CN113637911B - 一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢及其制备方法 - Google Patents

一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢及其制备方法，所述钢是由下述质量百分比含量的元素组成：C：0.05～0.10%，Si≤0.10%，Mn：1.50～2.00%，P≤0.008%，S≤0.002%，Cu：0.10～0.50%，Mo：0.10～0.60%，Ni：1.00～2.00%，Nb：0.010～0.050%，Ti：0.015～0.030%，B：0.001～0.002%，Ce：0.010～0.030%，Als：0.015～0.045%，N：0.0050～0.0080%，Ca：0.002～0.006%，余量为Fe及不可避免的夹杂，此外还同时满足：3≤Ti/N≤4，Ca/S≥2，1.4≤fB≤1.6，fB=1+1.5(0.9‑Ceq)，Pcm≤0.25，Ceq≤0.57，Psr≤0；本发明钢强度高，韧性高，适用于埋弧焊、气体保护焊、气电立焊、电渣焊等不同线能量输入的焊接，可用于制造各类大型石油化工承压设备。

Description

一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及低合金高强度钢制造技术领域，特别是一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢及其制备方法。
背景技术
在本发明提出之前，有部分涉及大线能量焊接压力容器制造领域的同类技术产品，但强度偏低。GB/T 19189-2011中的钢种12MnNiVR属于大线能量焊接压力容器钢，但是要求离线调质处理，其抗拉强度仅为610MPa级。
申请号为200710039741.0的中国专利申请，提供了一种“低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板及其制造方法”，其钢的化学成分重量百分比含量为C：0.025％～0.055％，Si≤0.20％，Mn：1.40％～1.75％，P≤0.013％，S≤0.002％，Cu：0.25％～0.55％，Ni：0.40％～0.80％，Mo：0.10％～0.40％，Nb：0.02％～0.04％，Ti：0.007％～0.013％，N≤0.0040％，Ca：0.001％～0.005％，B≤0.0003％，Als：0.04～0.06％，余量为Fe和不可避免的杂质。所述钢的生产方法包括冶炼、控轧控冷、调质热处理工序。该专利优化了钢板中各成分组成及配比，钢板具有良好的力学性能和焊接性能，内在组织致密，非金属夹杂物和有害元素含量低，可用于制备不同厚度的高强度低温钢。与本发明相比，在化学成分上减少了C、Ni、Nb含量，添加了一定量的Mo，虽然低温韧性、焊接性能优良，但抗拉强度仅为600MPa级，不能满足大型船罐的制造要求。
申请号为201610941839.4的中国专利申请，提供了一种“高强度大线能量焊接用钢板及其制备方法”，其钢的化学成分重量百分比含量为C：0.08％～0.10％、Si：0.20％～0.30％、Mn：1.35％～1.55％、P≤0.015％、S≤0.010％、Ni：0.20％～0.30％，Mo：0.10％～0.20％，V：0.04％～0.05％，Ti：0.008％～0.015％，Alt：0.03％～0.04％，稀土Ce：0.0005％～0.0015％，余量为Fe和不可避免的杂质。该钢板抗拉强度大于610MPa，满足120KJ/cm以上焊接线能量的高强度调质钢板的需求。该钢板可用于建造大型原油储罐，适用于埋弧焊、气体保护焊、气电立焊等大线能量输入的焊接。与本发明相比，在化学成分上减少了Ni含量，不添加Nb，添加了一定量的Mo和稀土，虽然能够抗大线能力焊接，但抗拉强度仅为610MPa级，不能满足大型船罐的制造要求。
申请号为201310124065.2的中国专利申请公开了“一种可大热输入焊接超低温用钢及其制造方法”，其钢的化学成分重量百分比含量为：C：0.040％～0.090％、Si≤0.15％、Mn：1.10％～1.50％、P≤0.013％、S≤0.0020％、Cu：0.10％～0.30％、Ni：0.05％～0.20％、Nb：0.008％～0.020％、Als≤0.010％、Ti：0.008％～0.013％、N：0.0035％～0.0065％、Ca：0.001％～0.004％、B：0.0008％～0.0020％、余Fe及不可避免杂质；该专利通过简单的合金元素组合设计，无需大量添加Ni、Cu贵重元素，优化TMCP工艺，在获得优异的母材钢板低温韧性的同时，大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异；获得均匀优异的力学性能、优良的焊接性及耐海洋气氛腐蚀，特别适用于海上风塔结构、低温压力容器、海洋平台及桥梁用钢等。与本发明相比，在化学成分上减少了Mn、Ni、Nb含量，不添加V，添加了一定量的B，虽然能够抗大线能量焊接，但抗拉强度仅为610MPa级，不能满足大型船罐的制造要求。
申请号202010477773.4的中国专利申请公开了“一种大线能量焊接用高强度压力容器用钢及其制造方法”，其钢的化学成分重量百分比含量为：C：0.05～0.10，Si：0.15～0.50，Mn：1.50～2.00，P≤0.010，S≤0.002，Cu：0.10～0.50，Ni：0.50～1.50，Nb：0.020～0.040，V：0.040～0.080，Ti：0.010～0.025，Zr：0.010～0.025，Als：0.015～0.045，N≤0.0065，Ca：0.002～0.006，V/Nb≥2，3≤Ti/N≤4，Ca/S≥2，余量为Fe及不可避免的夹杂，此外还同时满足Pcm≤0.25，Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Cr/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B％。其制造方法采用铁水预处理、LF炉转炉冶炼、真空处理、连铸、加热轧制、冷却、离线回火和检验等工艺步骤；该发明提供的技术方案，通过成分设计、夹杂物控制、轧制、冷却和回火热处理，控制开冷温度和返红温度，并采用弱冷区和强冷区的两段分区冷却，控制离线回火温度，保证大线能量焊接钢板达到高强度水平，以获得良好的高强度、高韧性的压力容器用钢。该发明钢虽然能够抗大线能量焊接，但抗拉强度为690MPa级，仍不能满足大型船罐的制造要求。
随着我国能源、石油、化工等工业产业的迅速发展，石油等相关产品的储存关乎国家能源安全，有着重要的、不可替代的作用。我国大型船用储罐罐体制造过程为了提高生产效率，需要进行大线能量焊接，但800MPa级钢种焊接线能量一般不超过50kJ/cm，不能适应行业快速发展要求。因此，设计研发大线能量焊接(焊接线能量200kJ/cm)用高强度压力容器用钢，适用于埋弧焊、气体保护焊、气电立焊、电渣焊等大线能量输入的焊接，满足市场需求，降低制造成本和提高建造效率，具有经济环保的重大意义。
发明内容
本发明就是针对现有技术存在的上述不足，提供一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢及其制备方法。本发明采用可行的生产工艺，适合大生产操作，获得高强度、高韧性、抗大线能量焊接的产品。
本发明的一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢，所述钢是由下述质量百分比含量的元素组成：C：0.05～0.10％，Si≤0.10％，Mn：1.50～2.00％，P≤0.008％，S≤0.002％，Cu：0.10～0.50％，Mo：0.10～0.60％，Ni：1.00～2.00％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.015～0.030％，B：0.001～0.002％，Ce：0.010～0.030％，Als：0.015～0.045％，N：0.0050～0.0080％，Ca：0.002～0.006％余量为Fe及不可避免的夹杂，此外还同时满足：3≤Ti/N≤4，Ca/S≥2，1.4≤fB≤1.6，fB＝1+1.5(0.9-Ceq)，Pcm≤0.25，Ceq≤0.57，Psr≤0，Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Cr/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B％，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+V+Mo)/5+(Cu+Ni)/15，Psr＝Cr+Cu+2Mo+5Ti+7Nb+10V-2。
本发明钢的厚度为10～60mm，屈服强度Rel为760～880MPa，抗拉强度Rm为850～920MPa，延伸率A≥17％，-40℃冲击韧性KV2≥240J，焊接线能量≤200KJ/cm，焊接接头热影响区-40℃冲击韧性KV2≥120J。
本发明的一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢的制备方法，包括下述步骤：铁水预处理→转炉冶炼→真空处理→铸坯缓冷→铸坯加热→控轧→控冷→预热处理→淬火→回火→检验；采用铁水脱硫技术，转炉顶底吹炼，LF加热炉和RH真空炉处理及成分微调(真空处理时间不小于18min)，在结晶器处添加稀土，连铸前进行电磁搅拌，连铸时进行动态轻压下处理，连铸后及时进行铸坯缓冷。所述铸坯加热，在轧制前铸坯加热温度为1200～1300℃，加热速率为8～15min/cm；所述控轧包括粗轧和精轧，钢的粗轧开轧温度≥1050℃，粗轧终轧温度≥980℃，道次压下率≥15％；精轧开轧温度≤950℃，精轧终轧温度为780～880℃，精轧道次为5～10道次，道次压下率≥10％，精轧末三道次压下率大于30％，总压下率≥50％。
优选地，所述控轧包括粗轧和精轧，以钢的厚度规格为准，t代表钢板厚度，T代表中间坯厚度，中间坯厚度T≥2t+10；钢的精轧控制如下：10≤t≤16mm时，中间坯厚度40≤T≤60mm，精轧开轧温度≤950℃，精轧终轧温度为800～880℃；16＜t≤36mm时，中间坯厚度60≤T≤100mm，精轧开轧温度≤930℃，精轧终轧温度为790～870℃；36＜t≤60mm时，中间坯厚度95≤T≤140mm，精轧开轧温度≤910℃，精轧终轧温度为780～860℃。详细轧制制度见下表1所示：
表1轧制制度
Figure BDA0003216724830000051
本发明所述控冷是以钢的厚度规格为准进行控制，t代表钢板厚度，10≤t≤30mm时，钢的开冷温度≥740℃，返红温度为600～650℃；30＜t≤60mm时，钢的开冷温度≥770℃，返红温度为650～720℃。详细冷却制度见下表2所示：
表2冷却制度
钢板厚度(mm) 开冷温度(℃) 返红温度(℃)
10～30 ≥740 600～650
＞30～60 ≥770 650～720
本发明所述预热处理→淬火→回火是以钢的厚度规格为准进行控制，t代表钢板厚度，10≤t≤30mm时，钢的预热温度为400～500℃，保温时间为(t×1.0)×min/mm；钢的淬火温度为890～920℃，保温时间为(t×1.2)×min/mm；钢的回火温度为650～700℃，保温时间为(t×1.4)×min/mm；30＜t≤60mm时，钢的预热温度为500～630℃，保温时间为(t×1.1)×min/mm；钢的淬火温度为890～920℃，保温时间为(t×1.5)×min/mm；钢的回火温度为600～650℃，保温时间为(t×1.6)×min/mm。详细热处理制度见下表3所示：
表3热处理制度
Figure BDA0003216724830000052
以下详述本发明钢的成分和生产工艺设定理由。
1、化学成分(C、Si、Mn、P、S、Cu、Mo、Ni、Nb、Ti、B、Ce、Als、N、Ca)限定量的理由。
考虑该钢主要是要保证高强度、高韧性和良好的焊接性能。因此，炼钢时要严格控制钢水的纯净度，防止P、S含量对该钢低温韧性的影响。C、Mn、Nb、Ti、B、N的设计成分保证了钢的强度、韧性和焊接性能，Ni、Cu、Mo合金用来提高钢的低温韧性和耐腐蚀性能，Ce稀土添加提高了钢板焊接接头处综合力学性能。总的说来，采用多元素的复合微合金化上，充分发挥各元素的特点。设置P≤0.008％，S≤0.002％，主要是考虑到这几个元素对钢脆性影响较大，要严格限制其含量。
(1)合金元素对钢性能的影响
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，会增加钢板组织偏析程度，不利于低温韧性。因此，参考现有的调质压力容器钢的成分设计方案，本发明钢的C含量应控制在0.05％～0.10％。
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。为了提高抗大线能量焊接性能，本发明钢的Si含量控制在0.10％范围。
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，对设备焊接性能有较大影响。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1.50％～2.00％。
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。Cu在低合金钢中经常与Ni同时使用，可以降低Cu的脆化效应，可以提高钢板的低温韧性和回火后的综合力学性能。同时，Cu还能降低钢中S含量对钢板耐腐蚀性能的恶化影响，能同时降低高S和低S情况下钢板的耐腐蚀性能。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％。
Mo钼在钢中能提高淬透性和热强性。Mo在钢中可固溶于铁素体、奥氏体和碳化物中，它是缩小奥氏体相区的元素。Mo提高钢的回火稳定性，作为单一合金元素存在时，增加钢的回火脆性；与Mn等并存时，Mo又降低或抑止因其他元素所导致的回火脆性。Mo同时能有效提高抗硫化氢应力腐蚀性能。考虑到该钢的强度、使用和合金元素设计要求，将Mo含量控制在0.10～0.80％。
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1.00％～2.00％范围内。
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0.010％～0.050％范围内。
Ti是一种强烈的碳化物和氮化物形成元素，形成的TiN、Ti(CN)等粒子非常稳定，能够在形核时有效的阻止晶粒长大，因此能够细化晶粒，提高钢板的强度和韧性。但是，Ti对强度贡献不及Nb明显，同时过多的Ti所形成的碳化物会降低钢板低温韧性。钢板在焊接时Ti的作用也比较明显，能够有效细化焊接热影响区组织。考虑钢板低温韧性要求和对焊接性能的影响及与其他元素配合，设计Ti的含量时控制在0.015％～0.030％。
B是一个非金属元素，质子数为5，原子量为12，在钢中的溶解度很小，但对钢的硬度形成有很大的影响。这是因为硼能推迟铁素体和珠光体的形成，这样在快速淬火时能帮助马氏体的形成。B能提高钢的淬透性，一般加入量很少(0.0003％～0.005％)，也能提高钢的高温强度，起到强化晶界的作用。因而B可以增大钢材的可淬透尺寸，或者提高淬火后钢材截面内组织和性能的均匀性。一般钢中的碳和合金元素含量提高，硼提高淬透性的作用则下降。所以低碳、低合金钢中硼的淬透性效果最显著。硼淬透性系数fB与钢中碳含量关系的经验公式之一为：fB＝1+1.5(0.9-Ceq)。对于本发明钢的强度级别，fB设计在1.4～1.6。综合考虑，本发明钢将B含量设定在0.001～0.002范围内。
Ce能细化焊缝金属的夹杂物，少量的Ce就可使焊缝金属中直径小于2.0μm的非金属夹杂物达90％以上。稀土Ce在大热输入焊缝金属中以Ce2O2S、Ce3S4和CeS的形式存在，形成中心为Al2O3、TiO、MnO和SiO2，表面为Ce2O2S、Ce2S3或CeS的非金属夹杂物，位于夹杂物表面的Ce2O2S、Ce3S4和CeS诱导针状铁素体形核，增加焊缝金属中针状铁素体的含量，抑制先共析铁素体的生成，细化焊缝金属晶粒，提高焊缝金属的韧性。但是如果稀土Ce的含量过高，又容易形成稀土夹杂物聚集，不利于钢板低温韧性水平。综合考虑，本发明钢将Ce含量设定在0.010～0.030范围内。
Al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Als含量控制在0.015％～0.045％以内。
N会引起时效应变问题，可成形性也随着氮含量增加而急骤下降，但强有力的氮化物形成元素如Ti、Al、B等能与N结合生成化合物，减少自由N的含量。N的固溶体的硬化作用大于磷和锰，随着氮化物的增加，轧材的屈服强度提高，可塑性和断裂韧性下降。但N的化合物熔点高，性能稳定，能够在焊接时阻碍奥氏体晶粒粗化，提高焊接接头韧性。因此综合考虑相关合金的添加量，将N的含量控制在0.0050～0.0080。
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，有利于钢的低温韧性。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％～0.006％。
(2)杂质元素和气体对钢板性能的影响
为了提高钢板的低温韧性水平，钢中的杂质元素要求尽量少。
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，对于本发明钢应将P控制在0.008％以内，S控制在0.002％以内。
2、生产工艺设定的理由
采用铁水脱硫技术，转炉顶底吹炼，LF加热炉和RH真空炉处理及成分微调(真空处理时间不小于18min)。在结晶器处添加稀土，连铸前进行电磁搅拌，连铸时进行动态轻压下处理，连铸后及时进行铸坯缓冷。该钢按高强钢工艺进行轧制和冷却，其特点在于：轧制前铸坯加热温度为1200～1300℃，加热速率为8～15min/cm，钢的粗轧开轧温度为≥1050℃，粗轧终轧温度≥980℃，道次压下率≥15％；精轧开轧温度≤950℃，精轧终轧温度为780～880℃，道次压下率≥10％，总压下率≥50％。采用预热处理+淬火+回火热处理工艺，保证钢板的综合力学性能和焊接性能。
(1)炼钢工艺
本发明钢冶炼时在LF炉进行钙处理和稀土Ce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，有利于提高钢的低温韧性。同时，稀土Ce处理和Ti处理能够形成细小的高温稳定性强的夹杂物。在结晶器处添加稀土时，采用双边对称喂稀土丝，使稀土在连铸过程中均匀熔化，保证稀土夹杂物均匀细小。在焊接时，这些细小的夹杂物能够加速奥氏体形核，同时钉扎在晶界，阻碍奥氏体长大，有效细化焊接接头处晶粒尺寸，提高大线能量下焊接接头低温韧性水平。该钢真空处理时间较长(真空处理时间不小于18min)，可较好的降低钢中杂质、气体含量。钢中Mn含量、合金元素种类多，连铸过程必须进行电磁搅拌和动态轻压下处理，降低元素偏析。
(2)轧钢工艺
本发明钢按低合金钢工艺进行轧制。轧制前铸坯加热温度为1200～1300℃，均匀加热速率为8～15min/cm，一是确保添加的合金元素在钢中充分固溶，二确保铸坯温度均匀。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。中间坯厚度满足T≥2t+20，薄规格(10～16mm)钢板中间坯厚度设定为钢板厚度3～4倍，中间规格(＞16～36mm)钢板中间坯厚度设定为钢板厚度2～3倍，厚规格(＞36～60mm)钢板中间坯厚度设定为钢板厚度2倍左右。钢中添加了一定量的Nb、Ti合金，能够下降奥氏体再结晶温度。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。在奥氏体未再结晶区轧制时，此阶段的轧制使奥氏体伸长，晶界面积增加，同时变形导致晶粒内部导入大量的变形带，在其后γ→α相变时形核密度和形核点增多，α晶粒进一步细化。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。因此综合考虑，钢的粗轧开轧温度不小于1050℃，粗轧终轧温度不小于910℃，精轧轧终轧温度780℃～880℃。
(3)热处理工艺
由于本发明钢主要用于建造大型固定式球罐，对钢的强度要求较高，同时还需要满足抗大线能量焊接性能要求，因此成分上采用低碳，所以为了保证强度水平，针对该钢的特点，设计热处理工艺为预热处理+淬火+回火。
本发明钢轧制后的组织为铁素体+珠光体+贝氏体，且存在一定程度的成分和组织偏析。如果直接进行淬火，钢板不同部位因为淬透性不一致，会导致淬火后钢板表层和心部硬度、强度和组织差异较大，对钢板不同部位低温韧性影响较大，也不利于钢板在大线能量焊接后的低温韧性水平提高。通过中温预热处理，能够有效降低轧态钢板偏析程度，有利于提高钢板性能均匀性。不同厚度设计不同保温温度范围，主要是考虑钢板越厚，不同部位组织差异越大，对淬火组织的影响越大，需要预热处理的温度越高。因此，10～30mm规格预热处理温度设定为400～500℃，＞30～60mm规格预热处理温度设定为500～630℃。预热处理后，钢板带状偏析下降，表层和心部组织差异性减小。淬火工艺设定主要是为了保证钢板在预处理后完全奥氏体化，并保证钢板各部位温度均匀稳定。离线回火温度设计为600～700℃，是为了让钢中合金元素Cu、Mo等充分析出，提高钢板心部性能。回火工艺根据不同厚度进行设定，主要是考虑钢板越薄，淬火后组织淬火马氏体含量越高，高的回火温度能保证钢板主要组织为回火马氏体。
通过上述热处理工艺，使钢板组织均匀性好，焊接后的组织稳定性强，能够提高大线能量焊接后热影响区的强度和韧性水平。
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Cu、Ni、Nb等，严格控制P、S含量，并进行Ca处理，使得该钢具有优良的低温韧性能。利用预热处理+淬火+回火热处理得到稳定的回火马氏体组织，利用钢中Ni、Ti、Ce等微合金化作用保证了钢材获得良好的抗大线能量焊接性能。
本发明钢通过成分设计、夹杂物控制、轧制和热处理后，获得良好的高强度、高韧性，适用于埋弧焊、气体保护焊、气电立焊、电渣焊等不同线能量输入的焊接，满足市场需求，可用于制造各类大型石油化工承压设备。该钢母材和焊接接头力学性能见表4，夹杂物检验要求见表5。
表4母材和焊接接头力学性能要求
Figure BDA0003216724830000121
表5夹杂物检验要求
Figure BDA0003216724830000131
附图说明
图1为实施例1中钢板调质热处理态金相组织照片。
具体实施方式
为了更好地解释本发明的技术方案，下面结合具体实施例对本发明的技术方案进行进一步的说明，下述实施例仅仅是示例性的说明本发明的技术方案，并不以任何形式限制本发明。
下表6为本发明各实施例及对比例钢中所含化学成分的质量百分含量列表；
下表7～9为本发明各实施例及对比例钢的主要工艺参数的取值列表；
下表10～11为本发明各实施例及对比例钢的母材和焊接力学、夹杂物检验结果。
下述各实施例均是按照本发明钢化学成分及生产工艺要求，进行冶炼和轧制的。
本发明各实施例的一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢的制备方法，包括下述步骤：铁水预处理→转炉冶炼→真空处理→铸坯缓冷→铸坯加热→控轧→控冷→预热处理→淬火→回火→检验；采用铁水脱硫技术，转炉顶底吹炼，LF加热炉和RH真空炉处理及成分微调(真空处理时间不小于18min)，连铸前进行电磁搅拌，连铸时进行动态轻压下处理，连铸后及时进行铸坯缓冷。所述铸坯加热，在轧制前铸坯加热温度为1200～1300℃，加热速率为8～15min/cm；所述控轧包括粗轧和精轧，钢的粗轧开轧温度≥1050℃，粗轧终轧温度≥980℃，道次压下率≥15％；精轧开轧温度≤950℃，精轧终轧温度为780～880℃，精轧道次为5～10道次，道次压下率≥10％，精轧末三道次压下率大于30％，总压下率≥50％。
优选地，所述控轧包括粗轧和精轧，以钢的厚度规格为准，t代表钢板厚度，T代表中间坯厚度，中间坯厚度T≥2t+10；钢的精轧控制如下：10≤t≤16mm时，中间坯厚度40≤T≤60mm，精轧开轧温度≤950℃，精轧终轧温度为800～880℃；16＜t≤36mm时，中间坯厚度60≤T≤100mm，精轧开轧温度≤930℃，精轧终轧温度为790～870℃；36＜t≤60mm时，中间坯厚度95≤T≤140mm，精轧开轧温度≤910℃，精轧终轧温度为780～860℃。详细轧制制度见下表1所示：
本发明所述控冷是以钢的厚度规格为准进行控制，t代表钢板厚度，10≤t≤30mm时，钢的开冷温度≥740℃，返红温度为600～650℃；30＜t≤60mm时，钢的开冷温度≥770℃，返红温度为650～720℃。
本发明所述预热处理→淬火→回火是以钢的厚度规格为准进行控制，t代表钢板厚度，10≤t≤30mm时，钢的预热温度为400～500℃，保温时间为(t×1.0)×min/mm；钢的淬火温度为890～920℃，保温时间为(t×1.2)×min/mm；钢的回火温度为650～700℃，保温时间为(t×1.4)×min/mm；30＜t≤60mm时，钢的预热温度为500～630℃，保温时间为(t×1.1)×min/mm；钢的淬火温度为890～920℃，保温时间为(t×1.5)×min/mm；钢的回火温度为600～650℃，保温时间为(t×1.6)×min/mm。
表6本发明各实施例与对比例钢种化学成分(wt％)
Figure BDA0003216724830000151
表7本发明实施例与对比例钢种的加热主要工艺过程
Figure BDA0003216724830000152
表8本发明实施例与对比例钢种的轧制主要工艺过程
Figure BDA0003216724830000161
表9本发明实施例与对比例钢种的热处理工艺
Figure BDA0003216724830000162
表10本发明实施例与对比例钢种的力学检验结果
Figure BDA0003216724830000163
表11本发明实施例与对比例钢种的夹杂物检验结果
Figure BDA0003216724830000171
从表10～表11可以看出，本发明钢种具有高强度、高韧性(-40℃KV2≥100J)和优异的焊接性能(焊接线能量≤200KJ/cm，焊接接头热影响区-40℃KV2≥60J)，夹杂物检验符合要求，可用于制造大型船罐设备等。
图1为实施例1中钢板调质热处理态金相组织照片，从图中可以看出钢板主要为回火马氏体，板条均匀细小，说明钢板具有良好的力学稳定性和低温韧性水平。

Claims (1)

1.一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢，其特征在于所述钢是由下述质量百分比含量的元素组成：C：0.05～0.10%，Si≤0.10%，Mn：1.60～2.00%，P≤0.008%，S≤0.002%，Cu：0.10～0.50%，Mo：0.10～0.60%，Ni：1.00～2.00%，Nb：0.030～0.050%，Ti：0.015～0.030%，B：0.001～0.002%，Ce：0.010～0.030%，Als：0.015～0.045%，N：0.0050～0.0080%，Ca：0.002～0.006%余量为Fe及不可避免的夹杂，此外还同时满足：3≤Ti/N≤4，Ca/S≥4，1.4≤fB≤1.6，fB=1+1.5(0.9-Ceq)，Pcm≤0.25，Ceq≤0.57，Psr≤0，Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Cr/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B%，Ceq=C+Mn/6+(Cr+V+Mo)/5+(Cu+Ni)/15，Psr=Cr+Cu+2Mo+5Ti+7Nb+10V-2；
所述钢的厚度为10～60mm，屈服强度Rel为760～880MPa，抗拉强度Rm为850～920MPa，延伸率A≥17%，-40℃冲击韧性 KV2≥240J，焊接线能量≤200k J/cm，焊接接头热影响区-40℃冲击韧性 KV2≥120J；
所述的一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢的制备方法，包括下述步骤：铁水预处理→转炉冶炼→真空处理→铸坯缓冷→铸坯加热→控轧→控冷→预热处理→淬火→回火→检验；所述铸坯加热，在轧制前铸坯加热温度为1200～1300℃，加热速率为8～15min/cm；所述控轧包括粗轧和精轧，钢的粗轧开轧温度≥1050℃，粗轧终轧温度≥980℃，道次压下率≥15%；精轧开轧温度≤950℃，精轧终轧温度为780～880℃，精轧道次为5～10道次，道次压下率≥10%，精轧末三道次压下率大于30%，总压下率≥50%；
所述控轧包括粗轧和精轧，以钢的厚度规格为准，t代表钢板厚度，T代表中间坯厚度，中间坯厚度T≥2t+10；钢的精轧控制如下：10≤t≤16mm时，中间坯厚度40≤T≤60mm，精轧开轧温度≤950℃，精轧终轧温度为800～880℃；16＜t≤36mm时，中间坯厚度60≤T≤100mm，精轧开轧温度≤930℃，精轧终轧温度为790～870℃；36＜t≤60mm时，中间坯厚度95≤T≤140mm，精轧开轧温度≤910℃，精轧终轧温度为780～860℃；
所述控冷是以钢的厚度规格为准进行控制，t代表钢板厚度，10≤t≤30mm时，钢的开冷温度≥740℃，返红温度为600～650℃；30＜t≤60mm时，钢的开冷温度≥770℃，返红温度为650～720℃；
所述预热处理→淬火→回火是以钢的厚度规格为准进行控制，t代表钢板厚度，10≤t≤30mm时，钢的预热温度为400～500℃，保温时间为(t×1.0)×min/mm；钢的淬火温度为890～920℃，保温时间为(t×1.2)×min/mm；钢的回火温度为650～700℃，保温时间为(t×1.4)×min/mm；30＜t≤60mm时，钢的预热温度为500～630℃，保温时间为(t×1.1)×min/mm；钢的淬火温度为890～920℃，保温时间为(t×1.5)×min/mm；钢的回火温度为600～650℃，保温时间为(t×1.6)×min/mm；
所述铁水预处理→转炉冶炼→真空处理→铸坯缓冷，是对铁水采用铁水脱硫技术，转炉顶底吹炼，LF加热炉和RH真空炉处理及成分微调，真空处理时间不小于18min，在结晶器处添加稀土，连铸时进行电磁搅拌，连铸时进行动态轻压下处理，连铸后及时进行铸坯缓冷。
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