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
阅读：903发布：2020-05-20
专利汇可以提供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专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及一种在线制造低成本超细晶粒 相变 诱发塑性 钢 无缝管 及其制备方法。将 铸锭 经锻棒、 车削 、加热、穿孔和冷拔后得到无缝冷拔钢管，然后采用中频加热感应线圈进行≥3次循环加热+淬火处理，最后空冷、 水 冷或自然冷却至室温，即得低成本超细晶粒 相变诱发塑性钢 无缝管。本发明利用普通低 碳 钢的化学成分，成本相对较低，其 抗拉强度 ≥900MPa，屈强比≤0.64，延伸率≥24.0%，加工硬化指数≥0.23， 各向异性 指数≥1.01；显微组织的平均晶粒尺寸均≤3μm，其中残余奥氏体体积分数11.5～19.5%。，下面是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专利的具体信息内容。
1.一种低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，其特征在于，化学组成按质量百分比为C：0.10%～0.25%，Si：1.0%～1.8%，Mn：1.0%～1.9%，Nb<0.10%，Ti<0.08%，P≤0.006%，S≤0.007%，余量为Fe和冶炼条件下产生的杂质。低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度≥900MPa，屈强比≤0.64，延伸率≥24.0%，加工硬化指数≥0.23，各向异性指数≥1.01；显微组织的平均晶粒尺寸均≤3μm，其中残余奥氏体体积分数在11.5～19.5%范围内。
2.如权利要求1所述的低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，其特征在于，低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度900～1100MPa，屈强比0.58～0.64，延伸率
24.0～30%，加工硬化指数0.23～0.35，各向异性指数1.01～1.40；显微组织的平均晶粒尺寸均≤3μm，其中残余奥氏体体积分数在11.5～19.5%范围内。
3.如权利要求1或2所述的低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，其特征在于，低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度900～1000MPa，屈强比0.58～0.64，延伸率24.0～30%，加工硬化指数0.23～0.29，各向异性指数1.11～1.35；显微组织的平均晶粒尺寸均≤3μm，其中残余奥氏体体积分数在11.5～19.5%范围内。
4.如权利要求1或2所述的低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，其特征在于，低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的屈服强度516～641MPa，抗拉强度905～1018MPa，屈强比0.56～0.64，延伸率24.0～32.5%，加工硬化指数≥0.23，各向异性指数1.1～1.5；
显微组织的平均晶粒尺寸均≤3μm，其中残余奥氏体体积分数在11.5～19.5%范围内。
5.如权利要求1～4任一项所述的低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，其特征在于，低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的强塑积为22729～30220MPa.%。
6.一种如权利要求1～5任一项所述的低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的制备方法，其特征在于包括以下步骤：
(1)将冶炼后的钢材原材料锻造成棒材，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1100～1250℃并保温2小时后进行穿孔，然后冷却至室温，将冷却后的管坯进行3～7道次冷拔，即得到无缝冷拔钢管；
(2)将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈进行≥3次循环加热+淬火处理，其中加热速率≥300℃/s，退火温度(Ac3－40℃)～(Ac3+10℃)，退火时间5～15s；
(3)将退火后的无缝冷拔钢管以≥50℃/s的速率冷却到贝氏体区380～430℃，等温处理20～100s；
(4)对等温处理后的钢管进行空冷、水冷或自然冷却至室温，获得超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管。
7.如权利要求6所述的低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的制备方法，其特征在于，步骤1）得到的无缝冷拔钢管满足尺寸：壁厚≤20mm，外径≤1000mm。
8.如权利要求6或7所述的低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的制备方法，其特征在于，所选述的钢材原材料的化学组成按质量百分比为C：0.10%～0.25%，Si：1.0%～
1.8%，Mn：1.0%～1.9%，Nb<0.10%，Ti<0.08%，P≤0.006%，S≤0.007%，余量为Fe和冶炼条件下产生的杂质。
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
技术领域
[0001] 本发明属于钢管的制备领域，具体涉及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。
背景技术
[0002] 近几年，气候变化、能源短缺等问题对现代工业的发展及人们的日常生活产生着日益严重的影响。节能减排、低碳环保已经是当今各国工业发展所亟待解决的问题。作为现代工业的标志与象征的汽车工业既是拉动国民经济发展的支柱产业，也是高消耗、高排放，造成环境污染的重点行业，其所产生的一系列环境负面影响构成了汽车工业可持续发展面临要解决的首要问题。
[0003] 为了满足环境保护的需求，在保证整车性能的前提下实现轻量化，已成为各汽车企业研发新产品的目标，除了采用更高强度的材料以外，另一有效途径就是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，高强度空心构件的工业生产已经成为可能，而实现该方案需要有高强度的空心件作为前提。其中相变诱发塑性钢不但具有高的强度，而且还具有高的断后延伸率，它的研制成功为解决强度和塑性的矛盾提供了方向，因此成为近年来汽车用钢板的一大热点。
[0004] 目前，钢管的热处理加热方式仍以燃气加热和电阻加热为主，多数是将钢管整体放入加热炉内进行加热，这样所加工的钢管长度受到加热炉炉体大小的限制，不能生产大规格和长度较大的钢管，从而限制了钢管的产品规格；此外，采用这种装置在加热过程中升温较慢，钢管表面的氧化层严重，而且工作效率也不高；再者，炉体内的托辊道无法保证钢管在加热炉内的匀速转动，其加热不均，可导致钢管的弯曲。
[0005] CN1267736公开了一种合金结构钢的晶粒超细化方法，其特征在于该方法采用循环快速热处理的主要工艺流程为：正火-淬火-快速奥氏体化(Ac3以上)-快速淬火(Ms以下)-快速奥氏体化(Ac3以上)-快速淬火(Ms以下)-……(循环若干次)，具体步骤如下：首先，在中温盐浴炉中将零件加热到Ac3+(50～80℃)，保温10～60分钟后空冷，以使组织均匀化，然后，在中温盐浴炉中将零件加热到Ac3+(30～50℃)以使Cr、Mo、Nb、Ti等合金化元素充分溶解，保温时间以零件截面内外温度一致为准，一般为10～30分钟，当零件均热后取出，置于Ms以下温度的油中淬油，以使零件获得全马氏体组织，淬油后进行如下循环快速热处理：将零件置于Ac3+(30～50℃)的盐浴炉中保温1～2分钟后，取出零件迅速淬油，油温低于Ms，淬油时间0.5～1分钟；再迅速将零件置于Ac3+(30～50℃)的盐浴炉中保温、淬油，重复进行上述操作3～4次。虽然该方法成功实现合金结构钢的晶粒超细化，但是存在以下不足之处：（1）仅适用于C≥0.35%且含有较高含量的Cr、Mo等贵重合金元素的材料；（2）没有进一步详细分析晶粒超细化对力学性能产生的影响；（3）制造工序较长，工艺过程比较复杂，工艺控制难度较大。
发明内容
[0006] 针对目前钢管制造技术存在的诸多问题，本发明提供一种在线制造低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管及其制备方法，目的是采用中频感应热处理工艺，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低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管。
[0007] 一种在线制造低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，化学组成按质量百分比为C：0.10%～0.25%，Si：1.0%～1.8%，Mn：1.0%～1.9%，Nb<0.10%，Ti<0.08%，P≤0.006%，S≤0.007%，余量为Fe和冶炼条件下产生的杂质。低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度≥900MPa，屈强比≤0.64，延伸率≥24.0%，加工硬化指数≥0.23，各向异性指数≥1.01；显微组织的平均晶粒尺寸均≤3μm，其中残余奥氏体体积分数在11.5～19.5%范围内。
[0008] 优选的，低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度900～1100MPa，屈强比0.58～0.64，延伸率24.0～30%，加工硬化指数0.23～0.35，各向异性指数1.01～1.40；显微组织的平均晶粒尺寸均≤3μm，其中残余奥氏体体积分数在11.5～19.5%范围内。
[0009] 更优选的，低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度900～1000MPa，屈强比0.58～0.64，延伸率24.0～30%，加工硬化指数0.23～0.29，各向异性指数1.11～1.35；显微组织的平均晶粒尺寸均≤3μm，其中残余奥氏体体积分数在11.5～19.5%范围内。
[0010] 优选的，低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的屈服强度516～641MPa，抗拉强度905～1018MPa，屈强比0.56～0.64，延伸率24.0～32.5%，加工硬化指数≥0.23，各向异性指数1.1～1.5；显微组织的平均晶粒尺寸均≤3μm，其中残余奥氏体体积分数在11.5～19.5%范围内。
[0011] 优选的，低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的强塑积为22729～30220MPa.%。
[0012] 实现本发明的技术方案按照以下步骤进行：
[0013] 冶炼—锻棒—车削—加热—穿孔—冷拔—中频感应热处理—成品
[0014] 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，其特征在于包括以下步骤：
[0015] (1)将冶炼后的钢材原材料锻造成棒材，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1100～1250℃并保温2小时后进行穿孔，然后冷却至室温，将冷却后的管坯进行3～7道次冷拔，即得到无缝冷拔钢管；
[0016] (2)将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈进行≥3次循环加热+淬火处理，其中加热速率≥300℃/s，退火温度(Ac3－40℃)～(Ac3+10℃)，退火时间5～15s；
[0017] (3)将退火后的无缝冷拔钢管以≥50℃/s的速率冷却到贝氏体区380～430℃，等温处理20～100s；
[0018] (4)对等温处理后的钢管进行空冷、水冷或自然冷却至室温，获得超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管。
[0019] 优选的，步骤1）得到的无缝冷拔钢管满足尺寸：壁厚≤20mm，外径≤1000mm。
[0021] 本发明所选用的钢材原材料的化学组成按质量百分比为C：0.10%～0.25%，Si：1.0%～1.8%，Mn：1.0%～1.9%，Nb<0.10%，Ti<0.08%，P≤0.006%，S≤0.007%，余量为Fe和冶炼条件下产生的杂质。
[0022] 与现有技术相比较，本发明的特点和有益效果是：
[0023] 1.本发明的目标是利用现有的普通低碳钢的化学成分研究开发出具有良好综合力学性能的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，在工业生产中成本较低。此外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，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，工艺相对稳定，成本相对较低，达到节能环保的效果。
[0024] 2.本发明的技术方案是利用中频加热感应线圈，将初始组织为铁素体+珠光体的无缝冷拔钢管进行≥3次循环加热+淬火处理，从而有效地细化了晶粒尺寸，也即增加了晶界面积。由于晶界可把塑性变形限制在一定的范围，使变形均匀，同时又阻碍裂纹扩展，从而提高钢管的强塑性，这大大发挥了材质的潜力。而且在以满足技术条件为准则的前提下，可合理控制循环次数，这样也可彰显节约能耗方面的良好前景。
[0025] 3.本发明的技术方案在进行循环加热+淬火处理时，其中加热速率≥300℃/s，超快速加热使热处理加热过程中的再结晶开始温度升高，再结晶温度范围扩大，而最终再结晶晶粒尺寸减小。再结晶晶粒尺寸的减小受形核率和长大率的控制，超快速加热时，在形核初期没有足够的时间发生回复，因而再结晶前回复所消耗的形变储能相对于加热速率较低时来说很少，同时再结晶温度被推迟到相对高的温度，这也是退火温度参数制定为(Ac3－40℃)～(Ac3+10℃)，相对于常规相变诱发塑性钢退火温度要高的缘故。超快速加热时因为要在有限的时间内要求达到可观的形核量，所以在较高的再结晶温度下增加了形核率，结果使得晶粒尺寸更为细小，而细化晶粒是惟一既能提高强度，同时又增加其塑性性能的有效措施，因而成品相变诱发塑性钢钢管的强度和塑性同步增加。此外，超快速加热使得最终组织的基体中保留有大量高密度位错(如图6所示)，由于基体对屈服强度有重要的贡献，因而本发明的技术方案制备得到的相变诱发塑性钢无缝管的屈服强度较高(≥515MPa)。
[0026] 4.本发明的技术方案制备得到的相变诱发塑性钢无缝管的显微组织中，弥散分布着11.5%～19.5%的残余奥氏体，其形态不仅仅局限于块状结构，而且在贝氏体铁素体板条间能观察到大量的片层状残余奥氏体，见图4和5。由于在贝氏体相变的过程中，两侧的贝氏体同时向残余奥氏体中排碳，使得这种片层状残余奥氏体接收到更多从贝氏体中排出的碳，因而稳定性更高，对相变诱发塑性效应的贡献也更大。而且由于周围的贝氏体产生水静压力，能使马氏体相变发生在很大的应变范围，从而使其具有优异的强塑性匹配。
[0027] 5.本发明的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管产品具有优异的强塑性匹配，达到22729MPa·%以上，在拉伸过程中不存在屈服点或屈服平台，具有高的加工硬化指数（n≥0.23）和各向异性指数（r≥1.01），以及≤0.64的低屈强比，其成形性能优良，可以作为冷弯异型管的原材料；同时满足内高压成形对管材强度和塑性的双重要求，因而也可以应用于汽车防撞梁等变形量大和形状复杂的薄壁内高压成形管件。
[0029] 图1为本发明实施例中频感应热处理工艺示意图；
[0030] 图2为本发明实施例工艺2-Ⅵ制备的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在LEICA DMIRM多功能光学显微镜下的金相组织；
[0031] 图3为本发明实施例工艺2-Ⅵ制备的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在Quanta600扫描电镜下的金相组织；
[0032] 图4为本发明实施例工艺2-Ⅵ制备的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在透射电镜下观察到的片层状残余奥氏体形貌。
[0033] 其中(a)：片层状残余奥氏体的明场形貌，(b)：片层状残余奥氏体的暗场形貌，(c)：(a)中圆圈所标识的衍射花样。
[0034] 图5为本发明实施例工艺2-Ⅵ中制备的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在透射电镜下观察到的块状残余奥氏体形貌；
[0035] 其中(a)：块状残余奥氏体的明场形貌，(b)：块状残余奥氏体的暗场形貌，(c)：(a)中圆圈所标识的衍射花样。
[0036] 图6为本发明实施例工艺2-Ⅵ中制备的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在透射电镜下观察到的基体组织中存在的高密度位错；
[0037] 图7为本发明实施例工艺5-II、5-III、5-Ⅳ和5-Ⅵ制备的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的拉伸曲线图。
具体实施方式
[0038] 本发明实施例中所选用的钢材原材料的化学组成按质量百分比为C：0.10%～0.25%，Si：1.0%～1.8%，Mn：1.0%～1.9%，Nb<0.10%，Ti<0.08%，P≤0.006%，S≤0.007%，余量为Fe和冶炼条件下产生的杂质。
[0039] 本发明实施例中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1100～1250℃并保温2小时后进行穿孔，然后冷却至室温，将冷却后的管坯进行3～7道次冷拔，即得到满足尺寸壁厚≤20mm、外径≤1000mm的无缝冷拔钢管。
[0040] 本发明实施例中将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈进行≥3次循环加热+淬火处理，其中加热速率≥300℃/s，退火温度(Ac3－40℃)～(Ac3+10℃)，退火时间5～15s。
[0041] 本发明实施例中将退火后的无缝冷拔钢管以≥50℃/s的速率冷却到贝氏体区380～430℃，等温处理20～100s后空冷、水冷或自然冷却至室温，获得超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管。
[0042] 本发明实施实例中从制备得到的相变诱发塑性钢无缝管的中部线切割出金相试样，经研磨﹑抛光后采用4%硝酸酒精进行侵蚀，对其显微组织在LEICADMIRM多功能光学显微镜和Quanta600扫描电镜下进行观察。利用H-800型透射电镜观察残奥及位错形貌。
[0043] 本发明实施实例中沿制备得到的相变诱发塑性钢无缝管的管壁取样进行透射和X射线衍射分析，分别观察残余奥氏体形貌和体积分数。X射线衍射仪测定试样的残余奥氏体相对量时，测定(220)γ和(200)α峰的衍射强度，采用式Vγ=1.4I/γ(Iα+1.4Iγ)求得残余奥氏体的相对量；铁素体晶粒尺寸取5张组织图进行分析计算，然后取平均值，晶粒尺寸采用割线法来测定。
[0044] 本发明实施实例中从制备得到的相变诱发塑性钢无缝管上取样按标准制成拉伸试样，有效标距为50×15mm，在SANA万能实验机上进行力学性能测试，拉伸速度5mm/min。
[0045] 下面对本发明的具体实施方式作进一步详细说明，但本发明的实施方式不限于此。
[0046] 实施例1
[0047] 本实施例所选用的钢材化学组成按质量百分比为C：0.101%，Si：1.80%，Mn：1.09%，P：0.002%，S：0.005%，余量为Fe。由热膨胀曲线测得其Ac1和Ac3分别为721和849℃。
所述的Ac1为退火加热过程中铁素体向奥氏体转变开始温度，Ac3为退火加热过程中铁素体向奥氏体转变结束温度。由于钢的成分不同(如碳含量﹑硅含量等的变化)﹑工艺参数变化(如加热速率)，Ac1﹑Ac3都会随之发生变化。本发明所采用的钢由热膨胀曲线测得其Ac1和Ac3。
所述的Ac1为退火加热过程中铁素体向奥氏体转变开始温度，Ac3为退火加热过程中铁素体向奥氏体转变结束温度。由于钢的成分不同(如碳含量﹑硅含量等的变化)﹑工艺参数变化(如加热速率)，Ac1﹑Ac3都会随之发生变化。本发明所采用的钢由热膨胀曲线测得其Ac1和Ac3。
[0048] 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1100℃并保温2小时后进行穿孔，然后冷却至室温，将冷却后的管坯进行5道次冷拔，即得到壁厚1.2mm、外径41mm的无缝冷拔钢管。
[0049] 将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈进行4次循环加热+淬火处理，具体退火工艺参数见表1，其中加热速率约300℃/s，退火温度(Ac3－39℃)～(Ac3+1℃)，退火时间5～15s。将退火后的无缝冷拔钢管以≥50℃/s的速率冷却到贝氏体区380～430℃，等温处理30～90s后空冷至室温，获得超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，在本实施例所制定的工艺条件下，平均晶粒尺寸均≤3μm，显微组织中残余奥氏体体积分数在13.9～19.5%范围内。
[0050] 表1实施例1的退火工艺参数和力学性能
[0051]
[0053] S=Kεn，式中K为强度系数。
[0054] r为各向异性指数，根据塑性变形前后体积不变原理由下式计算得到：
[0055] r=ln(b/b0)/ln(b0/Lb)，式中L为试样进行制定应变后的标距，b为试样进行制定应变后的宽度，b0为试样原始宽度。
[0056] 对制备得到的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在拉伸试验机上进行力学性能测试，测试结果见表1。在本实施例所制定的工艺条件下，其抗拉强度≥905MPa，屈强比≤0.60，延伸率≥27.6%，强塑积≥25834MPa.%。高的延伸率、加工硬化指数（n≥0.25）以及各向异性指数（r≥1.24），证明本发明的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在室温状态下具有良好的成形性能，适合于复杂形状的管材加工。
[0057] 实施例2
[0058] 本实施例所选用的钢材化学组成按质量百分比为C：0.16%，Si：1.35%，Mn：1.51%，P：0.005%，S：0.007%，余量为Fe。由热膨胀曲线测得其Ac1和Ac3分别为735和870℃。
[0059] 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1100℃并保温2小时后进行穿孔，然后冷却至室温，将冷却后的管坯进行4道次冷拔，即得到壁厚2.1mm、外径53mm的无缝冷拔钢管。
[0060] 将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈进行4次循环加热+淬火处理，具体退火工艺参数见表2，其中加热速率约400℃/s，退火温度(Ac3－40℃)～(Ac3+10℃)，退火时间5～15s。将退火后的无缝冷拔钢管以≥50℃/s的速率冷却到贝氏体区380～426℃，等温处理30～90s后空冷至室温，获得超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，在本实施例所制定的工艺条件下，平均晶粒尺寸均≤2.5μm，显微组织中残余奥氏体体积分数在11.6～15.7%范围内。
[0061] 表2实施例2的退火工艺参数和力学性能
[0062]
[0063] 以工艺2-Ⅵ为例，说明低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的显微组织。实施例2-Ⅵ工艺制备的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的显微组织和扫描组织分别如图2和3所示。由图可见，组织由铁素体、贝氏体和15.7%的残余奥氏体（图3箭头所示）组成，平均晶粒尺寸为(2.0±0.5)μm，可以推断，将冷拔无缝钢管在连续数次的奥氏体化+淬火处理后进行中频感应加热处理后得到基体为超细晶组织的相变诱发塑性钢无缝钢管是可行的。
[0064] 组织中残余奥氏体的形态不仅仅局限于块状结构，而且在贝氏体铁素体板条间能观察到大量的片层状残余奥氏体，见图4和5。由于在贝氏体相变的过程中，两侧的贝氏体同时向残余奥氏体中排碳，使得这种片层状残余奥氏体接收到更多从贝氏体中排出的碳，因而稳定性更高，对相变诱发塑性效应的贡献也更大。而且由于周围的贝氏体产生水静压力，能使马氏体相变发生在很大的应变范围，延伸率达到25.7%。在透射电镜下观察到除了残余奥氏体存在于铁素体中之外，高密度位错分布于基体组织中，如图6所示，由于基体对屈服强度有重要的贡献，因而连续退火钢的屈服强度较高，达到571MPa。
[0065] 对制备得到的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在拉伸试验机上进行力学性能测试，测试结果见表2。在本实施例所制定的工艺条件下，其抗拉强度≥920MPa，屈强比≤0.63，延伸率≥24.5%，加工硬化指数（n）≥0.23，各向异性指数（r）≥1.07，强塑积≥22729MPa.%。
[0066] 实施例3
[0067] 本实施例所选用的钢材化学组成按质量百分比为C：0.184%，Si：1.00%，Mn：1.87%，P：0.006%，S：0.003%，余量为Fe。由热膨胀曲线测得其Ac1和Ac3分别为730和850℃。
[0068] 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℃并保温2小时后进行穿孔，然后冷却至室温，将冷却后的管坯进行4道次冷拔，即得到壁厚1.20mm、外径43mm的无缝冷拔钢管。
[0069] 将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈进行4次循环加热+淬火处理，具体退火工艺参数见表3，其中加热速率约300℃/s，退火温度(Ac3－40℃)～(Ac3+10℃)，退火时间5～10s。将退火后的无缝冷拔钢管以≥50℃/s的速率冷却到贝氏体区385～430℃，等温处理20～100s后空冷至室温，获得超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，在本实施例所制定的工艺条件下，平均晶粒尺寸均≤3μm，显微组织中残余奥氏体体积分数在12.9～16.1%范围内。
[0070] 对制备得到的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在拉伸试验机上进行力学性能测试，测试结果见表3。在本实施例所制定的工艺条件下，其抗拉强度≥942MPa，屈强比≤0.64，延伸率≥24.5%，加工硬化指数（n）≥0.23，各向异性指数（r）≥1.01，强塑积≥23618MPa.%。
[0071] 表3实施例3的退火工艺参数和力学性能
[0072]
[0073] 实施例4
[0074] 本实施例所选用的钢材化学组成按质量百分比为C：0.20%，Si：1.23%，Mn：1.32%，Nb：0.0298%，Ti：0.031%，P：0.001%，S：0.004%，余量为Fe。由热膨胀曲线测得其Ac1和Ac3分别为755和880℃。
[0075] 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℃并保温2小时后进行穿孔，然后冷却至室温，将冷却后的管坯进行7道次冷拔，即得到壁厚0.8mm、外径100mm的无缝冷拔钢管。
[0076] 将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈进行4次循环加热+淬火处理，具体退火工艺参数见表4，其中加热速率约400℃/s，退火温度(Ac3－40℃)～(Ac3+10℃)，退火时间5～15s。将退火后的无缝冷拔钢管以≥50℃/s的速率冷却到贝氏体区380～430℃，等温处理30～90s后空冷至室温，获得超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，在本实施例所制定的工艺条件下，平均晶粒尺寸均≤2.5μm，显微组织中残余奥氏体体积分数在14.9～17.2%范围内。
[0077] 对制备得到的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在拉伸试验机上进行力学性能测试，测试结果见表4。在本实施例所制定的工艺条件下，其抗拉强度≥954MPa，屈强比≤0.63，延伸率≥24.0%，加工硬化指数（n）≥0.23，各向异性指数（r）≥1.10，强塑积≥23352MPa.%。
[0078] 表4实施例4的退火工艺参数和力学性能
[0079]
[0080] 实施例5
[0081] 本实施例所选用的钢材化学组成按质量百分比为C：0.22%，Si：1.52%，Mn：1.63%，Nb：0.099%，Ti：0.071%，P：0.004%，S：0.003%，余量为Fe。由热膨胀曲线测得其Ac1和Ac3分别为723和876℃。
[0082] 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℃并保温2小时后进行穿孔，然后冷却至室温，将冷却后的管坯进行7道次冷拔，即得到壁厚0.8mm、外径100mm的无缝冷拔钢管。
[0083] 将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈进行4次循环加热+淬火处理，具体退火工艺参数见表5，其中加热速率约300℃/s，退火温度(Ac3－36℃)～(Ac3+4℃)，退火时间5～15s。将退火后的无缝冷拔钢管以≥50℃/s的速率冷却到贝氏体区385～430℃，等温处理30～100s后空冷至室温，获得超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管，在本实施例所制定的工艺条件下，平均晶粒尺寸均≤3μm，显微组织中残余奥氏体体积分数在16.6～19.0%范围内，见表5。
[0084] 对制备得到的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管在拉伸试验机上进行力学性能测试，工艺5-II、5-III、5-Ⅳ和5-Ⅵ在室温时的拉伸曲线如图7所示，拉伸曲线均呈连续屈服状态，没有出现屈服平台或上、下屈服点。在本实施例所制定的工艺条件下，其抗拉强度≥960MPa，屈强比≤0.63，延伸率≥26.1%，加工硬化指数（n）≥0.23，各向异性指数（r）≥1.02，强塑积≥25632MPa.%。
[0085] 表5实施例5的退火工艺参数和力学性能
[0086]
[0087] 实施例6
[0088] 本实施例所选用的钢材化学组成按质量百分比为C：0.25%，Si：1.02%，Mn：1.90%，P：0.005%，S：0.003%，余量为Fe。由热膨胀曲线测得其Ac1和Ac3分别为726和845℃。
[0089] 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1100℃并保温2小时后进行穿孔，然后冷却至室温，将冷却后的管坯进行4道次冷拔，即得到壁厚5.0mm、外径1000mm的无缝冷拔钢管。
[0090] 将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈进行7次循环加热+淬火处理，其中加热速率约300℃/s，退火温度(Ac3－35℃)～(Ac3+5℃)，退火时间5～15s。将退火后的无缝冷拔钢管以≥50℃/s的速率冷却到贝氏体区380～430℃，等温处理30～100s后空冷至室温，获得本发明的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管。
[0091] 实施例7
[0092] 本实施例所选用的钢材化学成分同实施例5。
[0093] 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℃并保温2小时后进行穿孔，然后冷却至室温，将冷却后的管坯进行3道次冷拔，即得到壁厚20mm、外径33mm的无缝冷拔钢管。
[0094] 将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈进行7次循环加热+淬火处理，其中加热速率约400℃/s，退火温度(Ac3－36℃)～(Ac3+4℃)，退火时间5～15s。将退火后的无缝冷拔钢管以≥50℃/s的速率冷却到贝氏体区380～430℃，等温处理30～100s后空冷至室温，获得本发明的超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管。
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