一种抗拉强度400MPa级双层焊管用冷轧钢板的制作方法

本发明涉及一种焊管用冷轧钢板，特别涉及一种抗拉强度400mpa级双层焊管用冷轧钢板及其制造方法，属于铁基合金技术领域。

背景技术：

双层焊管，即双层卷焊管，又称邦迪管，一般是使用两面镀铜的精密钢带环绕一根中心芯棒经720°卷曲成型后，以镀铜膜为钎料进行两层管壁的高温焊合，最后经冷却、钝化等工艺成为抗疲劳性能优越、防漏性能良好的双层钢管，广泛应用于汽车油管、家电冷凝管等用管领域。

目前，双层焊管的制造工艺分两种，一种为制管后直接通过电阻加热进行1-2s短时钎焊，随后套管冷却的连续钎焊工艺；另一种是制管后先定尺剪切，然后再多根焊管一起进入辐射式加热炉进行50-60s钎焊，随后风冷的非连续钎焊工艺，这两种产线的差异直接影响制管后管材的各项性能。同时，在生产不同管径产品时，由于钢带的塑性变形程度与管径大小直接相关，因此，不同管径产品对冷轧钢板的屈服性能要求不尽相同，成管后的各项性能也不一样。

双层焊管根据用途不同，管壁外径从φ4.75-φ15mm不等，冷轧钢板厚度从0.25-0.5mm不等，其中，φ4.75mm外径的管材一般均采用0.34-0.35mm冷轧钢板，由于用于涉及安全要求的汽车刹车管管路，因此，对管件的防漏性、爆破性能、耐疲劳性的要求最高。爆破压力是用以评价汽车在行驶过程中突然制动或加速时，管路中油压骤增时管材的耐压程度，爆破压力不合格，将对汽车的安全行驶造成灾难性的后果，是该种管材最重要的性能，也是同类产品中要求最高的：爆破压力必须大于110mpa。

中国专利cn102925794a公开了一种双层卷焊管用冷轧带钢及其制造方法，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％、al：0.015～0.050％，实施例中钢带的厚度0.25-0.5mm，力学性能：屈服强度rel为170～260mpa，抗拉强度rm为270-370mpa，硬度hr30t为40-52，断后伸长率≥32％。该专利采用低c设计，带钢强度较低，且没有说明焊管的最终性能。中国专利cn103510001a公开了一种双层卷焊管用冷轧钢板及其生产方法，其化学成分重量百分比为：c：0.0010～0.0035％、si≤0.050％、mn：0.10～0.25％、p≤0.020％，s≤0.015％，ti：0.04～0.07％，n≤0.0035％，实施例中钢带厚度0.2-0.6mm，带钢力学性能：屈服强度180-240mpa，抗拉强度280-350mpa，延伸率a50mm35-50％，制管外径为φ5-16mm，制管后管材屈服强度120-150mpa，抗拉强度260-300mpa，断后伸长率a50mm为45-55％。该专利成分采用超低碳设计，由于主要用途为替代铜管用于空调内外机的连接管，所以焊管的强度比较低。

当前，随着汽车节能环保轻量化的发展趋势，作为汽车零部件的双层焊管也提出了减薄要求，但为保证管件安全使用要求，需同时保证焊管的爆破压力仍符合原有要求，也即满足高强减薄的要求。用于制造汽车零部件的双层焊管的冷轧钢板需要进行进一步研发新的产品，来满足汽车用户对高强减薄的需求。

技术实现要素：

本发明的目的是提供一种抗拉强度400mpa级双层焊管用冷轧钢板及其制造方法，主要解决现有冷轧钢板在制造壁厚为0.5-0.6mm、外径为φ4.75mm的双层焊管时爆破压力值不能满足大于110mpa的技术问题。

本发明的技术思路是，要解决上述问题，首先，根据薄壁圆筒的爆破模型，爆破发生时内壁先屈服发生塑性变形壁厚减薄，同时伴随应变强化，随着压力不断增加，管壁的减薄将不再均匀发生，而是在其最薄弱处急剧减薄，发生塑性失稳，最后爆破。据此模型的通用米塞斯mises公式认为，爆破强度pb与管材的抗拉强度σb成正比，与管材外径与内径的比值径比k也成正比，因此，随着壁厚减薄，k值下降，爆破压力随之下降，要想达到原爆破强度，需提高管材的抗拉强度。由于该公式只是一个通用原理性公式，对于双层卷焊管这一特定管材，需根据实际情况确定焊管强度的提升范围；其次，是针对非连续性钎焊制管工艺，由于其卷轧制管速度高达110m/min，为保证管材成型时的塑性变形、残余应力及卷管离开成型机组回弹的稳定性，需将影响钢带成型的屈服强度控制在一定的范围；最后，由于该产线的钎焊时间、温度、速度及焊后管材的冷却制度基本不可改变，因此，焊管强度的提高只能通过钢带性能的改变来实现。鉴于以上情况，双层焊管的高强减薄，一方面需考虑高速轧制成型的情况下，带钢厚度、性能的变化所带来制管的变化，另一方面需考虑经约1120℃、50-60s的高温钎焊及缓慢冷却后带钢组织及焊管性能的变化，因此，需明确减薄带钢的各项性能既可满足制管要求，又可满足成品焊管的爆破压力及后续制造要求。

本发明解决的技术问题是：一种抗拉强度400mpa级双层焊管用冷轧钢板，其化学成分重量百分比为：c:0.12～0.18％，si≤0.05％，mn：0.2～0.6％，p≤0.025％，s≤0.020％，alt：0.01～0.06％，n≤0.004％，其余为fe和不可避免的夹杂元素。

本发明冷轧钢板的金相组织为等轴铁素体晶粒+簇状分布的渗碳体，所述组织的晶粒度级别为ⅰ9-10级；厚度为0.25-0.30mm的冷轧钢板的屈服强度rp0.2为300-400mpa，抗拉强度rm为400-500mpa，断后伸长率a50mm为25-35％，硬度值为55-65hr30tm，表面粗糙度ra为0.6-1.5μm。

本发明冷轧钢板制作的壁厚为0.5-0.6mm、外径为φ4.75mm的双层焊管用于汽车油管。

本发明所述的抗拉强度400mpa级双层焊管用冷轧钢板的化学成分限定在上述范围内的理由如下：

碳：通过对爆破模型的研究及焊管破口的研究发现，焊管的抗拉强度，尤其是纵向抗拉强度对于爆破值的影响较为显著。同时，由于焊管的屈服强度决定了管壁发生塑性变形及应变硬化的时机，因此，对焊管的爆破压力也有重要影响。经过高温钎焊，带钢的力学性能及金相组织都发生了明显的变化，但仍具有一定的遗传性。由于c含量直接影响钎焊奥氏体化后再缓慢冷却晶粒的形态与大小，对强度有直接影响，因此，本申请中的c含量设定主要是为提高焊后管材的强度，进而保证爆破性能。相对于中国专利cn102925794a《一种双层卷焊管用冷轧带钢及其制造方法》及申请号为201310387753.8的中国专利《一种连续钎焊型双层卷焊管用冷轧钢板及其制造方法》中的低c设计，本申请大幅提高了c含量范围，这是因为经研究发现，c含量的提高虽造成带钢强度的上升，但由于壁厚减薄，根据卷管成型时的弯矩公式弯矩变化并不大，基本不会对轧制工艺造成影响，同时，c含量增加后，带钢的基本组织由原来的铁素体+游离渗碳体转变为铁素体+簇状分布的渗碳体，该种组织在管材随后的非连续高温辐射钎焊及缓慢冷却过程中，也由原来等轴铁素体变成了晶界交错的块状铁素体，此外，还有10％左右的魏氏组织形成。这种组织通过相变强化，直接提高了焊后管材的强度，实现爆破压力的相应提升。但相应的，c含量也不可以过高，否则，一方面带钢强度过高带来弯矩的增加，造成卷轧成型困难，另一方面焊后管材魏氏组织含量偏高，造成焊管强度过高影响后续加工成型。因此，本申请限定c含量范围为0.12-0.18％。

硅：低碳钢中si是不可避免的杂质元素，si含量严重损害冷轧钢板的塑性和成形性能，对表面质量也有一定影响。但是对si含量要求过低则会提高炼钢精炼工序的成本。本发明限定si含量≤0.05％。

锰：锰在钢中的作用主要是细化晶粒，提高强度，同时形成mns消除由于钢中不可避免的s的有害影响。本申请中，由于c含量不可设计过高，因此，mn主要是为进一步提高强度，此外，超过40的mn/s比还可增加mns在基体内形成的驱动力，进而降低在晶界析出的体积分数，减少其脆化作用。本发明限定mn含量范围为0.2％～0.6％。

磷、硫：磷、硫均是钢中的有害元素，在冷轧低碳钢中均希望这两种元素控制在较低的水平，降p可降低钢带的再结晶温度，降s可以增加固溶碳量，减小晶粒长大阻力，两者都可促进钢带组织的均匀性，提高产品的成型性能。但考虑到实际工艺控制能力，本发明限定s≤0.020％，p≤0.025％。

氮：固溶于钢中的n元素是影响钢板时效性的重要原因。本申请中，由于带钢采用连续退火，c、n原子无法以aln和碳化物的形式充分析出，在随后的自然时效过程中不可避免地会存在c、n原子从过饱和的α固溶体中析出而导致钢材强度的升高，影响焊管的轧制，因此，考虑到c含量较高，须严格控制带钢中n含量以减轻时效影响，但考虑到实际工艺控制能力，本发明限定n≤0.004％。

铝：铝在钢中能够与游离n形成氮化铝以固定一部分的n原子，减少固溶n原子的数量，从而有利于提高钢板的抗时效性。但是当al量过高时，会增加合金成本，另外也会形成过多的脱氧产物al2o3夹杂，不利于管材的抗疲劳性。本发明限定alt含量为0.01％～0.06％。

一种抗拉强度400mpa级双层焊管用冷轧钢板的制造方法，该方法包括：

钢水经连铸得到连铸板坯，其中所述钢水化学成分重量百分比：c:0.12～0.18％，si≤0.05％，mn：0.2～0.6％，p≤0.025％，s≤0.020％，alt：0.01～0.06％，n≤0.004％，其余为fe和不可避免的夹杂元素；

连铸板坯经加热炉加热至1180℃-1220℃后进行热轧，所述的热轧为两段式轧制工艺，粗轧为5道次连轧，精轧为7道次连轧，精轧结束温度为860℃-900℃，精轧后，控制钢板厚度为2.3-2.5mm，层流冷却阶段采用后段冷却，卷取温度为680℃-720℃卷取得到热轧钢卷；

热轧钢卷重新开卷后经酸洗、冷轧、立式连续退火炉退火、平整，卷取得到厚度为0.25-0.30mm成品冷轧钢板，所述冷轧压下率为86％-90％，经过冷轧后的轧硬状态钢带在立式连续退火炉均热段的退火温度为660-720℃，钢带在均热段的退火时间为60-120s；平整延伸为率0.8％-1.5％。

本发明采取的生产工艺的理由如下：

1、连铸板坯加热温度的设定

连铸板坯的加热温度通常是为保证在经过了多道次的轧制后，精轧出口的板坯温度仍然满足设定。对于本申请，由于相对较高的c含量设计，为保证冷板强度不会太高影响制管，因此，需以较高的加热温度以保证精轧结束时板坯仍处于奥氏体区轧制，对应冷板强度满足设计要求。但同时，加热温度过高，也会造成表面氧化铁皮严重，给后续的除磷工艺带来困难，影响冷板表面质量，因此，本申请将出炉温度设定为1180-1220℃。

2、精轧结束温度的设定

由于本申请中的冷轧板厚度只有0.25-0.3mm，考虑冷轧合适又合理的压下率，热卷厚度一般在2.3-2.5mm，对于这种极薄规格的热轧卷,轧制过程散热快，温降相比厚规格产品要大得多，因此，为保证精轧时整卷带钢均在ar3线以上进行奥氏体轧制，需提高精轧结束温度的设定。本申请将精轧结束温度设定为860℃-900℃。

3、热轧卷取温度的设定

热轧卷取温度主要影响氮化物及碳化物等二相粒子的析出,特别是aln的析出。由于本申请采用的连续退火工艺带钢退火时间短，c、n原子无法在该工序以aln及碳化物的形式充分析出而影响带钢的时效性，因此，需较高的卷取温度促使二相粒子在热卷铁素体中继续析出，且能够提高其扩散能力，促进其在卷取后的缓冷过程中聚集、粗化，这样一方面可通过热轧工序实现aln及碳化物的充分析出，降低带钢的时效性，另一方面，聚集的碳化物不会像弥散分布的碳化物那样阻止再结晶晶粒的长大，为退火后形成均匀长大的等轴铁素体奠定基础。考虑到常规热轧机组的实际实现能力，本申请设定卷曲温度为680℃-720℃。

4、冷轧压下率的设定

冷轧压下率主要决定冷轧板的变形量，一方面决定最终冷板的厚度精度及板型，另一方面影响退火再结晶的回复动力。对于本申请中的薄规格、高强度的冷轧钢板，较高的冷轧压下率有利于产生更大的形变能进而降低再结晶温度，有利于后续的退火，但过高的压下率将对冷轧机组生产的稳定性及安全性造成影响。因此，本申请中设定冷轧压下率为85-90％。

5、退火温度和退火时间的设定

再结晶退火主要是为了消除冷轧过程中产生的加工硬化、晶体内部缺陷及力学性能上的各向异性等，而退火温度及退火时间的设定主要考虑带钢的再结晶温度、晶粒形态及粒子析出的需要。根据本申请的成分设计、轧后组织及目标强度要求；温度太高，会形成珠光体组织，带钢强度升高，影响制管；温度太低，退火不充分，纤维状组织明显，延伸率不足，同样影响制管。保温时间的设定则主要考虑使c原子更多的过饱和固溶于铁素体中，这样，在随后的冷却过程中增加碳化物析出的动力，在铁素体基体上形成簇状分布的碳化物，一方面实现带钢强度的提升，另一方面减少c在自然时效中的析出，提高其抗时效性。本发明根据以上依据及连退生产的稳定性，设定钢带在立式连续退火炉均热段的退火温度为660-720℃，在均热段的退火时间设定为60-120s。

6、平整延伸率的设定

平整率设置主要是消除冷板的屈服平台，保证材料的成型性，本申请中平整率控制在0.8-1.5％就可达到上述目的。

按本发明方法生产的冷轧钢板的金相组织为等轴铁素体晶粒+簇状分布的渗碳体，所述组织的晶粒度级别为ⅰ9-10级；冷轧钢板的屈服强度rp0.2为300-400mpa，抗拉强度rm为400-500mpa，断后伸长率a50mm为25-35％，硬度值为55-65hr30tm，表面粗糙度ra为0.6-1.5μm。本发明冷轧钢板制作的壁厚为0.5-0.6mm、外径为φ4.75mm的双层焊管用于汽车油管。

本发明相比现有技术具有如下积极效果：本发明冷轧钢板用于壁厚为0.5-0.6mm、外径φ4.75mm的汽车油管生产的钢带厚度由目前的0.34-0.35mm降低至0.25-0.3mm，在不改变非连续钎焊产线的制管、钎焊及冷却工艺条件下，制造的双层卷焊管的各项性能好，爆破压力值大于110mpa，实现14-28％的减薄量，具有节能降耗的明显优势。

附图说明

图1为本发明实施例1的冷轧钢板的金相组织图。

图2为本发明实施例1的冷轧钢板制成焊管后的焊管径向截面的金相组织图。

具体实施方式

下面结合实施例1-3对本发明做进一步说明，如表1-5所示。

表1为本发明实施例钢的化学成分(按重量百分比计)，余量为fe及不可避免杂质。

表1本发明化学成分(重量百分比％)，余量为fe及不可避免杂质。

通过铁水预脱硫，转炉顶底复合吹炼，rh炉精炼处理后得到上述成分的钢水，采用低碳钢保护渣吹ar保护浇铸成连铸板坯，厚度为210～230mm，宽度为800～1300mm，长度为5000～10000mm。

炼钢生产的定尺板坯送至加热炉再加热，出炉除磷后送至连续热连轧轧机上轧制；通过粗轧轧机和精轧连轧机组控制轧制，经层流冷却后进行卷取，层流冷却采取后段冷却，产出合格热轧钢卷；热轧钢板的厚度为2.3～2.5mm，热轧工艺控制见表2。

表2本发明实施例热轧工艺控制参数

将上述热轧钢卷重新开卷经过酸洗后，在可逆轧制或5机架冷连轧机上进行一次冷轧，冷轧的压下率为85％～90％，经过冷轧后的轧硬状态的钢带经过经过立式连续退火炉退火、平整、卷取得到厚度0.25～0.3mm的成品冷轧钢板。退火工艺为：钢带在立式连续退火炉的均热段温度为660℃～720℃，在均热段的退火时间为60～120s；平整延伸率为0.8％～1.5％；冷轧、退火工艺控制参数见表3。

表3本发明实施例冷轧、退火工艺控制参数

利用上述方法得到的冷轧钢板，参见图1，冷轧钢板的金相组织为等轴铁素体晶粒+簇状分布的渗碳体，所述组织的晶粒度级别为ⅰ9-10级；冷轧钢板的屈服强度rp0.2为300-400mpa，抗拉强度rm为400-500mpa，断后伸长率a50mm为25-35％，硬度值为55-65hr30tm，表面粗糙度ra为0.6-1.5μm。

将本发明得到的冷轧钢板按照《gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行拉伸试验，按照《gb/t13299钢的显微组织评定方法》进行显微组织观察，按照《gb/t230.1金属材料洛氏硬度试验方法》测量硬度，按照《gb60621985轮廓法触针式表面粗糙度测量》测量表面粗糙度，各项性能见表4。

表4本发明实施例冷轧钢板的力学性能

所获得冷轧钢板出厂到制得焊管的主要工艺段及参数控制如下：

1)镀铜，冷轧钢板表面进行电镀铜，镀铜厚度为2.8-3.6μm，以保证制管焊接质量及最终焊管耐蚀性；

2)纵向分条，分条成卷管所需宽度的镀铜窄带，一般为26.8mm；

3)带钢两侧压制坡口：窄带两侧压制出坡度，以保证卷管后内外缝与管壁的贴合；

4)带钢进行720°的卷管；

5)卷管后通过定径辊矫正焊管直径，焊管沿长度方向进行5％-10％的拉拔延伸；

6)卷得管进行钎焊，焊接加热段温度1120℃，保温时间50-60s；

7)最终制得焊管质量要求：表面无明显机械缺陷、无虚焊、爆破压力大于110mpa。

将上述方法得到冷轧钢板经过典型的非连续双层焊管产线制造的双层焊管，焊管的径向截面金相组织参见图2，按照《sy/t5992-2012输送钢管静水压爆破试验方法》测量管材的爆破压力，双层焊管的性能参数见表5。

表5本发明实施例冷轧钢板制成的焊管性能

除上述实施例外，本发明还可以有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。