CN115109992A - 一种热成型性良好的压力容器用钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种热成型性良好的压力容器用钢板，其含有Fe和不可避免的杂质，此外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.07～0.16％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.25～1.65％，Al：0.015～0.035％，V：0.045～0.08％，Nb：0.015～0.065％，0＜Cu≤0.15％，0＜La≤0.005％。相应地，本发明还公开了上述热成型性良好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；(4)水冷；(5)热成型。

Description

一种热成型性良好的压力容器用钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢板及其制造方法，尤其涉及一种压力容器用钢板及其制造方法。
背景技术
传统的压力容器用钢主要用于生产制造大型固定球形储罐、移动压力容器筒体封头。其中，移动压力容器的主体为罐体，其罐体由筒体和封头组成，其中封头主要由钢板热冲压成型制造而成；相应地，球形储罐球格板在制造安装前，需要对钢板进行热冲压成型，拼焊组装成球罐。
由此可见，目前，现有技术中的压力容器热冲压工艺要求交货态钢板具有良好的热加工工艺性，并在热成型后保证具有良好的强度和低温韧性，从而保证采用该类压力容器用钢制得的压力容器可以在恶劣环境下安全使用。
在压力容器用钢板进行热成型工艺时，为保证热成型工艺过程顺利进行及成型后的钢板形状和性能同时满足要求时，必须从钢板的成分、钢板的生产工艺、钢板的热成型工艺参数做出精确控制，从而实现该类热成型压力容器用钢实现从工厂顺行生产到下游用户的成品制造合格乃至最终安全使用。
在现有技术中，虽然已经存在有容器热成型用钢板或热成型工艺的其他用途钢板，但是其并不能满足本发明良好的热成型工艺参数及成型后的性能要求。
例如：公开号为CN108728741A，公开日为2018年11月02日，名称为“硫化氢环境用压力容器封头钢板及其热成型后热处理方法”的中国专利文献公开了一种压力容器封头钢板及其热成型后热处理方法，其采用了Nb微合金化的设计，可以获得良好的实施效果。但该技术仍然存在些许问题，例如：钢中添加过量的Al，会在成品钢板中形成超尺寸的氧化铝夹杂，钢板在热成型工艺时，易在钢板内部形成微裂纹，严重影响该类容器钢长期服役环境下的安全性；且钢板先经过正火+回火的生产工序，再进行热成型工序，增加了钢板的生产成本和能耗。
又例如：公开号为CN103938092B，公开日为2016年5月11日，名称为“一种高疲劳强度热成型重型卡车桥壳钢板”的中国专利文献公开了一种高疲劳强度热成型重型卡车桥壳钢板，其采用Nb-V复合微合金化设计，钢板经热轧后直接进行热成型工艺，且后续不进行热处理工艺。这种方案所制得的钢板与压力容器部件生产的要求差距较大，无法采用此类热成型后的热轧钢板来安全制造压力容器部件。
再例如：公开号为CN107475623A，公开日为2017年12月15日，名称为“一种热成形高强钢及其加工方法”的中国专利文献公开了一种热成形高强钢及其加工方法，该热成形高强钢在热成型后具有较高强度，可用于制造加工零件，但该热成形高强钢并不能适用于生产制造压力容器。
基于此，本发明期望获得一种热成型性良好的压力容器用钢板及其制造方法，该压力容器用钢板不仅具有良好的热成型能力和抗焊接冷、热裂纹能力，同时还具有良好的焊接工艺性及焊接性能，其可以有效满足热成形工艺后压力容器用钢板的工程应用要求。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种热成型性良好的压力容器用钢板，该钢板是一种中低C-Mn-V-Nb合金体系的具有良好热成型性能的压力容器用钢板，该钢板的屈服强度≥380MPa，抗拉强度560～690MPa，延伸率≥35％，横向-60℃KV2≥180J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-60℃，其不仅具有良好的热成型能力和抗焊接冷、热裂纹能力，同时还具有良好的焊接工艺性及焊接性能。
该压力容器用钢板适用性相当广泛，其可以有效满足热成形工艺后压力容器用钢板的工程应用要求，具有十分重要的现实意义。
为了实现上述目的，本发明提供了一种热成型性良好的压力容器用钢板，其含有Fe和不可避免的杂质，此外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.07～0.16％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.25～1.65％，Al：0.015～0.035％，V：0.045～0.08％，Nb：0.015～0.065％，0＜Cu≤0.15％，0＜La≤0.005％；
所述压力容器用钢板不含有Ti和Ni元素。
进一步地，在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.07～0.16％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.25～1.65％，Al：0.015～0.035％，V：0.045～0.08％，Nb：0.015～0.065％，0＜Cu≤0.15％，0＜La≤0.005％；余量为Fe和不可避免的杂质元素。
在本发明上述的技术方案中，本发明通过采用中低C-Mn-V-Nb合金体系设计了一种新的钢种，其用了VC微合金化的强韧性作用，以提高V微合金的作用。此外，本发明还添加了适量Nb，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，提高钢材的低温断裂韧性并降低韧脆转变温度。
在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的热成型性良好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，钢中C元素含量不宜过高，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，在焊接C含量较高的钢材时，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。研究发现，钢中C元素含量在不大于0.16％时，既可提高钢的强度又适合生产操作，又可提高其在工业生产中的适用性和可行性。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，实现在提高钢材强度的同时，又适合生产操作，在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，将C元素的质量百分含量控制在0.07～0.16％之间。
Si：在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，Si元素能够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0.20％增至0.60％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，在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，将Si元素的质量百分含量控制在0.20～0.60％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，还可以将Si元素的质量百分含量控制为0.23％≤Si≤0.38％。
Mn：在本发明所述的热成型性良好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地作用。钢中加入1％的Mn元素约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1.65％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元素的含量最高可达1.65％。此外，Mn元素还能提高Nb、V等元素在钢中的溶解度。基于此，在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，将Mn元素的质量百分含量控制在1.25～1.65％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，还可以将Mn元素的质量百分含量控制为1.35％≤Mn≤1.60％。
Al：在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，Al元素是在炼钢工艺中作为脱氧平衡元素加入的。其中，在精炼前期，钢水中的Al含量需要控制在不大于0.035％的水平；在精炼后期，钢中的氧已经控制的较低，若再次添加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。此外，在精炼后期加入Al元素，会在钢中形成大量的AlN，AlN容易在钢水浇铸形成连铸坯时析出，降低连铸坯的热塑性，使铸坯表面或角部形成角部裂纹或晶间裂纹。因此，考虑到本技术方案中Al元素对压力容器用钢板性能的影响，在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，将Al元素的质量百分含量控制在0.015～0.035％之间。
V：在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，V是强烈的碳氮化物形成元素，钢中添加V元素可以大大提高钢的强度，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。在正火钢中，V元素经常与N元素一起加入以形成V(CN)，进而析出达到轧制和正火处理时细化晶粒的效果，通过V(CN)的沉淀强化析出来增加强度。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。但需要注意的是，钢中V元素含量同样不宜过高，当钢中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。因此，综合考虑V元素在钢中所起到的各种强韧化作用，在本发明所述热成型性能良好的压力容器用钢板中，将V元素的质量百分含量控制在0.045～0.08％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，还可以将V元素的质量百分含量控制为0.055％≤V≤0.075％。
Nb：在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，添加适量的Nb是为了促进钢轧制显微组织的晶粒细化，提高钢板的强度和韧性。Nb元素可以在控轧过程中通过抑制奥氏体再结晶，有效细化显微组织；而且，Nb还能够有效降低钢的过热敏感性及回火脆性。在焊接过程中，Nb的偏聚及析出可以阻碍加热时奥氏体晶粒的粗化，并保证焊接后得到比较细小的热影响区组织，改善钢板的焊接性能。基于此，在本发明所述的热成型性能良好的压力容器用钢板中，将Nb元素的质量百分含量控制在0.015～0.065％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，还可以将Nb元素的质量百分含量控制为0.025％≤Nb≤0.055％。
Cu：在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，Cu元素主要起到沉淀强化的作用。钢中添加适量的Cu元素，有利于获得良好的低温韧性，增加钢板的耐腐蚀的能力。但需要注意的是，钢中Cu元素含量同样不易过高，当钢中Cu元素含量过高时，不仅会降低钢板焊接热影响区的韧性，还会在钢板轧制过程中产生网裂。基于此，在本发明所述的热成型性能良好的压力容器用钢板中，将Cu元素的质量百分含量控制为0＜Cu≤0.15％。
La：在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，La是抑制钢中残余元素P、S、As、Sb、Sn、O等元素对钢材造成的有害影响的有益元素。但需要注意的是，La的加入量必须有效消除钢中P、S、As、Sb、Sn、O等元素的有害影响，使得钢中La与这些残余元素形成稀土复合夹杂物，并以钢渣形式脱离钢液，从而冶炼出纯净钢。基于此，为了保证钢材的纯净度，在本发明所述的热成型性能良好的压力容器用钢板中，将La元素的质量百分含量控制为0＜La≤0.005％。
相应地，在一些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，还可以将La元素的质量百分含量控制为0.0025％≤La≤0.0045％。
进一步地，在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，在不可避免的杂质元素中，各杂质元素含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.012％，S≤0.0015％，O≤0.0019％，Sn≤0.002％，Sb≤0.003％。
在上述技术方案中，P、S、O、Sn和Sb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。
P、S和O：在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，P、S和O均是钢中的杂质元素。而只有冶炼纯净钢，才能保证本发明钢的性能，因此必须将钢中的P、S和O元素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≤0.0015％，控制O元素含量为O≤0.0019％。
Sn、Sb：在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，Sn、Sb均是钢中的残余杂质元素。在铸坯凝固冷却、铸坯加热、轧制过程及钢板热成型工艺过程中，Sn和Sb这些元素会在钢中形成低熔点富集相，使钢材表面裂纹和热脆，造成钢材表面或冶金质量内部缺陷。基于此，在本发明所述压力容器用钢板中，可以控制Sn元素含量为Sn≤0.002％，控制Sb元素含量为Sb≤0.003％。
进一步地，在本发明所述的热成型性良好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：
Cu+6(Sn+Sb)≤0.35；
0.025≤1.2×(2O+S)+0.5×1.2×Sn+Sb+4.5×P+0.002≤0.10；式中的元素均代入该元素质量百分含量百分号前的数值。
在本发明上述的技术方案中，本发明所述的热成型性良好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Cu+6(Sn+Sb)≤0.35，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，Cu、Sb、Sn在钢中单一或同时存在时，会造成钢材表面裂纹和热脆，而这些元素共同影响的定量分析比较困难，本发明可以采用Cu作为衡量引起热脆的参照物，以便更加准确控制钢中残余元素对钢的热脆缺陷作出严重程度的评级。
相应地，本发明所述的热成型性良好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0.025≤1.2×(2O+S)+0.5×1.2×Sn+Sb+4.5×P+0.002≤0.10这一限定关系，式中元素均代入该元素质量百分含量百分号前的数值。该限定关系保证了钢板中这些残余元素降低到最小值，并保证钢中添加的La与这些残余元素有效的消减对钢性能的有害影响，以提高钢的高温力学性能和抗冲击性能的能力。
进一步地，在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，各化学元素质量百分含量还满足下述各项的至少其中之一：
1.35％≤Mn≤1.60％；
0.23％≤Si≤0.38％；
0.055％≤V≤0.075％；
0.025％≤Nb≤0.055％；
0.0025％≤La≤0.0045％。
进一步地，在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，其微观组织的基体为铁素体+珠光体。
进一步地，在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，所述铁素体晶粒度达到11.5～14级。
进一步地，在本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板中，其中铁素体的体积百分数为27～38％。
进一步地，在本发明所述的热成型性良好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≥380MPa，抗拉强度560～690MPa，延伸率24～35％，横向-60℃KV2≥180J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-60℃。
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热成型性能良好的压力容器用钢板，不仅具有良好的热成型能力，抗焊接冷、热裂纹能力，同时还具有良好的焊接工艺性及良好的焊接性能。
为了实现上述目的，本发明提出了上述热成型性良好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；
(4)冷却；
(5)热成型：将钢板从室温开始加热，加热速率为150℃/h～300℃/h，加热至保温温度930～980℃，保温20～75min，热成型过程中钢板变形的应变量控制在0.3％～1.3％，钢板变形的应变速率为1.5×10-1/s～8×10-1/s,成型后冷却速率为0.3℃/s～5℃/s，成型后的终止温度≥70℃；
(6)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。
在本发明上述的技术方案中，本发明采用了合理的制造方法，该制造方法工艺简单，热处理工序较少，且钢板的生产成本较低。用户可以根据具体的需要，精准控制并定制钢板性能。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，控制连铸二冷水区的铸坯的动态轻压下量为0.5～2％，接着采用累计重压下参数控制连铸坯，其压下量≥4.5％，经连铸成坯后，连铸坯的铁素体晶粒尺寸范围控制在120～240μm之间。
在本发明的上述技术方案中，在步骤(1)的冶炼和铸造操作过程中，控制连铸二冷水区的铸坯的动态轻压下量为0.5～2％，然后采用压下量≥4.5％的累计重压下参数控制连铸坯，不仅能够保证连铸坯的连铸表层坯壳的稳定形成，还可以使从表层到心部达到凝固点的连铸坯进一步通过一定的压下量降低连铸坯的中心偏析和疏松，提高连铸坯的均质性和致密度，从而提高连铸坯的冶金质量。
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1150～1280℃；并且/或者控制加热速率为7～14min/cm。
在上述步骤(2)中，控制加热温度在1150～1280℃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(3)中，控制粗轧开轧温度不低于1000℃，控制精轧终轧温度不低于930℃，控制最后三道次累计压下率不低于30％。
在上述步骤(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1000℃，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，采用步骤(4)中的快冷，控制冷速为2.5℃/s～10℃/s可以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。需要说明的是，控冷后的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(4)中，控轧完毕后进行冷却，控制冷速为2.5℃/s～10℃/s，终冷温度为580～710℃。
本发明所述的热成型性良好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：
本发明所述的热成型性良好的压力容器用钢板是一种中低C-Mn-V-Nb合金体系的具有良好热成型性能的压力容器用钢板，该钢板的屈服强度≥380MPa，抗拉强度560～690MPa，延伸率24～35％，横向-60℃KV2≥180J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-60℃，其可以有效满足热成形工艺后压力容器用钢板的工程应用要求。
相应的，采用本发明所述的制造方法可以有效制得本发明上述的热成型性良好的压力容器用钢板，其不仅具有良好的热成型能力，抗焊接冷、热裂纹能力，同时还具有良好的焊接工艺性及焊接性能，具有十分重要的现实意义。
附图说明
图1为实施例3的热成型性能良好的压力容器用钢板的金相组织照片。
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热成型性良好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1-9和对比例1-4
本发明所述实施例1-9的热成型性良好的压力容器用钢板和对比例1-4的对比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的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≥4.5％，经连铸成坯后，连铸坯的铁素体晶粒尺寸范围控制在120～240μm之间。
(2)加热：控制加热温度为1150～1280℃；控制加热速率为7～14min/cm。
(3)控制轧制：控制粗轧开轧温度不低于1000℃，控制精轧终轧温度不低于930℃，控制最后三道次累计压下率不低于30％。
(4)冷却：控轧完毕后进行冷却，控制冷速为2.5℃/s～10℃/s，终冷温度为580～710℃。
(5)热成型：将钢板从室温开始加热，控制加热速率为150℃/h～300℃/h，加热至保温温度930～980℃，并保温20～75min，在热成型过程中钢板变形的应变量控制在0.3％～1.3％之间，钢板变形的应变速率为1.5×10-1/s～8×10-1/s,成型后冷却速率为0.3℃/s～5℃/s，成型后的终止温度≥70℃。
(6)正火：控制正火温度为870～940℃，控制保温时间为(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1-9的热成型性良好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1-4的对比钢板所采用的步骤虽然也是上述步骤(1)-(6)，但是其在化学成分设计以及相关工艺中存在不满足本发明设计要求的参数。
表1-1和表1-2列出了实施例1-9的热成型性良好的压力容器用钢板和对比例1-4的对比钢板的各化学元素的质量百分配比。
表1-1.(余量为Fe和除P、S、O、Sn和Sb以外其他不可避免的杂质)
Figure BDA0002986057090000101
Figure BDA0002986057090000111
表1-2
编号 Cu+6(Sn+Sb) 1.2×(2O+S)+0.5×1.2×Sn+Sb+4.5×P+0.002
实施例1 0.0398 0.0641
实施例2 0.1078 0.0428
实施例3 0.1040 0.0508
实施例4 0.1432 0.0352
实施例5 0.0436 0.0448
实施例6 0.0748 0.0424
实施例7 0.0876 0.0609
实施例8 0.1202 0.02876
实施例9 0.1014 0.03972
对比例1 0.6000 0.1264
对比例2 1.2800 0.2075
对比例3 0.3600 0.1233
对比例4 0.3300 0.0726
注：上表中，Cu+6(Sn+Sb)、1.2×(2O+S)+0.5×1.2×Sn+Sb+4.5×P+0.002这两个式子，式中的元素均代入该元素质量百分含量百分号前的数值。
表2-1和表2-2列出了实施例1-9的热成型性良好的压力容器用钢板和对比例1-4的对比钢板的具体工艺参数。
表2-1.
Figure BDA0002986057090000112
Figure BDA0002986057090000121
表2-2.
Figure BDA0002986057090000122
将通过上述工艺步骤得到的成品实施例1-9的热成型性能良好的压力容器用钢板和对比例1-4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：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/T229《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。
表3列出了实施例1-9的热成型性良好的压力容器用钢板和对比例1-4的对比钢板的观察结果和力学性能检测结果。
表3.
Figure BDA0002986057090000131
如表3所示，通过对成品实施例1-9的热成型性良好的压力容器用钢板的微观组织观察可知，实施例1-9的热成型性良好的压力容器用钢板微观组织的基体均为铁素体+珠光体，其中铁素体的体积百分数为27～38％，且铁素体晶粒度达到11.5～14级。
相应地，为了说明本发明所述实施例1-9的热成型性良好的压力容器用钢板具有良好的焊接接头力学性能，需要再对本发明实施例1-9的热成型性良好的压力容器用钢板和对比例1-4的对比钢板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20～50kJ/cm，焊接熔池的温度从800度降到500的时间t8/5冷却时间控制在16～51s范围内。
表4列出了实施例1-9的热成型性良好的压力容器用钢板和对比例1-4的对比钢板的焊接接头力学性能。
表4.
Figure BDA0002986057090000141
结合表3和表4可以看出，相较于对比例1-4的对比钢板，实施例1-9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1-9的热成型性良好的压力容器用钢板不仅具有优异的综合力学性能，抗焊接冷、热裂纹能力，同时还具有良好的焊接工艺性及良好的焊接性能。
在本发明中，实施例1-9的热成型性良好的压力容器用钢板屈服强度均在405-470MPa之间，抗拉强度均在570～660MPa之间，延伸率均在26-35％之间，横向-60℃KV2均在186-203J之间，焊接热影响区NDTT转变温度均在-65～-75℃之间。
此外，需要说明的是，通过对实施例1-9压力容器用钢板的微观组织观察可知，实施例1-9的热成型性能良好的压力容器用钢板的微观组织的基体均为铁素体+珠光体，且其中铁素体的体积百分数为27～38％，铁素体晶粒度达到11.5～14级。
图1为实施例3的热成型性能良好的压力容器用钢板的金相组织照片。
如图1所示，在本实施方式中，实施例3的热成型性能良好的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11.5～14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，其不仅具有良好的热成型能力，抗焊接冷、热裂纹能力，同时还具有良好的焊接工艺性及良好的焊接性能，具有十分广阔的应用前景。
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)

1.一种热成型性良好的压力容器用钢板，其含有Fe和不可避免的杂质，其特征在于，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.07～0.16％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.25～1.65％，Al：0.015～0.035％，V：0.045～0.08％，Nb：0.015～0.065％，0＜Cu≤0.15％，0＜La≤0.005％；
所述压力容器用钢板不含有Ti和Ni元素。
2.如权利要求1所述的热成型性良好的压力容器用钢板，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.07～0.16％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.25～1.65％，Al：0.015～0.035％，V：0.045～0.08％，Nb：0.015～0.065％，0＜Cu≤0.15％，0＜La≤0.005％；余量为Fe和不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的热成型性良好的压力容器用钢板，其特征在于，在不可避免的杂质元素中，各杂质元素含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.012％，S≤0.0015％，O≤0.0019％，Sn≤0.002％，Sb≤0.003％。
4.如权利要求3所述的热成型性良好的压力容器用钢板，其特征在于，各化学元素满足下述各公式的至少其中之一：
Cu+6(Sn+Sb)≤0.35；
0.025≤1.2×(2O+S)+0.5×1.2×Sn+Sb+4.5×P+0.002≤0.10。
5.如权利要求1或2所述的热成型性良好的压力容器用钢板，其特征在于，各化学元素质量百分含量还满足下述各项的至少其中之一：
1.35％≤Mn≤1.60％；
0.23％≤Si≤0.38％；
0.055％≤V≤0.075％；
0.025％≤Nb≤0.055％；
0.0025％≤La≤0.0045％。
6.如权利要求1或2所述的热成型性良好的压力容器用钢板，其特征在于，其微观组织的基体为铁素体+珠光体。
7.如权利要求6所述的热成型性良好的压力容器用钢板，其特征在于，所述铁素体晶粒度达到11.5～14级。
8.如权利要求6所述的热成型性良好的压力容器用钢板，其特征在于，其中铁素体的体积百分数为27～38％。
9.如权利要求1或2所述的热成型性良好的压力容器用钢板，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≥380MPa，抗拉强度560～690MPa，延伸率24～35％，横向-60℃KV2≥180J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-60℃。
10.如权利要求1-9中任意一项所述的热成型性良好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；
(4)冷却；
(5)热成型：将钢板从室温开始加热，加热速率为150℃/h～300℃/h，加热至保温温度930～980℃，保温20～75min，热成型过程中钢板变形的应变量控制在0.3％～1.3％，钢板变形的应变速率为1.5×10-1/s～8×10-1/s,成型后冷却速率为0.3℃/s～5℃/s，成型后的终止温度≥70℃；
(6)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。
11.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(1)中，控制连铸二冷水区的铸坯的动态轻压下量为0.5～2％，接着采用累计重压下参数控制连铸坯，其压下量≥4.5％，经连铸成坯后，连铸坯的铁素体晶粒尺寸范围控制在120～240μm之间。
12.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，控制加热温度为1150～1280℃；并且/或者控制加热速率为7～14min/cm。
13.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制粗轧开轧温度不低于1000℃，控制精轧终轧温度不低于930℃，控制最后三道次累计压下率不低于30％。
14.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，控轧完毕后进行冷却，控制冷速为2.5℃/s～10℃/s，终冷温度为580～710℃。
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