CN113718169B

CN113718169B - 一种焊接结构用高强度无缝钢管及其制造方法

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Publication number: CN113718169B
Application number: CN202010453305.3A
Authority: CN
Inventors: 孙文; 刘耀恒; 张忠铧; 马燕楠
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd; Yantai Lubao Steel Pipe Co Ltd
Priority date: 2020-05-26
Filing date: 2020-05-26
Publication date: 2022-12-16
Anticipated expiration: 2040-05-26
Also published as: CN113718169A

Abstract

本发明公开了一种焊接结构用高强度无缝钢管，其含有质量百分比如下的化学元素：C：0.1‑0.22％，Si：0.55‑0.75％，Mn：0.5‑1.5％，Cr：1‑1.5％，Mo：1‑1.5％，Nb：0.01‑0.04％，V：0.05‑0.15％，Al：0.01‑0.05％，Ca：0.0005‑0.005％；并且不含有W和Ni元素。本发明还公开了上述焊接结构用高强度无缝钢管制造方法，包括步骤：(1)冶炼和连铸(2)穿孔、连轧和定径(3)利用定径后的余热在线快速冷却：冷却前温度≥Ar3+120℃，对管子的外壁和内壁分别进行冷却，控制外壁冷速为50‑80℃/s，内壁冷速为20‑40℃/s；当管子温度处于Ar3‑270℃～Ar3‑250℃范围内时，对管子整体进行空气冷却，控制冷速为0.5‑2℃/s，直至冷却至室温(4)调质热处理(5)热定径矫直。本发明焊接结构用高强度无缝钢管不仅有优异的力学性能，还具有良好的低温韧性及焊接性能。

Description

一种焊接结构用高强度无缝钢管及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种高强度无缝钢管及其制造方法。

背景技术

目前，为了满足工程机械制造领域对大承重、轻量化、安全可靠性的需求，工程机械及结构用钢件逐渐向高强度方向发展，焊接用板材目前强度水平已到达960MPa以上，而结构用无缝钢管强度普遍在960MPa以下。工程机械及结构用钢件强度提高可以实现工程机械设备承重能力的提升，另一方面可以实现轻量化设计，降低成本的同时，减少自重从而实现承重能力的提升。

结构用钢件均以焊接方式进行连接，为保证安全可靠性，需保证焊接热影响区具备与结构用钢件相当的强韧性水平，此外为保证结构用钢件焊接组装的效率，必须采用较大线能量的焊接工艺，可焊性要求更高。然而，结构用钢件的强度与焊后热影响区强韧性、结构用件的可焊性均为矛盾体，如何在提高结构用钢件强度的同时，保证焊接后的强韧性水平以及可焊性是一项亟需解决的技术问题。

公开号为CN105586529A，公开日为2016年5月18日，名称为“一种890MPa级高强度钢、钢管及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种890MPa级高强度钢，其化学元素质量百分配比为：C：0.12-0.18％，Si：0.1-0.4％，Mn：0.8-1.4％，Cr：0.5-0.9％，Mo：0.20-0.60％，W：0.01-0.08％，Ni：0.50-1.30％，Nb：0.01-0.06％，V：0.03-0.12％，Al：0.01-0.05％，Ca：0.0005-0.005％，还满足关系式：5<Ni/(C*Mo)≤50。该专利还公开了一种钢管，其采用上述的890MPa级高强度钢制得。本发明还公开了一种钢管的制造方法，其包括步骤：炼钢并铸造为圆坯；圆坯加热；高压水除鳞；轧管；调质热处理；高压水除鳞；热矫直。但上述高强度钢强度级别为890MPa级，强度较1000MPa有较大差距，且含有较高的Ni元素，还含有W元素，合金成本较高。

公开号为CN102747300A，公开日为2012年10月24日，名称为“一种高强高韧性结构用无缝钢管及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种高强高韧性结构用无缝钢管及其制造方法。所述制造方法包括钢水冶炼、连铸、轧管机组轧制步骤，钢水冶炼步骤得到目标钢水，且目标钢水的成分按重量百分比计由C：0.14～0.18％、Si：0.20～0.50％、Mn：0.90～1.30％、P≤0.020％、S≤0.010％、Cr：0.20～1.00％、Mo：0.20～0.80％、Ni：0.90～1.50％、V：0.02～0.10％、Nb≤0.05％、Al：0.015～0.050％、Cu≤0.35％、N≤0.020％、Ti≤0.05％以及余量的铁和不可避免的杂质组成；所述制造方法还包括调质热处理步骤，即在所述轧管机组轧制步骤后对钢管顺序进行淬火和回火处理，其中，淬火温度为920～960℃，回火温度为610～660℃。但上述无缝钢管强度要求为≥890MPa，强度较1000MPa仍然存在明显差距，且含有较高的Ni元素，合金成本较高。

公开号为CN105002425A，公开日为2015年10月28日，名称为“超高强度超高韧性石油套管用钢、石油套管及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种超高强度超高韧性石油套管用钢，其微观组织为回火索氏体，其化学元素质量百分比含量为：C：0.1-0.22％，Si：0.1-0.4％，Mn：0.5-1.5％，Cr：1-1.5％，Mo：1-1.5％，Nb：0.01-0.04％，V：0.2-0.3％，Al：0.01-0.05％，Ca：0.0005-0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。相应地，该发明还公开了采用该超高强度超高韧性石油套管用钢制得的石油套管。上述公开的钢虽具有较好的强度和韧性，然而并不具备易焊接及焊接后焊接影响区强韧性能的技术特征。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种焊接结构用高强度无缝钢管，本发明焊接结构用高强度无缝钢管通过合理的C-Si-Mn-Cr-Mo-V-Nb成分设计，钢中不含W和Ni贵重元素，具有良好的经济性，合金成本较低。该焊接结构用高强度无缝钢管的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1020MPa，延伸率≥12％，-40℃下的冲击韧性≥105J，焊接热影响区的抗拉强度≥1020MPa，焊接热影响区-40℃下的冲击韧性≥95J，不仅具有较高强度，还具有良好的低温韧性及焊接性能，可以满足工程机械制造用户对高强度焊接结构用无缝钢管的需求。

为了实现上述目的，本发明提供了一种焊接结构用高强度无缝钢管，其含有质量百分比如下的下述化学元素：

C：0.1-0.22％，

Si：0.55-0.75％，

Mn：0.5-1.5％，

Cr：1-1.5％，

Mo：1-1.5％，

Nb：0.01-0.04％，

V：0.05-0.15％，

Al：0.01-0.05％，

Ca：0.0005-0.005％；

并且不含有W和Ni元素。

进一步地，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，其各化学元素质量百分比为：

C：0.1-0.22％，

Si：0.55-0.75％，

Mn：0.5-1.5％，

Cr：1-1.5％，

Mo：1-1.5％，

Nb：0.01-0.04％，

V：0.05-0.15％，

Al：0.01-0.05％，

Ca：0.0005-0.005％；

余量为Fe和其他不可避免的杂质。

在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，创新地采用高Si的设计，Si元素可以起到固溶强化和提高淬透性的作用，钢中加入高含量的Si元素配合轧后快冷技术可以抑制轧态及后续热处理态过程中碳化物的析出和长大，使碳化物更加细小且稳定性更佳，同时细小碳化物对调质热处理过程中晶粒长具有抑制作用，细化调质态组织，在焊接热输入过程中，有效避免了因碳化物粗大导致的低温冲击韧性明显下降问题。

此外，本发明在化学成分设计中，钢中还含有Mn和Cr、Mo元素，可以有效保证淬透性；加入V及Nb微合金元素，通过其碳化物的形成细化组织，有效提升钢的性能。相应地，钢中不含有W和Ni等贵重元素，合金成本较低。

在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，各化学元素的设计原理如下所述：

C：在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，C是保证强度和淬透性的基本元素，同时C含量会影响碳当量及焊接性能，如果钢中C元素含量低于0.1％，则钢的淬透性较差且强度不能满足要求，而若钢中C元素含量超过0.22％，C元素含量过高，则会使钢的焊接性能较差，同时塑韧性变差。因此在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中控制C的质量百分比在0.1-0.22％之间。

在一些优选的实施方式中，C的质量百分比可以控制在0.14-0.19％之间。

Si：在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，Si在钢中作为重要的脱氧剂，同时Si元素具有固溶强化及使碳化物更加均匀细小的作用，其可以抑制碳化物组大，促进NbC、VC等碳化物更加细小均匀析出，从而改善钢的强韧性。但需要注意的是，当钢中Si元素的含量低于0.55％时，起不到对碳化物的细化效果；而若钢中Si元素含量过高会降低钢的可焊性，会降低钢表面质量，钢中Si元素含量不能超过0.75％。因此，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中控制Si的质量百分比在0.55-0.75％之间。

在一些优选的实施方式中，Si的质量百分比可以控制在0.65-0.75％之间。

Mn：在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，Mn元素为脱氧脱硫剂，其对钢的淬透性和强韧性水平有较大影响。钢中控制Mn元素含量在0.5％以上时，可以产生较好效果，但过多的Mn会使钢的淬透性过高，降低钢焊接热影响区的韧性，而且会导致连续铸造时产生中心偏析，恶化母材的冲击韧性。因此，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中控制Mn的质量百分比在0.5-1.5％之间。

在一些优选的实施方式中，Mn的质量百分比可以控制在0.8-1.2％之间。

Cr：在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，Cr可以增加钢的强度和淬透性。但需要注意的是，过高的Cr含量会明显提升碳当量，导致焊接开裂敏感性增大，降低焊接热影响区的韧性。因此，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中控制Cr的质量百分比在1-1.5％之间。

在一些优选的实施方式中，Cr的质量百分比可以控制在1.2-1.4％之间。

Mo：在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，Mo是本发明的主要添加元素之一，其可以提高钢的淬透性，其与Cr复合作用，提升淬透性效果更佳，同时Mo元素具有较好的析出强化和固溶强化效果，Mo与微合金元素有较好的交互作用，可以有效细化析出相，增加析出相的稳定性和体积分数，改善焊接热影响区强韧性。但需要注意的是，Mo元素价格昂贵，过高的Mo不仅导致碳当量过高，而且会使合金成本升高。因此，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中控制Mo的质量百分比在1-1.5％之间。

在一些优选的实施方式中，Mo的质量百分比可以控制在1.2-1.4％之间。

Nb：在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，Nb是细晶和析出强化元素，其不仅可以弥补因碳降低而引起的强度的下降，同时还可以阻碍焊接热影响区晶粒长大，保持焊接热影响区的组织，从而保证此位置的强韧性水平相比基体没有明显下降。但需要注意的是，当钢中Nb元素含量小于0.01％时，作用不明显；而若钢中Nb元素含量高于0.04％时，容易形成粗大的Nb(CN)，从而降低韧性。因此，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中控制Nb的质量百分比在0.01-0.04％之间。

在一些优选的实施方式中，Nb的质量百分比可以控制在0.02-0.04％之间。

V：在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，V元素能够细化钢中晶粒，其参与形成的碳化物，能够大幅提高钢的强度。然而，当钢中V元素的添加量达到一定程度时，其增强效果并不明显，并且V是比较昂贵的合金元素，不宜过量添加。因此，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中控制V的质量百分比在0.05-0.15％之间。

在一些优选的实施方式中，V的质量百分比可以控制在0.05-0.12％之间。

Al：在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，Al是较好的脱氧元素，但加入太多容易造成氧化铝夹杂，要尽量提高酸溶铝占全铝的比重，真空脱气后再适量喂Al丝，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中控制Al的质量百分比在0.01-0.05％之间。

Ca：在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，Ca可以净化钢液，促使MnS球化，提高冲击韧性，但钢中Ca元素含量过高时，易形成粗大的非金属夹杂物，对钢的性能产生影响。因此，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中控制Ca的质量百分比在0.0005-0.005％之间。

进一步地，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，其各化学元素质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：

C：0.14-0.19％，

Si：0.65-0.75％，

Mn：0.8-1.2％，

Cr：1.2-1.4％，

Mo：1.2-1.4％，

Nb：0.02-0.04％，

V：0.05-0.12％。

进一步地，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，其微观组织为细小均匀的回火索氏体，基体晶界中分布有细小弥散的碳化物。

进一步地，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，其中回火索氏体的晶粒度为10-11.5级。

进一步地，在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管中，其性能满足下述各项的至少其中之一：其屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1020MPa，延伸率≥12％，-40℃下的冲击韧性≥105J，焊接热影响区的抗拉强度≥1020MPa，焊接热影响区-40℃下的冲击韧性≥95J。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种焊接结构用高强度无缝钢管的制造方法，采用该制造方法制得的焊接结构用高强度无缝钢管的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1020MPa，延伸率≥12％，-40℃下的冲击韧性≥105J，焊接热影响区的抗拉强度≥1020MPa，焊接热影响区-40℃下的冲击韧性≥95J，其具有优异的力学性能，还具有良好的低温韧性及焊接性能。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的焊接结构用高强度无缝钢管的制造方法，包括步骤：

(1)冶炼和连铸；

(2)穿孔、连轧和定径；

(3)利用定径后的余热在线快速冷却：冷却前温度≥Ar3+120℃，对管子的外壁和内壁分别进行冷却，控制外壁冷速为50-80℃/s，内壁冷速为20-40℃/s；当管子温度处于Ar3-270℃～Ar3-250℃的范围内时，对管子整体进行空气冷却，控制冷速为0.5-2℃/s，直至冷却至室温；

(4)调质热处理；

(5)热定径矫直。

在本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管的制造方法中，采用了轧后控制冷却以及调质热处理工艺，以获得较好管体强韧性，保证焊接热影响区强韧性。本发明通过利用轧管后余热进行快速冷却技术细化了轧态组织，从而进一步细化了调质热处理后组织，保证了良好的强韧搭配。

在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(3)中，为进一步细化轧制组织，从而利用组织遗传特性，细化最终调质热处理组织，采用定径后的快速冷却技术。一方面，定径过程中的热变形使管体存在较多的位错，快冷冷却至一定温度后有效的保留了这些位错，而这些位错可以成为相变和析出相的形核点。另一方面，快冷后，增大了过冷度，从而增大相变驱动力。这两方面会导致轧态组织明显细化。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，连铸过程中控制钢水过热度低于30℃，并且/或者控制连铸拉速为1.8-2.2m/min。

在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(1)的冶炼过程中，可以采用废钢+高炉铁水的配料方案，铁水比例为50-60％，钢水可以经过电炉冶炼，通过炉外精炼、真空脱气和氩气搅拌后，经过Ca处理进行夹杂物变性，降低O和H元素含量。在步骤(1)的连铸过程中，控制钢水过热度低于30℃，控制连铸拉速为1.8-2.2m/min，可以降低成分偏析。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，将连铸圆坯在1240-1300℃的环形炉内均热，均热时间3-6小时；然后进行穿孔，穿孔温度为1180-1240℃；穿孔后进行连轧，连轧温度为1000℃-1100℃；然后进行定径，定径温度为950℃-1050℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，控制重新奥氏体化温度为900-930℃，保温30-60min后淬火冷却，然后在560-630℃范围内回火，保温时间为50-80min。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，热定径矫直温度为510-580℃。

本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：

本发明所述的焊接结构用高强度无缝钢管采用高Si成分设计，不含W、Ni等贵重元素，具有良好的经济性，有效控制了合金成本。该焊接结构用高强度无缝钢管的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1020MPa，延伸率≥12％，-40℃下的冲击韧性≥105J，焊接热影响区的抗拉强度≥1020MPa，焊接热影响区-40℃下的冲击韧性≥95J，实现了在具有良好经济性以及优异力学性能的同时，还具有良好的低温冲击韧性及焊接性能。

此外，本发明所述的制造方法通过对工艺条件的控制，采用了轧后控制冷却以及调质热处理工艺，可以得到较好管体强韧性，保证焊接热影响区强韧性，进一步提升了强韧性匹配水平。

附图说明

图1为实施例1的焊接结构用高强度无缝钢管的金相组织图。

图2为实施例2的焊接结构用高强度无缝钢管的金相组织图。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例和说明书附图对本发明所述的焊接结构用高强度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1-6和对比例1-5

表1列出了实施例1-6的焊接结构用高强度无缝钢管和对比例1-5无缝钢管中各化学元素质量百分比。

表1.(wt％，余量为Fe和除P、S以外其他的不可避免的杂质)

本发明所述实施例1-6的焊接结构用高强度无缝钢管和对比例1-5无缝钢管均采用以下步骤制得：

(1)冶炼和连铸：在连铸过程中，控制钢水过热度低于30℃，控制连铸拉速为1.8-2.2m/min；

(2)穿孔、连轧和定径：将连铸圆坯在1240-1300℃的环形炉内均热，均热时间3-6小时；然后进行穿孔，穿孔温度为1180-1240℃；穿孔后进行连轧，连轧温度为1000℃-1100℃；然后进行定径，定径温度为950℃-1050℃；

(4)调质热处理：控制重新奥氏体化温度为900-930℃，保温30-60min后淬火冷却，然后在560-630℃范围内回火，保温时间为50-80min；

(5)热定径矫直：控制热定径矫直温度为510-580℃。

表2-1和表2-2列出了实施例1-6的焊接结构用高强度无缝钢管和对比例1-5无缝钢管的制造方法的具体工艺参数。

表2-1.

表2-2.

将实施例1-6的焊接结构用高强度无缝钢管和对比例1-5无缝钢管进行各项性能测试，所得的测试结果列于表3中。

表3列出了实施例1-6的焊接结构用高强度无缝钢管和对比例1-5无缝钢管的性能测试结果。

表3.

结合表1和表3可以看出，在对比例1的化学成分设计中，Si元素的含量不满足本发明技术方案要求，且Mn含量偏高，Si含量过高会导致析出相粗大，且固溶强化效果差，Mn含量虽然弥补了Si元素的固溶强化效果，但是高含量的Mn元素导致偏析严重，恶化了无缝钢管的低温冲击韧性。在对比例2的化学成分设计中，钢中Mo元素含量不满足本发明技术方案要求，Mo元素含量偏高，低温冲击韧性降低，且合金成本高。在对比例3的化学成分设计中，钢中C元素含量不满足本发明技术方案要求，C元素的含量偏高，导致强度偏高，低温冲击韧性严重恶化。在对比例4的化学成分设计中，钢中Mo含量不满足本发明技术方案要求，Mo元素含量偏低，不仅会导致淬透性变差，强度降低，还会恶化钢的低温冲击韧性。而在对比例5中，Cr元素含量偏低，不仅化学成分设计不满足本发明技术方案要求，在相关的制造工艺中，未采用定径后快速冷却处理，导致对比例5中无缝钢管的低温冲击韧性较低。

本发明各实施例的屈服强度均≥1000MPa，抗拉强度均≥1020MPa，延伸率均≥12％，在-40℃下的冲击韧性均≥105J，焊接热影响区的抗拉强度≥1020MPa，焊接热影响区在-40℃下的冲击韧性均≥95J。各实施例的焊接结构用高强度无缝钢管不仅具有优良的力学性能，还同时具备良好的低温韧性及焊接性能，可以有效满足工程机械制造用户对高强度焊接结构用无缝钢管的需求。

图1为实施例1的焊接结构用高强度无缝钢管的金相组织图。

图2为实施例2的焊接结构用高强度无缝钢管的金相组织图。

结合图1和图2可以看出，在本发明中，实施例1和实施例2的焊接结构用高强度无缝钢管中的微观组织均为细小均匀的回火索氏体，在基体晶界中分布有细小弥散的碳化物。此外，经过测定，焊接结构用高强度无缝钢管的回火索氏体的晶粒度为10-11.5级。

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，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种焊接结构用高强度无缝钢管，其特征在于，其各化学元素质量百分比为：

C：0.1-0.22％，

Si：0.55-0.75％，

Mn：0.5-1.5％，

Cr：1-1.5％，

Mo：1-1.5％，

Nb：0.01-0.04％，

V：0.05-0.15％，

Al：0.01-0.05％，

Ca：0.0005-0.005％；

余量为Fe和其他不可避免的杂质；

其微观组织为细小均匀的回火索氏体，基体晶界中分布有细小弥散的碳化物，其中回火索氏体的晶粒度为10-11.5级。

2.如权利要求1所述的焊接结构用高强度无缝钢管，其特征在于，其各化学元素质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：

C：0.14-0.19％，

Si：0.65-0.75％，

Mn：0.8-1.2％，

Cr：1.2-1.4％，

Mo：1.2-1.4％，

Nb：0.02-0.04％，

V：0.05-0.12％。

3.如权利要求1所述的焊接结构用高强度无缝钢管，其特征在于，其性能满足：其屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1020MPa，延伸率≥12％，-40℃下的冲击韧性≥105J，焊接热影响区的抗拉强度≥1020MPa，焊接热影响区-40℃下的冲击韧性≥95J。

4.一种如权利要求1-3中任意一项所述的焊接结构用高强度无缝钢管的制造方法，其特征在于，包括步骤：

(1)冶炼和连铸；

(2)穿孔、连轧和定径；

(4)调质热处理；

(5)热定径矫直。

5.如权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在步骤(1)中，连铸过程中控制钢水过热度低于30℃，并且/或者控制连铸拉速为1.8-2.2m/min。

6.如权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，将连铸圆坯在1240-1300℃的环形炉内均热，均热时间3-6小时；然后进行穿孔，穿孔温度为1180-1240℃；穿孔后进行连轧，连轧温度为1000℃-1100℃；然后进行定径，定径温度为950℃-1050℃。

7.如权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，控制重新奥氏体化温度为900-930℃，保温30-60min后淬火冷却，然后在560-630℃范围内回火，保温时间为50-80min。

8.如权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在步骤(5)中，热定径矫直温度为510-580℃。