CN109868414B - 低温冲击性优良的屈服强度≥430MPa压力容器钢及生产方法 - Google Patents

Abstract

低温冲击性优良的屈服强度≥430MPa压力容器钢，其组分及wt%为：C：0.169~0.210%、Si不超过0.40%、Mn：1.55~1.85%、P≤0.015%、S≤0.0010%、Al不超过0.017%、V：0.09~0.140%、Nb：0.015~0.045%，N不超过0.0055%；生产方法：常规冶炼并连铸成坯；对铸坯加热；粗轧；精轧；水冷；正火处理；保温。本发明能在保证钢板使用力学为屈服强度≥430MPa，抗拉强度635~735MPa的前提下，还能使屈强比≤0.76，延伸率≥25%，钢板横向‑65℃KV₂≥120J，焊接热影响区NDTT转变温度≤‑65℃，铁素体晶粒度达到12.5~14级，钢中析出物的平均间距在0.006μm~0.018μm，且元素简单，使用量少，成本也会随之降低。

Description

低温冲击性优良的屈服强度≥430MPa压力容器钢及生产方法

技术领域

本发明涉及一种容器钢及生产方法，确切地属于屈服强度≥430MPa压力容器钢及生产方法。

背景技术

高强高韧性压力容器钢板常用于大型化、高参数设计的铁道罐车、海洋船舶用罐式集装箱、汽车罐车等，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低温、承载压力、受冲击载荷环境。现有使用的容器钢的性能：屈服强度≥400MPa，抗拉强度：570～720MPa，延伸率≥18％，-20℃KV₂≥60J。钢中提高强韧性常用的微合金元素有Nb、V、Ti等。然而，近年来伴随着钢材生产和使用量的剧增，合金元素过度消耗，有些微合金元素如V等价格飞涨，使得钢铁生产企业成本加大，为此减少钢中微合金元素的用量是摆在我们钢铁企业面前的一项刻不容缓的任务。

经检索：

中国专利公开号为CN 104480393B的文献，公开了一种“油槽罐车用TC128GR.B钢板及其生产办法”，成分：C 0.14％-0.24％,Si 0.15％-0.50％，Mn 1.30％-1.65％，P≤0.015％，S≤0.005％，Cu≤0.30％，V 0.020％-0.10％，Nb 0.005％-0.020％，Ti≤0.020％,Al 0.020％-0.050％，工艺：铸坯加热：最高加热温度≤1250℃，加热速度≥1.0min/mm，均热段温度1220℃-1240℃，均热段加热时间≥90min；

轧制：第一阶段轧制在950℃-1100℃之间，此阶段道次压下量为10％～25％,累计压下率≥70％；第二阶段的开轧温度≤900 0C，终轧温度≤8200C,累计压下率全30％；轧后钢板快速冷却，返红温度650℃～700℃。热处理：所述热处理工序:加热温度900℃士10℃，总加热时间30min～50min；正火后，钢板经过风冷处理10min。

中国专利公开号为CN105369131A的文献，公开了“一种压力容器用钢板Q420R钢的生产方法”的专利，成分：C＝0.17-0.20,Si≤0.50,Mn＝1.50-1.70,P≤0.015,S≤0.005,Alt＝0.020～0.050,Nb＝0.030～0.045,V＝0.050～0.070,Ni＝0.25～0.40,Ti＝0.010～0.020，工艺：采用工艺路线为转炉冶炼→LF精炼→VD真空精炼→连铸→板坯加热→控制轧制→热处理。具体工艺：1转炉冶炼:控制出钢C≥0.05％,P≤0.010％；避免出钢过程下渣；2.LF精炼:白渣保持时间在20min以上；控制P≤0.015％；3.VD真空精炼:在共67Pa下的保真空时间≥23min；VD破空后进行钙处理；4.连铸:采用断面为260mm，实行全程保护浇铸，浇注温度按液相线温度+(15～25℃)控制；5.板坯加热:板坯在步进炉中进行加热，温度控制在1150～1250℃；6.控制轧制:采用CR方式轧制，开轧温度1000～1150 0C；一阶段终轧温度>9500C,保证后三道次压下率在17％以上；二阶段开轧温度在880910 0C，精轧累计压下率>48％，终轧温度)800℃；7.热处理:采用正火工艺，正火温度870890 0C，保温时间1.3～1.7min/mm。

该两个专利文献均采用的V、Nb、Ti微合金化。其共同存在的问题是，钢的合金设计微合金种类多，在炼钢过程中不能有效控制钢中氧化气氛时，钢中的Ti微合金将变为钛的氧化物，且钢中带状组织级别在3级以上，存在较严重的中心偏析，有害影响都会损害低温冲击韧性，成品低温冲击性能不能达到其设计要求，制造安全风险大。

中国专利公开号为CN107099746A的文献，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”，其成分：C≤0.24％,Si:0.15-0.55％,Mn:1.07～1.62％，P≤0.025％,S≤0.025％,V:O.03～0.12％,Nb≤0.05％,N≤0.03％，工艺：工艺路线为：冶炼、连铸、加热、轧制、轧后冷却和热处理工序。具体各工艺参数为：加热工序，冶炼后钢水经连铸处理成连铸坯，然后进入连续炉进行加热，最高加热温度1230—1240℃，均热温度1170～1195℃。轧制工序：每道次压下率≥10％，终轧温度≥950 0C，钢板完全轧制之后不浇水。轧后冷却工序，轧后堆垛缓冷，堆垛温度)500 0C，堆垛缓冷时间≥48h。热处理工序，正火温度885-9050C，保温时间PLC+10^-15min，正火后空冷。其同样采用V-Nb-N合金设计，且钢中的N含量过高，会导致连铸坯内部及表面将会产生较多空洞从而导致铸坯探伤合格率低，再者，过高N含量在钢中形成了过多的自由氮，会使钢板的成型性变差。

中国专利公开号为CN102618784的文献，公开了一种“60公斤级低成本、高韧性钢板及其制造方法”，成分：C:0.145％～0.185％,Si:≤0.30％，Mn:1.35％～1.65％，P:≤0.013％,S:≤0.003％，Cu:≤0.25％，Ni:≤0.25％，Als:0.005％～0.015％,V:0.150％～0.190，N:0.015％～0.020％，Ca:0.001％～0.003％，工艺：冶炼、铸造：根据上述成分冶炼、铸造成板坯；b)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度)8.5板坯加热温度控制在1000℃～1100℃之间；第一阶段为普通轧制，采用轧机最大轧制能力进行不间断地轧制；第二阶段采用再结晶控制轧制，开轧温度控制在820℃一860 0C，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥75，终轧温度780℃～8200℃；c)冷却轧制结束后，钢板自然空冷至350℃以下进行缓冷，缓冷工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时；d)热处理正火+回火，正火温度为880～910℃，正火保持时间为15～35min；正火保持时间定义为钢板中心温度达到正火目标温度后开始计时的保温时间；钢板出炉后自然空冷至室温；回火，回火温度为580～6300C，回火保持时间)(1.0～1.5)min/mm×成品钢板厚度，时间单位为min，成品钢板厚度单位为mm；回火保持时间定义为钢板中心温度达到回火目标温度后开始计时的保温时间。采用V-Ni-N合金设计。其由于钢中含有较高的V和N，使钢板焊接性变差，且热处理工艺还有回火热处理阶段，不仅增加能耗及影响生产效率，且增加了生产成本。

中国专利公开号为CN 103361552A的文献，公开了一种“V-N微合金化460MPa级厚板及其制造方法”，成分：C：0.05-0.1％；Si：0.1-0.3％；Mn：1.61-2.1％；P：≤0.015％；S：≤0.007％；V：0.01-0.05％；Ti：0.01-0.03％；N：0.008-0.015％，Als：0.01-0.05％，工艺：包括冶炼、连铸、加热、轧制、在线快速冷却及堆垛缓冷，其特征在于冶炼过程中转炉工位全程底吹氮气，底吹流量-40Nm³/min，时间5-30min，抬枪后用氧枪吹氮气5-30min；钒铁合金在LF精炼处理开始后即加入；RH阶段提升气体为氮气，吹氮流量100-300Nm³/h，吹氮时间10-60min；连铸后坯料加热温度为1150-1250℃，保温时间为100-300min；采用一阶段轧制，开轧温度为1050-1150℃，道次变形率为15％-35％，终轧温度为800-970℃；钢板轧制后立即进入加速冷却装置进行快速冷却，以10-30℃/s的速度快速冷却到500-700℃；而后进行堆垛缓冷。钢板下线后可采取回火处理，回火温度350-550℃，回火时间2-3min/mm。其采用V-Ti-N合金设计，钢中由于添加了Ti，易在钢中形成TiN大尺寸的夹杂物，损害钢的低温韧性，且该钢只能作为一般工程结构钢，不能用于压力容器用钢。

中国专利公开号为CN 103233160A的文献，公开了“一种屈服强度460MPa级正火容器钢及其制造方法”，成分：C0.10～0.20％,Si 0.30～0.40％，Mn1.40～1.80％,P≤0.015％,S≤0.010％,Nb0.010一0.050％,Al 0.010～0.040％,0.04≤Ti≤0.10％，工艺：在控制轧制工序中，板坯加热温度为1150～12500C，保温时间为1.5～2.5h；奥氏体再结晶区轧制开轧温度为980～1150℃，未再结晶区轧制开轧温度为880～950℃，终轧温度为850～900℃。在控制冷却工序中，采用水冷却系统，冷却速率为8～15℃/s，终冷温度为500～700℃，之后空冷至室温；在正火工序中，正火温度为860～930℃，保温时间10～60min。其采用Nb-Ti合金设计，其由于钢中含有较高的Ti，且钢中对N含量没有作限定，故极易在钢中形成TiN夹杂，且Ti的析出强化受温度影响较大，热轧态钢板性能波动较大，成品热处理钢板性能也随之波动较大，无法保证钢板的性能稳定性。

发明内容

本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种在保证钢板使用力学为屈服强度≥430MPa，抗拉强度635～735MPa的前提下，还能使屈强比≤0.76，延伸率≥25％，钢板横向-65℃KV₂≥120J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-65℃，铁素体晶粒度达到12.5～14级，钢中析出物的平均间距在0.006μm～0.018μm的压力容器钢及生产方法。

实现上述目的的措施：

低温冲击性优良的屈服强度≥430MPa压力容器钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.169～0.210％、Si不超过0.40％、Mn：1.55～1.85％、P≤0.015％、S≤0.0010％、Al不超过0.017％、V：0.09～0.140％、Nb：0.015～0.045％，N不超过0.0055％，其余量为Fe及不可避免的夹杂；且同时满足：2≤Al/N≤4，2.5≤V/Nb≤9，C+Mn/6+V/5≤0.51％，2％≤(Al*27+V/31+Nb*93)/(12*C+14*N)≤3.5％、C+Si/30+Mn/20+V/10≤0.31％；在保证强度级别的情况下，其屈强比≤0.76，延伸率≥25％，钢板横向-65℃KV₂≥120J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-65℃，铁素体晶粒度达到12.5～14级，钢中析出物的平均间距在0.006μm～0.018μm。

优选地：所述Al的重量百分比含量不超过0.014％。

优选地：所述N的重量百分比含量不超过0.0049％。

优选地：所述Si的重量百分比含量≤0.32％。

生产低温冲击性优良的屈服强度≥430MPa压力容器钢的方法，其步骤：

1)常规进行转炉冶炼并连铸成坯：其间，控制钢包脱硫后S≤0.0012％，并进行真空处理；在出钢浇注铸坯中，控制拉坯速度在0.88～1.25mm/min；铸坯在二冷段的压下率在0.287～0.185mm/m，使连铸坯的铁素体晶粒尺寸控制在90～230μm；

2)连铸成坯后对铸坯加热，控制加热温度在1050～1250℃，控制加热速率在7～14min/cm；；

3)进行粗轧，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％；

4)进行精轧，控制终轧温度不低于930℃，控制最后一道次的压下率不低于5％；

5)进行水冷，控制冷却速度在2.5℃/s～10℃/s，控制返红温度在560～705℃；

6)进行正火处理，控制正火温度在835～925℃；

7)进行保温，每毫米厚度保温时间按照：钢板厚度t+20～40分钟，钢板厚度t单位：mm。

本发明中各元素及主要工艺的作用及机理

C：其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，而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0.21％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：其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，而韧性有较大的提高。适当地提高Si的含量，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，但在炼钢工艺中，Si元素不作为合金添加元素，在炼钢脱氧工艺时，Si作为脱氧元素，在脱氧工艺完成后，Si元素不做另行添加，综合以上原因，在故应控制钢中Si含量在不超过0.40％。

Mn：其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。另外，Mn还能提高Nb、V等在钢中的溶解度，故应控制钢中Mn含量在1.55-1.85％以内。

P、S：其含量必须控制在较低的范围，才能保证本发明钢的性能。

V：其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；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0.09～0.140％范围。

Al：其在钢中主要作为脱氧元素，在炼钢工艺中去除钢水中过多的氧，并以Al₂O₃的形式在钢水中经过精炼工艺上浮到钢渣中，若在炼钢脱氧工艺中添加超过0.017％的Al,钢水中已形成＞10μm的大尺寸或大于50μm的超尺寸Al₂O₃链状夹杂，对钢的低温韧性产生不利影响；Al作为合金元素，在本发明钢中并不能在钢中起到细化晶粒的目的，且Al与N形成AlN夹杂，对钢的低温韧性产生不利影响，故将其含量限定在不超过0.017％，优选地限定在不超过0.014％。

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(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，当N含量＞0.0055％，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≤0.0055％范围，优选地含量不超过0.0049％。

本发明之所以还限定：2≤Al/N≤4，2.5≤V/Nb≤9，≤(Al*27+V/31+Nb*93)/(12*C+14*N)≤3.5，是由于晶粒钢通常用铝脱氧，限定Al/N比例及V+Al+Nb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，低氮(≤0.0050％)钢中限定Al/N范围在2～4，可尽量少的在钢中形成AlN，且使得钢中的C尽可能多地与V+Nb形成VC和NbC析出物，且V+Nb与N形成数量较VC和NbC析出物数量少的VN和NbN，且钢中不形成自由氮，再还在于能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，从而比一般低合金钢铸态晶粒尺寸小，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，从而达到高强高韧的目标。

本发明之所以还限定C+Si/30+Mn/20+V/10≤0.31，是为了保证钢板具有良好的焊接工艺性及焊接性能，并保证焊接过程及焊后热处理及钢板服役状态时，钢板的焊接接头具有良好的抗冷热内应力裂纹的能力。

本发明之所以还限定C+Mn/6+V/5≤0.51，是为了保证钢板焊接后的硬度适中，焊接接头在一次及多次热循环后，焊接接头的组织避免了淬硬性的马氏体组织出现，且为针状铁素体及板条状贝氏体组织，从而提高了钢板的焊接性及焊接接头低温韧性，并具有良好的抗焊接冷、热裂纹能力，保证焊接接头具有与母材相匹配的强韧性。

本发明之所以控制铸坯加热温度在1050～1250℃，不仅可节能降耗，更主要的是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。

本发明之所以采用V-Nb合金体系设计，一方面利用了VC微合金化的强韧性作用，提高了V微合金的作用，另一方面添加适量Nb可提高NbC析出物对钢板低温冲击韧性造成的不利影响，提高低温断裂韧性并降低韧脆转变温度。

本发明与现有技术相比，本发明能在保证钢板使用力学为屈服强度≥430MPa，抗拉强度635～735MPa的前提下，还能使屈强比≤0.76，延伸率≥25％，钢板横向-65℃KV₂≥120J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-65℃，铁素体晶粒度达到12.5～14级，钢中析出物的平均间距在0.006μm～0.018μm，且元素简单，使用量少，成本也会随之降低。

附图说明

图1为本发明钢的金相组织图，其金相组织为铁素体+珠光体。

具体实施方式

下面对本发明予以详细描述：

表1为本发明各实施例及对比例的化学成分列表；

表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；

表3为本发明各实施例及对比例的性能检测列表；

表4本发明各实施例与对比例的焊接接头力学性能列表。

本发明各实施例均按照以下步骤进行生产：

1)常规进行转炉冶炼并连铸成坯：其间，控制钢包脱硫后S≤0.0012％，并进行真空处理；在出钢浇注铸坯中，控制拉坯速度在0.88～1.25mm/min；铸坯在二冷段的压下率在0.287～0.185mm/m，使连铸坯的铁素体晶粒尺寸控制在90～230μm；

2)连铸成坯后对铸坯加热，控制加热温度在1050～1250℃，控制加热速率在7～14min/cm；

3)进行粗轧，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％；

4)进行精轧，控制终轧温度不低于930℃，控制最后一道次的压下率不低于5％；

5)进行水冷，控制冷却速度在2.5℃/s～10℃/s，控制返红温度在560～705℃；

6)进行正火处理，控制正火温度在835～925℃；

7)进行保温，每毫米厚度保温时间按照：钢板厚度t+20～40分钟，钢板厚度t单位：mm。

表1本发明各实施例与对比例化学成分取值(wt,％)

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17～40kJ/cm，t_8/5冷却时间范围在13～45s。

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635～735MPa，且屈强比≤0.76，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海陆联运的移动压力容器罐体，如铁路罐车，汽车液化气罐车及船用罐式集装箱等行业，具有广阔的应用前景。

本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。

Claims (2)

1.低温冲击性优良的屈服强度≥430MPa压力容器钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.169~0.210%、Si不超过0.23%、Mn：1.75~1.85%、P≤0.015%、S≤0.0010%、Al不超过0.005%、V：0.09~0.099%、Nb：0.04~0.045%，N不超过0.0055% ，其余量为Fe及不可避免的夹杂；且同时满足：2≤Al/N≤4, 2.5≤V/Nb≤9，C+Mn/6+V/5≤0.51%，2≤(Al*27+V/31+Nb*93)/(12*C+14*N)≤3.5、C+Si/30+Mn/20+ V/10 ≤0.31%；在保证强度级别的情况下，其屈强比≤0.76，延伸率≥25%，钢板横向-60℃KV₂≥120J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-65℃，铁素体晶粒度达到12.5~14级，钢中析出物的平均间距在0.006μm~0.018μm；

生产方法：

1）常规进行转炉冶炼并连铸成坯：其间控制钢包脱硫后S≤0.0012%，并进行真空处理；在出钢浇注铸坯中，控制拉坯速度在0.88~1.25mm/min；铸坯在二冷段的压下率在0.287~0.185mm/m，使连铸坯的铁素体晶粒尺寸控制在90~230μm；

2）连铸成坯后对铸坯加热，控制加热温度在1050~1250℃，控制加热速率在7~14min/cm；

3）进行粗轧，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%；

4）进行精轧，控制终轧温度不低于930℃，控制最后一道次的压下率不低于5%；

5）进行水冷，控制冷却速度在2.5℃/s~10℃/s，控制返红温度在560~705℃；

6）进行正火处理，控制正火温度在835～845℃；

7）进行保温，每毫米厚度保温时间按照：钢板厚度t+20～40分钟，钢板厚度t的单位：mm。

2.如权利要求1所述的低温冲击性优良的屈服强度≥430MPa压力容器钢，其特征在于：所述N的重量百分比含量不超过0.0049%。

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