CN115418573A - 一种80mm厚调质高强韧压力容器用钢板及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种80mm厚调质高强韧压力容器用钢板及其制备方法，按重量份计其成分为：C 0.10～0.15％，Si 0.15～0.35％，Mn 0.60～1.60％，P≤0.012％，S≤0.005％，Ni 0.70～1.50％，Cr 0.25～0.80％，Mo 0.25～0.80％，V 0.03～0.08％，Ti≤0.030％，Als 0.03～0.05％，B 0.0010～0.0030％，其余为Fe和其它不可避免的杂质；连铸坯通加热、轧制、冷却、离线淬火和回火热处理工序得到所述的钢板；钢板屈服强度≥690MPa，抗拉强度800～900MPa，延伸率≥17％，‑40℃冲击功Akv≥180J。
Description
技术领域
本发明涉及一种钢板及其制备方法，特别涉及一种80mm厚调质高强韧压力容器用钢板及其制备方法。
背景技术
目前压力容器设备正向高参数、大型化发展，出于安全性和经济性考虑，压力容器用钢的强韧性要求也随之提高，部分压力容器的储存压力也从早期的12～15MPa提升至20MPa以上。自上世纪六十年代，压力容器用钢已开始向高强度方向发展，美国、德国已相继研制并使用系列屈服强度690MPa级的压力容器用钢，而我国在此领域相对处于落后地位。自GB 150-89首先将国产低温压力容器用调质高强度钢列入，经过多年的努力，我国压力容器调质高强度钢标准体系逐渐完善，在现已形成的GB 19189中主要有07MnMoVR、07MnNiVDR、07MnNiMoDR、12MnNiVR等系列钢种，但因标准强度级别较低，尚无法与国际先进水平相较。
在压力容器用调质高强度钢板实物水平方面，大部分国产高强度级别压力容器钢板存在厚度规格范围窄(≤50mm)、探伤合格率低、表面质量差和焊接性能差等缺点，强韧匹配度还具有较大的提升空间，690MPa级以上钢板实物塑性、韧性较低。
公开号为CN101643888A的专利，公开了“一种抗拉强度700MPa级低焊接裂纹敏感性钢及其生产方法”，其公开的钢的化学成分重量百分比为C：0.08～0.12、Si：0.15～0.40、Mn：1.00～2.00、P≤0.015、S≤0.006、Ni：0.25～0.55、Mo：0.15～0.28、V：0.02～0.10以及Cu：0.18～0.30、Cr：0.15～0.30、Ti：0.008～0.020、B：0.0007～0.0027，其余为Fe及不可避免的夹杂，该专利钢板实物仅可满足抗拉强度Rm≥690MPa，-20℃冲击功≥47J，且合金成本较高。
公开号CN104532159A的专利，公开了“一种屈服强度700MPa级调质高强钢及其生产方法”，其公开的钢的化学成分重量百分比为：C:0.06～0.13％，Si：0.10～0.30％，Mn：0.80～1.60％，Cr：0.20～0.70％，Mo：0.10～0.30％，Ni：0～0.30％，Nb：0.010～0.030％，Ti:0.010～0.030％，V:0.010～0.030％，B:0.0005～0.0030％，Al:0.02～0.06％，Ca：0.001～0.004％，N:0.002～0.005％，P≤0.020％，S≤0.010％，O≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质。该专利钢板实物屈服强度700～850MPa，抗拉强度750～900MPa，但延伸率>14％，-40℃冲击功>40J，钢板的塑韧性相对处于较低水平。
发明内容
发明目的：本发明旨在提供一种韧性、塑性和强度更优的80mm厚调质高强韧压力容器用钢板；本发明的另一目的是提供该钢板的制备方法。
技术方案：本发明所述的钢板，按重量份计其成分为：C：0.10～0.15％，Si：0.15～0.35％，Mn：0.60～1.60％，P≤0.012％，S≤0.005％，Ni：0.70～1.50％，Cr：0.25～0.80％，Mo：0.25～0.80％，V：0.03～0.08％，Ti≤0.030％，Als：0.03～0.05％，B：0.0010～0.0030％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
所述钢板的屈服强度屈服强度为767～829MPa，抗拉强度为818～869MPa，延伸率为17.5～19％，-40℃冲击功为187～207J。
本发明所述钢板的制备方法，其包括加热、轧制、冷却、离线淬火和回火热处理工序，所述轧制工序中连铸坯压缩比不小于4；所述离线淬火工序中，冷却后钢板再加热温度为880～910℃，在炉时间系数为1.3～1.8min/mm，钢板出炉后淬火至室温；所述回火热处理工序，淬火后钢板再加热温度至620～640℃，在炉时间系数为2.5～3.5min/mm，钢板出炉后空冷至室温。
所述加热工序中，采用步进式增温的加热方式，预热段温度控制在650℃以下，一加热段温度为750～850℃，二加热段温度为850～950℃，三加热段温度为950～1200℃，均热段温度1160～1200℃，各合金元素全部溶解，总加热时间系数1.0～1.2H，温度均匀性≤15℃。
所述轧制工序，采用两阶段控制轧制模式，粗轧阶段开轧温度为1050～1150℃，粗轧采用高温低速大压下轧制，初道次轧制压下量不小于30mm；精轧阶段钢板待温厚度110～130mm，精轧末三道次道次压下率不小于10％，末三道次累积压下率不小于25％，终轧温度控制在810～850℃范围内。
所述冷却工序，采用ACC冷却方式控制冷却，钢板的返红温度为610～670℃。
发明机理：本发明调质钢的设计成分中各个元素的作用如下：
C：提高钢板强度最有效的元素，钢中每增加0.1％的碳可使抗拉强度提高70MPa左右，但碳含量的增加会降低塑性和韧性，恶化钢板的焊接性能。碳对焊接热影响区淬硬性和冷裂倾向影响最明显。国内外690MPa级低合金超高强度钢板的碳含量通常控制在0.15％以下，碳含量降低所带来的强度损失通过微合金化和工艺优化来弥补。
Si：可显著提高钢的强度和硬度，同时增强抗高温氧化能力，但钢中过量的硅也会降低焊接性能，不利于钢板的表面质量。
Mn：主要通过固溶强化提高钢板强度，同时降低奥氏体转变开始点和结束点，扩大奥氏体相区，抑制奥氏体向铁素体转变。锰含量一般不宜超过2.0％，过高将会导致钢板产生中心偏析、焊接性能差等问题。
P和S：均属于有害元素，硫在钢中易形成夹杂物与偏析，损害钢板的成形性能；磷易形成严重的偏析带，提高带状组织的级别，导致钢板各向异性增加。因而，磷和硫含量应尽量控制在较低水平。
Ni：镍提高奥氏体→铁素体相变时铁素体的形核功，促进粒状贝氏体组织转变；并且镍减少低温时位错运动的摩擦阻力，增加层错能，故提高钢板的低温韧性。根据第一性原理计算结果，Ni元素在基体和晶界处具有较强的抗氢性，同时为了保证厚板的低温韧性，在ASTM SA517 Gr.F的基础上略微提升了Ni元素的含量。
Cr：铬降低碳的扩散速度，抑制铁素体和珠光体转变，使贝氏体转变向低温区移动，降低贝氏体相变点。同时，根据第一性原理计算结果，Cr元素在基体和晶界处也具有较强的抗氢性。
Mo：钼在钢中能有效地推迟高温转变且对贝氏体转变几乎没有影响，特别有利于获得贝氏体组织。同时根据第一希原理计算，Mo在晶界处具有一定的抗氢性。
V：通过控制钒的析出，可使VC在奥氏体向铁素体转变过程中发生相间析出，或在铁素体基体中随机析出，起到析出强化的作用。同时，增加钢中氮含量可促进VCN在奥氏体-铁素体相界面的析出，有效地阻止铁素体晶粒长大，起到细化晶粒的作用。同时VCN析出相可以起到氢陷阱的作用，可以降低材料的氢敏感性。
B：针对72mm厚板，为了保证材料的淬透性，通过增加微量硼含量即可显著提高钢板的淬透性，使得奥氏体更容易获得低温相变组织，抑制铁素体形核。为保证固溶硼可充分发挥上述作用，含硼钢中一般加入Ti、Al等强氮化物形成元素来消耗氮元素，避免BN的大量形成。
把轧态下钢板进行离线淬火+回火双重热处理工艺，淬火处理工序，加热温度以钢的相变临界点为依据，轧制后的钢板再加热温度880～910℃，加热时间系数为1.3～1.8min/mm，加热时形成细小、均匀奥氏体晶粒，钢板出炉后淬火至室温，即奥氏体组织通过相变而成为马氏体组织；淬火后钢板内应力大，很脆，必须进行回火，淬火后的钢板回火温度620～640℃，在炉时间系数为2.5～3.5min/mm，钢板出炉后空冷至室温，以便消除应力，增加韧性，调整强度，回火处理后钢板组织以均匀细小的回火态板条贝氏体组织为主，该组织均匀性好，增加裂纹在局部薄弱地区扩展阻力，可以保证钢板具有良好的强度、塑性和韧性。
有益效果：与现有技术相比，本发明具有如下显著优点：(1)通过合理的化学成分设计，得到了80mm厚的钢板，具有更优韧性和塑性，钢板屈服强度≥690MPa，抗拉强度800～900MPa，延伸率≥17％，-40℃冲击功Akv≥180J；(2)80mm性能优异的钢板突破了现有技术瓶颈，填补国内大型高压容器用材料技术空白，后期将推动形成压力容器设备、材料、设计、建造、应用、安全评价等系列规范和制备、储运及终端应用完整高效的产业链原型，为新一代调质高强度压力容器用钢的开发、生产和应用奠定基础；(3)通过淬火、回火工艺的设置，进一步提高了钢板的强度、塑性和韧性。
附图说明
图1为实施例1制备的钢板的显微组织图。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明的技术方案作进一步说明。
实施例1
本发明的80mm厚调质高强韧压力容器用钢板，按重量份计其成分为：C 0.115％，Si 0.223％，Mn 1.006％，P 0.006％，S 0.0018％，Ni 1.166％，Cr 0.48％，Mo 0.519％，V0.038％，Ti 0.016％，Als 0.043％，B：0.00159％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
其制备方法包括以下步骤：
(1)加热工序：320mm连铸坯在加热炉加热，采用步进式增温的加热方式，预热段温度控制在650℃以下，一加热段温度为780℃，二加热段温度为860℃，三加热段温度为1180℃，均热段温度1200℃，各合金元素全部溶解，总加热时间系数1.2H，温度均匀性±12℃；
(2)轧制工序：采用两阶段控制轧制模式，连铸坯压缩比为4：粗轧阶段开轧温度为1070℃，粗轧采用高温低速大压下轧制，初道次轧制压下量35mm；精轧阶段钢板待温厚度120mm，精轧末三道次道次压下率12％，末三道次累积压下率27％，终轧温度控制在830℃范围内。
(3)冷却工序：采用ACC冷却方式控制冷却，钢板的返红温度为630℃。
(4)淬火热处理工序：轧制后的钢板再加热温度为890℃，在炉时间系数为1.3min/mm，钢板出炉后淬火至室温。
⑤所述回火热处理工序，淬火后钢板再加热温度至620℃，在炉时间系数为3.5min/mm，钢板出炉后空冷至室温。
实施例2
在实施例1的基础上，改变步骤(5)回火热处理工序，淬火后钢板再加热温度至630℃，在炉时间系数为2.5min/mm，钢板出炉后空冷至室温。
实施例3
在实施例1的基础上，改变步骤(5)回火热处理工序，淬火后钢板再加热温度至630℃，在炉时间系数为3min/mm，钢板出炉后空冷至室温。
实施例4
在实施例1的基础上，改变步骤(5)回火热处理工序，淬火后钢板再加热温度至630℃，在炉时间系数为3.5min/mm，钢板出炉后空冷至室温。
实施例5
在实施例1的基础上，改变步骤(5)回火热处理工序，淬火后钢板再加热温度至640℃，在炉时间系数为2.5min/mm，钢板出炉后空冷至室温。
结构表征
图1为实施例1制备的钢板的显微维组织图，由图可得，钢板的组织以回火态贝氏体组织为主。
性能测试
对实施例1～5制备的钢板的屈服强度、抗拉伸强度、延伸率、冲击性能和冷弯进行测试，以板厚1/4处为准，测试参照GB/T 228.1、GB/T 229、GB/T 232；测试结果如表1所示。
表1实施例1～5钢板性能测试结果
可见，上述实施例1～5得到的80mm厚高强压力容器用调质钢板综合性能优良，具有良好的强韧匹配度，冷弯成形性能合格。钢板实物屈服强度≥690MPa，抗拉强度800～900MPa，延伸率≥17％，-40℃冲击功Akv≥180J。
Claims (6)
1.一种80mm厚调质高强韧压力容器用钢板，其特征在于，按重量份计其成分为：C 0.10～0.15％，Si 0.15～0.35％，Mn 0.60～1.60％，P≤0.012％，S≤0.005％，Ni 0.70～1.50％，Cr 0.25～0.80％，Mo 0.25～0.80％，V 0.03～0.08％，Ti≤0.030％，Als 0.03～0.05％，B0.0010～0.0030％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述钢板的屈服强度为767～829MPa，抗拉强度为818～869MPa，延伸率为17.5～19％，-40℃冲击功为187～207J。
3.一种权利要求1所述钢板的制备方法，其特征在于，包括加热、轧制、冷却、离线淬火和回火热处理工序，所述轧制工序中连铸坯压缩比不小于4；所述离线淬火工序中，冷却后钢板再加热温度为880～910℃，在炉时间系数为1.3～1.8min/mm，钢板出炉后淬火至室温；所述回火热处理工序，淬火后钢板再加热温度至620～640℃，在炉时间系数为2.5～3.5min/mm，钢板出炉后空冷至室温。
4.根据权利要求3所述钢板的制备方法，其特征在于，所述加热工序中，采用步进式增温的加热方式，预热段温度控制在650℃以下，一加热段温度为750～850℃，二加热段温度为850～950℃，三加热段温度为950～1200℃，均热段温度1160～1200℃，各合金元素全部溶解，总加热时间系数1.0～1.2H，温度均匀性≤15℃。
5.根据权利要求3所述钢板的制备方法，其特征在于，所述轧制工序，采用两阶段控制轧制模式，粗轧阶段开轧温度为1050～1150℃，初道次轧制压下量不小于30mm；精轧阶段钢板待温厚度110～130mm，精轧末三道次道次压下率不小于10％，末三道次累积压下率不小于25％，终轧温度控制在810～850℃范围内。
6.根据权利要求3所述钢板的制备方法，其特征在于，所述冷却工序，采用ACC冷却方式控制冷却，钢板的返红温度为610～670℃。
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