧制后的组织由铁素体或者铁素体和面积百分率为30％以下的铁素体以外的第2相构成，该钢管具有与钢管纵向垂直的断面的该铁素体晶粒直径是1μm以下的超细晶粒。5．权利要求1所述的钢管的制造方法，其特征是，减径轧制后的组织由铁素体和面积百分率超过30％的铁素体以外的第2相构成，该钢管具有与钢管纵向垂直的断面的平均晶粒直径是2μm以下的超细晶粒。6．权利要求1所述的钢管的制造方法，其特征是，减径轧制后的组织由铁素体和面积百分率超过30％的铁素体以外的第2相构成，该钢管具有与钢管纵向垂直的断面的该铁素体的晶粒直径是1μm以下的超细晶粒。7．权利要求1-6中任一项所述的钢管的制造方法，其特征是，减径轧制是在Ac3相变点～400℃的温度范围内进行。8．权利要求1-6中任一项所述的钢管的制造方法，其特征是，减径轧制之前将原料钢管加热至Ac3相变点～400℃的温度，然后在Ac3相变点～400℃的减径轧制温度下进行减径轧制。9．权利要求1-6中任一项所述的钢管的制造方法，其特征是，减径轧制之前将原料钢管加热至400～750℃的温度，然后在400～750℃的减径轧制温度下进行减径轧制。10．权利要求1-6中任一项所述的钢管的制造方法，其特征是，所述的减径轧制是在润滑条件下进行轧制。11．权利要求1-6中任一项所述的钢管的制造方法，其特征是，所述的减径轧制包括至少1道次以上的每1道次的缩径率为6％以上的轧制道次。12．权利要求1-6中任一项所述的钢管的制造方法，其特征是，所述减径轧制的累计缩径率是60％以上。13．权利要求1-6中任一项所述的钢管的制造方法，其特征是，使用含有(重量％)C:0.005-0.30％、Si:0.01-3.0％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成的原料钢管进行减径轧制。14．权利要求1-6中任一项所述的钢管的制造方法，其特征是，使用含有(重量％)C:0.005-0.30％、Si:0.01-3.0％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，此外还含有选自Cu:0.5％以下、Ni:0.5％以下、Cr:0.5％以下、Mo:0.5％以下中的1种或2种以上，或者还含有选自Nb:0.1％以下、V:0.1％以下、Ti:0.1％以下、B:0.004％以下中的1种或2种以上，或者还含有选自REM:0.02％以下、Ca:0.01％以下中的1种或2种，余量由Fe和不可避免的杂质构成的原料钢管，进行减径轧制。15．权利要求1-6中任一项所述的钢管的制造方法，其特征是，使用含有(重量％)C:0.30％以上-0.70％、Si:0.01-2.0％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成的原料钢管，进行减径轧制。16．权利要求1-6中任一项所述的钢管的制造方法，其特征是，使用含有(重量％)C:0.30％以上-0.70％、Si:0.01-2.0％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，此外还含有选自Cu:0.5％以下、Ni:0.5％以下、Cr:0.5％以下、Mo:0.5％以下中的1种或2种以上，或者还含有选自Nb:0.1％以下、V:0.1％以下、Ti:0.1％以下、B:0.004％以下中的1种或2种以上，或者还含有选自REM:0.02％以下、Ca:0.01％以下中的1种或2种，余量由Fe和不可避免的杂质构成的原料钢管进行减径轧制。17．超细晶粒钢管，其特征是，将外径ODi(mm)、与钢管纵向垂直的断面的铁素体平均晶粒直径为di(μm)的原料钢管加热或均热，进行平均轧制温度θm(℃)、合计缩径率Tred(％)的减径轧制，制成外径ODf(mm)的制品管，其中，所述的减径轧制是在400℃以上、加热或均热温度以下的温度范围内进行，并且所述的平均晶粒直径di(μm)、所述平均轧制温度θm(℃)及所述合计缩径率Tred(％)的关系满足下列(1)式di≤(2.65-0.003×θm)×10{(0.008+θm/50000)×Tred}----(1)]]>式中，di原料钢管的平均晶粒直径(μm)θm平均轧制温度(℃)=(θi+θf)/2θi轧制开始温度(℃)θf轧制终止温度(℃)Tred合计缩径率(％)=(ODi-ODf)×100/ODiODi原料钢管外径(mm)ODf制品管外径(mm)该钢管含有(重量％)C:0.005-0.30％、Si:0.01-3.0％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。18．权利要求17所述的超细晶粒钢管，其特征是，所述钢管含有(重量％)C:0.005％-0.10％、Si:0.01-0.5％、Mn:0.01-1.8％、Al:0.001-0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。19．权利要求17所述的超细晶粒钢管，其特征是，所述钢管含有(重量％)C:0.06％-0.30％、Si:0.01-1.5％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。20．权利要求17-19中任一项所述的超细晶粒钢管，其特征是，其含有减径轧制后的与钢管纵向垂直的断面的铁素体平均晶粒直径为1μm以下的超细晶粒。21．权利要求17-19中任一项所述的超细晶粒钢管，其特征是，减径轧制后的组织由铁素体或者铁素体和面积百分率为30％以下的铁素体以外的第2相构成，该钢管含有与钢管纵向垂直的断面的该铁素体晶粒直径为3μm以下的超细晶粒。22．权利要求17-19中任一项所述的超细晶粒钢管，其特征是，减径轧制后的组织由铁素体或者铁素体和面积百分率为30％以下的铁素体以外的第2相构成，该钢管含有与钢管纵向垂直的断面的该铁素体晶粒直径是1μm以下的超细晶粒。23．权利要求17-19中任一项所述的超细晶粒钢管，其特征是，减径轧制后的组织由铁素体和面积百分率超过30％的铁素体以外的第2相构成，该钢管含有与钢管纵向垂直的断面的平均晶粒直径是2μm以下的超细晶粒。24．权利要求17-19中任一项所述的超细晶粒钢管，其特征是，减径轧制后的组织由铁素体和面积百分率超过30％的铁素体以外的第2相构成，该钢管含有与钢管纵向垂直的断面的该铁素体的晶粒直径是1μm以下的超细晶粒。25．加工性能良好的高强度钢管，其特征是，其含有(重量％)C:0.30％以上-0.70％、Si:0.01-2.0％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且组织由铁素体和面积百分率超过30％的铁素体以外的第2相构成，与钢管纵向垂直的断面平均晶粒直径是2μm以下。26．权利要求25所述的高强度钢管，其特征是，使用含有(重量％)C:0.30％以上-0.70％、Si:0.01-2.0％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，此外还含有选自Cu:0.5％以下、Ni:0.5％以下、Cr:0.5％以下、Mo:0.5％以下中的1种或2种以上，或者还含有选自Nb:0.1％以下、V:0.1％以下、Ti:0.1％以下、B:0.004％以下中的1种或2种以上，或者还含有选自REM:0.02％以下、Ca:0.01％以下中的1种或2种，余量由Fe和不可避免的杂质构成的原料钢管进行减径轧制。27．加工性能良好的高强度钢管，其特征是，其是通过上述(1)式的减径轧制制造的，所述钢管含有(重量％)C:0.30％以上-0.70％、Si:0.01-2.0％、Mn:0.01-2.0％、Al:0.001-0.10％，或者，还含有选自Cu:0.5％以下、Ni:0.5％以下、Cr:0.5％以下、Mo:0.5％以下中的1种或2种以上，或者还含有选自Nb:0.1％以下、V:0.1％以下、Ti:0.1％以下、B:0.004％以下中的1种或2种以上，或者还含有选自REM:0.02％以下、Ca:0.01％以下中的1种或2种，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且组织由铁素体和面积百分率超过30％的铁素体以外的第2相构成，与钢管纵向垂直的断面平均晶粒直径是2μm以下。28．权利要求25-27中任一项所述的超细晶粒钢管，其特征是，减径轧制后的组织由铁素体和面积百分率超过30％的铁素体以外的第2相构成，该钢管具有与钢管纵向垂直的断面的该铁素体的晶粒直径是1μm以下的超细晶粒。全文摘要本发明提供了包含超细铁素体晶粒,韧性和延展性良好、延展性－强度均衡良好并且耐碰撞冲击性良好的钢管及其制造方法。将C、Si、Mn和Al限定在适宜的范围内、必要时添加Cu、Ni、Cr和/或Mo或者Nb、Ti、V和/或B等的、铁素体平均晶粒直径di(μm)的原料钢管加热至Ac3相变点温度以下,在400－Ac3相变点的温度范围内进行平均轧制温度θm(℃)、合计缩径率Tred(%)的减径轧制,并且di、θm和Tred的关系满足规定的关系式,从而可以制成具有超细晶粒的钢管。文档编号C21D8/10GK1237213SQ98801216公开日1999年12月1日申请日期1998年6月24日优先权日1997年6月26日发明者丰冈高明,依藤章,西森正德,板谷元晶,桥本裕二,冈部能知,金山太郎,森田正彦,松冈才二,田中伸树,古君修,比良隆明申请人:川崎制铁株式会社