CN103834873B - 一种大厚度锅炉锅筒用低合金高强钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种大厚度锅炉锅筒用低合金高强钢板及其制造方法，包括如下步骤：1）冶炼+炉外精炼及真空脱气处理，成分重量百分比为：C0.135~0.17%，Si？0.15~0.50%，Mn？1.20~1.60%，P≤0.010%，S≤0.002%，Cr？0.10~0.30%，Mo？0.10~0.30%，Ni？0.40~0.70%，Nb？0.008~0.018%，Al0.020~0.040%，Cu≤0.05%，N≤0.006%，O≤0.003，H≤0.00018%，Ti0.004~0.010%，Ti/N≤2.74，余Fe和不可避免杂质；2）铸造；3）钢锭加热及开坯初轧；4）钢板轧制及精整；5）正火，钢板正火温度900~940℃，钢板芯部到温后保持时间不小于30min；6）加速冷却，保证钢板芯部冷却速度不小于1℃/S；7）回火，温度640~690℃，出炉后空冷至室温。

Description

一种大厚度锅炉锅筒用低合金高强钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及锅炉锅筒用钢板及其制造方法，特别涉及一种大厚度锅炉锅筒用低合金高强钢板及其制造方法，具有强韧性匹配、表面质量及焊接性能良好等特点，钢板厚度范围为100mm~150mm。

背景技术

锅炉整体的结构包括锅炉本体和辅助设备两大部分。锅炉中的炉膛、锅筒、燃烧器、水冷壁过热器、省煤器、空气预热器、构架和炉墙等主要部件构成生产蒸汽的核心部分，称为锅炉本体。锅炉本体中两个最主要的部件是炉膛和锅筒。其中锅筒的主要功能有：(1)连接受热面管子与管道，在锅筒内部设置了给水管和水汽隔板，形成一个稳定水循环；(2)在锅筒内部设计了汽水分离装置，以获得干燥和洁净的保护蒸汽。

锅筒的外部形状是由钢板制成的长圆筒形容器，由筒身和封头组成。筒身是由钢板卷制焊接而成，封头用钢板模压制成，焊接于筒身。在封头中部留有椭圆形或圆形人孔门，以备安装和检修时人员进出。在锅筒表面开有很多圆孔，并焊上各种管座，用以连接各种管子。

锅筒内部装置包括汽水分离和蒸汽清洗装置、给水分配管、排污和加药设备等。其中汽水分离装置的作用是将从水冷壁来的饱和蒸汽与水分离开来，并尽量减少蒸汽中携带的细小水滴。中、低压锅炉常用挡板和缝隙挡板作为粗分离元件；中压以上的锅炉除广泛采用多种型式的旋风分离器进行粗分离外，还用百页窗、钢丝网或均汽板等进行进一步分离。锅筒上还装有水位表、安全阀等监测和保护设施。

用于超高压和亚临界机组锅炉锅筒用钢板，需在中温(350~450℃)、高压(150~250Kg/cm²)条件下长期服役，服役时间20~30年，还受到冲击、疲劳载荷及水和蒸汽介质腐蚀作用。在制造过程中，要经过各种冷热加工工序，如下料、卷板、焊接、热处理等。因此，锅炉行业对锅筒用材的质量、安全性和运行可靠性要求极为苛刻，不但要满足设计温度和压力条件下各项技术指标：足够的室温和中温强度、良好的塑韧性储备、较低的缺口敏感性，以及良好的表面质量和极高的探伤要求，而且必须具有优良的冷热加工和焊接性能。此外还要求板厚厚，板面宽，是一种技术要求高、制造难度大的特厚板产品。对于锅炉锅筒钢板的选材，国际上有两条思路，以德国为代表的欧洲国家采用低合金高强度钢(13MnNiMo54，19Mn6)，而以美国为代表的其他国家采用碳锰钢特厚钢板(SA299)，两种观点的设计理论是互相独立，自成体系的。而我国处于两个体系之内，既采用BHW35(13MnNiMo54)和19Mn6，又采用SA299特厚钢板来制造锅筒。13MnNiMo54(13MnNiMoR)钢板的化学成分见表1。

表113MnNiMo54(13MnNiMoR)钢板的化学(熔炼)成分要求(wt%)

现有技术中，锅炉锅筒用13MnNiMo54(13MnNiMoR)钢板中的C含量往往在包晶反应凝固收缩峰值区，且添加了较多的Cr、Mo、Ni等贵重合金元素(表1)，这不仅导致制造成本上升和制造难度加大(其铸坯表面质量较差，一般均需要下线进行表面清理，有时还需要进行表面着色渗透检查、板坏表面修磨、带温切割等)；而且钢板的合金含量较高，碳当量及焊接裂纹敏感性指数Pcm也较高，这给现场焊接带来了较大的困难，焊前需要预热、焊后需要热处理，焊接效率较低，加工制作成本升高。此外由于板面宽，板厚厚，在目前采用的正火空冷再回火热处理条件下，钢板的冲击性能稳定性欠佳，有时需要实施重复热处理，增加了钢板热处理能源消耗和生产资源浪费。

中国专利CN101451213A公开了“一种大厚度锅炉锅筒用高强度钢板的生产方法”。工艺上，该发明采用大钢锭直接轧制技术来生产钢板，需要在加热、除鳞、轧制、剪切、精整、热处理等整个生产环节上均有相应的装备和工艺技术来配合。钢锭直轧技术由于压缩比较小，为保证钢板冲击性能及探伤合格率，需配合采用两阶段控轧及控冷技术，设备损耗大，轧制效率低。且该技术所生产钢板表面氧化铁皮厚，部分还存在皮下裂纹，严重影响用户使用。在成分上，该发明采用13MnNiMo54钢的标准成分，贵重合金元素较多。此外，该发明中，钢板经正火后直接入水槽加速冷却，这种方法不便于控制冷却速度，钢板容易产生异常组织而导致性能不合。

发明内容

本发明的目的在于提供一种大厚度锅炉锅筒用低合金高强钢板及其制造方法，有效地降低生产成本，提高产品质量，改善产品的可制造性，使产品既能获得较高的强度，屈服强度达到520MPa以上，抗拉强度达到650MPa以上，良好的冲击韧性，0℃冲击功均值达到180J以上，又具有较好的表面质量和焊接性。

本发明的技术方案是：

本发明从材料的成分设计入手，采用适量的碳以尽量减少凝固开裂的可能性，并采用多种强化手段，提高材料的强韧性，加入适量的C、Cr、Mo以获得最佳的相变强化效果，加入适量的Mn以达到最佳的固溶强化效果，加入适量的Nb以达到细晶强化的效果，加入适量的Ni并严格控制钢中杂质元素和气体元素的含量以保证材料的韧性，加入超微量的Ti以固定钢中的游离N，抑制原始奥氏体晶界上AlN颗粒的析出以防止晶界弱化。制造工艺上采用钢锭温送温装，缓慢加热以保证板坯表面质量，同时为保证较低的合金化水平下钢板力学性能满足要求，控制钢板再加热奥氏体化温度和加速冷却速度，回火温度以及保温时间，保证获得合适的组织类型和细小的原始奥氏体晶粒，从而既可降低生产成本，提高制造可行性，又能获得良好的高强高韧性匹配、较好的表面质量和焊接性。

具体地，本发明的一种大厚度锅炉锅筒用低合金高强钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.135~0.17%，Si：0.15~0.50%，Mn：1.20~1.60%，P≤0.010%，S≤0.002%，Cr：0.10~0.30%，Mo：0.10~0.30%，Ni：0.40~0.70%，Nb：0.008~0.018%，Al：0.020~0.040%，Cu≤0.05%，N≤0.006%，O≤0.003，H≤0.00018%，Ti0.004~0.010%，且Ti/N≤2.74，其余为Fe和不可避免杂质；且，全板厚截面贝氏体组织。

在本发明钢的成分设计中：

C是钢中最经济最基本的强化元素，通过固溶强化和析出强化来提高钢的强度。提高碳含量可以增大过冷奥氏体的稳定性，提高钢板的淬透性和常高温强度及抗蠕变性能。但是碳含量过高会损害钢板的塑韧性，成型性、疲劳性能以及焊接性能，为避开包晶反应区凝固体积收缩峰值C含量区间，钢中C含量控制在0.135%~0.17%之间为佳。

Si在钢中起脱氧作用，并有一定的固溶强化效果。提高Si含量，不仅能保证脱氧良好，而且有利于提高钢的强度。但过高的Si含量对钢的塑韧性，抗回火脆化性以及焊接性均有一定的影响。故Si含量控制在0.15%~0.50%之间为佳。

Mn作为重要的合金元素，通过固溶强化可提高钢板的强度和硬度。Mn还能扩大γ相区，降低钢的γ-α转变温度，有助于获得细小的相变产物，提高钢的韧性，降低韧脆转变温度。但过高的Mn含量会降低铸坯成分偏析程度和偏析区间以及表面质量，进而影响钢板的内外质量和力学性能。故Mn含量控制在1.20~1.60%之间为佳。

P、S作为钢中的杂质元素，其含量应尽可能低。S在钢中形成硫化物夹杂，降低其延展性和韧性。轧钢时，由于MnS夹杂沿着轧制方向延伸，会增大钢的各向异性，严重时导致钢板分层，损害钢板的冲击韧性、Z向性能和焊接性。P增加钢的冷脆性，提高钢的韧脆转变温度，显著降低钢的冲击韧性。故P、S含量控制在P≤0.010%，S≤0.002%以下为宜。

Mo在钢中能推迟奥氏体转变孕育时间，使珠光体和铁素体转变曲线右移，促进中温相变，提高钢的淬透性，改善特厚板芯部的性能。同时Mo是强碳化物形成元素，回火过程中固溶于基体中的Mo容易形成M_XC等合金碳化物，使钢板具有良好的热强性，抑制钢的热脆性和回火脆性。但过高的Mo会导致严重的石墨化倾向。因此，Mo含量控制在0.10~0.30%之间为佳。

Cr在钢中能延迟奥氏体转变孕育时间，提高淬透性，延缓铁素体、珠光体转变，使在冷速不很高的情况下就能获得贝氏体组织。Cr还能阻止Mo钢的石墨化倾向并降低碳化物的球化速度。但Cr会提高钢的淬硬性，使焊接性能变差，增加回火脆性倾向。故Cr含量控制在0.10~0.30%。

Ni是扩大奥氏体区的合金元素，能降低相变温度，提高钢的淬透性，保证钢板大截面得到均匀的组织和性能。能细化铁素体晶粒，提高钢的塑性和韧性，尤其是低温韧性，降低韧脆转变温度。但过高的Ni会影响其焊接性能，且Ni为贵重元素，从性价比来考虑，Ni含量控制在0.40~0.70%。

Nb在钢中所形成的碳氮化物能抑制轧制过程中再结晶晶粒长大，提高再结晶温度，也可抑制正火过程中奥氏体晶粒的长大，细化晶粒，提高钢板的强度和韧性。但过多的Nb会增大钢的屈强比，影响钢板的长期使用性能。故钢中添加Nb的含量在0.008~0.018%之间为佳。

Ti是强碳氮化物形成元素，其氮化物和碳化物在均热和再加热过程中均可抑制奥氏体晶粒长大，改善钢板的韧性；可抑制焊接热影响区的晶粒长大，改善焊接接头的韧性。此外，微量Ti可固定钢中的游离N，减少原始奥氏体晶界上AlN颗粒的析出，抑制晶界弱化。但当Ti含量超过0.010%时，采用模铸浇铸时，因凝固冷却速度缓慢，所形成的TiN颗粒数目多，尺寸大，严重影响钢板的冲击韧性和疲劳性能，故Ti含量控制在0.004~0.010%之间为佳。

Cu在钢中属有害元素，热成形过程中Cu容易扩散聚集于晶界上，常导致钢板热卷时因晶界弱化而开裂，故Cu含量控制在0.05%以下。

Al在钢中起脱氧的作用，添加适量的Al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能。但过量的Al不仅会造成浇铸困难，而且会在钢中形成大量的Al₂O₃夹杂物，故Al的含量控制在0.020~0.040%之间为佳。

N在钢中为有害元素，会降低钢的冲击韧性和时效性能，故N含量上限控制在0.006%。

本发明大厚度锅炉锅筒用低合金高强钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼+炉外精炼及真空脱气处理

按下述成分转炉冶炼，化学成分重量百分比为：C：0.135~0.17%，Si：0.15~0.50%，Mn：1.20~1.60%，P≤0.010%，S≤0.002%，Cr：0.10~0.30%，Mo：0.10~0.30%，Ni：0.40~0.70%，Nb：0.008~0.018%，Al：0.020~0.040%，Cu≤0.05%，N≤0.006%，O≤0.003，H≤0.00018%，Ti0.004~0.010%，且Ti/N≤2.74，其余为Fe和不可避免杂质；

2)铸造

采用模铸浇铸，浇铸温度T=TL+△T，其中，液相线温度TL＝1538-(55×[％C]+80×[％C]²+13×[％Si]+4.8×[％Mn]+1.5×[％Cr]+3.1×[％Ni])，钢包浇铸过热度△T不小于60℃；

3)钢锭加热及开坯初轧

采用温送温装，装钢前加热炉温度500℃~650℃，入炉保温1h~2h后开始升温；采用低速烧钢，1000℃以下加热速度不大于120℃/h，均热温度1240℃~1290℃，以保证合金元素充分固溶，奥氏体晶粒细小；板坯初轧后堆冷，堆冷时间不小于24h；

4)钢板轧制及精整；

板坯加热温度1130℃~1180℃，钢板采用普通轧制，钢板下线后冷却，冷却时间不小于24h，以去氢和消除内应力；

5)正火

钢板正火温度900℃~940℃，钢板芯部到温后保持时间不小于30min；

6)加速冷却

正火后采用压力淬火机进行加速冷却，保证钢板芯部以不小于1℃/S的速度进行加速冷却；使钢板全截面发生连续冷却贝氏体相变，抑制先共析铁素体和珠光体转变的发生，保证全板厚截面获得贝氏体组织；

7)回火

钢板回火温度640℃~690℃，钢板芯部到温后的保持时间t不小于(1.0~1.5)×钢板厚度；t单位：min，钢板厚度单位：mm；出炉后空冷至室温。

本发明与现有技术比较，具有以下优点和有益效果：

1、与现有技术比较，本发明中贵重化学成分的配置相对较低，且不需控轧控冷，降低了生产成本，并提高了产品可制造性。

2、本发明通过避开包晶反应区凝固体积收缩峰值C含量区间，减少Cr、Mo、Ni等贵重元素的添加量以及实施微Ti处理，结合钢锭温送温装及缓慢加热等工艺，显著改善了板坯表面质量，大大减少了板坯表面清理量，进而保证钢板具有良好的表面质量。

3、本发明通过正火加速冷却再回火处理可确保钢板冲击性能稳定合格，避免了重复热处理，减少了钢板热处理能源消耗和生产资源浪费。

4、本发明通过合宜的成分设计，结合恰当的正火后加速冷却处理方式，可以使特厚钢板全截面获得贝氏体组织，获得优异的综合力学性能和良好的焊接性。

附图说明

图1为本发明锅炉锅筒用钢的金相组织图。

图2为本发明锅炉锅筒用钢的板坯表面质量。

图3为本发明锅炉锅筒用钢的表面质量。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表2为本发明钢的实施例。表3为本发明钢实施例的制造工艺。表4本发明实施例的拉伸性能及夏比冲击试验性能检测结果。

本发明实施例工艺流程：转炉→LF→RH→模铸→钢锭加热→初轧→板坯精整→板坯加热→除鳞→钢板轧制→缓冷→表面预检查、宽度定尺→探伤→抛丸→正火→回火→表面检查和尺寸测量→取样及性能检验→准发出厂。

参见图1~图3，图1为钢板板厚1/2处的典型金相组织，可见为贝氏体组织，图2为板坯表面形貌，可见板坯表面质量良好。图3为钢板表面形貌，可见钢板表面质量良好。

表2实施例的化学成分重量百分比(wt%)

表3

表4实施例的拉伸性能及夏比冲击试验性能检测结果

采用本发明方法所制成的钢与现有低合金高强锅筒用钢（迪林根公司13MnNiMo54钢板，舞阳钢铁公司13MnNiMo54钢板）相比。

本发明锅炉锅筒钢板的碳当量C_eq和焊接裂纹敏感性指数Pcm均较比较例要低，且所采用的微钛处理也有利于改善钢板的焊接接头的韧性，故本发明的产品具有较好的焊接性。从表5可知，本发明锅炉锅筒钢板的拉伸性能与比较例相近，冲击性能较比较例为高。

表5

备注：

1、比较例1为迪林根公司13MnNiMo54钢板；比较例2为舞阳钢铁公司13MnNiMo54钢板。

2、C_eq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15

3、P_cm=C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B。

综上所述，本发明通过合宜的成份配置结合相应的工艺控制，可生产强韧性良好匹配的大厚度锅筒用钢板（100mm~150mm），其室温、中温强度和冲击韧性大大超过迪林根企标DH-E24-C和国标GB713-2008中相关产品的性能要求，且表面质量和焊接性能良好，可替代现有低合金高强锅筒用钢使用，生产成本低，制造可行性高，可用于工作温度不高于400℃的各种焊接件或承压部件，如锅筒，压力容器及其它构件。

Claims (3)

1.一种大厚度锅炉锅筒用低合金高强钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.135~0.17%，Si：0.15~0.50%，Mn：1.20~1.60%，P≤0.010%，S≤0.002%，Cr：0.10~0.30%，Mo：0.10~0.30%，Ni：0.40~0.70%，Nb：0.008~0.018%，Al：0.020~0.040%，Cu≤0.05%，N≤0.006%，O≤0.003，H≤0.00018%，Ti0.004~0.010%，且Ti/N≤2.74，其余为Fe和不可避免杂质；且，全板厚截面贝氏体组织。

2.一种大厚度锅炉锅筒用低合金高强钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼+炉外精炼及真空脱气处理

按下述成分转炉冶炼，化学成分重量百分比为：C：0.135~0.17%，Si：0.15~0.50%，Mn：1.20~1.60%，P≤0.010%，S≤0.002%，Cr：0.10~0.30%，Mo：0.10~0.30%，Ni：0.40~0.70%，Nb：0.008~0.018%，Al：0.020~0.040%，Cu≤0.05%，N≤0.006%，O≤0.003，H≤0.00018%，Ti0.004~0.010%，且Ti/N≤2.74，其余为Fe和不可避免杂质；

2)铸造

采用模铸浇铸，浇铸温度T=TL+△T，其中，液相线温度TL＝1538-(55×[％C]+80×[％C]²+13×[％Si]+4.8×[％Mn]+1.5×[％Cr]+3.1×[％Ni])，钢包浇铸过热度△T不小于60℃；

3)钢锭加热及开坯初轧

采用温送温装，装钢前加热炉温度500℃~650℃，入炉保温1h~2h后开始升温；采用低速烧钢，1000℃以下加热速度不大于120℃/h，均热温度1240℃~1290℃，板坯初轧后堆冷，堆冷时间不小于24h；

4)钢板轧制及精整；

板坯加热温度1130℃~1180℃，钢板采用普通轧制，钢板下线后冷却，冷却时间不小于24h；

5)正火

钢板正火温度900℃~940℃，钢板芯部到温后保持时间不小于30min；

6)加速冷却

正火后采用压力淬火机进行加速冷却，保证钢板芯部以不小于1℃/S的速度进行加速冷却；

7)回火

钢板回火温度640℃~690℃，钢板芯部到温后的保持时间t不小于(1.0~1.5)×钢板厚度；t单位：min，钢板厚度单位：mm；出炉后空冷至室温。

3.如权利要求2所述的大厚度锅炉锅筒用低合金高强钢板的制造方法，其特征是，钢板厚度范围为100mm~150mm。