CN107419171A

CN107419171A - 正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN107419171A
Application number: CN201710772324.0A
Authority: CN
Inventors: 王宪军; 李书瑞; 刘文斌; 战国锋; 杨秀利; 洪霞
Original assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2017-08-31
Filing date: 2017-08-31
Publication date: 2017-12-01

Abstract

本发明提供了一种正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板，它的化学成分按质量百分数计为：C：0.185～0.250％、Si≤0.40％、Mn：1.25～1.60％、P≤0.010％、S≤0.003％、Ni：0.10～0.40％、V：0.18～0.25％、N:0.0090～0.0250％，Alt≤0.015％，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明的压力容器用钢板的最小抗拉强度大于725MPa，在满足强度要求的前提下，也具有良好的断裂韧性，同时焊接性能优良，为移动式压力容器的大型化和轻量化奠定了基础，具有很强的实用性。

Description

正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及压力容器用钢的制造领域，具体地指一种70公斤级的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板及其制造方法。

背景技术

移动式压力容器分为汽车罐车、铁路罐车和罐式集装箱。移动式压力容器储运的介质为液化气体、低温液体及永久气体，如液化石油气、环氧乙烷、液氧、液氨、液态二氧化碳、液化天然气以及压缩天然气、氢气等。因此移动式压力容器除了需要满足常规的压力容器的服役条件，例如更高的压力、更低的温度，也需要具有更薄的壁厚、更小的自重系数。

目前国内使用的移动式压力容器用钢多为正火型压力容器用钢，采用的罐体材料多为抗拉强度小于610MPa级的钢，致使罐体壁厚较大，自重系数相应加大，容重比小，运载效率低，与国外先进水平相比存在较大差距。

并且，屈服强度不小于520MPa、抗拉强度不小于725MPa、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，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，或低温冲击韧性满足要求，无法满足压力容器低温断裂韧性的要求，且不符合压力容器的工程应用要求。并且作为移动式压力容器用的钢板在罐体整体制造后，要经过焊接及焊后热处理才能应用，所以钢板采用热处理态才能实现钢板性能相对稳定，而采用现有热轧工艺直接生产钢板的性能稳定性还不足，罐车整体制造安装后，安全风险较大。

中国专利公告号为CN 102618784 B的专利文献，公开了一种60公斤级低成本、高韧性钢板及其制造方法，其存在的不足是利用其设计成分及轧制和热处理工艺，钢板的生产成本较高，且钢板的强度及屈强比较低，且铁素体晶粒的晶粒尺寸大，低温冲击韧性较差，低温断裂韧性不足。

中国专利公告号为CN 102719737 B的专利文献，公开了一种屈服强度为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，并且未提及该钢的实际焊接性及焊接性能，同时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。并且该钢的铁素体晶粒度仅为10级，铁素体晶粒较大，抗低温断裂的抗力较差。

中国专利申请号为CN201410613657.5的专利文献，公开了一种钒氮复合微合金化高强度压力容器钢板及制备方法，采用控制轧制状态达到较高的强度级别，但其钢板的屈强比无法保证在0.75以下，且应用在低温压力容器用钢环境下，要经过SR(消除应力)热处理，钢板的强度及韧性无法满足压力容器的技术要求。

发明内容

本发明的目的是提供一种正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板，它不仅抗拉强度高、低温断裂韧性好，而且焊接性能好、生产成本也低。

为实现上述目的，本发明提供一种正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板，它的化学成分按质量百分数计为：C：0.185～0.250％、Si≤0.40％、Mn：1.25～1.60％、P≤0.010％、S≤0.003％、Ni：0.10～0.40％、V：0.18～0.25％、N:0.0090～0.0250％，Alt≤0.015％，其余为Fe及不可避免的杂质。

优选的，所述钢板中的C、V、N的质量百分数满足：9≤V/N≤26，V/(3.5N)≤20(C+V)≤55V/3(C+V)。

更优选的，所述钢板的化学成分按质量百分数计为：C：0.19～0.25％、Si：0.10～0.40％、Mn：1.25～1.50％、P≤0.010％、S≤0.010％、Ni：0.10～0.40％、V：0.18～0.24％、N：0.0095～0.0230％、Alt：0～0.012％，其余为Fe及不可避免的杂质。

更优选的，所述钢板的化学成分按质量百分数计为：C：0.19～0.24％、Si：0.15～0.35％、Mn：1.25～1.45％、P≤0.010％、S≤0.002％、Ni：0.10～0.40％、V：0.185～0.23％、N：0.0100～0.0220％，Alt：0～0.011％，其余为Fe及不可避免的杂质。

优选的，所述钢板的金相组织为铁素体+珠光体细晶粒钢，其中铁素体晶粒度为12～15级。

本发明中各元素及主要工艺的作用及机理：

C是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，随着C含量的增加，钢中Fe₃C增加，淬硬性也增加，钢的屈服强度和抗拉强度会提高，而延伸率以及缺口冲击韧性则下降。而Mn/C比越高，对钢的铸造偏析影响程度越大，所以在综合考虑C对钢的强度和韧性的影响和Mn/C比对钢的铸造偏析影响的综合因素条件下，控制钢中C含量在0.185～0.250％，优选为0.19～0.25％，更优选为0.19～0.24％。

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，以免降低钢的韧性和焊接性，控制钢中Si含量不大于0.40％，优选为0.10～0.40％，更优选为0.15～0.35％。

Mn对提高低碳和中碳珠光体钢的强度有显著地作用。一般说来，Mn含量在0.6～1.6％时对提高焊缝金属的韧性是有利的。另外，Mn还能提高V等元素在钢中的溶解度。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1.25～1.60％，优选为1.25～1.50％，更优选为1.25～1.45％。

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，因此控制P≤0.010％、S≤0.010％。

Ni具有一定的强化作用。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相对Nb、Ti微合金元素而言，V与C、N更易形成碳氮化物，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能促进铁素体的形成，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范围为0.18～0.25％，优选为0.18～0.24％，更优选为0.185～0.23％。

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。N元素是V(CN)析出的主要动力和强化元素，但过多的N会使钢种的析出强化作用增强，对钢板的低温冲击韧性及断裂韧性有损害，故将N元素控制在0.0090～0.0250％，优选为0.0095～0.0230％，更优选为0.0100～0.0220％。

本发明的Alt含量选择在0.015％以内，Alt在炼钢时，作为脱氧定氧剂，并不作为细化晶粒的元素。但是在炼钢时作为脱氧剂时若用量过多，将使钢中产生大量的Al₂O₃夹杂，使得钢的韧性变差。优选的是，Alt含量为0～0.012％，更优选为0～0.011％。

关于V与C、N元素的作用及在化学成分中的最佳匹配，需考虑V/N比，C+V的总量，从而实现本发明钢的低屈强比、高韧性、高强度的目的，优选的具体约束关系为：9≤V/N≤26，V/(3.5N)≤20(C+V)≤55V/3(C+V)。

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1.5～3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相关关系。

并且，断裂韧性是材料抵抗断裂能力的度量，材料的断裂韧性值对工程应用有重要意义。断裂韧性是材料固有的力学性能，它取决于材料的成分和微观组织结构。材料的成分不同，其断裂韧性则明显不同；即使成分相同，材料通过特殊的处理工艺获得适宜的组织结构也可以提高材料的断裂韧性值。金属材料在生产过程中或多或少地形成各种类型的非金属夹杂物，加之非金属夹杂物对断裂韧性有明显的影响，非金属夹杂物容易产生疲劳裂纹的危险地区。本发明除了减少夹杂物的数量及尺寸来提高断裂韧性外，还通过改变夹杂物和基体之间的界面结合性质改善疲劳性能，例如，当钢中的氧化物夹杂表面被塑性较好的硫化物包围时，就不容易形成裂纹。本发明则通过改善界面结合性质来改善断裂韧性。

此外，断裂韧性与材料的微观晶体结构和第二相分布密切相关。材料的晶体结构对称性好、晶体较易滑移，材料变形能高，则材料的抗脆性断裂能力强。晶体中原子排列的有序度增大，晶体中位错数量减少，材料塑性变形能力降低，发生脆性断裂的可能性增大。材料塑性变形能力对脆性断裂影响进一步说明，单纯提高材料的屈服强度会降低材料的抗脆性断裂能力，只有当材料的屈服强度和延性同时协调性的增大，才能提高材料的断裂韧性。本发明通过以下途径提高钢板的断裂韧性：(1)改善合金的化学成分和浇铸工艺，消除或降低钢板韧性的有害元素(2)获得合宜的显微结构和第二相分布(3)晶粒细化。

本发明的另一个目的是上述正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板的制造方法，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，本发明提供一种制造上述正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板的方法，它依次包括以下步骤：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、连铸成坯、对铸坯加热、热轧以及正火处理后即可得到所述正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板。

优选的，所述铸坯加热阶段中加热温度为1100～1230℃，加热速率为8～14min/cm。

优选的，所述热轧阶段的开轧温度不低于1070℃，最后三道次累计压下率不低于30％，终轧温度不低于850℃。

优选的，所述正火处理阶段的正火温度为860～940℃，保温时间为30～40分钟+板厚×1min/mm。

本发明的有益效果在于：

本发明与现有技术相比：本发明提供一种正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板，钢板的屈服强度≥520MPa，抗拉强度725～825MPa，屈强比≤0.75，延伸率≥22％，钢板横向-50℃KV₂≥150J，钢板的-50℃CTODδm≥0.80mm，金相组织为铁素体+珠光体细晶粒钢，铁素体与珠光体的比例为78％和22％，铁素体晶粒度达到12～15级。本发明的压力容器用钢板的最小抗拉强度大于725MPa，在满足强度要求的前提下，也具有良好的断裂韧性，同时焊接性能优良，为移动式压力容器的大型化和轻量化奠定了基础，具有很强的实用性。

附图说明

图1为本发明的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板1金相组织图。

具体实施方式

以下通过具体实施例对本发明的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板及其制造方法作进一步的说明：

表1列出了序号1～7的实施例1～实施例7的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板及序号8～11的对比例1～对比例4的压力容器用钢板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1～7的实施例1～实施例7的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板按照如下方法制造得到，序号8～11的对比例1～对比例4的压力容器用钢板按照常规压力容器用钢板的制造方法制造得到，具体工艺参数如表2所示：

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：30～40分钟+板厚×1min/mm。

表2各实施例的制造方法工艺参数

将序号1～7的实施例1～实施例7的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板及序号8～11的对比例1～对比例4的压力容器用钢板进行力学性能检测，其主要性能检测结果如表3所示。

表3各实施例力学性能检测结果

对序号1～7的实施例1～实施例7的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板及序号8～11的对比例1～对比例4的压力容器用钢板分别进行焊接工艺试验，采用对接拼接的气保焊、电弧焊条焊或埋弧焊工艺(焊接线能量0.5～30kJ/cm，t_8/5冷却时间范围在8～35s)及与该发明钢板匹配的高强韧焊材对该发明生产的钢板制成焊接接头，焊接接头力学性能如表4所示。

表4各实施例焊接接头力学性能检测结果

从表3中可以看出，本发明产品的组织为铁素体+珠光体细晶粒钢，抗拉强度达到725MPa以上，钢板的屈服强度≥520MPa，抗拉强度725～825MPa，屈强比≤0.75，延伸率≥22％，钢板横向-50℃KV₂≥150J，钢板的-50℃CTODδm≥0.80mm，金相组织为铁素体+珠光体细晶粒钢，铁素体与珠光体的比例为78％和22％，铁素体晶粒度达到12～15级。从表4中可以看出，本发明产品的焊接接头性能良好，即具有优良的焊接性能。

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

1.一种正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板，其特征在于：它的化学成分按质量百分数计为：C：0.185～0.250％、Si≤0.40％、Mn：1.25～1.60％、P≤0.010％、S≤0.003％、Ni：0.10～0.40％、V：0.18～0.25％、N:0.0090～0.0250％，Alt≤0.015％，其余为Fe及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板，其特征在于：所述钢板中的C、V、N的质量百分数满足：9≤V/N≤26，V/(3.5N)≤20(C+V)≤55V/3(C+V)。

3.根据权利要求1所述的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板，其特征在于：所述钢板的化学成分按质量百分数计为：C：0.19～0.25％、Si：0.10～0.40％、Mn：1.25～1.50％、P≤0.010％、S≤0.010％、Ni：0.10～0.40％、V：0.18～0.24％、N：0.0095～0.0230％、Alt：0～0.012％，其余为Fe及不可避免的杂质。

4.根据权利要求1所述的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板，其特征在于：所述钢板的化学成分按质量百分数计为：C：0.19～0.24％、Si：0.15～0.35％、Mn：1.25～1.45％、P≤0.010％、S≤0.002％、Ni：0.10～0.40％、V：0.185～0.23％、N：0.0100～0.0220％，Alt：0～0.011％，其余为Fe及不可避免的杂质。

5.根据权利要求1所述的正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板，其特征在于：所述钢板的金相组织为铁素体+珠光体细晶粒钢，其中铁素体晶粒度为12～15级。

6.一种制造权利要求1-5中任一项所述正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板的方法，其特征在于：它依次包括以下步骤：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、连铸成坯、对铸坯加热、热轧以及正火处理后即可得到所述正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板。

7.根据权利要求6所述正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板的制造方法，其特征在于：所述铸坯加热阶段中加热温度为1100～1230℃，加热速率为8～14min/cm。

8.根据权利要求6所述正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板的制造方法，其特征在于：所述热轧阶段的开轧温度不低于1070℃，最后三道次累计压下率不低于30％，终轧温度不低于850℃。

9.根据权利要求6所述正火型高强度高断裂韧性压力容器用钢板制造方法，其特征在于：所述正火处理阶段的正火温度为860～940℃，保温时间为30～40分钟+板厚×1min/mm。