CN111363973A - 一种心部低温冲击韧性优良的特厚容器钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种心部低温冲击韧性优良的特厚容器钢板,生产厚度为60‑100mm,化学成分:C:0.13~0.20%、Si:≤0.40%、Mn:1.00~1.60%、P≤0.015%、S≤0.005%、Als:0.01~0.05%、Nb+V+Ti≤0.080%、Ni:0.20‑0.50%、Cu≤0.30%、H≤2ppm,余量为Fe及不可避免的杂质元素,同时满足:CEV≤0.43%,3≤w(Nb+V+Als)/w(Ti)≤8。钢板的近表面处组织为回火索氏体,钢板板厚1/4处和1/2处组织为贝氏体。板厚1/4处横向冲击功‑50℃KV2≥150J;板厚1/2处横向冲击功‑50℃KV2≥80J。制造工艺:铁水预处理→转炉冶炼→钢包炉精炼→真空脱气处理→连铸→铸坯加罩冷却→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→堆缓冷→回火。采用在线淬火工艺,保证钢板具有优良的强韧性,同时在线淬火能够显著缩短交货周期。
Description
技术领域
本发明属于铁基合金技术领域。
背景技术
近年来,国内外各种石化、天然气项目相继实施,大型反应容器或存储罐需求显著上升,调质钢板因具有良好的强韧性匹配越来越受到青睐,尤其是随着设备不断朝着大型化、高参数化发展,同时保证设备安全、稳定运行,良好的心部低温冲击韧性和焊接性显得尤为关键。综上所述,开发能够批量稳定生产的满足大型能源设备制造的易焊接心部低温韧性优良的容器钢板具有广阔的市场前景。
专利(CN107267857A)申请了一种07MnNiMoDR钢板及其在线淬火生产方法,其抗拉强度在630MPa以上,-50℃低温冲击韧性优良,但最大厚度仅为50mm。
专利(CN106350644A)申请了一种利用在线淬火工艺生产储罐用钢的方法,其利用UFC+ACC两阶段冷却方式实现在线淬火,生产的钢板性能稳定、具有良好的强韧性匹配,但未提及钢板的心部低温冲击韧性。
专利(CN106319376B)申请了一种新型低焊接裂纹敏感性高强度钢板,其利用在线淬火+离线回火工艺生产的15-50mm厚钢板,具有强度高、焊接性优良的特点,但冲击试验温度仅为-20℃,同时Nb、Cr合金添加较多,成本较高。
综上所述,现有调质高强韧钢板大都采用传统的离线淬火工艺生产,即使使用在线淬火工艺生产,所生产的钢板厚度也都在60mm以内,且心部低温冲击韧性不稳定,无法满足化工能源设备向大型化、高参数化发展的需求
发明内容
本发明提供一种在线淬火方法生产60-100mm厚心部低温冲击韧性优良的特厚钢板,该钢板具有组织稳定、强度高、心部低温韧性优良、易焊接等特性。其制造方法具有流程短、成本相对低、可操作性强的优点。
本发明解决上述问题所采用的技术方案为:一种心部低温冲击韧性优良的特厚容器钢板,该钢板的生产厚度达到60-100mm。得该钢板的化学成分按质量百分比计为:C:0.13~0.20%、Si:≤0.40%、Mn:1.00~1.60%、P≤0.015%、S≤0.005%、Als:0.01~0.05%、Nb+V+Ti≤0.080%、Ni:0.20-0.50%、Cu≤0.30%、H≤2ppm,余量为Fe及不可避免的杂质元素,同时满足:
CEV=C+Mn/6+(Mo+V+Cr)/5+(Ni+Cu)/15≤0.43%,
3≤w(Nb+V+Als)/w(Ti)≤8。
钢板的近表面处组织为回火索氏体,钢板板厚1/4处和1/2处组织为贝氏体。钢板的屈服强度≥400MPa,抗拉强度Rm≥550MPa,延伸率A≥22%,板厚1/4处横向冲击功-50℃KV2≥150J;板厚1/2处横向冲击功-50℃KV2≥80J。
本发明中C、Si、Mn、P、S、Nb、Ni、V、Ti、H等元素的限定理由阐述如下:
C是提高钢板强度最经济的元素,但含量过高会导致塑性、冲击韧性的降低,同时焊接裂纹敏感性增大,焊接过程中容易产生裂纹。为了保证母材具有良好的强韧性匹配及可焊性等,因此本发明钢C的含量为0.13~0.20%。
Si可提高钢板及焊接接头的强度,当Si含量大于0.45%时,钢板和焊接接头韧性会显著降低,同时形成的坚硬硅酸盐夹杂物容易造成钢板表面缺陷,Si的含量为0.10~0.40%。
Mn是提高钢板强度的常用元素,适量的Mn可替代C元素来提高钢板及焊接接头的强度和改善韧性。随着Mn含量的增加,可提高钢中奥氏体的稳定性,降低临界冷却速度,强化铁素体,显著提高淬透性,同时可使淬火后回火过程中组织分解转变速度减慢,提高回火组织稳定性,但含量过高将使钢在高温下晶粒粗化,降低钢板及焊接接头的韧性和可焊性,因此本发明钢Mn的含量为1.00%~1.60%。
P、S作为杂质元素在钢中是不可避免的,但其对钢板的加工性、尤其是低温冲击韧性是有害的,其含量越低越好,因此本发明钢P的含量≤0.015%,S的含量≤0.005%。
Ni能显著降低钢材的韧脆转变温度,提升低温冲击韧性,也可减轻因Cu的添加而引起的铸坯表面裂纹倾向。但Ni价格昂贵,加入量过多会显著提高钢的生产成本,因此本发明钢Ni的含量为0.20~0.50%。
Nb、V能在非再结晶区轧制时引入大量高密度位错和畸变区,促进形成更多的相变核心,从而细化奥氏体组织。同时形成碳氮化物,在奥氏体晶界的铁素体中沉淀析出,在轧制过程中能抑制奥氏体的再结晶并阻止晶粒长大,从而起到细化铁素体晶粒的作用,提高钢的强度和韧性。Ti能形成高温氧化物,在焊接接头中作为针状铁素体的形核质点,促进针状铁素体形成,显著改善焊接热影响区低温冲击韧性。若加入过多,不仅增加成本,而且析出物数量和尺寸增大,会导致钢的韧性尤其是心部韧性降低。因此,本发明钢Nb+V+Ti≤0.08%,Nb、V的添加量不为零。
Nb、V、Ti均可与C、N结合生产碳氮化物析出,从而起到细化晶粒的效果。由于铸坯凝固过程的中心偏析,TiN析出后多聚集在铸坯心部附近,而TiN夹杂不规则的形态对钢板的心部低温冲击韧性是不利的。另一方面,相同温度下,Ti与N的结合能力比Nb、V强,因此,本申请控制3≤w(Nb+V+Als)/w(Ti),从而减少TiN的形成。同时,考虑到Nb、V昂贵的价格,w(Nb+V+Als)/w(Ti)≤8。
H氢原子容易在铸坯中扩散,在氢气压力的作用下,不同层面上的相邻氢鼓泡裂纹相互连接,从而形成阶梯状特征的心部裂纹。因此,为了保证钢板的心部低温韧性,本发明钢H≤2ppm,并对连铸坯进行扩氢处理。
本发明的另一目的是提供上述一种容器钢板的制造方法,该方法包括如下工序:铁水预处理→转炉冶炼→钢包炉精炼→真空处理→连铸→铸坯罩冷→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→堆缓冷→回火→探伤→性能检验,具体步骤如下:
铁水经KR法预处理脱硫、转炉冶炼后,采用钢包炉精炼和真空处理,进行软吹15分钟以上后冶炼成高纯净钢水,采用全过程保护浇注、轻压下技术在连铸机上浇注成连铸板坯,铸坯加罩缓冷。
将连铸坯加热至1150~1200℃,总的在炉时间不少于300min,均热时间不少于90min,出炉后经高压水除鳞,除尽铸坯表面氧化铁皮。
奥氏体化后的连铸坯进行两阶段轧制(控制轧制,开轧和终轧温度均要进行限定),初轧采用少道次大压下量,控制开轧温度为1020~1100℃,终轧温度控制在1000~1060℃,保证后2道次压下率≥15%;精轧开轧温度控制在880~920℃;轧后采用DQ+ACC两阶段冷却,以达到在线淬火的目的。控制钢板入水温度在840~880℃,冷却速度控制为5~15℃/s,经ACC后钢板表面温度在100~200℃,钢板下线后堆缓冷,再进行600~680℃回火处理,探伤及性能检验合格后出厂。
与现有技术相比,本发明的优点在于:
1、成分设计上控制钢中的Nb、V、Ti和Als含量,减少对心部低温冲击不利的TiN形成,同时,形成的Nb、V和Al的碳氮化物起到钉扎和细化铸坯晶粒的作用;2、采用国内最厚的连铸板坯,大幅增加了轧制过程的变形量,并结合差温轧制工艺,进一步细化钢板心部的组织,进一步为低温冲击韧性打下基础;3、采用在线淬火,控制入水温度,避免了入水温度过低或过高带来的组织异常。
采用C-Mn-Ni系加Nb、V等微合金化成分设计,经二次精炼及连铸坯轻压下,使钢水更纯净,保证了后续钢板性能的均匀性,尤其是心部低温冲击韧性。采用在线淬火工艺,保证钢板具有优良的强韧性匹配的同时,显著降低生产成本,缩短交货周期,操作性强。
附图说明
图1为本发明实施例90mm厚钢板的表层处金相组织中回火索氏体的示意图;
图2为本发明实施例90mm厚钢板的1/4处金相组织中贝氏体的示意图;
图3为本发明实施例90mm厚钢板的1/2处金相组织中贝氏体的示意图。
具体实施方式
以下结合附图实施例对本发明作进一步详细描述,下面描述的实施例是示例性的,旨在用于解释本发明,而不能理解为对本发明的限制。此外,列举了对比例以突出实施例。
本实施例和对比例的熔炼化学成分见表1(wt%),剩余为Fe及不可避免的杂质元素。
表1
元素 | C | Si | Mn | P | S | Nb+V+Als | Ti | Ni | H | CEV | (V+Nb+Als)/[Ti] |
实施例1 | 0.13 | 0.20 | 1.50 | 0.005 | 0.001 | 0.084 | 0.015 | 0.35 | 0.0001 | 0.42 | 5.6 |
实施例2 | 0.14 | 0.21 | 1.52 | 0.006 | 0.002 | 0.061 | 0.014 | 0.32 | 0.0001 | 0.42 | 4.4 |
对比例 | 0.16 | 0.25 | 1.40 | 0.012 | 0.006 | 0.030 | 0.018 | 0.45 | 0.0003 | 0.44 | 1.7 |
上述实施例和对比例均在转炉冶炼,再经钢包炉深脱硫和精炼处理,最后至真空炉进行脱气,软吹15分钟以上,使大颗粒夹杂物充分上浮去除,并保证成分、温度均匀,然后经轻压下和全过程保护浇注成连铸板坯。选择两块对比例的连铸坯进行成品生产。
将连铸板坯加热至1150~1200℃,总在炉时间≥300min,均热时间≥90min,出炉后经高压水除鳞,除尽铸坯表面氧化铁皮;然后进行控制轧制,初轧开轧温度为1020~1100℃,终轧温度控制在1000~1060℃,后2道次压下率≥15%;精轧开轧温度控制在880~920℃;轧后采用DQ+ACC两阶段冷却,以达到在线淬火的目的。控制钢板入水温度在840~880℃,冷却速度控制为5~15℃/s,经ACC后钢板表面温度在100~200℃,钢板下线后堆缓冷,最后进行600~680℃回火处理。
表2为各实施例和对比例主要轧制、控冷和回火工艺参数。
表2
热处理后的钢板,在板厚1/4、1/2处取横向样加工成拉伸试样、冲击试样,并进行力学性能测试,检测结果见表3。
表3
由表3可见,本发明实施例试验钢板强度、延伸率、冲击韧性富裕量均较大,尤其是板厚1/2处冲击功都在100J以上,而对比例板厚1/2处冲击功不稳定,单值最低仅为18J。
该发明不仅保证了钢具有较好的强韧性,还具有稳定的心部低温冲击韧性。本发明均可在冶金企业中厚板厂实施,工艺流程简单,可操作性强且成本较低,可应用于石油、化工等行业建造大型压力容器。
尽管以上详细地描述了本发明的优选实施例,但是应该清楚地理解,对于本领域的技术人员来说,本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换、改进等,均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (6)
1.一种心部低温冲击韧性优良的特厚容器钢板,其特征在于:该钢板的化学成分按质量百分比计为:C:0.13~0.20%、Si:≤0.40%、Mn:1.00~1.60%、P≤0.015%、S≤0.005%、Als:0.01~0.05%、Nb+V+Ti≤0.080%、Ni:0.20-0.50%、Cu≤0.30%、H≤2ppm,余量为Fe及不可避免的杂质元素,同时满足:
CEV=C+Mn/6+(Mo+V+Cr)/5+(Ni+Cu)/15≤0.43%,
3≤w(Nb+V+Als)/w(Ti)≤8。
2.根据权利要求1所述的心部低温冲击韧性优良的特厚容器钢板,其特征在于:钢板的厚度为60-100mm。
3.根据权利要求1所述的心部低温冲击韧性优良的特厚容器钢板,其特征在于:钢板的近表面处组织为回火索氏体,钢板板厚1/4处和1/2处组织为贝氏体。
4.根据权利要求1所述的心部低温冲击韧性优良的特厚容器钢板,其特征在于:所述钢板的屈服强度≥400MPa,抗拉强度Rm≥550MPa,延伸率A≥22%,板厚1/4处横向冲击功-50℃KV2≥150J;板厚1/2处横向冲击功-50℃KV2≥80J。
5.一种制造权利要求1-4中任一权项所述的心部低温冲击韧性优良的特厚容器钢板的方法,其特征在于,工艺流程:铁水预处理→转炉冶炼→钢包炉精炼→真空脱气处理→连铸→铸坯加罩冷却→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→堆缓冷→回火,
具体的操作:
铁水经KR预处理脱硫、转炉冶炼后,采用钢包炉精炼和真空处理,进行软吹15分钟以上后冶炼成高纯净钢水,采用全过程惰性气体保护浇注、轻压下技术在连铸机上浇注成连铸板坯,铸坯加罩缓冷;
将连铸板坯加热至1150~1200℃,在炉保温时间不少于300min,均热时间不少于90min,出炉后经高压水除鳞,除尽铸坯表面氧化铁皮;然后进行两阶段控制轧制,初轧开轧温度为1020~1100℃,终轧温度为1000~1060℃,初轧的后两道次压下率≥15%;精轧开轧温度为880~920℃;轧后采用DQ+ACC两阶段冷却以达到在线淬火的目的。
6.根据权利要求5所述的心部低温冲击韧性优良的特厚容器钢板的制造方法,其特征在于:轧后冷却时,控制钢板入水温度在840~880℃,冷却速度控制为5~15℃/s,经ACC冷却后钢板出水表面温度在100~200℃,钢板下线后堆缓冷,然后进行回火处理,回火温度:600~680℃,回火保温时间180min~300min。
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