CN108220809B - 一种具有较低氢脆敏感性的高强高韧钢 - Google Patents

一种具有较低氢脆敏感性的高强高韧钢 Download PDF

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Abstract

一种具有较低氢脆敏感性的高强高韧钢，属于合金钢技术领域，化学成分重量％为：C 0.35‑0.50，Si 0.10‑0.30，Mn 0.50‑0.80，P≤0.005，S≤0.002，Cr 0.80‑1.60，Ni 3.50‑5.50，Mo 0.80‑1.20，V 0.10‑0.25，RE 0.0010‑0.0035，余为Fe及不可避免的不纯物。优点在于，与现有40CrNi3MoVA钢相比，不但抗拉强度从1300MPa提高到了1500‑1600MPa，而且具有良好的塑性：延伸率>15％，和冲击吸收能量KV2(‑40℃)≥40J，并且氢脆敏感性没有明显提高，从而为压力容器高强度化和高安全性服役提供了基础。

Description

一种具有较低氢脆敏感性的高强高韧钢
技术领域
本发明属于合金钢技术领域，特别是提供了一种具有较低氢脆敏感性的高强高韧钢，适用于具有较低氢脆敏感性,并且抗拉强度Rm≥1500MPa、冲击吸收能量KV2(-40℃)≥40J的高强高韧钢,特别适合于制造高压容器。
背景技术
40CrNi3MoVA钢是一种常用的高压容器用钢。经淬火和高温回火后，40CrNi3MoVA钢抗拉强度Rm≥1300MPa、冲击吸收能量KV2(-40℃)≥40J。为满足压力容器压力的增加和壁厚减薄的发展要求，需要抗拉强度≥1500MPa更高强度级别的压力容器用钢，同时要求其韧性不降低,以保证服役安全。
随着强度级别的提高，马氏体钢的氢脆敏感性通常增加，特别是当抗拉强度达到1500MPa时，40CrNi3MoVA等马氏体钢的氢脆敏感性非常高(Maoqiu Wang et al.CorrosionScience,2007,49(11):4081-4087)。目前，降低高强度马氏体钢氢脆敏感性的主要方法是通过在钢中引入TiC/VC/NbC等氢陷阱。
Spencer等对比了A723与4340钢的氢脆敏感性，结果发现由于VC析出相作为氢陷阱大大降低了氢脆敏感性，含有0.12％V的A723钢抗氢致开裂的能力明显优于4340钢，4340钢的氢脆敏感性因子大于60％，而A723钢的氢脆敏感性因子小于6％(U.S.Army ARDEC.Therole of vanadium carbide traps in reducing the hydrogen embrittlementsusceptibility of high strength alloy steels,ARCCB-TR-98016.New York:U.S.Army,1998.)。
田野等人对比了不同Si含量的40CrNi3MoV钢的氢脆敏感性，结果发现增加Si含量使40CrNi3MoV钢中碳化物析出相更加细小且弥散分布，可以在更高温度回火时达到1500MPa强度级别,因而其氢脆敏感性降低，在相同充氢条件下缺口拉伸强度下降幅度降低(田野，等.1500MPa级40CrNi3MoV钢的氢脆敏感性.金属学报，2008，44(4)：403-408)。
Troiano等研究了Mo含量高于A723钢(40CrNi3MoV钢)的HB7钢的氢脆敏感性，结果发现HB7钢与相同强度级别的A723钢相比，氢致开裂过程中裂纹萌生所需要的时间相差4-5个数量级，裂纹扩展速率低3个数量级(Troiano E,Parker A P,Underwood J H.ComparingHB7and A723high strength pressure vessel steels.Journal of Pressure VesselTechnology,2004,126:473-477)。
刘燕等也系统研究了高Mo含量40CrNi3MoVA钢，发现其氢脆敏感性因更多的M2C碳化物析出而降低(Liu Y,et al.Effect of hydrogen on ductility of high strength3Ni-Cr-Mo-V steels.Materials Science and Engineering A,2014,594:40-47)。
不过，通过析出相来改善氢脆敏感性会导致高强度钢的韧性出现不同程度的降低，抗拉强度Rm≥1500MPa时A723钢KV2(-40℃)在20J左右(田野)，HB7钢KV2(-40℃)在30J左右(Troiano),无法满足KV2(-40℃)≥40J使用要求。
因此,在提高压力容器用钢强度级别的同时,还需要考虑塑韧性，以及氢脆敏感性。因此，高强度的压力容器用马氏体钢需在合金成分设计和洁净度控制上同时采取措施。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有较低氢脆敏感性的高强高韧钢，抗拉强度为1500-1600MPa、KV2(-40℃)≥40J、氢脆敏感性(缺口拉伸强度下降率)低于5％的马氏体钢，其氢脆敏感性低于现有的40CrNi3MoV钢。
提高40CrNi3MoV钢的强度水平最简单易行的方法是降低回火温度，但是回火温度的降低必然面临塑韧性的降低，因而降低回火温度不是提高40CrNi3MoV钢强度水平的有效途径。通过调整40CrNi3MoV钢中合金元素的含量，并结合洁净度的控制，可以在高于550℃高温回火后达到1500MPa强度级别，并且保证足够的韧塑性,同时还具有较低的氢脆敏感性。
根据上述目的，本发明所采取的技术方案是：(1)通过控制C元素和Mo元素含量,保证550℃以上高温回火后析出大量M2C碳化物,通过二次硬化作用而具有1500MPa以上的强度，同时M2C碳化物作为氢陷阱可降低氢脆敏感性；(2)通过控制Ni等元素含量来改善低温冲击吸收能量；(3)通过控制洁净度，特别是将S含量控制在0.002％以下、P含量控制在0.005％以下，进一步改善冲击吸收能量KV2(-40℃)≥40J，并且降低氢脆敏感性；(4)通过添加RE元素，使硫化物无害化，从而进一步改善韧性，并降低了氢脆敏感性。
本发明钢的具体化学成分(重量％)为：C 0.35-0.50，Si 0.10-0.30，Mn0.50-0.80，P≤0.005，S≤0.002，Cr 0.80-1.60，Ni 3.50-5.50，Mo 0.80-1.20，V 0.10-0.25，RE0.0010-0.0035，余为Fe及不可避免的不纯物。
各元素的作用及配比依据如下：
C：固溶强化元素，对淬火马氏体钢的强度起决定作用。为使压力容器用钢经淬火和高温回火后的抗拉强度达到1500MPa，C含量需控制在0.35-0.50％。
Si：作为脱氧元素，但可能导致塑韧性下降。Si含量在0.10％以下时，不能起到有效脱氧作用；Si含量高于0.30％时，可能影响塑韧性。因此，Si含量应控制在0.10-0.30％。
Mn：作为脱氧和脱硫的有效元素，冶炼时加入。但会同时也使马氏体钢的韧塑性降低，可能使氢脆敏感性升高。因此，为保证脱氧效果和改善塑韧性，Mn含量应控制在0.50-0.80％。
P：在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而降低韧性,并使氢脆敏感性升高。考虑到P含量要求提高会带来生产成本提高，因此P含量应控制在0.005％以下为宜。
S：不可避免的不纯物，形成MnS夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而降低钢的塑性，并使氢脆敏感性升高。考虑到S含量要求提高会带来生产成本提高，因此S含量应控制在0.002％以下为宜。
Cr：提高淬透性，提高强度和塑韧性，降低氢脆敏感性。含量低于0.80％时以上作用不明显，高于1.60％时作用增加不明显。因此，Cr含量应控制在0.80-1.60％。
Ni：改善韧性，同时为奥氏体形成元素，有利于残余奥氏体，从而提高塑韧性和降低氢脆敏感性。含量低于3.50％时无法保证抗拉强度1500MPa时所需的塑韧性，高于5.50％时其形成大块奥氏体其不利作用明显。因此，Ni含量应控制在3.50-5.50％。
Mo：二次硬化元素，推迟高温回火时硬度和强度下降从而确保1500MPa抗拉强度，同时净化晶界、形成碳化物氢陷阱，降低氢脆敏感性，过高会降低韧塑性。Mo含量低于0.80％时二次硬化作用不够，但高于1.20％时明显会降低韧塑性。因此，Mo含量应控制在0.80-1.20％。
V：以细小的碳(氮)化物形成存在时，能够细化晶粒，从而降低钢的氢脆敏感性；以固溶形式存在时，能够提高淬透性，从而提高强度。适量加入可以改善性能，高于0.25％时易形成大颗粒碳(氮)化物，反而使韧塑性下降。因此，V含量应控制在0.10-0.25％。
RE：脱氧和脱硫，并且使夹杂物变性，从而能够提高钢的塑性，降低钢的氢脆敏感性。低于0.0010％时以上其作用不明显，高于0.0035％时其作用增加不明显，达到饱和。因此，添加RE含量应控制在0.0010-0.0035％。
本发明低氢脆敏感性高强高韧钢可采用电炉+炉外精炼+浇注电极+电渣重熔+锻造+退火工艺或真空感应炉+浇注电极+电渣重熔+锻造+退火工艺生产，经880±20℃奥氏体化及575±25℃回火后热处理后，可用于制造高压压力容器。
与现有40CrNi3MoVA钢相比，本发明钢不但抗拉强度从1300MPa提高到了1500-1600MPa，而且具有良好的塑性(延伸率>15％)和冲击吸收能量(KV2(-40℃)≥40J)，并且氢脆敏感性没有明显提高，从而为压力容器高强度化和高安全性服役提供了基础。
附图说明
图1为用于氢脆敏感性试验的缺口拉伸试样图。
具体实施方式
实施例
材料准备：根据上述所设计的化学成分范围，采用150kg真空感应炉+150kg电渣重熔炉,冶炼了3炉(炉号1-3)本发明钢和1炉对比钢(炉号6)，此外还有2炉(炉号4-5)经电炉(EAF)+精炼(LF+VD)冶炼+浇注电极+电渣重熔+锻造+退火工艺生产的本发明钢和1炉对比钢(炉号7)，其具体化学成分如表1所示。试验料最终经加热锻造成直径φ20mm的棒料(用于测定力学性能和氢脆敏感性)。
拉伸力学性能：将直径φ20mm的棒料经粗加工后在880±20℃×30分钟条件下进行奥氏体化，油淬,然后经575±25℃回火2小时，空冷,然后再加工成标准室温拉伸试样(L0＝5d0，d0＝5mm)和夏比V型冲击试样(10mm×10mm×55mm)，并按国标进行相应试验，其拉伸和低温冲击力学性能如表2所示。可见，发明钢的抗拉强度在1500-1600MPa范围，塑性较好(延伸率>15％),冲击吸收能量高于40CrNi3MoV对比钢。
氢脆敏感性：将直径φ20mm的棒料经粗加工后在880±20℃×30分钟奥氏体化，油淬,然后经575±25℃回火2小时，空冷，然后再加工成图1所示的带缺口的室温拉伸试样(L0＝5d0，d0＝10mm，缺口处直径6mm，缺口根部曲率半径0.15mm，理论应力集中系数Kt＝4)。通过电化学方法对试样进行充氢(0.1N NaOH溶液，48小时，电流密度1mA/cm2)，然后进行慢速率拉伸试验(拉伸速度0.005mm/min)。以充氢试样的缺口拉伸强度的下降百分率来表征其氢脆敏感性，结果如表2所示。可见，与1300MPa的对比钢相比，发明钢在抗拉强度提高到1500MPa的条件下其氢脆敏感性并没有明显提高。见图1
表1实施例和对比钢的化学成分，重量％
Figure BDA0001525858750000051
表2实施例和对比钢的力学性能和氢脆敏感性
Figure BDA0001525858750000052

Claims (1)

1.一种具有较低氢脆敏感性的高强高韧钢，其特征在于，
化学成分重量％为：C 0.35-0.50，Si 0.10-0.30，Mn 0.50-0.80，P≤0.005，S≤0.002，Cr 0.80-1.60，Ni 3.50-5.50，Mo 0.80-1.20，V 0.10-0.25，RE 0.0010-0.0035，余为Fe及不可避免的不纯物；
该高强高韧钢抗拉强度为1500-1600MPa、KV2(-40℃)≥40J、氢脆敏感性即缺口拉伸强度下降率低于5％的马氏体钢，其氢脆敏感性低于现有的40CrNi3MoV钢；
所述较 低氢脆敏感性高强高韧钢采用电炉+炉外精炼+浇注电极+电渣重熔+锻造+退火+奥氏体化+回火工艺生产工艺或真空感应炉+浇注电极+电渣重熔+锻造+退火+奥氏体化+回火工艺生产，所述奥氏体化温度为880±20℃，所述回火温度为575±25℃。
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