CN108411196A

CN108411196A - 抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢及生产方法

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Publication number: CN108411196A
Application number: CN201810257351.9A
Authority: CN
Inventors: 刘文斌; 王宪军; 李书瑞; 杨秀利; 战国锋; 陈颜堂; 卜勇
Original assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2018-03-27
Filing date: 2018-03-27
Publication date: 2018-08-17
Anticipated expiration: 2038-03-27
Also published as: CN108411196B

Abstract

抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢，其组分及及wt%为：C：0.10~0.20，Si：0.10~0.50，Mn：1.00~2.00，P≤0.008，S≤0.002，Alt：0.005~0.050，Cu：0.10~0.50，Nb：0.01~0.05，V：0.10~0.20，Ni：0.20~1.00，Ca：0.002~0.008，N：0.010~0.020；生产方法：常规进行铁水预处理及转炉冶炼；经LF炉炉外精炼后进行RH真空处理；出钢并连铸成坯；分段热轧；正火；回火。本发明钢通过成分设计、夹杂物控制、轧制和热处理后，抗拉强度在680~830MPa、‑40℃ KV₂≥47J、屈强比R_eL/R_m≤0.83，钢板厚度在8~30mm；其既满足了更高性能要求的移动式容器的制备要求，还能减轻自重至少在15%。

Description

抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢及生产方法

技术领域

本发明属于低合金高强度钢制造领域，其涉及一种高强度压力容器钢及其生产方法，确切地为一种抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢及生产方法。

背景技术

随着我国能源、石化、化工及城市燃气等工业产业的迅速发展，液化气体汽车罐车以其灵活、方便的特点，在液态（或气液态）燃料和化工原料的输送中起着越来越重要的、不可替代的作用。然而在本发明提出之前，液化气体汽车罐车罐体用钢一直采用强度级别较低的Q345R钢（Rm为510MPa级）Q370R钢（Rm为530MPa级）和Q420R钢（Rm为590MPa级），致使罐体壁厚较厚，造成现有的罐车自重系数大，容重比小，运载效率低的落后状态。虽有涉及正火高强度移动压力容器钢制造领域的同类技术产品，但强度级别偏低，抗拉强度只达到630MPa级。如经检索的：

中国专利申请号为CN201310686042.0的文献，其公开了一种“抗拉强度630MPa级移动式压力容器钢及其生产方法”，所涉及钢具有下列成分及质量百分比C：0.15%~0.20%，Si：0.15%~0.40%，Mn：1.00%~1.70%，Ni：0.10%~0.30%， V：0.02~0.20%，P≤0.015%，S≤0.006%，Cu：0.03~0.30%或者Cr：0.01~0.10%或者Ti：0.008~0.020%一种或者两种以上的混合，其余为Fe和不可避免的杂质。该钢也采用正火热处理工艺进行生产，该文献虽然综合力学性能优秀，但存在强度水平较低，即不到680MPa，并添加了Cr、Ti两种合金元素。

中国专利申请号为CN201010200825的文献，其公开了“一种正火型高强度压力容器钢及其生产方法”，所涉及钢具有下列成分及质量百分比C：0.12%~0.18%，Si：0.15%~0.40%，Mn：1.20%~1.70%，Ni：0.10%~0.40%，Nb:0.01~0.05%，Ti：0.01~0.30%，Als：0.015~0.050%，P≤0.020%，S≤0.015%，同时包含V≤0.20、Cu≤0.07%中的一种或者两种，其余为Fe和不可避免的杂质。该钢采用常规的C、Mn、Ni、Nb合金体系，虽低温韧性水平良好，但强度级别仍然偏低，不能满足要求。

中国专利申请号为201010127855.2的文献，其公开了“一种低屈强比高强度厚板及其制备工艺”。该厚板包含的成分及其重量百分比分别为：C：0.05～0.10%、Si：0.20～0.30%、Mn：1.60～1.80%、Nb：0.05～0.07%、Ni：0.30～0.40%、Cu：0.30～0.40%、Cr：0.15～0.30%、Mo：0.20～0.40%、Ti≤0.02%、Al≤0.045%以及余量的铁和杂质。该制备工艺是在采用上述成分设计的基础上，再采用控轧控冷工艺。其强度虽然达到740MPa级，但由于采用热轧态供货，组织均匀性、冷热加工性和焊接性能均达不到容器钢使用要求。

随着石油化工行业的快速发展，相关液化石油产品的运输需求量逐渐增大，对液化石油气罐车等需求也越来越大。但目前液化石油气罐车所用钢种强度级别偏低，限制了国产液化气体汽车罐车的大型化（高参数）发展。因此，研究开发高强度，压力容器壁厚减薄，自重降低，利用率提高，且抗振动冲击、具有良好的强韧性、低屈强比和焊接性能钢成为急需解决的课题。当采用抗拉强度为680MPa级钢板制造的罐体时，其单重可比Q345R降低33%，比Q370R降低29％，比Q420R降低16%，比SA612降低19%，节能降本效益显著。

因此，研发一种680MPa级正火高强度低屈强比压力容器钢（Rm≥680MPa），可用于大型石油储罐、液化气储罐、钢结构等与能源息息相关的行业和部门，尤其是数量巨大的移动式容器，例如各类液化气罐车、罐式集装箱和铁路罐车。该发明钢是Q370R/Q420R钢的升级产品，是进口欧标P460-630钢的替代产品，符合我国节能减排，低碳环保要求。能够完善我国非调质高强度压力容器钢系列，满足高性能压力容器用钢的市场需求，同时逐步取代进口，直接推动我国的能源装备企业走出去战略。

发明内容

本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种抗拉强度在680~830MPa、-40℃KV₂≥47J、屈强比R_eL/R_m≤0.83，钢板厚度在8~30mm的大型移动式压力容器用钢及生产方法。

实现上述目的的措施：

抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.10~0.20，Si：0.10~0.50，Mn：1.00~2.00，P≤0.008，S≤0.002，Alt：0.005~0.050，Cu：0.10~0.50，Nb：0.01~0.05，V：0.10~0.20，Ni：0.20~1.00，Ca：0.002~0.008，N：0.010~0.020，余量为Fe及不可避免的夹杂；金相组织为铁素体+珠光体组织。

优选地：V的重量百分比含量为0.10~0.17%。

优选地：N的重量百分比含量为0.013~0.018%。

优选地： Ca的重量百分比含量为0.002~0.0065%。

优选地：Ni的重量百分比含量为0.32~0.860%。

生产抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢的方法，其步骤：

1）常规进行铁水预处理及转炉冶炼；

2）经LF炉炉外精炼后进行RH真空处理，并在RH真空炉中添加VN合金，及进行Ca-Si处理；VN合金按照1.8~2.6kg/吨钢一次性加入，Ca-Si线按照0.3~0.8kg/吨钢或喂线速度在30~40m/min进行；真空处理时间不低于18min；

4）出钢并连铸成坯：在加热速率为加热速率为7~14min/cm下将铸坯加热到1200~1300℃；

5）进行分段热轧：其中，控制粗轧开轧温度不低于1100℃，粗轧结束温度不低于1000℃；控制精轧开轧温度不超过980℃，精轧轧终轧温度在800℃~900℃，进行层流冷却，返红温度在600~750℃；

6）进行正火，控制正火温度在850℃~940℃，正火保温时间在30~60min；

7）进行回火，控制回火温度在600~700℃，回火保温时间在50~80min。

优选地：所述返红温在625℃~715℃。

优选地：所述正火温度在875℃~915℃。

优选地：所述回火温度在615~675℃。

本发明中各元素及主要工艺的作用及机理：

C：C是提高钢材强度最有效的元素，随着C含量的增加，钢中Fe₃C增加，淬硬性也增加，钢的抗拉强度和屈服强度提高。但是，增加钢中C含量，会降低钢板焊接性能和低温韧性。因此，参考现有的低合金钢的成分设计方案，本发明钢的C含量应控制在0.10%~0.20%。

Si：Si与碳的亲和力很弱，在钢中不与碳化合，但能溶入铁素体，产生固溶强化作用，使得铁素体的强度和硬度提高，但塑性和韧性却有所下降。当Si含量增大时，会促进岛状马氏体形成，对焊接热影响区韧性有害，可见，Si对强度有一定帮助，但含量不可过高。本发明钢的Si含量控制在0.10%~0.50%范围内可满足要求。

Mn：Mn与碳的亲和力较强，是扩大奥氏体相区、细化晶粒和保证综合性能以及提高淬透性的有效元素，且它并不恶化钢的变形能力，1.00%的Mn约可为抗拉强度贡献100MPa。但Mn元素是一种易偏析的元素，当偏析区Mn、C含量达到一定比例时，在钢材生产和焊接过程中会产生马氏体相，该相会表现出很高的硬度，对设备低温韧性有较大影响。因此，在设计该钢时将Mn含量限制在2.00%以内。考虑到本发明钢的强度范围，因此将Mn控制在1.00%~2.00%。

Alt：Alt是钢中的主要脱氧元素，在奥氏体中的最大溶解度大约0.6%，它溶入奥氏体后仅微弱地增大淬透性。但是当Al含量偏高时，易导致钢中夹杂增多，对钢的韧性不利，同时会降低钢的淬硬性和韧性，提高钢中带状组织级别。因此将钢中Alt含量控制在0.005%~0.050%以内。

V：V是有效提高钢板强度的碳化物形成元素之一，在钢中的效果仅次于Nb、Ti。钢中加入V后将形成V（CN），提高了渗碳体的熔点、硬度和耐磨性。因此，V的含量不能过高，以免降低钢的焊接性能。同时，V在中温时发生弥散强化，对厚钢板心部强度有帮助。因此，设计时将V控制在0.10%~0.20%。优选地V的重量百分比含量为0.10~0.17%。

Nb：Nb是显著提高奥氏体动态再结晶的元素，能够有效细化基体晶粒，在轧制过程中配合大压下量能够显著细化奥氏体晶粒。细化晶粒能够同时提高钢板强度、低温韧性水平。但Nb含量过多会造成第二相粒子尺寸增大，对焊接性能产生影响。因此，在本发明钢种，添加一定量的Nb，控制在0.01~0.05%范围内。

N：N一般来说，有固溶强化和提高淬透性的作用，但不显著。由于氮化物在晶界上析出，能提高晶界高温强度，增加钢的蠕变强度。与钢中其他元素化合，有沉淀硬化作用，在低碳钢中残留氮会导致时效脆性。因此为了保证N与V的联合强化作用，将N含量控制在0.0100%~0.0200%。优选地N的重量百分比含量为0.013~0.018%。

Cu：Cu 在钢中主要起沉淀强化作用，对钢的耐大气腐蚀性能有益，能提高此外还能提高钢材的抗疲劳裂纹扩展能力。但当Cu含量过高时，钢在轧制时易出现网状裂纹。综合考虑Cu对钢板综合力学性能的影响，将Cu含量控制在0.10%~0.50%。

Ni：Ni不会形成碳化物，是扩大γ相、细化晶粒、球化碳化物和保证综合性能以及提高淬透性的有效元素，可细化铁素体晶粒来改善钢的低温韧性，明显降低钢板和焊接接头的低温韧脆转变温度。但Ni含量太高就会增加炼钢成本，并且造成氧化铁皮难以脱落。因此，本发明钢将Ni含量设定在0.20%~1.00%以内。优选地Ni的重量百分比含量为0.32~0.860%。

Ca：Ca是钢进行Ca-Si处理时增加的元素，其含量不高时元素本身对钢板性能无明显影响，但经过Ca-Si处理后，钢中夹杂物相貌发生变化，尺寸降低，球化率提高，有利于提高钢的低温韧性水平。但考虑到Ca-Si处理后钢中杂质元素增加，因此，加入量不宜过大，该钢将处理后Ca含量控制在0.002%~0.008%。优选地Ca的重量百分比含量为0.002~0.0065%。

P：P在钢中固溶强化和冷作硬化作用强，作为合金元素加入低合金结构钢中，能提高其强度和钢的耐大气腐蚀性能，但降低其冷冲压性能。磷溶于铁素体，虽然能提高钢的强度和硬度，最大的害处是偏析严重，增加回火脆性，显著降低钢的塑性和韧性，致使钢在冷加工时容易脆裂，也即所谓“冷脆”现象。磷对焊接性也有不良影响。磷在发明钢中是有害元素，应严加控制。

S：S对钢的应力腐蚀开裂稳定性有害。随着硫含量的增加，钢的稳定性急剧恶化。硫化物夹杂物是氢的积聚点，使金属形成有缺陷的组织。同时，硫也是吸附氢的促进剂。因此，对于该钢应将P控制在0.010%以内，S控制在0.002%以内。

本发明之所以在RH炉添加VN合金，确保V含量达到目标值，同时严格控制钢水中N的含量，如果N含量偏低，还需要进行吹氮补充。该工艺实施难度小，同时VN比例控制准确度高。在RH添加VN合金和进行Ca-Si处理（对夹杂物进行变性，能够有效降低夹杂物尺寸，改变夹杂物的形状，有利于降低钢的带状级别，提高钢板低温性能和各项异性。），由于VN合金化和Ca-Si处理处于冶炼末期，N含量和Ca-Si损耗小，收得率高。同时，Ca-Si处理时，大部分夹杂物已经去除，残余的夹杂物与Ca-Si反应，形成的夹杂物尺寸更小，能够提高处理效果。同时，真空处理时间较长（真空处理时间不小于18min），可较好的降低钢中杂质、气体含量。

本发明之所以按低合金钢工艺进行轧制。轧制前铸坯加热温度为1200~1300℃，加热速率为8~15min/cm，确保铸坯温度均匀钢。粗轧时，根据成品钢板厚度，控制本阶段轧制结束时中间坯的厚度。精轧时，待温避开奥氏体部分再结晶区温度后，开始奥氏体未再结晶区控制轧制。此时，未再结晶区的轧制有足够的压缩比，使得变形奥氏体中产生高畸变的变形积累，形成大量形变带和高密度位错。精轧终轧后，形变位错将发生回复和多边形化，从而细化组织，提高钢板的强度和韧性。轧制时，要考虑钢的临界点温度，避免出现混晶现象。

由于该钢要在低温介质下长期使用，且对钢的低温韧性要求较高，所以针对该钢的特点设计热处理工艺为正火+回火。正火+回火后该钢的组织是一种较稳定的铁素体+珠光体组织，钢中不会出现对低温韧性有较大影响的马氏体组织。正火温度设计为850~940℃，是为了让钢充分奥氏体化，获得稳定的组织。回火温度设计为600~700℃，是为了让钢中合金元素V、Cu充分析出，提高钢板心部性能，同时减少钢种的组织偏析。同时，在回火过程中，碳化物的偏聚得到改善，降低了晶界脆性，提高了低温韧性。

本发明钢具有如下优点：

在成分设计上采用低碳和低合金，添加一定量的Mn、Ni、Cu、Nb、V、N等，严格控制P、S含量，并进行Ca-Si处理，使得该钢具有优良的低温韧性和焊接性能。利用正火+回火热处理得到稳定的铁素体+珠光体组织，利用钢中Nb、V等微合金的复合强化作用保证了钢材获得足够的强度和韧性。

本发明钢通过成分设计、夹杂物控制、轧制和热处理后，抗拉强度在680~830MPa、-40℃ KV₂≥47J、屈强比R_eL/R_m≤0.83，钢板厚度在8~30mm。本发明既满足了更高性能要求的移动式容器的制备要求，还能减轻自重至少在15%。

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冶炼及轧制工艺参数列表；

表3为本发明各实施例及对比例的热处理工艺参数列表；

表4为本发明各实施例及对比例的力学检验结果；

表5为本发明各实施例及对比例的夹杂物检验结果。

本发明各实施案例均按照以下步骤进行生产：

1）常规进行铁水预处理及转炉冶炼；

2）经LF炉炉外精炼后进行RH真空处理，并在RH真空炉中添加VN合金，及进行Ca-Si处理；VN合金按照1.8~2.6kg/吨钢一次性加入，Ca-Si线按照0.3~0.8kg/吨钢或喂线速度在30~40m/min进行；真空处理时间不低于18min即可；

表1 本发明各实施例及对比例的化学成分（wt.%）

表2 本发明各实施例及对比例的冶炼及轧制工艺参数取值列表

表3 本发明各实施例及对比例的热处理工艺参数列表

表4 本发明各实施例及对比例的力学检验结果

表5 本发明各实施例及对比例的夹杂物检验结果

从表4可以看出，本发明钢种具有高强度（R_m：680~830MPa）、高韧性（-40℃ KV₂≥47J），低屈强比（R_eL/R_m≤0.83），其中实施例钢板屈强比在0.77~0.79，性能优异，-40℃KV₂均值达到148J以上，富裕量较大。同时，实施例钢板夹杂物等级合计不大于1.0，完全满足大型移动式储罐设备和低温移动设备的制造。

本发明的具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明的限制性实施。

Claims

1.抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.10~0.20，Si：0.10~0.50，Mn：1.00~2.00，P≤0.008，S≤0.002，Alt：0.005~0.050，Cu：0.10~0.50，Nb：0.01~0.05，V：0.10~0.20，Ni：0.20~1.00，Ca：0.002~0.008，N：0.010~0.020，余量为Fe及不可避免的夹杂；金相组织为铁素体+珠光体组织。

2.如权利要求1所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢，其特征在于：V的重量百分比含量为0.10~0.17%。

3.如权利要求1所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢，其特征在于：N的重量百分比含量为0.013~0.018%。

4.如权利要求1所述的一种耐酸腐蚀的调质高强度压力容器用钢，其特征在于： Ca的重量百分比含量为0.002~0.0065%。

5.如权利要求1所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢，其特征在于：Ni的重量百分比含量为0.32~0.860%。

6.生产如权利要求1所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢的方法，其步骤：

1）常规进行铁水预处理及转炉冶炼；

7.如权利要求6所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢的方法，其特征在于：所述返红温在625℃~715℃。

8.如权利要求6所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢的方法，其特征在于：所述正火温度在875℃~915℃。

9.如权利要求6所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢的方法，其特征在于：所述回火温度在615~675℃。