CN111748727A

CN111748727A - 一种可焊性优良的超高强无缝钢管及其制造方法

Info

Publication number: CN111748727A
Application number: CN201910235996.7A
Authority: CN
Inventors: 罗明; 刘耀恒; 张忠铧
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2019-03-27
Filing date: 2019-03-27
Publication date: 2020-10-09
Anticipated expiration: 2039-03-27
Also published as: CN111748727B

Abstract

本发明公开了一种可焊性优良的超高强无缝钢管，其化学元素质量百分配比为：C：0.14～0.18％，Si：0.1～0.5％，Mn：1.0～1.4％，Cr：0.3～0.7％，Mo：0.3～0.7％，W：0.2～0.6％，V：0.03～0.07％，Nb：0.01～0.05％，Ti：0.01～0.03％，B：0.001～0.002％，以及Cu：0.1～0.5％和Ni：0.1～0.5％的至少其中之一，余量为Fe和其他不可避免的杂质。此外，本发明还公开了上述的可焊性优良的超高强无缝钢管的制造方法。该超高强无缝钢管强度高、韧性好、焊接性能优良，非常适合用于高强度工程结构。

Description

一种可焊性优良的超高强无缝钢管及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种无缝钢管及其制造方法，尤其涉及一种超高强无缝钢管及其制造方法。

背景技术

在当今工程机械和钢结构建筑领域，为了承受更高的载荷，减轻结构的自重，同时保证结构的安全性，人们对于结构管材材料提出了更高的要求。对于承受高载荷的钢结构部件来说，结构的自重是成本节约的一个重要因素。减少结构的自重不但节省材料，也有利于提高结构承载能力。

对于经过淬火+回火工艺处理的细晶粒结构钢，要降低其脆性断裂的可能性，控制钢中的P、S的含量以及提高钢的高纯度至关重要。同时，在加入其他合金元素后，其强韧性得到进一步加强。当今工程机械及钢结构件向大承重、轻量化方向发展，但减轻结构自重同时保证其安全性，是一个两难问题。尤其是当钢结构件采用焊接加工时，高强高韧的结构件母材在较大热输入量下保证焊接接头强度和韧性成为一大难题。高强钢的焊接难点是必须保证焊接部件热影响区的韧性。尤其对于钢结构件，由于加工组装过程主要依靠焊接加工，焊接占用的工作量大，为了提高工作效率，必须采用较大线能量的焊接工艺提高熔敷率。

同时实现高韧性和可焊性是无缝钢管不断高强化的难点，而在现有技术中，要么在实现高强度高韧性的同时不具备可焊性，不能应用于需要焊接的工程结构领域，要么具备高韧性和可焊性时使得高强度又成为瓶颈，使得工程结构领域的高强化减重成为难点。

基于此，期望获得一种强度高、韧性好、焊接性能优良的无缝钢管，其可以非常适合用于高强度工程结构。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种可焊性优良的超高强无缝钢管，该超高强无缝钢管强度高、韧性好、焊接性能优良，非常适合用于高强度工程结构。

为了实现上述目的，本发明提出了一种可焊性优良的超高强无缝钢管，其化学元素质量百分配比为：

C：0.14～0.18％，Si：0.1～0.5％，Mn：1.0～1.4％，Cr：0.3～0.7％，Mo：0.3～0.7％，W：0.2～0.6％，V：0.03～0.07％，Nb：0.01～0.05％，Ti：0.01～0.03％，B：0.001～0.002％，以及Cu：0.1～0.5％和Ni：0.1～0.5％的至少其中之一，余量为Fe和其他不可避免的杂质。

本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中的各化学元素的设计原理如下所述：

C：在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中，C可溶解在钢中形成间隙固溶体起固溶强化作用，并且与强碳化合物形成元素例如Cr、Mo形成碳化物，以起到沉淀强化作用，随着钢中C含量的增加，钢的强度、硬度增大，但塑性和韧性降低、焊接性能也变差。因此，本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中将C的质量百分比控制在0.14～0.18％。

Si：在本发明所述的技术方案中，Si是钢中由脱氧剂而带入的元素，但若Si的质量百分比超过本案限定的上限值，则会显著增加钢的冷脆倾向。而若Si的质量百分比低于本案限定的下限值，则又会达不到脱氧效果，因此，本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管将Si的质量百分比控制在0.1～0.5％。

Mn：在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中，Mn作为脱氧元素加入钢中，同时可提高钢的淬透性，提高钢的强度，但是Mn是易偏析元素，过量的Mn会导致偏析程度增大从而导致韧性下降。因此，本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管将Mn的质量百分比控制在在1.0～1.4％。

Cr：在本发明所述的技术方案中，Cr能够提高钢的淬透性，使钢具有较好的综合力学性能。随着Cr含量的增加，钢的强度和硬度增加，但过高的Cr会导致大尺寸的M₂₃C₆碳化物析出，同时导致碳放量增加，降低钢的冲击韧性。基于此，在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中奖Cr的质量百分比控制在0.30～0.70％。

Mo：在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中，Mo能够提高钢的淬透性，有助于轧制时奥氏体晶粒细化，同时起到一定析出强化的目的，但是Mo会显著提高碳当量，进而导致钢的焊接性能下降，因此，在本发明所述的超高强无缝钢管中，Mo的质量百分比控制在0.3～0.7％。

W：在本发明所述的技术方案中，W在钢中的作用主要是增加钢的回火稳定性和热强性，同时形成的特殊碳化物W₂C而增加的耐磨性和阻止晶粒长大粗化。W可提高钢的临界温度，提高回火温度降低钢的位错密度，从而提高钢的冲击韧性；W可以提高焊接过程热输入对焊接热影响区的影响，提高热影响区的冲击韧性。但是由于W热强性的影响，过高的W含量提高了无缝钢管热加工的难度，同时促进大量的碳化物析出反而影响钢的韧性。因此，本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中将W的质量百分比控制在0.2～0.6％。

V：在本发明所述的超高强无缝钢管中，V是有效的细化晶粒元素，起到析出强化并且提高高温回火抗力的作用，从而可以保证钢在高温回火时降低位错密度，提高钢的冲击韧性。同时形成钒的碳氮化合物，从而形成大量的形核质点，起到细化晶粒的作用。但V的含量不宜过高，一方面V的溶解度较低，对组织奥氏体晶粒长大的作用有限，另一方面添加过多V会显著增加钢的合金成本。因此，在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中将V的质量百分比控制在0.03～0.07％。

Nb：在本发明所述的超高强无缝钢管中，Nb是有效的细化晶粒元素，晶粒的细化对于钢的强度和冲击韧性均有正面作用，在本发明所述的技术方案中Nb的质量百分比为0.01～0.05％为佳。

Ti：在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中，Ti的化学活性很强，易与钢中的C、N、O、S形成化合物，其中Ti与B的结合使用效果更佳。Ti和N形成的TiN可作为非均匀形核的质点，产生沉淀强化和晶粒细化作用。同时，TiN可阻止管坯加热、穿孔轧制、热处理以及焊接过程中晶粒的长大，改善母材和焊接热影响区的韧性。因此，在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中将Ti的质量百分比控制在0.01～0.03％。

B：在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中，B是重要的淬透性元素，加入微量B后，钢的淬透性显著提高，使得钢的强度和韧性均大幅度提升，但是B添加到一定量后会导致焊缝韧性急剧下降，故B含量不宜过高，因此，在本发明所述的技术方案中，将B的质量百分比控制在0.001～0.002％。

Ni和Cu：Ni和Cu均可提高钢的强度，尤其是屈强比。此外，Cu和Ni也可以提高钢的冲击韧性，但添加到一定量后提高低温韧性的作用不明显，过高的Ni和Cu反而提高了碳当量，导致钢的可焊性降低。因此，Ni和Cu的元素只需要添加一种或两种均添加，并且其添加的质量百分比均控制在0.1～0.5％。

进一步地，在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中，其碳当量CE满足：0.55％≤CE≤0.60％，其中碳当量CE＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。

上述方案中，考虑到碳当量与钢的强度和可焊接直接相关，随着碳当量的增加，钢的强度增加，焊接性能下降，因此，优选地将碳当量CE控制在：0.55％≤CE≤0.60％，从而可以获得更好的强度以及一定的可焊性。但是当碳当量CE＞0.6％时，钢易于淬硬，冷裂纹敏感性大幅度增加。

需要说明的是，碳当量的计算公式CE＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，C、Mn、Cr、Mo、V、Ni以及Cu分别表示相应元素的质量百分比。

进一步地，在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中，其他不可避免的杂质包括S、P、O和N，其含量满足下述各项的至少其中之一：S≤0.005％，P≤0.015％，O≤0.005％，N≤0.008％。

上述方案中，不可避免的杂质主要是S、P、O和N，其含量越低，越有利于提高钢种性能，但是考虑到工艺难度以及成本问题，因此，控制S、P、O和N，其含量满足下述各项的至少其中之一：S≤0.005％，P≤0.015％，O≤0.005％，N≤0.008％。

其中，O是降低钢冲击韧性的元素，O的含量过高意味着夹杂物的含量也较高，因此可以限制其含量在0.008％以下。N元素对韧性不利，会在晶界处产生偏析从而降低钢的冲击韧性，因此，可以控制N的含量限制在0.008％以下。S和P是钢中的有害元素，P含量过高引起钢的冷脆，降低钢的塑性和韧性，降低钢的焊接性能。S含量过高引起钢的热脆，降低钢的塑性、韧性和焊接性能。因此，可以将S和P的含量分别控制在：S≤0.005％，P≤0.015％、

进一步地，在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中，其微观组织为均匀细小的回火索氏体组织。

需要指出的是，高温回火索氏体组织是铁素体和以铁素体为基体分布着细小均匀的球状碳化物的复相组织，其具有比贝氏体以及低温回火马氏体更好的韧性和塑性，同时具有较高的强度，因此使得本发明所述的超高强无缝钢管具有良好的综合力学性能。

更进一步地，在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中，其晶粒度在9级以上。

进一步地，在本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管中，其屈服强度≥960MPa，抗拉强度≥980MPa，-40℃低温冲击功≥45J。

相应地，本发明的另一目的还在于提供上述的可焊性优良的超高强无缝钢管的制造方法，通过该制造方法获得的超高强无缝钢管强度高、韧性好、焊接性能优良，非常适合用于高强度工程结构。

为了达到上述发明目的，本发明还提出了上述的可焊性优良的超高强无缝钢管的制造方法，其包括步骤：

(1)制得管坯；

(2)将管坯加热到1050～1250℃，保温一段时间后，经穿孔、热轧制成荒管，然后待温至900～950℃进行精轧；

(3)利用轧后余热进行在线淬火：使钢管通过冷却装置进行在线淬火；

(4)将钢管空冷，以获得均匀细小的马氏体组织；

(5)离线回火：回火温度为580-640℃。

在本发明所述的制造方法中，管坯的制得可以通过冶炼后的钢水浇铸成圆坯获得，也可以通过浇铸成铸锭后轧制获得。

步骤(2)中，对将管坯加热到1050～1250℃，保温一段时间后，经穿孔、热轧制成荒管，然后待温至900～950℃进行精轧，其目的在于通过控温精轧实现钢管组织细化。

而在步骤(3)中，在线淬火装置可以采用带水冷喷嘴的环形冷却装置进行，通过控制喷嘴的水压、流量以及荒管的辊道传送速度进行在线淬火，控制在线淬火时的钢管的温度、钢管的冷却速度以及终冷温度。

在步骤(4)中，空冷可以在冷床上进行，从而获得均匀细小的马氏体组织。

在步骤(5)中，离线回火可以在回火热处理炉中进行，设置离线回火是为了尽量减少位错密度，从而提高钢的低温韧性，回火温度不宜过高，否则会使得最终获得的超高强无缝钢管的回火强度不高。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，保温时间为1～3小时。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，在线淬火的钢管的温度控制在880-930℃之间，从而可以保证在全奥氏体区淬火，而控制钢管的冷却速度在25-50℃/s之间，控制终冷温度为30-250℃，是为了有足够快的冷却速度和足够低的冷却温度，从而可以保证淬火后获得全马氏体组织，但实际过程中水冷的冷却速度基本不可能超过50℃/s，终冷温度最低也只能达到室温状态，为节约水资源降低淬火成本，因此，在本案实际实施过程中，只需保证冷却速度在25℃/s以上、终冷温度在250℃以下即可。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，回火保温时间为0.5～1.5h。

本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：

本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管超强度高、韧性好、焊接性能优良，非常适合用于高强度工程结构，其通过合理的成分体系设计，尤其是晶粒细化元素例如V、Ti的添加，配合控制轧制和在线淬火工艺，以及高温回火，使得最终获得的超高强无缝钢管的回火组织为均匀细小的回火索氏体组织，晶粒度极高，从而实现了细晶强化的同时提高材料低温韧性的效果。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例对本发明所述的可焊性优良的超高强无缝钢管及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-5和对比例1-10

上述实施例实施例1-5的超高强无缝钢管和对比例1-10的无缝钢管采用以下步骤制得：

(1)按照表1所示的各化学元素的质量百分比进行电炉冶炼，然后将冶炼后的钢水浇铸成φ178的管坯。

(2)将管坯在环形炉中加热到1050～1250℃后保温1～3h，出炉经穿孔热轧成荒管，待温至900～950℃进行精轧，精轧成规格为φ121*11mm的无缝钢管。

(3)利用轧后余热进行在线淬火：使钢管通过冷却装置进行在线淬火，在线淬火的钢管的温度控制在880-930℃之间，淬火时将钢管迅速通过带水冷喷嘴的环形冷却装置，通过控制喷嘴的水压、流量以及荒管的辊道传送速度，从而控制冷却速度需在25-50℃/s，控制终冷温度在30-250℃。

(4)将钢管空冷，以获得均匀细小的马氏体组织。

(5)离线回火：回火温度580-640℃，回火保温时间为0.5～1.5h。

表1列出了实施例1-5的超高强无缝钢管和对比例1-10的无缝钢管的化学元素的质量百分配比。

表1.(wt％，余量为Fe和除了P、S、N、O以外的其他杂质)

注：表中CE为碳当量，其计算公式为：CE＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。

表2列出了实施例1-5的超高强无缝钢管和对比例1-10的无缝钢管的制造方法的具体工艺参数。

表2.

对实施例1-5的超高强无缝钢管和对比例1-10的无缝钢管的母材和焊接接头进行性能评价。其中，焊接工艺参数：焊接方法采用富氩保护气体焊多道填充法，开V型坡口、采用博乐蒂森X100Ф1.2mm焊丝、焊前120℃预热、电压22～24V、电流220～240A、焊接速度为8mm角焊缝，控制层间温度200℃以下。常温拉伸性能检验根据GB/T 228.1-2000标准进行。低温冲击试验根据GB/T 229-2007标准进行。测试结果见表3。

表3.

由表3可以看出，实施例1-5的超高强无缝钢管超强度高、韧性好、焊接性能优良，非常适合用于高强度工程结构，其屈服强度≥960MPa、抗拉强度≥980MPa、-40℃低温夏比冲击功功≥45J，可焊性和焊接接头冲击韧性均较好。

此外，本案实施例1-5的超高强无缝钢管的微观组织为均匀细小的回火索氏体组织。

而对比例1的无缝钢管由于添加的W未达到本案限定的W的范围下限值，因此，回火抗力不够，需要在较低温度回火才能获得较高的强度，使得最终的无缝钢管可焊性明显降低，焊后热影响区的低温冲击韧性和断裂强度均不够。

对比例2的无缝钢管由于其添加的B超过了本案限定的B的上限值，使得最终获得的无缝钢管焊接接头的焊缝和母材的冲击韧性急剧下降。

对比例3的无缝钢管由于其添加的B未达到本案限定的B的下限值，使得最终获得的无缝钢管随着淬硬性的下降，母材的低温冲击韧性也随之降低。

对比例4的无缝钢管由于其添加的Mn超过了本案限定的Mn的上限值，因此，最终获得的无缝钢管的内壁带状偏析明显加重，导致钢的低温冲击韧性降低。

对比例5的无缝钢管由于其添加的Cr超过了本案限定的Cr的上限值，使得最终回火组织中开始出现大尺寸的M₂₃C₆析出相，导致钢的低温冲击韧性明显降低。

对比例6的无缝钢管由于碳当量CE超出了本案限定的下限值，因此，在经过580℃以上的温度回火后，其回火强度仍然达不到屈服强度≥960MPa，抗拉强度≥980MPa。

对比例7的无缝钢管由于碳当量CE超出了本案限定的上限，因此在某些情况下，焊接时会出现焊接裂纹，同时母材和焊缝的冲击韧性也没有达到-40℃低温冲击功≥45J。

对比例8的无缝钢管虽然其成分落于本案的范围内，但是热轧精轧时未经过控温轧制(即在精轧前温度高于本案所限定的范围)，导致原始奥氏体晶粒粗大导致淬火后的板条马氏体粗大，从而导致回火组织粗大，最终回火索氏体组织未达到9级以上，并且进而导致钢的低温冲击韧性不足。

对比例9的无缝钢管虽然其成分落于本案的范围内，但是热轧精轧结束后的冷却速度过慢，导致在线淬火未形成全马氏体组织，残留有少量的贝氏体组织，从而导致回火组织为索氏体+贝氏体，低温冲击韧性显著降低。

对比例10的无缝钢管虽然其成分落于本案的范围内，但是其在步骤(5)中的回火温度过低，导致回火强度过高、位错密度较大，从而使低温冲击韧性显著降低。

综上所述可以看出，本发明所述通过合理的成分体系设计，尤其是晶粒细化元素例如V、Ti的添加，配合控制轧制和在线淬火工艺，以及高温回火，使得最终获得的超高强无缝钢管的回火组织为均匀细小的回火索氏体组织，晶粒度极高，从而实现了细晶强化的同时提高材料低温韧性的效果。

需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。

此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种可焊性优良的超高强无缝钢管，其特征在于，其化学元素质量百分配比为：

2.如权利要求1所述的可焊性优良的超高强无缝钢管，其特征在于，其碳当量CE满足：0.55％≤CE≤0.60％，其中碳当量CE＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。

3.如权利要求1所述的可焊性优良的超高强无缝钢管，其特征在于，所述其他不可避免的杂质包括S、P、O和N，其含量满足下述各项的至少其中之一：S≤0.005％，P≤0.015％，O≤0.005％，N≤0.008％。

4.如权利要求1所述的可焊性优良的超高强无缝钢管，其特征在于，其微观组织为均匀细小的回火索氏体组织。

5.如权利要求4所述的可焊性优良的超高强无缝钢管，其特征在于，其晶粒度在9级以上。

6.如权利要求1所述的可焊性优良的超高强无缝钢管，其特征在于，其屈服强度≥960MPa，抗拉强度≥980MPa，-40℃低温冲击功≥45J。

7.如权利要求1-6中任意一项所述的可焊性优良的超高强无缝钢管的制造方法，其特征在于，包括步骤：

(1)制得管坯；

(4)将钢管空冷，以获得均匀细小的马氏体组织；

(5)离线回火：回火温度为580-640℃。

8.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，保温时间为1～3小时。

9.如权利要求7或8所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，在线淬火的钢管的温度控制在880℃-930℃，控制钢管的冷却速度在25-50℃/s，控制终冷温度在30-250℃。

10.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(5)中，回火保温时间为0.5～1.5h。