CN101410542B - 韧性和焊接性优异的机械结构用高强度无缝钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种韧性和焊接性优异的机械结构用高强度无缝钢管，其特征在于，以质量％计，含有C：0.03％以上且小于0.1％、Mn：0.8～2.5％、Ti：0.005～0.035％、Nb：0.003～0.04％、B：0.0003～0.003％，且下述元素限制成Si：0.5％以下、Al：0.05％以下、P：0.015％以下、S：0.008％以下、N：0.008％以下，还含有Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％、Cu：0.1～1.0％、Mo：0.05～0.5％的一种或两种以上，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成，金属组织为自回火马氏体单一组织或自回火马氏体与下贝氏体的混合组织。

Description

韧性和焊接性优异的机械结构用高强度无缝钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合于机械结构构件特别是适合于汽缸、套筒、悬臂等结构构件以及轴等机械用构件的无缝钢管及其制造方法。 
背景技术
汽车和工程机械所使用的机械部件，是将棒钢锻造、切削加工形成为规定的形状之后，通过调质热处理而被赋予规定的力学性质。近年来，关于中空形状部件，使用具有所需要的力学性质的钢管作为坯材，通过缩短锻造工序以及省略热处理工序来谋求制造成本降低的情况不断增加。 
可是，一般地钢管比棒钢的价格高，特别是无缝钢管由于制造成本高，有时即使使用钢管作为中空形状部件的坯材，成本降低的效果也不充分。 
因此，人们研讨着提供降低了制造成本的廉价的钢管，曾提出了省略了热态制管后的调质热处理的所谓的非调质型的机械部件用钢管以及结构用钢管(例如参照日本特开平5-202447号公报、日本特开平10-130783号公报、日本特开平10-204571号公报、日本特开平10-324946号公报、日本特开平11-36017号公报、日本特开2004-292857号公报、日本特开2001-247931号公报)。 
可是，日本特开平5-202447号公报、日本特开平10-130783号公报、日本特开平10-204571号公报、日本特开平10-324946号公报、日本特开平11-36017号公报、日本特开2004-292857号公报所记载的钢管，均是C含量较高，大量地添加碳氮化物生成元素来提高淬硬性和析出强化能力，得到所规定的强度的钢管。 
因此，合金成本增高，另外，需要用于防止焊接时发生裂纹的预热等， 还存在损害生产率的问题。 
日本特开2001-247931号公报所记载的方法是通过在600～750℃这一相当低的温度下进行热轧来细化金属组织提高其强度的。低温轧制虽然对于厚板轧制而言是普通的技术，但是如果在低温下进行无缝轧制，则存在由于与工具接触而容易发生缺陷和过烧等问题，因此现实中适用范围被大大限制。 
另外，人们曾提出了热加工无缝钢管之后通过加速冷却来提高其强度的技术(例如参照日本专利第3503211号公报以及日本特开平7-41856号公报)。日本专利第3503211号公报所记载的方法是将最终精轧后的钢管的内表面空冷，将外表面以10～60℃/秒从Ar3点以上的温度冷却到500～400℃的范围，然后空冷的方法。日本特开平7-41856号公报所记载的方法是以热轧态直接进行淬火或加速冷却的方法。 
可是，这些技术所涉及的是油井管，由于在加速冷却后进行回火，因此制造成本较高，由于不需要考虑焊接性，因此是含有0.1％以上的碳的钢管。与此相对，在机械结构用钢管之中，汽缸和套筒等所使用的钢管，要求韧性和焊接性的情况较多，因此优选将碳量限制为小于0.1％。 
发明内容
本发明是鉴于上述现状而完成的，提供特别适合于汽缸、套筒、悬臂(boom)等结构构件以及轴(shaft)等机械用构件的要求高强度、高韧性以及焊接性的机械结构构件用无缝钢管，还提供不进行回火而廉价制造该钢管的方法。 
本发明者们研讨了通过只从外表面加速冷却，生成即使在外表面和内表面产生冷却速度的差别的环境下，在板厚方向整个截面仍可同时具备高强度和高韧性的最佳的组织的化学成分、加速冷却的冷却速度和停止温度的组合。 
本发明是基于由这样的研讨得到的见解而完成的，其要旨如下。 
(1)一种韧性和焊接性优异的机械结构用高强度无缝钢管，其特征在于，以质量％计，含有C：0.03％以上且小于0.1％、Mn：0.8～2.5％、Ti：0.005～0.035％、Nb：0.003～0.04％、B：0.0003～0.003％，且下述元素限制为Si：0.5％以下、Al：0.05％以下、P：0.015％以下、S：0.008％以下、N：0.008％以下，还含有Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％、Cu：0.1～1.0％、Mo：0.05～0.5％的一种或两种以上，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成，金属组织为自回火马氏体单一组织或自回火马氏体与下贝氏体的混合组织。 
(2)根据上述(1)所述的韧性和焊接性优异的机械结构用高强度无缝钢管，其特征在于，在上述金属组织中，由取向差为15°以上的大角度晶界包围的区域的平均径为30μm以下。 
(3)根据上述(1)或(2)所述的韧性和焊接性优异的机械结构用高强度无缝钢管，其特征在于，在上述金属组织中，渗碳体的平均粒径为400nm以下，密度为2×105个/mm2以上。 
(4)一种韧性和焊接性优异的机械结构用高强度钢管的制造方法，是上述(1)～(3)的任一项所述的韧性和焊接性优异的机械结构用高强度钢管的制造方法，其特征在于，将由具有上述(1)所述的化学成分的钢制成的钢坯在热态下进行穿孔、轧制，通过拉伸工序进行制管，使所得到的钢管从750℃以上的温度以5～50℃/秒的冷却速度V[℃/秒]一边沿圆周方向旋转一边从钢管的外表面加速冷却到满足下述(1)式的温度T[℃]，进行空冷， 
150＜T＜821.34×V-0.3112...(1)。 
具体实施方式
本发明者们首先对于采用现有技术即淬火-回火处理制造的机械结构用无缝钢管的金属组织以及渗碳体的形态和其对强度以及韧性的影响进行研讨，得到了以下见解。 
通过淬火-回火处理来制造钢管的场合，淬火时渗碳体在母相内析出，回火时残余奥氏体分解成渗碳体和铁素体。由此得到的回火马氏体组织，渗碳体的平均粒径达到500nm以上，其强度与韧性的平衡性(以下也称为 强度-韧性平衡性)较差。 
其次，本发明者们设想不实施回火处理而是进行加速冷却来制造无缝钢管的工序，对于使强度和韧性均提高的金属组织以及用于得到该金属组织的制造条件进行了研讨。 
其结果得到以下见解：通过使钢组成和加速冷却的条件最佳化，而使钢的金属组织为在晶粒内微细析出渗碳体的组织，特别是自回火马氏体或含有下贝氏体的自回火马氏体，由此强度-韧性平衡性变得良好。 
进而，详细调查渗碳体形态与强度以及韧性的关系的结果可知，当渗碳体的平均粒径为400nm以下、密度为2×105个/mm2以上时，可以得到极为良好的强度-韧性平衡性。 
另外，从强度-韧性平衡性的观点可知，控制粒径也是重要的。本发明中，通过电子背散射衍射(Electron Back Scattering Pattern；EBSP)作成具有自回火马氏体单一组织或自回火马氏体与下贝氏体的混合组织的钢的结晶取向图，调查了强度-韧性平衡性的关系。 
其结果判明，在由取向差为15°以上的大角度晶界包围的区域的平均粒径(以下也称为大角度平均径)为30μm以下的场合，强度-韧性平衡性提高。 
以下对本发明进行详细说明。 
叙述本发明中限定钢管的化学成分的理由。再者，以下所示的“％”只要没有特别说明就是指“质量％”。 
C：C是对提高强度极为有效的元素，为了得到目标强度，最低需要0.03％。然而若含有0.1％以上的C，则低温韧性显著降低，并且焊接时的裂纹成为问题。因此，C限定为0.03％以上且小于0.1％。 
Mn：Mn也是为提高强度和低温韧性的平衡性而必需的元素，其下限为0.8％。然而，若多于2.5％，低温韧性反倒大幅度劣化，因此将2.5％作为上限。 
Ti：Ti形成微细的TiN，不仅细化组织，还使淬硬性增加，也有助于强韧化。当小于0.005％时，其效果小，因此下限规定为0.005％。然而， 若多于0.035％，会析出粗大的TiN和TiC，低温韧性显著降低，因此上限规定为0.035％。 
Nb：Nb抑制轧制时的奥氏体的再结晶，不仅细化组织，还使淬硬性增大，将钢强韧化。当小于0.003％时，其效果小，因此下限规定为0.003％。然而，若多于0.04％，会生成粗大的Nb析出物，使韧性劣化，因此上限规定为0.04％。 
B：B是增大淬硬性进行强韧化的元素，可以得到该效果的下限为0.0003％。而多于0.003％时，淬硬性反倒降低，部分地生成铁素体，不能满足目标强度，因此上限规定为0.003％。 
脱氧元素Si和Al以及杂质P、S、以及N的上限限制如下。 
Si：Si是脱氧元素，但若过剩地添加，会损害低温韧性，因此上限规定为0.5％。在添加Al作为脱氧元素的情况下，不需要添加Si，Si的下限可以为0％。 
Al：Al是脱氧元素，但若过剩地添加，会生成粗大的Al氧化物，损害低温韧性，还损害焊接性，因此上限规定为0.05％。在添加Si作为脱氧元素的情况下，不需要添加Al，Al的下限可以为0％。 
P：P是杂质，使韧性降低，因此其上限规定为0.015％。从确保韧性的观点出发，P的含量优选为0.01％以下。 
S：S是杂质，使韧性降低，因此其上限规定为0.008％。从确保韧性的观点出发，PS的含量优选为0.005％以下。 
N：N是杂质，当多于0.008％时，会形成粗大的TiN、生成上贝氏体从而损害韧性，因此上限规定为0.008％。再者，N可形成TiN等微细的氮化物，有助于组织细化，因此可以含有0.001％以上。 
进而可以添加Ni、Cr、Cu、Mo的一种或两种以上。 
Ni：Ni是提高强度的元素，添加0.1％以上。但是超过1.5％时会偏析，组织变得不均匀，有时韧性劣化，因此上限规定为1.5％。 
Cr：Cr是提高强度的元素，添加0.1％以上。但是超过1.5％时反倒生成Cr析出物有时韧性劣化，因此上限规定为1.5％。
Cu：Cu是提高强度的元素，添加0.1％以上。但是超过1.0％时会生成上贝氏体，有时损害韧性，并且有时焊接性劣化，因此上限规定为1.0％。 
Mo：Mo是有助于高强度化的元素，为了得到提高淬硬性的效果，添加0.05％以上。但是超过0.5％时会损害焊接性，因此上限规定为0.5％。 
接着叙述金属组织。本发明的钢的金属组织为自回火马氏体单一组织或自回火马氏体与下贝氏体的混合组织。自回火马氏体、下贝氏体是通过加速冷却而得到的组织，通过这些组织，不进行回火就能使强度和韧性的平衡性良好。 
在从外表面加速冷却钢管的场合，内表面比外表面的冷却速度慢，因此容易生成贝氏体等高温转变相。另外，在板厚较厚的场合，当进行冷却使得内表面的冷却速度增大时，有时钢管变形，因此必须在钢管不变形的程度下控制冷却速度。 
在这样的情况下，在钢管的内表面侧有时发生贝氏体相变，但如果为下贝氏体，则可确保强度-韧性平衡性，因此没有特别的问题。但是对于机械结构用钢管，为了使板厚方向的整个面为下贝氏体，就必须大量添加Mo，因此有时损害经济性。 
因此，钢的金属组织需为自回火马氏体单一组织或自回火马氏体与下贝氏体的混合组织。 
再者，在本发明中，所谓自回火马氏体，是在加速冷却中奥氏体相发生马氏体相变，在加速冷却停止后的空冷中在板条内析出微细渗碳体的组织。通常的通过回火处理得到的组织是回火马氏体，但与之比较，自回火马氏体的渗碳体极其微细。 
另外，在本发明中，所谓下贝氏体，定义为在加速冷却中生成板条形态的铁素体，并且在板条内单向析出微细渗碳体的组织。自回火马氏体和下贝氏体，在晶界没有粗大的渗碳体，在母相内具有微细的渗碳体，上述这一点是共通的。 
自回火马氏体和下贝氏体均为板条状的形态，但它们可通过板条内的渗碳体的析出形态来区别。即，渗碳体有多个长轴方向的是自回火马氏体， 下贝氏体其渗碳体的长轴方向是一个。 
对本发明中定义的自回火马氏体以及下贝氏体与其他组织的不同点进行说明。 
上贝氏体是在板条边界生成有针状渗碳体或马氏体-奥氏体混合组织的组织。铁素体不是象贝氏体那样的板条状而是块状。珠光体是在晶界析出有板状的渗碳体的组织。 
自回火马氏体和下贝氏体可使用扫描电镜(有时称为SEM；ScanningElectron Microscope)在2000倍～50000倍的倍率下观察来判别。关于试样，只要镜面研磨观察面，用硝酸-乙醇腐蚀液腐蚀即可。 
另外，由取向差为15°以上的大角度晶界包围的区域的平均粒径，对发生破坏时的裂纹的扩展产生影响。当大角度晶界平均径达到30μm以上时，韧性降低，因此从强度-韧性平衡性的观点考虑，大角度晶界平均径优选为30μm以下。 
大角度晶界平均径越小，强度-韧性平衡性越优异，但现有的技术难以使大角度晶界平均径在3μm以下。再者，大角度晶界平均径可由通过EBSP测定的结晶取向图求得。 
渗碳体的平均粒径优选为400nm以下。这是因为当渗碳体的平均粒径超过400nm时韧性降低的缘故。渗碳体的平均粒径越小越理想，但比30nm还微细的渗碳体难以在SEM下判别，因此本发明中将粒径为30nm以上的渗碳体的平均粒径的上限规定为400nm。 
另外，如果渗碳体的密度为2×105个/mm2以上，就基本没有粗大的渗碳体的生成，可得到极为良好的强度-韧性平衡性。渗碳体的密度的上限不作特别限定，但根据C添加量和平均粒径而必然地确定。 
接着对制造方法进行说明。本发明中，将具有上述化学成分的钢管从750℃以上的温度加速冷却时的条件很重要。再者，冷却速度是钢管的内表面位置的冷却速度。 
加速冷却的停止温度是本发明的关键技术之一。原因是其给对强度-韧性平衡性的提高最有效的母相内的渗碳体的析出行为造成较大影响。
当以上述的冷却速度V[℃/秒]进行加速冷却，进行马氏体相变，在下述式(1)所示的温度T[℃]停止加速冷却时，通过其后的空冷，在母相内析出微细的渗碳体，可以得到自回火马氏体。 
另一方面，当加速冷却的停止温度为150℃以下时，在其后的空冷中不析出渗碳体，得不到自回火马氏体。因此将加速冷却的停止温度下限规定为小于150℃。 
150<T<821.34×V-0.3112...(1) 
接着对钢管加速冷却中的冷却速度范围进行说明。当冷却速度小于5℃/秒时，生成上贝氏体、铁素体，而超过50℃/秒时，均匀冷却变得困难，冷却后钢管变形较大。因此将加速冷却速度限定在5～50℃/秒。再者，在使冷却速度在上述范围内的情况下，冷却速度慢时容易生成下贝氏体。 
将开始钢管的加速冷却的温度限定在750℃以上的理由是为了使加速冷却开始时的金属组织为奥氏体单相。开始加速冷却时的钢管温度过高时，奥氏体晶粒粗大化，有时招致韧性降低，因此加速冷却开始温度优选为950℃以下。 
钢管内表面的冷却开始温度以及冷却停止温度，只要在加速冷却前后立即用接触温度计在冷却装置的入口侧和出口侧测定钢管内表面的温度即可，可以由其温度差和冷却装置的通过速度算出冷却速度。也可以利用放射温度计测定钢管外表面的温度，通过热传导计算求得钢管内表面的温度。 
另外，还可以在具有各种的外径以及壁厚度的钢管的内表面和外表面安装热电偶，作成与各种的加热温度、冷却介质的喷出条件、冷却时间对应的冷却曲线，来确定成为本发明的范围内的条件。 
本发明的钢管是无缝钢管，其制管工艺一般为热态下的穿孔-轧制-拉伸，但也可以在冷态下通过机械加工进行穿孔后，进行加热，通过热挤压来制造。另外，还可以进行缩径轧制。 
钢管，一旦结束钢管制造工序之后，可以通过加热炉或感应加热来升温，将钢坯在热态下进行穿孔、轧制，通过拉伸工序来制管之后，如果钢管的温度在750℃以上，则可在线直接进行加速冷却。
加速冷却的方法限定为：一边使钢管沿圆周方向旋转，一边只从外表面进行冷却的方法。由此可以在整个的圆周方向和纵向进行均匀冷却。 
另一方面，如果不使钢管旋转，则钢管下面过度冷却，另外，如果从内表面侧进行冷却，则会在下面积存水，存在冷却速度不均匀的问题。 
关于冷却方法，有直接向钢管的外表面喷射水的方法、沿钢管外周的切线方向喷射水的方法、喷雾冷却等，可任意地选择。 
本发明中，可使用的钢管形状优选为长度为外径的5倍以上的形状。这是因为，当长度小于外径的5倍时，通过水冷来进行来自外表面的加速冷却时，水也侵入到钢管的内表面，冷却变得不均匀，有时导致钢管弯曲。再者，为了切实地均匀地加速冷却，优选钢管的长度为外径的10倍以上。 
实施例 
炼制表1所示的化学组成的钢，通过转炉-连铸工艺铸造出直径170mm的大钢坯。表1中空栏是指成分的分析值小于检测界限。 
将这些大钢坯加热至1240℃，通过满乃斯曼-心棒轧管机方式进行穿孔-轧制之后，再加热至950℃，进行缩径轧制之后，经直送通过环冷(ringcooling)从外表面侧水冷。 
另外，一部分钢管，是将缩径轧制了的无缝钢管冷却到室温后，再加热至950℃，然后通过环冷从外表面水冷。 
缩径轧制后的钢管尺寸为3种尺寸：外径126mm、壁厚12.2mm(小)；外径138mm、壁厚16.4mm(中)；以及，外径146mm、壁厚20.6mm(大)。长度均为6.5m。 
从制造的钢管的圆周方向、纵向以及壁厚方向的任意位置制备试片，埋入树脂中进行镜面研磨，进行腐蚀，通过SEM将最大倍率设为50000倍观察组织，将组织分类成：自回火马氏体(M)、下贝氏体(LB)、上贝氏体(UB)、铁素体(F)。 
另外，用倍率为10000～50000倍的SEM组织照片10张进行图像解析，求出渗碳体的圆相当半径的平均值以及每单位面积(mm2)的个数。
进而通过光学显微镜观察金属组织，依据JIS Z2244以10kgf测定维氏硬度。 
另外，对埋入树脂中的试样的表面进行电解研磨，使用装载于SEM上的EBSP进行结晶取向测定，坚定具有15°以上的取向差的晶界，通过图像解析求出由该晶界包围的区域的圆相当半径的平均值，示于表2的大角度晶界平均径栏中。 
拉伸试验是使用JIS Z2201的11号试片，依据JIS Z2241进行，测定了屈服强度和抗拉强度。韧性的评价是依据JIS Z2242使用带有2mm V型缺口的全尺寸试片在-40℃下实施夏比冲击试验，利用测定的吸收功(vE-40[J])进行评价。 
焊接性是在室温下使用具有780MPa级强度的焊丝对钢管彼此进行CO2焊接，制作钢管接头，经24小时后通过目视检查来检查有无裂纹，没有裂纹的钢管接头判为合格。 
加速冷却后，在室温下测定了钢管的形状(弯曲度)。长度为6.5m的钢管使其一侧的端部、距端部的距离为0.5m的部位以及距端部的距离为1m的部位合计3个部位与平面板接触，一边使钢管旋转，一边测定相反侧的钢管端部的最大翘起量。 
钢管端部的最大翘起量是翘起的钢管端部的最下部距平面板的高度。钢管端部的最大翘起量为10mm以下时作为钢管形状判为合格。
Figure G2007800111229D00111
结果示于表2。表2的下划线是指在本发明的范围之外或在优选的范围之外。本发明例No.1～13是在适当的加速冷却条件下制造的钢管，具备适当的金属组织和作为机械结构用钢管所必需的强度和韧性。 
No.14是由于C量、B量和Ni量高，加速冷却停止温度高，因此产生上贝氏体，韧性降低，焊接性也降低的例子。 
No.15是由于C量过低，淬硬性不充分，并且加速冷却停止温度高，因此部分地生成上贝氏体组织，韧性降低，由于冷却速度快，因此形状也恶化的例子。 
No.16是由于特别是P量过高，并且加速冷却开始温度低，因此产生铁素体，韧性降低的例子。 
No.17是Si量过高，生成上贝氏体，韧性变差的例子。No.18是由于N量、Cu量和S量过高，冷却速度慢，因此生成上贝氏体，损害韧性，焊接性也降低的例子。 
No.19是由于Al量和Nb量过高，加速冷却停止温度高，因此生成上贝氏体，损害韧性，由于过剩地含有Al，因此焊接性也差的例子。 
No.20是由于冷却速度慢，因此生成上贝氏体，韧性降低的例子；No.21和No.25是由于加速冷却停止温度过高，因此生成上贝氏体，韧性降低的例子。 
No.22和No.24是由于冷却速度过快，并且加速冷却停止温度高，因此形成回火马氏体与上贝氏体的混合组织，韧性低，形状也恶化的例子。 
No.23是由于加速冷却开始温度过低，生成铁素体，因此韧性差的例子。
Figure G2007800111229D00131
产业上的利用可能性 
根据本发明，可以提供适合于机械结构构件特别是适合于汽缸、套筒、悬臂等结构构件以及轴等机械用构件的韧性和焊接性优异的机械结构用高强度无缝钢管以及廉价地制造该钢管的方法。因此，本发明在产业上的贡献极为显著。 
本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims (3)

1.一种韧性和焊接性优异的机械结构用高强度无缝钢管，其特征在于，以质量％计，含有C：0.03％以上且小于0.1％、Mn：0.8～2.5％、Ti：0.005～0.035％、Nb：0.003～0.04％、B：0.0003～0.003％，且下述元素限制为Si：0.5％以下、Al：0.05％以下、P：0.015％以下、S：0.008％以下、N：0.008％以下，还含有Ni：0.1～0.80％、Cr：0.1～1.5％、Cu：0.1～1.0％、Mo：0.05～0.5％的一种或两种以上，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成，金属组织为自回火马氏体单一组织或自回火马氏体与下贝氏体的混合组织，
在上述金属组织中，由取向差为15°以上的大角度晶界包围的区域的平均粒径为30μm以下。
2.根据权利要求1所述的韧性和焊接性优异的机械结构用高强度无缝钢管，其特征在于，在上述金属组织中，渗碳体的平均粒径为400nm以下，密度为2×105个/mm2以上。
3.一种韧性和焊接性优异的机械结构用高强度钢管的制造方法，是制造权利要求1或2所述的韧性和焊接性优异的机械结构用高强度钢管的方法，其特征在于，将具有权利要求1或2中所述的钢成分组成的钢坯在热态下进行穿孔、轧制，通过拉伸工序进行制管，使所得到的钢管从750℃以上的温度以5～50℃/秒的冷却速度V[℃/秒]一边沿圆周方向旋转一边从钢管的外表面加速冷却到满足下述(1)式的温度T[℃]，进行空冷，使金属组织为自回火马氏体单一组织或自回火马氏体与下贝氏体的混合组织，且上述金属组织中由取向差为15°以上的大角度晶界包围的区域的平均粒径为30μm以下，
150＜T＜821.34×V-0.3112        ...(1)。
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