CN107974643A - -70℃正火高强度低屈强比压力容器钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种‑70℃正火高强度低屈强比压力容器钢，它的化学成分按质量百分数计为：C：0.10～0.20，Si≤0.10，Mn：1.00～2.00，P≤0.010，S≤0.002，Alt：0.005～0.050，Cu≤0.50，Cr≤0.50，Mo≤0.50，Nb：0.01～0.05，V：0.02～0.06，Ni：0.50～1.00，N≤0.004，并且所述Cu、Cr、Mo的质量百分数满足0.40≤[Cu]+[Cr]+[Mo]≤0.90，余量为Fe及不可避免的夹杂。本发明钢通过成分设计、夹杂物控制、轧制和热处理后，获得高强度、高的低温强韧性、低屈强比，可用于制造各类低温移动压力容器。

Description

-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及压力容器钢制造领域，具体地指一种-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢及其制造方法。
背景技术
随着我国能源、石化、化工及城市燃气等工业产业的迅速发展，液化气体汽车罐车以其灵活、方便的特点，在液态(或气液态)燃料和化工原料的输送中起着重要的、不可替代的作用。我国液化气体汽车罐车罐体用钢一直采用强度级别较低的16MnR钢(Rm为510MPa级)，致使罐体壁厚较厚，造成现有的罐车自重系数大，容重比小，运载效率低的落后状态。同时，正火型高强度压力容器钢使用温度一般在-40℃以内，这些都限制了国产液化气体汽车罐车的大型化(高参数)发展。因此-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢(Rm≥600MPa)的市场需求较大。
在本发明提出之前，有部分涉及正火高强度压力容器钢制造领域的同类技术产品，但针对使用温度-70℃的高强度压力容器钢方面的较少。标准GB/T 3531中的钢种09MnNiDR能达到-70℃使用要求，但是强度级别偏低。申请号为201310686042.0的中国专利“抗拉强度630MPa级移动式压力容器钢及其生产方法”中公开的压力容器钢具有下列成分及质量百分比C：0.15％～0.20％，Si：0.15％～0.40％，Mn：1.00％～1.70％，Ni：0.10％～0.30％，V：0.02～0.20％，P≤0.015％，S≤0.006％，Cu：0.03～0.30％或者Cr：0.01～0.10％或者Ti：0.008～0.020％一种或者两种以上的混合，其余为Fe和不可避免的杂质。该钢采用正火热处理工艺进行生产，在化学成分上添加了较多的V和N，采用V(C，N)来强化，虽然综合力学性能优秀，但低温冲击性能难以达到-70℃使用要求。
申请号为201010200825.X的中国专利“一种正火型高强度压力容器钢及其生产方法”中公开的压力容器钢具有下列成分及质量百分比C：0.12％～0.18％，Si：0.15％～0.40％，Mn：1.20％～1.70％，Ni：0.10％～0.40％，Nb:0.01～0.05％，Ti：0.01～0.30％，Als：0.015～0.050％，P≤0.020％，S≤0.015％，同时包含V≤0.20、Cu≤0.07％中的一种或者两种，其余为Fe和不可避免的杂质。但是该钢低温韧性水平偏低，不能满足-70℃使用要求。
发明内容
本发明的目的是提供-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢，不仅具有高强度、低屈强比，而且能够适合-70℃使用。
为实现上述目的，本发明提供一种-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢，它的化学成分按质量百分数计为：C：0.10～0.20，Si≤0.10，Mn：1.00～2.00，P≤0.010，S≤0.002，Alt：0.005～0.050，Cu≤0.50，Cr≤0.50，Mo≤0.50，Nb：0.01～0.05，V：0.02～0.06，Ni：0.50～1.00，N≤0.004，并且所述Cu、Cr、Mo的质量百分数满足0.40≤[Cu]+[Cr]+[Mo]≤0.90，余量为Fe及不可避免的夹杂。
优选的，所述压力容器钢的化学成分中还包括Ca，其质量百分数为Ca：0.002％～0.008％。
以下详述本发明钢的成分设定理由：
考虑该钢主要是要保证高强度、低屈强比和高韧性。因此，炼钢时要严格控制钢水的纯净度，防止P、S含量对该钢低温韧性的影响。C、Si、Mn、Nb、V、Ni的设计成分保证了钢的强度、韧性和焊接性能，Cu、Cr、Mo合金用来提高钢的低温韧性和耐腐蚀性能。总的说来，采用Ni、V、Nb及其他元素的复合微合金化上，要充分发挥各元素的特点。设置P≤0.010％，S≤0.002％，N≤0.004％，主要是考虑到这几个元素对钢脆性影响较大，要严格限制其含量。
(1)合金元素对钢性能的影响
C是提高钢材强度最有效的元素，随着C含量的增加，钢中Fe3C增加，淬硬性也增加，钢的抗拉强度和屈服强度提高。但是，增加钢中C含量，会降低钢板焊接性能和低温韧性。因此，参考现有的低合金钢的成分设计方案，本发明钢的C含量应控制在0.10～0.20％。
Si与碳的亲和力很弱，在钢中不与碳化合，但能溶入铁素体，产生固溶强化作用，使得铁素体的强度和硬度提高，但塑性和韧性却有所下降。当Si含量增大时，会促进岛状马氏体形成，对焊接热影响区韧性有害，可见，Si对强度有一定帮助，但含量不可过高。本发明钢的Si含量控制在不大于0.10％范围内可满足要求。
Mn与碳的亲和力较强，是扩大奥氏体相区、细化晶粒和保证综合性能以及提高淬透性的有效元素，且它并不恶化钢的变形能力。但Mn元素是一种易偏析的元素，当偏析区Mn、C含量达到一定比例时，在钢材生产和焊接过程中会产生马氏体相，该相会表现出很高的硬度，对设备低温韧性有较大影响。因此，在设计该钢时将Mn含量限制在2.00％以内。考虑到本发明钢的强度范围，因此将Mn控制在1.00％～2.00％。
Al是钢中的主要脱氧元素，在奥氏体中的最大溶解度大约0.6％，它溶入奥氏体后仅微弱地增大淬透性。但是当Al含量偏高时，易导致钢中夹杂增多，对钢的韧性不利，同时会降低钢的淬硬性和韧性，提高钢中带状组织级别。因此将钢中Alt含量控制在0.005～0.050％以内。
V是有效提高钢板强度的碳化物形成元素之一，在钢中的效果仅次于Nb、Ti。钢中加入V后将形成VC，提高了渗碳体的熔点、硬度和耐磨性。因此，V的含量不能过高，以免降低钢的焊接性能。同时，V在中温时发生弥散强化，对厚钢板心部强度有帮助。因此，设计时将V控制在0.02％～0.06％。
Cu在钢中主要起沉淀强化作用，对钢的耐大气腐蚀性能有益，能提高此外还能提高钢材的抗疲劳裂纹扩展能力。但当Cu含量过高时，钢在轧制时易出现网状裂纹。综合考虑Cu对钢板综合力学性能的影响，将Cu含量控制在≤0.50％。
Cr是在钢中常用的添加元素，在热处理下后可以得到稳定的组织，能够提高钢的淬透性和低温韧性水平。同时，考虑到合金成本和使用要求，将Cr含量控制在≤0.50％。
Mo(钼)在钢中能提高淬透性和热强性。钼在钢中可固溶于铁素体、奥氏体和碳化物中，它是缩小奥氏体相区的元素。钼提高钢的回火稳定性，作为单一合金元素存在时，增加钢的回火脆性；与铬、锰等并存时，钼又降低或抑止因其他元素所导致的回火脆性。同时，考虑到该钢的强度和使用要求，将Mo含量控制在≤0.50％。
Ca是钢进行Ca-Si处理时增加的元素，其含量不高时元素本身对钢板性能无明显影响，但经过Ca-Si处理后，钢中夹杂物相貌发生变化，尺寸降低，球化率提高，有利于提高钢的低温韧性水平。但考虑到Ca-Si处理后钢中杂质元素增加，因此，加入量不宜过大，该钢将处理后Ca含量控制在0.002％～0.008％。
(2)杂质元素和气体对钢板性能的影响
为了提高钢板的低温韧性水平，钢中的杂质元素要求尽量少。
P在钢中固溶强化和冷作硬化作用强，作为合金元素加入低合金结构钢中，能提高其强度和钢的耐大气腐蚀性能，但降低其冷冲压性能。磷溶于铁素体，虽然能提高钢的强度和硬度，最大的害处是偏析严重，增加回火脆性，显著降低钢的塑性和韧性，致使钢在冷加工时容易脆裂，也即所谓“冷脆”现象。磷对焊接性也有不良影响。磷在发明钢中是有害元素，应严加控制。
S对钢的应力腐蚀开裂稳定性有害。随着硫含量的增加，钢的稳定性急剧恶化。硫化物夹杂物是氢的积聚点，使金属形成有缺陷的组织。同时，硫也是吸附氢的促进剂。因此，对于该钢应将P控制在0.010％以内，S控制在0.002％以内。
另外，该钢应尽量减少钢中气体含量，减小钢的偏析。同时，为了减少钢的时效影响，将N的含量控制在0.004％以内。
本发明的另一个目的是提供上述-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢的制造方法，该方法步骤简单、成本低，适合于工业化生产。
为实现上述目的，本发明所设计-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢的制造方法，它依次包括以下步骤：铁水预处理、转炉冶炼、真空处理、连铸、铸坯缓冷再加热、轧制、层流冷却、正火处理、回火处理，其中，
所述正火处理中，正火保温温度为860～900℃，正火保温时间为30～60min；
所述回火处理中，回火保温温度为560～660℃，回火保温时间为50～80min。
优选的，所述轧制后钢板厚度为8～30mm。
优选的，所述轧制前铸坯加热温度为1200～1280℃，加热速率为8～12min/cm。
优选的，所述真空处理过程中进行Ca-Si处理，使夹杂物变性。
更优选的，所述真空处理过程不小于15min。所述真空处理的时间一般不设上限，因为炼钢生产过程中为了保证生产衔接，真空处理时间要根据后面一炉钢的生产时间来定。但是为了确保真空过程中钢水温度不会太低，一般也不会超过1h。
优选的，所述轧制过程中的粗轧开轧温度为≥1080℃，粗轧终轧温度≥1000℃。
优选的，所述轧制过程中的精轧开轧温度≤980℃，精轧终轧温度为800～900℃。
优选的，所述层流冷却过程中层流冷却返红温度为500～700℃。
本发明采用铁水脱硫技术，转炉顶底吹炼，LF加热炉和RH真空炉处理及成分微调(真空处理时间不小于15min)，在真空过程进行Si-Ca处理，连铸前进行电磁搅拌，连铸时进行动态轻压下处理，连铸后及时进行铸坯缓冷，然后再按高强钢工艺进行轧制和冷却，最后进行热处理。
以下详述本发明钢的生产工艺设定理由：
(1)炼钢工艺
该钢在进行真空处理时，在RH炉进行Ca-Si处理，对夹杂物进行变性，能够有效降低夹杂物尺寸，改变夹杂物的形状，有利于降低钢的带状级别，提高钢板低温性能和各项异性。操作时在RH真空处理工艺末期进行Ca-Si处理，这个时候大部分夹杂物已经去除，残余的夹杂物与Ca-Si反应，形成的夹杂物尺寸更小，能够提高处理效果。同时，真空处理时间较长(真空处理时间不小于15min)，可较好的降低钢中杂质、气体含量。
(2)轧钢工艺
该钢按低合金钢工艺进行轧制。轧制前铸坯加热温度为1200～1280℃，加热速率为8～12min/cm，确保铸坯温度均匀钢。粗轧时，根据成品钢板厚度，控制本阶段轧制结束时中间坯的厚度。精轧时，待温避开奥氏体部分再结晶区温度后，开始奥氏体未再结晶区控制轧制。此时，未再结晶区的轧制有足够的压缩比，使得变形奥氏体中产生高畸变的变形积累，形成大量形变带和高密度位错。精轧终轧后，形变位错将发生回复和多边形化，从而细化组织，提高钢板的强度和韧性。轧制时，要考虑钢的临界点温度，避免出现混晶现象。因此综合考虑，钢的粗轧开轧温度不小于1080℃，粗轧终轧温度不小于1000℃，精轧开轧温度不大于980℃，精轧轧终轧温度800℃～900℃，层流冷却返红温度为500～700℃。
(3)加工、热处理工艺
由于该钢要在低温介质下长期使用，且对钢的低温韧性要求较高，所以针对该钢的特点设计热处理工艺为正火或正火+回火。正火或正火+回火后该钢的组织是一种较稳定的铁素体+珠光体组织，钢中不会出现对低温韧性有较大影响的马氏体组织。正火温度设计为860～900℃，是为了让钢充分奥氏体化，获得稳定的组织。回火温度设计为560～660℃，是为了让钢中合金元素V、Cu充分析出，提高钢板心部性能。
本发明的有益效果在于：
本发明与现有技术相比：在成分设计上采用低碳和低合金，添加一定量的Mn、Ni、Nb、V等，严格控制P、S、N含量，并进行Ca-Si处理，使得该钢具有优良的低温韧性和焊接性能。利用正火+回火热处理得到稳定的铁素体+珠光体组织，利用钢中Nb、V等微合金的复合强化作用保证了钢材获得足够的强度和韧性。本发明钢通过成分设计、夹杂物控制、轧制和热处理后，获得高强度、高的低温强韧性、低屈强比，可用于制造各类低温移动压力容器。
具体实施方式
以下通过具体实施例对本发明的-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢及其制造方法作进一步的说明：
表1列出了序号1～5的实施例1～实施例5的-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢及序号6～7的对比例1～对比例2的压力容器钢化学成分的重量百分数(余量为Fe和不可避免的杂质)。
表1实施例的化学成分(wt，％)
本发明序号1～5的实施例1～实施例5的-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢及序号6～7的对比例1～对比例2的压力容器钢钢按照如下方法制造得到，主要工艺参数如表2所述，热处理工艺参数如表3所示：
它依次包括以下步骤：铁水预处理、转炉冶炼、真空处理、连铸、铸坯缓冷再加热、轧制、层流冷却、正火处理、回火处理，其中，采用铁水脱硫技术，转炉顶底吹炼，LF加热炉和RH真空炉处理及成分微调(真空处理时间不小于15min)，在真空过程进行Si-Ca处理，连铸前进行电磁搅拌，连铸时进行动态轻压下处理，连铸后及时进行铸坯缓冷，然后再按高强钢工艺进行轧制和冷却，最后进行热处理。
表2本发明实施例与对比钢种的主要工艺过程
表3本发明实施例与对比钢种的热处理工艺过程
将序号1～5的实施例1～实施例5的-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢及序号6～7的对比例1～对比例2的压力容器钢进行力学性能检测，其主要性能检测结果如表4所示。
表4各实施例力学性能检测结果
注：冲击试验允许一个试样的试验结果低于规定值，但不低于规定值的70％。对厚度为8～12mm钢板的夏比(V型缺口)冲击试验应采用辅助试样，辅助试样尺寸为10×7.5×55mm，试验结果不低于规定值的75％。对厚度为8mm钢板的夏比(V型缺口)冲击试验应采用辅助试样，辅助试样尺寸为10×5×55mm，试验结果不低于规定值的50％。
将本发明的压力容器钢按GB/T 10561中A法评级进行夹杂物检测，结果显示A类(粗系或细系)≤1.0，B类(粗系或细系)≤1.0，C类(粗系或细系)≤1.0，D类(粗系或细系)≤1.0，DS类(粗系或细系)≤1.0，各类总和≤3.5。
从表4中可以看出，本发明钢种具有高强度(Rm：600～730MPa)、高(低温)韧性(-70℃KV2≥47J)、低屈强比(ReL/Rm≤0.83)，可用于制造大型液化石油气罐车和低温移动设备等。
本发明技术领域的科研人员可根据上述作内容和形式非实质性的改变而不偏离本发明所实质保护范围，因此，本发明不局限于上述具体的实施实例。

Claims (10)

1.一种-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢，其特征在于：它的化学成分按质量百分数计为：C：0.10～0.20，Si≤0.10，Mn：1.00～2.00，P≤0.010，S≤0.002，Alt：0.005～0.050，Cu≤0.50，Cr≤0.50，Mo≤0.50，Nb：0.01～0.05，V：0.02～0.06，Ni：0.50～1.00，N≤0.004，并且所述Cu、Cr、Mo的质量百分数满足0.40≤[Cu]+[Cr]+[Mo]≤0.90，余量为Fe及不可避免的夹杂。
2.根据权利要求1所述的-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢，其特征在于：所述压力容器钢的化学成分中还包括Ca，其质量百分数为Ca：0.002％～0.008％。
3.一种制造权利要求1或2中任一项所述-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢的方法，其特征在于：它依次包括以下步骤：铁水预处理、转炉冶炼、真空处理、连铸、铸坯缓冷再加热、轧制、层流冷却、正火处理、回火处理，其中，
所述正火处理中，正火保温温度为860～900℃，正火保温时间为30～60min；
所述回火处理中，回火保温温度为560～660℃，回火保温时间为50～80min。
4.根据权利要求3所述-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢的制造方法，其特征在于：所述轧制后钢板厚度为8～30mm。
5.根据权利要求3所述-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢的制造方法，其特征在于：所述轧制前铸坯加热温度为1200～1280℃，加热速率为8～12min/cm。
6.根据权利要求3所述-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢的制造方法，其特征在于：所述真空处理过程中进行Ca-Si处理，使夹杂物变性。
7.根据权利要求6所述-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢的制造方法，其特征在于：所述真空处理过程不小于15min。
8.根据权利要求3所述-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢的制造方法，其特征在于：所述轧制过程中的粗轧开轧温度为≥1080℃，粗轧终轧温度≥1000℃。
9.根据权利要求3所述-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢的制造方法，其特征在于：所述轧制过程中的精轧开轧温度≤980℃，精轧终轧温度为800～900℃。
10.根据权利要求3所述-70℃正火高强度低屈强比压力容器钢的制造方法，其特征在于：所述层流冷却过程中层流冷却返红温度为500～700℃。
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