一种核电用无缝钢管及其制备方法

摘要

本发明涉及一种无缝钢管及其制备方法，具体涉及一种核电用厚壁无缝钢管及其制备方法。本发明无缝钢管，其钢坯由以下重量百分比成分组成：C 0.13～0.15％、Si 0.15～0.38％、Mn 0.80～1.20％、P≤0.015％、S≤0.001％、Cr≤0.25％、Ni≤0.50％、Mo≤0.10％、Cu≤0.18％、Al 0.020～0.050％、Sn≤0.03％，余量为Fe。本发明制备的P280GH厚壁钢管的成分偏析和带状组织明显减轻，原奥氏体晶粒及铁素体晶粒得到细化，从而显著提高了其横向冲击韧性及其它力学性能，其金相组织也能够满足RCC‑M标准的要求。

权利要求

1.一种核电用无缝钢管的制备方法，其特征在于：包括以下步骤：a、冶炼浇铸：以废钢和海绵铁为原料，熔炼，出钢，连铸，得到连铸坯；

其中，熔炼精炼时钢包炉全程吹氩搅拌，钢水经真空脱气和喂硅-铝丝处理；连铸时采用电磁搅拌和软压下措施；

所述连铸坯由以下重量百分比成分组成：C 0.128～0.136％、Si 0.28～0.32％、Mn 

0.98～1.05％、P≤0.012％、S≤0.0008％、Cr≤0.15％、Ni≤0.09％、Mo≤0.04％、Cu≤

0.08％、Al 0.032～0.035％、Sn≤0.008％，余量为Fe；

b、热轧轧管：将a步骤得到的连铸坯加热到1260～1280℃，保温6～7h；出炉，待温度降到1210～1230℃时，对管坯进行穿孔；穿孔后进行轧管，终轧温度为860～900℃；

c、热处理：分为预热处理和终热处理；

其中，预热处理为将b步骤轧制成的钢管空冷至300～400℃入炉，加热到630～650℃后，根据钢管壁厚计，保温1.5～2min/mm；继续加热至960～980℃，保温6～8h；再随炉冷至

555～565℃，保温5～6h；最后随炉冷至500℃后，出炉空冷至室温；

终热处理为将预热处理好的钢管进行正火热处理，正火热处理后采用强制冷却方式；

其中，正火热处理的正火温度为890～910℃，根据钢管壁厚计，保温2.5～3min/mm；

强制冷却采用温度为10～50℃的冷却介质，冷却短暂时间后再将钢管取出，在空气中冷却至室温，即得。

2.根据权利要求1所述一种核电用无缝钢管的制备方法，其特征在于：c步骤中的强制冷却的冷却介质为32#机油，且当钢管壁厚20mm＜D≤30mm时，冷却45～65s；30mm＜D≤40mm时，冷却66～95s；40mm＜D≤50mm时，冷却96～126s。

说明书

一种核电用无缝钢管及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种无缝钢管及其制备方法，具体涉及一种核电用厚壁无缝钢管及其制备方法。

背景技术

[0002] P280GH是法国规范RCC-M《压水堆核岛机械设备设计和建造规范》中规定了高温特性的碳素钢无缝钢管品种，被广泛用于压水堆核电站主蒸汽系统、蒸汽发生器给水控流、辅助给水系统和汽轮机旁路系统等。

[0003] 由于其使用条件特殊，安全等级高，所以对钢管组织及韧性的要求远高于火电用管，比如：金相组织应为铁素体+珠光体，-20℃的低温冲击功要达到60J，钢管直径和壁厚足以加工出横向冲击试样的应做横向冲击试验。目前，造成P280GH钢管力学性能不合格的项目主要是冲击性能，特别是壁厚在20～50mm的厚壁管的横向冲击性能经常不能满足RCC-M规范的要求。

[0004] P280GH钢碳锰成分偏析严重，造成其成品钢管的带状组织级别较高，一般均大于2.5级。由于带状组织造成了钢的各向异性，对冲击性能，特别是横向冲击性能带来了很大的负面作用。

[0005] 此外，由于RCC-M规范对P280GH钢管交货态的金相组织进行了限制，要求其金相组织为铁素体+珠光体，所以P280GH钢管的最终热处理一般只能采用正火热处理，而不能为提高其冲击性能而采用调质热处理的方法。

发明内容

[0006] 本发明所要解决的第一个技术问题是提供一种不仅能够显著提高P280GH厚壁钢管的低温冲击性能，而且符合RCC-M规范对钢管交货态金相组织的要求的厚壁核电用无缝钢管。

[0007] 本发明一种核电用无缝钢管，其钢坯由以下重量百分比成分组成：C 0.13～0.15％、Si0.15～0.38％、Mn 0.80～1.20％、P≤0.015％、S≤0.001％、Cr≤0.25％、Ni≤
0.50％、Mo≤0.10％、Cu≤0.18％、Al 0.020～0.050％、Sn≤0.03％，余量为Fe。

[0008] 进一步，作为更优选的技术方案，本发明所述一种核电用无缝钢管，其钢坯由以下重量百分比成分组成：C 0.128～0.136％、Si 0.28～0.32％、Mn 0.98～1.05％、P≤0.012％、S≤0.0008％、Cr≤0.15％、Ni≤0.09％、Mo≤0.04％、Cu≤0.08％、Al 0.032～
0.035％、Sn≤0.008％，余量为Fe。

[0009] 进一步，作为更优选的技术方案，本发明所述一种核电用无缝钢管，其钢坯由以下重量百分比成分组成：C 0.136％、Si 0.28％、Mn 1.05％、P 0.012％、S 0.0008％、Cr 0.12％、Ni 0.08％、Mo 0.04％、Cu 0.08％、Al 0.032％、Sn 0.008％，余量为Fe。

[0010] 或者作为更优选的技术方案，其钢坯由以下重量百分比成分组成：C 0.128％、Si 0.32％、Mn 0.98％、P 0.011％、S 0.0006％、Cr 0.15％、Ni 0.09％、Mo 0.04％、Cu 
0.08％、Al 0.035％、Sn 0.007％，余量为Fe。

[0011] 上述所述一种核电用无缝钢管，钢管的屈服强度≥298MPa，抗拉强度≥520MPa，-20℃冲击功≥80J，金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度≤8.0级，带状组织≤2.0级，延伸系数≥5.5。

[0012] 由于钢液在铸锭结晶过程中选择性结晶而形成化学成分呈不均匀分布的枝晶组织，铸锭中的粗大枝晶在轧制时沿变形方向被拉长，并逐渐与变形方向一致，从而形成碳及合金元素的贫化带和富化带彼此交替堆叠，在缓冷条件下，先在碳及合金元素贫化带析出共析铁素体，并将多余的碳排入两侧的富化带，最终形成以铁素体为主的带；而碳及合金元素富化带在其后形成以珠光体为主的带，因而形成了以铁素体为主的带与以珠光体为主的带彼此交替的带状组织。成分偏析越严重，形成的带状组织也越严重。由于带状组织相邻带的显微组织不同，它们的性能也不相同，具有明显的各向异性。在进行横向冲击试验时，强弱带之间会产生应力集中，造成横向冲击性能明显偏低。

[0013] P280GH钢为锰含量较高的碳素钢，铸锭枝晶组织偏析较严重，造成其成品钢管的带状组织级别高、钢管的横向冲击性能显著下降。因此，要提高P280GH厚壁无缝钢管的横向冲击性能，首先应改善P280GH钢的碳锰成分偏析。

[0014] 因此，本发明所要解决的第二个技术问题是提供一种可以明显改善钢管成分偏析的核电用无缝钢管的制备方法。

[0015] 本发明一种核电用无缝钢管的制备方法，包括以下步骤：

[0016] a、冶炼浇铸：以废钢和海绵铁为原料，熔炼，出钢，连铸，得到连铸坯；

[0017] 本发明采用优质废钢和海绵铁为原料，可以采用超高功率电弧炉熔炼，由偏心炉底出钢，确保留钢留渣，无渣出钢；

[0018] b、热轧轧管：将a步骤得到的连铸坯加热到1260～1280℃，保温6～7h；出炉，待温度降到1210～1230℃时，对管坯进行穿孔；穿孔后进行轧管，终轧温度为860～900℃；

[0019] 根据成品钢管的规格而采用相应规格的管坯，保证钢管的延伸系数≥5.5；对管坯进行穿孔可以采用在锥形穿孔机上实施；

[0020] c、热处理：分为预热处理和终热处理；

[0021] 其中，预热处理为将b步骤轧制成的钢管空冷至300～400℃入炉，加热到630～650℃后，根据钢管壁厚计，保温1.5～2min/mm；继续加热至960～980℃，保温6～8h；再随炉冷至555～565℃，保温5～6h；最后随炉冷至500℃后，出炉空冷至室温；

[0022] 终热处理为将预热处理好的钢管进行正火热处理，正火热处理后采用强制冷却方式；

[0023] 其中，正火热处理的正火温度为890～910℃，根据钢管壁厚计，保温2.5～3min/mm；

[0024] 强制冷却采用温度为10～50℃的冷却介质，冷却短暂时间后再将钢管取出，在空气中冷却至室温，即得。

[0025] 上述所述一种核电用无缝钢管的制备方法，其中a步骤中熔炼精炼时钢包炉全程吹氩搅拌，钢水经真空脱气和喂硅-铝丝处理，确保钢水成分的稳定和纯净；连铸时采用电磁搅拌和软压下措施，控制钢水在低过热度下浇注，以减轻管坯的成分偏析。

[0026] 上述所述一种核电用无缝钢管的制备方法，其中c步骤中的强制冷却的冷却介质为32#机油，且当钢管壁厚20mm＜D≤30mm时，冷却45～65s；30mm＜D≤40mm时，冷却66～95s；40mm＜D≤50mm时，冷却96～126s；这样，既能提高P280GH钢管的正火冷速，又能得到铁素体+珠光体的金相组织。

[0027] 本发明在冶炼浇铸工序，采用了连铸时使用电磁搅拌和软压下措施及控制钢水在低过热度下浇注的方法来减轻管坯的成分偏析。

[0028] 本发明的发明人还发现，当管坯的加热温度为1300℃，保温时间为16～18h时，钢中的碳锰成分偏析将得到彻底改善，但与此同时会带来管坯的氧化脱碳及烧损严重、晶粒异常粗大、能源消耗大、生产成本高的问题，为此，在环形炉加热工序中，本发明将P280GH管坯的加热温度从通常使用的1210～1230℃提高到1260～1280℃，保温时间从3～5h延长至6～7h，通过加快碳、锰及其它合金元素的扩散速度及延长扩散时间的方法，使得P280GH钢中的碳锰成分偏析得到一定程度的改善，同时管坯的氧化脱碳及烧损程度较轻，晶粒也不会异常长大。

[0029] 由于上述管坯的加热温度较高、保温时间较长，为细化成品钢管的晶粒度，须对管坯进行充分变形。本发明根据成品钢管的规格而采用了相应规格的管坯，以保证钢管的延伸系数≥5.5，使得钢管的变形量能够满足细化晶粒的要求。

[0030] 本发明将管坯的穿孔温度控制在1210～1230℃，通过采用在较低的穿孔温度下变形及将终轧温度控制在860～900℃的方法来细化成品钢管的晶粒。

[0031] 虽然本发明采取了控制钢管的延伸系数、穿孔温度、终轧温度的措施，但由于管坯的加热温度较高、保温时间较长，成品钢管仍可能存在着晶粒粗大、混晶的现象，为此，本发明在钢管最终热处理之前进行了预热处理。

[0032] 在预热处理中，首先将轧制完成的P280GH钢管加热到630～650℃后进行预热，以降低加热过程中的热应力，避免钢管开裂；后又加热至960～980℃后充分保温，利用碳原子在950℃以上扩散速度显著加快的原理来降低钢中的碳偏析，同时减轻钢中的锰偏析；保温后，炉冷至555～565℃充分保温，得到铁素体+碳化物的平衡组织，从而切断了原始粗大晶粒及混晶的组织遗传，得到了细小均匀的奥氏体晶粒，同时，钢中的的碳锰成分偏析也得到了一定程度的改善。

[0033] 在最终的正火处理中，为改善带状组织，本发明首先将通常采用的正火保温时间从1.5～2min/mm提高到2.5～3min/mm，以提高正火奥氏体化过程中合金元素分布的均匀性，通过采取减轻成分偏析的方法来改善成品钢管的带状组织。.

[0034] 其次，采用了将钢管在32#机油中进行短暂停留后空冷的方法来加快正火冷速，使过冷奥氏体在较低温度下转变，且碳不能充分扩散到碳化物形成元素富化区，这样，不仅可以显著改善其带状组织，而且还可以细化铁素体晶粒和珠光体团的尺寸。

[0035] 本发明选用32#机油做为正火处理的冷却介质，利用32#机油的冷却能力明显较水冷差而又稍快于雾冷的特点。由于P280GH钢为低碳锰钢，碳及合金元素含量低，淬透性差；且P280GH厚壁钢管的尺寸处于20～50mm之间，热容量较大。因此，当P280GH厚壁钢管奥氏体化后浸入32#机油中短暂停留后，可不发生贝氏体或马氏体相变，同时可以实现加快正火冷速及提高冷却均匀性的目的。此外，在正火过程中，32#机油的液温应控制在10～50℃，避免应油温过高而影响机油的使用寿命。

[0036] 本发明制备的P280GH厚壁钢管的成分偏析和带状组织明显减轻，原奥氏体晶粒及铁素体晶粒得到细化，从而显著提高了其横向冲击韧性及其它力学性能，其金相组织也能够满足RCC-M《压水堆核岛机械设备设计和建造规范》的要求。

附图说明

[0037] 图1 为实施例1中Ф168.3×22的P280GH钢管的金相组织(100×)；

[0038] 图2 为实施例2中Ф457×37的P280GH钢管的金相组织(100×)。

具体实施方式

[0039] 本发明一种核电用无缝钢管，其钢坯由以下重量百分比成分组成：C 0.13～0.15％、Si0.15～0.38％、Mn 0.80～1.20％、P≤0.015％、S≤0.001％、Cr≤0.25％、Ni≤
0.50％、Mo≤0.10％、Cu≤0.18％、Al 0.020～0.050％、Sn≤0.03％，余量为Fe。

[0040] 进一步，作为更优选的技术方案，本发明所述一种核电用无缝钢管，其钢坯由以下重量百分比成分组成：C 0.128～0.136％、Si 0.28～0.32％、Mn 0.98～1.05％、P≤0.012％、S≤0.0008％、Cr≤0.15％、Ni≤0.09％、Mo≤0.04％、Cu≤0.08％、Al 0.032～
0.035％、Sn≤0.008％，余量为Fe。

[0041] 进一步，作为更优选的技术方案，本发明所述一种核电用无缝钢管，其钢坯由以下重量百分比成分组成：C 0.136％、Si 0.28％、Mn 1.05％、P 0.012％、S 0.0008％、Cr 0.12％、Ni 0.08％、Mo 0.04％、Cu 0.08％、Al 0.032％、Sn 0.008％，余量为Fe。

[0042] 或者作为更优选的技术方案，其钢坯由以下重量百分比成分组成：C 0.128％、Si 0.32％、Mn 0.98％、P 0.011％、S 0.0006％、Cr 0.15％、Ni 0.09％、Mo 0.04％、Cu 
0.08％、Al 0.035％、Sn 0.007％，余量为Fe。

[0043] 上述所述一种核电用无缝钢管，钢管的屈服强度≥298MPa，抗拉强度≥520MPa，-20℃冲击功≥80J，金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度≤8.0级，带状组织≤2.0级，延伸系数≥5.5。

[0044] 由于钢液在铸锭结晶过程中选择性结晶而形成化学成分呈不均匀分布的枝晶组织，铸锭中的粗大枝晶在轧制时沿变形方向被拉长，并逐渐与变形方向一致，从而形成碳及合金元素的贫化带和富化带彼此交替堆叠，在缓冷条件下，先在碳及合金元素贫化带析出共析铁素体，并将多余的碳排入两侧的富化带，最终形成以铁素体为主的带；而碳及合金元素富化带在其后形成以珠光体为主的带，因而形成了以铁素体为主的带与以珠光体为主的带彼此交替的带状组织。成分偏析越严重，形成的带状组织也越严重。由于带状组织相邻带的显微组织不同，它们的性能也不相同，具有明显的各向异性。在进行横向冲击试验时，强弱带之间会产生应力集中，造成横向冲击性能明显偏低。

[0045] P280GH钢为锰含量较高的碳素钢，铸锭枝晶组织偏析较严重，造成其成品钢管的带状组织级别高、钢管的横向冲击性能显著下降。因此，要提高P280GH厚壁无缝钢管的横向冲击性能，首先应改善P280GH钢的碳锰成分偏析。

[0046] 因此，本发明所要解决的第二个技术问题是提供一种可以明显改善钢管成分偏析的核电用无缝钢管的制备方法。

[0047] 本发明一种核电用无缝钢管的制备方法，包括以下步骤：

[0048] a、冶炼浇铸：以废钢和海绵铁为原料，熔炼，出钢，连铸，得到连铸坯；

[0049] 本发明采用优质废钢和海绵铁为原料，可以采用超高功率电弧炉熔炼，由偏心炉底出钢，确保留钢留渣，无渣出钢；

[0050] b、热轧轧管：将a步骤得到的连铸坯加热到1260～1280℃，保温6～7h；出炉，待温度降到1210～1230℃时，对管坯进行穿孔；穿孔后进行轧管，终轧温度为860～900℃；

[0051] 根据成品钢管的规格而采用相应规格的管坯，保证钢管的延伸系数≥5.5；对管坯进行穿孔可以采用在锥形穿孔机上实施；

[0052] c、热处理：分为预热处理和终热处理；

[0053] 其中，预热处理为将b步骤轧制成的钢管空冷至300～400℃入炉，加热到630～650℃后，根据钢管壁厚计，保温1.5～2min/mm；继续加热至960～980℃，保温6～8h；再随炉冷至555～565℃，保温5～6h；最后随炉冷至500℃后，出炉空冷至室温；

[0054] 终热处理为将预热处理好的钢管进行正火热处理，正火热处理后采用强制冷却方式；

[0055] 其中，正火热处理的正火温度为890～910℃，根据钢管壁厚计，保温2.5～3min/mm；

[0056] 强制冷却采用温度为10～50℃的冷却介质，冷却短暂时间后再将钢管取出，在空气中冷却至室温，即得。

[0057] 上述所述一种核电用无缝钢管的制备方法，其中a步骤中熔炼精炼时钢包炉全程吹氩搅拌，钢水经真空脱气和喂硅-铝丝处理，确保钢水成分的稳定和纯净；连铸时采用电磁搅拌和软压下措施，控制钢水在低过热度下浇注，以减轻管坯的成分偏析。

[0058] 上述所述一种核电用无缝钢管的制备方法，其中c步骤中的强制冷却的冷却介质为32#机油，且当钢管壁厚20mm＜D≤30mm时，冷却45～65s；30mm＜D≤40mm时，冷却66～95s；40mm＜D≤50mm时，冷却96～126s；这样，既能提高P280GH钢管的正火冷速，又能得到铁素体+珠光体的金相组织。

[0059] 本发明在冶炼浇铸工序，采用了连铸时使用电磁搅拌和软压下措施及控制钢水在低过热度下浇注的方法来减轻管坯的成分偏析。

[0060] 本发明的发明人还发现，当管坯的加热温度为1300℃，保温时间为16～18h时，钢中的碳锰成分偏析将得到彻底改善，但与此同时会带来管坯的氧化脱碳及烧损严重、晶粒异常粗大、能源消耗大、生产成本高的问题，为此，在环形炉加热工序中，本发明将P280GH管坯的加热温度从通常使用的1210～1230℃提高到1260～1280℃，保温时间从3～5h延长至6～7h，通过加快碳、锰及其它合金元素的扩散速度及延长扩散时间的方法，使得P280GH钢中的碳锰成分偏析得到一定程度的改善，同时管坯的氧化脱碳及烧损程度较轻，晶粒也不会异常长大。

[0061] 由于上述管坯的加热温度较高、保温时间较长，为细化成品钢管的晶粒度，须对管坯进行充分变形。本发明根据成品钢管的规格而采用了相应规格的管坯，以保证钢管的延伸系数≥5.5，使得钢管的变形量能够满足细化晶粒的要求。

[0062] 本发明将管坯的穿孔温度控制在1210～1230℃，通过采用在较低的穿孔温度下变形及将终轧温度控制在860～900℃的方法来细化成品钢管的晶粒。

[0063] 虽然本发明采取了控制钢管的延伸系数、穿孔温度、终轧温度的措施，但由于管坯的加热温度较高、保温时间较长，成品钢管仍可能存在着晶粒粗大、混晶的现象，为此，本发明在钢管最终热处理之前进行了预热处理。

[0064] 在预热处理中，首先将轧制完成的P280GH钢管加热到630～650℃后进行预热，以降低加热过程中的热应力，避免钢管开裂；后又加热至960～980℃后充分保温，利用碳原子在950℃以上扩散速度显著加快的原理来降低钢中的碳偏析，同时减轻钢中的锰偏析；保温后，炉冷至555～565℃充分保温，得到铁素体+碳化物的平衡组织，从而切断了原始粗大晶粒及混晶的组织遗传，得到了细小均匀的奥氏体晶粒，同时，钢中的的碳锰成分偏析也得到了一定程度的改善。

[0065] 在最终的正火处理中，为改善带状组织，本发明首先将通常采用的正火保温时间从1.5～2min/mm提高到2.5～3min/mm，以提高正火奥氏体化过程中合金元素分布的均匀性，通过采取减轻成分偏析的方法来改善成品钢管的带状组织。.

[0066] 其次，采用了将钢管在32#机油中进行短暂停留后空冷的方法来加快正火冷速，使过冷奥氏体在较低温度下转变，且碳不能充分扩散到碳化物形成元素富化区，这样，不仅可以显著改善其带状组织，而且还可以细化铁素体晶粒和珠光体团的尺寸。

[0067] 本发明选用32#机油做为正火处理的冷却介质，利用32#机油的冷却能力明显较水冷差而又稍快于雾冷的特点。由于P280GH钢为低碳锰钢，碳及合金元素含量低，淬透性差；且P280GH厚壁钢管的尺寸处于20～50mm之间，热容量较大。因此，当P280GH厚壁钢管奥氏体化后浸入32#机油中短暂停留后，可不发生贝氏体或马氏体相变，同时可以实现加快正火冷速及提高冷却均匀性的目的。此外，在正火过程中，32#机油的液温应控制在10～50℃，避免应油温过高而影响机油的使用寿命。

[0068] 下面结合实施例对本发明的具体实施方式做进一步的描述，并不因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。

[0069] 实施例1

[0070] Ф168.3×22的P280GH钢管的生产

[0071] 冶炼浇铸：

[0072] 采用优质废钢+海绵铁为原料，采用超高功率电弧炉熔炼，由偏心炉底出钢，确保留钢留渣，无渣出钢；

[0073] 精炼时采用钢包炉全程吹氩搅拌，钢水经真空脱气和喂硅-铝丝处理，确保钢水成分的稳定和纯净；

[0074] 连铸时采用电磁搅拌和软压下措施，控制钢水在低过热度下浇注，以减轻管坯的成分偏析；

[0075] 通过冶炼和连铸，得到Ф280的连铸坯，钢坯的化学成分见表1，[0076] 表1 P280GH钢坯的化学成分

[0077]C Si Mn P S Cr Ni Cu Mo Al Sn
0.136％ 0.28％ 1.05％ 0.012％ 0.0008％ 0.12％ 0.08％ 0.08％ 0.04％ 0.032％ 0.008％[0078] 轧管：

[0079] 采用Ф280的连铸坯轧管，延伸系数为6.89；

[0080] 轧制前管坯的加热温度为1260℃，保温时间为6.5h；

[0081] 管坯出炉并待其温度降至1220℃后在锥形穿孔机上实施穿孔；

[0082] 然后在轧机上进行轧管，控制终轧温度在860～900℃。

[0083] 热处理：

[0084] 1、预热处理

[0085] P280GH钢管轧制完成后空冷至300～400℃入炉，加热到630℃后保温，保温时间为35min；

[0086] 保温后继续加热至960℃后保温，保温时间为8h；

[0087] 保温后，炉冷至560℃保温，保温时间为6h；

[0088] 然后炉冷至500℃后出炉空冷至室温。

[0089] 2、终热处理

[0090] 经过预热处理的钢管进行最终热处理，热处理制度为正火热处理，步骤如下：

[0091] 正火温度为910℃，保温时间为66min；

[0092] 冷却采用强制冷却的方式，具体方法为：

[0093] 冷却介质采用32#机油，液温控制温度为10～50℃。

[0094] 将钢管浸入冷却介质中45s后，再从冷却介质中取出，并在空气中冷却至室温。

[0095] 钢管性能检测:

[0096] Ф168.3×22的P280GH钢管的性能检测结果见表2～表3,金相组织见附图1。其中，非金属夹杂物的检验标准为GB/T10561，带状组织的检验标准为GB/T 13299，晶粒度的检验标准为GB/T 6394。

[0097] 表2 非金属夹杂物、晶粒度及金相组织情况

[0098]

[0099] 表3 无缝钢管的力学性能

[0100]

[0101] 实施例2

[0102] Ф457×37的P280GH钢管的生产

[0103] 冶炼浇铸：

[0104] 采用优质废钢+海绵铁为原料，采用超高功率电弧炉熔炼，由偏心炉底出钢，确保留钢留渣，无渣出钢；

[0105] 精炼时采用钢包炉全程吹氩搅拌，钢水经真空脱气和喂硅-铝丝处理，确保钢水成分的稳定和纯净；

[0106] 连铸时采用电磁搅拌和软压下措施，控制钢水在低过热度下浇注，以减轻管坯的成分偏析；

[0107] 通过冶炼和连铸，得到Ф620的连铸坯，钢坯的化学成分见表4，[0108] 表4 P280GH钢坯的化学成分

[0109]C Si Mn P S Cr Ni Cu Mo Al Sn
0.128％ 0.32％ 0.98％ 0.011％ 0.0006％ 0.15％ 0.09％ 0.08％ 0.04％ 0.035％ 0.007％[0110] 轧管：

[0111] 采用Ф620的连铸坯轧管，延伸系数为5.97；

[0112] 轧制前管坯的加热温度为1280℃，保温时间为7h；

[0113] 管坯出炉并待其温度降至1220℃后在锥形穿孔机上实施穿孔；

[0114] 然后在轧机上进行轧管，控制终轧温度在860-900℃。

[0115] 热处理：

[0116] 1、预热处理

[0117] P280GH钢管轧制完成后空冷至300～400℃入炉，加热到630℃后保温，保温时间为65min；

[0118] 保温后继续加热至980℃后保温，保温时间为8h；

[0119] 保温后，炉冷至565℃保温，保温时间为6h；

[0120] 然后炉冷至500℃后出炉空冷至室温。

[0121] 2、最终热处理

[0122] 经过预热处理的钢管进行最终热处理，热处理制度为正火热处理，步骤如下：

[0123] 正火温度为890℃，保温时间为100min；

[0124] 冷却采用强制冷却的方式，具体方法为：

[0125] 冷却介质采用32#机油，液温控制温度为10～50℃。

[0126] 将钢管浸入冷却介质中92s后，再从冷却介质中取出，并在空气中冷却至室温。

[0127] 钢管性能检测

[0128] Ф457×37的P280GH钢管的性能检测结果见表5～表6,金相组织见附图2。

[0129] 其中，非金属夹杂物的检验标准为GB/T10561，带状组织的检验标准为GB/T 13299，晶粒度的检验标准为GB/T6394。

[0130] 表5 非金属夹杂物、晶粒度及金相组织情况

[0131]

[0132] 表6 无缝钢管的力学性能

[0133]