CN108893681B

CN108893681B - 高强高韧性压力容器钢板及其制备方法

Info

Publication number: CN108893681B
Application number: CN201810670592.6A
Authority: CN
Inventors: 王宪军; 刘文斌; 杨秀利; 李书瑞
Original assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2018-06-26
Filing date: 2018-06-26
Publication date: 2020-08-25
Anticipated expiration: 2038-06-26
Also published as: CN108893681A

Abstract

本发明公开了一种高强高韧性压力容器钢板，其化学成分及所占质量百分比包括：C 0.160～0.210％、Si≤0.55％、Mn 1.58～1.80％、P≤0.012％、S≤0.0025％、Ni≤0.45％、Al≤0.020％、V 0.13～0.18％、N 0.0080～0.0180％，Mg≤0.0005％；其余量为Fe及不可避免的夹杂。本发明采用V‑Ni‑N合金系，结合引入Mg形成的异质核心微细弥散效应以及Al、N、V成分调控手段，并采用中低温加热制度和再结晶控制轧制技术，使所得钢材可表现出良好的低温高强高韧性，可有效解决现有压力容器钢板难以满足低温使用要求的技术难题，具有重要的推广应用价值。

Description

高强高韧性压力容器钢板及其制备方法

技术领域

本发明属于低合金钢制造领域，具体涉及一种高强高韧性压力容器钢板及其制备方法。

背景技术

高韧性压力容器钢板常用于低温、受冲击载荷环境，且有时，该类钢板用于在极端环境下如基地环境工况下工作的工业装置：如铁道罐车、海洋船舶用罐式集装箱、极低汽车罐车、球罐等，都需要在保证材料强度的同时保证其服役环境下的低温韧性。为此，设计了以V微合金化为主要微合金的低合金高强度高韧性钢，不但解决钢板的高强度和低温韧性的不匹配问题，还使得该发明材料将有害夹杂变为小尺寸夹杂，具有良好的低温韧性和焊接接头低温韧性。

专利CN 102618784 B公开了一种“60公斤级低成本、高韧性钢板及其制造方法”，采用V-N微合金化，钢中虽采用低Al和CaSi变性处理，但Ca的复合夹杂物较Mg的复合氧化物尺寸大，夹杂物尺寸直接影响冲击韧性的高低，并且采用正火+回火热处理工艺显著增加了生产成本。专利CN 102719737 B公开了一种“屈服强度460MPa级正火高强韧钢板及其制造方法”，采用V-Ni-N合金设计，但钢中无改变夹杂物尺寸的措施，虽然采取低Al的成分设计，但在炼钢过程中，容易在钢中形成长链条状的氧化铝夹杂，损害该钢的低温韧性，难以达到该发明钢的低温使用要求。

公开号为CN 107099746 A的中国发明专利公开了“一种正火型压力容器用高强度低合金钢板及其生产方法”，采用V-Nb-N合金设计，钢中并没有对脱氧使用的Al做限定，容易在炼钢过程中，容易在钢中形成长链条状的氧化铝夹杂，损害该钢的低温韧性，难以达到该发明钢的低温使用要求。公开号为CN 103233160 A的中国发明专利公开了“一种屈服强度460MPa级正火容器钢及其制造方法”，采用Nb-Ti合金设计，钢中没有限定N元素的含量，容易在炼钢过程中，造成钢水凝固时形成5～15μm大尺寸的TiN夹杂，并在后续轧制及热处理时无法减小TiN夹杂物的尺寸等问题，再者，钢中Al含量高，容易在炼钢过程中，在钢中形成长链条状的氧化铝夹杂，上述两方面因素都会损害该钢的低温韧性，难以达到该发明钢的低温使用要求。

CN 103233160 A的中国发明专利公开了“一种罐车用17MnNiVNbDR钢板及其生产方法”，采用V-Nb-N合金设计，钢中虽然采用CaSi变性处理处理钢水中的夹杂物，但Ca的复合夹杂物较Mg的复合氧化物尺寸大，再者，钢中Al含量高，容易在炼钢过程中，在钢中形成长链条状的氧化铝夹杂，上述两方面因素都会损害该钢的低温韧性，难以达到该发明钢的低温使用要求。

发明内容

本发明的主要目的在于针对现有技术的不足，提供一种高强高韧性压力容器钢板，采用V-Ni-N合金系，提高低温断裂韧性并降低韧脆转变温度，并利用引入Mg形成的异质核心微细弥散效应以及Al、N、V成分调控手段，使所得钢材可表现出良好的低温高强高韧性，有效解决现有压力容器钢板难以满足低温使用要求的技术难题。

为实现上述目的，本发明采用的技术方案为：

一种高强高韧性压力容器钢板，其化学成分及所占质量百分比包括：C 0.160～0.210％、Si≤0.55％、Mn 1.58～1.80％、P≤0.012％、S≤0.0025％、Ni≤0.45％、Al≤0.020％、V 0.13～0.18％、N 0.0080～0.0180％，Mg≤0.0005％；其余量为Fe及不可避免的夹杂。

优选的，所述高强高韧性压力容器钢板中的化学成分同时满足：0.65≤Al/N≤1.75，0≤Al/27+V/31≤53N/7，[％Mg]×[％S]^0.25≤5×10^-4。

优选的，所述Mg元素的含量为0.0001～0.0005％。

优选的，所述Al元素的含量为0.001～0.015％。

上述方案中，所述高强高韧性压力容器钢板的金相组织为铁素体+珠光体，其中铁素体晶粒度达到10.5～13.5级。

本发明还提供了一种高强高韧性压力容器钢板的制备方法，包括冶炼、轧制和热处理工艺，具体包括如下步骤：

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，并在精炼后期添加Mg元素，经连铸成坯后，对铸坯加热，控制加热温度为1050～1250℃，控制加热速率为7～14min/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930℃，控轧完毕后采用水冷，冷速为2.5～10℃/s，返红温度控制在560～680℃；

3)采用正火工艺进行热处理，控制正火温度在850～930℃，并保温，保温时间：20～40分钟+以毫米为单位的板厚×1分钟/mm。

根据上述方案所得高强高韧性压力容器钢板的屈服强度≥480MPa，抗拉强度640～740MPa，屈强比≤0.85，延伸率≥21％，钢板横向-60℃KV₂≥80J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-70℃；金相组织为铁素体+珠光体，铁素体与珠光体均匀分布，带状组织级别为0级，铁素体晶粒度达到10.5～13.5级，钢中的V(CN)(VN或VC)析出物以随机分布形式存在，析出物的平均间距为0.014～0.020μm。

本发明采用的设计原理如下：

一、成分设计原理：

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，钢中Fe₃C增加，淬硬性也增加，钢的屈服强度和抗拉强度提高，而延伸率缺口冲击韧性会下降；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0.21％的范围内时，既可提高钢强度又适合生产操作，可有效提高其在工业生产中的适用性和可行性。

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，当Si含量由0.30％增至0.70％时，钢的强度基本不变或稍有增加，而韧性有较大提高；适当提高Si含量，将增加组织中铁素体的体积分数，并使晶粒变细，从而有利于钢的韧性，故应控制钢中Si含量在≤0.55％以内。

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1.58-1.80％以内。

P、S：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：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可有效提高基材和焊接热影响区的低温韧性；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，固将Ni含量控制在≤0.45％的范围内。

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(C，N)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；钢中加入V元素，钢中的渗碳体Fe₃C规则片层及珠光体团被V的氮化物或碳氮化物析出物阻隔，珠光体片层中的渗碳体断点增多且珠光体团面积变小且珠光体团位向交错分布，珠光体片层长度偏小变薄，珠光体片层的碎化程度增加，综合V的各种强韧化作用，将本发明钢控制V在0.13～0.18％范围。

N：在钒微合金钢中，添加N可提高钢的屈服强度，钢中的N主要与V形成钒的碳氮化物；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(C，N)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，当N含量＞0.025％，钢中形成过多的碳氮化钒，沉淀强化作用增强，导致钢的冲击韧性变差，且在焊接时，在1350℃以上的高温奥氏体化温度下，钢板中钒的碳氮化物尺寸会发生重新析出并在高温作用下产生粗化，不能有效抑制奥氏体晶体的长大，致使焊接接头区域冲击韧性变差，为保证钢板及焊接接头的强韧性，故将N的含量控制在0.0080～0.0180％范围。

Mg：在钢中与氧发生反应形成几十到几百纳米的MgO，氧化镁颗粒在钢中形成异质核心，这种异质核心微细弥散，TiN、Al₂O₃、MnS在这种异质核心上生成的夹杂物也微细分散，从而使得钢水在连铸凝固时结晶析出的夹杂物弥散微细化，从而达到不使用稀土类等高价元素的方法，成为制造高性能钢材的生产技术，且稀土元素在炼钢过程中易形成尺寸较大的塑性夹杂物，不利于保证夹杂物尺寸较敏感钢种的冲击韧性性能；此外，Mg在钢水中的最大饱和浓度为5×10^-4，大于饱和浓度后，Mg将在钢水中发生激烈反应发生飞溅，难于在提高钢水的Mg浓度，故将Mg的含量控制在≤0.0005％的范围内。

本发明成分设计中还限定了如下关系：

0.65≤Al/N≤1.75，0≤Al/27+V/31≤53N/7：细晶粒钢通常用铝脱氧，限定Al/N比例及V+Al和N的比例关系，主要是使得钢中的Al主要以脱氧元素存在，高氮(0.018％)钢中限定Al/N范围在0.65～1.75，可尽量少的在钢中形成AlN，且使得钢中的N尽可能多地与V形成VN析出物且钢中不形成自由氮。

[％Mg][％S]^0.25≤5×10^-4的约束关系，主要作用是使得Mg在钢中形成异质核心，并且使得钢中夹杂物在异质核心上形成微米纳米数量级的微细化夹杂物，减小了夹杂物尺寸，从而提高了钢的宏观力学性能。

二、工艺设计原理：

1)采用中低温加热制度(1050～1250℃)，一方面可节能降耗，另一方面在保证铸坯的充分再奥氏体化情况下，减少奥氏体晶粒粗化的程度。

2)采用再结晶控制轧制技术，即终轧温度≥900℃时，充分降低轧制力，在合理分配道次压下率的情形下，保证变形奥氏体在再结晶温度以上进行再结晶从而保证钢板的晶粒细化，并在奥氏体向铁素体转变时，采用快冷(冷速为2.5～10℃/s)保证奥氏体向铁素体转变时，保证相变后的铁素体晶粒细化，并在快冷作用下使得再结晶温度下的析出物能形成数量足够、尺寸大小适中的析出强化作用，并在析出强化抑制铁素体长大的作用下，进一步细化铁素体晶粒；控冷后的保温具有调节析出强化大小，提高韧性的作用。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

1)本发明采用V-Ni-N合金系，并结合0.65≤Al/N≤1.75和0≤Al/27+V/31≤53N/7的限定关系，在连铸过程中铸坯缓冷时析出数量相当的第二相，阻止奥氏体晶粒长大，得到比一般低合金钢铸态晶粒尺寸小的奥氏体晶粒体系，并在再次奥氏体化的轧制工序中，在高温奥氏体化温度及变形制度下，形成较一般C-Mn钢多的晶内铁素体，并在奥氏体向铁素体转变时，形成更多的铁素体晶粒，从而实现低屈强比和高强韧的目标。

2)炼钢工艺时添加Mg，并限定[％Mg][％S]^0.25≤5×10^-4的约束关系，使Mg在钢水中与氧发生反应形成几十到几百纳米的MgO，氧化镁颗粒在钢中形成异质核心，这种异质核心微细弥散，使TiN、Al₂O₃、MnS在这种异质核心上生成的夹杂物也微细分散，从而使得钢水在连铸凝固时结晶析出的夹杂物弥散微细化，从而达到不使用稀土类等高价元素即可实现的效果，并可有效避免稀土元素在炼钢过程中形成较大塑形夹杂物对钢材冲击韧性带来的不利影响，为制备高性能钢材提供了一种全新思路。

3)采用中低温加热制度(1050～1250℃)，一方面可节能降耗，另一方面在保证铸坯的充分再奥氏体化情况下，减少奥氏体晶粒粗化的程度。

4)采用再结晶控制轧制技术，即终轧温度≥900℃时，充分降低轧制力，在合理分配道次压下率的情形下，保证变形奥氏体在再结晶温度以上进行再结晶从而保证钢板的晶粒细化，并在奥氏体向铁素体转变时，采用快冷(冷速为2.5～10℃/s)保证奥氏体向铁素体转变时，保证相变后的铁素体晶粒细化，在快冷作用下使得再结晶温度下的析出物能形成数量足够、尺寸大小适中的析出强化作用，同时在析出强化抑制铁素体长大的作用下，进一步细化铁素体晶粒；控冷后的保温具有调节析出强化大小，提高韧性的作用。

附图说明

图1为本发明实施例6所得高强高韧性压力容器钢板的金相组织图，其金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度为12.5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，并在精炼后期添加Mg元素，经连铸成坯后，对铸坯加热，控制加热温度在1050～1230℃，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930℃，最后一道次压下率≥5％，控轧完毕后采用水冷，冷速为2.5～10℃/s，水冷后返红温度控制在560～680℃。

实施例1～7和对比例1～6所述高强高韧性压力容器钢板的成分信息见表1；涉及的冶炼、轧制及热处理工艺参数见表2；所得钢板的力学性能、焊接接头性能及夹杂物水平分别见表3～5。

其中对比例1～5所述钢板依次由宝钢、新余钢铁、舞阳钢铁有限责任公司、沙钢、舞阳钢铁有限责任公司、武汉钢铁设计研究总院提供。

表1实施例1～7和对比例1～5所述钢板的化学成分信息(wt％)

表2实施例1～7和对比例1～5所述钢板的主要工艺参数

表3实施例1～7和对比例1～5所得钢板的力学性能测试结果

表4实施例1～7和对比例1～5所得钢板的焊接接头力学性能

表5实施例1～7和对比例1～5所得钢板的夹杂物种类、数量、尺寸

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10～30kJ/cm，t_8/5冷却时间范围在9～30s。从表3及表4可以看出，本发明不仅力学性能480MPa，抗拉强度640～740MPa，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。

上述结果表明：本发明所得高强高韧性压力容器钢板的屈服强度≥480MPa，抗拉强度640～740MPa，屈强比≤0.85，延伸率≥21％，钢板横向-60℃KV₂≥80J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-70℃；金相组织为铁素体+珠光体，铁素体与珠光体均匀分布，带状组织级别为0级，铁素体晶粒度达到10.5～13.5级，钢中的V(C，N)析出物以随机分布形式存在，析出物的平均间距为0.014～0.020μm；所得钢板材料具有优异的低温高强高韧性能和良好焊接性能，满足高韧性压力容器钢板的低温使用要求。

本发明钢可广泛应用于移动式运输工具罐体，如低温液化石油气船罐、低温液体汽车罐车、低温液体铁路罐车、固定式球罐等行业，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

1.一种高强高韧性压力容器钢板，其化学成分及所占质量百分比包括：C 0.160~0.210%、Si≤0.55%、Mn 1.58~1.80%、P≤0.012%、S≤0.0025%、Ni≤0.45%、Al≤0.020%、V0.13~0.18%、N 0.0080~0.0180%，Mg≤0.0005%；其余量为Fe及不可避免的夹杂；其中，0.65≤Al/N≤1.75，0≤Al/27+V/31≤53N/7，[%Mg][%S]^0.25≤5×10^-4；

所述Mg元素的含量为0.0001~0.0005%，并在精炼后期添加Mg元素；

其制备方法包括冶炼、轧制和热处理工艺，具体包括如下步骤：

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，并在精炼后期添加Mg元素，经连铸成坯后，对铸坯加热，控制加热温度为1050~1250℃，控制加热速率为7~14min/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930℃，控轧完毕后采用水冷，冷速为2.5~10℃/s，返红温度控制在560~680℃。

2.根据权利要求1所述的高强高韧性压力容器钢板，其特征在于，所述Al元素的含量为0.001~0.015%。

3.根据权利要求1所述的高强高韧性压力容器钢板，其特征在于，所述高强高韧性压力容器钢板的金相组织为铁素体+珠光体，其中铁素体晶粒度为10.5~13.5级。

4.权利要求1~3任一项所述高强高韧性压力容器钢板的制备方法，其特征在于，包括冶炼、轧制和热处理工艺，具体包括如下步骤：

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930℃，控轧完毕后采用水冷，冷速为2.5~10℃/s，返红温度控制在560~680℃；

3）采用正火工艺进行热处理，控制正火温度在850~930℃，并保温，保温时间为20～40分钟+以毫米为单位的板厚×1分钟/mm。