CN104726773A - 具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板，该钢板的化学成分重量百分比为C：0.10～0.22％、Si≤0.40％、Mn：1.10～1.74％、P≤0.015％、S≤0.010％、Ni≤0.40％、V≤0.18％、N：0.0070～0.0190％、Al_s：0～0.025％和Ti：0～0.018％；其余为Fe及不可避免的夹杂；同时满足：3.5≤(V+Ti)/N≤15，Ti/(3.5N)≤C+V+2Ti≤5V/(C+V)。本发明制作的钢板不仅屈服强度≥460MPa，抗拉强度630～740MPa，延伸率≥25％，屈强比≤0.80，并具有良好焊接性能，且生产成本较低。

Description

具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及低合金钢制造领域，具体地指一种具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板及其制造方法。

背景技术

随着我国经济快速发展，对压力容器的需求呈现出高参数方向发展的趋势，这些压力容器具有两个方面的特征之一：

1)先进技术和工艺的使用、原料的多样化和劣化，使压力容器服役条件极端化，表现为更高的压力、更低的温度；

2)为提高经济效益，促使极端尺寸的压力容器出现，表现为更大直径、更薄壁厚、更大的长度或高度。

微合金化高强度低合金钢的屈服强度是热轧可焊接碳素钢的2～3倍。通过代换可以达到的重量降低不仅取决于强度的差别，也取决于加载方式，对拉伸的连续加载，重量的降低与强度的差别成正比。屈服强度提高一倍，则钢的重量可以降低50％。如果把安全系数考虑在内，可以认为低合金高强度钢的强度是碳素钢的两倍，所以重量至少可将25％。这种高强替代普通碳素钢的方法对生产这和用户都用经济上的吸引力，一方面生产厂因节约成本而产生与减重成正比的收益关系而更青睐带有附加值的微合金钢，而对用户来说，用高强微合金化钢替代不同碳素钢，可降低生产成品的材料费用。

目前的屈服强度不小于460MPa，抗拉强度不小于630MPa，屈强比＜0.80的高强高韧性压力容器用钢无法通过热轧工艺、TMCP+回火工艺或离线的淬火+回火工艺实现，这是因为TMCP+回火及离线淬火+回火工艺生产的低合金高强度钢普遍存在屈强比＞0.85的现象，无法满足该类钢的设计要求，而热轧钢板强度虽然能实现屈强比＜0.80要求，但是热轧态钢板的低温冲击韧性普遍较低，无法满足压力容器低温断裂韧性的要求。

普通的低合金正火压力容器钢的含碳量虽然不高，但是合金元素的含量较多，这类钢的淬硬倾向比热轧钢要大些，焊接冷裂纹比碳素钢敏感，一般钢材随着强度级别的提高焊接冷裂纹敏感性增大。低合金正火钢焊接接头的热影响区中的过热区是焊接接头的薄弱区。低合金正火钢焊接时，当热输入量较大时，会使氮化钛、碳化钛等难熔质点溶入奥氏体，不仅会使热影响区的过热区晶粒长大严重，还会在过热区出现上贝氏体，M-A组元等，再加上粗晶区金属碳、氮固溶量增多，从而使过热区脆化、时效敏感性增大、焊接接头的韧性下降。但是本发明钢的焊接解决了不同低合金正火压力容器钢的焊接性能、特别是焊接接头的薄弱区。

公开号为CN 95104993.3的中国发明专利公开了一种大型球罐钢成份及热处理方法，屈服强度≥460MPa级的大型球罐钢的化学成分、制造方法及性能，其存在的不足是添加了过多的Cu、Nb等贵重合金元素，使生产成本增加，并未提及其焊接性能情况,且未见其对成品钢板金相组织的介绍。

公开号为CN103233160A的中国发明专利公开了一种屈服强度460MPa级正火高强韧钢板及其制造方法，但其抗拉强度范围是≥570MPa,比本发明钢种的强度级别低，且其未提及该钢的实际焊接性及焊接性能，且该钢的铁素体珠光体组织有明显的带状组织，带状组织会使钢板的性能存在较大的各向异性，损害钢的低温断裂韧性。

申请号为200710113574.X的中国发明专利公开了一种低温压力容器用钢板及其生产方法，并未提及该发明钢的焊接性能。

申请号为CN201010200825.X的中国发明专利公开了一种正火型高强度压力容器钢的制造方法，抗拉强度级别570MPa，且未提及该发明钢的焊接性能。

发明内容

本发明所要解决的技术问题就是提供一种具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板及其制造方法。该钢板的屈服强度≥460MPa，抗拉强度630～740MPa，延伸率≥25％，屈强比≤0.80，并具有良好焊接性能。

为解决上述技术问题，本发明提供的一种具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板，该钢板的化学成分重量百分比为C：0.10～0.22％、Si≤0.40％、Mn：1.10～1.74％、P≤0.015％、S≤0.010％、Ni≤0.40％、V≤0.18％、N：0.0070～0.0190％、Al_s：0～0.025％和Ti：0～0.018％；其余为Fe及不可避免的夹杂；同时满足：3.5≤(V+Ti)/N≤15，Ti/(3.5N)≤C+V+2Ti≤5V/(C+V)。

进一步地，该钢板的化学成分重量百分比为C：0.15～0.22％、Si：0.10～0.40％、Mn：1.50～1.74％、P≤0.015％、S≤0.010％、Ni：0.10～0.40％、V：0.08～0.18％、N：0.090～0.0190％、Al_s：0～0.025％和Ti：0～0.018％；其余为Fe及不可避免的夹杂。

再进一步地，该钢板的化学成分重量百分比为C：0.15～0.18％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.50～1.74％、P≤0.010％、S≤0.003％、Ni：0.10～0.40％、V：0.09～0.16％、N：0.090～0.0160％；其余为Fe及不可避免的夹杂，

再进一步地，所述钢板的化学成分重量百分比为C：0.17％、Si：0.20％、Mn：1.52％、P：0.012％、S：0.003％、Ni：0.22％、V：0.16％、N：0.0110％；其余为Fe及不可避免的夹杂。则钢板的力学性能可实现最佳综合力学性能。

再进一步地，所述钢板力学性能：屈服强度≥460MPa，抗拉强度630～740MPa，屈强比≤0.80，延伸率≥25％，钢板横向-50℃KV₂≥190J，焊接热影响区-50℃KV₂≥150J，金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度达到10～13级

本发明还提供了一种具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板，包括以下步骤

1)经转炉冶炼实现钒微合金化、钢包炉底吹氮气升温、真空去除气体夹杂并控制钢中N含量的水平实现钒氮微合金化，经连铸成坯后，对铸坯加热，控制加热温度在1100～1230℃，控制加热速率为8～14min/cm；

2)进行热轧，控制开轧温度不低于1070℃，控制最后三道次累计压下率不低于30％；控制终轧温度不低于850℃；

3)采用正火工艺进行热处理，控制正火温度在860～940℃，并保温，保温时间：30～40min+以毫米为单位的板厚×1分钟/mm。

本发明的主要元素的作用有如下特征：

C：0.15～0.22％，

C是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，随着碳含量的增加，钢种Fe₃C增加，淬硬性也增加，钢的屈服强度和抗拉强度回提高，二延伸率缺口冲击韧性回下降。碳含量每增加0.1％；抗拉强度大约提高90MPa，屈服强度大约提高40-50MPa。但是，随着碳含量增加，钢材的延伸率和冲击韧性下降，尤其是低温韧性下降的幅度更大。而且，焊接C含量较高的钢材时，在焊接热影响区还会出现淬硬现象，这将加剧焊接时产生冷裂的倾向。钢中C含量在不大于0.22％的范围内时，既可提高钢的强度有适合生产操作，提高其在工业生产中的适用性和可行性。

Si：0.10～0.40％，

Si能降低钢中碳的石墨化倾向，并以固溶强化形式提高钢的强度，但Si会加剧杂质元素在晶界的偏聚，故其含量不宜高，一面降低钢的韧性和焊接性。

Mn：1.50～1.74％，

Mn对提高低碳和中碳珠光体钢的强度有显著地作用。含1％的Mn约可提高抗拉强度100MPa。一般说来，Mn含量在2％以下对提高焊缝金属的韧性是有利的，因此，在低碳高强度钢中，普遍提高Mn的含量，最高可达2％。另外，Mn还能提高Nb、V等在钢中的溶解度。但Mn有促进晶粒长大的作用，对过热较敏感，故应控制钢中Mn含量在1.50-1.70％以内。

P≤0.015％、S≤0.010％，

由于钢中的P、S含量必须控制在较低的范围，只有冶炼纯净钢，才能保证本发明钢的性能。

Ni：0.10～0.40％，

Ni具有一定的强化作用，加入1％的Ni可提高钢材强度约20MPa。Ni还能显著地改善钢材的韧性，特别是低温韧性。钢中加入Ni，无论是基材，还是焊接热影响区的低温韧性都明显提高。但Ni含量过高时，会造成轧制时钢板氧化铁皮难以脱落且增加生产成本，本发明钢将其控制在0.10～0.40％。

V：0.08～0.18％，

V是强烈的碳氮化物形成元素，它通过形成碳化物组织奥氏体晶粒长大而细化晶粒，提高钢材的常温和高温强度。V能促进珠光体的形成，还能细化铁素体板条。碳氮化钒相对较高的溶解度加上氮化钒的溶解度远低于碳化钒，使得钒成为一种容易控制且其有强烈沉淀强化作用的元素，因为VN和VC溶解度的差异使得N成为钒钢中一个重要的微合金化元素，它在很大程度上决定了钢中析出物的密度及其沉淀强化效果。氮在铁素体中的溶解度比碳高，在V(C,N)析出前，钢中所有的氮通常都溶解在铁素体汇总，而碳由于奥氏体/铁素体或铁素体/渗碳体的平衡作用而只有很小一部分溶在铁素体中。因此，通过精确控制氮的含量就可以方便控制V(C,N)的析出强化。在正火钢中，V经常与N一起加入，通过加N形成V(CN)的析出达到轧制和正火处理时细化晶粒的效果，而通过V(CN)的沉淀强化析出来增加强度。V可使钢的强度增加150MPa以上。但V含量过高时，析出物数量增加，尺寸增大，从而导致钢的韧性降低。本发明钢控制V上限为0.18％。

N：0.090～0.0190％，

钢中的N主要以中间合金形式加入钢中。N在钢中主要以V(CN)形式的化合物形式存在。N在钢中的作用主要是奥氏体向铁素体转变时，从钢中析出VN或V(CN)的沉淀相，抑制奥氏体晶粒的长大，起到细化铁素体晶粒的作用。

本发明中还含有Al_s、Ti中的一种或两种以上：

本发明的Al_s含量选择在0～0.025％以下，Al_s在炼钢时，作为脱氧定氧剂，并且细化晶粒。但是在炼钢时作为脱氧剂时若用量过多，将使钢中产生反常组织，并给冶炼和浇铸等方面带来若干困难。

本发明的Ti含量选择在0.008～0.018％以下，Ti是一种强烈的碳化物和氮化物形成元素，它能明显地提高钢的室温强度和高温强度，由于Ti能起细化晶粒的作用，故也能提高钢的韧性。适量的Ti能提高焊缝金属的韧性，但过量的Ti又会在钢中形成夹杂。在低合金高强钢中从提高焊缝金属的韧性考虑，加入0.008～0.018％的Ti较为合适，利用Ti形成的第二相质点TiN、Ti(CN)等阻止焊接热影响区粗晶区的晶粒长大，保证焊接接头具有良好的低温韧性。

本发明的有益效果在于：

本发明制作的钢板不仅屈服强度≥460MPa，抗拉强度630～740MPa，延伸率≥25％，屈强比≤0.80，并具有良好焊接性能，且生产成本较低。钢中的VN微合金化方式采用炼钢添加钒铁合金并通过钢水吹氮，达到增氮和VN微合金化的目的，与钢水中添加钒氮中间合金或增氮中间合金，成本明显降低。以往的低合金钢中，钢中添加氮会在钢中形成自由氮，引起钢的脆性，影响低温冲击韧性。而本专利则克服了钢中氮形成自由氮，而与钢中钒结合形成钒氮化合金，既起到微合金化的目的，也起到了钒氮微合金强化作用，在钢板的焊接过程中，钢中的氮元素仍与钒元素具有较强的结合力，不在焊接接头部位形成自由氮，损害焊接接头性能。

附图说明

图1为本发明的金相组织图，其金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度为11级。

具体实施方式

为了更好地解释本发明，以下结合具体实施例进一步阐明本发明的主要内容，但本发明的内容不仅仅局限于以下实施例。

本发明各实施例均按照以下步骤生产：

1)经转炉冶炼实现钒微合金化、钢包炉底吹氮气升温、真空去除气体夹杂并控制钢中N含量的水平实现钒氮微合金化，经连铸成坯后，对铸坯加热，控制加热温度在1200～1230℃，控制加热速率为8～14min/cm；

2)进行热轧，控制开轧温度不低于1070℃，控制最后三道次累计压下率不低于30％；控制终轧温度不低于860℃；

3)采用正火工艺进行热处理，控制正火温度在870～930℃，并保温，保温时间：30～40min+以毫米为单位的板厚×1分钟/mm。

表1 本发明各实施例与对比例化学成分取值(wt,％)

实施例	C	Si	Mn	P	S	Ni	V	N	Ti	Als	Mo	Nb	Cr
														1	0.16	0.26	1.62	0.008	0.006	0.15	0.13	0.0110	0.018	0	0	—	—
2	0.15	0.30	1.65	0.011	0.008	0.30	0.11	0.0095	—	0.015	—	—	—
														3	0.18	0.20	1.58	0.008	0.003	0.35	0.14	0.0160	0.015	0.021	—	—	—
4	0.17	0.20	1.52	0.012	0.003	0.22	0.16	0.0110	0	0	—	—	—
														5	0.20	0.17	1.51	0.010	0.006	0.37	0.09	0.0090	0	0.010	—	—	—
6	0.16	0.26	1.72	0.010	0.002	0.38	0.12	0.0120	0.012	0.014	0	—	—
														7	0.19	0.35	1.55	0.008	0.004	0.28	0.10	0.010	0.008	0	—	—	—
对比例1	0.11	0.31	1.38	0.019	0.004	0.60	0.12	0.0132	—	0.022	0.06	0.029	0.17
														对比例2	0.15	0.50	1.40	0.015	0.004	0.25	0.16	0.020	—	0.040	—	—	—
对比例3	0.18	0.25	1.70	0.005	0.004	0.35	0.18	0.018	—	0.005	—	—	—
														对比例4	0.20	0.20	1.55	0.008	0.003	0.40	0.20	0.018	—	0.025	—	—	—

表2 本发明各实施例与对比例主要工艺参数

表3 本发明各实施例与对比例力学性能列表

表4 本发明各实施例与对比例焊接接头力学性能

为了说明该发明钢具有良好的焊接性及焊接性能，对本发明钢和对比钢分别进行了焊接工艺试验。试验条件：焊接线能量0.5～35kJ/cm，t_8/5冷却时间范围在8～30s。

从表3及表4可以看出，本发明不仅力学性能屈服强度≥460MPa，抗拉强度630～740MPa，延伸率≥25％，屈强比≤0.80，而且焊接接头性能良好，即具有优良的焊接性能。

本发明钢可广泛应用于石油、石化、化工及公路、铁路罐车等行业，具有广阔的应用前景。

其它未详细说明的部分均为现有技术。尽管上述实施例对本发明做出了详尽的描述，但它仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部实施例，人们还可以根据本实施例在不经创造性前提下获得其他实施例，这些实施例都属于本发明保护范围。

Claims (6)

1.一种具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板，其特征在于：所述钢板的化学成分重量百分比为C：0.10～0.22％、Si≤0.40％、Mn：1.10～1.74％、P≤0.015％、S≤0.010％、Ni≤0.40％、V≤0.18％、N：0.0070～0.0190％、Al_s：0～0.025％和Ti：0～0.018％；其余为Fe及不可避免的夹杂；同时满足：3.5≤(V+Ti)/N≤15，Ti/(3.5N)≤C+V+2Ti≤5V/(C+V)。

2.根据权利要求1所述具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板，其特征在于：所述钢板的化学成分重量百分比为C：0.15～0.22％、Si：0.10≤0.40％、Mn：1.50～1.74％、P≤0.015％、S≤0.010％、Ni：0.10～0.40％、V：0.08～0.18％、N：0.090～0.0190％、Al_s：0～0.025％和Ti：0～0.018％；其余为Fe及不可避免的夹杂。

3.根据权利要求2所述具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板，其特征在于：所述钢板的化学成分重量百分比为C：0.15～0.18％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.50～1.74％、P≤0.010％、S≤0.003％、Ni：0.10～0.40％、V：0.09～0.16％、N：0.090～0.0160％；其余为Fe及不可避免的夹杂。

4.根据权利要求3所述具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板，其特征在于：所述钢板的化学成分重量百分比为C：0.17％、Si：0.20％、Mn：1.52％、P：0.012％、S：0.003％、Ni：0.22％、V：0.16％、N：0.0110％；其余为Fe及不可避免的夹杂。

5.根据权利要求1或2或3或4所述具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板，其特征在于：所述钢板力学性能：屈服强度≥460MPa，抗拉强度630～740MPa，屈强比≤0.80，延伸率≥25％，钢板横向-50℃KV2≥190J，焊接热影响区-50℃KV2≥150J，金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度达到10～13级。

6.一种权利要求1所述具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板，其特征在于：包括以下步骤

1)经转炉冶炼实现钒微合金化、钢包炉底吹氮气升温、真空去 除气体夹杂并控制钢中N含量的水平实现钒氮微合金化，经连铸成坯后，对铸坯加热，控制加热温度在1100～1230℃，控制加热速率为8～14min/cm；

2)进行热轧，控制开轧温度不低于1070℃，控制最后三道次累计压下率不低于30％；控制终轧温度不低于850℃；

3)采用正火工艺进行热处理，控制正火温度在860～940℃，并保温，保温时间：30～40min+以毫米为单位的板厚×1分钟/mm。