CN101849028A - 深冲压用高拉伸强度钢及其制备方法 - Google Patents

深冲压用高拉伸强度钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

提供了一种深冲压用钢、和一种制备所述钢及高压容器的方法。所述深冲压用钢包含(以重量计)：C：0.25至0.40％、Si：0.15至0.40％、Mn：0.4至1.0％、Al：0.001至0.05％、Cr：0.8至1.2％、Mo：0.15至0.8％、Ni：1.0％以下、P：0.015％以下、S：0.015％以下、Ca：0.0005至0.002％、Ti：0.005至0.025％、B：0.0005至0.0020％以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中所述钢的微观结构具有铁氧体、贝氏体和马氏体的三相结构。与具有约1100MPa的强度的常规钢相比，所述深冲压用钢可通过添加微量Ti和B用于进一步提高强度而不降低韧性。另外，制备所述钢的方法可通过显著缩短在深冲压加工期间的球状化热处理的时间用于节约制备成本和时间，以及通过减小软化层的深度防止所述钢强度的劣化用于制备一种用于低温高压容器的具有约1200MPa的拉伸强度的深冲压用钢。

Description

深冲压用高拉伸强度钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种具有约1200Mpa的拉伸强度且用于低温高压容器的深冲压用钢及其制备方法，更具体地，涉及一种用于低温高压容器的高拉伸强度钢及其制备方法，所述高强度钢确保在用于低温高压容器、用于汽车的CNG储存容器等的钢的制备过程中的低温韧性，通过缩短钢需要的球状化热处理减少由脱碳引起的强度降低，并显示出出色的经济效率和生产率。
背景技术
为制备具有高拉伸强度(通常，约1100MPa)的低温高压容器用钢，现有技术中使用了一种制备压力容器用圆筒的方法，其包括：将一种无缝管进行旋转式加工。然而，通过旋转式加工制备的圆筒的问题在于由于所述圆筒上存在接缝从而使所述圆筒外观较差，且其在接缝部分的物理性质可能会劣化。
另外，因为所述钢是为用于无缝管而制备，因而作为碳化物析出用化合物的钒(V)常包含在淬火-回火加工后的钢中。因此，当在深冲压加工之前对所述钢进行球状化热处理时，钢的强度通过V沉淀强化而被过度加强，这使得难以在深冲压加工中直接使用所述钢。
另外，为了赋予钢以适当的可加工性，球状化热处理可在深冲压加工之前进行。此处，当将常规钢进行球状化热处理时，该球状化热处理进行较长时间(即至少90分钟)。因此，该球状化热处理的问题在于其较低的钢生产率和高制备成本，且由于长时间球状化热处理引起的脱碳，钢的强度可能也会劣化。
发明内容
技术问题
设计本发明是为解决现有技术中的问题，因此本发明的一个目标是提供一种具有出色的低温韧性和约1200Mpa的拉伸强度的钢，其可以通过缩短长时间球状化热处理的时间从而节约制备时间和成本，降低由脱碳引起的钢强度劣化，并通过在球状化热处理后将钢强度维持在700Mpa以下而赋予所述钢较高的可加工性。
技术方案
本发明的一个方面提供了一种深冲压用钢，其包含(以重量计)：C：0.25至0.40％、Si：0.15至0.40％、Mn：0.4至1.0％、Al：0.001至0.05％、Cr：0.8至1.2％、Mo：0.15至0.8％、Ni：1.0％以下、P：0.015％以下、S：0.015％以下、Ca：0.0005至0.002％、Ti：0.005至0.025％、B：0.0005至0.0020％以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中深冲压用钢的微观结构具有铁氧体、贝氏体和马氏体的三相结构。
本发明的另一个方面提供了一种制备深冲压用钢的方法，其中所述深冲压用钢的拉伸强度约为1200Mpa且低温冲击韧性(-50℃)为37焦耳以上；还提供了一种制备由所述钢制成的高压容器的方法。此处，所述方法包括：将一种钢锭在1000至1250℃下加热，所述钢包含(以重量计)：C：0.25至0.40％、Si：0.15至0.40％、Mn：0.4至1.0％、Al：0.001至0.05％、Cr：0.8至1.2％、Mo：0.15至0.8％、Ni：1.0％以下、P：0.015％以下、S：0.015％以下、Ca：0.0005至0.002％、Ti：0.005至0.025％、B：0.0005至0.0020％以及余量的Fe和不可避免的杂质(再加热操作)；在750至1000℃的轧制精加工温度(rolling finish temperature)下轧制所述再加热的钢锭(轧制操作)；将所述轧制的钢正火以使所述钢的微观结构成为铁氧体、贝氏体和马氏体的三相结构(正火操作)；通过在Ac1至Ac3的温度下使所述正火的钢进行至少30分钟的球状化热处理并深冲压所述热处理的钢制备一种高压容器；在850至950℃下维持1.9t+5至1.9t+30分钟(其中t代表钢的厚度(mm))并使所述钢淬火；在550至625℃下回火所述淬火的钢。
有益效果
如上所述，与具有约1100Mpa的强度的常规钢相比，本发明的一个示例性实施方案的钢可通过添加微量Ti和B用于进一步提高强度而不降低韧性。另外，本发明的一个示例性实施方案的制备钢的方法可通过显著缩短在深冲压加工期间的球状化热处理的时间用于节约制备成本和时间，以及通过减小软化层的深度防止所述钢强度的劣化用于制备一种用于具有约1200Mpa的拉伸强度的低温高压容器的深冲压用钢。
最佳实施方式
如上所述，本发明的示例性实施方案借助于适合深冲压加工的合金设计可提供一种拉伸强度约为1200Mpa的钢，以及一种合适的热处理方法。因此，提供了一种低温高压容器用钢，其外观平滑、无缝，且表现出出色的物理性质和生产率。
在后文中，详细描述本发明的一个示例性实施方案的各组分系统及其极限范围(在后文中，术语“百分比(％)”代表重量％)。
碳(C)是一种添加以确保钢需要的强度的元素。此处，当添加的C的含量过小时，所述钢的强度可能会严重劣化，然而当添加的C的含量过高时，钢的可焊性可能会劣化。因此，添加的C以0.25至0.40％的限制含量使用。
硅(Si)用作炼钢过程需要的脱氧剂，还用作影响钢强度的固溶体硬化元素。因此，Si以0.15至0.40％的含量范围添加。
锰(Mn)是一种对钢的强度和韧性有重要影响的合金元素。此处，当Mn的含量低于0.4％时，很难期望钢的强度和韧性提高，当Mn的含量超过1.0％时，钢的可焊性可能会劣化且合金元素的支出消耗可能会增加。因此，Mn以0.4至1.0％的限制含量使用。
与Si类似，铝(Al)是炼钢过程中使用的强力脱氧剂之一。此处，当添加的Al的含量不超过0.001％时，其添加效果轻微。然而，当添加的Al的含量超过0.05％时，其添加效果不再提高。因此，Al以0.001至0.05％的含量范围添加。
铬(Cr)是一种赋予钢淬硬性的必需合金元素。根据本发明，Cr以0.8至1.2％的含量添加。当Cr的含量低于0.8％时，钢的淬硬性可能会劣化，这使得难以确保钢的强度，然而当Cr以高于1.2％过量添加时，制备成本可能会增加。因此，Cr以0.8至1.2％的限制含量使用。
钼(Mo)是一种有效赋予钢淬硬性的合金元素。其也已知为一种防止硫化物腐蚀裂纹的元素。另外，Mo是一种通过淬火-回火加工后精细碳化物的沉淀有效确保钢的强度的元素。因此，Mo以0.15至0.8％的含量范围添加。
镍(Ni)是一种提高钢的低温韧性的非常有效的元素。然而，因为Ni是一种非常昂贵的元素，因此根据本发明的一个示例性实施方案，Ni以1.0％以下的含量添加。
磷(P)是一种不利地影响钢的低温韧性的元素。然而，在炼钢过程中P的除去非常昂贵。因此，根据本发明的一个示例性实施方案，P以0.015％以下的含量使用。
除了P，硫(S)也是一种不利地影响钢的低温韧性的元素。然而，在炼钢过程中S的除去非常昂贵。因此，S以0.015％以下的含量使用。
钙(Ca)的作用是在球状化和轧制在轧制方向延展的夹杂物如MnS后，降低轧制方向的材料的各向异性。然而，当Ca的含量低于0.0005％时，难以期望夹杂物球状化，但当Ca的含量超过0.002％时，可能会形成大幅增加的夹杂物。因此，Ca以0.0005至0.002％的限制含量使用。
硼(B)是一种能够加强钢的淬硬性的本发明添加的核心元素，其导致钢的强化。此处，当B的含量低于0.0005％时，难以期望钢的淬硬性显著提高。相反，当B以高于0.0025％过量添加时，其添加效果不再提高。因此，B以0.0005至0.0020％的限制含量使用。
钛(Ti)元素的作用是使B的添加效果最大化。因此，Ti以0.005％以上的含量添加。特别地，当根据本发明的一个示例性实施方案通过一起添加Ti和B对钢进行球状化热处理时，通过脱碳形成的软化层的深度可被降至1mm以下的深度，这会使钢强度的劣化最小化。然而，当Ti以大于0.025％过量添加时，制备成本可能会增加。因此，Ti以0.005至0.025％的限制含量添加。
在后文中，更详细地描述了本发明的一个示例性实施方案的制备钢的方法及其条件。
首先，为制备本发明的一个示例性实施方案的钢，将钢锭在1000至1250℃下再加热。当再加热温度低于1000℃时，难以将溶质成分形成为固溶体，而当再加热温度超过1250℃时，由于奥氏体晶粒非常粗糙的大小分布，钢的物理性质可能会劣化。
另外，根据本发明的一个示例性实施方案，轧制精加工温度限定在750℃至1000℃的温度范围。当轧制精加工温度低于750℃时，轧制比例在奥氏体的非重结晶区域过度增加从而形成材料的各向异性，这会引起钢的深冲压性质劣化。相反，当所述轧制精加工温度超过1000℃时，所述晶粒可粗糙分布，这会不利地影响钢的物理性质。
对在上述条件下轧制的钢板进行常规正火热处理以使所述钢板的微观结构可具有铁氧体、贝氏体和马氏体的三相结构。该三相结构可被认为是这样一种结构，其不仅具有增加马氏体和贝氏体强度的效果、而且还可用于在本发明的一个示例性实施方案中将球状化热处理的时间缩短至需要的时间。
在低温转化结构如马氏体、贝氏体、珠光体等的情况下，碳化物粒越细，球状化速度越快。一般来说，已知球状化速度的顺序为马氏体＞贝氏体＞珠光体，因此球状化时间可以以此顺序缩短。
因此，根据本发明的一个示例性实施方案制备了具有上述三相结构的钢，其微观结构可由10至40％的铁氧体、10至40％的贝氏体和20至80％的马氏体构成。极高部分的铁氧体和极低部分的贝氏体和马氏体会引起钢强度劣化，而极高部分的铁氧体会引起钢深冲压性质劣化。
对在上述条件下制备的钢进行球状化热处理，如此可在深冲压加工前赋予所述钢合适的可加工性。在此情况下，通过将热处理的钢维持在Ac1至Ac3的温度下至少30分钟，优选30至90分钟，在深冲压加工前制备拉伸强度为700Mpa以下的钢。所述Ac1至Ac3的温度在本发明的一个示例性实施方案的球状化热处理温度范围内。当所述球状化热处理在低于以上温度范围的温度下进行时，所述球状化时间过长。相反，当所述球状化热处理在高于以上温度范围的温度下进行时，可引起相转化为奥氏体，这使得难以形成球状碳化物。因此，所述球状化热处理在Ac1至Ac3的温度范围进行。
考虑到传统钢的深冲压需要90分钟的球状化热处理时间，缩短球状化热处理时间在降低能量和制备成本方面极重要。
所述钢的深冲压加工后，还需要得到拉伸强度为1200Mpa的钢。为此，所述钢的内部结构应必需转化为奥氏体结构。因此，将所述钢在850至950℃的合适温度下保持后，用水冷却所述钢(淬火)。当淬火温度低于850℃时，难以将溶质成分形成为固溶体，这使得难以确保钢的强度。相反，当淬火温度超过950℃时，固溶体中会生长出晶粒，这不利地影响钢的低温韧性。
此外，淬火的钢在550至625℃回火。此处，当回火温度低于550℃时，难以确保钢的韧性，而当回火温度超过625℃时，难以确保钢的强度。
用于高压容器的深冲压用钢的拉伸强度约为1200Mpa，且其在-50℃表现出低温冲击韧性为37焦耳以上。因此，发现深冲压用钢具有较宽的实用性和极出色的物理性质。另外，当对钢制品进行球状化热处理时，由于在所述钢的表面脱碳引起的软化层的深度与常规钢相比显著降低，这使得解决与由热处理引起的钢强度劣化相关的问题成为可能。
具体实施方式
在后文中，详细描述本发明的一个示例性实施方案的钢及其制备方法。
实施例
在下表2中列出的条件下制备具有下表1中列出的组成的每个板，并测定其物理性质。然后，结果列于下表3中。
表1
  C   Mn   Si   P   S   Ni   Cr   Mo   Ca   Ti   Al   B
  本发明的钢A 0.35 0.85 0.25 0.011 0.002 0.51 0.92 0.44 0.0016 0.015 0.0033 0.0010
  本发明的钢B 0.36 0.80 0.26 0.008 0.003 0.48 1.01 0.52 0.0012 0.012 0.0028 0.0020
  比较钢C 0.35 0.81 0.24 0.010 0.003 0.29 0.89 0.25 0.0007 - 0.0030 -
表2
＊球状化时间：球状化热处理后得到拉伸强度为650Mpa的钢的最小球状化热处理时间(分钟)
如表2中所列，发现本发明的钢的球状化热处理时间比比较钢的球状化热处理时间相对较短。因此，认为相对较短的球状化热处理时间可有效降低制备成本并防止由脱碳现象引起的物理性质劣化。
表3
Figure GPA00001127758500072
＊＊软化层的深度：在深冲压和热处理后软化层距离钢的表面的深度(mm)，所述软化层经历了脱碳处理。
如表3还列出，发现尽管本发明的钢根据本发明的一个示例性实施方案在如表2中列出的相对较短球状化热处理时间内制备，但拉伸强度约为1200Mpa——其可确保出色的拉伸强度和冲击韧性——的所述深冲压用钢可通过显著降低软化层的深度制备。

Claims (10)

1.一种深冲压用钢，其包含以重量计：C：0.25至0.40％、Si：0.15至0.40％、Mn：0.4至1.0％、Al：0.001至0.05％、Cr：0.8至1.2％、Mo：0.15至0.8％、Ni：1.0％以下、P：0.015％以下、S：0.015％以下、Ca：0.0005至0.002％、Ti：0.005至0.025％、B：0.0005至0.0020％以及余量的Fe和不可避免的杂质。
2.权利要求1的钢，其中所述钢所具有的三相结构为由10至40％的铁氧体、10至40％的贝氏体和20至80％的马氏体构成的钢的微观结构。
3.权利要求1的钢，其中所述钢甚至在球状化热处理和深冲压处理后的拉伸强度为1200Mpa以上，且在-50℃的低温冲击韧性为37焦耳以上。
4.权利要求3的钢，其中所述深冲压用钢包含球状化热处理后厚度为1mm以下的表面软化层。
5.一种制备深冲压用钢的方法，其包括：
将一种钢锭在1000至1250℃下加热，所述钢包含以重量计：C：0.25至0.40％、Si：0.15至0.40％、Mn：0.4至1.0％、Al：0.001至0.05％、Cr：0.8至1.2％、Mo：0.15至0.8％、Ni：1.0％以下、P：0.015％以下、S：0.015％以下、Ca：0.0005至0.002％、Ti：0.005至0.025％、B：0.0005至0.0020％以及余量的Fe和不可避免的杂质(再加热操作)；
在750至1000℃的轧制精加工温度下轧制所述再加热的钢锭(轧制操作)；
将所述轧制的钢正火以使所述钢的微观结构成为铁氧体、贝氏体和马氏体的三相结构(正火操作)。
6.权利要求5的方法，其中在所述正火操作中，所述钢的微观结构由10至40％的铁氧体、10至40％的贝氏体和20至80％的马氏体构成。
7.权利要求5的方法，其还包括：
在Ac1至Ac3的温度下使所述正火的钢维持至少30分钟(球状化热处理操作)；以及
深冲压所述热处理的钢(容器制备操作)。
8.权利要求7的方法，其中在球状化热处理后，在所述钢表面形成的软化层的深度为1mm以下。
9.权利要求5的方法，其还包括：
维持在850至950℃下1.9t+5至1.9t+30分钟并使所述钢淬火(淬火操作)；以及
在550至625℃下回火所述淬火的钢(回火操作)。
10.权利要求9的方法，其中在淬火操作和回火操作后，所述钢的拉伸强度为1200Mpa以上，且-50℃的低温冲击韧性为37焦耳以上。
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