CN114763589A - 一种压力容器用钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种压力容器用钢板，其除了Fe和不可避免的杂质元素以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.180～0.230％、Si：0.25～1.00％、Mn：1.65～1.75％、0＜Ni≤0.45％、V：0.13～0.18％、0＜Al≤0.020％、N：0.0080～0.0180％、0＜Zr≤0.10％；0＜Mg≤0.0005％。相应地，本发明还公开了上述压力容器用钢板的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)加热；(3)控制轧制：控制开轧温度不低于1090℃，控制最后三道次累计压下率不低于40％；控制终轧温度不低于935℃，最后一道次压下率≥7％；(4)水冷；(5)正火：正火温度为870～940℃，保温时间为(20～40min)+t×1min/mm，其中t表示板厚，其单位参量为mm。

Description

一种压力容器用钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种钢板及其制造方法。

背景技术

低屈强比高韧性压力容器钢板常用于低温、受冲击载荷环境中，该类钢板能够用于制造在极端环境下工作的工业装置：如铁道罐车、海洋船舶用罐式集装箱、极低汽车罐车、球罐等。这些工业装置均需要在保证材料强度的同时保证其在服役环境下的低温韧性。

在现有技术中，虽然已经存在有低屈强比高韧性压力容器钢板，但是其难以达到极端环境下低温的使用要求。

例如：公开号为CN102719737B，公开日为2013年9月18日，名称为“屈服强度460MPa级正火高强韧钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种屈服强度460MPa级正火高强韧钢板，其采用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，难以达到在极端环境下低温的使用要求。

又例如：公开号为CN107099746A，公开日为2017年8月29日，名称为“一种正火型压力容器用高强度低合金钢板及其生产方法”的中国专利文献公开了一种高强度低合金钢板，其采用V-Nb-N合金设计，钢中并没有对脱氧使用的AL做限定，就容易在炼钢过程中，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，同样难以达到该发明钢的低温使用要求。

再例如：公开号为CN103233160A，公开日为2013年8月7日，名称为“一种屈服强度460MPa级正火容器钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种正火容器钢，其采用了Nb-Ti的合金设计，钢中并没有限定N元素的含量，就容易在炼钢过程中，容易在钢水凝固时形成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，再者，钢中Al含量高，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，上述两方面因素都会损害该钢的低温韧性，难以达到在极端环境下的低温使用要求。

基于此，为了解决现有技术中钢种存在的问题，本发明期望获得一种以V微合金化为主要微合金的低合金高强度高韧性钢，其不仅具有较高的强度和合适的屈强比，同时还具有良好的低温韧性和焊接接头低温韧性。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种压力容器用钢板，该钢板是一种V-Ni-N合金系的具有良好的低温高韧性压力容器用钢板，该钢板的屈服强度≥480MPa，抗拉强度640～740MPa，屈强比≤0.85，延伸率≥21％，横向-60℃KV₂≥80J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-70℃，其不仅能够解决钢板的高强度和低温韧性的不匹配问题，还可以将钢材生成的有害夹杂变为细微尺寸夹杂，以获得良好的低温韧性和焊接接头低温韧性。

此外，本发明从钢种应用的角度出发，对钢板的屈强比也做了精确的设计，从而保证压力容器用钢板具有合适的屈强比，以大大提高压力容器的安全性。

为了实现上述目的，本发明提供了一种压力容器用钢板，其除了Fe和不可避免的杂质元素以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.180～0.230％、Si：0.25～1.00％、Mn：1.65～1.75％、0＜Ni≤0.45％、V：0.13～0.18％、0＜Al≤0.020％、N：0.0080～0.0180％、0＜Zr≤0.10％；0＜Mg≤0.0005％。

进一步地，在本发明所述的压力容器用钢板中，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.180～0.230％、Si：0.25～1.00％、Mn：1.65～1.75％、0＜Ni≤0.45％、V：0.13～0.18％、0＜Al≤0.020％、N：0.0080～0.0180％、0＜Zr≤0.10％；0＜Mg≤0.0005％；余量为Fe和不可避免的杂质元素。

在本发明所述的技术方案中，本发明通过采用V-N合金体系设计了一种新的钢种，一方面利用了VN微合金化的强韧性作用，提高了V微合金的作用，另一方面通过添加适量的Ni可降低VN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。

在本发明所述的压力容器用钢板中，各化学元素的设计原理如下所述：

C：在本发明所述的压力容器用钢板中，C是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，随着钢中C元素含量的增加，钢种中Fe₃C增加，淬硬性也增加，钢的屈服强度和抗拉强度会提高，而延伸率缺口冲击韧性会下降。其中，钢中的C元素含量每增加0.1％，抗拉强度大约提高90MPa，屈服强度大约提高40-50MPa。但需要注意的是，随着钢中的C元素含量增加，钢材的延伸率和冲击韧性会随之下降，尤其是低温韧性下降的幅度更大。而且，当焊接C元素含量较高的钢材时，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。因此，考虑到本技术方案中C元素对压力容器用钢板性能的影响，为了实现在提高钢材强度的同时，又适合生产操作，在本发明所述的压力容器用钢板中，将C的质量百分比控制在0.180～0.230％之间。

Si：在本发明所述的压力容器用钢板中，Si元素能够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。需要说明的是，当钢中Si元素含量由0.25％增至1.00％时，钢的强度基本不变或稍有增加，而钢材的韧性会有较大的提高。适当地提高钢中Si元素的含量，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。因此，在本发明所述的压力容器用钢板中，将Si元素的质量百分比控制在0.25～1.00％之间。

Mn：在本发明所述的压力容器用钢板中，Mn元素对提高低碳和中碳珠光体钢的强度有显著的作用。钢中加入1％的Mn元素可提高钢材抗拉强度100MPa。一般说来，控制钢中的Mn元素含量在1.75％以下有利于提高焊缝金属的韧性，因此在低碳高强度钢中，Mn元素的含量最高可达1.75％。此外，Mn元素还能提高Nb、V等在钢中的溶解度。基于此，在本发明所述的压力容器用钢板中，将Mn元素的质量百分比控制在1.65～1.75％之间。

Ni：在本发明所述的压力容器用钢板中，Ni元素具有一定的强化作用。钢中加入1％的Ni可提高钢材强度约20MPa，Ni能显著地改善钢材的韧性，特别是低温韧性，钢中加入适量的Ni元素还可以有效提高基材和焊接热影响区的低温韧性。但需要注意的是，钢中Ni元素含量不宜过高，当钢中Ni元素含量过高时，会造成轧制时钢板氧化铁皮难以脱落且增加生产成本。因此，在本发明所述的压力容器用钢板中，将Ni的质量百分比控制为0＜Ni≤0.45％。

V：在本发明所述的压力容器用钢板中，V是强烈的碳氮化物形成元素，其可以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元素不仅能够促进珠光体的形成，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V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。N在铁素体中的溶解度比碳高，在V(C,N)析出前，钢中所有的N通常都溶解在铁素体汇总，而C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N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。需要说明的是，钢中添加V元素可以大大提高钢的强度。但钢中V元素含量不宜过高，V元素含量过高时，析出物数量增加，尺寸增大，从而会导致钢的韧性降低。此外，向钢中加入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。综合考虑V元素在钢中所起到的各种强韧化作用，在本发明所述的压力容器用钢板中，将V的质量百分比控制在0.13～0.18％之间。

Al：在本发明所述的压力容器用钢板中，Al在炼钢工艺中可以作为脱氧平衡元素加入到钢中。在精炼后期，若继续加入Al元素，就会在钢水中形成大尺寸链状的氧化铝类夹杂，严重损害成品钢板的低温韧性，且精炼后期加入Al，会在钢中形成大量的AlN，AlN在钢水浇铸形成连铸坯时析出，容易在连铸坯冷却的800～950℃范围内析出，降低连铸坯的热塑性，容易在铸坯表面或角部形成角部裂纹或晶间裂纹。因此，在本发明所述的压力容器用钢板中，将Al元素的质量百分比控制为0＜Al≤0.020％。

N：在本发明所述的压力容器用钢板中，向钒微合金钢中添加N元素可提高钢的屈服强度，钢中的N元素主要与V元素形成钒的碳氮化物。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，从而抑制奥氏体晶粒的长大，起到细化铁素体晶粒的作用。需要说明的是，当钢中N元素含量＞0.0180％时，钢中会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。因此，为保证钢板及焊接接头的强韧性，在本发明所述的压力容器用钢板中，将N的质量百分比控制在0.0080～0.0180％之间。

Zr：在本发明所述的压力容器用钢板中，Zr在炼钢工艺过程中是强有力的脱氧的元素。Zr元素能细化钢的奥氏体晶粒，它和硫可以化合生成硫化锆，因此能防止钢的热脆性。此外，Zr还有降低纲的应变时效现象和提高钢的低温韧性等等优点。但由于Zr在钢中的溶解度很小，且价格高昂，因此很少在一般钢中应用，而多用于特殊用途。因此，综合考虑生产成本以及Zr在钢中所起的有益效果，在本发明所述的压力容器用钢板中，将Zr的质量百分比控制为0＜Zr≤0.10％。

Mg：在本发明所述的压力容器用钢板中，Mg元素可以在钢中与氧发生反应，从而形成几十到几百纳米的MgO颗粒。MgO颗粒可以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就可以制得高性能钢材的目的。此外，需要注意的是，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，难于再提高钢水中Mg的浓度。因此，在本发明所述的压力容器用钢板中，将Mg元素的质量百分比控制为0＜Mg≤0.0005％。

进一步地，在本发明所述的压力容器用钢板中，各化学元素满足下述各公式的至少其中之一：

0.70≤Al/N≤1.65；

0≤Al/27+V/31≤159N/14；

[Mg][S]^0.30≤2.5×10^-4，式中的元素代入该元素百分号前的数值。

在本发明上述的技术方案中，本发明所述的压力容器用钢板在控制钢中单一化学元素质量百分含量的同时，还可以控制0.70≤Al/N≤1.65和/或0≤Al/27+V/31≤159N/14和/或[Mg][S]^0.30≤2.5×10^-4，其中上述元素均代入该元素质量百分含量百分号前的数值。

需要说明的是，在细晶粒钢中通常用铝进行脱氧，限定Al/N比例以及V+Al和N的比例关系，主要是为了保证钢中的Al主要以脱氧元素存在。在高氮钢中，限定0.70≤Al/N≤1.65，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，钢中不形成自由氮。

采用0.70≤Al/N≤1.65，0≤Al/27+V/31≤159N/14的限定关系，主要作用还在于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，从而达到低屈强比和高强韧的目标。

相应地，本发明所述的压力容器用钢板在控制钢中单一化学元素质量百分含量的同时，还可以控制压力容器用钢板中的元素满足[Mg][S]^0.30≤2.5×10^-4这一限定关系，其主要作用是保证Mg元素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，从而减小夹杂物尺寸，提高钢的宏观力学性能。

进一步地，在本发明所述的压力容器用钢板中，在不可避免的杂质元素中，P≤0.012％；并且/或者S≤0.004％。

在上述技术方案中，P、S均是本发明所述的压力容器用钢板中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低压力容器用钢板中杂质元素的含量。

只有冶炼纯净钢，才能保证本发明钢的性能，因此必须将钢中的P、S含量控制在较低的范围。基于此，在本发明所述压力容器用钢板中，可以控制P元素含量为P≤0.012％，控制S元素含量为S≤0.004％。

进一步地，在本发明所述的压力容器用钢板中，其微观组织的基体为铁素体+珠光体，并且带状组织级别为0。

进一步地，在本发明所述的压力容器用钢板中，所述铁素体晶粒度达到10.5～13.5级。

进一步地，在本发明所述的压力容器用钢板中，其微观组织中具有随机分布在基体上的V(CN)析出物，析出物的平均间距在0.014μm～0.020μm。

进一步地，在本发明所述的压力容器用钢板中，其具有微米和/或纳米数量级的微细化夹杂物。

进一步地，在本发明所述的压力容器用钢板中，所述微细化夹杂物包括下述各项的至少其中之一：ZrO、MgO、MgS、ZrS、MgO、Al₂O₃、MnS、SiO₂。

进一步地，在本发明所述的压力容器用钢板中，其性能满足下列各项的至少其中一项：屈服强度≥480MPa，抗拉强度≥700MPa，屈强比≤0.85，延伸率≥21％，横向-60℃KV₂≥80J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-70℃。

相应地，本发明的另一目的在于提供本发明上述压力容器用钢板的制造方法，该制造方法工艺简单，成本较低，采用该制造方法所获得的压力容器用钢板，不仅具有较高的强度和合适的屈强比，同时还具有良好的低温韧性和焊接接头低温韧性。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的压力容器用钢板的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼和铸造；

(2)加热；

(3)控制轧制：控制开轧温度不低于1090℃，控制最后三道次累计压下率不低于40％；控制终轧温度不低于935℃，最后一道次压下率≥7％；

(4)水冷；

(5)正火：正火温度为870～940℃，保温时间为(20～40min)+t×1min/mm，其中t表示板厚，其单位参量为mm。

在上述技术方案中，在步骤(3)中，可以采用再结晶控制轧制技术进行轧制，即控制精轧终轧温度不低于935℃，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。

相应地，在奥氏体向铁素体转变时，采用水冷可以保证相变后的铁素体晶粒细化，并在水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。需要说明的是，水冷后的正火保温具有调节析出强化大小，提高材料韧性的作用。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，连铸坯采用动态重压下和动态轻压下相结合的工艺，其中动态重压下采用5.5％～7.0％的应变量，动态轻压下采用1.5～3.0％的应变量，经连铸成坯后，连铸坯的铁素体晶粒尺寸范围控制在85～235μm之间。

在上述步骤(1)中，在冶炼炼钢过程中需要添加适量的Mg和Zr元素。其中，Mg可以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，这种异质核心微细且弥散；相应地，Zr元素也和氧形成亚微米级别的氧化锆，且与钢中的S形成ZrS,细小的Zr₂O₃和Al₂O₃、MnS能够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就可以制得高性能钢材的目的。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，控制加热温度为1070～1260℃，控制加热速率为6.5～15.5min/cm。

在上述步骤(2)中，采用中低温加热制度，控制加热温度在1070～1260℃之间，不仅可以实现节能降耗，还可以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。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，控制冷速为3.0℃/s～11℃/s；水冷后返红温度控制在570～695℃。

更进一步地，可以控制冷速为3.0℃/s～6℃/s。

本发明所述的压力容器用钢板及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：

本发明所述的压力容器用钢板是一种V-N合金体系的具有低温高强度高韧性的压力容器用钢板，该钢板的屈服强度≥480MPa，抗拉强度640～740MPa，屈强比≤0.85，延伸率≥21％，横向-60℃KV₂≥80J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-70℃，其可以有效满足在极端环境下工作的压力容器装置用钢要求。

相应的，采用本发明所述的压力容器用钢板的制造方法可以有效制得本发明上述的压力容器用钢板，其不仅具有较高的强度和合适的屈强比，同时还具有良好的低温韧性和焊接接头低温韧性，具有十分重要的现实意义。

附图说明

图1为实施例1的压力容器用钢板的金相组织图。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例和说明书附图对本发明所述的压力容器用钢板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-7和对比例1-6

本发明所述实施例1-7的压力容器用钢板均采用以下步骤制得：

(1)按照表1-1和表1-2所示的化学成分进行冶炼和铸造：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，并控制连铸二冷水区铸坯的动态轻压下量为0.5～2％，然后采用累计重压下参数控制连铸坯，其压下量≥7％，连铸坯的铁素体晶粒尺寸范围控制在90～230μm范围内。

(2)加热：加热温度为1070～1260℃，控制加热速率为6.5～15.5min/cm。

(3)控制轧制：控制开轧温度不低于1090℃，控制最后三道次累计压下率不低于40％；控制终轧温度不低于935℃，最后一道次压下率≥7％。

(4)水冷：控制冷速为3.0℃/s～11℃/s；水冷后返红温度控制在570～695℃。

(5)正火：正火温度为870～940℃，保温时间为(20～40min)+t×1min/mm，其中t表示板厚，其单位参量为mm。

需要说明的是，实施例1-7的压力容器用钢板的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明设计规范要求。而对比例1-6的对比钢板采用的是现有技术中的几类钢种，其的化学成分设计以及相关工艺中均不满足本发明设计要求。

表1-1和表1-2列出了实施例1-7的压力容器用钢板和对比例1-6的对比钢板的各化学元素的质量百分配比。

表1-1.(wt％，余量为Fe和除P、S以外其他不可避免的杂质)

表1-2.

编号	Al/N	Al/27+V/31	159N/14	[Mg][S]<sup>0.30</sup>
					实施例1	1.6071	0.00534	0.1272	6.19968×10<sup>-5</sup>
实施例2	0.8235	0.00452	0.0965	4.40624×10<sup>-5</sup>
					实施例3	7.5	0.00778	0.1136	4.90111×10<sup>-5</sup>
实施例4	1.1765	0.00569	0.0965	6.04284×10<sup>-5</sup>
					实施例5	0.8333	0.00630	0.2044	6.29463×10<sup>-5</sup>
实施例6	0.7742	0.00490	0.1760	6.97464×10<sup>-5</sup>
					实施例7	0.8721	0.00570	0.0977	7.25106×10<sup>-5</sup>
对比例1	0.75	0.00636	0.2271	—
					对比例2	1.33	0.00622	0.1704	—
对比例3	—	—	0.3066	—
					对比例4	—	—	—	—
对比例5	2.76	0.00471	0.1647	—
					对比例6	—	—	0.2385	—

注：上表中，Al/N、Al/27+V/31、159N/14和[Mg][S]^0.30这四个式子，式中的元素均代入该元素百分号前的数值。

表2-1和表2-2列出了实施例1-7的压力容器用钢板和对比例1-6的对比钢板的具体工艺参数。

表2-1.

表2-2.

在完成上述工艺步骤(1)中的冶炼和铸造，可以将实施例1-7耐海洋大气腐蚀的容器罐箱用钢板所得到的连铸坯分别取样观察。

通过对实施例1-7经步骤(1)所得的连铸坯观察可知，在实施例1-7的实施方式中，连铸坯的铁素体晶粒尺寸范围均控制在85～235μm的范围内。

将通过上述工艺步骤得到的成品实施例1-7的压力容器用钢板和对比例1-6的对比钢板分别取样，并进行观察和力学性能检测，将所得的观察结果和力学性能检测结果列于表3中。

相关性能检测手段如下所述：

(1)拉伸性能测试：在室温20℃条件下，控制应变速率为0.0067s^-1，根据GB228.1《金属材料拉伸试验第1部分：室温实验方法》测试屈服强度、抗拉强度和延伸率数值，分析结果见表3。

(2)冲击性能测试：在低温模拟环境-40℃和-60℃的条件下，根据GB/T 229《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》测试横向冲击性能KV₂数值，分析结果见表3。

(3)析出相分析：根据YB/T 4676-2018《钢中析出相的分析透射电子显微镜法》对钢中的析出物间距进行分析，分析结果见表3。

表3列出了实施例1-7的压力容器用钢板和对比例1-6对比钢板的观察结果和力学性能检测结果。

表3.

如表3所示，通过对成品实施例1-7压力容器用钢板的微观组织观察可知，实施例1-7的压力容器用钢板微观组织的基体均为铁素体+珠光体，且铁素体晶粒度达到10.5～13.5级。实施例1-7的压力容器用钢板的微观组织的带状组织级别为0，且微观组织中具有随机分布在基体上的V(CN)析出物，析出物的平均间距在0.014μm～0.020μm之间。

相应地，为了说明本发明所述实施例1-7的压力容器用钢板具有良好的焊接接头力学性能，再对本发明实施例1-7的钢和对比例1-6的对比钢分别进行焊接工艺试验，将所得试验结果列于表4中。

相关焊接工艺试验条件如下所述：控制焊接线能量为10～30kJ/cm，焊接熔池的温度从800度降到500的时间t_8/5冷却时间范围在9～30s之间。

表4列出了实施例1-7的压力容器用钢板和对比例1-6对比钢板焊接接头力学性能。

表4.

此外，测试完各实施例和对比例的焊接接头力学性能后，本发明还需对实施例1-7的压力容器用钢板和对比例1-8对比钢板中的夹杂物进行检测，并将所得试验检测结果列于表5中。

相关检测方法如下所述：

采用GB/T 30834《钢中非金属夹杂物的评定和统计扫描电镜法》对钢中的夹杂物种类、数量及夹杂物尺寸进行分析统计，实验分析结果如表5所示。

表5.

结合表3、表4和表5可以看出，相较于对比例1-6的对比钢板，实施例1-7的压力容器用钢板的综合性能明显更优。本发明所述实施例1-7的压力容器用钢板不仅具有较高的强度和合适的屈强比，同时还具有良好的低温韧性和焊接接头低温韧性。实施例1-7的压力容器用钢板的屈服强度均≥480MPa，抗拉强度均在≥700MPa之间，屈强比均≤0.85，延伸率均≥21％，横向-60℃KV₂均≥80J，焊接热影响区NDTT转变温度均≤-70℃。

此外，通过上述表5可以看出，在本发明实施例1-7的压力容器用钢板中，还具有微米和/或纳米数量级的微细化夹杂物，其中夹杂物可以包括：ZrO、MgO、MgS、ZrS、MgO、Al₂O₃、MnS和SiO₂的至少其中之一。

图1为实施例1的压力容器用钢板的金相组织图。

如图1所示，在本实施方式中，实施例1压力容器用钢板的金相组织为铁素体+珠光体，其铁素体晶粒度为13-14级。

综上所述可以看出，本发明所述的压力容器用钢板性能优异，其具有十分广阔的应用前景，其可以有效泛应用于卡车框架、装卸斗、起重机吊臂、铁路车辆，如铁道车辆、海洋平台、极低地桩或地基、球罐等行业中。

需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (14)

1.一种压力容器用钢板，其特征在于，其除了Fe和不可避免的杂质元素以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.180～0.230％、Si：0.25～1.00％、Mn：1.65～1.75％、0＜Ni≤0.45％、V：0.13～0.18％、0＜Al≤0.020％、N：0.0080～0.0180％、0＜Zr≤0.10％；0＜Mg≤0.0005％。

2.如权利要求1所述的压力容器用钢板，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.180～0.230％、Si：0.25～1.00％、Mn：1.65～1.75％、0＜Ni≤0.45％、V：0.13～0.18％、0＜Al≤0.020％、N：0.0080～0.0180％、0＜Zr≤0.10％；0＜Mg≤0.0005％；余量为Fe和不可避免的杂质元素。

3.如权利要求1或2所述的压力容器用钢板，其特征在于，各化学元素满足下述各公式的至少其中之一：

0.70≤Al/N≤1.65；

0≤Al/27+V/31≤159N/14；

[Mg][S]^0.30≤2.5×10^-4。

4.如权利要求1或2所述的压力容器用钢板，其特征在于，在不可避免的杂质元素中，P≤0.012％；并且/或者S≤0.004％。

5.如权利要求1或2所述的压力容器用钢板，其特征在于，其微观组织的基体为铁素体+珠光体，并且带状组织级别为0。

6.如权利要求5所述的压力容器用钢板，其特征在于，所述铁素体晶粒度达到10.5～13.5级。

7.如权利要求5所述的压力容器用钢板，其特征在于，其微观组织中具有随机分布在基体上的V(CN)析出物，析出物的平均间距在0.014μm～0.020μm。

8.如权利要求1或2所述的压力容器用钢板，其特征在于，其具有微米和/或纳米数量级的微细化夹杂物。

9.如权利要求8所述的压力容器用钢板，其特征在于，所述微细化夹杂物包括下述各项的至少其中之一：ZrO、MgO、MgS、ZrS、MgO、Al₂O₃、MnS、SiO₂。

10.如权利要求1或2所述的压力容器用钢板，其特征在于，其性能满足下列各项的至少其中一项：屈服强度≥480MPa，抗拉强度≥700MPa，屈强比≤0.85，延伸率≥21％，横向-60℃KV₂≥80J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-70℃。

11.如权利要求1-10中任意一项所述的压力容器用钢板的制造方法，其特征在于，其包括步骤：

(1)冶炼和铸造；

(2)加热；

(3)控制轧制：控制开轧温度不低于1090℃，控制最后三道次累计压下率不低于40％；控制终轧温度不低于935℃，最后一道次压下率≥7％；

(4)水冷；

(5)正火：正火温度为870～940℃，保温时间为(20～40min)+t×1min/mm，其中t表示板厚，其单位参量为mm。

12.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(1)中，连铸坯采用动态重压下和动态轻压下相结合的工艺，其中动态重压下采用5.5％～7.0％的应变量，动态轻压下采用1.5～3.0％的应变量，经连铸成坯后，连铸坯的铁素体晶粒尺寸范围控制在85～235μm之间。

13.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，控制加热温度为1070～1260℃，控制加热速率为6.5～15.5min/cm。

14.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，控制冷速为3.0℃/s～11℃/s；水冷后返红温度控制在570～695℃。

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