CN108411196B - 抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢及生产方法 - Google Patents
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Abstract
抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢,其组分及及wt%为:C:0.10~0.20,Si:0.10~0.50,Mn:1.00~2.00,P≤0.008,S≤0.002,Alt:0.005~0.050,Cu:0.10~0.50,Nb:0.01~0.05,V:0.10~0.20,Ni:0.20~1.00,Ca:0.002~0.008,N:0.010~0.020;生产方法:常规进行铁水预处理及转炉冶炼;经LF炉炉外精炼后进行RH真空处理;出钢并连铸成坯;分段热轧;正火;回火。本发明钢通过成分设计、夹杂物控制、轧制和热处理后,抗拉强度在680~830MPa、‑40℃KV2≥47J、屈强比ReL/Rm≤0.83,钢板厚度在8~30mm;其既满足了更高性能要求的移动式容器的制备要求,还能减轻自重至少在15%。
Description
技术领域
本发明属于低合金高强度钢制造领域,其涉及一种高强度压力容器钢及其生产方法,确切地为一种抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢及生产方法。
背景技术
随着我国能源、石化、化工及城市燃气等工业产业的迅速发展,液化气体汽车罐车以其灵活、方便的特点,在液态(或气液态)燃料和化工原料的输送中起着越来越重要的、不可替代的作用。然而在本发明提出之前,液化气体汽车罐车罐体用钢一直采用强度级别较低的Q345R钢(Rm为510MPa级)Q370R钢(Rm为530MPa级)和Q420R钢(Rm为590MPa级),致使罐体壁厚较厚,造成现有的罐车自重系数大,容重比小,运载效率低的落后状态。虽有涉及正火高强度移动压力容器钢制造领域的同类技术产品,但强度级别偏低,抗拉强度只达到630MPa级。如经检索的:
中国专利申请号为CN201310686042.0的文献,其公开了一种“抗拉强度630MPa级移动式压力容器钢及其生产方法”,所涉及钢具有下列成分及质量百分比C:0.15%~0.20%,Si:0.15%~0.40%,Mn:1.00%~1.70%,Ni:0.10%~0.30%, V:0.02~0.20%,P≤0.015%,S≤0.006%,Cu:0.03~0.30%或者Cr:0.01~0.10%或者Ti:0.008~0.020%一种或者两种以上的混合,其余为Fe和不可避免的杂质。该钢也采用正火热处理工艺进行生产,该文献虽然综合力学性能优秀,但存在强度水平较低,即不到680MPa,并添加了Cr、Ti两种合金元素。
中国专利申请号为CN201010200825的文献,其公开了“一种正火型高强度压力容器钢及其生产方法”,所涉及钢具有下列成分及质量百分比C:0.12%~0.18%,Si:0.15%~0.40%,Mn:1.20%~1.70%,Ni:0.10%~0.40%,Nb:0.01~0.05%,Ti:0.01~0.30%,Als:0.015~0.050%,P≤0.020%,S≤0.015%,同时包含V≤0.20、Cu≤0.07%中的一种或者两种,其余为Fe和不可避免的杂质。该钢采用常规的C、Mn、Ni、Nb合金体系,虽低温韧性水平良好, 但强度级别仍然偏低,不能满足要求。
中国专利申请号为201010127855.2的文献,其公开了“一种低屈强比高强度厚板及其制备工艺”。该厚板包含的成分及其重量百分比分别为:C:0.05~0.10%、Si:0.20~0.30%、Mn:1.60~1.80%、Nb:0.05~0.07%、Ni:0.30~0.40%、Cu:0.30~0.40%、Cr:0.15~0.30%、Mo:0.20~0.40%、Ti≤0.02%、Al≤0.045%以及余量的铁和杂质。该制备工艺是在采用上述成分设计的基础上,再采用控轧控冷工艺。其强度虽然达到740MPa级,但由于采用热轧态供货,组织均匀性、冷热加工性和焊接性能均达不到容器钢使用要求。
随着石油化工行业的快速发展,相关液化石油产品的运输需求量逐渐增大,对液化石油气罐车等需求也越来越大。但目前液化石油气罐车所用钢种强度级别偏低,限制了国产液化气体汽车罐车的大型化(高参数)发展。因此,研究开发高强度,压力容器壁厚减薄,自重降低,利用率提高,且抗振动冲击、具有良好的强韧性、低屈强比和焊接性能钢成为急需解决的课题。当采用抗拉强度为680MPa级钢板制造的罐体时,其单重可比Q345R降低33%,比Q370R降低29%,比Q420R降低16%,比SA612降低19%,节能降本效益显著。
因此,研发一种680MPa级正火高强度低屈强比压力容器钢(Rm≥680MPa),可用于大型石油储罐、液化气储罐、钢结构等与能源息息相关的行业和部门,尤其是数量巨大的移动式容器,例如各类液化气罐车、罐式集装箱和铁路罐车。该发明钢是Q370R/Q420R钢的升级产品,是进口欧标P460-630钢的替代产品,符合我国节能减排,低碳环保要求。能够完善我国非调质高强度压力容器钢系列,满足高性能压力容器用钢的市场需求,同时逐步取代进口,直接推动我国的能源装备企业走出去战略。
发明内容
本发明在于克服现有技术存在的不足,提供一种抗拉强度在680~830MPa、-40℃KV2≥47J、屈强比ReL/Rm≤0.83,钢板厚度在8~30mm的大型移动式压力容器用钢及生产方法。
实现上述目的的措施:
抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢,其组分及重量百分比含量为:C:0.10~0.20,Si:0.10~0.50,Mn:1.00~2.00,P≤0.008,S≤0.002,Alt:0.005~0.050,Cu:0.10~0.50,Nb:0.01~0.05,V:0.10~0.20,Ni:0.20~1.00,Ca:0.002~0.008,N:0.010~0.020,余量为Fe及不可避免的夹杂;金相组织为铁素体+珠光体组织。
优选地:V的重量百分比含量为0.10~0.17%。
优选地:N的重量百分比含量为0.013~0.018%。
优选地: Ca的重量百分比含量为0.002~0.0065%。
优选地:Ni的重量百分比含量为0.32~0.860%。
生产抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢的方法,其步骤:
1)常规进行铁水预处理及转炉冶炼;
2)经LF炉炉外精炼后进行RH真空处理,并在RH真空炉中添加VN合金,及进行Ca-Si处理;VN合金按照1.8~2.6kg/吨钢一次性加入,Ca-Si线按照0.3~0.8kg/吨钢或喂线速度在30~40m/min进行;真空处理时间不低于18min;
4)出钢并连铸成坯:在加热速率为加热速率为7~14min/cm下将铸坯加热到1200~1300℃;
5)进行分段热轧:其中,控制粗轧开轧温度不低于1100℃,粗轧结束温度不低于1000℃;控制精轧开轧温度不超过980℃,精轧轧终轧温度在800℃~900℃,进行层流冷却,返红温度在600~750℃;
6)进行正火,控制正火温度在850℃~940℃,正火保温时间在30~60min;
7)进行回火,控制回火温度在600~700℃,回火保温时间在50~80min。
优选地:所述返红温在625℃~715℃。
优选地:所述正火温度在875℃~915℃。
优选地:所述回火温度在615~675℃。
本发明中各元素及主要工艺的作用及机理:
C:C是提高钢材强度最有效的元素,随着C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。但是,增加钢中C含量,会降低钢板焊接性能和低温韧性。因此,参考现有的低合金钢的成分设计方案,本发明钢的C含量应控制在0.10%~0.20%。
Si:Si与碳的亲和力很弱,在钢中不与碳化合,但能溶入铁素体,产生固溶强化作用,使得铁素体的强度和硬度提高,但塑性和韧性却有所下降。当Si含量增大时,会促进岛状马氏体形成,对焊接热影响区韧性有害,可见,Si对强度有一定帮助,但含量不可过高。本发明钢的Si含量控制在0.10%~0.50%范围内可满足要求。
Mn:Mn与碳的亲和力较强,是扩大奥氏体相区、细化晶粒和保证综合性能以及提高淬透性的有效元素,且它并不恶化钢的变形能力,1.00%的Mn约可为抗拉强度贡献100MPa。但Mn元素是一种易偏析的元素,当偏析区Mn、C含量达到一定比例时,在钢材生产和焊接过程中会产生马氏体相,该相会表现出很高的硬度,对设备低温韧性有较大影响。因此,在设计该钢时将Mn含量限制在2.00%以内。考虑到本发明钢的强度范围,因此将Mn控制在1.00%~2.00%。
Alt:Alt是钢中的主要脱氧元素,在奥氏体中的最大溶解度大约0.6%,它溶入奥氏体后仅微弱地增大淬透性。但是当Al含量偏高时,易导致钢中夹杂增多,对钢的韧性不利,同时会降低钢的淬硬性和韧性,提高钢中带状组织级别。因此将钢中Alt含量控制在0.005%~0.050%以内。
V:V是有效提高钢板强度的碳化物形成元素之一,在钢中的效果仅次于Nb、Ti。钢中加入V后将形成V(CN),提高了渗碳体的熔点、硬度和耐磨性。因此,V的含量不能过高,以免降低钢的焊接性能。同时,V在中温时发生弥散强化,对厚钢板心部强度有帮助。因此,设计时将V控制在0.10%~0.20%。优选地V的重量百分比含量为0.10~0.17%。
Nb:Nb是显著提高奥氏体动态再结晶的元素,能够有效细化基体晶粒,在轧制过程中配合大压下量能够显著细化奥氏体晶粒。细化晶粒能够同时提高钢板强度、低温韧性水平。但Nb含量过多会造成第二相粒子尺寸增大,对焊接性能产生影响。因此,在本发明钢种,添加一定量的Nb,控制在0.01~0.05%范围内。
N:N一般来说,有固溶强化和提高淬透性的作用,但不显著。由于氮化物在晶界上析出,能提高晶界高温强度,增加钢的蠕变强度。与钢中其他元素化合,有沉淀硬化作用,在低碳钢中残留氮会导致时效脆性。因此为了保证N与V的联合强化作用,将N含量控制在0.0100%~0.0200%。优选地N的重量百分比含量为0.013~0.018%。
Cu:Cu 在钢中主要起沉淀强化作用,对钢的耐大气腐蚀性能有益,能提高此外还能提高钢材的抗疲劳裂纹扩展能力。但当Cu含量过高时,钢在轧制时易出现网状裂纹。综合考虑Cu对钢板综合力学性能的影响,将Cu含量控制在0.10%~0.50%。
Ni:Ni不会形成碳化物,是扩大γ相、细化晶粒、球化碳化物和保证综合性能以及提高淬透性的有效元素,可细化铁素体晶粒来改善钢的低温韧性,明显降低钢板和焊接接头的低温韧脆转变温度。但Ni含量太高就会增加炼钢成本,并且造成氧化铁皮难以脱落。因此,本发明钢将Ni含量设定在0.20%~1.00%以内。优选地Ni的重量百分比含量为0.32~0.860%。
Ca:Ca是钢进行Ca-Si处理时增加的元素,其含量不高时元素本身对钢板性能无明显影响,但经过Ca-Si处理后,钢中夹杂物相貌发生变化,尺寸降低,球化率提高,有利于提高钢的低温韧性水平。但考虑到Ca-Si处理后钢中杂质元素增加,因此,加入量不宜过大,该钢将处理后Ca含量控制在0.002%~0.008%。优选地Ca的重量百分比含量为0.002~0.0065%。
P:P在钢中固溶强化和冷作硬化作用强,作为合金元素加入低合金结构钢中,能提高其强度和钢的耐大气腐蚀性能,但降低其冷冲压性能。磷溶于铁素体,虽然能提高钢的强度和硬度,最大的害处是偏析严重,增加回火脆性,显著降低钢的塑性和韧性,致使钢在冷加工时容易脆裂,也即所谓“冷脆”现象。磷对焊接性也有不良影响。磷在发明钢中是有害元素,应严加控制。
S:S对钢的应力腐蚀开裂稳定性有害。随着硫含量的增加,钢的稳定性急剧恶化。硫化物夹杂物是氢的积聚点,使金属形成有缺陷的组织。同时,硫也是吸附氢的促进剂。因此,对于该钢应将P控制在0.010%以内,S控制在0.002%以内。
本发明之所以在RH炉添加VN合金,确保V含量达到目标值,同时严格控制钢水中N的含量,如果N含量偏低,还需要进行吹氮补充。该工艺实施难度小,同时VN比例控制准确度高。在RH添加VN合金和进行Ca-Si处理(对夹杂物进行变性,能够有效降低夹杂物尺寸,改变夹杂物的形状,有利于降低钢的带状级别,提高钢板低温性能和各项异性。),由于VN合金化和Ca-Si处理处于冶炼末期,N含量和Ca-Si损耗小,收得率高。同时,Ca-Si处理时,大部分夹杂物已经去除,残余的夹杂物与Ca-Si反应,形成的夹杂物尺寸更小,能够提高处理效果。同时,真空处理时间较长(真空处理时间不小于18min),可较好的降低钢中杂质、气体含量。
本发明之所以按低合金钢工艺进行轧制。轧制前铸坯加热温度为1200~1300℃,加热速率为8~15min/cm,确保铸坯温度均匀钢。粗轧时,根据成品钢板厚度,控制本阶段轧制结束时中间坯的厚度。精轧时,待温避开奥氏体部分再结晶区温度后,开始奥氏体未再结晶区控制轧制。此时,未再结晶区的轧制有足够的压缩比,使得变形奥氏体中产生高畸变的变形积累,形成大量形变带和高密度位错。精轧终轧后,形变位错将发生回复和多边形化,从而细化组织,提高钢板的强度和韧性。轧制时,要考虑钢的临界点温度,避免出现混晶现象。
由于该钢要在低温介质下长期使用,且对钢的低温韧性要求较高,所以针对该钢的特点设计热处理工艺为正火+回火。正火+回火后该钢的组织是一种较稳定的铁素体+珠光体组织,钢中不会出现对低温韧性有较大影响的马氏体组织。正火温度设计为850~940℃,是为了让钢充分奥氏体化,获得稳定的组织。回火温度设计为600~700℃,是为了让钢中合金元素V、Cu充分析出,提高钢板心部性能,同时减少钢种的组织偏析。同时,在回火过程中,碳化物的偏聚得到改善,降低了晶界脆性,提高了低温韧性。
本发明钢具有如下优点:
在成分设计上采用低碳和低合金,添加一定量的Mn、Ni、Cu、Nb、V、N等,严格控制P、S含量,并进行Ca-Si处理,使得该钢具有优良的低温韧性和焊接性能。利用正火+回火热处理得到稳定的铁素体+珠光体组织,利用钢中Nb、V等微合金的复合强化作用保证了钢材获得足够的强度和韧性。
本发明钢通过成分设计、夹杂物控制、轧制和热处理后,抗拉强度在680~830MPa、-40℃ KV2≥47J、屈强比ReL/Rm≤0.83,钢板厚度在8~30mm。本发明既满足了更高性能要求的移动式容器的制备要求,还能减轻自重至少在15%。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述:
表1为本发明各实施例及对比例的化学成分列表;
表2为本发明各实施例及对比例的冶炼及轧制工艺参数列表;
表3为本发明各实施例及对比例的热处理工艺参数列表;
表4为本发明各实施例及对比例的力学检验结果;
表5为本发明各实施例及对比例的夹杂物检验结果。
本发明各实施案例均按照以下步骤进行生产:
1)常规进行铁水预处理及转炉冶炼;
2)经LF炉炉外精炼后进行RH真空处理,并在RH真空炉中添加VN合金,及进行Ca-Si处理;VN合金按照1.8~2.6kg/吨钢一次性加入,Ca-Si线按照0.3~0.8kg/吨钢或喂线速度在30~40m/min进行;真空处理时间不低于18min即可;
4)出钢并连铸成坯:在加热速率为加热速率为7~14min/cm下将铸坯加热到1200~1300℃;
5)进行分段热轧:其中,控制粗轧开轧温度不低于1100℃,粗轧结束温度不低于1000℃;控制精轧开轧温度不超过980℃,精轧轧终轧温度在800℃~900℃,进行层流冷却,返红温度在600~750℃;
6)进行正火,控制正火温度在850℃~940℃,正火保温时间在30~60min;
7)进行回火,控制回火温度在600~700℃,回火保温时间在50~80min。
表1 本发明各实施例及对比例的化学成分(wt.%)
表2本发明各实施例及对比例的冶炼及轧制工艺参数取值列表
表3 本发明各实施例及对比例的热处理工艺参数列表
表4本发明各实施例及对比例的力学检验结果
表5本发明各实施例及对比例的夹杂物检验结果
从表4可以看出,本发明钢种具有高强度(Rm:680~830MPa)、高韧性(-40℃ KV2≥47J),低屈强比(ReL/Rm≤0.83),其中实施例钢板屈强比在0.77~0.79,性能优异,-40℃KV2均值达到148J以上,富裕量较大。同时,实施例钢板夹杂物等级合计不大于1.0,完全满足大型移动式储罐设备和低温移动设备的制造。
本发明的具体实施方式仅为最佳例举,并非对本发明的限制性实施。
Claims (5)
1.抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢,其组分及重量百分比含量为:C:0.10~0.20,Si:0.41~0.50,Mn:1.00~2.00,P≤0.008,S≤0.002,Alt:0.005~0.050,Cu:0.4~0.50,Nb:0.024~0.05,V:0.10~0.20,Ni:0.86~1.00,Ca:0.002~0.008,N:0.013~0.020,余量为Fe及不可避免的夹杂;金相组织为铁素体+珠光体组织;
生产方法:
1)常规进行铁水预处理及转炉冶炼;
2)经LF炉炉外精炼后进行RH真空处理,并在RH真空炉中添加VN合金,及进行Ca-Si处理;VN合金按照1.8~2.6kg/吨钢一次性加入,Ca-Si线按照0.3~0.8kg/吨钢或喂线速度在30~40m/min进行;真空处理时间不低于18min;
4)出钢并连铸成坯:在加热速率为7~14min/cm下将铸坯加热到1200~1210℃;
5)进行分段热轧:其中,控制粗轧开轧温度不低于1100℃,粗轧结束温度不低于1000℃;控制精轧开轧温度不超过980℃,精轧终轧温度在840~860℃,进行层流冷却,返红温度在600~750℃;
6)进行正火,控制正火温度在850℃~940℃,正火保温时间在30~60min;
7)进行回火,控制回火温度在600~700℃,回火保温时间在50~80min。
2.如权利要求1所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢,其特征在于:V的重量百分比含量为0.10~0.17%。
3.如权利要求1所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢,其特征在于:N的重量百分比含量为0.013~0.018%。
4.生产如权利要求1所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢的方法,其步骤:
1)常规进行铁水预处理及转炉冶炼;
2)经LF炉炉外精炼后进行RH真空处理,并在RH真空炉中添加VN合金,及进行Ca-Si处理;VN合金按照1.8~2.6kg/吨钢一次性加入,Ca-Si线按照0.3~0.8kg/吨钢或喂线速度在30~40m/min进行;真空处理时间不低于18min;
4)出钢并连铸成坯:在加热速率为7~14min/cm下将铸坯加热到1200~1210℃;
5)进行分段热轧:其中,控制粗轧开轧温度不低于1100℃,粗轧结束温度不低于1000℃;控制精轧开轧温度不超过980℃,精轧终轧温度在840~860℃,进行层流冷却,返红温度在600~750℃;
6)进行正火,控制正火温度在850℃~940℃,正火保温时间在30~60min;
7)进行回火,控制回火温度在600~700℃,回火保温时间在50~80min。
5.如权利要求4所述的抗拉强度为680MPa级大型移动式压力容器用钢的方法,其特征在于:所述返红温在625℃~715℃。
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