CN107338392A - 高强度低屈强比易焊接移动压力容器钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及高强度低屈强比易焊接移动压力容器钢板，该钢板的化学成分按质量百分比计为，C：0.14～0.20%，Si：0.20～0.60%，Mn：1.10～1.70%，P≤0.020%，S≤0.010%，Ni：0.20～0.80%，Nb：0.010～0.050%，V：0.010～0.20%，40ppm≤N≤80ppm，H≤2ppm，Pcm≤0.30，余量为Fe及不可避免的杂质。制造工序：转炉冶炼→钢包炉精炼→真空处理→连铸→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→缓冷→探伤→正火→性能检验。本发明采用固溶强化、细晶强韧化等设计理念，钢板以正火状态交货，集高强、高韧、低屈强比、优良的焊接性能为一体，具有性能优异，生产周期短，成本低等特点。

Description

高强度低屈强比易焊接移动压力容器钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于低合金高强钢材领域，尤其涉及一种薄规格高强度薄规格低屈强比高韧性钢板。

背景技术

目前国内使用的移动罐车（移动压力容器）用钢材抗拉强度大都小于600MPa，低温冲击韧性值较低，且屈强比较高，导致罐体壁厚无法适应薄规格生产，自重系数相应加大，容重比小，运载效率低。近年来，随着石化行业不断发展，对具有高强高韧，自重系数低的移动罐车的需求越来越迫切。

专利号为CN101144138A的专利发明了一种低温压力容器用钢板及其生产方法，该钢-40℃横向冲击功达164J，但屈服强度不到420MPa。

专利号为CN101871077A的专利发明了一种正火型高强度压力容器钢的制造方法，该钢低温韧性优良，但其强度级别不到570MPa。

专利号为CN1040777C的专利发明了一种大型球罐钢及热处理方法，该发明钢强韧性好，但屈强比偏高，但交货状态为正火+回火，使生产成本增加。

专利号为CN102719737A的专利发明了一种屈服强度460MPa级正火高强韧钢板及其制造方法，该发明钢强韧性好、生产成本低，但焊接性能差，强度低。

综上所述，现有的移动式压力容器用钢中存在强度不足、焊接性能较差及生产成本较高等问题。

发明内容

针对现有移动式压力容器用钢存在的强度不足、焊接能力差及屈强比偏高的缺点，本发明提供一种高强度高韧性易焊接低屈强比钢，且没有增加钢板的规格，本发明的移动罐车用钢强度明显高于传统移动式压力容器用钢，集高强、低温高韧性、低屈强比及优良的焊接性能为一体，且具有生产可操作性强、成本低等的特点。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种高强度低屈强比易焊接移动压力容器钢板，该钢板的化学成分按质量百分比计为，C：0.14～0.20%，Si：0.20～0.60%，Mn：1.10～1.70%，P≤0.020%，S≤0.010%，Ni：0.20～0.80%，Nb：0.010～0.050%，V：0.010～0.20%，40ppm≤N≤80ppm，H≤2ppm，Pcm≤0.30，Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B余量为Fe及不可避免的杂质。

正火热处理后，钢板屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥630MPa，属于630MPa级高强钢种，延伸率≥22%，屈强比≤0.80，母材板厚1/4处-40℃KV₂≥60J，焊接热影响区板厚1/4处-40℃KV₂≥27J，钢板为薄规格厚度为6-20mm，晶粒度一般都在6.5级以上，组织为铁素体+珠光体。

本发明的主要合金元素加入基于以下原理：

C：钢中主要的强度提高元素，如其含量过高会显著提高钢的Pcm值，恶化其焊接性能，同时降低焊接接头低温韧性。在提高发明钢强度的同时为了保证其具有较好的低温韧性，因此本发明钢C为0.14～0.20%。

Si：以固溶强化形式提高钢的强度，但含量过高会导致钢板表面产生麻点等缺陷，同时恶化钢的焊接接头冲击韧性。因此本发明钢Si为0.20～0.60%。

Mn：可明显提高钢的强度，也可降低钢的韧脆转变温度，改善钢的低温韧性。但含量过高会加剧铸坯的中心偏析，使铸坯中心易形成长条状夹杂MnS，对母材性能和焊接热影响区均有严重不良影响。因此本发明钢Mn为1.10～1.70%。

P：钢中有害元素，如果其含量高，增加钢的冷脆性，使钢的低温冲击韧性变坏。因此，本发明钢P≤0.020%。

S：对钢的低温冲击韧性有很大危害，如果其含量高，容易生成大量的低熔点硫化物，并与基体形成熔点更低的共晶体，在晶界处形成富集，产生焊接再加热开裂，因此，本发明钢S≤0.010%。

Ni：可使钢板的强度提高，特别是低温韧性，也可减轻因Cu的添加而引起的铸坯表面裂纹倾向。但Ni价格昂贵，加入量过多会显著提高钢的生产成本，因此本发明钢Ni为0.20-0.80%。

Nb：可以促进低温相变组织形成，与C和N结合生成Nb（C、N），在位错、亚晶界和晶界处大量析出，对变形奥氏体的回复再结晶起到强烈的阻碍作用，使晶粒细化，提高钢的基体强度。但含量过高使钢的塑性和韧性降低，同时成本上升。因此，本发明钢Nb为0.010-0.050%。

V：最有效的强化元素之一，通过形成V（C，N）在奥氏体晶界的铁素体中沉淀析出，在轧制过程中能抑制奥氏体的再结晶并阻止晶粒长大，从而起到细化铁素体晶粒，提高钢的强度和韧性以及焊接性。若含量过高，析出物数量和尺寸增大，从而导致钢的韧性降低，因此，本发明钢V为0.010-0.20%。

H：钢中H含量过高会导致白点缺陷，严重恶化冲击韧性；而且在湿H₂S环境下，腐蚀产生的氢原子向钢中扩散，在氢气压力的作用下，不同层面上的相邻氢鼓泡裂纹相互连接，从而在钢中形成阶梯状特征的内部裂纹，有时也会扩展到表面。因此，本发明钢H≤2ppm。

上述移动压力容器钢板的制造方法，工序：转炉冶炼→钢包炉精炼→真空处理→连铸→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→缓冷→探伤→正火→性能检验，具体要求如下：

（1）炼钢前采用KR脱硫法将铁水进行脱硫，控制[S]≤0.003%，在冶炼时严格控制合金及配料中杂质元素和有害元素含量，精炼时，在钢包炉中进一步深脱硫，通过Al线脱氧并控制钢水中的O含量，结束前按要求添加Nb、V合金，使钢中形成细小高温质点Nb(C、N)、V(C、N)，在钢液凝固过程中起到形核质点，从而细化铸坯晶粒；真空精炼后喂特殊Ca线处理，使MnS夹杂物变成CaS或(Ca、Mn)S夹杂物，使MnS夹杂物由长条状变成球状，软吹15分钟以上，促进夹杂物上浮，最终达到改善中心偏析和夹杂物聚集，极大地改善钢的心部性能。采用全过程保护浇注、轻压下技术在连铸机上浇注成150mm或以上厚度的铸坯，铸坯堆垛缓冷；

（2）将铸坯加热到1120～1220℃，在炉时间为8～12min/cm，采用两阶段轧制：第一阶段初轧开轧温度1040～1080℃，后三道次增加单道次压下量，单道次压下量≥30mm，累计压下率≥70%，使变形渗透到铸坯心部，破坏其原始粗大的铸态组织；第二阶段精轧开轧温度830～900℃，轧制过程尽量使奥氏体晶粒扁平化，以达到降低屈强比的目的；同时，轧制过程中微量Nb、V元素的碳氮化物大量析出，起到抑制晶粒长大和细化晶粒作用，提高钢的强度和冲击韧性；最后一道次压下量≤5mm，可保证钢板板型和平直度，终轧温度800～820℃，最终轧制成6～20mm厚钢板；

采用ACC控制冷却，终冷温度为550～650℃，控制钢板下线温度≥400℃，然后堆垛缓冷至室温，以降低钢板中的H含量，

按照SA578 进行超声检测，合格级别B级，探伤合格后进行880～920℃正火处理，保温时间30-40min，均匀组织，进一步改善冲击韧性，性能合格后出厂。

本发明通过添加微量合金元素Nb、V，有效抑制了奥氏体晶粒长大，通过高温大压下，细化奥氏体晶粒，最终得到晶粒细小的组织；通过细晶强化和韧化作用提高钢的强度和低温韧性；严格控制铸坯的中心偏析和H含量；采用两阶段轧制，第一段的开轧温度1040～1080℃，累计压下率≥70%，目的是使钢的奥氏体晶粒细化；第二阶段精轧为未再结晶区控制轧制，开轧温度830～900℃，精轧后ACC冷却，终冷温度550～650℃，目的是通过控轧细化组织，产生大量位错，增加析出相的形核位置，促进析出相析出，提高钢的强度同时降低屈强比。在轧后只需进行正火处理，有效保证了供货周期，降低了生产成本。

与现有技术相比，本发明的优点在于：本发明采用固溶强化、细晶强韧化等设计理念，利用多种合金复合添加技术、控轧控冷技术等，使钢板以正火状态交货，集高强、高韧、低屈强比、优良的焊接性能为一体，具有性能优异，生产周期短，成本低等特点。

附图说明

图1为本发明实施例中钢板的金相组织图。

具体实施方式

以下结合实施例对本发明作进一步详细描述。

本发明具体实施例的化学成分（按重量百分比），为C：0.14～0.20%，Si：0.20～0.60%，Mn：1.10～1.70%，P≤0.020%，S≤0.010%，Ni：0.20～0.80%，Nb：0.010～0.050%，V：0.010～0.20%，40ppm≤N≤80ppm，H≤2ppm，Pcm≤0.30，余量为Fe及不可避免的杂质。

本发明实施例和对比例化学成分见表1

表1 实施例和对比例化学成分（wt%）

编号	C	Si	Mn	P	S	Ni	Nb	V	N	H	Pcm
												实施例1	0.18	0.28	1.52	0.007	0.001	0.55	0.020	0.120	0.0060	0.0001	0.286
实施例2	0.17	0.25	1.55	0.005	0.002	0.57	0.018	0.110	0.0070	0.0001	0.276
												对比例	0.15	0.38	1.48	0.015	0.010	0.22	0.010	0.035	0.0030	0.0003	0.244

上述实施例均在150t转炉冶炼，铁水经KR脱硫，再经钢包炉深脱硫和精炼处理，还在真空炉进行脱气、除夹杂物精炼处理，之后喂特殊Ca线进行夹杂物变性处理，软吹一定时间，使大夹杂物充分上浮去除，并保证成分均匀，然后经轻压下和全过程保护浇铸成150mm厚铸坯。对比例在精炼后未进行喂特殊Ca线处理

具体工艺是铁水预处理，转炉炼钢，LF精炼后进行RH真空脱气处理，采用保护浇注成150mm厚铸坯。

将150mm厚铸坯加热到1120～1220℃，在炉时间为铸坯板厚(cm)×8～12min/cm。采用两阶段轧制，第一阶段初轧开轧温度1040～1080℃，后三道次压下量≥30mm，累计压下率≥70%，第二阶段精轧开轧温度830～900℃，轧制成6～20mm厚钢板。然后采用ACC控制冷却，终冷温度为550～650℃，堆垛缓冷至室温。具体工艺参数见表2。

表2 实施例和对比例轧制工艺参数

对钢板取样进行力学性能检测，结果见表3。

表3 实施例和对比例钢板力学性能结果

实施例中均满足屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥22%，屈强比≤0.80，-40℃KV₂≥60J，而对比例中抗拉强度为590MPa，冲击韧性值为43J，不满足Rm≥630MPa，-40℃KV₂≥60J的要求。

表4给出了各实施例和对比例在埋弧焊焊接试验时的工艺参数，而表5给出了实施例和对比例试验钢板埋弧焊后焊接热影响区在-40℃时的冲击功值。

表4 实施例和对比例埋弧焊工艺参数

表5实施例和对比例焊接力学性能

由表5结果表明，钢板经埋弧焊接后，本发明实施例和对比例均满足焊接要求，但实施例强度、冲击韧性显著优于对比例。

从实施例结果可知，本发明钢屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥22%，屈强比≤0.80，母材-40℃KV₂≥60J，焊接热影响区-40℃KV₂≥27J。图1所示为实施例2中18mm厚钢板的组织结构图，组织为铁素体+珠光体，该组织不仅保证了钢具有较好的强韧性，还使其具有较低的屈强比。以上数据表明本发明钢具有优良的力学性能，尤其是其低温韧性，同时具有良好的焊接性能。

Claims (3)

1.一种高强度低屈强比易焊接移动压力容器钢板，其特征在于：该钢板的化学成分按质量百分比计为，C：0.14～0.20%，Si：0.20～0.60%，Mn：1.10～1.70%，P≤0.020%，S≤0.010%，Ni：0.20～0.80%，Nb：0.010～0.050%，V：0.010～0.20%，40ppm≤N≤80ppm，H≤2ppm，Pcm≤0.30，Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B余量为Fe及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的高强度低屈强比易焊接移动压力容器钢板，其特征在于：经正火工艺热处理后，钢板屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥22%，屈强比≤0.80，母材板厚1/4处-40℃KV₂≥60J，焊接热影响区板厚1/4处-40℃KV₂≥27J，钢板为薄规格厚度为6-20mm，晶粒度一般都在6.5级以上，组织为铁素体+珠光体。

3.一种制造权利要求1所述高强度低屈强比易焊接移动压力容器钢板的方法，其特征在于：工序：转炉冶炼→钢包炉精炼→真空处理→连铸→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→缓冷→探伤→正火→性能检验，具体要求如下：

（1）炼钢前采用KR脱硫法将铁水进行脱硫，控制[S]≤0.003%，在冶炼时严格控制合金及配料中杂质元素和有害元素含量，精炼时，在钢包炉中进一步深脱硫，通过Al线脱氧并控制钢水中的O含量，结束前按要求添加Nb、V合金，使钢中形成细小高温质点Nb(C、N)、V(C、N)，在钢液凝固过程中起到形核质点，从而细化铸坯晶粒；真空精炼后喂特殊Ca线处理，使MnS夹杂物变成CaS或(Ca、Mn)S夹杂物，使MnS夹杂物由长条状变成球状，软吹15分钟以上，促进夹杂物上浮，采用全过程保护浇注、轻压下技术在连铸机上浇注成150mm或以上厚度的铸坯，铸坯堆垛缓冷；

（2）将铸坯加热到1120～1220℃，在炉时间为8～12min/cm，采用两阶段轧制：第一阶段初轧开轧温度1040～1080℃，后三道次增加单道次压下量，单道次压下量≥30mm，累计压下率≥70%，使变形渗透到铸坯心部，破坏其原始粗大的铸态组织；第二阶段精轧开轧温度830～900℃，轧制过程尽量使奥氏体晶粒扁平化，以达到降低屈强比的目的；同时，轧制过程中微量Nb、V元素的碳氮化物大量析出，起到抑制晶粒长大和细化晶粒作用，提高钢的强度和冲击韧性；最后一道次压下量≤5mm，可保证钢板板型和平直度，终轧温度800～820℃，最终轧制成6～20mm厚钢板；

采用ACC控制冷却，终冷温度为550～650℃，控制钢板下线温度≥400℃，然后堆垛缓冷至室温，以降低钢板中的H含量，

按照SA578 进行超声检测，合格级别B级，探伤合格后进行880～920℃正火处理，保温时间30-40min，均匀组织，进一步改善冲击韧性，性能合格后出厂。