[0031] P、S、O、N是本发明严格控制的有害元素,它们易形成夹杂物,一方面对材料的强度和韧性不利,另一方面,容易导致冷加工时产生缺陷以致断裂,因此必须严格限制,尽量控制P≤0.015%,O≤0.003%,S≤0.005%,N≤0.004%。
[0032] 本发明所述相变强化冷加工高强度钢管的制造方法,其包括如下步骤:
[0033] 1)按上述化学成分的配比冶炼、铸造成管坯;
[0034] 2)将管坯加热到1200~1260℃,均热30~90min;
[0035] 3)对加热后的管坯进行热穿孔,再对管坯进行减径、减壁厚后自然冷却,冷却至室温,获得热轧态母管;或再将热轧态母管进行冷加工,获得冷加工母管;
[0036] 4)淬火加热
[0037] 将热轧态母管或冷加工母管在AC1~AC3之间加热后水淬,其中,[0038] Ac1=(723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr)℃,
[0039]
[0040] 5)冷加工至成品尺寸,冷加工延伸系数控制在1.1~1.4;再进行去应力退火处理,去应力退火温度为150~250℃,保温时间为30~90min。
[0041] 进一步,步骤3)中,对热轧态母管酸洗、磷化、皂化后采用冷拔或冷轧方式进行冷加工以获得冷加工母管。
[0042] 又,本发明所述相变强化冷加工高强度钢管的外径为20~457mm,壁厚为3~20mm。
[0043] 所述相变强化冷加工高强度钢管成品的微观组织为形变铁素体+回火马氏体。
[0044] 本发明所述相变强化冷加工高强度钢管的屈服强度≥890MPa,延伸率≥10%。
[0045] 步骤4)中,淬火加热温度的Ac1为下临界温度,Ac3为上临界温度,在AC1~AC3之间加热后然后对钢管进行水淬的设计原理是,在AC1~AC3这一加热温度区间,获得铁素体+奥氏体的两相组织,水淬后,奥氏体发生相变,转变成含高位错密度的板条马氏体,这种马氏体不仅具有一定的形变能力,而且能起到马氏体强化的效果。另外,水淬后具有良好变形能力的铁素体完全保留了下来,从而获得铁素体+马氏体的混合组织,为后续的冷变形提供了强有力的组织保障。
[0046] 步骤5)中,冷加工道次的延伸系数控制为1.1~1.4,以保证钢管在最终热处理前获得足够的应变硬化效果,同时避免在冷加工后钢管产生开裂等缺陷。如果冷加工延伸系数过低,铁素体不能充分变形,就达不到应变强化的效果;而如果太高,则在相变强化的复合作用下,裂纹容易起源于马氏体,钢管很容易开裂。
[0047] 步骤5)中,去应力退火的加热温度过高或者保温时间过长均会导致马氏体完全分解,造成强度显著下降的后果,另外还会造成铁素体在冷加工过程中产生的高密度位错消失,发生回复和再结晶,使得钢管的强度显著下降。然而,加热温度过低又不能使冷加工过程产生的残余应力消除,将导致材料的延伸率不能达到使用要求,因此,本发明控制去应力退火温度为150~250℃,保温时间为30~90min。
[0048] 本发明所述相变强化冷加工高强度钢管成品的微观组织为形变铁素体+回火马氏体,这种形变铁素体和回火马氏体都含有高密度的位错,具有优良的阻尼减震的效果。本发明所述高强度冷加工管具备高的强度,其屈服强度可以达到890MPa、1000MPa、1100MPa、1200MPa等不同强度级别,满足用户不同需求,同时延伸率均≥10%。
[0049] 本发明所述相变强化冷加工高强度钢管合金含量少,生产成本低。同时,本发明通过亚温淬火工艺结合适当的冷加工延伸系数,达到了显著的相变强化和应变强化的效果,不但保证了制造钢管的生产效率,还有效地避免了钢管的开裂。
[0050] 本发明采用相变强化工艺,充分发挥淬火时产生的相变强化和冷加工时产生的应变强化,使马氏体强化和应变强化产生了显著的复合强化效果,再通过去应力退火工艺获得了屈服强度≥890MPa、延伸率≥10%的高强度无缝钢管,而且由于采用了整管加热水淬的方式,使得可以生产壁厚达20mm的厚壁无缝钢管,不仅可制造性好,产品工艺简单,性价比高,而且尺寸精度优良,具有优良的阻尼减震性能,此类无缝钢管尤其适用于制造车用冷加工高强钢管。
附图说明
[0051] 图1为本发明实施例1中水淬后钢管的典型微观组织照片。
[0052] 图2为本发明实施例1中冷加工高强钢管的典型微观组织照片。
具体实施方式
[0053] 下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
[0054] 表1为本发明实施例及对比例钢的成分,表2为本发明实施例及对比例钢管的制造工艺,表3为本发明实施例及对比例钢管的力学性能。
[0055] 本发明实施例的制造工艺包括步骤如下,具体工艺参数参见表2:
[0056] (1)按照如表1所示的化学元素质量百分配比进行冶炼、铸造成管坯;
[0057] (2)采用环形加热炉将管坯加热至1200~1260℃,均热30~90min;
[0058] (3)采用立式锥形热穿孔机进行热穿孔,通过三辊张力减径机对管坯进行减径减壁厚后自然冷却,获得热轧态母管,或者对钢管进行酸洗后再磷化皂化之后,进行冷加工获得冷加工母管;
[0059] (4)对热轧态母管或冷加工母管进行两相区淬火,淬火加热温度为750~830℃,然后对钢管进行水淬,本发明实施例1水淬后组织效果图参见图1。
[0060] (5)淬火后进行最后道次冷加工,控制最后道次冷加工的延伸系数为1.1~1.4,以保证钢管在最终热处理前获得足够的应变硬化的效果,同时避免在冷加工后钢管产生开裂等缺陷。
[0061] (6)冷加工后进行去应力退火,去应力退火温度为150~250℃,保温时间为30~90min,本发明实施例1钢管组织效果图参见图2。
[0062] 由图1可知,本发明母管水淬后获得了铁素体+马氏体的混合组织,实现了马氏体强化的效果;由图2可知,本发明钢管为形变铁素体+回火马氏体的混合组织。
[0063] 表3为热轧态母管、水淬后钢管以及冷加工去应力退火后钢管成品的力学性能,由表3可知,本发明水淬后钢管的屈服强度和热轧态屈服强度相当,但抗拉强度明显提高,马氏体强化效果非常明显;在随后的冷加工延伸变形中,1.1~1.4的延伸系数使得钢管的屈服强度和抗拉强度显著提升,去应力退火后可以达到屈服强度890MPa以上不同的强度等级,产生的应变强化和马氏体强化的效果十分显著。
[0064] 由表1-3可知,实施例1-8中冷高强度冷加工管的屈服强度均>890MPa、延伸率均≥10%,可以满足用户对不同强度等级的要求。然而,当无缝钢管中的某些化学元素质量百分配比超过了本发明所限定的范围,例如对比例1仅含V一种元素、对比例2的C含量过低,屈服强度不能达到890MPa级,而对比例3中Mo含量过高,冷加工退火后延伸率达不到要求,因此,这些无缝钢管的综合力学性能并不符合高强度冷加工钢管的标准。
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