CN108677096A - 一种基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板及其制造方法，钢板屈服强度≥490MPa，抗拉强度610～730MPa，屈强比≤0.90；制造方法为：制成连铸坯后加热保温，再粗轧和精轧，以≥50℃/s的速度直接淬火冷却，加热回火后空冷。本发明的钢板同时适用于10万立方米、15万立方米及以上容量大型战略石油储备罐制造；钢板在热输入大于200KJ/cm条件下进行大热输入焊接时，焊后焊接热影响区‑20℃冲击功不低于80J；有望将目前石油储罐施工中对25～60mm钢板设限的双面双道次X型焊接方式改变为单面单道次V型焊接，可减少焊接工时近1半，显著提高石油储罐施工速度并大幅度降低战略石油储备库建设成本，具有很好的推广应用前景。

Description

一种基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板及其制造方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，特别涉及一种基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板及其制造方法。
背景技术
战略石油储备对保障国家能源安全至关重要，我国石油储备库建设的第一期工程已于2008年底在镇海、舟山、大连、黄岛四个沿海城市建成，初步形成30天左右净进口量的原油储备规模。
通常1台10万m3的石油储罐需用钢材总量达1948.5吨，其罐体造价加上原油的价值高达数亿元，如果出现事故，经济损失和环境污染后果严重；因此，对石油储备罐钢板的综合性能要求是高强高韧易焊接；特别是为保证现场施工的焊接效率，大型储罐纵焊缝均要求采用大于100KJ/cm的大热输入焊接，如何保证大热输入焊接后其焊接热影响区因晶粒粗化而产生的脆化倾向小，低温冲击韧性不低于母材的技术要求，这是石油储备罐钢板研究开发的技术关键。
我国从第二期10万立方米石油储罐建设工程开始，陆续使用国产钢板，申请号200810119502.0、申请号200810224734.2和申请号201410791633.9等发明专利，就是当时形成并一直沿用至今的国内储油罐钢板生产主流技术，其主要特征是，采用离线淬火+回火或TMCP+回火工艺生产厚度12～33mm、屈服强度490MPa、抗拉强度610～730MPa级别钢板，在避免大线能量焊接热影响区奥氏体晶粒粗化方面，采用传统的微细TiN粒子钉扎奥氏体长大机制，采用这种机制，在生产工艺合理且稳定的情况下，钢板虽然能够承受热输入达到100kJ/cm的大热输入焊接要求，但是，由于TiN在温度达到1350℃时就会开始溶解，当焊接热影响区温度达到或超过1400℃时，TiN溶解的体积分数甚至会达到88％，从而导致绝大部分TiN质点失去抑制奥氏体晶粒长大的作用，如果再考虑到钢板生产厂实际操作时可能出现的工艺或化学成分波动因素，则很难保证石油储罐建设基地实际使用的每张钢板都能满足热输入达到100kJ/cm焊接条件下的HAZ质量性能要求；因此目前的现状是，石油储备罐施工单位不得不严格限制热输入在远低于100kJ/cm的条件下施焊，其结果造成厚度大于25mm的钢板纵缝只能开X型坡口，正面和背面各焊接一道次，而无法实现V型坡口的单面单道次焊接，这无形中增加了石油储备库建设的焊接施工成本近1倍；另外，10万立方米石油储罐所用钢板的最大厚度只有33mm，而15万立方米及以上石油储罐所用钢板的最大厚度将达到60mm，板厚增加近1倍，则钢板耐大热输入焊接性能也必须增强近1倍，因此为了提高国产储油罐钢板的质量性能水平并满足15万立方米及以上大型石油储罐的建设需要，急待解决既有技术无法逾越的难题，研究开发能够承受焊接热输入大于200kJ/cm的国产储油罐用厚规格钢板及其生产方法。
发明内容
本发明的目的是提供一种基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板及其制造方法，该方法以C-Mn钢为基础，基于氧化物冶金(Oxides Metallurgy)基本原理，通过合理的化学成分设计，选择合适的合金添加剂及添加方法，利用冶金过程反应使钢中夹杂物微细化、球状化并形成化学结构可控的高熔点复合夹杂物，这些夹杂物在细化原始奥氏体晶粒的同时，还能够诱导生成具有大角度晶粒取向的细密状针状铁素体，有效提高焊接热影响区韧性。
本发明的基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板的成分按质量百分比含C 0.03～0.10％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.2～2.0％，P≤0.015％，S≤0.008％，Ti 0.005～0.03％，Ni 0.01～1.0％，B 0.0001～0.002％，Cr 0.05～0.5％，Mo 0.05～0.3％，Nb 0.01～0.03％，Cu 0.01～1.0％，Al 0.001～0.03％，N 0.002～0.007％，O 0.001～0.006％，还含有Mg、Ca、Zr和RE中的一种或多种，其余为Fe及不可避免的杂质；当含有Mg、Ca、Zr或RE时，其含量分别为：Mg 0.0001～0.005％，Ca 0.0001～0.008％，Zr 0.0001～0.02％，RE0.0001～0.02％；其碳当量Ceq≤0.40％，其中Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。
上述基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板厚度10～60mm，其屈服强度≥490MPa，抗拉强度610～730MPa，延伸率≥17％，-20℃冲击功≥80J，屈强比≤0.90。
上述的基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板中含有大量微细含钛复合夹杂物，含钛复合夹杂物的粒径范围0.01～0.55μm，面积密度≥2.9×106个/mm2；含钛复合夹杂物数量是传统钢的4倍以上，同时这些夹杂物与MnS具有很好的亲和力而使MnS夹杂物非常容易聚集在其外层而呈球状分布，由于复合夹杂物的高度微细化和球状化，除有利于提高钢板大热输入焊接热影响区的低温冲击韧性之外，还有利于钢板耐硫化氢应力腐蚀性能的提高。
上述的基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板的制造方法包括以下步骤：
(1)采用转炉-LF-VD-连铸工艺，制成上述成分的连铸坯；连铸坯厚度260～300mm；
(2)将连铸坯堆垛放置24小时以上后，通过加热炉加热至1100～1250℃，铸坯在炉时间不少于4小时，然后进行粗轧和精轧；其中粗轧开轧温度1050～1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧完成后待温冷却的中间坯厚度是热轧板厚度的2.0～3.5倍；精轧开轧温度820～900℃，道次变形量15～20％，终轧温度780～880℃；精轧完成后迅速移送至超快速冷却装置，以≥50℃/s的速度直接淬火冷却至150℃以下，获得热轧板；
(3)将热轧板加热至600～700℃保温25～100min进行回火热处理，然后空冷至常温，制成基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板，其回火热处理时间与热轧板厚度的关系按T＝10+1.5min/mm×D确定；式中T为回火热处理时间，单位min；D为热轧板厚度，单位mm。
上述的步骤(1)的转炉-LF-VD-连铸工艺过程中，当钢水到达LF炉进行精炼时，需通过加入锰铁或硅铁的方式控制氧含量≤150ppm，再添加Ti元素，随后添加Mg、RE、Ca或Zr元素的一种或多种，控制各元素添加间隔时间≤10min，然后进行LF炉造渣、脱硫和合金化；当完成LF炉精炼后，控制炉渣中FeO+MnO的质量百分比≤1.5％。
本发明的原理及优点在于：采用氧化物冶金技术，使钢中本属于有害的夹杂物微细化、球状化并形成化学结构可控的高熔点复合夹杂物；所述复合夹杂物是指：钢中的Ti与Mg、Ca、B、Zr、Al、RE等的氧化物或硫化物中的一种或两种以上复合形成的夹杂物；由于这类复合夹杂物，在高温下能够有效钉扎和阻止奥氏体晶粒长大，在焊接热影响区(HAZ)组织的冷却相变过程中，能够在细化原始奥氏体晶粒的同时，在原奥氏体晶内诱导生成具有大角度晶粒取向的细密状针状铁素体(AF)，当其诱导生成的AF体积分数达到80％以上时，将使钢板大热输入焊接HAZ区的低温冲击韧性大幅度提高(如-40℃冲击功≥80J)。
本发明钢板的化学成分范围限定理由如下：
C：是确保钢板强度所需的元素；C含量低于0.03％时，将不能保证高强度，若C含量高于0.10％时，则会在大热输入焊接热影响区中形成大量M-A岛组织，焊接裂纹敏感性增加，降低HAZ韧性；
Si：是确保钢板强度及冶炼脱氧的元素；Si含量过低，则脱氧效果不能有效发挥，若过高则钢板的焊接热影响区脆化，故Si上限定为0.3％；
Mn：可确保钢板强度并有利于韧性；Mn含量低于1.2％则不能保证钢板的高强度和良好韧性；含量高于2.0％时，大线能量焊接时HAZ韧性劣化；
P：作为杂质元素；若超过0.015％则使钢板延伸率及韧性显著劣化，在冶炼成本能够承受的范围内应尽可能降低；
S：是不可避免的杂质元素；适量地含有S会形成高熔点硫化物，同时钢中的S还会以MnS形态依附在复合氧化物或氮化物周围，促进焊接热影响区针状铁素体的形核与长大；但S含量过高则会生成粗大夹杂物，降低钢板厚度方向性能，焊接过程中还会与铁基体剥离而成为裂纹的起点，显著增加焊接裂纹敏感性，故S含量应低于0.008％；
Al：是冶炼过程重要的脱氧元素；Al与N结合还能够提高钢板强度；适量的Al有利于Ti化物的形成，若大于0.03％，将使韧性劣化；
Ti：适量的Ti含量及添加方法能够获得大量小尺寸的Ti氧化物及氮化物，大热输入焊接时改善HAZ组织并细化晶粒，提高韧性；若超过0.03％则固溶的Ti增加，则会形成粗大的Ti化物，显著降低韧性；
Cu：提高强度而不降低韧性，并增加钢板耐蚀性能；适量添加有益于HAZ韧性，Cu低于0.01％则不能获得强化效果，若高于1.0％则焊接时易产生热裂纹，降低HAZ韧性；
Ni：能够保证钢板强度及韧性，适量添加能够提高HAZ韧性；过低的Ni则不能获得好的强韧化效果，若过多添加则增加成本；故Ni含量的适宜范围为0.01～1.0％；
Nb：在控制轧制过程中能够延迟再结晶发生，扩大奥氏体未再结晶区范围、显著提高形变奥氏体的应变累积效果，有利于晶粒组织细化，但当Nb含量超过0.03％时会恶化焊接热影响区的低温韧性，故限定Nb含量应低于0.03％；
Cr、Mo：均是对提高钢板强度有利的元素，若含量超过0.5％，则会显著降低HAZ韧性，因此限定Cr、Mo含量均小于0.3％；
B：能够提高厚板淬透性使钢板强度增加，而且在大线能量焊接过程中，当HAZ温度大于1300℃后TiN开始溶解，使游离N增加，而B在高温时扩散快，易于在奥氏体晶界偏聚，冷却时容易与N结合生成BN，抑制晶界铁素体的形成与长大，有益于HAZ韧性提高；因此要求B含量大于0.0001％，若超过0.003％则钢板的HAZ韧性劣化；
Ca、Mg、Zr、RE：均是强脱氧元素及氧化物或硫化物生成元素，也是本发明实施氧化物冶金新工艺的重要添加元素。适量的Ca能够使条状的MnS系夹杂球化，有助于降低钢板的各向异性并提高Z方向性能；适量的Ca、Mg、Zr、REM及合适的添加方法，会使夹杂物微细化，增加针状铁素体的形核质点，有利于HAZ韧性；其合适的范围分别为Ca 0.0001～0.008％、Mg 0.0001～0.005％、Zr：0.0001～0.02％、RE 0.0001～0.02％，若超过上限则会使夹杂物粗大化，反而劣化HAZ韧性；
N：是形成TiN的必要元素，含N量小于20ppm则析出的TiN不足，若大于70ppm，则固溶的N过剩，降低HAZ韧性；
O：能够保证形成Ti、Mg、Zr、RE等元素的氧化物，氧含量大于150ppm时，形成的氧化物粗大，降低HAZ韧性。
本发明以在线直接淬火+回火(CRDQ+T)工艺替代既有的再加热淬火+回火(Q+T)或控轧控冷+回火(TMCP+T)工艺，使得在低碳当量Ceq条件下生产高强高韧易焊接储油罐钢板成为可能；这是因为控制轧制(CR)过程中因形变累积效应所形成的大量晶体缺陷具有遗传作用，使得形变奥氏体在快速冷却相变过程中形成的马氏体板条间距小且含有大量高密度位错，这种板条马氏体在回火过程中析出微细且弥散分布的合金碳化物粒子，在使强度提高的同时，形变所造成的马氏体板条细化和板条取向多样化效果，则使断裂单位变得更加细小而显著提高钢板的冲击韧性；因此，在生产相同强度级别钢板时，采用在线直接淬火+回火工艺不仅能够节约大量能耗、提高生产效率，还能够显著降低碳当量Ceq和合金成本，有利于大热输入焊接性能的提高。
本发明的钢板同时适用于10万立方米、15万立方米及以上容量大型战略石油储备罐制造；在热输入大于200KJ/cm条件下进行气电立焊等的大热输入焊接，焊后焊接热影响区(HAZ)熔合线外2mm处-20℃冲击功不低于80J；采用本发明钢板后有望将目前石油储罐施工中对25～60mm钢板设限的双面双道次X型(也称双V型)焊接方式改变为单面单道次V型焊接，可减少焊接工时近1半，显著提高石油储罐施工速度并大幅度降低战略石油储备库建设成本，具有很好的推广应用前景。
附图说明
图1为本发明实施例1中的基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板和对比试验获得的钢板回火马氏体光学显微组织图；图中，a为基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板，b为对比试验获得的钢板；
图2为本发明实施例1中的基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板和对比试验获得的钢板淬火态SEM组织图；图中，a为基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板，b为对比试验获得的钢板；
图3为本发明实施例2中的基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板和对比试验获得的钢板在热输入200KJ/cm条件下的焊接热模拟金相组织图；图中a为对比试验获得的钢板，b为基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板；
图4为本发明实施例2中的基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板和对比试验获得的钢板在热输入大于200KJ/cm气电立焊后的金相组织图；图中，a为基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板，b为对比试验获得的钢板。
具体实施方式
下面将通过不同实施例和比较例的对比来描述本发明，这些实施例仅是用于解释的目的，本发明并不局限于这些实施例中，凡采用等同变换或等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围内。
本发明实施例中在线直接淬火采用东北大学研制的超快速冷却装置(FUC)。
本发明实施例中采用的RE为La或Ce。
实施例1
采用转炉-LF-VD-连铸工艺，制成260mm连铸坯；连铸坯化学成分按质量百分比含C0.07％，Si 0.16％，Mn 1.45％，P 0.010％，S 0.003％，Ni 0.16％，Cu0.18％，B 0.002％，Cr0.10％，Mo 0.08％，Nb 0.02％，Al 0.01％，N 0.004％，O 0.003％，Ti 0.015％，Mg0.003％、RE 0.001％、Ca 0.003％，余量为Fe；其碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15＝0.07+1.45/6+(0.1+0.08+0)/5+(0.16+0.18)/15＝0.37；其中钢水到达LF炉进行精炼时，采用氧化物冶金工艺，通过硅、锰脱氧控制氧含量≤150ppm后，添加Ti、Mg、RE和Ca，上述各成分添加间隔时间≤10min，然后进行LF炉造渣、脱硫和合金化，当完成LF炉精炼后，控制炉渣中按质量百分比含FeO+MnO≤1.5％；
将连铸坯堆垛放置24小时后，移送加热炉经5小时加热至1150℃后进行粗轧和精轧；控制粗轧开轧温度1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧完成后待温冷却时的中间坯厚度按热轧板厚度的2.0～3.5倍控制；精轧开轧温度860℃，道次变形量15～20％，终轧温度830℃；精轧完成后迅速移送至超快速冷却装置(FUC)，以50℃/s的冷却速度直接淬火冷却至150℃以下，通过中间坯厚度和精轧道次的调整分别获得厚度10mm、33mm和60mm的热轧板；
将三组热轧板分别加热至650℃进行回火热处理，回火加热时间T分别为25、59.5和100min，回火加热后空冷至室温，制成三组基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板，其屈服强度分别为560、530和510MPa，抗拉强度分别为630、619和620MPa，屈强比分别为0.89、0.86和0.83，延伸率分别为20％、21％和22％，-20℃冲击功分别为248J、283J和272J，各项常规力学性能满足GB19189-2011《压力容器用调质高强度钢板》国家标准要求。
对比例
采用转炉-LF-VD-连铸工艺，制成260mm连铸坯；连铸坯化学成分按质量百分比含C0.10％，Si 0.22％，Mn 1.52％，P 0.010％，S 0.003％，Ni 0.20％，Cu0.18％，B 0.002％，Cr0.20，Mo 0.10％，Nb 0.02％，V0.05％，Ca0.003％，Al 0.01％，N 0.004％，O 0.003％，余量为Fe；其碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15＝0.10+1.52/6+(0.2+0.1+0.05)/5+(0.20+0.18)/15＝0.45；其中钢水到达LF炉进行精炼时，不采用氧化物冶金工艺，即按传统工艺脱氧、造渣、脱硫和合金化，无需控制合金添加顺序，无需控制氧含量≤150ppm，无需添加Mg、RE、Zr等特殊合金元素；
将连铸坯堆垛放置24小时后，移送加热炉经5小时加热至1150℃后进行粗轧和精轧；控制粗轧开轧温度1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧完成后待温冷却时的中间坯厚度按热轧板厚度的2.0～3.5倍控制；精轧开轧温度860℃，道次变形量15～20％，终轧温度830℃；精轧完成后移送常规控制冷却装置(ACC)以15～20℃/s的冷却速度冷却至600～650℃，通过中间坯厚度和精轧道次的调整分别获得厚度10mm、33mm和60mm的热轧板；
将三组热轧板分别移送至热处理车间进行940℃离线再加热后淬火+650℃回火，淬火加热时间T按T＝10+1.4min/mm×D(板厚)计算，回火加热时间T按T＝10+1.5min/mm×D(板厚)计算，钢板回火后空冷至室温，获得对比例三组钢板的屈服强度分别为580、536和506MPa，抗拉强度分别为632、629和620MPa，屈强比分别为0.92、0.85和0.82，延伸率分别为20％、22％和23％，-20℃冲击功分别为179J、210J和216J，除10mm钢板的屈强比大于0.90以外，其余各项力学性满足GB19189-2011《压力容器用调质高强度钢板》国家标准要求。
上述厚度33mm实施例1在线直接淬火+回火钢板和对比例离线淬火+回火钢板的光学显微组织如图1所示,与图1回火马氏体组织相对应的淬火态SEM组织如图2所示，由图1、2可以看出，实施例1因直接淬火前未再结晶区应变累积所造成的晶粒扁平化、马氏体板条微细化和板条取向多样化效果显著，所以采用直接淬火工艺的实施例1钢板具有更好的强韧性能组合，不存在薄规格钢板屈强比偏高问题；此外由于实施例1在LF炉精炼时采用氧化物冶金工艺并额外添加Mg、RE等特殊合金元素，实现钢中夹杂物的微细化、球状化和复合化控制，这些微细的夹杂物会直接或间接地影响钢材的固态相变行为，使钢材在低碳当量条件下得到有效强化之外，这些高度微细化和球状化的复合夹杂物还有利于钢材耐硫化氢腐蚀性能的提高；
本发明实施例1和对比例采用NACETMO177-2005和JB/T7901-1999标准检测的耐硫化氢腐蚀速率如表1所示；
表1
由表1数据可见，实施例1的耐硫化氢腐蚀速率平均为0.3015mm/a，好于对比例的0.3427mm/a；
实施例2
方法同实施例1，不同点在于：
(1)连铸坯的成分按质量百分比含C 0.08％，Si 0.20％，Mn 1.5％，P 0.010％，S0.003％，Ni 0.18％，B 0.002％，Cr 0.05％，Mo 0.1％，Nb 0.03％，Cu 0.08％，Al 0.02％，N 0.007％，O 0.006％，Ti 0.018％，Zr 0.010％、RE 0.001％、Ca 0.003％，余量为Fe；Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15＝0.08+1.5/6+(0.05+0.1+0)/5+(0.18+0.08)/15＝0.38；
(2)在LF炉进行精炼时，控制氧含量≤150ppm后，添加Ti、Zr、RE和Ca；
(3)三组基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板的屈服强度分别为572MPa、546MPa和498MPa，抗拉强度分别为636MPa、630MPa和626MPa，屈强比分别为0.90、0.87和0.81，延伸率分别为21％、23％和23％，-20℃冲击功分别为239J、258J和189J；
实施例3
方法同实施例1，不同点在于：
(1)连铸坯厚度为300mm；连铸坯的成分按质量百分比含C 0.09％，Si 0.3％，Mn1.2％，P 0.011％，S 0.006％，Ni 0.20％，B 0.003％，Cr 0.3％，Mo 0.08％，Nb 0.03％，Cu0.16％，N 0.007％，O 0.001％，Ti 0.022％，Zr 0.010％，Mg 0.003％，Ca 0.002％，Al0.025％；余量为Fe；Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15＝0.09+1.2/6+(0.3+0.08+0)/5+(0.2+0.16)/15＝0.39；
(2)在LF炉进行精炼时，控制氧含量≤150ppm后，添加Ti、Zr、Mg和Ca；
(3)三组基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板屈服强度分别为568MPa、556MPa和499MPa，抗拉强度分别为636MPa、632MPa和626MPa，屈强比分别为0.89、0.88和0.80，延伸率分别为21％、23％和24％，-20℃冲击功分别为219J、238J和259J。
本发明实施例1、2、3获得的基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板与对比试验获得的60mm钢板在峰值温度1400℃、热输入分别为100和200KJ/cm条件下进行焊接热模拟试验的-20℃冲击功值如表2所示；
表2
由表2可见，基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板实施例1、2、3的模拟焊接热影响区-20℃冲击功值均大于80J，而对比试验钢板的模拟焊接热影响区-20℃冲击功单值和均值全都小于80J，不能满足GB19189-2011国家标准要求。
模拟焊接热输入200KJ/cm条件下，对比试验钢板和实施例1钢板的焊接热模拟金相组织如图3所示，由图可见：对比试验钢板的原奥氏体平均晶粒尺寸为500μm，且奥氏体晶界处的先共析铁素体呈板片状，由晶界向晶内长大生成侧板条铁素体(或称魏氏组织)；而基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板实施例1的原奥氏体平均晶粒尺寸为180μm，奥氏体晶界处的先共析铁素体呈多边形团块状，且晶内组织大部分为微细夹杂物诱发生成的细密状针状铁素体构成，因此较对比例钢板具有高得多的模拟焊接热影响区低温冲击韧性。
本发明实施例1、2、3获得的60mm钢板与对比例获得的60mm钢板在焊接热输入大于200KJ/cm条件下，经气电立焊单道次V型坡口大热输入焊接后，焊接接头各部位的-20℃冲击功值如表3所示；
表3
由表3可见，基于氧化物冶金的实施例1、2、3钢板的焊接热影响区熔合线外2mm处-20℃冲击功值全部大于80J，而对比试验钢板的焊接热影响区熔合线线外2mm处-20℃冲击功值远低于80J，达不到GB19189-2011国家标准要求。由于60mm钢板制造难度最大，而实施例1、2、3的60mm钢板在热输入大于200KJ/cm条件下的焊接热影响区-20℃冲击功值全部大于80J，则不难推断本发明的全厚度规格钢板均具备承受热输入大于200KJ/cm的大热输入焊接性能。
基于氧化物冶金的实施例2钢板和对比试验钢板在焊接热输入大于200KJ/cm条件下进行气电立焊后的焊接热影响区金相组织如图4所示，由图可见，实施例2钢板的焊接热影响区组织由大量交叉互锁的细密状针状铁素体构成，对比试验钢板的焊接热影响区组织却由大量垂直于原奥氏体晶界的粗大侧板条铁素体构成，显著的微观组织特征决定了基于氧化物冶金的实施例钢板具备承受热输入大于200KJ/cm的大热输入焊接性能，而对比例试验钢板完全不具备承受热输入大于200KJ/cm的大热输入焊接性能。

Claims (6)

1.一种基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板，其特征在于成分按质量百分比含C0.03～0.10％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.2～2.0％，P≤0.015％，S≤0.008％，Ti 0.005～0.03％，Ni 0.01～1.0％，B 0.0001～0.003％，Cr 0.05～0.5％，Mo 0.05～0.3％，Nb 0.01～0.03％，Cu 0.01～1.0％，Al 0.001～0.03％，N 0.002～0.007％，O 0.001～0.006％，还含有Mg、Ca、Zr和RE中的一种或多种，其余为Fe及不可避免杂质；当含有Mg、Ca、Zr或RE时，其含量分别为：Mg 0.0001～0.005％，Ca 0.0001～0.008％，Zr 0.0001～0.02％，RE 0.0001～0.02％；其碳当量Ceq≤0.40％；其中Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。
2.根据权利要求1所述的一种基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板，其特征在于该钢板厚度10～60mm，屈服强度≥490MPa，抗拉强度610～730MPa，延伸率≥17％，屈强比≤0.90，-20℃冲击功≥80J。
3.根据权利要求1所述的一种基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板，其特征在于该钢板中含有含钛复合夹杂物，含钛复合夹杂物的粒径0.01～0.55μm，面积密度≥2.9×106个/mm2。
4.根据权利要求3所述的一种基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板，其特征在于该钢板的含钛复合夹杂物数量是传统钢的4倍以上，同时这些夹杂物与MnS具有很好的亲和力而使MnS夹杂物非常容易聚集在其外层而呈球状分布，由于复合夹杂物的高度微细化和球状化，在热输入大于200KJ/cm条件下施焊后，焊接热影响区熔合线外2mm处-20℃冲击功不低于80J，同时有利于钢板耐硫化氢应力腐蚀性能的提高。
5.一种权利要求1所述的基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板的制造方法，其特征在于包括以下步骤：
(1)采用转炉-LF-VD-连铸工艺，制成上述成分的连铸坯；连铸坯厚度260～300mm；
(2)将连铸坯堆垛放置24小时以上后，通过加热炉加热至1100～1250℃，铸坯在炉时间不少于4小时，然后进行粗轧和精轧；其中粗轧开轧温度1050～1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧完成后待温冷却的中间坯厚度是热轧板厚度的2.0～3.5倍；精轧开轧温度820～900℃，道次变形量15～20％，终轧温度780～880℃；精轧完成后迅速移送至超快速冷却装置，以≥50℃/s的速度直接淬火冷却至150℃以下，获得热轧板；
(3)将热轧板加热至600～700℃保温25～100min进行回火热处理，然后空冷至常温，制成基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板，其回火热处理时间与热轧板厚度的关系按T＝10+1.5min/mm×D确定；式中T为回加热时间，单位min；D为热轧板厚度，单位mm。
6.根据权利要求5所述的基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板的制造方法，其特征在于步骤(1)的转炉-LF-VD-连铸工艺过程中，当钢水到达LF炉进行精炼时，需通过加入锰铁或硅铁的方式控制氧含量≤150ppm，再添加Ti元素，随后添加Mg、RE、Ca或Zr元素的一种或多种，控制各元素添加间隔时间≤10min，然后进行LF炉造渣、脱硫和合金化；当完成LF炉精炼后，控制炉渣中FeO+MnO的质量百分比≤1.5％。
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