本发明涉及一种钢种及其制造方法，尤其涉及一种焊管用钢及其制造方法。
背景技术：
精密焊管是指带钢卷曲后经焊接而生产的高精度、小直径薄壁单层或双层焊管，作为传输管道被广泛应用于家电、汽车行业。其中，单层焊管是通过带钢360°卷曲后焊接获得的钢管，一般用作空调、冰箱的冷凝管、连接管等用途；双层焊管是通过带钢720°卷曲后焊接获得的钢管，既可用于冰箱、空调冷凝管、连接管，还用于汽车刹车油管用途。近年来，随着家电、汽车行业节能降本的需求，精密焊管减薄趋势明显。为保证减薄后焊管的正常使用，对薄规格焊管性能的要求也越来越高，尤其是对决定焊管承受内压能力的抗拉强度、决定焊管制管后成形能力的延伸率的要求越来越高。
公开号为cn102747283a，公开日为2012年10月24日，名称为“一种镀铜精密焊管用钢带的生产方法”的中国专利文献公开了一种镀铜精密焊管用钢带的生产方法，其板坯化学成分重量百分比为c≤0.002wt％，si≤0.01wt％，mn:0.11-0.15wt％，p≤0.01wt％，s≤0.01wt％，ti：0.05-0.08wt％，alt≤0.02-0.04wt％，n≤30ppm，o≤30ppm，余量为fe及微量元素。该专利文献所公开的技术方案中成品的厚度规格为0.45-0.80mm，屈服强度为170-230mpa，抗拉强度为280-320mpa，断后延伸率a50大于45.0％。
公开号为cn102925794a，公开日为2013年2月13日，名称为“双层卷焊管用冷轧带钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种双层卷焊管用冷轧带钢，其化学成分重量百分比为c：0.015～0.054％，si≤0.034％，mn：0.15～0.25％，p≤0.020％，s≤0.020％，alt：0.015～0.050％，余量为fe及不可避免的杂质元素。在该专利文献所公开的技术方案中，产品屈服强度在170-260mpa，抗拉强度在270-370mpa，断后伸长率≥32％，硬度控制在40-52hr30t，微观组织晶粒度在18.0-18.5级。
公开号为cn104419866a，公开日为2015年3月18日，名称为“一种连续钎焊型双层卷焊管用冷轧钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种连续连续钎焊型双层卷焊管用冷轧钢板及其生产方法，所述冷轧钢板化学成分配比：c：0.04％～0.065％，si≤0.034％，mn：0.25％～0.35％，p≤0.025％，s≤0.020％，b：0.0015％～0.0025％，al:0.025％～0.05％，n≤0.0035％，余量为fe及不可避免的杂质元素。在该专利文献所公开的技术方案中，双层焊管冷轧基板屈服强度170～260mpa，抗拉强度≥275mpa，延伸率≥32％。
技术实现要素：
本发明的目的之一在于提供一种高强精密焊管用钢，该高强精密焊管用钢既保证了钢制管后的机械性能的优良，又使得制管后焊管拥有高强度和高延伸率。该高强精密焊管用钢采用低碳成分，制管后无时效现象，使用过程中延伸率不再降低，焊管使用寿命变长，安全性增强。
基于上述发明目的，本发明提供了一种高强精密焊管用钢，其化学元素质量百分比为：
c：0.001～0.005％，mn：0.4～1.2％，p：0.025～0.05％，al：0.025～0.06％，nb：0.005～0.02％，ti：0.01～0.08％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
本发明所述的高强精密焊管用钢的各化学元素的设计原理为：
c：为保证最终焊管具有较高延伸率，所述的高强精密焊管用钢使用超低c元素含量，c含量控制在0.001～0.005％，使得c元素最终会与钢中强碳化物形成元素ti，nb结合从而形成碳化物析出物，而尽量不以间隙原子的形式存在于铁素体基体内，从而使得高强精密焊管用钢的延伸率较高，进而保证了制成焊管时的焊管延伸率。此外，低的间隙碳原子降低了高强精密焊管用钢制得焊管时的时效性，从而保证了制得的焊管在长时间服役过程中仍然具有的较高延伸率，有利于焊管使用寿命的提高。基于此，在本发明所述的高强精密焊管用钢中c的质量百分比控制在0.001～0.005％。
mn：mn元素是钢中典型的强化元素，同时在钢中能起到脱硫的作用，而且mn的添加能一定程度提高钢的淬透性，从而进一步提高高强精密焊管用钢制成焊管时的焊接加热冷却后的强度。因此，为了保证上述实施效果，在本发明所述的高强精密焊管用钢中，mn的质量百分比需≥0.4％。然而，mn含量过高对材料的加工性能不利，尤其对焊管制管后的冷弯成形不利，基于此，在本发明所述的高强精密焊管用钢中mn的质量百分比控制在0.4～1.2％。
p：p元素是钢中提高抗拉强度的元素，因此，在本发明所述的技术方案中，为了保证抗拉强度，p的质量百分比需高于0.025％。然而，含量过高的p元素降低所述的高强精密焊管用钢的塑性，并且影响高强精密焊管用钢制管后的冷弯性能。因此，在本发明所述的高强精密焊管用钢中，p的质量百分比控制在p：0.025～0.05％。
al：al元素在钢中主要起脱氧剂的作用，以此减少钢中夹杂物的产生，尤其对焊管使用服役过程中的疲劳性能有利。但al添加过量也会影响所述的高强精密焊管用钢的塑性，从而影响高强精密焊管用钢制成焊管时的最终性能，因此，在本发明所述的高强精密焊管用钢中对al的质量百分比控制在0.025～0.06％。
nb：在本发明所述的技术方案中，nb的添加作用如下所述：一方面，nb与钢中c结合形成稳定碳化物，从而减少以间隙原子形式固溶在铁素体中的c，有利于提高所述的高强精密焊管用钢的延伸率；另一方面，nb与c结合形成纳米尺寸的碳化物起到析出强化的作用，同时发生钉扎晶界与位错，抑制热轧过程中形变奥氏体的晶粒长大，起到细晶强化作用。此外，nb的加入还可显著提高钢中非平衡组织的热稳定性，从而保证所述的高强精密焊管用钢的最终性能的稳定性。然而，过量的nb大大提高了所述的高强精密焊管用钢制成焊管时焊管钎焊冷却过程中淬透性，从而导致焊管延伸率大大降低。基于此，在本发明所述的高强精密焊管用钢中nb的质量百分比控制在nb：0.005～0.02％。
ti：在本发明所述的高强精密焊管用钢中，ti主要与钢中c结合形成碳化物从而消除铁素体中的间隙原子，同时形成的碳化物起到析出强化作用，并在热轧过程中产生钉扎晶界和位错，抑制晶粒长大而起到细晶强化的作用。因而，ti在本发明所述的技术方案中的作用与nb的作用相似，但是ti的成本较nb要低很多，因而，本发明所述的高强精密焊管用钢中添加ti的质量百分比≥0.01％。然而，ti的过量添加同样会提高焊管钎焊冷却过程中的淬透性，导致焊管延伸率大大降低，因而，在本发明所述的技术方案中，对ti的质量百分比控制在ti：0.01～0.08％。
在本发明所述的技术方案中，nb、ti在高温下形成碳化物钉扎晶界抑制晶粒长大的作用在焊管的钎焊加热过程中尤为重要，该作用保证了焊管最终晶粒不异常长大，从而也保证了焊管的强度性能。
进一步地，在本发明所述的高强精密焊管用钢中，其化学元素还满足2.35≤100×c％+mn％+10×p％+100×nb％+50×ti％≤6.4。
在本发明所述的技术方案中，c、mn、p、nb、ti作为主要的强化元素，有利于提高本发明所述的高强精密焊管用钢的强度。为了进一步提高上述元素的强化效果，除了控制上述元素的质量百分比外，本案发明人通过大量实验研究发现，上述元素满足2.35≤100×c％+mn％+10×p％+100×nb％+50×ti％≤6.4时，不仅有利于提高所述的高强精密焊管用钢的强度，而且也可以克服上述元素添加时对制得的焊管的延伸率的不利影响，保证了最终制得的焊管的塑性。因此，在本发明所述的高强精密焊管用钢中，其化学元素还满足2.35≤100×c％+mn％+10×p％+100×nb％+50×ti％≤6.4。
需要说明的是，计算100×c％+mn％+10×p％+100×nb％+50×ti％的数值时，c％、mn％、p％、nb％及ti％代入的数值为对应元素的质量百分比数值，也就说，当c的质量百分比为0.002％时，计算代入数值为0.002，而非0.002％。
进一步地，在本发明所述的高强精密焊管用钢中，其微观组织为不均匀的铁素体晶粒。
进一步地，在本发明所述的高强精密焊管用钢中，其抗拉强度≥350mpa，延伸率≥32％。
此外，本发明的另一目的在于提供一种高强精密焊管，其采用上述的高强精密焊管用钢制得。本发明所述的高强精密焊管具有良好的性能同时延伸率较高，使其使用寿命较长，服役时间增加。
进一步地，在本发明所述的高强精密焊管中，其外径为4-16mm。
另外，本发明的又一目的在于提供一种上文所述的高强精密焊管用钢的制造方法，包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)热轧；
(4)酸洗；
(5)冷轧；
(6)连续退火：其中，退火温度为
(670+1000*nb％+200*ti％)～(810+200*ti％)℃，退火时间为30～180s；
(7)平整。
在本发明所述的技术方案中，连续退火过程中退火温度与钢中ti、nb有密切联系。由于ti、nb元素的添加提高了高强精密焊管用钢的再结晶温度，发明人研究发现，通过限定退火温度≥(670+1000*nb％+200*ti％)℃，保证了高强精密焊管用钢钢板发生再结晶从而消除冷轧带来的大变形的带状铁素体组织并减少位错密度；然而，过高的退火温度会导致晶粒异常长大，同时会导致ti的碳化物分解，从而使得钢板延伸率降低，因而，对退火温度限制在退火温度≤(810+200*ti％)℃。此外，为了保证钢板再结晶效果同时防止晶粒异常长大，对退火时间控制在退火时间为30～180s。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(3)中，热轧前的加热温度为1150℃～1250℃，终轧温度850℃～950℃，卷取温度为600～720℃。由于热轧前的加热温度过低会导致钢中奥氏体无法完全再结晶，从而影响热轧后晶粒的细化及钢中合金元素的固溶，最终降低该高强精密焊管用钢的强度，因此，在本发明所述的技术方案中，热轧前的加热温度下限为1150℃；然而，热轧前加热温度太高会导致奥氏体化后晶粒严重长大，从而导致热轧后晶粒粗大，最终导致高强精密焊管用钢强度降低，因此，热轧前加热温度上限为1250℃。此外，热轧的终轧温度也影响热轧后的晶粒尺寸。终轧温度过高会导致变形后奥氏体进一步长大，从而消弱了热轧时细晶强化效果；但当终轧温度过低，远低于a3线温度时，热轧过程中奥氏体转化为铁素体，温度越低，铁素体含量越高，容易导致终轧晶粒粗大，从而影响高强精密焊管用钢强度，最终影响制管时的焊管强度。本发明所述的技术方案中，终轧温度范围为850～950℃，该温度区间在a3线左右，有效保证了热轧的晶粒细化效果。另外，由于热轧中卷取温度对热轧段钢板性能影响最为重要，卷取温度太高，会导致碳化物聚集长大从而导致最终高强精密焊管用钢的强度降低，但是，卷取温度太低则对设备及均匀性控制的要求严格，因此，在本发明所述的技术方案中，卷取温度限定在600～720℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(5)中，控制冷轧压下率≥75％，这是因为，在本发明所述的制造方法中，冷轧是通过对钢板进行室温下大的塑性变形提高钢板强度并削减钢板厚度的工艺方法。通过冷轧获得钢板的组织一般为变形后的带状铁素体组织，钢板内部位错密度高，内应力大，钢板强度高，但延伸率很低。冷轧压下率越大，最终高强精密焊管用钢的强度就越高，延伸率越低。为了保证高强精密焊管用钢的最终抗拉强度及最终厚度，控制冷轧压下率≥75％。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(7)中，控制平整率为0.5-1.5％。在本发明所述的技术方案中，由于退火后高强精密焊管用钢需要进一步平整，平整一方面有利于对钢板性能进行微调；另一方面平整有助于改善板形，此外，平整能够进一步调节高强精密焊管用钢的粗糙度，从而为后续工艺过程例如表面涂镀做准备。因此，在本发明所述的制造方法中平整率控制在0.5-1.5％。
本发明所述的高强精密焊管用钢采用低碳成分，制管后无时效现象，使用过程中延伸率不再降低，焊管使用寿命变长，安全性增强。
此外，本发明所述的高强精密焊管用钢既保证了制管后的机械性能的优良，又使得制管后焊管拥有高强度和延伸率，本发明所述的高强度精密焊管抗拉强度≥350mpa，延伸率≥32％。
另外，本发明所述的高强精密焊管也具有上述优点，且其外径为4-16mm。
附图说明
图1为实施例3的高强精密焊管用钢的微观组织照片。
图2为实施例3的高强精密焊管用钢制成焊管后焊管截面组织的微观组织照片。
具体实施方式
下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的高强精密焊管用钢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1-7和对比例1-5
实施例1-7的高强精密焊管用钢和对比例1-5的常规焊管用钢采用下述步骤制得：
(1)冶炼：按照表1所列的各化学元素质量百分比进行冶炼；
(2)铸造：浇铸成板坯；
(3)热轧：热轧前的加热温度为1150℃～1250℃，终轧温度850℃～950℃，卷取温度为600～720℃。；
(4)酸洗：酸洗去除表面氧化皮；
(5)冷轧：控制冷轧压下率≥75％；
(6)连续退火：其中，退火温度为
(670+1000*nb％+200*ti％)～(810+200*ti％)℃，退火时间为30～180s；
(7)平整：控制平整率为0.5-1.5％。
表1列出了实施例1-7的高强精密焊管用钢和对比例1-5的常规焊管用钢中各化学元素的质量百分配比。
表1.(wt％，余量为fe和其他不可避免杂质元素)
注：公式1是指100×c％+mn％+10×p％+100×nb％+50×ti％。
表2列出了各实施例和对比例的制造方法的具体工艺参数。
表2.
注：公式2是指670+1000*nb％+200*ti％；公式3是指810+200*ti％。
将上述实施例1-7的高强精密焊管用钢和对比例1-5的常规焊管用钢制成焊管，其中，将实施例1-3的高强精密焊管用钢和对比例1-3的常规焊管用钢制成单层焊管，将实施例4-7的高强精密焊管用钢和对比例4-5的常规焊管用钢制成双层焊管。单层焊管的制管过程为；纵向分条；360°卷管；焊接；减径；退火。双层焊管的制管过程为：镀铜；纵向分条；带钢两侧压制坡口；720°卷管；定径；焊接。
对实施例1-7的高强精密焊管用钢和对比例1-5的常规焊管用钢，以及各实施例和对比例制得的焊管进行各项性能测试试验，将试验所获得的结果列于表3中。
表3列出了实施例1-7的高强精密焊管用钢及其制得的焊管和对比例1-5的常规焊管用钢及其制得焊管经测试后所测得的数据结果。
表3.
注：表3中焊管用钢的力学性能按照jis5标准加工拉伸样测定，延伸率为断裂延伸率，测量标距为50mm；焊管直接拉伸测定力学性能，延伸率为断裂延伸率，测量标距50mm。
从表3可以看出，本案各实施例的高强精密焊管用钢，其抗拉强度≥350mpa，延伸率≥32％。结合表1至表2可以看出，由于本案各实施例采用本发明所述的技术方案中限定的各化学元素质量百分比以及控制制造方法中的各工艺条件参数满足本发明所述的技术方案中的工艺条件，使得其制成焊管后焊管的抗拉强度和延伸率表现均优于各对比例的常规焊管用钢制成的焊管。
图1为实施例3的高强精密焊管用钢的微观组织照片。由图1可以看出，该实施例中的微观组织为不均匀的铁素体晶粒。
图2为实施例3的高强精密焊管用钢制成焊管后焊管截面组织的微观组织照片。由图2可以看出，该实施例中的微观组织为不均匀的铁素体晶粒。此外，对比图1可以发现，由于制成焊管过程中焊接加热导致晶粒长大。
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。