CN102264936B - 用于核反应堆安全壳的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

用于核反应堆安全壳的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种高强度钢板，该钢板以重量计包含：0.03％-0.20％的C、0.15％-0.55％的Si、0.9％-1.5％的Mn、0.001％-0.05％的Al、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.30％或更少的Cr、0.2％或更少的Mo、0.6％或更少的Ni、0.07％或更少的V、0.04％或更少的Nb、5ppm-50ppm的Ca、0.005％-0.025％的Ti、0.0020％-0.0060％的N、0.0005％-0.0020％的B，余量的Fe和不可避免的杂质。所述钢板可由回火马氏体构成，并对冷却和再结晶控轧的条件进行最优化，以控制微结构的平均粒度和结构晶粒的长宽比。由此，可提供这样一种出众的高强度钢板及其制造方法，所述钢板在-50℃的拉伸强度为至少650MPa，冲击韧性为至少200J，因而可用于核电站，例如功率为1000MW或更大的核电站。

Description

用于核反应堆安全壳的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种具有高拉伸强度和冲击韧性的高强度钢板，更具体而言，涉及一种确保具有足够的拉伸强度和冲击韧性以用于核反应堆安全壳的高强度钢板，及其制造方法。
背景技术
全世界的化石燃料矿床，例如煤和油，正逐渐消耗殆尽。由于这种全球性能源枯竭，核能的重要性目前正受到关注。实际上，核能在全世界范围内的应用也日益增多。
为实现稳定的能源生产，核电站必需配备确保核电站安全的设备和构件。如果这些措施不当，则当核电站由于各种原因(例如自然灾害)发生意外时，可能会出现灾难性事件。这可能会对环境或费用造成严重损害。
多种材料根据其类型、使用性和安全性被用于核电站的结构和设备。特别地，核反应堆安全壳使用钢。此处，由标准化方法生产的A516-70钢是当前所普遍使用的。
但是，这种普遍使用的A516-70钢的拉伸强度(约500Mpa)不足以确保核电站安全，这限制了其可用范围。具有低拉伸强度的材料不足以抵抗内压力，因此可能对安全造成重大隐患。
为提高拉伸强度，可添加大量的高价合金元素或可对钢进行单独的热处理。但是，上述方法需要增加的制造成本，并可能造成其他额外的限制。因此，需要一种能保持现有特性，同时还具有约650MPa的足够拉伸强度以用于核电站——例如用于1000MW的高功率核动力装置的核反应堆安全壳——的材料。
发明内容
技术问题
本发明的一方面提供了一种高强度钢板，其与现有技术中用于核电站的核反应堆安全壳的钢相比可具有更高的拉伸强度，因而可用于功率为1000MW或更大的核电站，并提供了制造所述高强度钢板的方法。
技术方案
根据本发明的一方面，提供了一种高强度钢板，该钢板以重量％计包含：0.03％-0.20％的C、0.15％-0.55％的Si、0.9％-1.5％的Mn、0.001％-0.05％的Al、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.30％或更少的Cr、0.2％或更少的Mo、0.6％或更少的Ni、0.07％或更少的V、0.04％或更少的Nb、5ppm-50ppm的Ca、0.005％-0.025％的Ti、0.0020％-0.0060％的N、0.0005％-0.0020％的B，余量的Fe和不可避免的杂质，其中满足的关系为Cu+Ni+Cr+Mo≤1.5％、Cr+Mo≤0.4％、V+Nb≤0.1％及Ca/S≤1.0。在此情况下，所述钢板可具有一种微结构，包括回火马氏体结构，并且该微结构的平均晶粒度为30μm或更小。所述微结构的晶粒长宽比(长轴/短轴)可为1.1-2.5。
根据本发明的另一方面，提供了一种制造高强度钢板的方法，该方法包括：将钢锭在1050℃-1250℃下再加热，所述钢锭具有如上所述的组成；将所述再加热钢锭的再结晶区域在Tnr℃至Tnr+100℃下控轧；将所述轧制在870℃-950℃下终止；将所述轧制钢板在870℃-950℃下奥氏体化热处理1.3*t+(10至30分钟)的持续时间，然后快速冷却该钢板；和将所述冷却钢板在650℃-700℃下回火。对再加热钢锭的控轧可以以每个轧制道次至少10％的轧压量(rolling reduction)和50％-90％的累计轧压量实施。在对再加热钢锭的控轧中，残留奥氏体结构的晶粒长宽比(长轴/短轴)可控制在1.1-2.5。
有益效果
根据本发明，可提供一种如下的高强度钢板及其制造方法，所述高强度钢板在-50℃具有650MPa或更大的拉伸强度和200J或更大的却贝(Charpy)冲击韧性能，因此可用于功率为1000MW或更大的核电站的核反应堆安全壳。
具体实施方式
本发明涉及这样一种钢板，其具有回火马氏体结构，并通过对再结晶区域实施控轧(即再结晶控轧)以精制晶粒并控制晶粒长宽比从而获得约650MPa的拉伸强度。
下文，将详细描述本发明中各元素的含量。在以下描述中，符号％是指重量百分比。
碳(C)含量范围为0.03％-0.20％。
根据本发明，C是一种确保强度的元素，并且其含量限制为0.03％-0.20％。少于0.03％的C含量可能不利地降低基体相的强度。相反，C含量超过0.20％会损害韧性和焊接性，不适用于核电站。
硅(Si)含量范围为0.15％-0.55％。
Si是一种能有效用于脱氧、强化固溶体和提高冲击转变温度的合金元素。为充分达到其效果，Si的添加量需为0.15％或更多。但是，Si含量超过0.55％会损害焊接性并在钢板表面过多地形成氧化物膜。因此，Si含量范围为0.15％-0.55％，优选0.15％-0.40％。
锰(Mn)含量范围为0.9％-1.5％。
当添加量过多时，Mn与硫(S)形成MnS，一种细长的非金属包夹物，从而降低室温下的伸长率以及低温韧性。因此，根据本发明，Mn含量控制在1.5％或更少。但是，就本发明的组成特性而言，少于0.9％的Mn含量不能确保足够的强度。因此，Mn含量范围限制为0.9％-1.5％。
铝(Al)含量范围为0.001％-0.05％。
Al与Si一起在炼钢过程中用作强去氧剂。为充分达到其效果，Al的添加量需为0.001％或更多。但是，Al含量超过0.05％会使其效果饱和并增加制造成本。因此，Al含量范围限制为0.001％-0.05％。
磷(P)含量为0.030％或更少。
P是一种损害低温韧性的元素。因此，P可以尽可能少的量添加。但是，在炼钢过程中过度地除去P需要显著高的成本。因此，P的添加水平最多至0.030％。
硫(S)含量为0.030％或更少。
同P一样，S是一种不利地影响低温韧性的元素。但是，在炼钢过程中除去S，同P的情况一样，需要过多的成本。因此，S的添加水平可为最多至0.030％。
铬(Cr)含量为大于0％至0.30％。
Cr是一种能提高强度的合金元素，但价格不利地较高。当Cr的添加量大于0.30％时，会增加制造成本。因此，Cr的添加水平最多至0.30％。
钼(Mo)含量为大于0％至0.2％。
同Cr一样，Mo是一种能有效提高强度并已知能防止由硫化物造成裂纹产生的合金元素。但是，由于Mo是一种价格高昂的元素，从经济方面考虑，希望Mo的添加水平最多至0.2％。
镍(Ni)含量为大于0％至0.6％。
Ni是一种能有效提高低温韧性的元素。Ni也是一种价格高昂的元素，因此当过多地添加时会增加制造成本。因此，在本发明中Ni的添加水平最多至0.6％。
钒(V)含量为大于0％至0.07％。
V与Cr、Mo等一样，是一种能有效提高强度的元素，但其较昂贵。因此，V的添加水平最多至0.07％。
铌(Nb)含量为大于0％至0.04％。
Nb溶于奥氏体从而提高奥氏体的可淬性，并以与基体相匹配的碳氮化物(Nb(C，N))的形式沉淀。因此，Nb对于实现本发明所追求的至少650MPa的拉伸强度而言是一种必要元素。但是，当Nb过量添加时，会在连续铸造过程中表现为粗大的沉淀物，并充当氢诱导的开裂(HIC)位点。因此，Nb含量限制为0.04％或更少。
钙(Ca)含量范围为5ppm-50ppm。
Ca以CaS的形式产生，从而抑制MnS非金属包夹物。为实现该效果，根据本发明，Ca的添加量为5ppm或更多。但是，当Ca过多地添加时，其与钢中所含的氧(O)反应，并由此生成CaO，一种不利地影响物理性能的非金属包夹物。因此，Ca含量的上限限制为50ppm。
钛(Ti)含量范围为0.005％-0.025％。
适当的Ti含量可略根据N含量而变化。当Ti的添加量相对于N的量较少时，TiN以降低的量生成，由此不利地影响晶粒精制。相反，当Ti的添加量过多时，TiN在加热过程中变粗大，这可能使晶粒生长抑制效果变差。因此，在适当考虑到通常的N含量范围为20ppm-60ppm的情况下，将Ti含量范围限制为0.005％-0.025％。
氮(N)含量范围为0.0020％-0.0060％(20ppm-60ppm)。
已知N通过与Ti形成TiN沉淀物而用于提高基体材料的韧性和热影响区(HAZ)的冲击韧性，并由此使晶粒更细。对于该点，根据本发明，N是一种为精制晶粒而必需添加的元素。因此，在考虑Ti含量的情况下，将N含量范围限制为0.0020％-0.0060％。N含量超过0.0060％可过多地增加生成的TiN的量，并损害低温韧性。
硼(B)含量范围为0.0005％-0.0020％。
B是一种即使少量也能通过提高可淬性而有效实现高强度的合金元素。根据本发明，B是为确保足够的拉伸强度而使用的重要元素。因此，B的添加量需为0.0005％或更多，以确保高拉伸强度，但是，B含量超过0.0020％会使其效果饱和。因此，B的添加范围为0.0005％-0.0020％。
Cu+Ni+Cr+Mo≤1.5％
Cr+Mo≤0.4％
V+Nb≤0.1％
Ca/S≤1.0
各关系式“Cu+Ni+Cr+Mo”、“Cr+Mo”和“V+Nb”与由针对压力容器用钢的基础标准(ASTM A20)所限定的度量有关。根据该标准，Cu、Ni、Cr和Mo的总含量(即，Cu+Ni+Cr+Mo)限制为1.5％或更少，Cr和Mo的总含量(即，Cr+Mo)限制为0.4％或更少，并且V和Nb的总含量(即，V+Nb)限制为0.1％或更少。此处，未包含在本发明中的合金元素，例如铜(Cu)，可按零计算。
Ca/S比率是使MnS包夹物球形化从而提高对HIC抗性所需的组成比率。所述Ca/S比率超过1.0不能确保上述效果。因此，Ca/S比率控制在1.0或更少。
下文，将详细描述本发明钢板的微结构。
微结构：回火马氏体结构
为确保足够的强度，本发明使用了马氏体结构，该结构是在制造过程中实施快速冷却而产生的。马氏体结构明显提高拉伸强度，并且该马氏体结构的使用有助于制造本发明所追求的650MPa级钢板。
但是，已知马氏体基本均具有高的脆性。由于存在高残余应力，马氏体可能会由于外部冲击而容易地破坏。马氏体的上述性能使得其不适合用于核反应堆安全壳。为此，通过使用回火过程——由此降低残余应力和提高马氏体的强度——来使微结构形成回火马氏体结构，从而可在-50℃下达到650MPa水平的拉伸强度和至少200J的冲击韧性。
晶粒长宽比：1.1≤长轴/短轴≤2.5。
所述微结构的晶粒长宽比需要通过在再结晶区域实施控轧而进行控制。根据本发明，控制所述长轴/短轴的比例为1.1-2.5。控制晶粒长宽比使得达到高冲击韧性-强度。晶粒长宽比小于1.1不能确保足够精细的晶粒，而晶粒长宽比大于2.5可能会损害冲击韧性。
当晶粒长宽比小于1.1时，晶粒形状变圆，这可能引起表面能的降低并且不能确保足够的强度和韧性。相反，晶粒长宽比超过2.5会不利地增加晶粒形成过程中的轧制负担。
下文，将详细描述本发明制造钢板的方法中的每一个过程的条件。
根据本发明，钢板通过对钢锭进行再加热-冷却-热处理的一系列过程而制得。在此情况下，为形成本发明的回火马氏体结构，在冷却(包括快速冷却)、热处理(包括回火)和为控制残留奥氏体结构的晶粒对再结晶区域的控轧等各过程中，需要满足关键性的制造条件。
再加热温度：1050℃-1250℃
根据本发明，将具有上述组成的钢锭在1050℃-1250℃的再加热温度下进行再加热。再加热温度低于1050℃使得难以溶解溶质元素。相反，如果再加热温度超过1250℃则导致奥氏体晶粒变得过度粗大并由此损害钢板的物理性能。
对再结晶区域的控轧：在Tnr℃至Tnr+100℃的温度下，并且基于每个轧制道次至少10％的轧压量计，累计轧压量范围为50％-90％。
为实施该轧制过程，将再加热的钢锭在大于非再结晶区域温度的温度范围内进行热轧。‘Tnr’，是指非再结晶区域的温度，可通过已知的以下方程式1计算。此处，方程式中每种合金元素的单位以wt％表示。
(方程式1)：Tnr(℃)＝887-464×C+890×Ti+363×Al-357×Si+(6445×Nb-644×Nb1/2)+(732×V-230×V1/2)
为获得足够的强度，在控轧过程中，需将残留奥氏体的平均晶粒度精制为大小为30μm或更小。残留奥氏体的平均晶粒度超过30μm则不能达到足够的产品强度和韧性，并且不能满足对于核反应堆安全壳而言的足够高的安全水平。因此，根据本发明，在Tnr℃至Tnr+100℃的温度范围内实施轧制。
在此情况下，通过对每个轧制道次施加至少10％的轧压量对轧制区域进行轧制，从而使最终累计轧压量范围为50％-90％。所述轧压量将微结构的平均晶粒度和晶粒长宽比(长轴/短轴)分别控制为30μm或更小和1.1-2.5。因此，累计轧压量小于50％不能确保上述效果。相反，累计轧压量超过90％会增加轧制机的负担，并且这可能在该过程中产生缺陷。
冷却：奥氏体化热处理在870℃-950℃进行1.3*t+(10至30分钟)，并随后进行快速冷却过程
该冷却过程是形成回火马氏体结构的关键步骤。为确保在-50℃达到至少650MPa的拉伸强度和至少200J的冲击韧性的微结构组成，需严格控制该冷却过程的条件。
为此，使奥氏体化热处理在870℃-950℃进行1.3*t+(10至30分钟)。此处，t表示钢的厚度(mm)。所述奥氏体化热处理是为将结构转变成奥氏体以便通过随后的快速冷却过程产生马氏体结构的加热过程。该热处理的温度低于870℃使得难以使可溶元素再溶解，并由此不能确保足够的强度。相反，该热处理的温度高于950℃可使晶粒生长成粗大晶粒，从而损害低温韧性。
此外，奥氏体化热处理的持续时间在1.3*t+(10至30分钟)范围内，在该范围内实施加热并保持该加热温度。实施热处理的持续时间较短会因为加热不足而减慢奥氏体化效果的实现，并且不能确保组织均匀性。相反，实施热处理的持续时间较长会延滞产品制造过程并由此降低生产率。作为参考，对于奥氏体化热处理，加热的持续时间可设置为1.3t，并且当达到目标温度后，维持该加热温度的持续时间可设定为10-30分钟。
将奥氏体化的钢板进行快速冷却操作，优选进行水冷却操作，以使微结构转变为马氏体结构。根据本发明，对快速冷却操作的条件无特定限制，并且任何快速冷却操作，例如水冷却，均可应用于本发明。
回火：650℃-700℃，持续时间为1.9*t+(10至30分钟)
根据本发明，实施回火是为了除去所生成的马氏体结构的残余应力，从而得到回火马氏体结构。在此情况下，在650℃-700℃的温度下进行回火。
回火温度低于650℃使得难以沉淀碳化物。相反，回火温度超过700℃可能损害钢的强度。因此，需对回火的温度条件进行适当控制。
为达到足够的效果，实施回火过程的持续时间为1.9*t+(10至30分钟)，其中t是指钢的厚度。此处，回火过程的加热持续时间可设置为1.9t，并且维持该加热温度的持续时间可设定为10-30分钟。
本发明的实施方式
下文，将通过实施例更详细地描述本发明。
实施例
制造由含有下表1中所示合金元素的本发明材料和对比材料形成的钢锭。
表1
Figure BPA00001391868000081
将具有表1中所示本发明材料及对比材料的组成的各钢锭进行加热并在下表2所示条件下对再结晶区域进行控轧。在表2中所示条件下实施控轧、热处理等之后，评价强度和低温韧性的水平。结果示于下表2中。此处，表2中所示的低温韧性根据通过在-50℃对具有V形缺口的试样实施却贝冲击试验而得到的却贝冲击能进行评估。
表2
Figure BPA00001391868000082
Figure BPA00001391868000091
(在表2中，T：温度，CRR：累计轧压量)
在上表2中，晶粒长宽比是指晶粒的长轴/短轴，对比材料的快速冷却温度是指正火温度，并且冲击韧性是指沿T方向(即，与轧制方向垂直的方向)的冲击韧性。
根据上表2所示的结果，即使钢板使用本发明材料制造，不在对再结晶区域的控轧中控制所述长宽比，也可能损害冲击韧性，从而无法达到本发明所希望的物理性能。此外，可以看到，对比材料c和d由于其组成中没有B和Ti因而不能有效精制晶粒。为此，对比材料c和d不能形成足以达到所希望的强度和韧性的微结构，从而不能确保合适的物理性能。因此，为满足对核反应堆安全壳而言的足够的强度-韧性条件并由此获得适用于其的物理性能，需满足本发明的所有条件。

Claims (5)

1.一种高强度钢板，其以重量计包含：0.03%-0.20%的C、0.15%-0.55%的Si、0.9%-1.5%的Mn、0.001%-0.05%的Al、0.030%或更少的P、0.030%或更少的S、0.30%或更少的Cr、0.2%或更少的Mo、0.6%或更少的Ni、0.07%或更少的V、0.04%或更少的Nb、5ppm-50ppm的Ca、0.005%-0.025%的Ti、0.0020%-0.0060%的N、0.0005%-0.0020%的B，余量的Fe和不可避免的杂质，
其中满足的关系为Cu+Ni+Cr+Mo≤1.5%、Cr+Mo≤0.4%、V+Nb≤0.1%及Ca/S≤1.0，并且所述钢板具有包含回火马氏体结构的晶粒长宽比为1.1-2.5的微结构。
2.权利要求1的高强度钢板，其中所述钢板在-50℃具有至少650MPa的拉伸强度和至少200J的却贝冲击能的冲击韧性。
3.一种制造高强度钢板的方法，所述方法包括：
将钢锭在1050℃-1250℃下再加热，所述钢锭以重量计包含：0.03%-0.20%的C、0.15%-0.55%的Si、0.9%-1.5%的Mn、0.001%-0.05%的Al、0.030%或更少的P、0.030%或更少的S、0.30%或更少的Cr、0.2%或更少的Mo、0.6%或更少的Ni、0.07%或更少的V、0.04%或更少的Nb、5ppm-50ppm的Ca、0.005%-0.025%的Ti、0.0020%-0.0060%的N、0.0005%-0.0020%的B，余量的Fe和不可避免的杂质，其中满足的关系为Cu+Ni+Cr+Mo≤1.5%、Cr+Mo≤0.4%、V+Nb≤0.1%及Ca/S≤1.0；
将所述再加热钢锭的再结晶区域在Tnr℃至Tnr+100℃下控轧；
将所述轧制钢板在870℃-950℃下奥氏体化热处理1.3*t+（10至30分钟）的持续时间，然后快速冷却该钢板；和
将所述冷却钢板在650℃-700℃下回火，其持续时间为1.9*t+（10至30分钟）；
其中，t表示钢的厚度，单位是mm。
4.权利要求3的方法，其中所述对再加热钢锭的控轧以每个轧制道次至少10%的轧压量和50%-90%的累计轧压量实施。
5.权利要求3或4的方法，其中在所述对再加热钢锭的控轧中，将微结构的晶粒长宽比控制在1.1-2.5。
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