具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板及其制造方法

摘要

本发明公开了一种具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压力容器钢板，该钢板的化学成分重量百分比为C：0.10～0.22％、Si≤0.40％、Mn：1.10～1.74％、P≤0.015％、S≤0.010％、Ni≤0.40％、V≤0.18％、N：0.0070～0.0190％、Als：0～0.025％和Ti：0～0.018％；其余为Fe及不可避免的夹杂；同时满足：3.5≤(V+Ti)/N≤15，Ti/(3.5N)≤C+V+2Ti≤5V/(C+V)。本发明制作的钢板不仅屈服强度≥460MPa，抗拉强度630～740MPa，延伸率≥25％，屈强比≤0.80，并具有良好焊接性能，且生产成本较低。

说明书

技术领域

本发明涉及低合金钢制造领域，具体地指一种具有良好的-50℃ 低温韧性正火型高强度压力容器钢板及其制造方法。

背景技术

随着我国经济快速发展，对压力容器的需求呈现出高参数方向发 展的趋势，这些压力容器具有两个方面的特征之一：

1)先进技术和工艺的使用、原料的多样化和劣化，使压力容器 服役条件极端化，表现为更高的压力、更低的温度；

2)为提高经济效益，促使极端尺寸的压力容器出现，表现为更 大直径、更薄壁厚、更大的长度或高度。

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 2～3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比。 屈服强度提高一倍，则钢的重量可以降低50％。如果把安全系数考虑 在内，可以认为低合金高强度钢的强度是碳素钢的两倍，所以重量至 少可将25％。这种高强替代普通碳素钢的方法对生产这和用户都用经 济上的吸引力，一方面生产厂因节约成本而产生与减重成正比的收益 关系而更青睐带有附加值的微合金钢，而对用户来说，用高强微合金 化钢替代不同碳素钢，可降低生产成品的材料费用。

目前的屈服强度不小于460MPa，抗拉强度不小于630MPa，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，这是因为TMCP+回火及离线 淬火+回火工艺生产的低合金高强度钢普遍存在屈强比＞0.85的现 象，无法满足该类钢的设计要求，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，无法满足压 力容器低温断裂韧性的要求。

普通的低合金正火压力容器钢的含碳量虽然不高，但是合金元素 的含量较多，这类钢的淬硬倾向比热轧钢要大些，焊接冷裂纹比碳素 钢敏感，一般钢材随着强度级别的提高焊接冷裂纹敏感性增大。低合 金正火钢焊接接头的热影响区中的过热区是焊接接头的薄弱区。低合 金正火钢焊接时，当热输入量较大时，会使氮化钛、碳化钛等难熔质 点溶入奥氏体，不仅会使热影响区的过热区晶粒长大严重，还会在过 热区出现上贝氏体，M-A组元等，再加上粗晶区金属碳、氮固溶量 增多，从而使过热区脆化、时效敏感性增大、焊接接头的韧性下降。 但是本发明钢的焊接解决了不同低合金正火压力容器钢的焊接性能、 特别是焊接接头的薄弱区。

公开号为CN 95104993.3的中国发明专利公开了一种大型球罐 钢成份及热处理方法，屈服强度≥460MPa级的大型球罐钢的化学成 分、制造方法及性能，其存在的不足是添加了过多的Cu、Nb等贵重 合金元素，使生产成本增加，并未提及其焊接性能情况,且未见其对 成品钢板金相组织的介绍。

公开号为CN103233160A的中国发明专利公开了一种屈服强度 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,比本发明钢种的强度级别低，且其未提及该钢的实际焊接性 及焊接性能，且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。

申请号为200710113574.X的中国发明专利公开了一种低温压力 容器用钢板及其生产方法，并未提及该发明钢的焊接性能。

申请号为CN201010200825.X的中国发明专利公开了一种正火型 高强度压力容器钢的制造方法，抗拉强度级别570MPa，且未提及该 发明钢的焊接性能。

发明内容

本发明所要解决的技术问题就是提供一种具有良好的-50℃低温 韧性正火型高强度压力容器钢板及其制造方法。该钢板的屈服强度≥ 460MPa，抗拉强度630～740MPa，延伸率≥25％，屈强比≤0.80，并 具有良好焊接性能。

为解决上述技术问题，本发明提供的一种具有良好的-50℃低温 韧性正火型高强度压力容器钢板，该钢板的化学成分重量百分比为 C：0.10～0.22％、Si≤0.40％、Mn：1.10～1.74％、P≤0.015％、S≤0.010％、 Ni≤0.40％、V≤0.18％、N：0.0070～0.0190％、Al_s：0～0.025％和Ti： 0～0.018％；其余为Fe及不可避免的夹杂；同时满足：3.5≤(V+Ti) /N≤15，Ti/(3.5N)≤C+V+2Ti≤5V/(C+V)。

进一步地，该钢板的化学成分重量百分比为C：0.15～0.22％、Si： 0.10～0.40％、Mn：1.50～1.74％、P≤0.015％、S≤0.010％、Ni： 0.10～0.40％、V：0.08～0.18％、N：0.090～0.0190％、Al_s：0～0.025％和 Ti：0～0.018％；其余为Fe及不可避免的夹杂。

再进一步地，该钢板的化学成分重量百分比为C：0.15～0.18％、 Si：0.10～0.30％、Mn：1.50～1.74％、P≤0.010％、S≤0.003％、Ni： 0.10～0.40％、V：0.09～0.16％、N：0.090～0.0160％；其余为Fe及不可 避免的夹杂，

再进一步地，所述钢板的化学成分重量百分比为C：0.17％、Si： 0.20％、Mn：1.52％、P：0.012％、S：0.003％、Ni：0.22％、V：0.16％、 N：0.0110％；其余为Fe及不可避免的夹杂。则钢板的力学性能可 实现最佳综合力学性能。

再进一步地，所述钢板力学性能：屈服强度≥460MPa，抗拉强 度630～740MPa，屈强比≤0.80，延伸率≥25％，钢板横向-50℃KV₂≥190J，焊接热影响区-50℃KV₂≥150J，金相组织为铁素体+珠光体， 铁素体晶粒度达到10～13级

本发明还提供了一种具有良好的-50℃低温韧性正火型高强度压 力容器钢板，包括以下步骤

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，经连铸成 坯后，对铸坯加热，控制加热温度在1100～1230℃，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850℃；

3)采用正火工艺进行热处理，控制正火温度在860～940℃，并 保温，保温时间：30～40min+以毫米为单位的板厚×1分钟/mm。

本发明的主要元素的作用有如下特征：

C：0.15～0.22％，

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，钢种Fe₃C增加，淬硬性也增加，钢的屈服强度和抗拉强度回提 高，二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0.22％ 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：0.10～0.40％，

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，一面降 低钢的韧性和焊接性。

Mn：1.50～1.74％，

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1.50-1.70％以内。

P≤0.015％、S≤0.010％，

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。

Ni：0.10～0.40％，

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，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：0.08～0.18％，

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(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上 限为0.18％。

N：0.090～0.0190％，

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。

本发明中还含有Al_s、Ti中的一种或两种以上：

本发明的Al_s含量选择在0～0.025％以下，Al_s在炼钢时，作为脱 氧定氧剂，并且细化晶粒。但是在炼钢时作为脱氧剂时若用量过多， 将使钢中产生反常组织，并给冶炼和浇铸等方面带来若干困难。

本发明的Ti含量选择在0.008～0.018％以下，Ti是一种强烈的碳 化物和氮化物形成元素，它能明显地提高钢的室温强度和高温强 度，由于Ti能起细化晶粒的作用，故也能提高钢的韧性。适量的Ti 能提高焊缝金属的韧性，但过量的Ti又会在钢中形成夹杂。在低合 金高强钢中从提高焊缝金属的韧性考虑，加入0.008～0.018％的Ti较 为合适，利用Ti形成的第二相质点TiN、Ti(CN)等阻止焊接热影 响区粗晶区的晶粒长大，保证焊接接头具有良好的低温韧性。

本发明的有益效果在于：

本发明制作的钢板不仅屈服强度≥460MPa，抗拉强度 630～740MPa，延伸率≥25％，屈强比≤0.80，并具有良好焊接性 能，且生产成本较低。钢中的VN微合金化方式采用炼钢添加钒铁 合金并通过钢水吹氮，达到增氮和VN微合金化的目的，与钢水中 添加钒氮中间合金或增氮中间合金，成本明显降低。以往的低合金 钢中，钢中添加氮会在钢中形成自由氮，引起钢的脆性，影响低温 冲击韧性。而本专利则克服了钢中氮形成自由氮，而与钢中钒结合 形成钒氮化合金，既起到微合金化的目的，也起到了钒氮微合金强 化作用，在钢板的焊接过程中，钢中的氮元素仍与钒元素具有较强 的结合力，不在焊接接头部位形成自由氮，损害焊接接头性能。

附图说明

图1为本发明的金相组织图，其金相组织为铁素体+珠光体，铁 素体晶粒度为11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，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：30～40min+以毫米为单位的板厚×1分钟/mm。

表1 本发明各实施例与对比例化学成分取值(wt,％)

实施例 C Si Mn P S Ni V N Ti Al_sMo Nb Cr 1 0.16 0.26 1.62 0.008 0.006 0.15 0.13 0.0110 0.018 0 0 — — 2 0.15 0.30 1.65 0.011 0.008 0.30 0.11 0.0095 — 0.015 — — — 3 0.18 0.20 1.58 0.008 0.003 0.35 0.14 0.0160 0.015 0.021 — — — 4 0.17 0.20 1.52 0.012 0.003 0.22 0.16 0.0110 0 0 — — — 5 0.20 0.17 1.51 0.010 0.006 0.37 0.09 0.0090 0 0.010 — — — 6 0.16 0.26 1.72 0.010 0.002 0.38 0.12 0.0120 0.012 0.014 0 — — 7 0.19 0.35 1.55 0.008 0.004 0.28 0.10 0.010 0.008 0 — — — 对比例1 0.11 0.31 1.38 0.019 0.004 0.60 0.12 0.0132 — 0.022 0.06 0.029 0.17 对比例2 0.15 0.50 1.40 0.015 0.004 0.25 0.16 0.020 — 0.040 — — — 对比例3 0.18 0.25 1.70 0.005 0.004 0.35 0.18 0.018 — 0.005 — — — 对比例4 0.20 0.20 1.55 0.008 0.003 0.40 0.20 0.018 — 0.025 — — —

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 0.5～35kJ/cm，t_8/5冷却时间范围在8～30s。

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630～740MPa，延伸率≥25％，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。

本发明钢可广泛应用于石油、石化、化工及公路、铁路罐车等行 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。