CN115852266B - 一种提高超厚临氢钢板低温冲击韧性和高温性能的生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种提高超厚临氢钢板低温冲击韧性和高温性能的生产方法，钢板的化学成分组成及质量百分含量为：C=0.10~0.15，Si≤0.10，Mn=0.50~0.60，P≤0.008，S≤0.003，Cr=2.20~2.45，Mo=0.95~1.06，V=0.28~0.32，Ni=0.12~0.18，Nb=0.020~0.040，Cu≤0.20，Sb≤0.003，Sn≤0.005，As≤0.010，B=0.0010~0.0015，Ti=0.010~0.020，余量为Fe和不可避免的杂质；钢板厚度为150~200mm；所述的生产工艺包括冶炼模铸‑轧制‑热处理工序。采用本发明制备出的超大厚度临氢设备用钢板，其厚度方向组织性能均匀，经模拟焊后热处理的心部位置仍具有良好的低温冲击韧性和高温拉伸性能。
Description
技术领域
本发明属于冶金技术领域，涉及一种提高超厚临氢钢板低温冲击韧性和高温性能的方法。
背景技术
12Cr2Mo1VR钢板是石油、化工、煤炭液化等行业核心生产设备加氢反应器的主要制造材料，长期在高温、高压、临氢环境中使用，其性能指标要求极其复杂苛刻。随着石油需求的增加以及炼油工艺的快速发展，加氢反应器趋于大型化、高参数化。
一方面，加氢反应器的服役环境温度越来越低，而使用温度越来越高，为了保证设备停产检修和高效运行过程中的安全性，设计上对12Cr2Mo1VR钢板的低温韧性和高温性能提出了越来越高的要求：钢板经过最小、最大模拟焊后热处理后均需满足心部-30℃横向夏比冲击功≥54J，450℃高温拉伸屈服强度≥340MPa，500℃高温拉伸屈服强度≥325MPa。其中，最小模拟焊后热处理条件：705℃±10℃×6~8h，最大模拟焊后热处理条件为705℃±10℃×26~32h。研究表明，经过高温长时间模拟焊后热处理后，钢板的强度和低温韧性显著降低，而随着拉伸试验温度的升高，钢板的抗拉强度也会进一步下降。
另一方面，近年来100mm以上厚度12Cr2Mo1VR钢板的需求迅速增加，随着钢板厚度的增加，钢板厚度方向上组织性能均匀性降低，尤其是当12Cr2Mo1VR钢板厚度增加到150mm以上时，钢板心部位置的模拟焊后低温韧性和高温强度已难以满足越来越高的加氢反应器设备设计和制造要求。目前中厚板厂对此尚无很好的解决方案，如何同时提高超厚12Cr2Mo1VR钢板模拟焊后低温韧性和高温性能是本领域亟待解决的技术问题。
中国专利CN107022723A公开了一种超厚临氢设备用钢及其生产方法，采用冶炼、模铸、锻造、轧制、热处理的工艺路线，生产出的12Cr2Mo1VR钢板厚度最大为162mm。该方法为了保证钢板心部性能，热处理工艺采用的是两次正火（加速冷却）+高温回火，生产工序复杂，生产效率低，也增加企业的生产成本。
中国专利CN112375980A公开了一种大厚度大单重加钒铬钼钢板及其生产方法，涉及板厚150~256mm，采用冶炼、模铸、锻造、轧制、热处理的工艺路线，热处理为正火+高温回火。对于正火后的冷却方法并未作出详细说明，无法判断其技术特征。采用的最小和最大模焊制度分别为705℃×6h和705℃×26h，模焊时间相对较短，高温强度富裕量不大，并不能满足目前新一代加钒铬钼钢大厚板性能新要求。
中国专利CN108676972A公布了一种特厚板淬火线对厚板进行热处理的方法，发明通过控制钢板进入淬火机头尾温差，解决了钢板入淬火机头尾温差大导致性能差异大的问题，实现厚度80～300mm钢板的生产。但在具体实施例中，对于12Cr2Mo1VR钢，仅有最大厚度为140mm板的生产数据，且数据表现为头尾温度和头尾抗拉强度，该专利技术对于韧性和不同厚度方向的性能比较则没有涉及，同时对于厚度在150-200mm的淬火情况并未说明，无法判断其技术特征。
中国专利CN108048637A公布了一种超厚钢板基于辊式淬火机的淬火热处理工艺，通过对喷水参数、辊速、淬火时间和板形进行控制，提高了淬火均匀性和淬火生产效率。该工艺适用于200~300mm厚的特厚钢板连续辊式淬火生产，该专利侧重于解决特厚钢板淬火生产过程中产生的冷速偏低、冷却均匀性差、淬火板形差、淬火表面质量差等问题，没有考虑化学成分以及淬火前后工序的工艺参数对12Cr2Mo1VR钢板组织性能的影响。
发明内容
为了克服上述现有技术的不足之处，本发明提供一种同时提高超厚临氢设备用钢板模拟焊后低温冲击韧性和高温性能的生产方法，用该方法生产的钢板厚度为150~200mm，厚度方向组织性能均匀，兼具良好的心部低温韧性和高温拉伸强度。
本发明的技术方案：
一种提高超厚临氢钢板低温冲击韧性和高温性能的生产方法，钢板厚度为150~200mm；钢板的化学成分质量百分比为C=0.10~0.15，Si≤0.10，Mn=0.50~0.60，P≤0.008，S≤0.003，Cr=2.20~2.45，Mo=0.95~1.06，V=0.28~0.32，Ni=0.12~0.18，Nb=0.020~0.040，Cu≤0.20，Sb≤0.003，Sn≤0.005，As≤0.010，B=0.0010~0.0015，Ti=0.010~0.020，余量为Fe和不可避免的杂质；关键工艺步骤包括：
（1）冶炼模铸：控制杂质元素含量P≤0.008%，P+Sn≤0.012%，Si≤0.10%，O≤20ppm，H≤1.5ppm，N ≤80ppm，J系数≤100，X系数≤12ppm；模铸浇注温度按液相线温度+(45～55℃)控制，全流浇钢，锭身浇注18~21min，冒口浇注7~9min；浇铸过程中加盖保温，停浇后采用整体保温罩保温；
（2）轧制：采用分段加热工艺，钢锭入炉温度300~400℃，保温1~1.5h；以2~3℃/min速度加热至850℃保温2~2.5h；以1~2℃/min的加热速度升至1000℃，随后直接升温至1280℃保温5~13h直至出钢；采用慢速高渗透性轧制工艺，第一阶段开轧温度≥1050℃，除消锥、展宽道次外，其他道次压下量≥35mm；第二阶段开轧温度≤860℃；
（3）热处理：采用正火加速冷却＋高温回火的热处理工艺，正火温度为920~950℃，保温时间系数为2.2~2.6min/mm，回火温度为700~730℃，保温时间系数为3~3.5min/mm。
进一步地，步骤(1)中，转炉冶炼出钢温度≥1580℃，避免出钢过程中下渣，控制出钢C≥0.05%，P≤0.008%；LF精炼白渣保持时间≥20min，LF炉出站前二次脱P，控制P≤0.004%；VD真空精炼，压强≤67Pa时保持真空≥15min；VD破空后进行钙处理。
进一步地，步骤（3）中正火加速冷却工序中，利用辊底式连续热处理炉辐射管加热并进行氮气保护；利用辊式淬火机进行冷却，采用水冷-空冷交替冷却方式，首先在高压区进行水冷，短暂空冷至表层返温，随后进入低压区水冷，低压区摆动冷却时间1200~1400s，钢板在冷却区辊道运行速度为0.03~0.04m/s，钢板心部冷却速度为0.09~1.1℃/s，出冷却区温度≤50℃。
生产所得钢板在705℃±10℃×8h的模拟焊后热处理条件下，心部位置-30℃冲击功≥140J，425℃~550℃高温拉伸屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥411MPa，在705℃±10℃×32h的模拟焊后热处理条件下钢板心部位置-30℃冲击功≥137J，425~550℃高温拉伸屈服强度≥339MPa、抗拉强度≥398MPa；钢板表面以板条贝氏体为主，厚度方向1/4位置处开始出现粒状贝氏体，心部以粒状贝氏体为主。
本发明属于铁基合金，钢中主要化学元素使用及作用原理如下：
C元素能够显著提高钢板的强度。但提高C的含量，会导致在高温高压条件下服役的耐热钢中碳化物的长大及团聚行为，固溶合金元素从基体中脱溶，固溶及析出强化作用逐渐降低；也会导致塑韧性和可焊接性的降低。综合考虑，本发明中C含量设定为0.10%~0.15%。
Cr元素能明显提高超厚板的淬透性；Cr元素的固溶体能够显著提高钢的热强性。但过量的Cr元素会提高钢的回火脆性转变温度，促进钢的回火脆性，应限制使用。本发明中Cr元素含量设定为2.20%~2.45%。
Mo元素能够通过固溶强化基体，提高热强性，同时Mo能与碳及其它合金元素形成细小的碳化物，有利于抗蠕变变形能力的提高；但可以引起低合金钼钢发生石墨化倾向。本发明中Mo元素含量设定为0.95%~1.06%。
V元素是强碳化物形成元素。单独添加V形成的碳化钒、碳氮化钒析出物在高温条件下容易粗化，而与Ti、Nb复合添加时形成更稳定的细小弥散MX相，可以有效阻碍位错运动，提高强度。同时也能减少Cr、Mo与C结合形成碳化物的机会，间接地提升了固溶强化作用。本发明中V元素含量设定为0.28%~0.32%。
Ti-B元素复合添加，B元素可以优于杂质元素偏析在晶界上，达到净化晶界效果；Ti会先于B元素，与N形成TiN，避免BN的生成，增加游离B的数量，更好的发挥B的作用。本发明中Ti、B元素含量分别设定为0.010%~0.020%和0.0010%~0.0015%。
Pb、Sn、As、Sb、Bi是有害杂质元素，容易在晶间富集，弱化晶界。本发明中按照以下指标控制：J系数=(Si+Mn)×(P+Sn)×104≤100，X系数=(10P+5Sb+4Sn+ As)×10-2≤12ppm。
本发明的有益效果：本发明对钢板成分及生产制备工艺进行了优化设计和精确控制，采用转炉冶炼+炉外精炼的方式冶炼，得到的钢质纯净、有害杂质元素含量低；采用正火（加速冷却）＋回火的热处理制度，相比两次正火(加速冷却)工艺，节约了生产成本。采用本发明制备出的超大厚度临氢设备用钢板，其厚度方向组织性能均匀，经模拟焊后热处理的心部位置仍具有良好的低温冲击韧性和高温拉伸性能，有效保证最终设备的安全性能。
附图说明
图1是实施例1生产的150mm超厚钢板心部组织金相照片。
图2是实施例2生产的180mm超厚钢板心部组织金相照片。
图3是实施例3生产的200mm超厚钢板心部组织金相照片。
具体实施方式
下面结合实例进一步说明。
实施例1：
一种提高超厚临氢钢板低温冲击韧性和高温性能的生产方法，钢板厚度为150mm，钢板的化学成分质量百分比为C=0.15，Si=0.09，Mn=0.53，P=0.006，S=0.0008，Cr=2.39，Mo=1.02，V=0.301，Ni=0.13，Nb=0.027，Cu=0.03，Sb=0.0017，Sn=0.002，As=0.006，B=0.0014，Ti=0.015，余量为Fe和不可避免的杂质。关键工艺步骤如下：
（1）冶炼模铸：确保出钢温度≥1580℃，避免出钢过程中下渣，控制出钢C≥0.05%，P≤0.006%；LF精炼：白渣保持时间≥20min，LF炉出站前二次脱P、控制P≤0.004%；VD真空精炼：压强≤67Pa时保持真空时间≥15min；VD破空后进行钙处理；模铸浇注温度1565℃(过热度46℃)，全流浇钢，锭身浇注20min，冒口浇注7min。浇铸过程中加盖保温，停浇后采用整体保温罩保温。
（2）轧制：采用分段加热工艺，钢锭入炉温度780~800℃，保温1h；以2℃/min速度加热至850℃，保温2h；以1.5℃/min速度加热至1000℃，随后直接加热至1280℃。采用慢速高渗透性轧制工艺，第一阶段开轧温度≥1050℃，除消锥、展宽道次外，其他道次压下量≥35mm。第二阶段开轧温度845℃，轧至150mm厚度后堆冷，堆冷时间≥48h，拆垛温度≤100℃。
（3）热处理：采用正火（加速冷却）＋高温回火的热处理工艺。正火温度为940℃，保温时间系数为2.3min/mm；回火温度为720℃，保温时间系数为3min/mm。
正火（加速冷却）工序中，利用辊底式连续热处理炉辐射管加热，并采用氮气保护；通过水冷-空冷交替方式进行冷却，进入冷却区钢板温度控制在910℃~930℃，首先在高压区进行水冷，出高压区后短暂空冷至表层返温，随后进入低压区水冷，低压区摆动冷却时间1200s，钢板在冷却区辊道运行速度为0.03m/s，钢板心部冷却速度达到1.1℃/s，出冷却区温度≤50℃。
本实施例生产的150mm超厚临氢设备用钢板，组织性能检测所用的模拟焊后热处理工艺如下：最小模拟焊后热处理：705℃±10℃×8h；最大模拟焊后热处理：705℃±10℃×32h。性能检测结果见表1，钢板模焊态的各项力学性能均已达标，全厚度性能均匀；模焊后心部组织兼具良好的冲击韧性和高温拉伸性能，并具备较大富余量。
表1 150mm钢板1/2厚度处性能
。
实施例2：
一种提高超厚临氢钢板低温冲击韧性和高温性能的生产方法，钢板厚度为180mm，钢板的化学成分质量百分比为C=0.14，Si=0.09，Mn=0.57，P=0.006，S=0.0013，Cr=2.37，Mo=1.01，V=0.312，Ni=0.13，Nb=0.027，Cu=0.03，Sb=0.0025，Sn=0.002，As=0.007，B=0.0013，Ti=0.011，余量为Fe和不可避免的杂质。关键工艺步骤如下：
（1）冶炼模铸：出钢温度≥1580℃，避免出钢过程中下渣，控制出钢C≥0.05%，P≤0.006%；LF精炼：白渣保持时间≥20min，LF炉出站前二次脱P、控制P≤0.004%；VD真空精炼：压强≤67Pa时保持真空15min；VD破空后进行钙处理；模铸浇注温度1560℃（过热度46℃），全流浇钢，锭身浇注19min，冒口浇注9min。浇铸过程中加盖保温，停浇后采用整体保温罩保温。
（2）轧制：采用分段加热工艺，钢锭入炉温度770~790℃，保温1h；以2℃/min速度加热至850℃，保温2h；以1.5℃/min速度加热至1000℃，随后直接加热至1280℃。采用慢速高渗透性轧制工艺，第一阶段开轧温度≥1050℃，除消锥、展宽道次外，其他道次压下量38~39mm。第二阶段开轧温度843℃，轧至180mm厚度后堆冷，堆冷时间≥48h，拆垛温度≤100℃。
（3）热处理：采用正火（加速冷却）＋高温回火的热处理工艺。正火温度为950℃，保温时间系数为2.5min/mm；回火温度为710℃，保温时间系数为3min/mm。
正火（加速冷却）工序中，利用辊底式连续热处理炉辐射管加热，并采用氮气保护；通过水冷-空冷交替方式进行冷却，进入冷却区钢板温度控制在920℃~940℃，首先在高压区进行水冷，出高压区后短暂空冷至表层返温，随后进入低压区水冷，低压区摆动冷却时间1300s，钢板在冷却区辊道运行速度为0.03m/s，钢板心部冷却速度达到1℃/s，出冷却区温度≤50℃。
本实施例制备的180mm超厚临氢设备用钢板，组织性能检测所用的模拟焊后热处理工艺如下：最小模拟焊后热处理：705℃±10℃×8h；最大模拟焊后热处理：705℃±10℃×32h。性能检测结果见表2，可以看出，本实施例制备的180mm钢板模焊态的各项力学性能均已达标，全厚度性能均匀。模焊后心部组织兼具良好的冲击韧性和高温拉伸性能，并具备较大富余量。
表2. 180mm钢板1/2厚度处性能
。
实施例3：
一种提高超厚临氢钢板低温冲击韧性和高温性能的生产方法，钢板厚度为200mm，钢板的化学成分质量百分比为C=0.14，Si=0.09，Mn=0.57，P=0.006，S=0.0013，Cr=2.37，Mo=1.01，V=0.312，Ni=0.13，Nb=0.027，Cu=0.03，Sb=0.0025，Sn=0.002，As=0.007，B=0.0010，Ti=0.012，余量为Fe和不可避免的杂质。其生产方法包括冶炼、模铸、轧制和热处理工序，关键工艺步骤如下：
（1）冶炼模铸：出钢温度≥1580℃，避免出钢过程中下渣，控制出钢C≥0.05%，P≤0.006%；LF精炼：白渣保持时间≥20min，LF炉出站前二次脱P、控制P≤0.004%；VD真空精炼：压强≤67Pa时保持真空时间≥15min；VD破空后进行钙处理；模铸浇注温度1560℃（过热度46℃），全流浇钢，锭身浇注19min，冒口浇注9min。浇铸过程中加盖保温，停浇后采用整体保温罩保温。
（2）轧制：采用分段加热工艺，炉温780~800℃左右时装入钢锭，保温1h；以2℃/min速度加热至850℃，保温2h；以1.5℃/min速度加热至1000℃，随后直接加热至1280℃。采用慢速高渗透性轧制工艺，第一阶段开轧温度≥1050℃，除消锥、展宽道次外，其他道次压下量≥35mm。第二阶段开轧温度838℃，轧至200mm厚度后堆冷，堆冷时间≥48h，拆垛温度≤100℃。
（3）热处理：采用正火（加速冷却）＋高温回火的热处理工艺。正火温度为950℃，保温时间系数为2.5min/mm；回火温度为710℃，保温时间系数为3min/mm。
正火（加速冷却）工序中，利用辊底式连续热处理炉辐射管加热，并采用氮气保护；通过水冷-空冷交替方式进行冷却，进入冷却区钢板温度控制在920℃~940℃，首先在高压区进行水冷，出高压区后短暂空冷至表层返温，随后进入低压区水冷，低压区摆动冷却时间1400s，钢板在冷却区辊道运行速度为0.03m/s，钢板心部冷却速度达到0.9℃/s，出冷却区温度约≤50℃。
本实施例制备的200mm超厚临氢设备用钢板，组织性能检测所用的模拟焊后热处理工艺如下：最小模拟焊后热处理：705℃±10℃×8h；最大模拟焊后热处理：705℃±10℃×32h。性能检测结果见表3，可以看出，本实施例制备的200mm钢板模焊态的各项力学性能均已达标。全厚度性能均匀。模焊后心部组织兼具良好的冲击韧性和高温拉伸性能，并具备较大富余量。
表3 200mm钢板1/2厚度处性能
。
Claims (1)
1.一种提高超厚临氢钢板低温冲击韧性和高温性能的生产方法，钢板厚度为150~200mm，其特征在于：钢板的化学成分质量百分比为C=0.10~0.15，Si≤0.10，Mn=0.50~0.60，P≤0.008，S≤0.003，Cr=2.20~2.45，Mo=0.95~1.06，V=0.28~0.32，Ni=0.12~0.18，Nb=0.020~0.040，Cu≤0.20，Sb≤0.003，Sn≤0.005，As≤0.010，B=0.0010~0.0015，Ti=0.010~0.020，余量为Fe和不可避免的杂质；关键工艺步骤包括：
（1）冶炼模铸：控制杂质元素含量P≤0.008%，P+Sn≤0.012%，Si≤0.10%，O≤20ppm，H≤1.5ppm，N ≤80ppm，J系数=(Si+Mn)×(P+Sn)×104≤100，X系数=(10P+5Sb+4Sn+ As)×10-2≤12ppm；模铸浇注温度按液相线温度+ (45～55℃)控制，全流浇钢，锭身浇注18~21min，冒口浇注7~9min；浇铸过程中加盖保温，停浇后采用整体保温罩保温；转炉冶炼出钢温度≥1580℃，避免出钢过程中下渣，控制出钢C≥0.05%，P≤0.008%；LF精炼白渣保持时间≥20min，LF炉出站前二次脱P，控制P≤0.004%；VD真空精炼，压强≤67Pa时保持真空≥15min；VD破空后进行钙处理；
（2）轧制：采用分段加热工艺，钢锭入炉温度300~400℃，保温1~1.5h；以2~3℃/min速度加热至850℃保温2~2.5h；以1~2℃/min的加热速度升至1000℃，随后直接升温至1280℃保温5~13h直至出钢；采用慢速高渗透性轧制工艺，第一阶段开轧温度≥1050℃，除消锥、展宽道次外，其他道次压下量≥35mm；第二阶段开轧温度≤860℃；
（3）热处理：采用正火加速冷却＋高温回火的热处理工艺，正火温度为920~950℃，保温时间系数为2.2~2.6min/mm，回火温度为700~730℃，保温时间系数为3~3.5min/mm；正火加速冷却工序中，利用辊底式连续热处理炉辐射管加热并进行氮气保护；利用辊式淬火机进行冷却，采用水冷-空冷交替冷却方式，首先在高压区进行水冷，短暂空冷至表层返温，随后进入低压区水冷，低压区摆动冷却时间1200~1400s，钢板在冷却区辊道运行速度为0.03~0.04m/s，钢板心部冷却速度为0.09~1.1℃/s，出冷却区温度≤50℃, 所得钢板在705℃±10℃×8h的模拟焊后热处理条件下，心部位置-30℃冲击功≥140J，425℃~550℃高温拉伸屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥411MPa，在705℃±10℃×32h的模拟焊后热处理条件下钢板心部位置-30℃冲击功≥137J，425~550℃高温拉伸屈服强度≥339MPa、抗拉强度≥398MPa；钢板表面以板条贝氏体为主，厚度方向1/4位置处开始出现粒状贝氏体，心部以粒状贝氏体为主。
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