一种贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法和贝氏体型高强度无缝钢管的制作方法
【专利摘要】本发明公开了一种贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其包括步骤：冶炼，制造管坯，加热，穿孔，连轧，张力减径或定径以得到荒管，冷却；所述冷却步骤为：控制开冷温度至少为钢种的Ar3温度+20℃；控制终冷温度在T1和T2之间，其中T1＝519－423C－30.4Mn，T2＝780－270C－90Mn，T1和T2的单位均为℃，式中的C、Mn分别表示钢种中C元素和Mn元素的质量分数,C元素含量为0.06?0.2％，Mn元素含量为1?2.5％；控制冷却速度为15?80℃/s；冷却步骤后直接得到贝氏体型高强度无缝钢管成品。采用该方法制得贝氏体型高强度无缝钢管，不需要添加贵合金元素，不需要后续热处理，因此生产成本低。
【专利说明】
一种贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法和贝氏体型高强度 无缝钢管
技术领域
[0001] 本发明涉及一种钢管及其制造方法，尤其涉及一种无缝钢管及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 无缝钢管由于产品形态和制造方法的限制，长期以来仅能依靠添加合金元素和乳 制后的离线热处理来提升产品性能，以油井管为例，555MPa(80Ksi)以上级别的钢管需要依 靠添加较多合金元素(如N80-1)或离线热处理(如N80-Q和P110)方可生产，明显增加了制造 成本。
[0003] 目前热乳钢管通常的生产工艺为乳制后在冷床上进行空冷，随后再根据需求重新 加热，进行离线的热处理(正火、调质等），这不仅造成了钢管乳后余热的浪费（通常乳后钢 管温度在900°C以上），同时也基本无法对乳态基体组织进行调控，无法通过控制基体组织 的方法来提升性能。此外，在冷却不良时容易形成粗大晶粒、混晶乃至魏氏组织等不良基体 组织，这些问题在离线热处理时会有部分遗传现象，难以得到完全解决。
[0004] 公开号为CN103740896A，【公开日】为2014年4月23日，名称为"钢管在线淬火方法"的 中国专利文献公开了 一种钢管的在线淬火方法，包括如下步骤:1)将经过乳制、定径的970-980°C高温钢管直接转至淬火槽;2)旋转高温钢管，沿高温钢管延伸方向向高温钢管内壁喷 水，内壁喷水速度为6500-7000立方米/小时，沿高温钢管外壁切线且与钢管旋转相反的方 向向高温钢管外壁喷水，外壁喷水速度为4500-5000立方米/小时，喷水总时间为10-12分 钟，使高温钢管在10-12秒内被淹没；3)高温钢管降温至250-260 °C时，将淬火槽内的水排 出，完成淬火，得到淬火钢管。该技术方案主要目的是提供一种利用余热对钢管进行淬火的 工艺方法，对于在线淬火对钢管性能的影响及控制方面没有提及，且其淬火目的是以得到 马氏体为主的基体组织，因此在线淬火后还需要增加回火工序。
[0005] 公开号为CN101016599,【公开日】为2007年8月15日，名称为"低碳当量微合金钢管及 其在线常化工艺"的中国专利文献公开了一种低碳当量微合金钢管，按重量％其钢种成分 为：C:0.10~0.14、Si :0.15~0.35、Mn:1.30~1.50、P:<0.015、S :<0.005、NK0.25、Mo: 彡0.08、Cu:彡0.20、厶1:0.020~0.050、￥:0.05~0.10、他：0.02~0.06、11 :彡0.04，其余为 Fe。还提供一种生产上述低碳当量微合金钢管的在线常化工艺，其工艺包括以下步骤:钢的 冶炼;管的成型；管的加工。本技术方案其主要原理是采用在线常化工艺替代离线正火工 艺，利用将500~550°C的荒管在线升温到920°C完成正火的方式，以实现余热利用。其目标 钢级是X52级别，低于本发明产品，同时根据其技术特点，最终基体组织为铁素体和珠光体， 也与本发明最终基体组织为贝氏体不符。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的之一在于提供一种贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其通过在 线控冷的方法，实现对相变的控制，从而在不添加贵合金元素、不需要后续离线热处理的情 况下，得到一种具备高的强韧性（屈服强度彡555MPa，0°C全尺寸冲击功>50J)的贝氏体型无 缝钢管，从而实现高性能无缝钢管产品的低成本生产的需求。
[0007] 为达到上述发明目的，发明人对贝氏体型钢管的制造工艺进行研究，发现钢管在 热变形后，由于形变对相变的诱导效应，进行在线快速冷却后，可获得更为细小的基体组 织，从而取得更佳的强度和韧性;并且通过控制冷却工艺中的包括开冷温度、冷却速度、终 冷温度的参数，可以有效调节钢管基体组织和最终性能。
[0008] 本发明是基于上述认识而完成的。为了实现上述目的，本发明提出了一种贝氏体 型高强度无缝钢管的制造方法，其包括步骤:冶炼，制造管坯，加热，穿孔，连乳，张力减径或 定径以得到荒管，冷却;所述冷却步骤为：
[0009] 控制开冷温度彡钢种的Ar3温度+20°C;控制终冷温度在T1和T2之间，其中Tl = 519 - 423C-30·4Μη，Τ2 = 780 - 270C-90Μη，Τ1 和 Τ2 的单位均为。C，式中的C、Mn 分别表示钢 种中C元素和Μη元素的质量百分比，C元素含量为0.06-0.2%，Mn元素含量为1-2.5% ;控制 冷却速度为15-80°C/S;冷却步骤后直接得到贝氏体型高强度无缝钢管成品。
[0010] 本发明所述的一种贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法中，冶炼的钢水可以直接 浇注成圆管坯，也可以是先浇注后再将其铸坯锻造或乳制成管坯。
[0011] 为了获得足够的强度，保证尽可能完全的贝氏体相变，开冷温度应该保持在钢种 的Ar3温度(奥氏体冷却相变温度)+20°C以上，钢种的Ar3温度对于本领域内技术人员是已 知的或可以由现有技术条件获得，包括查阅手册或是用热模拟实验测得。
[0012] 为获得足够的强度和韧性，需要保证足够完全的贝氏体相变和晶粒组织的尽可能 细化，冷却速度的提高有利于贝氏体相变，并且也有利于增加奥氏体过冷度，提高形核数 量，细化贝氏体基体组织，因而需要控制冷却速度来提升变形奥氏体的过冷度。根据本发明 技术方案，从开冷温度到终冷温度的平均冷却速度需要多15°C/s，同时由于钢管圆形截面 的应力集中问题，需要将平均冷却速度控制在80°C/s以下，以防止钢管开裂;终冷温度过 低，会产生马氏体基体组织以影响韧性，而终冷温度过高则会无法得到需要的贝氏体基体 组织，因此本技术方案研究提出，终冷温度控制在T1~T2之间，可获得需要的贝氏体基体组 织和性能。其中 1'1 = 519 - 423(： - 30.4]\111，了2 = 780 - 270(： - 90111;1'1和了2的单位均为°(：，式 中的C、Mn分别表示钢种中C元素和Μη元素的质量百分比，也就是说，如果C元素含量控制在 0.06 %，该式中代入的值则为0.06，而不是0.0006( 即0.06 % )。
[0013] 进一步地，所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，在所述冷却步骤采用水 冷的方式。
[0014] 更进一步地，所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，在所述冷却步骤中，向 荒管外壁喷水以进行冷却。
[0015] 进一步地，所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，在所述冷却步骤中，将荒 管置于水槽中进行冷却。
[0016] 在本发明所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法中，可以根据生产线要求， 冷却方式可以是水冷方式，包括可以向荒管外壁喷水以进行冷却，也可以是将荒管置于水 槽中进行冷却。
[0017] 进一步地，所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法在所述加热步骤，将管坯 加热到 1150-1300°c，保温l-4h。
[0018] 在本发明所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法中，根据不同热乳机组的条 件，通常加热温度不低于1150°C以保证管坯足够的变形能力，同时加热温度也不超过1300 °C以防止管坯过烧。
[0019] 更进一步地，在本发明所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法中，制得的所 述贝氏体型高强度无缝钢管的化学元素质量百分含量为：
[0020] C:0.06~0.2%，Si:0.1~0.6%，Mn:l~2.5%，Al:0.01~0.1%，S<0.005%，P< 0.02%，0<0.01 % ;余量为Fe和其他不可避免的杂质。
[0021] 所述贝氏体型高强度无缝钢管中的各化学元素的主要设计原理为：
[0022] C: C是保证强度及淬透性的重要元素，根据本发明研究，C含量小于0.06 %时，钢管 强度难以保证，并且C含量低难以避免先共析铁素体的析出，影响钢管韧性。由于在线冷却 材料受变形应力及相变应力的双重影响，较离线热处理更容易出现裂纹，试验表明，C控制 在0.2%以下可以明显减少淬火裂纹的产生；因此，本发明所述的贝氏体型高强度无缝钢管 的C含量控制在0.06~0.2 %。
[0023] Si : Si是钢中由脱氧剂而带入的元素，其含量超过0.6 %时，会显著增加钢的冷脆 倾向，因此应限制Si含量在0.6%以下，此外为了保证脱氧效果，需要保持Si在0.1 %以上； 因此，本发明所述的贝氏体型高强度无缝钢管的Si含量控制在0.1~0.6%。
[0024] Μη:Μη具有扩大奥氏体相区，增加淬透性，细化晶粒等有益效果，但Μη在凝固时易 发生偏析，造成最终产品中的明显带状基体组织，带状基体组织与基体间的硬度、析出相有 明显差异，会影响钢管的韧性。因此需要限制Μη含量在2.5%以下，此外为了保证钢冷却后 的基体组织均匀性和淬透性，需要保持Μη在1 %以上；因此，本发明所述的贝氏体型高强度 无缝钢管的Μη含量控制在1~2.5 %。
[0025] Α1是钢脱氧所必须的元素，但Α1含量超过0.1 %后，对浇铸过程等有不利影响，因 此需要限制Α1含量在0.1 %以下，以0.05%以下为更佳。
[0026] S:S是钢中的有害元素，其存在对于钢的热加工性、韧性等都有不利影响。因此，本 发明所述的贝氏体型高强度无缝钢管的S的含量需要限制在0.005%以下。
[0027] P:P是钢中的有害元素，其存在对于钢的耐腐蚀性、韧性等都有不利影响。因此，本 发明所述的贝氏体型高强度无缝钢管的P的含量需要限制在0.02%以下。
[0028] 0:0是降低韧性的元素，为保证产品具备足够的韧性。因此，本发明所述的贝氏体 型高强度无缝钢管的〇的含量在0.01%以下。
[0029]更进一步地，在制得的贝氏体型高强度无缝钢管中，C元素和Μη元素的质量百分比 满足 C+Mn/6彡0.38。
[0030] 本发明主要原理是利用冷却路径控制来得到贝氏体组织，从而获得足够的强韧 性，但钢中的合金元素若低于一定程度，一方面固溶强化效果有限，另一方面得到的贝氏体 组织其强度也会降低，导致难以获得555MPa以上的高强度。根据本发明研究，主要合金元素 C、Mn需要满足C+Mn/6彡0.38。
[0031] 采用本发明所述的制造方法制得的贝氏体型高强度无缝钢管的屈服强度> 555MPa，0 °C全尺寸冲击功> 50 J。
[0032] 本发明的另一目的在于提供一种贝氏体型高强度无缝钢管，该无缝钢管采用本发 明所述的制造方法制得，其在不添加贵合金元素的情况下，具有屈服强度多555MPa的高强 度以及〇°C全尺寸冲击功>50J的高韧性。
【具体实施方式】
[0033] 下面将结合具体的实施例对本发明所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法 及采用该方法制得的贝氏体型高强度无缝钢管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。
[0034] 实施例A1-A8和对比例B1-B7
[0035] 上述实施例和对比例中的贝氏体型高强度无缝钢管采用以下步骤制得：
[0036] (1)冶炼，控制钢种成分如表1所示(需要说明的是，该冶炼步骤的钢种成分与贝氏 体型高强度无缝钢管成品的成分是一样的）；
[0037] (2)制造管坯:将钢水直接浇铸成圆管坯;或者浇铸后再将铸坯锻造或乳制成圆管 坯；
[0038] (3)加热：将圆管坯加热到1150-1300°C，保温1 _4h;
[0039] (4)穿孔；
[0040] (5)连乳；
[0041] (6)张力减径或定径制成荒管；
[0042] (7)冷却：控制开冷温度至少为钢种的Ar3温度+20 °C;控制终冷温度在T1和T2之 间，其中 Tl = 519 -423C%-30.4Mn%，T2 = 780 -270C%-90Mn%，T1 和 T2 的单位均为。C， 式中的C、Mn分别表示钢种中C元素和Μη元素的质量分数，C元素含量为0.06-0.2%，Mn元素 含量为1-2.5%;控制冷却速度为15-80°C/ S;冷却步骤后直接得到贝氏体型高强度无缝钢 管成品（各实施例和对比例的具体工艺数据参见表2)。
[0043] 表1列出了实施例A1-A8和对比例B1-B7的化学元素的质量百分配比。
[0044] 表1. (wt%，余量为Fe和除了0、P和S之外的其他杂质元素）
[0045]
[0046] 由表1可以看出，对比例B1的P、S含量高出本发明优选的范围；对比例B2的C含量高 出本发明的优选范围;对比例B3的C+Mn/6的数值不符合本发明优选的范围。
[0047]表2列出了实施例A1-A8以及对比例B1-B7的制造方法的具体参数。
[0048] 表 2
[0049]
[0050]
[0051] 由表2可以进一步看出，对比例Μ的开冷温度低于本发明限定的范围，对比例B5的 冷却速度低于本发明限定的范围，对比例Β6的终冷温度高于本发明限定的范围，对比例Β7 的终冷温度低于了本发明限定的范围。
[0052]表3是实施例Α1-Α8和对比例Β1-Β7的无缝钢管放置在冷床上进行空冷至室温所测 得的力学性能参数。
[0053] 表 3
[0054]
[0055]
[0056] 上表3中，?生酡测试铦呆米目t卜还测试：
[0057] (1)强度测试:将制成的无缝钢管加工成API弧形试样，按API标准检验后取平均数 得出，得到屈服强度。
[0058] (2)冲击韧性测试:将制成的无缝钢管加工成10*10*55尺寸、V型缺口的标准冲击 试样，在0°C下检验得出。
[0059] 由表3可知，实施例A1-A8的无缝钢管屈服强度都高于550MPa，0°C全尺寸冲击功都 高于50J，优于对比例B1-B7的相应性能，具有高强度、高韧性的显著优点，可用于油气开采， 机械结构等领域，并在该领域下满足相应的力学性能指标，同时充分利用无缝钢管制造时 的余热，制造工艺流程方便，基本不添加合金元素，成本可控制在较低的范围内。
[0060] 由表3还可知，对比例B1的P和S杂质元素超出优化范围降低了无缝钢管的冲击韧 性;对比例B2的C含量过高使得无缝钢管在冷却时变形应力及相变应力的双重影响，容易出 现裂纹，降低冲击韧性;B3的C+Mn/6<0.38影响淬透性，变形量不足，影响形变诱导相变效 果，降低屈服强度;对比例Μ的开冷温度不足导致基体组织内产生先共析铁素体，降低了屈 服强度;对比例Β5的冷却速度过低导致了基体组织内马氏体比例不足，降低了屈服强度;对 比例Β6的终冷温度过高导致无法得到需要的贝氏体，降低了屈服强度;对比例Β7的终冷温 度过低导致产生过多马氏体，降低了冲击韧性。
[0061] 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。
【主权项】
1. 一种贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其包括步骤：冶炼，制造管坯，加热，穿 孔，连乳，张力减径或定径以得到荒管，冷却;其特征在于，所述冷却步骤为： 控制开冷温度彡钢种的Ar3温度+20°C ;控制终冷温度在T1和T2之间，其中Tl = 519 - 423C - 30.4Μη，Τ2 = 780 - 270C-90Μη，Τ1和Τ2的单位均为。C，式中的C、Mn分别表示钢种中C 元素和Mn元素的质量百分比，其中C元素含量为0.06-0.2%，Mn元素含量为1-2.5%;控制冷 却速度为15-80°C/ S;冷却步骤后直接得到贝氏体型高强度无缝钢管成品。2. 如权利要求1所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其特征在于，所述冷却步 骤采用水冷的方式。3. 如权利要求2所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其特征在于，在所述冷却 步骤中，向荒管外壁喷水以进行冷却。4. 如权利要求2所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其特征在于，在所述冷却 步骤中，将荒管置于水槽中进行冷却。5. 如权利要求1所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其特征在于，在所述加热 步骤，将管坯加热到1150-1300°C，保温I-4h。6. 如权利要求1所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其特征在于，采用该制造 方法制得的贝氏体型高强度无缝钢管的屈服强度>555MPa，0°C全尺寸冲击功>50J。7. 如权利要求1-6中任意一项所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其特征在 于，C元素和Mn元素的质量分数满足C+Mn/6彡0.38。8. 如权利要求1-6中任意一项所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其特征在 于，制得的贝氏体型高强度无缝钢管的化学元素质量百分含量为： C:0.06~0.2%，Si:0.1~0.6%，Mn:l~2.5%，Al:0.01~0.1%，S<0.005%，P< 0.02%，0<0.01 % ;余量为Fe和其他不可避免的杂质。9. 如权利要求8所述的贝氏体型高强度无缝钢管的制造方法，其特征在于，C元素和Mn 元素的质量百分比满足C+Mn/6彡0.38。10. -种贝氏体型高强度无缝钢管，其采用如权利要求1-9中任意一项所述的制造方法 制得。
【文档编号】C22C38/02GK105907937SQ201610265674
【公开日】2016年8月31日
【申请日】2016年4月26日
【发明人】张忠铧, 刘耀恒, 王笑波
【申请人】宝山钢铁股份有限公司