Cr还是提高钢淬透性的有效元素，在Cu-Cr-Ni复合添加的情况 下，加入Cr会提高钢材焊接冷裂纹敏感性，本发明中Cr的上限控制在0. 05~0. 35%。
[0039] Ti: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(> 0. 020% )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，加入〇. 008~0. 020%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，因此 本发明的含量选择在0.008~0.020%。
[0040] Nb:0. 0150~0. 065%，铌的加入是为了促进钢轧制显微组织的晶粒细化，可同时 提高强度和韧性，在铌存在条件下，铌可在控轧过程中通过抑制奥氏体再结晶有效的细化 显微组织，并通过析出强化来提高淬透性；铌可降低钢的过热敏感性及回火脆性；焊接过 程中，铌、硼原子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，改善焊接性能，但是过量的Nb与B的作用相似，在晶界处形成偏聚， 损害钢的低温初性。
[0041] B :加入B可以弥补钢中碳含量不足引起的淬透性不足和强度问题。但是，随着钢 中B含量的增加，B在晶界出发生严重偏聚，会对钢的强度和韧性有降低的趋势，因此，本发 明控制在〇? 0005~0? 0020%。
【附图说明】
[0042] 为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例描述 中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些 实施例。
[0043] 图1为本申请较佳实施方式一种LPG船用储罐用钢板的金相组织图；
[0044] 图2为本申请另一较佳实施方式一种LPG船用储罐用钢板的制造方法的流程图；
[0045] 图3为本申请又一较佳实施方式一种LPG船用储罐用钢板的制造方法的流程图。
【具体实施方式】
[0046] 为了更好的理解上述技术方案，下面将结合说明书附图以及具体的实施方式对上 述技术方案进行详细的说明。
[0047] 图1为本申请较佳实施方式一种LPG船用储罐用钢板的金相组织图。如图1所 示，所述储罐用钢板的屈服强度彡560MPa，抗拉强度690~830MPa，延伸率彡16%，屈强比 彡0. 92,钢板横向-80°C冲击功值大于等于150J。
[0048] 所述储罐用钢板质量百分比包括：C(碳）：0? 05~0.095%、Si(硅）彡0.30%、 Mn(锰）：0? 70 ~1. 35%、P(磷）彡 0? 015%、S(硫）彡 0? 008%、A1 (铝）：0? 020 ~0? 060%、 Cu(铜）：0? 15 ~0? 30 %、Ni(镍）：0? 15 ~0? 80 %、Cr(铬）：0? 05 ~0? 35 %、Mo(钼）： 0? 15~0.35%、Ti(钛）：0.008~0.020%，以及元素Nb(铌）、V(钒）、B(硼）三种中的 一种或多种，Nb:0? 0150 ~0? 065%，V:0? 030 ~0? 060%，B:0? 0005 ~0? 0020%，其余为 Fe(铁）及不可避免的夹杂。
[0049] 进一步地，为了提高所述储罐用钢板的性能，所述储罐用钢板的组分满足：
[0050] G=Cr+Cu+3. 3Mo+8.IV< 2.70；
[0051] PSR=Cr+Cu+2Mo+7Nb+5Ti< 2. 3 ；
[0052]CEV=C+Si/24+Mn/6+Cr/5+Mo/4+V/14+Ni/40 ^0.45 ；
[0053] Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+V/10+5B^ 0. 22 ；
[0054] 其中，G、PSK是关于钢板焊接后的消除应力热处理再热裂纹敏感性指数，CEV为碳 当量，Pcm为焊接裂纹敏感性系数。
[0055] 另外，所述储罐用钢板厚度10~100mm，在焊接钢板时，钢板焊接热影响区的横 向-80°C冲击功值大于等于100J，在-30~300°C时，所述储罐用钢板的金相组织为索氏体 和贝氏体。
[0056] 以下详述本发明中C、Si、Mn、P、S、Ni、Mo、Cu、Cr、V、Nb、Ti、B限定量的理由。
[0057] 本发明的C含量选择在0. 05~0. 095%，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，钢中Fe3C增加，淬硬性也增加，钢的抗拉强度和屈服强度提高 而延伸率、冲击韧性下降。在焊接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纹的倾向。此外，C还是影响Pcm的主要因素，要控制钢Pcm值 不大于0. 28,使其具有低的焊接裂纹敏感性，钢中C含量控制在0. 05~0. 095%。
[0058] 本发明的Si含量选择在< 0. 30%，Si主要以固溶强化形式提高钢的强度，但含量 不可过高，以免降低钢的焊接断裂韧性。
[0059]本发明的Mn含量选择在0. 70~1. 35%，当C含量在较低范围时，钢中的固溶强化 就显得尤为重要，Mn是提高钢的屈服强度和抗拉强度的元素，它并不恶化钢的变形能力，含 1. 00 %的Mn约可为抗拉强度贡献lOOMPa。一般说来，Mn含量在2. 00%以下对提高焊缝金 属的韧性是有利的，但Mn含量偏高时，钢的铸坯组织中常会出现Mn偏析现象，且在组织中 形成脆性孪晶马氏体，影响钢板的韧性和塑性。因此，将钢中Mn含量控制在0. 70~1. 35%。
[0060] 本发明的P彡0.015%、S彡0.008%，这是由于钢中P、S夹杂的含量必须控制在 较低的范围，只有钢质纯净，才能保证本发明钢的性能。
[0061]Ni具有一定的强化作用，加入1. 00%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，造成钢板氧化铁皮难以脱落，本发明钢将Ni控制在 0. 15 ~0. 80%。
[0062]Mo元素提高钢材强度特别是高温强度的能力较之Mn、Cr更高，同时它也是增强钢 材抗氢蚀能力的主要元素之一。加入〇. 50%的Mo能使钢的高温蠕变强度提高75,少量的 Mo(0. 20 %左右）还能提高焊缝金属的韧性，但是加入Mo也会提高钢的淬硬性，从而提高钢 材焊接冷裂纹敏感性；另一方面，足够的Mo含量可保证钢板回火工艺后的稳定性，保证回 火后钢板仍具有足够的强度和韧性，所以Mo的含量控制在0. 15~0. 35%。
[0063]V是强烈的碳氮化物形成元素。它通过形成碳氮化物阻止奥氏体晶粒长大而细化 晶粒，但V含量超过0. 06%时，对钢的冲击韧性及断裂韧性起有害作用，所以V的含量控制 在 0? 030 ~0? 060%。
[0064]Cu在钢中主要起沉淀强化作用，此外还有利于获得良好的低温韧性，增加钢的抗 疲劳裂纹扩展能力。含量过高时，钢板焊接热影响区韧性降低，且在钢板轧制过程中产生网 裂，本发明控制在0. 15~0.30%。
[0065] Cr是缩小奥氏体区的元素，是中等强度碳化物形成元素，在钢中可以形成碳化物 也可固溶于铁素体，同时Cr还是提高钢淬透性的有效元素，在Cu-Cr-Ni复合添加的情况 下，加入Cr会提高钢材焊接冷裂纹敏感性，本发明中Cr的上限控制在0. 05~0. 35%。
[0066]Ti: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(> 0. 020% )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，加入〇. 008~0. 020%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，因此 本发明的含量选择在0.008~0.020%。
[0067]Nb:0. 0150~0. 065%，铌的加入是为了促进钢轧制显微组织的晶粒细化，可同时 提高强度和韧性，在铌存在条件下，铌可在控轧过程中通过抑制奥氏体再结晶有效的细化 显微组织，并通过析出强化来提高淬透性；铌可降低钢的过热敏感性及回火脆性；焊接过 程中，铌、硼原子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，改善焊接