專利名稱：深沖壓用高拉伸強(qiáng)度鋼及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種具有約1200Mpa的拉伸強(qiáng)度且用于低溫高壓容器的深沖壓用鋼 及其制備方法，更具體地，涉及一種用于低溫高壓容器的高拉伸強(qiáng)度鋼及其制備方法，所述 高強(qiáng)度鋼確保在用于低溫高壓容器、用于汽車的CNG儲存容器等的鋼的制備過程中的低溫 韌性，通過縮短鋼需要的球狀化熱處理減少由脫碳引起的強(qiáng)度降低，并顯示出出色的經(jīng)濟(jì) 效率和生產(chǎn)率。
背景技術(shù)：
為制備具有高拉伸強(qiáng)度(通常，約IlOOMPa)的低溫高壓容器用鋼，現(xiàn)有技術(shù)中使 用了一種制備壓力容器用圓筒的方法，其包括將一種無縫管進(jìn)行旋轉(zhuǎn)式加工。然而，通過 旋轉(zhuǎn)式加工制備的圓筒的問題在于由于所述圓筒上存在接縫從而使所述圓筒外觀較差，且 其在接縫部分的物理性質(zhì)可能會劣化。另外，因?yàn)樗鲣撌菫橛糜跓o縫管而制備，因而作為碳化物析出用化合物的釩(V) 常包含在淬火_回火加工后的鋼中。因此，當(dāng)在深沖壓加工之前對所述鋼進(jìn)行球狀化熱處 理時(shí)，鋼的強(qiáng)度通過V沉淀強(qiáng)化而被過度加強(qiáng)，這使得難以在深沖壓加工中直接使用所述 鋼。另外，為了賦予鋼以適當(dāng)?shù)目杉庸ば裕驙罨療崽幚砜稍谏顩_壓加工之前進(jìn)行。此 處，當(dāng)將常規(guī)鋼進(jìn)行球狀化熱處理時(shí)，該球狀化熱處理進(jìn)行較長時(shí)間(即至少90分鐘)。因 此，該球狀化熱處理的問題在于其較低的鋼生產(chǎn)率和高制備成本，且由于長時(shí)間球狀化熱 處理引起的脫碳，鋼的強(qiáng)度可能也會劣化。

發(fā)明內(nèi)容
技術(shù)問題設(shè)計(jì)本發(fā)明是為解決現(xiàn)有技術(shù)中的問題，因此本發(fā)明的一個(gè)目標(biāo)是提供一種具有 出色的低溫韌性和約1200Mpa的拉伸強(qiáng)度的鋼，其可以通過縮短長時(shí)間球狀化熱處理的時(shí) 間從而節(jié)約制備時(shí)間和成本，降低由脫碳引起的鋼強(qiáng)度劣化，并通過在球狀化熱處理后將 鋼強(qiáng)度維持在700Mpa以下而賦予所述鋼較高的可加工性。技術(shù)方案本發(fā)明的一個(gè)方面提供了一種深沖壓用鋼，其包含(以重量計(jì))C:0.25至 0. 40%, Si 0. 15 至 0. 40%, Mn 0. 4 至 1. 0%,A1 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和不可避免的雜質(zhì)，其中深沖壓用 鋼的微觀結(jié)構(gòu)具有鐵氧體、貝氏體和馬氏體的三相結(jié)構(gòu)。本發(fā)明的另一個(gè)方面提供了一種制備深沖壓用鋼的方法，其中所述深沖壓用鋼的 拉伸強(qiáng)度約為1200Mpa且低溫沖擊韌性(-50°C )為37焦耳以上；還提供了一種制備由所述 鋼制成的高壓容器的方法。此處，所述方法包括將一種鋼錠在1000至1250°C下加熱，所述鋼包含(以重量計(jì)):C 0. 25 至 0. 40%,Si 0. 15 至 0. 40%,Mn 0. 4 至1. 0%,A1 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 和不可避免的雜質(zhì)(再加熱操作)；在750至1000°C的軋制精加工溫度(rolling finish temperature)下軋制所述再加熱的鋼錠(軋制操作)；將所述軋制的鋼正火以使所述鋼的 微觀結(jié)構(gòu)成為鐵氧體、貝氏體和馬氏體的三相結(jié)構(gòu)(正火操作)；通過在Ac1至Ac3的溫度 下使所述正火的鋼進(jìn)行至少30分鐘的球狀化熱處理并深沖壓所述熱處理的鋼制備一種高 壓容器；在850至950°C下維持1. 9t+5至1. 9t+30分鐘(其中t代表鋼的厚度(mm))并使 所述鋼淬火；在550至625°C下回火所述淬火的鋼。有益效果如上所述，與具有約IlOOMpa的強(qiáng)度的常規(guī)鋼相比，本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方 案的鋼可通過添加微量Ti和B用于進(jìn)一步提高強(qiáng)度而不降低韌性。另外，本發(fā)明的一個(gè)示 例性實(shí)施方案的制備鋼的方法可通過顯著縮短在深沖壓加工期間的球狀化熱處理的時(shí)間 用于節(jié)約制備成本和時(shí)間，以及通過減小軟化層的深度防止所述鋼強(qiáng)度的劣化用于制備一 種用于具有約1200Mpa的拉伸強(qiáng)度的低溫高壓容器的深沖壓用鋼。最佳實(shí)施方式如上所述，本發(fā)明的示例性實(shí)施方案借助于適合深沖壓加工的合金設(shè)計(jì)可提供一 種拉伸強(qiáng)度約為1200Mpa的鋼，以及一種合適的熱處理方法。因此，提供了一種低溫高壓容 器用鋼，其外觀平滑、無縫，且表現(xiàn)出出色的物理性質(zhì)和生產(chǎn)率。在后文中，詳細(xì)描述本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案的各組分系統(tǒng)及其極限范圍 (在后文中，術(shù)語“百分比(％ )”代表重量％ )。碳(C)是一種添加以確保鋼需要的強(qiáng)度的元素。此處，當(dāng)添加的C的含量過小時(shí)， 所述鋼的強(qiáng)度可能會嚴(yán)重劣化，然而當(dāng)添加的C的含量過高時(shí)，鋼的可焊性可能會劣化。因 此，添加的C以0. 25至0. 40%的限制含量使用。硅(Si)用作煉鋼過程需要的脫氧劑，還用作影響鋼強(qiáng)度的固溶體硬化元素。因 此，Si以0. 15至0. 40%的含量范圍添加。錳(Mn)是一種對鋼的強(qiáng)度和韌性有重要影響的合金元素。此處，當(dāng)Mn的含量低 于0. 4%時(shí)，很難期望鋼的強(qiáng)度和韌性提高，當(dāng)Mn的含量超過1. 0%時(shí)，鋼的可焊性可能會 劣化且合金元素的支出消耗可能會增加。因此，Mn以0. 4至1. 0%的限制含量使用。與Si類似，鋁(Al)是煉鋼過程中使用的強(qiáng)力脫氧劑之一。此處，當(dāng)添加的Al的 含量不超過0.001%時(shí)，其添加效果輕微。然而，當(dāng)添加的Al的含量超過0.05%時(shí)，其添加 效果不再提高。因此，Al以0.001至0.05%的含量范圍添加。鉻(Cr)是一種賦予鋼淬硬性的必需合金元素。根據(jù)本發(fā)明，Cr以0. 8至1. 2%的 含量添加。當(dāng)Cr的含量低于0. 8%時(shí)，鋼的淬硬性可能會劣化，這使得難以確保鋼的強(qiáng)度， 然而當(dāng)Cr以高于1.2%過量添加時(shí)，制備成本可能會增加。因此，Cr以0.8至1.2%的限 制含量使用。鉬(Mo)是一種有效賦予鋼淬硬性的合金元素。其也已知為一種防止硫化物腐蝕 裂紋的元素。另外，Mo是一種通過淬火_回火加工后精細(xì)碳化物的沉淀有效確保鋼的強(qiáng)度 的元素。因此，Mo以0. 15至0.8%的含量范圍添加。
鎳(Ni)是一種提高鋼的低溫韌性的非常有效的元素。然而，因?yàn)镹i是一種非常 昂貴的元素，因此根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案，Ni以1.0%以下的含量添加。
磷⑵是一種不利地影響鋼的低溫韌性的元素。然而，在煉鋼過程中P的除去非 常昂貴。因此，根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案，P以0.015%以下的含量使用。除了 P，硫⑶也是一種不利地影響鋼的低溫韌性的元素。然而，在煉鋼過程中S 的除去非常昂貴。因此，S以0.015%以下的含量使用。鈣(Ca)的作用是在球狀化和軋制在軋制方向延展的夾雜物如MnS后，降低軋制方 向的材料的各向異性。然而，當(dāng)Ca的含量低于0.0005%時(shí)，難以期望夾雜物球狀化，但當(dāng) Ca的含量超過0. 002%時(shí)，可能會形成大幅增加的夾雜物。因此，Ca以0. 0005至0. 002% 的限制含量使用。硼(B)是一種能夠加強(qiáng)鋼的淬硬性的本發(fā)明添加的核心元素，其導(dǎo)致鋼的強(qiáng)化。 此處，當(dāng)B的含量低于0.0005%時(shí)，難以期望鋼的淬硬性顯著提高。相反，當(dāng)B以高于 0. 0025%過量添加時(shí)，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。鈦(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 力口。特別地，當(dāng)根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案通過一起添加Ti和B對鋼進(jìn)行球狀化熱 處理時(shí)，通過脫碳形成的軟化層的深度可被降至Imm以下的深度，這會使鋼強(qiáng)度的劣化最 小化。然而，當(dāng)Ti以大于0.025%過量添加時(shí)，制備成本可能會增加。因此，Ti以0.005至 0. 025%的限制含量添加。在后文中，更詳細(xì)地描述了本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案的制備鋼的方法及其條 件。首先，為制備本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案的鋼，將鋼錠在1000至1250°C下再 加熱。當(dāng)再加熱溫度低于1000°c時(shí)，難以將溶質(zhì)成分形成為固溶體，而當(dāng)再加熱溫度超過 1250°C時(shí)，由于奧氏體晶粒非常粗糙的大小分布，鋼的物理性質(zhì)可能會劣化。另外，根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案，軋制精加工溫度限定在750°C至 1000°c的溫度范圍。當(dāng)軋制精加工溫度低于750°C時(shí)，軋制比例在奧氏體的非重結(jié)晶區(qū)域過 度增加從而形成材料的各向異性，這會引起鋼的深沖壓性質(zhì)劣化。相反，當(dāng)所述軋制精加工 溫度超過1000°C時(shí)，所述晶粒可粗糙分布，這會不利地影響鋼的物理性質(zhì)。對在上述條件下軋制的鋼板進(jìn)行常規(guī)正火熱處理以使所述鋼板的微觀結(jié)構(gòu)可具 有鐵氧體、貝氏體和馬氏體的三相結(jié)構(gòu)。該三相結(jié)構(gòu)可被認(rèn)為是這樣一種結(jié)構(gòu)，其不僅具有 增加馬氏體和貝氏體強(qiáng)度的效果、而且還可用于在本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案中將球狀 化熱處理的時(shí)間縮短至需要的時(shí)間。在低溫轉(zhuǎn)化結(jié)構(gòu)如馬氏體、貝氏體、珠光體等的情況下，碳化物粒越細(xì)，球狀化速 度越快。一般來說，已知球狀化速度的順序?yàn)轳R氏體>貝氏體>珠光體，因此球狀化時(shí)間可 以以此順序縮短。因此，根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案制備了具有上述三相結(jié)構(gòu)的鋼，其微觀 結(jié)構(gòu)可由10至40%的鐵氧體、10至40%的貝氏體和20至80%的馬氏體構(gòu)成。極高部分 的鐵氧體和極低部分的貝氏體和馬氏體會引起鋼強(qiáng)度劣化，而極高部分的鐵氧體會引起鋼 深沖壓性質(zhì)劣化。
對在上述條件下制備的鋼進(jìn)行球狀化熱處理，如此可在深沖壓加工前賦予所述鋼 合適的可加工性。在此情況下，通過將熱處理的鋼維持在Ac1至Ac3的溫度下至少30分鐘， 優(yōu)選30至90分鐘，在深沖壓加工前制備拉伸強(qiáng)度為700Mpa以下的鋼。所述Ac1至Ac3的 溫度在本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案的球狀化熱處理溫度范圍內(nèi)。當(dāng)所述球狀化熱處理在 低于以上溫度范圍的溫度下進(jìn)行時(shí)，所述球狀化時(shí)間過長。相反，當(dāng)所述球狀化熱處理在高 于以上溫度范圍的溫度下進(jìn)行時(shí)，可引起相轉(zhuǎn)化為奧氏體，這使得難以形成球狀碳化物。因 此，所述球狀化熱處理在Ac1至Ac3的溫度范圍進(jìn)行。
考慮到傳統(tǒng)鋼的深沖壓需要90分鐘的球狀化熱處理時(shí)間，縮短球狀化熱處理時(shí) 間在降低能量和制備成本方面極重要。所述鋼的深沖壓加工后，還需要得到拉伸強(qiáng)度為1200Mpa的鋼。為此，所述鋼的內(nèi) 部結(jié)構(gòu)應(yīng)必需轉(zhuǎn)化為奧氏體結(jié)構(gòu)。因此，將所述鋼在850至950°C的合適溫度下保持后，用 水冷卻所述鋼(淬火)。當(dāng)淬火溫度低于850°C時(shí)，難以將溶質(zhì)成分形成為固溶體，這使得 難以確保鋼的強(qiáng)度。相反，當(dāng)淬火溫度超過950°C時(shí)，固溶體中會生長出晶粒，這不利地影響 鋼的低溫韌性。此外，淬火的鋼在550至625°C回火。此處，當(dāng)回火溫度低于550°C時(shí)，難以確保鋼 的韌性，而當(dāng)回火溫度超過625 °C時(shí)，難以確保鋼的強(qiáng)度。用于高壓容器的深沖壓用鋼的拉伸強(qiáng)度約為1200Mpa，且其在-50°C表現(xiàn)出低溫 沖擊韌性為37焦耳以上。因此，發(fā)現(xiàn)深沖壓用鋼具有較寬的實(shí)用性和極出色的物理性質(zhì)。 另外，當(dāng)對鋼制品進(jìn)行球狀化熱處理時(shí)，由于在所述鋼的表面脫碳引起的軟化層的深度與 常規(guī)鋼相比顯著降低，這使得解決與由熱處理引起的鋼強(qiáng)度劣化相關(guān)的問題成為可能。
具體實(shí)施例方式在后文中，詳細(xì)描述本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案的鋼及其制備方法。實(shí)施例在下表2中列出的條件下制備具有下表1中列出的組成的每個(gè)板，并測定其物理 性質(zhì)。然后，結(jié)果列于下表3中。表 1 *球狀化時(shí)間球狀化熱處理后得到拉伸強(qiáng)度為650Mpa的鋼的最小球狀化熱處 理時(shí)間(分鐘)如表2中所列，發(fā)現(xiàn)本發(fā)明的鋼的球狀化熱處理時(shí)間比比較鋼的球狀化熱處理時(shí) 間相對較短。因此，認(rèn)為相對較短的球狀化熱處理時(shí)間可有效降低制備成本并防止由脫碳 現(xiàn)象引起的物理性質(zhì)劣化。表3 * *軟化層的深度在深沖壓和熱處理后軟化層距離鋼的表面的深度(mm)，所述軟化層經(jīng)歷了脫碳處理。如表3還列出，發(fā)現(xiàn)盡管本發(fā)明的鋼根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案在如表2 中列出的相對較短球狀化熱處理時(shí)間內(nèi)制備，但拉伸強(qiáng)度約為1200Mpa——其可確保出色 的拉伸強(qiáng)度和沖擊韌性——的所述深沖壓用鋼可通過顯著降低軟化層的深度制備。
權(quán)利要求
一種深沖壓用鋼，其包含以重量計(jì)C0.25至0.40％、Si0.15至0.40％、Mn0.4至1.0％、Al0.001至0.05％、Cr0.8至1.2％、Mo0.15至0.8％、Ni1.0％以下、P0.015％以下、S0.015％以下、Ca0.0005至0.002％、Ti0.005至0.025％、B0.0005至0.0020％以及余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)。
2.權(quán)利要求1的鋼，其中所述鋼所具有的三相結(jié)構(gòu)為由10至40%的鐵氧體、10至40% 的貝氏體和20至80%的馬氏體構(gòu)成的鋼的微觀結(jié)構(gòu)。
3.權(quán)利要求1的鋼，其中所述鋼甚至在球狀化熱處理和深沖壓處理后的拉伸強(qiáng)度為 1200Mpa以上，且在_50°C的低溫沖擊韌性為37焦耳以上。
4.權(quán)利要求3的鋼，其中所述深沖壓用鋼包含球狀化熱處理后厚度為Imm以下的表面 軟化層。
5.一種制備深沖壓用鋼的方法，其包括將一種鋼錠在1000至1250°C下加熱，所述鋼包含以重量計(jì)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和不可避免的雜質(zhì)(再加熱操作)；在750至1000°C的軋制精加工溫度下軋制所述再加熱的鋼錠(軋制操作)；將所述軋制的鋼正火以使所述鋼的微觀結(jié)構(gòu)成為鐵氧體、貝氏體和馬氏體的三相結(jié)構(gòu) (正火操作)。
6.權(quán)利要求5的方法，其中在所述正火操作中，所述鋼的微觀結(jié)構(gòu)由10至40%的鐵氧 體、10至40 %的貝氏體和20至80 %的馬氏體構(gòu)成。
7.權(quán)利要求5的方法，其還包括在Ac1至Ac3的溫度下使所述正火的鋼維持至少30分鐘(球狀化熱處理操作)；以及深沖壓所述熱處理的鋼(容器制備操作)。
8.權(quán)利要求7的方法，其中在球狀化熱處理后，在所述鋼表面形成的軟化層的深度為 Imm以下。
9.權(quán)利要求5的方法，其還包括維持在850至950°C下1. 9t+5至1. 9t+30分鐘并使所述鋼淬火(淬火操作)；以及在550至625°C下回火所述淬火的鋼(回火操作)。
10.權(quán)利要求9的方法，其中在淬火操作和回火操作后，所述鋼的拉伸強(qiáng)度為1200Mpa 以上，且-50°C的低溫沖擊韌性為37焦耳以上。
全文摘要
提供了一種深沖壓用鋼、和一種制備所述鋼及高壓容器的方法。所述深沖壓用鋼包含(以重量計(jì))C0.25至0.40％、Si0.15至0.40％、Mn0.4至1.0％、Al0.001至0.05％、Cr0.8至1.2％、Mo0.15至0.8％、Ni1.0％以下、P0.015％以下、S0.015％以下、Ca0.0005至0.002％、Ti0.005至0.025％、B0.0005至0.0020％以及余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)，其中所述鋼的微觀結(jié)構(gòu)具有鐵氧體、貝氏體和馬氏體的三相結(jié)構(gòu)。與具有約1100MPa的強(qiáng)度的常規(guī)鋼相比，所述深沖壓用鋼可通過添加微量Ti和B用于進(jìn)一步提高強(qiáng)度而不降低韌性。另外，制備所述鋼的方法可通過顯著縮短在深沖壓加工期間的球狀化熱處理的時(shí)間用于節(jié)約制備成本和時(shí)間，以及通過減小軟化層的深度防止所述鋼強(qiáng)度的劣化用于制備一種用于低溫高壓容器的具有約1200MPa的拉伸強(qiáng)度的深沖壓用鋼。
文檔編號C22C38/18GK101849028SQ200880114663
公開日2010年9月29日 申請日期2008年9月12日 優(yōu)先權(quán)日2007年11月7日
發(fā)明者張成豪, 房基鉉, 洪淳澤 申請人:Posco公司