CN104789866A - 630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板及其制造方法 - Google Patents
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- CN104789866A CN104789866A CN201510210605.8A CN201510210605A CN104789866A CN 104789866 A CN104789866 A CN 104789866A CN 201510210605 A CN201510210605 A CN 201510210605A CN 104789866 A CN104789866 A CN 104789866A
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Abstract
630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板及其制造方法，其成分重量百分比为：C 0.07～0.09％，Si 0.15～0.25％，Mn 1.40～1.50％，P≤0.008％，S≤0.001％，Ni 0.30～0.40％，Mo 0.16～0.20％，Nb 0.015～0.025％，V 0.02～0.06％，Ti 0.007～0.015％，O≤0.0030％，N≤0.0040％，Al 0.020～0.040％，Ca 0.0005～0.0030％，其余为Fe及不可避免的杂质，焊接冷裂纹敏感系数Pcm值为0.16％～0.20％，再热裂纹敏感性指数Psr≤0.00％。本发明保证球罐整体结构的安全性，钢板的屈服强度≥510MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥18％，板厚1/4处-50℃夏比缺口冲击功平均值≥200J、单值≥150J，板厚1/2处-50℃夏比缺口冲击功平均值≥150J、单值≥100J，钢板无塑性转变温度(NDTT)≤-50℃。
Description
技术领域
本发明涉及低温球罐用钢，特别涉及630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板及其制造方法。
背景技术
石化行业中盛装乙烯、丙烯的低温球罐，一般采用抗拉强度大于等于610MPa的低焊接裂纹敏感性的厚钢板制造。钢板首先经火焰切割下料，然后压制成球瓣，再对球瓣进行拼焊，焊接完成后需要对整个球罐在570～590℃，保温2～6小时进行焊后热处理以消除焊接时产生的应力。由于球罐制造的特殊性及球罐充填介质后要在一定压力下服役的使用特点，除了国家标准《压力容器用调质高强度钢板》GB19189-2011中对低温球罐用钢板的基本要求外，用户对于制作球罐的钢板还提出了更高要求。
(1)钢板成分要求：钢质纯净，P、S含量低；钢板为低焊接裂纹敏感性钢，即C元素含量≤0.090％，而且由化学元素成分计算的焊接冷裂纹敏感系数Pcm≤0.20％；钢板的再热裂纹敏感性低，即由化学元素成分计算的再热裂纹敏感性指数Psr≤0.00％。Pcm、Psr的计算公式分别为：
Pcm(％)＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
Psr(％)＝Cr+Cu+2Mo+10V+7Nb+5Ti-2
(2)钢板热处理工艺要求：采用离线淬火+离线回火的调质热处理生产工艺。
(3)钢板性能的要求：钢板经6小时焊后热处理后，具有足够的强度，屈服强度≥490MPa，抗拉强度≥610MPa，板厚1/4和板厚1/2处-50℃低温韧性优良、无塑性转变温度(NDTT)≤-50℃、具有低的焊接裂纹敏感性且焊接性能良好。焊后热处理工艺制度：焊后热处理温度为580±15℃，保温时间6h。升温速度50～80℃/h，升温至400℃以前不控制其升温速度。降温速度30～50℃/h，降温至400℃以后自然冷却，但不允许急冷降温。
(4)钢板内应力及板形的要求：钢板内应力小，火焰切割及球瓣压制时不会产生翘曲；钢板平整，每米不平度≤5mm。
对目前国内生产600～610MPa级高强度钢板所采用的技术进行对比分析发现，在化学成分、生产工艺、钢板力学性能及可生产的厚度规格上均存在一些不足，不能满足乙烯、丙烯低温球罐用钢的生产、使用技术要求，具体分析如下：
(1)化学成分
如中国专利CN102876999A公开了一种调质型低温压力容器用钢板及其制备方法，其P含量≤0.015％，不够低、钢质不够纯净，含Cr且Ni、Mo、Nb的含量均较高，成本不经济，此外化学成分无低裂纹敏感性指数Pcm的限制要求。
中国专利CN102936695A公开了一种高强度低温压力容器钢板及其生产方法，其C含量上限高于0.09％达到0.15％且无低焊接裂纹敏感性指数的要求，不属于低焊接裂纹敏感性钢；含Cr且Ni、Mo、Nb的含量均较高，成本不经济。
中国专利CN1396294A公开了大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢及其生产方法，其中涉及一种60Kg级的大线能量低焊接裂纹敏感性钢，其P、S含量不够低，钢质不纯净；C元素含量最高可达0.13％，不满足GB19189-2011要求；成分中含B，对钢板的焊接性不利。
中国专利CN103160747A公开了一种低焊接裂纹敏感性离线调质型特厚钢板及其制造方法，其C含量的上限高于0.09％，不满足GB19189-2011对低温球罐用钢板的技术要求。
(2)轧制工艺
轧制压缩比太小，如中国专利CN102876999A公开了一种调质型低温压力容器用钢板及其制备方法，其采用220mm厚连铸坯生产60mm厚钢板，轧制压缩比仅为3.7，板厚1/2处的低温冲击韧性难以保证，而且其淬火温度高达930℃，会造成钢板晶粒粗大对低温韧性不利，同时也不经济。CN 102936695A公开了一种高强度低温压力容器钢板及其生产方法，其48mm厚钢板的淬火温度高达930℃，也存在上述问题。
(3)热处理工艺
采用TMCP+离线回火工艺生产，如中国专利CN102409260A公开了一种具有良好低温韧性的压力容器用厚板及其生产方法；
采用不回火的非调质热处理工艺即TMCP工艺生产，如中国专利CN102828124A公开了一种非调质型低温压力容器用厚板、CN102605293A公开了低温韧性优异的非调质低裂纹敏感性钢板、CN102181784A公开了一种610MPa高强度高韧性厚板制备方法。这些热处理工艺均不能满足国家标准GB19189-2011中对低温球罐用钢板的生产工艺要求，GB19189-2011中要求采用离线调质热处理工艺生产低温球罐用钢板。
另外，不回火的非调质热处理工艺生产的钢板也不能满足球罐制造工艺的要求，因为按低温球罐的制造工艺，钢板制作成球罐后需要进行焊后消应力热处理，即在570～590℃下保温2～6小时，未经高温回火工艺生产的钢板经焊后消应力热处理后，其抗拉强度不能满足610MPa级的要求。
(4)力学性能
钢板抗拉强度不符合610MPa级的要求，如中国专利CN101358319A公开了一种低碳610MPa级高强压力容器用钢板及其生产方法，其性能仅能保证屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥570MPa；中国专利CN102409260A公开了一种具有良好低温韧性的压力容器用厚板及其生产方法，其抗拉强度大于等于690MPa。
钢板不符合-50℃低温韧性的要求，中国专利CN1932064A和CN1932063A公开的都是一种610MPa级低焊接裂纹敏感性厚钢板，其钢板仅能满足-20℃的韧性要求；中国专利CN1396294A公开了大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢及其生产方法，其钢板仅能满足-20℃的韧性要求；中国专利CN 101096738A公开了一种低焊接裂纹敏感性钢板及其生产方法，其钢板仅能满足-20℃的韧性要求；中国专利CN102877007A公开了一种厚度大于等于80mm低裂纹敏感性压力容器用钢板及制备方法，仅能满足-20℃的韧性要求；中国专利CN101358319A公开了一种低碳610MPa级高强压力容器用钢板及其生产方法，其仅能保证-40℃的低温冲击韧性；中国专利CN101476080A公开了一种高强度低焊接裂纹敏感性调质高强度钢板及其制造方法，其钢板仅能满足-40℃的韧性要求。中国专利CN103484766A公开了一种600MPa级水电工程用调质高强度低焊接裂纹敏感性钢板及其制备方法，其钢板仅能满足-40℃的韧性要求。
钢板-50℃低温韧性值不高，中国专利CN 102876999A公开了一种调质型低温压力容器用钢板及其制备方法，其60mm厚钢板-50℃的冲击功仅95～144J。
力学性能不符合用户使用技术的要求，低温球罐用钢板的力学性能均要求力学性能试板经焊后热处理之后测试性能，中国专利CN102936695A所述钢板的性能为调质热处理后的性能。
(5)厚度规格
中国专利CN102876999A公开了一种调质型低温压力容器用钢板及其制备方法，其目的是生产60mm厚调质型低温压力容器用钢板；中国专利CN 102936695A公开了一种高强度低温压力容器钢板及其生产方法，其板厚仅为12～50mm；中国专利CN 103160747A公开了一种低焊接裂纹敏感性离线调质型特厚钢板及其制造方法，其钢板厚度80mm～100mm；中国专利CN 101476080A公开了一种高强度低焊接裂纹敏感性调质高强度钢板及其制造方法，但是其钢板厚度仅为12～30mm；中国专利CN102877007A公开了一种厚度大于等于80mm低裂纹敏感性压力容器用钢板及制备方法；中国专利CN 103484766A公开了一种600MPa级水电工程用调质高强度低焊接裂纹敏感性钢板及其制备方法，但是其钢板厚度仅为12～40mm。以上专利均不能覆盖10～60mm的厚度范围。
发明内容
本发明的目的在于提供一种630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板及其制造方法，保证球罐整体结构的安全性，钢板的屈服强度≥510MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥18％，板厚1/4处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥200J、单值≥150J，板厚1/2处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥150J、单值≥100J，钢板无塑性转变温度(NDT)≤-50℃；钢板厚度范围：10～60mm，钢板最大宽度4800mm。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板，其成分重量百分比为：
C：0.07～0.09％，
Si：0.15～0.25％，
Mn：1.40～1.50％，
P≤0.008％，
S≤0.001％，
Ni：0.30～0.40％，
Mo：0.16～0.20％，
Nb：0.015～0.025％，
V：0.02～0.06％，
Ti：0.007～0.015％，
O≤0.0030％，
N≤0.0040％，
Al：0.020～0.040％，
Ca：0.0005～0.0030％，其余为Fe及不可避免的杂质，其中，
Mn/8+Ni/60+Cr/6+Mo/5：0.22～0.24％，
(2Nb+3V+3Ti)/(2C+10N)：0.95～1.20％。
进一步，所述钢板焊接冷裂纹敏感系数Pcm值为0.16％～0.20％，Pcm(％)＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B。
又，所述钢板再热裂纹敏感性指数Psr≤0.00％，Psr(％)＝Cr+Cu+2Mo+10V+7Nb+5Ti-2。
优选的，所述不可避免的杂质包括Cr≤0.03％或B≤0.0004％。
本发明所述钢板的屈服强度≥510MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥18％，板厚1/4处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥200J、单值≥150J，板厚1/2处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥150J、单值≥100J，钢板无塑性转变温度(NDTT)≤-50℃。
本发明所述钢板的焊后热处理工艺为：焊后热处理温度为580±15℃，保温时间6h。升温速度50～80℃/h，升温至400℃以前不控制其升温速度。降温速度30～50℃/h，降温至400℃以后自然冷却，但不允许急冷降温。
本发明所述钢板厚度范围为10～60mm。
本发明钢板成分设计是以C-Si-Mn合金为基础，添加了提高淬透性的合金元素Mo、Ni及细化晶粒的元素Nb、V、Ti，但不添加元素Cr和B，并控制Cr作为残余元素的含量≤0.03％，同时控制作为残余元素存在的强淬透性元素B的含量≤0.0004％，采用多元微合金化处理，通过冶炼、连铸工艺的精确控制以及合理的轧制、调质热处理工艺制度，利用细晶强化、沉淀强化及相变强化的机制来确保钢板高强度、高韧性的要求。
另外，为确保钢板具有良好的焊接性、低的焊接冷裂纹敏感性和低的再热裂纹敏感性，焊接冷裂纹敏感系数Pcm≤0.20％，Pcm值为0.16％～0.20％，再热裂纹敏感性指数Psr≤0.00％。Pcm、Psr的计算公式分别为：
Pcm(％)＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
Psr(％)＝Cr+Cu+2Mo+10V+7Nb+5Ti-2。
本发明10～60mm厚钢板的回火态金相组织：
10～25mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处、板厚1/4处及板厚1/2处，以面积百分比计的回火态金相组织为80～95％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织。
26～35mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的回火态金相组织为40～80％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/2处以面积百分比计的回火态金相组织为30～70％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体。
36～45mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的淬火态金相组织为≥70％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体；板厚1/2处以面积百分比计的淬火态金相组织为≥90％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体。
46～60mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的回火态金相组织为50～60％回火贝氏体、40～50％针状铁素体和渗碳体的混合组织；板厚1/2处以面积百分比计的回火态金相组织为≥80％针状或块状铁素体组织，其余为回火贝氏体和渗碳体。
在本发明钢板的成分设计中：
C：是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，在碳素结构钢中，一部分C原子溶解于钢的基体，形成固溶体，一部分与Fe形成Fe3C，随着钢中C含量的增加，钢的淬透性及钢淬火后基体的硬度提高，钢的抗拉强度和屈服极限上升但延伸率和缺口冲击韧性下降。日本研究表明要使钢板具有低的焊接冷裂纹敏感性，则钢的焊接冷裂纹敏感性组成Pcm值应不大于0.20，C含量是影响焊接冷裂纹敏感性组成Pcm的主要组成。为保证钢的高强度，C的含量不能低于0.07％，同时为了具有低的焊接冷裂纹敏感性，C含量不能超过0.09％，因此C含量控制为0.07～0.09％。
Si：是主要的脱氧剂，能与FeO作用生成SiO2，然后进入炉渣而被排除，少量以此形式残存于钢中，成为非金属夹杂物。Si可起固溶强化的作用，同时Si减少C在奥氏体中的溶解度，促使C脱溶，以碳化物的形式析出。适量的Si能加速焊接冶金过程的还原作用，还能提高焊缝金属的抗气孔能力。过量的Si会使焊缝金属的塑韧性降低。本发明采用低硅的设计原则，硅的含量在0.20％左右，即0.15～0.25％。
Mn：加入钢中能固溶于铁素体中，起到强化铁素体的作用。在低碳条件下，Mn含量在1.8％以下时，在提高钢的强度的同时，仍可使钢保持较高的塑性和韧性。Mn有良好的脱氧能力，可以起到脱氧的作用，消除钢中的FeO。加Mn后钢中可以形成MnS以消除硫的有害作用。Mn在钢中的含量达到1.0～1.5％时，可在一定程度上改善钢的冲击韧性，同时可以减弱V、Ti等元素与碳的结合力，促进含V、Ti的碳化物溶入奥氏体中，起到增加淬透性的作用。为保证钢板的强度且不损害钢板的低温韧性，将Mn含量控制为1.40～1.50％。
P：是钢中的有害元素，在一般情况下，钢中的P能全部溶于铁素体中，使其强度、硬度提高，但使室温下钢的塑性、韧性急剧降低，并使脆性转变温度有所升高，使钢变脆，这种现象称为冷脆。P的存在也使钢的焊接性能变坏，因此钢中的含P量要严格控制，P含量控制为≤0.080％。
S：是由生铁及燃料带入钢中的杂质。S在钢中以FeS形式存在，FeS会与Fe形成熔点较低的共晶体，当钢在1200℃左右开始进行热加工时，分布在晶界的低熔点共晶体将会发生熔化而导致开裂，即具有热脆性。钢中的含S量愈高，热脆现象愈严重。当钢中含有大量硫化物夹杂时，轧成钢板后易于造成分层。S还对钢的焊接性能有不良影响，即容易导致焊缝热裂，同时，在焊接过程中，S易于氧化，生成SO2气体，使焊缝产生气孔和疏松。总之，S是钢中的有害元素，应尽力除去。S含量控制为≤0.0010％。
Ni：具有一定的强化作用，加入1％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。2.5％以下的Ni对钢材焊接特性无有害影响，当Ni含量达3.5％时焊接接头过热区金属晶粒长大的倾向显著增加，使该区的韧性急剧降低。因此Ni钢的焊接必须采用低线能量的焊接方法和焊接工艺。由于此钢种要求具有良好的－50℃低温韧性，所以必须添加适量的Ni，但Ni成本很高，为此Ni的含量控制在0.30～0.40％。
Cr：是碳化物形成元素，钢在奥氏体状态下，Cr几乎可以全部熔入奥氏体，可以显著提高钢的淬透性，但是钢在淬火后，Cr会促使钢中形成较多的粒状贝氏体，而粒状贝氏体对本发明钢的-50℃低温韧性极其不利，会造成-50℃低温韧性值偏低和出现较大的波动，因此本发明设计中不添加元素Cr，并控制其作为残余元素的含量≤0.03％。
Mo：是缩小奥氏体相区的元素，同时也抑制奥氏体的分解，促使C和Fe形成复杂的碳化物，Mo也可以起到固溶强化的作用，能提高钢材强度，但是过多的Mo，会使淬火态钢板获得晶粒粗大、晶界平直的贝氏体组织，这种组织对低温韧性不利。另外，Mo也会提高钢的淬硬性，从而提高钢材对焊接冷裂纹的敏感性。为保证钢板的高强度，同时又避免损害钢板的低温韧性和焊接热影响区的韧性，本设计仅添加0.16～0.20％的Mo。
B：是强淬透性元素，加入极少量的B(0.0005％～0.0030％)就能显著提高钢的淬透性，使淬火后的钢板获得晶粒粗大、晶界平直的马氏体组织，这种组织对本发明钢的-50℃低温韧性不利，会造成-50℃低温韧性值偏低和出现较大的波动，同时B也会显著增加钢的焊接冷裂纹敏感性，因此本发明设计要避免B的副作用，不添加B并将其作为残余元素的含量限制在≤0.0004％。
Nb：是一种强烈的碳氮化物形成元素。在钢中它可形成细小的碳化物和氮化物，抑制奥氏体晶粒的长大，在轧制过程中可提高再结晶温度，抑制奥氏体的再结晶，保持形变效果从而细化铁素体晶粒。Nb可在铁素体中沉淀析出，提高钢的强度以及在焊接过程中阻止热影响晶粒的粗化。因此在本设计添加适量的Nb，其含量控制在0.015～0.025％。
V：是一种强烈的碳氮化物形成元素。它通过细化晶粒与碳化物的形成可提高钢材的常温和高温强度，当V与Cr、Mo同时存在时，则会在回火过程中形成复杂的碳化物而降低焊接接头的塑韧性。因此无论为保证塑韧性或去应力避免裂纹产生都必须严格控制V量(限制在0.1％以下)。考虑到V的细化晶粒作用及其对强度的有益作用，成分设计拟添加V，并将其含量限制0.06％以下。
Ti：是一种强烈的碳化物和氮化物形成元素，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形成的第二相质点能阻止焊接过程中粗晶区的长大，提高焊缝金属的韧性，但过量的Ti又会使之降低。为使钢板满足大线能量焊接的要求，根据钢中的N含量，适当添加Ti，Ti/N一般为3.42时形成TiN细粒状弥散分布的粒子以减轻大线能量焊接热影响区脆化的效果最好。因此，本发明添加0.007～0.015％的Ti，以提高钢的韧性，改善焊缝的韧性。
O：钢质纯净是保证钢的韧性的前提，过高的O含量会导致钢中产生过多的氧化物夹杂，从而恶化钢的低温韧性，因此本设计把O含量控制在≤0.0030％。
N：适量的N与Ti形成氮化钛，在钢板焊接时能提高钢板焊接接头热影响区的韧性。N含量控制在≤0.0040％。
Al：是钢中的主要脱氧元素，有利于细化晶粒，一般钢中均含有一定的量。Al含量控制为0.020～0.040％。
Ca：为改善钢中硫化物的形态，提高钢的低温韧性，钢中添加0.0005％～0.0030％的Ca。
为获得低温-50℃下的钢板板厚的1/4处高韧性，要避免板厚1/4处产生粒状贝氏体组织或者晶粒粗大、晶界平直的贝氏体及马氏体组织，钢的成分中不添加容易形成粒状贝氏体组织的Cr元素并控制其作为残余元素的含量≤0.03％；为并适当控制Mo元素的含量；不添加B，并将作为残余元素存在的强淬透性元素B的含量控制在≤0.0004％，以避免晶粒粗大、晶界平直的贝氏体及马氏体组织的形成；为了使钢板获得良好的强韧性匹配，对可提高钢板淬透性、影响钢板强韧性的元素采用公式进行限制：Mn/8+Ni/60+Cr/6+Mo/5≤0.24％；为获得细小、弥散分布的元素Nb、V、Ti的碳、氮化物，以提高钢板的低温韧性，对Nb、V、Ti和C、N元素进行限定：(2Nb+3V+3Ti)/(2C+10N)：0.95～1.20％。
本发明630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)采用上述成分经转炉冶炼、LF炉深脱硫、RH合金化及真空处理、连铸，形成连铸坯；
2)连铸坯加热，连铸坯加热温度1150℃～1160℃，连铸坯出炉均热度≤30℃，连铸坯在炉时间≥360min；
3)轧制
粗轧采用大压下轧制，前3道次累计压下率≥40％；
精轧对板厚<30mm的钢板无须控轧，对板厚≥30mm的钢板采用控轧工艺，控轧厚度为1.5～3倍成品厚度，精轧开轧温度830℃～850℃，精轧终轧温度780℃～800℃，轧后空冷；
4)淬火，钢板淬火加热温度910℃±10℃，钢板芯部到温后保持时间≥20min；
5)回火，钢板回火温度610℃～660℃，钢板芯部到达设定温度后的保持时间为≥20min，钢板出炉后空冷，生产10～60mm厚钢板。
进一步，所述连铸坯厚度300mm(±5mm)，连铸坯芯部偏析按曼内斯曼评级标准评级≤M2.0。
优选的，粗轧采用大压下轧制，前3道次累计压下率≥40％，中间坯采用≥7道次的水幕冷却。
步骤3)轧后钢板抛丸，进入无氧化辊底式热处理炉加热至910℃±10℃，钢板芯部到达设定温度后保持时间≥20min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火，淬火时淬火机高压段水压≥0.8Mpa，低压段水压≥0.4Mpa，钢板淬火时水温≤30℃。
优选的，淬火后的钢板进入无氧化辊底式热处理炉进行回火。
本发明钢板经离线淬火+离线回火的调质热处理工艺生产，钢板具有良好的性能均匀性和稳定性，且钢板板形良好。
与已公开的同类钢种相比，本发明具有如下特点：
(1)钢板厚度范围拓展为10～60mm。
(2)钢质纯净，S、P含量低，S≤0.001％、P≤0.008％，为保证钢板的低温韧性、塑性奠定了基础。
(3)为获得低温-50℃下的钢板板厚的1/4处高韧性，要避免板厚1/4处产生粒状贝氏体组织或者晶粒粗大、晶界平直的贝氏体及马氏体组织，钢的成分中不添加容易形成粒状贝氏体组织的Cr元素并控制其作为残余元素的含量≤0.03％；为并适当控制Mo元素的含量；不添加B，并将作为残余元素存在的强淬透性元素B的含量控制在≤0.0004％，以避免晶粒粗大、晶界平直的贝氏体及马氏体组织的形成；为了使钢板获得良好的强韧性匹配，对可提高钢板淬透性、影响钢板强韧性的元素采用本发明的经验公式进行限制：Mn/8+Ni/60+Cr/6+Mo/5≤0.24％；为获得细小、弥散分布的元素Nb、V、Ti的碳、氮化物，以提高钢板的低温韧性，对Nb、V、Ti和C、N元素采用本发明的经验公式进行限制：(2Nb+3V+3Ti)/(2C+10N)：0.95～1.20％。在成分设计的基础上，利用合理的轧制及热处理工艺，使得10～60mm厚钢板板厚1/4处获得了低碳马氏体、针状铁素体和贝氏体中的两种或三种混合金相组织，对于不同厚度的钢板，三种组织所占的面积百分比不同，板厚1/4处的金相组织晶粒细小、晶界相互交错，具有较高的低温韧性。钢板板厚1/4处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥200J、单值≥150J。
(4)为保证钢板板厚1/2处具有优良的低温韧性，通过冶炼工艺的控制，实现了优良的连铸坯质量，连铸坯芯部偏析按曼内斯曼评级标准评级≤M2.0。
此外，采用300±5mm厚连铸坯进行生产，保证由300±5mm厚的连铸坯轧制到成品板厚其轧制压缩比≥5，并配以合理的轧制工艺设计，保证了钢板板厚1/2处组织的致密性和均匀性，从而实现了钢板板厚1/2处-50℃低温韧性优良，板厚1/2处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥150J、单值≥100J。
(5)钢板经580±15℃，保温时间长达6小时的焊后热处理后，仍然具有足够高的强度和优良的低温韧性，抗拉强度≥630MPa，板厚1/4处-50℃夏比缺口冲击功平均值≥200J、单值≥150J，板厚1/2处-50℃夏比缺口冲击功平均值≥150J、单值≥100J。
(6)批量供货NDT性能的保证，批量供货钢板无塑性转变温度(NDTT)≤-50℃。
本发明的有益效果：
(1)钢板力学性能指标高，钢板经焊后热处理后，屈服强度≥510MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥18％，板厚1/4处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥200J、单值≥150J，板厚1/2处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥150J、单值≥100J，钢板无塑性转变温度(NDTT)≤-50℃。
(2)钢板具有低的焊接冷裂纹敏感性和低的再热裂纹敏感性，焊接性能良好。
(3)钢板厚度范围10～60mm，钢板最大宽度4800mm。
(4)钢板具有均匀、稳定的力学性能和良好的板形。
附图说明
图1为本发明实施例20号钢的连铸坯低倍检验照片(芯部偏析M1.3)；
图2为本发明实施例36号钢的连铸坯低倍检验照片(芯部偏析M1.5)；
图3为本发明实施例14mm厚钢板调质态(淬火+回火)厚度截面不同位置金相组织；
图4为本发明实施例30mm厚钢板调质态(淬火+回火)厚度截面不同位置金相组织；
图5为本发明实施例40mm厚钢板调质态(淬火+回火)厚度截面不同位置金相组织；
图6为本发明实施例50mm厚钢板调质态(淬火+回火)厚度截面不同位置金相组织；
图7为斜Y坡口焊接裂纹预热50℃施焊试验断面裂纹宏观照片；
图8为平板对接反面拘束裂纹试验的拘束焊缝层数及试验焊缝的宏观照片；
图9为平板对接反面拘束裂纹试验焊缝切片的部份断面宏观照片；
图10为对比例1号钢的连铸坯低倍检验照片(芯部偏析M3.0)；
图11为本发明实施例28与对比例2、3的淬火态金相组织对比。
具体实施方式
下面结合实施例和说明书附图对本发明做进一步说明。
本发明实施例的化学成分参见表1。
本发明的设计要求：焊接冷裂纹敏感系数Pcm值0.16％～0.20％、再热裂纹敏感性指数Psr≤0.00％、Mn/8+Ni/60+Cr/6+Mo/5：0.22～0.24％、(2Nb+3V+3Ti)/(2C+10N)：0.95～1.20％。
本发明实施例按表1所示化学成分的钢转炉炼钢(LF+RH)－连铸机－厚板厂坯料加热－高压水除鳞－5000mm轧机－热矫－钢板上下表面检查－超声波探伤－辊底式加热炉－辊压式淬火机－冷矫或压平－辊底式加热炉回火－剪切或气割、取样－喷印标识－性能检验－入库－出厂。
表1中实施例20、36号钢的连铸坯低倍检验结果如图1、图2所示，连铸坯芯部偏析按曼内斯曼评级标准评级为M1.3和M1.5，低于M2.0，连铸坯芯部质量优良，为保证钢板芯部(板厚1/2处)具有良好的-50℃低温韧性奠定了基础。
本发明实施例的工艺参数见表2，实施例6、15、20、36号钢的调质态(淬火+回火)金相组织如图3～图6所示。
实施例6，14mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处、板厚1/4处及板厚1/2处，以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织。
实施例15，30mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的回火态金相组织为40～50％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/2处以面积百分比计的回火态金相组织为60～70％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体。
实施例20，40mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的淬火态金相组织为≥70％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体；板厚1/2处以面积百分比计的淬火态金相组织为≥90％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体。
实施例36，50mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的回火态金相组织为50～60％回火贝氏体、40～50％针状铁素体和渗碳体的混合组织；板厚1/2处以面积百分比计的回火态金相组织为≥80％针状或块状铁素体组织，其余为回火贝氏体和渗碳体。
实施例的力学性能见表3，所有力学性能试板均经过6小时长时间焊后热处理(SR处理)后，再进行力学性能检验。焊后热处理(SR处理)工艺制度：焊后热处理温度为580±15℃，保温时间360min。升温速度50～80℃/h，升温至400℃以前不控制其升温速度，降温速度30～50℃/h，降温至400℃以后自然冷却，但不允许急冷降温。
钢板的拉伸试验：10～30mm厚钢板检测强度及延伸率的拉伸试样采用全板厚的拉伸试样，板厚大于30mm的钢板其拉伸试样取样位置位于板厚1/4处，采用直径为10mm符合国标要求的圆棒拉伸试样。
钢板的冲击试验：10mm厚钢板的冲击功试样尺寸为7.5×10×55mm，其余厚度钢板的冲击功试样尺寸为10×10×55mm；10～16mm厚钢板冲击功试样的取样位置位于板厚1/2处，26、30mm厚钢板冲击功试样的取样位置位于板厚1/4处，其余厚度钢板冲击功试样的取样位置分别位于板厚1/4处和板厚1/2处。
钢板的落锤试验：板厚≤20mm的钢板不做落锤试验，板厚大于20mm的钢板落锤试验的试样采用GB/T6803-2008《铁素体钢的无塑性转变温度落锤试验方法》规定的P2试样。
10～60mm厚钢板力学性能优良，钢板屈服强度≥510MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥18％，板厚1/4处-50℃夏比缺口冲击功平均值≥200J、单值≥150J，板厚1/2处-50℃夏比缺口冲击功平均值≥150J、单值≥100J，钢板无塑性转变温度(NDTT)≤-50℃。
实施例15的焊接冷裂纹敏感性评定试验
为评定钢板的焊接冷裂纹敏感性，分别采用了焊接热影响区最高硬度法和斜Y铁研裂纹法来对实施例15的30mm厚钢板冷裂纹敏感性进行评定试验。
(1)焊接热影响区最高硬度法试验
试验用试板的制作及硬度的测定按GB 4675.5-1984《焊接性试验焊接热影响区最高硬度试验方法》标准规定进行。试验用焊条采用Ф4.0mm的PP.J607RH焊条(400℃×1小时烘干)，试板焊前预热温度分别为室温、预热75℃和预热125℃，施焊电流种类为交流，焊接电流为170～180A，电弧电压为22～24V，焊接速度为150mm/min。试验焊缝在原始轧制面上进行。焊后试板经解剖，以切于焊接熔合线底部切点为0点，左右每隔0.5mm作为硬度的测定点。维氏硬度测定按GB/T 4340-1984《金属维氏硬度试验方法》的规定进行，试板在不同焊前预热温度下施焊的维氏硬度测定点位置及其硬度值见表4。
焊接热影响区最高硬度试验主要用于评价钢板的抗冷裂纹性能，一般认为，钢板的焊接热影响区最高硬度大于HV350时，即有一定的冷裂纹倾向。由结果可见：该钢板在室温、预热75℃和预热125℃，时焊接热影响区最高硬度均小于在HV350，因此钢板的冷裂纹倾向不大。
表4.维氏硬度测定点位置及其硬度值
(2)斜Y型坡口焊接裂纹试验
斜Y坡口焊接裂纹试验按GB4675.1-84《斜Y坡口焊接裂纹试验方法》进行，主要用于评价厚板多层焊根部焊道的冷裂纹敏感性。试验分为焊前试板不预热(室温)、预热50℃和预热75℃共三组试验，每组试验制作了2块试板，施焊时，环境温度为23～25℃，环境湿度为50％～55％。焊接采用交流电源，其焊接电流为170～180A，电弧电压为22～24V，焊接速度为150mm/min。试板焊后经48小时自然冷却后，对试验焊缝表面进行渗透检测，结果均未发现表面裂纹。然后将每个试板的试验焊缝切成4片5个断面进行裂纹检查，试验结果列于表5。图7分别示出了焊前预热50℃部分切片的断面裂纹宏观照片。由表5的数据可以看出，30mm厚钢板在焊前预热75℃时，未发现任何焊接冷裂纹，按通常认为当裂纹率小于20％时可判定该钢板无冷裂纹倾向的观点，则可认为30mm厚钢板在焊前预热50℃以上时，实际焊接接头出现冷裂纹的可能性较小。
表5.斜Y坡口焊接裂纹试验结果
| 预热温度(℃) | 断面裂纹率(％) | 表面裂纹率(％) |
| 室温 | 3.0 | 0 |
| 室温 | 1.9 | 0 |
| 50 | 1.3 | 0 |
| 50 | 0.8 | 0 |
| 75 | 0 | 0 |
| 75 | 0 | 0 |
| 100 | 0 | 0 |
| 100 | 0 | 0 |
实施例15的再热裂纹敏感性评定试验
为评定钢板的再热裂纹敏感性，从而确定试验用钢建造球罐时焊后消除应力热处理温度的允许范围，采用平板对接反面拘束裂纹试验的再热裂纹评定试验方法。
为定性地评价钢板的再热裂纹敏感性，对试验用30mm厚钢板采用了Ф4.0mm PP.J607RH焊条(400℃×1小时烘干)施焊，进行了平板对接反面拘束裂纹试验。试板焊后经580℃×2h的SR热处理，试板均为钢板横向对接焊。拘束焊缝和试验焊道施焊时，试板焊前预热温度均为100℃，焊接层间温度控制在100～160℃范围内，焊接电流为170～180A，电弧电压为22～24V，焊接速度为130mm/min。拘束焊缝的焊接层数为3层，试验焊缝为单道焊。图8示出了拘束焊缝的焊接层数及试验焊缝的宏观照片。
试板焊后自然冷却48小时后，采用渗透检测方法对试验焊道进行焊接冷裂纹检查。然后按上述SR处理工艺对试板进行SR处理。试板SR处理后，对试验焊道表面进行渗透检测，并将每块试板切成4片5个断面进行裂纹检查。图9示出了部份平板对接反面拘束试板切片的宏观照片。检查结果表明：平板对接反面拘束裂纹试板焊后在580℃温度内经SR热处理，均未发现再热裂纹。试验结果表明，在此焊接拘束条件下，30mm厚钢板焊接接头在580℃温度进行SR处理可不出现再热裂纹。
从实施例15的焊接冷裂纹敏感性和再热裂纹敏感性评定试验结果可知，本发明钢板具有低的焊接冷裂纹敏感性，而且用本发明钢板制作成低温球罐后进行整体焊后消应力处理不会出现再热裂纹，即钢板具有低的再热裂纹敏感性。
本发明实施例与对比例化学成分、生产工艺参数、力学性能及淬火态金相组织对比：
本发明实施例28钢与对比例1、2、3号钢的化学成分、生产工艺参数及力学性能对比见表6、表7和表8。
对比例1号钢与实施例28号钢的化学成分基本一致，但是由于对比例1号钢的连铸坯芯部偏析高达M3.0，如图10所示，而且其轧制时精轧阶段的控轧厚度仅为1.5倍成品厚度，所以导致其板厚1/4处和板厚1/2处的－50℃冲击功不高。
对比例2号钢与本发明实施例28号钢的区别在于，
对比例2号钢含0.17％的Cr，从图11实施例28号钢与对比例2号钢的淬火态金相组织对比可以看出，由于对比例2号钢添加了易于形成粒状贝氏体的强淬透性元素Cr，其钢板淬火之后，在板厚1/4及1/2处均是以粒状贝氏体为主的金相组织，粒状贝氏体组织对钢板的低温韧性极其不利，因此对比例2号钢的板厚1/4处和板厚1/2处的－50℃冲击功不仅出现低值，而且波动性很大。同时也影响了落锤试验的性能，其NDTT仅≤-30℃。
对比例3号钢与本发明实施例28号钢的区别在于：
对比例3号钢含0.0012％的强淬透性元素B，从图11实施例28号钢与对比例3号钢的淬火态金相组织对比可以看出，强淬透性元素B的添加导致对比例3号钢淬火之后，在板厚1/4形成了晶粒粗大的马氏体和贝氏体组织，而且晶界较为平直，这些都对钢的低温韧性很不利，其板厚1/2处也出现了一些粒状贝氏体，因此对比例3号钢的板厚1/4处和板厚1/2处的－50℃冲击功较低，且具有波动性。其落锤试验测得的NDTT为≤-35℃。
从本发明实施例28钢与对比例1、2、3号钢的对比结果看，连铸坯芯部偏析的控制以及合理的轧制参数设计均对钢板板厚1/4处及板厚1/2处的低温韧性有较大影响；Cr和B元素的添加导致钢板淬火后获得了对韧性不利的金相组织，钢板-50℃冲击韧性值不仅较低而且波动较大。
Claims (14)
1.630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板，其成分重量百分比为：
C：0.07～0.09％，
Si：0.15～0.25％，
Mn：1.40～1.50％，
P≤0.008％，
S≤0.001％，
Ni：0.30～0.40％，
Mo：0.16～0.20％，
Nb：0.015～0.025％，
V：0.02～0.06％，
Ti：0.007～0.015％，
O≤0.0030％，
N≤0.0040％，
Al：0.020～0.040％，
Ca：0.0005～0.0030％，其余为Fe及不可避免的杂质，其中，
Mn/8+Ni/60+Cr/6+Mo/5：0.22～0.24％；
(2Nb+3V+3Ti)/(2C+10N)：0.95～1.20％。
2.如权利要求1所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板，其特征是，所述钢板焊接冷裂纹敏感系数Pcm值为0.16％～0.20％，Pcm(％)＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B。
3.如权利要求1所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板，其特征是，所述钢板再热裂纹敏感性指数Psr≤0.00％，Psr(％)＝Cr+Cu+2Mo+10V+7Nb+5Ti-2。
4.如权利要求1所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板，其特征是，所述不可避免的杂质包括Cr≤0.03％或B≤0.0004％。
5.如权利要求1所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板，其特征是，所述钢板10～60mm厚钢板的回火态金相组织为：
10～25mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处、板厚1/4处及板厚1/2处，以面积百分比计的回火态金相组织为80～95％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；
26～35mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的回火态金相组织为40～80％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/2处以面积百分比计的回火态金相组织为30～70％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体；
36～45mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的淬火态金相组织为≥70％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体；板厚1/2处以面积百分比计的淬火态金相组织为≥90％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体；
46～60mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的回火态金相组织为50～60％回火贝氏体、40～50％针状铁素体和渗碳体的混合组织；板厚1/2处以面积百分比计的回火态金相组织为≥80％针状或块状铁素体组织，其余为回火贝氏体和渗碳体。
6.如权利要求1所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板，其特征是，所述钢板的屈服强度≥510MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥18％，板厚1/4处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥200J、单值≥150J，板厚1/2处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥150J、单值≥100J，钢板无塑性转变温度(NDTT)≤-50℃。
7.如权利要求1所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板，其特征是，所述钢板厚度范围为10～60mm。
8.如权利要求1～7任何一项所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)采用上述成分经转炉冶炼、LF炉深脱硫、RH合金化及真空处理、连铸，形成连铸坯；
2)连铸坯加热，连铸坯加热温度1150℃～1160℃，连铸坯出炉均热度≤30℃，连铸坯在炉时间≥360min；
3)轧制
粗轧采用大压下轧制，前3道次累计压下率≥40％；
精轧对板厚<30mm的钢板无须控轧，对板厚≥30mm的钢板采用控轧工艺，控轧厚度为1.5～3倍成品厚度，精轧开轧温度830℃～850℃，精轧终轧温度780℃～800℃，轧后空冷；
4)淬火，钢板淬火加热温度910℃±10℃，钢板芯部到温后保持时间≥20min；
5)回火，钢板回火温度610℃～660℃，钢板芯部到达设定温度后的保持时间为≥20min，钢板出炉后空冷，生产10～60mm厚钢板。
9.如权利要求8所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板的制造方法，其特征是，所述连铸坯厚度300mm±5mm，连铸坯芯部偏析按曼内斯曼评级标准评级≤M2.0。
10.如权利要求8所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板的制
造方法，其特征是，粗轧采用大压下轧制，前3道次累计压下率≥40％，中间坯采用≥7道次的水幕冷却。
11.如权利要求8所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板的制造方法，其特征是，步骤3)轧后钢板抛丸，进入无氧化辊底式热处理炉加热至910℃±10℃，钢板芯部到达设定温度后保持时间≥20min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火，淬火时淬火机高压段水压≥0.8Mpa，低压段水压≥0.4Mpa，钢板淬火时水温≤30℃。
12.如权利要求8所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板的制造方法，其特征是，淬火后的钢板进入无氧化辊底式热处理炉进行回火。
13.如权利要求8所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板的制造方法，其特征是，所述钢板10～60mm厚钢板的回火态金相组织为：
10～25mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处、板厚1/4处及板厚1/2处，以面积百分比计的回火态金相组织为80～95％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；
26～35mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的回火态金相组织为40～80％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/2处以面积百分比计的回火态金相组织为30～70％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体；
36～45mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的淬火态金相组织为≥70％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体；板厚1/2处以面积百分比计的淬火态金相组织为≥90％针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织，其余为回火马氏体；
46～60mm厚钢板厚度截面的回火态组织：板厚近表面处以面积百分比计的回火态金相组织为≥90％的回火马氏体，其余为针状铁素体、回火贝氏体和渗碳体的混合组织；板厚1/4处以面积百分比计的回火态金相组织为50～60％回火贝氏体、40～50％针状铁素体和渗碳体的混合组织；板厚1/2处以面积百分比计的回火态金相组织为≥80％针状或块状铁素体组织，其余为回火贝氏体和渗碳体。
14.如权利要求8所述的630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的屈服强度≥510MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥18％，板厚1/4处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥200J、单值≥150J，板厚1/2处－50℃夏比缺口冲击功平均值≥150J、单值≥100J，钢板无塑性转变温度(NDTT)≤-50℃。
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