CN104862613A - 一种高强度钢、高强度钢管及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高强度钢，其化学元素质量百分比含量为：C：0.11-0.18％，Si：0.1-0.4％，Mn：1.0-1.6％，Cr：0.25-0.9％，Mo：0.10-0.50％，W：0.10-0.55％，Nb：0.01-0.08％，V：0.01-0.12％，Ni:0.10-0.40％，0<B<0.0020％，0＜N≤0.004％，0<Ti≤0.010％，O<0.0030％，S<0.005％，Ca+Mg：0.001-0.005％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外还满足关系式：(B+Ti)/N>1。本发明还提供了一种由上述高强度钢制得的高强度钢管及其制造方法。本发明所述的高强度钢和钢管在满足980MPa级强度的同时还具有优良的低温韧性。

Description

一种高强度钢、高强度钢管及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢种及其制造方法，尤其涉及一种高强度钢及其制造方法。

背景技术

目前，工程机械及钢结构件逐渐向着大承重、轻量化方向发展。特别是对于承受高载荷的钢结构件来说，减少结构的自重不仅可以降低材料成本，还有利于提高钢结构件的承载能力。然而，在减轻结构自重的情况下，同时还要保障结构件的安全性是一个两难的问题。这是因为高强钢的焊接难点在于必须保证焊接部件的热影响区的韧性，而另外一方面，对于钢结构件而言，由于加工组装过程主要依靠焊接加工工艺，焊接加工所需的工作量较大，因此，为了提高工作效率，必须采用较大线能量的焊接工艺以提高生产效率。因此，如何使得高强高韧的结构件母材在较大热输入量的条件下还能保证焊接接头的强度和韧性也是一项亟待解决的技术问题。

公开号为CN1146784A，公开日为1997年4月2日，名称为“低温韧性优良的可焊性高强度钢”的中国专利文献公开了一种超高强度钢。该专利文献所公开的超高强度钢在低碳-高Mn-Ni-Mo-微量Ti系钢中进一步添加了Cu、B、Cr、Ca及V等元素，在钢中将显微组织规定成含有由平均奥氏体粒径(dr)为10μm以下的未再结晶奥氏体转变而成回火马氏体+贝氏体混合组织(该组织具有60％以上的回火马氏体)，或规定成由未再结晶奥氏体转变而成具有90％以上的回火马氏体的微观组织，且将P值规定在1.9～4.0的范围内。上述专利文献公开了该高强度钢的焊接热输入量为5kJ/cm，然而，在实际生产中，钢结构部件的焊接热输入量远远超过该数值，通常要达到15kJ/cm以上。为此，在处于相对较大的焊接热输入量的情况下，该高强度钢的热影响区晶粒会明显长大，从而导致该钢材料的强度急剧下降。

公开号为CN101397640A，公开日为2009年4月1日，名称为“屈服强度960MPa级焊接结构钢”的中国专利文献记载了一种超高强度焊接结构钢。该专利文献所公开的焊接结构钢包括化学元素(以wt.％计)：C：0.14～0.19wt.％、Si：0.15～0.40wt.％、Mn：1.40～1.7wt.％、Mo：0.41～0.60wt.％、B：0.0005～0.002wt.％、CR：0～0.50wt.％、Ni：0～0.40wt.％、Nb：0～0.03wt.％、Ti：0.010～0.050wt.％、Als：0.01～0.06wt.％、P≤0.020、S≤0.010，其余为Fe及不可避免杂质，同时还需要满足：碳当量CEV(％)<0.65或PCM(％)<0.35。该焊接结构钢的-20℃冲击功为52J，因此其韧性是低于本技术方案的。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高强度钢，其具有足够高的抗拉强度，良好的低温韧性及优良的焊接性能。

为了实现上述目的，本发明提出了一种高强度钢，其化学元素质量百分比含量为：

C：0.11-0.18％，

Si：0.1-0.4％，

Mn：1.0-1.6％，

Cr：0.25-0.9％，

Mo：0.10-0.50％，

W：0.10-0.55％，

Nb：0.01-0.08％，

V：0.01-0.12％，

Ni：0.10-0.40％，

B：0<B<0.0020％，

N：0＜N≤0.004％，

Ti：0<Ti≤0.010％，

O：O<0.0030％，

S：S<0.005％，

Ca和Mg：Ca+Mg：0.001-0.005％，

余量为Fe和其他不可避免的杂质；

此外还满足关系式：(B+Ti)/N>1。

本发明所述的高强度钢中的各化学元素的设计原理为：

碳：C是确保基体强度的必要化学元素。在本技术方案中，若C含量低于0.11％时，其不能令钢材料达到所需的强度。不过，若C含量高于0.18％时，将影响钢材料的可焊性，并且使得钢材料的受热影响区的韧性降低。为此，本发明所述的高强度钢中的C含量需要控制为0.11-0.18％。

硅：Si在钢中作为脱氧剂。为了达到脱氧效果，至少需要加入0.1％的Si。然而，如果加入太多的Si就会降低钢材料的可焊性和韧性。对于本发明的高强度钢来说，应当将Si含量设定为0.1-0.4％。

锰：Mn也是一种脱氧剂。同时，Mn也是确保钢材料兼具较高的强度和较好低温韧性的不可缺少的元素。因此本技术方案中Mn的含量必须在1.0％以上，但是，过多含量的Mn则会增加钢的淬透性，不仅会降低HAZ(焊接热影响区)的韧性和可焊性，而且还会导致钢材料在连续铸造过程中产生中心偏析。同时，焊接后的母材的低温韧性也会恶化。鉴于此，本发明所述的高强度钢中的Mn含量需要控制为1.0-1.6％。

铬：Cr可以提高母材和焊接部位的强度，以提升钢材料的淬透性。但是，Cr含量太高时，不仅使得钢材料的焊接开裂敏感性增大，而且会降低焊接热影响区的韧性。因此，在本发明所述的高强度钢中的Cr含量需要控制为0.25-0.9％。

钼：Mo可以提高钢的可淬性。在含有B元素的钢中添加Mo可以更好的提高钢的可淬性。同时，Mo也是强化元素，其可以有效地提高材料的强度。在本技术方案中，为了令钢材料获得较高的强度，Mo的含量至少要达到0.10％。然而，过多地添加Mo也会使得钢的HAZ韧性降低。为此，在本发明的高强度钢中的Mo含量需要设定在0.10-0.50％范围之间。

钨：W可以提高钢的可淬性，并提高材料的强度。更为关键的是，较之于Mo等其他合金元素，W在提高强度的同时，其降低钢的焊接性能的程度相对较低。为了达到强化效果，W含量的下限设定为0.10％，然而，过多地添加W会使得钢的HAZ韧性降低，为此，需要将钢中的W含量的上限设定为0.55％。

铌：Nb是获得细晶钢的重要元素，其在热轧时可以推迟奥氏体再结晶以起到细化晶粒的作用。在之后的冷却和热轧过程中，NbC粒子弥散析出，又能够起到析出强化的作用，在随后的再加热过程中，Nb又可以起到阻碍奥氏体晶粒长大的作用。考虑到热影响区的韧性及现场可焊性，Nb的含量不能过高。为此，将本发明所述的高强度钢中的Nb含量控制为0.01-0.08％。

钒：一般来说，V起到的作用与Nb大致相同。然而，在高强度钢中，添加V所产生的析出强化效果更好，Nb和V的复合添加更能进一步地提高本发明的高强度钢的综合力学性能。同样地，考虑到热影响区的韧性及现场可焊性，V的含量也不能太高。鉴于此，本发明所述的高强度钢中的V含量控制在0.01-0.12％的范围之间。

镍：Ni可以提高材料的低温韧性和现场可焊性。较之于添加Mn、Cr或Mo等合金元素，Ni的添加不但不会在钢中形成不利于低温韧性的硬化组织，添加含量在0.1％以上的Ni反而有利于提高钢材料的HAZ的韧性。但是，Ni含量过高时，又会恶化钢材料的HAZ的韧性和现场可焊性。对于本发明所述的高强度钢来说，需要控制Ni含量为0.10-0.40％。

硼、钛及氮：B、Ti、N是本发明较为关键的合金元素。通过添加适量的B、Ti元素，可以提高材料的焊接性能。微量的B元素还可以提高材料的淬透性。钢中的自由氮对材料韧性是有害的，复合添加的B、Ti固定了材料中的自由N。在焊接冷却过程中析出的BN可以细化热影响区的组织，提高材料的韧性。TiN的固溶温度可以达到1400℃以上，在高温下仍然会细小弥散。另外，焊接过程中的TiN的钉扎作用可以有效地阻止奥氏体晶粒在高温下的长大。不过，过量的固溶于基体的B、Ti会诱导晶内铁素体形核，从而降低热影响区的强度。基于此，本发明的技术方案将高强度钢中的B含量设定为：0<B<0.0020％，将Ti含量设定为：0<Ti≤0.010％，并将N含量设定为0＜N≤0.004％。与此同时，这三种元素还需要满足关系式：(B+Ti)/N>1，原因在于：若(B+Ti)/N≤1，则会大幅度地降低钢材料在大热输入状态下的焊接熔合区及热影响区的韧性。

钙、镁、硫及氧：Ca、Mg、S和O也是本发明的高强度钢中的关键元素。O和S容易在钢中形成夹杂物，割裂钢中基体的连续性，这会对材料的强度和韧性产生不利影响，为此，必须严格控制O和S的含量，将O含量控制为<0.0030％，并将S含量控制为<0.0050％。由于Ca、Mg与O和S具有很强的结合力，使钢中的液态夹杂物球化，同时所生成的夹杂物在液相中难以聚合并且具有较高的熔点，因此，在高温下获得稳定、细小弥散的夹杂物的同时，还不会产生可能导致钢材料其他缺陷的粗大夹杂物。这种弥散细小的夹杂物可以起到阻止炼钢过程中奥氏体晶粒在高温下长大的作用，以实现细化晶粒、提高韧性的有益效果。然而，过量的MgO、MgS、CaO和CaS在焊接冷却过程将诱导晶内的铁素体形核，从而降低焊接接头的强度。因此，在降低O、S含量的同时，还需要限制Mg、Ca总量的范围。在本发明所述的高强度钢中的Ca+Mg的总量需要控制在在0.001-0.005％范围之间。

本发明所述的高强度钢通过复合添加适量的Cr、Mo、W、V、Nb等合金元素，并通过后序的优化工艺步骤以获得本发明所述的高强度钢。本发明的技术方案通过合金元素的固溶强化和析出强化来提高钢材料的强度，使得钢材料在保持高强度的同时还具有良好的低温韧性。在此基础上，控制O、S含量，控制Ca和Mg的添加总量以减少钢中夹杂物的数量并控制夹杂物的形状。与此同时，复合添加Ti、B元素，并控制N元素含量，以获得强度足够高，低温韧性足够高且焊接性能优良的高强度钢。

需要说明的是，基于本发明的技术方案，“强度足够高”或“足够高的强度”是指抗拉强度达到980Mpa以上，“低温韧性足够高”或“足够高的低温韧性”是指-40℃下的低温冲击韧性大于52J。“焊接性能优良”则是指在较大的焊接热输入情况下，例如，当焊接热输入量达到15kJ/cm以上时，焊接后的钢材料的热影响区仍具有上述足够高的强度和足够高的低温韧性。

进一步地，本发明所述的高强度钢还满足Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+Ni/15<0.62。

控制Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+Ni/15<0.62的目的在于提高材料的焊接性能，降低焊接的预热温度，减少材料的焊接缺陷。如果Ceq≥0.62，那么材料的焊接预热温度将超过150℃，这样不利于现场规模化生产作业。

进一步地，本发明所述的高强度钢的微观组织为回火索氏体。

更进一步地，在本发明所述的高强度钢中，上述回火索氏体上具有弥散的BN和TiN析出物。

在本发明所述的高强度钢中的回火索氏体的基体上，会形成大量弥散的BN、TiN的析出物，这些析出物的固溶温度较高，能够有效地阻止焊接过程中热影响区晶粒的快速长大。

更进一步地，在本发明所述的高强度钢中，上述回火索氏体上还具有弥散的NbC析出物和/或VC析出物。

在回火索氏体上的弥散的NbC析出物和/或VC析出物不仅能够起到析出强化的作用，还可以在随后的再加热过程中起到阻碍奥氏体晶粒长大的作用。

进一步地，在本发明所述的高强度钢中具有细小弥散的球状夹杂物。

更进一步地，上述夹杂物为MgO、MgS、CaO和CaS的至少其中之一。

Mg、Ca与O和S之间具有很强的结合力，可以使得钢中的液态夹杂物球化，而且所生成的夹杂物在液相难于聚合且具有较高的熔点，从而得到在高温下稳定、细小弥散的夹杂物。这些夹杂物为MgO、MgS、CaO和CaS的至少其中之一。这些细小弥散的夹杂物可以起到阻止炼钢过程中奥氏体晶粒在高温下长大的作用，从而达到细化晶粒、提高韧性的有益技术效果。

优选地，在本发明所述的高强度钢中，将B、Ti和N元素的含量进一步为：B：0.0011-0.0016％，Ti：0.003-0.008％，N：0.003-0.004％。

优选地，在本发明所述的高强度钢中，将O、S、Mg和Ca元素的含量进一步为：O<0.0024％；S<0.004％；Ca+Mg：0.001-0.004％。

本发明的另一目的在于提供一种高强度钢管，其具有较高的强度。另外，该高强度钢管具有良好的低温韧性和优良的焊接性能。

为了实现以上目的，本发明提出了一种高强度钢管，其为无缝钢管，其是由上文所提及的任意一种高强度钢制得的。

进一步地，本发明所述的高强度钢管的抗拉强度大于980MPa，-40℃下的低温冲击功大于52J；在15kJ/cm以上焊接热输入量的情况下焊接后，焊接接头及热影响区的抗拉强度大于980MPa，-40℃下的低温冲击功大于52J。

本发明的又一目的在于提供一种高强度钢管的制造方法，其包括步骤：炼钢；铸造成圆坯；轧管；热处理。

进一步地，在本发明所述的高强度钢管的制造方法，在上述热处理步骤中，对钢管进行调质处理，其中淬火温度为880-930℃，保温时间为30-60min，然后水淬；然后580-650℃进行高温回火，保温时间为30-80min；接着将钢管进行热矫直，热矫直温度500-600℃。

进一步地，在本发明所述的高强度钢管的制造方法，在上述轧管步骤中，将圆坯均热后穿孔，其中均热温度为1220-1260℃，穿孔温度为1200-1240℃；然后进行轧管，温度为980℃-1200℃。

进一步地，在本发明所述的高强度钢管的制造方法，在上述热处理步骤后还具有焊接步骤。该焊接步骤是指将本发明所述的两根高强度钢管进行对接焊接。

本发明所述的高强度钢管在采用大焊接热输入量(大于15kJ/cm)对接焊接后，在其焊接接头及热影响区的抗拉强度仍大于980MPa，-40℃下的低温冲击韧性仍大于52J。

本发明所述的高强度钢管在抗拉强度＞980MPa的情况下，还能兼具优良的低温韧性，-40℃下的低温冲击功＞52J。另外，本发明所述的高强度钢管在15kJ/cm以上的大焊接热输入量的情况下，焊接后的焊接接头及热影响区的抗拉强度仍能大于980MPa，同时低温韧性仍能保证-40℃下的低温冲击功大于52J。

具体实施方式

下面将具体的实施例对本发明所述的高强度钢、高强度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。

按照下述步骤制造实施例A1-A7和对比例B1-B5中的高强度钢管：

1)炼钢：炉外精炼和真空脱气，并控制各化学元素的质量百分比配比如表1所示；

2)铸造成圆坯：采用连铸方式铸造成圆坯；

3)轧管：将圆坯均热后穿孔，其中均热温度为1220-1260℃，穿孔温度为1200-1240℃；然后进行轧管，轧制温度为980-1200℃，轧后空冷并进行锯切；

4)热处理：对钢管进行调质处理，其中，淬火温度为880-930℃，保温时间为30-60min，然后水淬；然后580-650℃进行高温回火，保温时间为30-80min；接着将钢管进行热矫直，热矫直温度500-600℃；

5)焊接：采用气体保护电弧焊将两根高强度钢管进行对接焊接，焊接的热输入量为16kJ/cm，同时焊接时的预热温度采用能够防止钢管产生HAZ冷裂纹的最低预热温度，该预热温度＜150℃。

需要说明的是，在上述步骤(5)中，所采用的焊丝的熔敷金属的抗拉强度≥980MPa。

上述制造方法所涉及各步骤中的具体工艺参数详细参见表2。

表1列出了实施例A1-A7和对比例B1-B5的高强度钢中的各化学元素的质量百分比含量。

表1.(wt.％，余量为Fe和其他不可避免的杂质)

序号	A1	A2	A3	A4	A5	A6	A7	B1	B2	B3	B4	B5
													C	0.14	0.12	0.16	0.11	0.18	0.15	0.14	0.093	0.2	0.16	0.14	0.15
Si	0.25	0.37	0.28	0.4	0.1	0.24	0.29	0.32	0.31	0.38	0.25	0.26
													Mn	1.5	1.25	1.36	1.0	1.4	1.38	1.6	1.89	1.59	1.33	1.43	1.44
Cr	0.48	0.72	0.25	0.90	0.41	0.65	0.47	/	0.72	0.73	0.56	0.71
													Mo	0.50	0.35	0.25	0.45	0.32	0.10	0.36	0.57	0.56	0.33	0.33	0.39
W	0.27	0.42	0.55	0.10	0.29	0.50	0.13	/	0.38	0.43	0.42	0.45
													Nb	0.06	0.04	0.08	0.03	0.01	0.04	0.05	0.024	0.03	0.036	0.03	/
V	0.01	0.04	0.09	0.05	0.12	0.10	0.09	/	0.13	0.03	0.12	0.05
													Ni	0.15	0.10	0.40	0.25	0.22	0.27	0.32	0.48	0.24	0.17	0.25	0.28
B	0.0012	0.0015	0.0011	0.0016	0.0014	0.0014	0.0015	/	/	/	/	/
													N	0.004	0.004	0.004	0.003	0.004	0.003	0.003	0.005	0.003	0.008	0.003	0.004
Ti	0.008	0.004	0.007	0.003	0.003	0.004	0.008	0.012	0.002	0.002	0.001	0.001
													O	0.0022	0.0016	0.0022	0.0017	0.0018	0.0024	0.002	0.004	0.0025	0.001	0.0045	0.0025
S	0.002	0.002	0.002	0.001	0.002	0.003	0.004	0.002	0.002	0.003	0.006	0.002
													Ca+Mg	0.002	0.0018	0.005	0.0035	0.0024	0.001	0.0023	/	/	0.0015	/	/
(B+Ti)/N	2.3	1.38	2.03	1.53	1.1	1.8	3.17	2.4	0.67	0.25	0.33	0.25
													Ceq*	0.6	0.56	0.53	0.57	0.6	0.57	0.61	0.55	0.76	0.61	0.6	0.63

*注： Ceq＝C+Mn/6+(Cr+ Mo+V)/5+Ni/15

表2列出了实施例A1-A7和对比例B1-B5的高强度钢管的制造方法的工艺参数。

表2.

分别测试实施例A1-A7和对比例B1-B5中的高强度钢管的抗拉强度，并且对于实施例A1-A7和对比例B1-B5中的高强度钢管的热影响区进行-40℃摆锤式冲击试验。将测试结果列于表3中。

表3列出了实施例A1-A7和对比例B1-B5中的高强度钢管的力学性能参数。

表3.

由

结合表1和表3可以看出，相较于实施例A1-A7，对比例B1的钢管中的多项化学元素超出本发明的技术方案所限定的范围，故而，对比例B1的钢管经焊接后的管体和焊接接头的抗拉强度均未达到980MPa。此外，由于对比例B2-B5的钢管中的(B+Ti)/N均超出了本发明的技术方案所限定的范围，因此，对比例B2-B5的钢管的HAZ韧性较差。

从表3可以看出，实施例A1-A7的高强度钢管经焊接后的管体的抗拉强度≥995MPa，低温冲击韧性(-40℃)AKv≥87J；采用大焊接热输入量焊接后，焊接接头的抗拉强度≥985MPa，HAZ低温冲击韧性(-40℃)AKv≥53J。与此同时，实施例A1-A7中的高强度钢管的屈服强度也达到了945MPa以上。由此说明，本技术方案所述的高强度钢管具有较高的强度，兼具有优良的低温韧性和优良的焊接性能。

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 (16)

1.一种高强度钢，其特征在于，其化学元素质量百分比含量为：

C：0.11-0.18％，Si：0.1-0.4％，Mn：1.0-1.6％，Cr：0.25-0.9％，Mo：0.10-0.50％，W：0.10-0.55％，Nb：0.01-0.08％，V：0.01-0.12％，Ni:0.10-0.40％，0<B<0.0020％，0＜N≤0.004％，0<Ti≤0.010％，O<0.0030％，S<0.005％，Ca+Mg：0.001-0.005％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外还满足关系式：(B+Ti)/N>1。

2.如权利要求1所述的高强度钢，其特征在于，还满足Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+Ni/15<0.62。

3.如权利要求1所述的高强度钢，其特征在于，其微观组织为回火索氏体。

4.如权利要求3所述的高强度钢，其特征在于，所述回火索氏体上具有弥散的BN和TiN析出物。

5.如权利要求3所述的高强度钢，其特征在于，所述回火索氏体上还具有弥散的NbC析出物和/或VC析出物。

6.如权利要求1所述的高强度钢，其特征在于，其具有细小弥散的球状夹杂物。

7.如权利要求6所述的高强度钢，其特征在于，所述夹杂物为MgO、MgS、CaO和CaS的至少其中之一。

8.如权利要求1所述的高强度钢，其特征在于，B、Ti和N元素的含量进一步为：B 0.0011-0.0016％，Ti 0.003-0.008％，N 0.003-0.004％。

9.如权利要求1所述的高强度钢，其特征在于，O、S、Mg和Ca元素的含量进一步为：O<0.0024％；S<0.004％；Ca+Mg：0.001-0.004％。

10.如权利要求1所述的高强度钢，其特征在于，还满足Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+Ni/15<0.62；且所述高强度钢的微观组织为回火索氏体，所述回火索氏体上具有弥散的BN和TiN析出物以及弥散的NbC析出物和/或VC析出物；所述高强度钢具有细小弥散的球状夹杂物，所述夹杂物为MgO、MgS、CaO和CaS的至少其中之一。

11.一种高强度钢管，其为无缝钢管，其特征在于，其采用如权利要求1-10中任意一项所述的高强度钢制得。

12.如权利要求11所述的高强度钢管，其特征在于，其抗拉强度大于980MPa，-40℃下的低温冲击功大于52J；在15kJ/cm以上焊接热输入量的情况下焊接后，焊接接头及热影响区的抗拉强度大于980MPa，-40℃下的低温冲击功大于52J。

13.如权利要求11或12所述的高强度钢管的制造方法，其包括步骤：炼钢；铸造成圆坯；轧管；热处理。

14.如权利要求13所述的高强度钢管的制造方法，其特征在于，在所述热处理步骤中，对钢管进行调质处理，其中淬火温度为880-930℃，保温时间为30-60min，然后水淬；然后580-650℃进行高温回火，保温时间为30-80min；接着将钢管进行热矫直，热矫直温度500-600℃。

15.如权利要求13所述的高强度钢管的制造方法，其特征在于，在所述轧管步骤中，将圆坯均热后穿孔，其中均热温度为1220-1260℃，穿孔温度为1200-1240℃；然后进行轧管，温度为980-1200℃。

16.如权利要求13所述的高强度钢管的制造方法，其特征在于，在所述热处理步骤后还具有焊接步骤。