一种相变诱发塑性钢无缝管的生产方法
阅读：296发布：2020-05-12
专利汇可以提供一种相变诱发塑性钢无缝管的生产方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 属于 钢 管的制备领域，具体涉及一种 相变 诱发塑性钢 无缝管 的生产方法。将 冶炼 后的 铸锭 经锻棒、 车削 、加热、穿孔和冷拔后得到无缝冷拔钢管，将无缝冷拔钢管放入 电阻 炉中于780~850℃进行临界区等温 退火 180~1200s，退火完成后迅速投入盐浴炉中于380~470℃进行 贝氏体 区等温淬火120~1800s，即得到相变诱发塑性钢无缝管。本发明的技术方案利用普通低 碳 钢的化学成分生产出具有良好综合 力 学性能的相变诱发塑性钢无缝管，其 屈服强度 最高达580MPa， 抗拉强度 最高达763MPa，强塑积最高为22029MPa·%，在工业生产中较易实现，工艺相对稳定，成本相对较低，适合不同化学成分和不同尺寸的相变诱发塑性钢无缝管的生产。，下面是一种相变诱发塑性钢无缝管的生产方法专利的具体信息内容。
1.一种相变诱发塑性钢无缝管的生产方法，其特征在于按照以下步骤进行：
将冶炼后的铸锭锻造成棒材，棒材经过车削除去外表面褶皱和缺陷形成管坯，将管坯加热并保温，然后进行穿孔，穿孔后将管坯冷却至室温，再对管坯进行3-7道次冷拔，得到无缝冷拔钢管，将无缝冷拔钢管放入电阻炉中于780~850℃的温度下进行临界区等温退火180~1200s，退火完成后投入盐浴炉中于380~470℃的温度下进行贝氏体区等温淬火
120~1800s，获得相变诱发塑性钢无缝管。
2.根据权利要求1所述的一种相变诱发塑性钢无缝管的生产方法，其特征在于所述的相变诱发塑性钢无缝管的化学成分按质量百分比为：C：0.1~0.4%，Mn：0.5~2.0%， Si：
0.1~2.0%，Nb≤1.0%，Ti≤1.0%，Al≤0.4%，P+S≤0.01%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质，其微观组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和少量马氏体组成。
3.根据权利要求1所述的一种相变诱发塑性钢无缝管的生产方法，其特征在于将车削后得到的管坯加热到1150~1250℃，保温2h。
4.根据权利要求1所述的一种相变诱发塑性钢无缝管的生产方法，其特征在于得到的无缝冷拔钢管满足尺寸外径在12~100mm之间，壁厚≤20mm。
5.根据权利要求1所述的一种相变诱发塑性钢无缝管的生产方法，其特征在于所述的盐浴炉中的熔盐介质按质量百分比为50%NaNO3+50%KNO3。
一种相变诱发塑性钢无缝管的生产方法
技术领域
背景技术
[0002] 为了满足环境保护的需求，汽车轻量化已经成为一个被广泛研究的重要课题，其中作为汽车主要用材的钢铁材料，则需要在保证高强度和成形性的前提下，尽量减小部件的厚度.于是一些学者开发出了相变诱发塑性钢，并且应用于实际生产中.目前相变诱发塑性钢板应用于汽车轻量化生产中的技术已日趋成熟，但是若要进一步进行轻量化生产，则要通过使用空心部件代替实心部件的方法来实现，随着管材内高压生产技术的成熟，该方法是可行的，而实现该方法需要有高强度的空心件作为实现载体。
[0003] 管材内高压成形，对管材的成形性有较高的要求，而应用于汽车上的部件对于强度也有很高的要求，所以应用于该工艺的管材应兼顾高强度和高塑性两项技术指标。目前，普通无缝钢管主要是通过穿孔和轧制来生产，轧制后的无缝钢管直接空冷至室温，其组织主要为铁素体+珠光体，但由于普通碳素钢无缝管存在强度与塑性的矛盾，在内高压成形领域的应用一直受到限制。
[0004] 目前无缝钢管的生产中，热处理大多是应用淬火加回火的传统工艺.这样的工艺优点是应用比较成熟，但是所得产品在达到汽车部件所要求强度时，不具有良好的成形性，所以在内高压成形过程中，加工的难度较大，并且成品率低。目前内高压加工领域使用较为成熟的材料仍然以低强度钢管、钛管、铝管以及镁管等为主.很多学者使用这些材料制备了T型三通管、Y型三通管、方管、波纹管等具有复杂截面形状的零件，但是缺点是这些材料的强度普遍不高。后来，一些学者开始用不锈钢作为内高压加工的材料进行了实验，也得到了不错的结果，但是不锈钢的成本较高，仍不能完全满足生产的要求。
发明内容
[0005] 针对现有技术存在的问题，本发明提供一种相变诱发塑性钢无缝管的生产方法，目的是通过对经过一系列生产工艺加工成的低合金钢无缝冷拔钢管进行临界区退火和贝氏体区等温淬火的两阶段热处理，生出产具有良好成形性能的相变诱发塑性钢无缝管，满足内高压成形对管材强度和塑性的双重要求。
[0007] 本发明中相变诱发塑性钢的化学成分除含有C、Si和Mn外，还有少量的合金元素Nb和Ti，具体成分按质量百分比为：C：0.1~0.4%，Mn：0.5~2.0%， Si：0.1~2.0%，Nb ≤ 1.0%，Ti ≤ 1.0%，Al ≤ 0.4%，P+S≤0.01%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
[0008] 实现本发明的技术方案按照以下步骤进行：冶炼-锻棒-车削-加热-穿孔-冷拔-两阶段热处理-成品；
将冶炼后的铸锭锻造成棒材，棒材经过车削除去外表面褶皱和缺陷形成管坯，将管坯加热到1150～1250℃，保温2小时，然后进行穿孔，穿孔后将管坯冷却至室温，再对管坯进行3-7道次冷拔，成为满足尺寸外径在12~100mm之间，壁厚≤20mm的无缝冷拔钢管，将无缝冷拔钢管放入电阻炉中于780-850℃的温度下进行临界区等温退火，退火时间范围为
180s到1200s，退火完成后投入含有质量分数50%NaNO3+50%KNO3作为熔盐介质的盐浴炉中于380-470℃的温度下进行贝氏体区等温淬火，等温时间范围为120s到1800s，即可得到相变诱发塑性钢无缝管。
将冶炼后的铸锭锻造成棒材，棒材经过车削除去外表面褶皱和缺陷形成管坯，将管坯加热到1150～1250℃，保温2小时，然后进行穿孔，穿孔后将管坯冷却至室温，再对管坯进行3-7道次冷拔，成为满足尺寸外径在12~100mm之间，壁厚≤20mm的无缝冷拔钢管，将无缝冷拔钢管放入电阻炉中于780-850℃的温度下进行临界区等温退火，退火时间范围为
180s到1200s，退火完成后投入含有质量分数50%NaNO3+50%KNO3作为熔盐介质的盐浴炉中于380-470℃的温度下进行贝氏体区等温淬火，等温时间范围为120s到1800s，即可得到相变诱发塑性钢无缝管。
[0009] 与现有技术相比，本发明的特点和有益效果是：本发明是采用两阶段热处理的方法获得相变诱发塑性钢组织，两阶段热处理包括临界区退火和贝氏体区等温淬火，其中临界区退火在普通电阻炉中实现，贝氏体区等温淬火在盐浴炉中实现；
本发明中的两阶段热处理工艺参数中临界区退火温度和时间以及贝氏体区等温淬火温度和时间的确定是关键技术特征之一；相变诱发塑性钢无缝管的临界区退火温度确定在Ac1和Ac3之间，临界退火温度和等温时间应尽量满足退火后钢管组织中铁素体与奥氏体的含量比为1:1；贝氏体区等温淬火的目的是为了获得含量尽可能高和稳定性较好的残余奥氏体，在贝氏体较高的温度区进行等温淬火能获得更大的相变动力，以减少最终组织中贝氏体含量；而在贝氏体较低的温度区进行等温淬火，相变动力相对较小，容易导致最终相变不完全，但是过高的等温温度可能会导致渗碳体的沉淀，使亚稳定残余奥氏体中碳含量减少，亚稳定的残余奥氏体可能会在随后的冷却中转变成马氏体，因此，在选择贝氏体区等温温度时，将贝氏体区等温淬火温度取在马氏体开始转变温度以上10℃左右；同样，贝氏体区等温淬火时间的选择也非常重要，因为它直接影响到残余奥氏体的含量及稳定性，进而影响到相变诱发塑性钢无缝管最终的微观组织和力学性能。如果贝氏体区等温淬火时间过短，没有足够的碳富集到亚稳定的残余奥氏体内，在随后的冷却过程中，含碳量较少的残余奥氏体晶粒会转变成马氏体，从而导致残余奥氏体含量减少，稳定性较差，最终会恶化TRIP钢无缝管的综合力学性能；然而，过长的等温时间会导致残余奥氏体中含有过饱和的碳，这样会导致碳化物的形成，同样会减小最终组织中残余奥氏体的体积分数；综上所述，本发明技术方案的临界区退火温度范围选定为780℃到850℃，退火时间范围为180s到
1200s；贝氏体区等温淬火温度范围为380℃到470℃，等温时间范围为120s到1800s；
本发明的技术方案在工业生产中较易实现，工艺相对稳定，成本相对较低；
本发明是利用普通低碳钢的化学成分生产出具有良好综合力学性能的相变诱
发塑性钢无缝管，其屈服强度最高达580MPa，抗拉强度最高达763MPa，强塑积最高为
22029MPa·%；
本发明的技术方案适合不同化学成分、不同尺寸的相变诱发塑性钢无缝管的生产；
本发明的技术方案通过调整热处理工艺参数，可以控制相变诱发塑性钢无缝管的微观组织中的各相比例，进而得到不同力学性能的相变诱发塑性钢无缝管。
附图说明
本发明中的两阶段热处理工艺参数中临界区退火温度和时间以及贝氏体区等温淬火温度和时间的确定是关键技术特征之一；相变诱发塑性钢无缝管的临界区退火温度确定在Ac1和Ac3之间，临界退火温度和等温时间应尽量满足退火后钢管组织中铁素体与奥氏体的含量比为1:1；贝氏体区等温淬火的目的是为了获得含量尽可能高和稳定性较好的残余奥氏体，在贝氏体较高的温度区进行等温淬火能获得更大的相变动力，以减少最终组织中贝氏体含量；而在贝氏体较低的温度区进行等温淬火，相变动力相对较小，容易导致最终相变不完全，但是过高的等温温度可能会导致渗碳体的沉淀，使亚稳定残余奥氏体中碳含量减少，亚稳定的残余奥氏体可能会在随后的冷却中转变成马氏体，因此，在选择贝氏体区等温温度时，将贝氏体区等温淬火温度取在马氏体开始转变温度以上10℃左右；同样，贝氏体区等温淬火时间的选择也非常重要，因为它直接影响到残余奥氏体的含量及稳定性，进而影响到相变诱发塑性钢无缝管最终的微观组织和力学性能。如果贝氏体区等温淬火时间过短，没有足够的碳富集到亚稳定的残余奥氏体内，在随后的冷却过程中，含碳量较少的残余奥氏体晶粒会转变成马氏体，从而导致残余奥氏体含量减少，稳定性较差，最终会恶化TRIP钢无缝管的综合力学性能；然而，过长的等温时间会导致残余奥氏体中含有过饱和的碳，这样会导致碳化物的形成，同样会减小最终组织中残余奥氏体的体积分数；综上所述，本发明技术方案的临界区退火温度范围选定为780℃到850℃，退火时间范围为180s到
1200s；贝氏体区等温淬火温度范围为380℃到470℃，等温时间范围为120s到1800s；
本发明的技术方案在工业生产中较易实现，工艺相对稳定，成本相对较低；
本发明是利用普通低碳钢的化学成分生产出具有良好综合力学性能的相变诱
发塑性钢无缝管，其屈服强度最高达580MPa，抗拉强度最高达763MPa，强塑积最高为
22029MPa·%；
本发明的技术方案适合不同化学成分、不同尺寸的相变诱发塑性钢无缝管的生产；
本发明的技术方案通过调整热处理工艺参数，可以控制相变诱发塑性钢无缝管的微观组织中的各相比例，进而得到不同力学性能的相变诱发塑性钢无缝管。
附图说明
[0010] 图1为本发明的两阶段热处理工艺示意图；图2为本发明的相变诱发塑性钢无缝管的工艺流程框图；
图3为本发明实施例1得到的相变诱发塑性钢无缝管的透射电镜组织图；
其中：（a）：铁素体间的残余奥氏体的形貌 （b）：残余奥氏体的暗场衍射花样 （c）：贝氏体铁素体间的残余奥氏体形貌 （d）：马氏体间的薄膜状残余奥氏体形貌
F：铁素体； BF: 贝氏体； RA：残余奥氏体; M：马氏体；
图4为本发明实施例2得到的相变诱发塑性钢无缝管的透射电镜组织图；
其中：（a）：铁素体间的残余奥氏体的形貌 （b）：残余奥氏体的暗场衍射花样 （c）：贝氏体铁素体间的残余奥氏体形貌 （d）：马氏体间的薄膜状残余奥氏体形貌
F：铁素体； BF: 贝氏体； RA：残余奥氏体; M：马氏体；
图5为本发明实施例3采用三种热处理工艺得到的相变诱发塑性钢无缝管的微观组织金相图；
图6为本发明实施例4采用四种热处理工艺得到的相变诱发塑性钢无缝管的微观组织金相图。
图3为本发明实施例1得到的相变诱发塑性钢无缝管的透射电镜组织图；
其中：（a）：铁素体间的残余奥氏体的形貌 （b）：残余奥氏体的暗场衍射花样 （c）：贝氏体铁素体间的残余奥氏体形貌 （d）：马氏体间的薄膜状残余奥氏体形貌
F：铁素体； BF: 贝氏体； RA：残余奥氏体; M：马氏体；
图4为本发明实施例2得到的相变诱发塑性钢无缝管的透射电镜组织图；
其中：（a）：铁素体间的残余奥氏体的形貌 （b）：残余奥氏体的暗场衍射花样 （c）：贝氏体铁素体间的残余奥氏体形貌 （d）：马氏体间的薄膜状残余奥氏体形貌
F：铁素体； BF: 贝氏体； RA：残余奥氏体; M：马氏体；
图5为本发明实施例3采用三种热处理工艺得到的相变诱发塑性钢无缝管的微观组织金相图；
图6为本发明实施例4采用四种热处理工艺得到的相变诱发塑性钢无缝管的微观组织金相图。
具体实施方式
[0011] 实施例1本实施例中所选用的相变诱发塑性钢的化学成分按质量百分比为：C：0.16%，Mn：
1.45%， Si：1.31%，Nb：0.028%， Al：0.04%，P:0.005%，S：0.005%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
1.45%， Si：1.31%，Nb：0.028%， Al：0.04%，P:0.005%，S：0.005%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
[0012] 将冶炼后的铸锭锻造成棒材，棒材经过车削除去外表面褶皱和缺陷形成管坯，将管坯加热到1150℃，保温2小时，然后进行穿孔，穿孔后将管坯冷却至室温，然后对管坯进行4道次冷拔，成为外径43mm，壁厚1.3mm的无缝冷拔钢管，将无缝冷拔钢管放入电阻炉中于800℃的温度下进行临界区等温退火600s，退火完成后投入含有质量分数50%NaNO3+50%KNO3作为熔盐介质的盐浴炉中于410℃的温度下进行贝氏体区等温淬火
240s，获得相变诱发塑性钢无缝管，经测定，其屈服强度为317MPa，抗拉强度为690MPa，断后延展率为28.5%，残余奥氏体含量为6.91%，强塑积为19665MPa·%。
240s，获得相变诱发塑性钢无缝管，经测定，其屈服强度为317MPa，抗拉强度为690MPa，断后延展率为28.5%，残余奥氏体含量为6.91%，强塑积为19665MPa·%。
[0013] 对得到的相变诱发塑性钢无缝管进行透射电镜扫描，得到如图3所示的透射电镜组织图，从图3可以看出，钢管的微观组织主要由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和少量马氏体组成，残余奥氏体的存在能通过其衍射花样（图3(b)）确定，残余奥氏体主要分布在铁素体的晶界（图3(a)），或者与马氏体混合分布于多边形贝氏体铁素体的内部（图3(c)），以及板条条状贝氏体铁素体之间（图3(d)），而铁素体的形态除多边形铁素体之外，还有分布于贝氏体内部的多边形铁素体以及板条状贝氏体铁素体。马氏体则总是分布在与残余奥氏体相连的区域，在贝氏体内部或者贝氏体与铁素体相邻的边界均能看到马氏体。
[0014] 实施例2本实施例中所选用的相变诱发塑性钢的化学成分按质量百分比为：C：0.15%，Mn：
1.44%， Si：1.34%，Nb：0.029%， Ti：0.024%，Al：0.04%，P:0.007%，S：0.002%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
1.44%， Si：1.34%，Nb：0.029%， Ti：0.024%，Al：0.04%，P:0.007%，S：0.002%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
[0015] 将冶炼后的铸锭锻造成棒材，棒材经过车削除去外表面褶皱和缺陷形成管坯，将管坯加热到1250℃，保温2小时，然后进行穿孔，穿孔后将管坯冷却至室温，再对管坯进行4道次冷拔，成为外径43mm，壁厚1.3mm的冷拔无缝钢管，将冷拔无缝钢管放入电阻炉中于800℃的温度下进行临界区等温退火600s，退火完成后投入含有质量分数50%NaNO3+50%KNO3作为熔盐介质的盐浴炉中于410℃的温度下进行贝氏体区等温淬火
240s，即获得相变诱发塑性钢无缝管，经测定，其屈服强度为300MPa，抗拉强度为618MPa，断后延展率为35.5%，残余奥氏体含量为7.02%，强塑积为21939MPa·%。
240s，即获得相变诱发塑性钢无缝管，经测定，其屈服强度为300MPa，抗拉强度为618MPa，断后延展率为35.5%，残余奥氏体含量为7.02%，强塑积为21939MPa·%。
[0016] 对得到的相变诱发塑性钢无缝管进行透射电镜扫描，得到如图4所示的透射电镜组织图，从图4可以看出，与实施例1得到的钢管相似，其组织同样是由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和少量马氏体组成，同样通过电子衍射花样能确定组织中残余奥氏体的存在（图
4(b)）。从图4(a)可以看出，部分残余奥氏体呈岛状分布于贝氏体铁素体的内部，或者贝氏体铁素体的晶界处，少量马氏体呈现与残余奥氏体相类似的分布，同时，部分马氏体分布于铁素体的晶界处，马氏体是由贝氏体等温淬火后不稳定的残余奥氏体在冷却至室温过程中转化而来的，另外，在图4(a)和4(d)中贝氏体铁素体和多边形铁素体中可以发现有大量的位错存在，位错的存在对强化铁素体基体有着一定的作用，在多边形铁素体的内部能看到沉淀的碳化物，如图4(d)。
4(b)）。从图4(a)可以看出，部分残余奥氏体呈岛状分布于贝氏体铁素体的内部，或者贝氏体铁素体的晶界处，少量马氏体呈现与残余奥氏体相类似的分布，同时，部分马氏体分布于铁素体的晶界处，马氏体是由贝氏体等温淬火后不稳定的残余奥氏体在冷却至室温过程中转化而来的，另外，在图4(a)和4(d)中贝氏体铁素体和多边形铁素体中可以发现有大量的位错存在，位错的存在对强化铁素体基体有着一定的作用，在多边形铁素体的内部能看到沉淀的碳化物，如图4(d)。
[0017] 实施例3本实施例中所选用的相变诱发塑性钢的化学成分按质量百分比为：C：0.14%，Si：
0.97%，Mn：1.39%，Nb：0.028%，Ti：0.024%，Al：0.04%，S：0.003%，P：0.005%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
0.97%，Mn：1.39%，Nb：0.028%，Ti：0.024%，Al：0.04%，S：0.003%，P：0.005%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
[0018] 将冶炼后的铸锭锻造成棒材，棒材经过车削除去外表面褶皱和缺陷形成管坯，将管坯加热到1200℃，保温2小时，然后进行穿孔，穿孔后将管坯冷却至室温，然后对管坯进行4道次冷拔，成为外径在43mm，壁厚1.3mm的冷拔无缝钢管，采用如表1所示的三种热处理工艺对其进行两阶段热处理，制备相变诱发塑性钢无缝管。
[0019] 表1 实施例3钢管热处理工艺编号临界退火温度 临界区退火时间 贝氏体区等温温度 贝氏体区等温时间
I 800℃ 600s 410℃ 180s
II 800℃ 600s 410℃ 360s
III 800℃ 600s 410℃ 540s
对得到的相变诱发塑性钢无缝管进行力学性能测试和组织成分分析，结果如表2所示：
表2 实施例3热处理后的轴向力学性能与组织体积分数
%/
量
含
体
氏
奥余 21 31 10
残 .7 .7 .6
比
变
应性塑 38.0 67.0 18.0
数
指
化
硬变 12. 02. 91.
应 0 0 0
数
系
化 0 0 0
硬变 .023 .912 .922
应 1 1 1
%
·aP
M/
积塑 349 920 062
强 32 22 81
%/
率伸 4. 3. 9.
延 13 03 52
apM/
度
强
服屈 845 845 085
aPM/
度
强
拉抗 367 827 517
艺工 I II III
本实施例通过对冷拔无缝钢管进行两阶段热处理得到的最终组织为铁素体、贝氏体、残余奥氏体和少量马氏体多相组织，如图5所示，从三种不同热处理条件对应的组织可以看出，当贝氏体等温时间为180s时，位于铁素体边界处的残余奥氏体较多，随着等温时间的增加，残余奥氏体含量呈现减小的趋势；从力学性能指标中表2中可以发现，当等温时间为540s时，由于残余奥氏体含量的减少，钢管轴向延伸率较其他两种工艺有所降低，而延伸率随着等温时间的增加有下降的趋势。
I 800℃ 600s 410℃ 180s
II 800℃ 600s 410℃ 360s
III 800℃ 600s 410℃ 540s
对得到的相变诱发塑性钢无缝管进行力学性能测试和组织成分分析，结果如表2所示：
表2 实施例3热处理后的轴向力学性能与组织体积分数
%/
量
含
体
氏
奥余 21 31 10
残 .7 .7 .6
比
变
应性塑 38.0 67.0 18.0
数
指
化
硬变 12. 02. 91.
应 0 0 0
数
系
化 0 0 0
硬变 .023 .912 .922
应 1 1 1
%
·aP
M/
积塑 349 920 062
强 32 22 81
%/
率伸 4. 3. 9.
延 13 03 52
apM/
度
强
服屈 845 845 085
aPM/
度
强
拉抗 367 827 517
艺工 I II III
本实施例通过对冷拔无缝钢管进行两阶段热处理得到的最终组织为铁素体、贝氏体、残余奥氏体和少量马氏体多相组织，如图5所示，从三种不同热处理条件对应的组织可以看出，当贝氏体等温时间为180s时，位于铁素体边界处的残余奥氏体较多，随着等温时间的增加，残余奥氏体含量呈现减小的趋势；从力学性能指标中表2中可以发现，当等温时间为540s时，由于残余奥氏体含量的减少，钢管轴向延伸率较其他两种工艺有所降低，而延伸率随着等温时间的增加有下降的趋势。
[0020] 实施例4本实施例中所选用的相变诱发塑性钢的化学成分按质量百分比为：C：0.14%，Si：
1.33%，Mn：1.32%，Nb：0.030%，Ti：0.040%，Al：0.04%，S：0.002%；P：0.006%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
1.33%，Mn：1.32%，Nb：0.030%，Ti：0.040%，Al：0.04%，S：0.002%；P：0.006%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
[0021] 将冶炼后的铸锭锻造成棒材，棒材经过车削除去外表面褶皱和缺陷形成管坯，将管坯加热到1200℃，保温2小时，然后进行穿孔，穿孔后将管坯冷却至室温，然后对管坯进行5道次冷拔，成为外径在50mm之间，壁厚2mm的冷拔无缝钢管，采用如表3所示的四种热处理工艺对其进行两阶段热处理，制备相变诱发塑性钢无缝管。
[0022] 表3 实施例4钢管热处理工艺编号 临界退火温度 临界区退火时间 贝氏体区等温淬火温度 贝氏体区等温淬火时间I 810℃ 300s 410℃ 240s
II 810℃ 300s 410℃ 360s
III 810℃ 600s 410℃ 240s
IV 810℃ 600s 410℃ 360s
对得到的相变诱发塑性钢无缝管进行力学性能测试和组织成分分析，结果如表2所示：
表4 实施例4热处理后的轴向力学性能与组织体积分数
%/
量
含
体
氏
奥余 28 68 57 42
残 .6 .7 .6 .9
比
变
应性塑 57.0 67.0 28.0 98.0
数
指
化
硬变 13. 03. 13. 03.
应 0 0 0 0
数
系
化 4 0 5 0
硬变 .333 .082 .334 .023
应 1 1 1 1
%
·aP
M/
积塑 697 615 051 529
强 02 12 12 22
%/
率伸 8. 8. 0. 0.
延 13 33 03 53
apM/
度
强
服屈 313 833 343 333
aPM/
度
强
拉抗 556 836 507 556
艺工 I II III VI
由表4可以看出，相变诱发塑性钢无缝管在不同的热处理条件下得延伸率几乎都超过了30%，可见，Ti元素添加可以一定程度的提高相变诱发塑性钢无缝管的塑性，在各个热处理条件下，所得的金相组织如图6所示，各相变诱发塑性钢无缝管组织均由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和少量马氏体组成，当临界退火时间为300s，贝氏体等温淬火时间为240s时，铁素体晶粒较大，残余奥氏体主要分布于铁素体晶界；而当等温时间为360s时，组织中有较多的马奥岛，分布于铁素体晶粒内部和晶界处；当临界退火时间为600s时，贝氏体区等温淬火时间由240s延长到360s后，组织中的铁素体含量减少，残余奥氏体的分数增加；
在相同的贝氏体区等温淬火条件下，临界退火时间为10min时的残余奥氏体含量要高于退火时间为5min的试样。
II 810℃ 300s 410℃ 360s
III 810℃ 600s 410℃ 240s
IV 810℃ 600s 410℃ 360s
对得到的相变诱发塑性钢无缝管进行力学性能测试和组织成分分析，结果如表2所示：
表4 实施例4热处理后的轴向力学性能与组织体积分数
%/
量
含
体
氏
奥余 28 68 57 42
残 .6 .7 .6 .9
比
变
应性塑 57.0 67.0 28.0 98.0
数
指
化
硬变 13. 03. 13. 03.
应 0 0 0 0
数
系
化 4 0 5 0
硬变 .333 .082 .334 .023
应 1 1 1 1
%
·aP
M/
积塑 697 615 051 529
强 02 12 12 22
%/
率伸 8. 8. 0. 0.
延 13 33 03 53
apM/
度
强
服屈 313 833 343 333
aPM/
度
强
拉抗 556 836 507 556
艺工 I II III VI
由表4可以看出，相变诱发塑性钢无缝管在不同的热处理条件下得延伸率几乎都超过了30%，可见，Ti元素添加可以一定程度的提高相变诱发塑性钢无缝管的塑性，在各个热处理条件下，所得的金相组织如图6所示，各相变诱发塑性钢无缝管组织均由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和少量马氏体组成，当临界退火时间为300s，贝氏体等温淬火时间为240s时，铁素体晶粒较大，残余奥氏体主要分布于铁素体晶界；而当等温时间为360s时，组织中有较多的马奥岛，分布于铁素体晶粒内部和晶界处；当临界退火时间为600s时，贝氏体区等温淬火时间由240s延长到360s后，组织中的铁素体含量减少，残余奥氏体的分数增加；
在相同的贝氏体区等温淬火条件下，临界退火时间为10min时的残余奥氏体含量要高于退火时间为5min的试样。
[0023] 实施例5本实施例中所选用的相变诱发塑性钢的化学成分按质量百分比为：C：0.1%，Mn：2.0%， Si：0.1%，Nb：1.0%，Ti：.0%，Al：0.4%，P：0.003%，S：0.005%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
[0024] 将冶炼后的铸锭锻造成棒材，棒材经过车削除去外表面褶皱和缺陷形成管坯，将管坯加热到1150℃，保温2小时，然后进行穿孔，穿孔后将管坯冷却至室温，然后对管坯进行7道次冷拔，成为外径在100mm之间，壁厚0.8mm的无缝冷拔钢管，将无缝冷拔钢管放入电阻炉中于800℃的温度下进行临界区等温退火600s，退火完成后投入含有质量分数50%NaNO3+50%KNO3作为熔盐介质的盐浴炉中于410℃的温度下进行贝氏体区等温淬火240s，即可得到相变诱发塑性钢无缝管。
[0025] 实施例6本发明中相变诱发塑性钢的化学成分除含有C、Si和Mn外，还有少量的合金元素Nb和Ti，具体成分按质量百分比为：C： 0.4%，Mn：0.5%， Si： 2.0%，Nb：0.9%，Ti：0.5 %，Al：
0.3%，P：0.002，S： 0.005%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
0.3%，P：0.002，S： 0.005%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
[0026] 将冶炼后的铸锭锻造成棒材，棒材经过车削除去外表面褶皱和缺陷形成管坯，将管坯加热到1250℃，保温2小时，然后进行穿孔，穿孔后将管坯冷却至室温，然后对管坯进行3道次冷拔，成为外径12mm之间，壁厚20mm的无缝冷拔钢管，将无缝冷拔钢管放入电阻炉中于780℃的温度下进行临界区等温退火240s，退火完成后投入含有质量分数50%NaNO3+50%KNO3作为熔盐介质的盐浴炉中于380℃的温度下进行贝氏体区等温淬火120s，即可得到相变诱发塑性钢无缝管。
[0027] 实施例7本发明中相变诱发塑性钢的化学成分除含有C、Si和Mn外，还有少量的合金元素Nb和Ti，具体成分按质量百分比为：
C：0.2%，Mn：0.5~2.0%， Si：0.1~2.0%，Nb≤1.0%，Ti≤1.0%，Al≤0.4%，P+S≤0.01%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
C：0.2%，Mn：0.5~2.0%， Si：0.1~2.0%，Nb≤1.0%，Ti≤1.0%，Al≤0.4%，P+S≤0.01%，其余为铁和冶炼条件下产生的杂质。
[0028] 将冶炼后的铸锭锻造成棒材，棒材经过车削除去外表面褶皱和缺陷形成管坯，将管坯加热到1200℃，保温2小时，然后进行穿孔，穿孔后将管坯冷却至室温，然后对管坯进行6道次冷拔，成为外径80mm，壁厚1.6mm的无缝冷拔钢管，将无缝冷拔钢管放入电阻炉中于850℃的温度下进行临界区等温退火1200s，退火完成后迅速投入含有质量分数质量分数50%NaNO3+50%KNO3作为熔盐介质的盐浴炉中于470℃的温度下进行贝氏体区等温淬火1200s，即可得到相变诱发塑性钢无缝管。
| 标题 | 发布/更新时间 | 阅读量 |
|---|---|---|
| 一种贝氏体基体相变诱发塑性钢无缝管及其制备方法 | 2020-05-21 | 585 |
| 抗拉强度700MPa级热镀锌相变诱发塑性钢制备方法 | 2020-05-15 | 533 |
| 一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法 | 2020-05-18 | 234 |
| 一种热轧相变诱发塑性钢板及其制备方法 | 2020-05-16 | 220 |
| 一种建立相变诱发塑性钢板成形极限图的实验方法 | 2020-05-22 | 1011 |
| 一种在线制造低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的制备方法 | 2020-05-20 | 903 |
| 冷冲压封头基于形变诱发马氏体相变的形变量预测方法 | 2020-05-31 | 88 |
| 用于制造和利用具有高成形性的铁素体-奥氏体不锈钢的方法 | 2020-05-30 | 445 |
| 抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法 | 2020-05-13 | 723 |
| 超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板及制法 | 2020-05-19 | 176 |
高效检索全球专利专利汇是专利免费检索,专利查询,专利分析-国家发明专利查询检索分析平台，是提供专利分析，专利查询，专利检索等数据服务功能的知识产权数据服务商。
我们的产品包含105个国家的1.26亿组数据，免费查、免费专利分析。
分析报告
专利汇分析报告产品可以对行业情报数据进行梳理分析，涉及维度包括行业专利基本状况分析、地域分析、技术分析、发明人分析、申请人分析、专利权人分析、失效分析、核心专利分析、法律分析、研发重点分析、企业专利处境分析、技术处境分析、专利寿命分析、企业定位分析、引证分析等超过60个分析角度，系统通过AI智能系统对图表进行解读，只需1分钟，一键生成行业专利分析报告。
QQ群二维码
意见反馈
意见反馈