一种890MPa级高强度钢、钢管及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明设及一种合金钢材及其制造方法，尤其设及一种高强度合金钢材及其制造 方法。
【背景技术】
[0002] 当今工程机械及钢结构件向着大承重、轻量化的方向发展。轻量化方向是提高材 料强度，不但可W减少结构的自重，节省材料，也有利于提高结构的整体承载能力。但是，对 于承受高载荷的钢结构部件来说，为了提高钢管的抗纵向失稳能力，在保证高强度的同时， 还需要有足够的厚度，例如，此类钢结构的壁厚要达到16mmW上。然而，大口径厚壁高强钢 管的产品性能往往波动幅度较大，强度和初性往往很难同时兼顾。
[0003] 随着工程机械产品性能和质量的不断提高，承载能力的不断增强，市场对焊接性 能优良的超高强度、厚壁结构钢管的需求逐年递增，解决可焊性强、高强高初性、厚壁结构 钢管的生产可制造性问题非常迫切。例如，公开号为CN102747300A，公开日为2012年10月24 日，名称为"一种高强高初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 强高初性结构用无缝钢管及其制造方法。该制造方法包括钢水冶炼、连铸、社管机组社制步 骤，其中，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为：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含0.020 %，Ti含0.05 %，余量为铁和不可避免的杂质。上述制造方法还包括 调质热处理步骤，即在所述社管机组社制步骤后对钢管顺序进行泽火和回火处理，其中，泽 火溫度为920~960°C，回火溫度为610~660°C。由于该篇专利文献所公开的无缝钢管含有 很高含量的Μ元素，在后序生产过程中形成于钢管表面的氧化皮很难去除掉，严重影响了 钢管表面质量。
[0004] 又例如，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"的中国专利文献公开了 一种屈服强度960ΜΡΑ级焊接结构钢，其各化 学组分及重量百分比为：C:0.14~0.19,Si :0.15~0.40，Mn:1.40~<1.7，Mo:0.41 ~0.60， B:0.0005~0.002，灯：0~0.50，Ni:0~0.40，抓：0~0.03，Ti :0.010~0.050，Als :0.01 ~ 0.06，口< 0.020,5<0.010，其余为尸6及不可避免杂质；同时满足:碳当量〔6￥(%)<0.65或 ?〔1(%)<0.35。虽然该专利文献所公开的焊接结构钢的屈服强度可^达到8901?曰的水平^ 上，可是该焊接结构钢的-20°C冲击功仅为52 J。
[0005][0006] 在确保钢材料的强度的前提下，为了降低生产制造工艺过程的难度，并改善钢材 料的板形和表面质量，企业亟需获得一种兼具高强初性和可焊接性的钢材料，W适应厚壁 结构钢管的生产制造。此外，该钢材料还需要具有优良的表面质量和良好的板形，
【发明内容】
[0007] 本发明的目的在于提供一种890MPa级高强度钢，该890MPa级高强度钢具有较高的 强度，良好的泽透性，优良的低溫初性W及优异的焊接性能。另外，本发明所述的890MPa级 高强度钢还兼具良好的表面质量和板形。
[0008] 为了实现上述目的，本发明提供了一种890M化级高强度钢，其化学元素质量百分 配比为：
[0009] 0:0.12-0.18% ；
[0010] Si:0.1-0.4%;
[0011] Mn：0.8-1.4%；
[0012] Cr:0.5-0.9%;
[001引 Mo:0.20-0.60%;
[0014] 1:0.01-0.08%;
[0015] Ni：0.50-1.30% ；
[0016] Nb：0.01-0.06% ；
[0017] V：0.03-0.12% ；
[001 引 Al:0.01-0.05%;
[0019] Ca :0.0005-0.005%;
[0020] 同时还满足如下关系式:5<Ni/(C*Mo) < 50;
[0021] 余量为化和其他不可避免的杂质。
[0022] 本发明所述的890MPa级高强度钢中的各化学元素的设计原理为：
[0023] 碳:C是确保基体强度的必要化学成分。如果C的含量低于0.12%，就不能得到所期 望的强度。如果C的含量高于0.18%，则将影响高强度钢的可焊性，并且在钢的受热影响的 部分中导致较低初性。鉴于此，本发明所述的890MPa级高强度钢中控制C含量为0.12- 0.18%。
[0024] 娃:Si在钢中作为脱氧剂。为了达到脱氧效果，在本发明所述的高强度钢中至少需 要添加0.1% W上的Si。不过，一旦Si含量过多则会降低钢的可焊性和初性。综合考虑脱氧 效果和钢的综合性能，需要将上述高强度钢中的Si含量控制为0.1-0.4%。
[0025] 儘:Μη在钢中也作为一种脱氧剂。同时，为了确保上述890M化级高强度钢兼具优良 的强度和低溫初性，Μη含量需要达到0.8% W上。然而，过多的Μη元素也会增加钢的泽透性， 不仅会降低钢的ΗΑΖ(热影响区）的初性和可焊性，而且会导致连续铸造时产生中屯、偏析，母 材的低溫初性也会随之恶化。因此，本发明所述的890MPa级高强度钢中的Μη含量应当控制 为 0.8-1.4%。
[0026] 铭:Cr可W增加母材、焊接部位的强度，并提高钢的泽透性。若Cr含量过高，既会使 得焊接开裂敏感性增大，又会降低焊接热影响区的初性。然而，Cr含量过低，其所能够起到 的作用并不明显。为此，将上述890M化级高强度钢中的化的含量设定为0.5-0.9%。
[0027] 钢:Mo也是本发明主要添加元素之一，其可W提高钢的可泽性。同时，强化合金元 素 Mo可W有效地提高钢材料的强度。另外，Mo在高溫氧化环境中容易形成高挥发性的Ξ氧 化钢，可W有效地改善氧化皮的黏附性，使其在高压水下易于剥落。然而，过多地添加 Mo也 会降低钢的HAZ初性，为了达到最佳的强化效果，并改善钢的表面的氧化皮情况，需要将Mo 含量控制在0.20-0.60%范围之间。
[0028] 鹤:W元素的添加可W有利地提高钢的可泽性。在提高钢的强度的同时，W较之于其 他合金原理(例如，Mo元素），其降低钢的焊接性能的程度较低。可是，过多地添加 W不仅会显 著增加炼钢难度，提高生产成本，而且还会使得钢在水泽易于弯曲，在回火后难W矫直。在 本发明的技术方案中，尤为需要对于W元素进行严格控制，即将其含量控制在0.01-0.08% 范围之间。
[0029] 儀:Ni是本发明主要添加元素之一，不仅可W有效地提高厚壁钢管的泽透性，还可 W提高材料的低溫初性和现场可焊性。较之于添加 Mn、Cr或Mo等元素，添加 Ni不会形成不利 于低溫初性的硬化组织。若Μ添加量过少，其效果并不显著，若Μ添加量过多，在生产制造 过程中所生成的氧化皮清除难度增大。基于本发明的技术方案，将890Μ化级高强度钢中的 Ni含量设定为0.5-1.3%。
[0030] 妮和饥是获得细晶钢的重要元素，其在热社时可W推迟奥氏体再结晶而达到 细化晶粒的目的。在随后的冷却及热社过程中，NbC粒子弥散析出，又能起到析出强化的作 用。在再加热过程中，又可W阻碍奥氏体晶粒长大。V具有和Nb相似的效果，但是其效果比Nb 弱一些。然而，在高强度钢中添加 V所产生的析出强化效果更大，Nb和V的复合添加可W使得 本发明所述的890MPa级高强度钢获得更为优良的综合力学性能。综合考虑到热影响区初性 和现场可焊性，M3和V的含量均不能过高。基于本发明所述的技术方案，M3含量应当控制为 0.01-0.06%，且V含量应当控制为0.03-0.12%。
[0031] 侣:A1在钢中具有脱氧作用，并且其有利于提高钢的初性和加工性能。当A1含量达 到0.01 % W上时，其提高钢的初性和加工性能的效果较为显著。然而，如果A1含量超过 0.05%，炼钢难度明显增加。基于此，本发明所述的890MPa级高强度钢中A1含量需要控制在 0.01-0.05%范围之间。
[0032] 巧:Ca可W净化钢液，使得夹杂物变性W控制钢中硫化物的分布形态，达到获得细 小球形、弥散均布的硫化物的目的，从而起到提高低溫初性的作用。对于本发明所述的 890M化级高强度钢来说，化含量应当控制为0.0005-0.005%。
[0033] 在本技术方案中，为了降低炼钢难度并且避免钢在水泽后容易发生弯曲，关键在 于控制W的含量。较之于公开号为CN104862613A，公开日为2015年8月26日，名称为"一种高 强度钢、高强度钢管及其制造方法"的中国专利文献所公开的高强度钢中的W的含量，本发 明的技术方案中的W含量相对较低，然而，运会削弱W提高钢的可泽性和强度的有益效果。为 了弥补因 W元素添加量的减少而引起运一不足，本发明的技术方案相应增加了 Μ元素的添 加量。也就是说，本发明的技术方案较之于现有的技术方案采用了降W升Μ的有利措施，充 分利用了 w和Ni之间的元素协同作用。
[0034] Ni的晶格常数与丫-铁相近，可W形成连续固溶体，运样就有利于提高厚壁钢管的 泽硬性。同时，由于Μ