CN104372239B - 一种钒氮微合金高强相变诱发塑性钢无缝管及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于钢铁技术领域，具体地，本发明涉及一种钒氮微合金高强相变诱发塑性钢无缝管及其制备方法。本发明的钒氮微合金化高强相变诱发塑性钢无缝管，其化学成分按重量百分比计包含：C：0.18％～0.24％，Si：1.0％～1.6％，Mn：1.2％～1.6％，V：0.17％～0.22％，N：0.01％～0.03％，P≤0.06％，S≤0.005％，其余为铁和不可避免的杂质。本发明利用薄壁钢管的中频感应热处理装置并辅以钒氮微合金化成分设计，将相变诱发塑性钢所具有的良好的强度和延伸率配合的优点成功地应用到钢管的生产领域，有效地实现以空心构件代替实心构件达到汽车的轻量化，同时促进内高压成形技术的进一步发展，不仅生产出高强度、大变形量和形状复杂的内高压成形件，也极大地降低生产成本，具有广阔的应用前景。

Description

一种钒氮微合金高强相变诱发塑性钢无缝管及其制备方法

技术领域

本发明属于钢铁技术领域，具体地，本发明涉及一种钒氮微合金高强相变诱发塑性钢无缝管及其制备方法。

背景技术

随着全球环境和能源危机的日益加剧，节能、减排已成为汽车制造业面临的首要问题，在保证整车性能的前提下实现轻量化技术依然是汽车行业的发展潮流，其中通过使用空心部件代替实心部件的应用是目前实现汽车轻量化的最为有效途径之一。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和高塑性的空心件作为载体。相变诱发塑性钢以其良好的强度和延伸率配合的优点，可解决普通碳素钢无缝管由于存在强度与塑性之间的矛盾，而在内高压成形领域的实际应用中一直受到限制的问题。

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，这些材料可用于制备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，但是这些材料的强度普遍较低。近年来，不锈钢被试用为内高压加工的材料，得到满意的试验结果，但是由于不锈钢较高的成本，生产仍然受到限制。

并且，对于钢管的热处理方式仍以燃气加热和电阻加热为主，这样所加工的钢管的规格和长度受到限制；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，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，导致钢管的弯曲。

发明内容

本发明的目的在于，针对现有技术存在的诸多问题，提供一种钒氮微合金化高强相变诱发塑性钢无缝管及其生产方法。本发明采用中频感应热处理装置，通过合理的成分设计及工艺控制，成功地将相变诱发塑性钢所具有的高强度高塑性的双重优点应用到钢管的制备领域，实现高强度、高成形性能的相变诱发塑性钢无缝管的在线连续制造。

为实现以上目的，本发明的技术方案是：

本发明的钒氮微合金化高强相变诱发塑性钢无缝管，其化学成分按重量百分比计包含：C：0.18％～0.24％，Si：1.0％～1.6％，Mn：1.2％～1.6％，V：0.17％～0.22％，N：0.01％～0.03％，P≤0.06％，S≤0.005％，其余为铁和不可避免的杂质。

本发明所述钒氮微合金化高强相变诱发塑性钢无缝管的微观组织包括贝氏体铁素体和13.0wt％～28.5wt％的薄膜状残余奥氏体，其基体中弥散地分布着直径为2～8nm的细小V(C，N)析出粒子。

本发明所述的钒氮微合金化高强相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度≥1050MPa，屈强比≤0.70，延伸率≥22.0％，加工硬化指数≥0.22。进一步优选地，所述钒氮微合金化高强相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度1050～1380MPa，屈强比0.58～0.70，延伸率22.0％～28.5％，加工硬化指数0.22～0.28。

本发明提供的上述钒氮微合金化高强相变诱发塑性钢无缝管的制备方法，包括以下步骤：

1)依次经冶炼、锻棒、车削、加热、穿孔和冷拔处理制得无缝冷拔管；

2)热处理：a)将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈以25～35℃/s的加热速率加热至奥氏体化温度区910～950℃，退火处理30～90s；

b)退火处理后以50～80℃/s的速率冷却到贝氏体区470～500℃，等温处理30～100s；

c)冷却至室温，得到相变诱发塑性钢无缝管；所述冷却可以通过空冷、水冷，也可以自然冷却。

上述制备方法中，所述锻棒、车削、加热、穿孔以及冷拔步骤具体为：

所述锻棒步骤为：将冶炼后得到的铸锭锻造成棒材；

所述车削步骤为：车削锻棒制得的棒材，除去外表面褶皱和缺陷后形成管坯；

所述加热步骤为：将车削后管坯加热到1200～1250℃，并保温2～3小时；

所述穿孔步骤为：将加热后的管坯加热处理后进行穿孔，然后冷却至室温；

所述冷拔步骤为：冷拔穿孔后管坯，制得无缝冷拔管；其中，冷拔处理的道次为3～7道次。

上述制备过程中，所制得的无缝冷拔管的壁厚≤20mm，外径≤1000mm。

与现有技术相比较，本发明的特点和有益效果是：

1.本发明解决了采用目前较为成熟的材料(低强度钢管、钛管、铝管以及镁管)作为内高压加工材料时强度普遍较低，尝试采用不锈钢作为内高压加工的材料时虽然试验性能优良然而成本较高，因而生产仍然受到限制的难题。采用本发明的材料及在线制备方法，可生产出性价比相对较高的钒氮微合金化高强相变诱发塑性 钢无缝管。同时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两相比例，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。

2.本发明制备过程中使用的薄壁钢管的中频感应热处理装置，具有加热速度稳定、节能环保、自动化程度高、加热过程易于控制以及制造成本低的特点，实现了无缝管在热处理过程中的连续化、自动化及热处理后钢管表面质量良好且无严重氧化铁皮，同时实现了高强度、高成形性能的相变诱发塑性钢无缝管的在线连续制造。还促进内高压成形技术的进一步发展，不仅能生产出高强度、大变形量和形状复杂的内高压成形件，还极大地降低生产成本，具有广阔的应用前景。

3.本发明采用钒氮微合金化成分设计思路，添加0.17％～0.22％的V，并通过增加氮含量至0.01～0.03％，使钢中固溶状态的V更多的转变为析出状态，起到了更多的沉淀强化作用；而且N的增加还会促进碳(氮)化钒在奥氏体和贝氏体铁素体界面的析出，有效阻止晶粒的长大，起到了细化晶粒的作用。本发明基体中弥散地分布着直径为2～8nm的细小V(C，N)析出粒子，根据有关的方法进行估算其对材料强度的贡献＞200MPa，本发明的相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度≥1050MPa。

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13.0％～28.5％的薄膜状残余奥氏体，由于在贝氏体铁素体相变的过程中，两侧的贝氏体铁素体同时向残余奥氏体中排碳，使得这种薄膜状残余奥氏体接收到更多从贝氏体铁素体中排出的碳，同时由于Si元素(本发明所选用的钢材原材料的化学组成中含有1.0％～1.6％的Si)不易在渗碳体中溶解，从而抑制了渗碳体的形成，有效地促进碳向奥氏体转移，因而使得这种薄膜状残余奥氏体稳定性更高，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铁素体产生水静压力，能使在塑性变形过程中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。

5.本发明利用薄壁钢管的中频感应热处理装置，制备得到的相变诱发塑性钢无缝管产品具有优异的强塑性匹配，达到27161MPa.％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≥0.22)和≤0.70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。

附图说明

图1为本发明实施例工艺1-III制备的相变诱发塑性钢无缝管在Quanta 600扫描电镜下的金相组织。

图2为本发明实施例工艺1-III制备的相变诱发塑性钢无缝管在透射电镜下观察到的组织形貌。

图3为本发明实施例工艺1-III制备的相变诱发塑性钢无缝管在透射电镜下观察到的组织形貌(与图2不同部位)。

图4为本发明实施例工艺1-III制备的相变诱发塑性钢无缝管在透射电镜下观察到的薄膜状残余奥氏体明场形貌。

图5为本发明实施例工艺1-III制备的相变诱发塑性钢无缝管在透射电镜下观察到的薄膜状残余奥氏体暗场形貌。

图6为图4中圆圈所标识区域的衍射花样。

图7为本发明实施例工艺1-III制备的相变诱发塑性钢无缝管在透射电镜下观察到的析出相的TEM形貌。

图8为本发明实施例工艺1-Ⅵ制备的相变诱发塑性钢无缝管在透射电镜下观察到的析出相的TEM形貌。

图9为图8中“A”处的EDS分析结果。

图10为本发明实施例工艺1-III、2-Ⅳ、3-II和6-Ⅰ制备的相变诱发塑性钢无缝管的拉伸曲线图。

具体实施方式

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。

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：0.18％～0.24％，Si：1.0％～1.6％，Mn：1.2％～1.6％，V：0.17％～0.22％，N：0.01％～0.03％，并限制P≤0.06％，S≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明实施例中将冶炼后得到的铸锭锻造成棒材，车削棒材除去外表面褶皱和缺陷后形成管坯，再将管坯加热到1200～1250℃并保温2-3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，即得到壁厚≤20mm、外径≤1000mm的无缝冷拔钢管。

本发明实施例中将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈以25～35℃/s的加热速率加热至奥氏体化温度区910～950℃，退火处理30～90s后采用压缩空气以50～80℃/s的速率冷却到贝氏体区470～500℃，等温处理30～100s；最后空冷﹑水冷或自然冷却至室温，即得到本发明的贝氏体铁素体基体的相变诱发塑性钢无缝管。

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Quanta 600扫描电镜下进行观察。利用H-800型透射电镜观察相变诱发塑性钢无缝管的形貌组织、钒的碳氮化物析出和残余奥氏体形貌。

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X射线衍射分析。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V_γ＝1.4I_γ/(I_α+1.4I_γ)求得残余奥氏体的相对量。

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，其屈服强度、抗拉强度、屈强比、延伸率等力学性能的测定方法采用中华人民共和国国家标准GB/T 228-2002。

实施例1

本实施例所选用的钢材化学组成按质量百分比为C：0.18％，Si：1.52％，Mn：1.41％，V：0.17％，N：0.01％，P：0.008％，S：0.004％，余量为Fe。

将冶炼后的铸锭锻造成棒材，车削棒材除去外表面褶皱和缺陷后形成管坯，再将管坯加热到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1.5mm、外径44mm的无缝冷拔钢管。

将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈以35℃/s的加热速率加热至奥氏体化温度区910～950℃，退火处理30～90s后采用压缩空气以约60℃/s的速率冷却到贝氏体区470～500℃，等温处理30～90s后自然冷却至室温，获得本发明的贝氏体铁素体基体的相变诱发塑性钢无缝管，本实施例共包括7个具体的工艺方法，其具体工艺参数参见表1。

表1实施例1的退火工艺参数和力学性能

以工艺1-III为例，说明本发明制备的相变诱发塑性钢无缝管的微观组织形貌特征。图1为Quanta 600扫描电镜下的金相组织，可见本发明制备的无缝管组织由贝氏体铁素体和残余奥氏体组成，图2-3更清晰、直观地给出了透射电镜下观察到的无缝管的组织形貌，薄膜状残余奥氏体均匀地分布在贝氏体铁素体板条间。为了证明这些分布在贝氏体铁素体板条间的薄膜状组织为残余奥氏体组织，图6中的衍射斑表明图4中所标记处为[110]的面心立方结构。显微组织中残余奥氏体体积分数在13.0％～24.2％范围内，见表1。

图7、8和9分别为为本发明实施例工艺1-III和1-Ⅵ制备的相变诱发塑性钢无缝管在透射电镜下观察到的析出相的形貌及其EDS分析结果，可以观察到基体中弥散地分布着直径为2～8nm的细小V(C，N)析出粒子，根据有关的方法进行估算其对材料强度的贡献＞200MPa。N的加入使钢中固溶状态的V更多的转变为析出状态，起到了更多的沉淀强化作用。V在钢中沉淀强化的效果取决于析出相的数量和弥散度，质点越多、越细小弥散，沉淀强化的效果越大，实施例1的所有工艺条件下，抗拉强度达到1050～1094MPa。

由此可以推断，将冷拔无缝钢管利用本发明技术方案制备得到基体为贝氏体铁素体组织的相变诱发塑性钢无缝钢管是可行的。对制备得到的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。工艺1-III在室温时的拉伸曲线如图10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1-I至Ⅶ工艺条件下各生产了15根无缝钢管，其成品的抗拉强度均≥1050MPa，屈强比均≤0.63，延伸率均≥26.8％，加工硬化指数均(n)≥0.24，强塑积均≥28703MPa.％，采用本实施例工艺生产的无缝钢管成品率达到100％。

实施例2

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：1.0％，Mn：1.20％，V：0.19％，N：0.018％，P：0.019％，S：0.005％，余量为Fe。

将冶炼后的铸锭锻造成棒材，车削棒材除去外表面褶皱和缺陷后形成管坯，再将管坯加热到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5道次冷拔，即得到壁厚2.3mm、外径56mm的无缝冷拔钢管。

将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈以30℃/s的加热速率加热至奥氏体化温度区920～950℃，退火处理60～90s后采用压缩空气以约50℃/s的速率冷却到贝氏体区480～500℃，等温处理30～100s后自然冷却至室温，获得本发明的贝氏体铁素体基体的相变诱发塑性钢无缝管，本实施例共包括6个具体的工艺方法，其具体工艺参 数参见表2，显微组织中残余奥氏体体积分数在13.8％～24.6％范围内。

对制备得到的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。工艺2-Ⅳ在室温时的拉伸曲线如图5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2-I至Ⅵ工艺条件下各生产了20根无缝钢管，其成品的抗拉强度均≥1052MPa，屈强比均≤0.63，延伸率均≥26.0％，加工硬化指数均(n)≥0.24，强塑积均≥28355MPa.％，采用本实施例工艺生产的无缝钢管成品率达到100％。

表2实施例2的退火工艺参数和力学性能

实施例3

本实施例所选用的钢材化学组成按质量百分比为C：0.21％，Si：1.14％，Mn：1.49％，V：0.20％，N：0.023％，P：0.06％，S：0.004％，余量为Fe。

将冶炼后的铸锭锻造成棒材，车削棒材除去外表面褶皱和缺陷后形成管坯，再将管坯加热到1250℃并保温3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0.9mm、外径1000mm的无缝冷拔钢管。

将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈以35℃/s的加热速率加热至奥氏体化温度区910～950℃，退火处理60～90s后采用压缩空气以约60℃/s的速率冷却到贝氏体区470～500℃，等温处理30～100s后空冷至室温，获得本发明的贝氏体铁素体基体的相变诱发塑性钢无缝管，本实施例共包括8个具体的工艺方法，其具体工艺参数参见表3，显微组织中残余奥氏体体积分数在18.5％～28.5％范围内。

表3实施例3的退火工艺参数和力学性能

对制备得到的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。工艺3-II在室温时的拉伸曲线如图5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3-I至Ⅷ工艺条件下各生产了10根无缝钢管，其成品的抗拉强度均≥1085MPa，屈强比均≤0.63，延伸率均≥25.3％，加工硬化指数均(n)≥0.24，强塑积均≥30380MPa.％，采用本实施例工艺生产的无缝钢管成品率达到100％。

实施例4

本实施例所选用的钢材化学组成按质量百分比为C：0.23％，Si：1.60％，Mn：1.54％，V：0.22％，N：0.03％，P：0.056％，S：0.003％，余量为Fe。

将冶炼后的铸锭锻造成棒材，车削棒材除去外表面褶皱和缺陷后形成管坯，再将管坯加热到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34mm的无缝冷拔钢管。

将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈以25℃/s的加热速率加热至奥氏体化温度区920～940℃，退火处理40～50s后采用压缩空气以约80℃/s的速率冷却到贝氏体区470～500℃，等温处理40～80s后水冷至室温，获得本发明的贝氏体铁素体基体的相变诱发塑性钢无缝管，本实施例共包括4个具体的工艺方法，其具体工艺参数参见表4，显微组织中残余奥氏体体积分数在20.9％～25.1％范围内。

表4实施例4的退火工艺参数和力学性能

对制备得到的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4-I至Ⅳ工艺条件下各生产了15根无缝钢管，其成品的抗拉强度均≥1204MPa，屈强比均≤0.70，延伸率均≥22.0％，加工硬化指数均(n)≥0.22，强塑积均≥27161MPa.％，采用本实施例工艺生产的无缝钢管成品率达到100％。

实施例5

本实施例所选用的钢材化学组成按质量百分比为C：0.24％，Si：1.53％，Mn：1.60％，V：0.22％，N：0.028％，P：0.024％，S：0.003％，余量为Fe。

将冶炼后的铸锭锻造成棒材，车削棒材除去外表面褶皱和缺陷后形成管坯，再将管坯加热到1250℃并保温3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14.1mm、外径92mm的无缝冷拔钢管。

将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈以30℃/s的加热速率加热至奥氏体化温度区910～950℃，退火处理60s后采用压缩空气以约60℃/s的速率冷却到贝氏体区480～500℃，等温处理60s后自然冷却至室温，获得本发明的贝氏体铁素体基体的相变诱发塑性钢无缝管，本实施例共包括2个具体的工艺方法，其具体工艺参数参见表5，显微组织中残余奥氏体体积分数在18.3～21.5％范围内。

表5实施例5的退火工艺参数和力学性能

对制备得到的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5。在本实施例5-I至II工艺条件下各生产了5根无缝钢管，其成品的抗拉强度均≥1306MPa，屈强比均≤0.69，延伸率均≥22.4％，加工硬化指数均(n)≥0.22，强塑积均≥29770MPa.％，采用本实施例工艺生产的无缝钢管成品率达到100％。

实施例6

本实施例所选用的钢材同实施例5。

将冶炼后的铸锭锻造成棒材，车削棒材除去外表面褶皱和缺陷后形成管坯，再 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5道次冷拔，即得到壁厚3.2mm、外径804mm的无缝冷拔钢管。

将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈以30℃/s的加热速率加热至奥氏体化温度930℃，退火处理50s后采用压缩空气以约70℃/s的速率冷却到贝氏体区490℃，等温处理30～100s后自然冷却至室温，获得本发明的贝氏体铁素体基体的相变诱发塑性钢无缝管，本实施例共包括3个具体的工艺方法，其具体工艺参数参见表6，显微组织中残余奥氏体体积分数在21.6～26.3％范围内。

表6实施例6的退火工艺参数和力学性能

对制备得到的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6。工艺6-I在室温时的拉伸曲线如图5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6-I至III工艺条件下各生产了5根无缝钢管，其成品的抗拉强度均≥1302MPa，屈强比均≤0.69，延伸率均≥23.1％，加工硬化指数均(n)≥0.22，强塑积均≥31813MPa.％，采用本实施例工艺生产的无缝钢管成品率达到100％。

本技术领域中的普通技术人员应当认识到，以上的实施例仅是用来说明本发明，而并非用作为对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对以上所述实施例的变化、变型都将落在本发明的权利要求书范围内。

Claims (6)

1.一种钒氮微合金化高强相变诱发塑性钢无缝管，其特征在于，所述相变诱发塑性钢无缝管的化学成分按重量百分比计包含：C：0.18％～0.24％，Si：1.0％～1.6％，Mn：1.2％～1.6％，V：0.17％～0.22％，N：0.01％～0.03％，P≤0.06％，S≤0.005％，其余为铁和不可避免的杂质；所述相变诱发塑性钢无缝管为无缝冷拔管；所述相变诱发塑性钢无缝管的微观组织包括贝氏体铁素体和体积分数13.0％～28.5％的残余奥氏体，其基体中分布着直径为2～8nm的V(C，N)析出粒子。

2.根据权利要求1所述的相变诱发塑性钢无缝管，其特征在于，所述相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度≥1050MPa，屈强比≤0.70，延伸率≥22.0％，加工硬化指数≥0.22。

3.根据权利要求2所述的相变诱发塑性钢无缝管，其特征在于，所述相变诱发塑性钢无缝管的抗拉强度为1050～1380MPa，屈强比为0.58～0.70，延伸率为22.0％～28.5％，加工硬化指数为0.22～0.28。

4.一种权利要求1-3任一所述相变诱发塑性钢无缝管的制备方法，包括以下步骤：

1)依次经冶炼、锻棒、车削、加热、穿孔和冷拔处理制得无缝冷拔管；

2)热处理：a)将无缝冷拔钢管采用中频加热感应线圈以25～35℃/s的加热速率加热至奥氏体化温度区910～950℃，退火处理30～90s；

b)退火处理后以50～80℃/s的速率冷却到贝氏体区470～500℃，等温处理30～100s；

c)冷却至室温，得到相变诱发塑性钢无缝管。

5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述锻棒步骤为：将冶炼后得到的铸锭锻造成棒材；

所述车削步骤为：车削锻棒制得的棒材，除去外表面褶皱和缺陷后形成管坯；

所述加热步骤为：将车削后管坯加热到1200～1250℃，并保温2～3小时；

所述穿孔步骤为：将加热后的管坯加热处理后进行穿孔，然后冷却至室温；

所述冷拔步骤为：冷拔穿孔后管坯，制得无缝冷拔管；其中，冷拔处理的道次为3～7道次。

6.根据权利要求4或5所述的制备方法，其特征在于，所述无缝冷拔管的壁厚≤20mm，外径≤1000mm。