CN106756536A

CN106756536A - 一种耐氢腐蚀正火型移动罐车用低合金钢及其制备方法

Info

Publication number: CN106756536A
Application number: CN201611057155.4A
Authority: CN
Inventors: 杨宏伟; 丁庆丰; 阮小江; 李经涛; 吴扬; 邓云飞; 袁伽利; 高俊; 芦莎
Original assignee: Jiangyin Xingcheng Special Steel Works Co Ltd
Current assignee: Jiangyin Xingcheng Special Steel Works Co Ltd
Priority date: 2016-11-26
Filing date: 2016-11-26
Publication date: 2017-05-31
Anticipated expiration: 2036-11-26
Also published as: CN106756536B

Abstract

本发明涉及耐氢腐蚀正火型移动罐车用低合金钢，化学成分为C0.13～0.20%，Si0.20～0.50%，Mn1.20～1.70%，P≤0.030%，S≤0.010%，Ni0.10～0.45%，Nb0.010～0.050%，V0.010～0.20%，30ppm≤N≤50ppm，H≤2ppm，8≤w（V）/ w（N）≤15，余量为Fe及不可避免的杂质。制备工序：转炉冶炼→钢包炉精炼→真空处理→连铸→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→缓冷→探伤→正火→性能检验。钢板以正火状态交货，集高强、高韧、低屈强比、较高的耐氢腐蚀性能为一体，在保持力学性能优越的前提下，将钢板的厚度控制在6‑25mm，最薄6mm，减轻钢材的重量，提高移动罐车的容积。

Description

一种耐氢腐蚀正火型移动罐车用低合金钢及其制备方法

技术领域

本发明本发明属于低合金高强特钢技术领域，涉及一种高强高韧耐氢腐蚀钢及其制备方法。

背景技术

目前国内使用的移动罐车用钢的抗拉强度大都小于580MPa，低温冲击韧性值较低，且屈强比较高，致使罐体壁厚较大，自重系数对应加大，容重比小，运载效率低。另一方面，移动罐车一般储运的介质为液化气体、低温液体和永久气体，这就要求其具有一定的耐腐蚀性能。

专利号为CN101144138A的专利申请公开了一种低温压力容器用钢板及其生产方法，该钢-40℃横向冲击功达164J，但屈服强度不到420MPa。

专利号为CN101871077A的专利申请公开了一种正火型高强度压力容器钢的制造方法，该钢低温韧性优良，但其强度级别不到570MPa。

专利号为CN1040777C的专利申请公开了一种大型球罐钢及热处理方法，该发明钢强韧性好，但屈强比偏高，但交货状态为正火+回火，使生产成本增加。

专利号为CN102719737A的专利申请公开了一种屈服强度460MPa级正火高强韧钢板及其制造方法，该发明钢强韧性好、生产成本低，但耐氢腐蚀性能没有提及。

综上所述，现有的移动式压力容器用钢中存在强度不足、低温冲击韧性较差、耐氢腐蚀能力差及生产成本较高等问题。

发明内容

针对现有移动式压力容器用钢存在的强度不足、低温冲击韧性较差、耐氢腐蚀能力差及屈强比偏高等缺点，本发明提供一种高强高韧耐氢腐蚀钢及其制备方法，本发明的移动罐车用钢强度显著高于传统移动式压力容器用钢，集高强、高韧、低屈强比及优良的耐氢腐蚀性能为一体，且具有生产可操作性强、成本低、生产稳定等特点。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种耐氢腐蚀正火型移动罐车用低合金钢，钢板的厚度为6～25mm，化学成分按质量百分比计为，C：0.13～0.20%，Si：0.20～0.50%，Mn：1.20～1.70%，P≤0.030%，S≤0.010%， Ni：0.10～0.45%，Nb：0.010～0.050%，V：0.010～0.20%，30ppm≤N≤50ppm，H≤2ppm，8≤w（V）/ w（N）≤15，余量为Fe及不可避免的杂质。

本申请钢板为正火型钢板，钢板正火后的金相组织为铁素体+珠光体，屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥620MPa，延伸率≥25%，屈强比≤0.80，母材-46℃ KV₂≥60J，按GB/T8650-2006《管线钢和压力容器钢抗氢致开裂评定方法》标准在溶液A的抗硫化氢腐蚀试验裂纹长度率CLR≤4%、裂纹厚度率CTR≤1%、裂纹敏感率CSR≤0.5%。

制备上述发明钢板，按照以下步骤进行，转炉冶炼→钢包炉精炼→真空处理→连铸→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→缓冷→探伤→正火→性能检验，具体要求如下：

铁水经150t顶底复吹氧气转炉冶炼，然后采用钢包炉精炼和真空脱气处理，再向钢水喂Ca线对夹杂物进行变性处理，软吹10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150mm或以上厚度的铸坯，铸坯堆垛缓冷。

将铸坯加热到1140～1240℃，在炉时间为铸坯板厚(cm)×8～12min/cm，采用两阶段轧制，第一阶段粗轧开轧温度1020～1090℃，后三道次压下量≥40mm，累计压下率≥70%，第二阶段精轧开轧温度850～930℃，终轧温度为800～870℃，轧制成6～25mm厚钢板，轧后采用ACC控制冷却，终冷温度为540～640℃，堆垛缓冷至室温，探伤合格后进行880～920℃正火处理，性能合格后出厂。

与现有技术相比，本发明的优点在于：本发明采用固溶强化、细晶强韧化等设计理念，控制多种合金复合添加技术、连铸坯扩氢处理、控轧控冷技术等，使钢板以正火状态交货，集高强、高韧、低屈强比、较高的耐氢腐蚀性能为一体，在保持力学性能优越的前提下，将钢板的厚度控制在6-25mm，最薄为6mm，减轻了钢材的重量，提高移动罐车的容积。钢板自身具有性能优异，生产周期短，成本低等特点，本发明的主要合金元素的添加是基于以下原理：

C：钢中不可缺少的提高强度元素之一，如其含量过高会显著提高钢的Pcm值，恶化其焊接性能，同时降低焊接接头低温韧性。在提高发明钢强度的同时为了保证其具有较好的低温韧性，因此本发明钢C为0.13～0.20%。

Si：以固溶强化形式提高钢的强度，但含量过高会加剧杂质元素在晶界的偏聚，恶化钢的焊接接头冲击韧性。因此本发明钢Si为0.20～0.50%。

Mn：可明显提高钢的强度，也可降低钢的韧脆转变温度，改善钢的低温韧性。但含量过高会加剧铸坯的中心偏析，使铸坯中心易形成长条状夹杂MnS，对母材性能和焊接热影响区均有严重不良影响。因此本发明钢Mn为1.20～1.70%。

P：如果其含量高，增加钢的冷脆性，使钢的低温冲击韧性变坏。因此，本发明钢P≤0.030%。

S：对钢的低温冲击韧性有很大危害，如果其含量高，容易生成大量的低熔点硫化物，并与基体形成熔点更低的共晶体，在晶界处形成富集，产生焊接再加热开裂，因此，本发明钢S≤0.010%。

Ni：可使钢板的强度提高，特别是低温韧性，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为0.10～0.45%。

Nb：可以促进低温相变组织形成，与C和N结合生成Nb（C、N），在位错、亚晶界和晶界处大量析出，对变形奥氏体的回复再结晶起到强烈的阻碍作用，使晶粒细化，提高钢的基体强度。但含量过高使钢的塑性和韧性降低，同时成本上升。因此，本发明钢Nb为0.010～0.050%。

V：最有效的强化元素之一，通过形成V（C，N）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，提高钢的强度和韧性以及焊接性。另一方面，因V与钢中的N亲和力较强，能大大降低钢中“自由”N含量，避免钢的应变时效性。若含量过高，析出物数量和尺寸增大，从而导致钢的韧性降低，因此，本发明钢中V的添加量为0.010～0.20%。

N：与V结合形成V（C，N）化合物，提高其析出温度及驱动力，促进V由固溶态向析出相转变，使析出的VN或富氮的V（C，N）颗粒尺寸和间距明显减小，从而充分发挥V的沉淀强化作用。若含量过高会恶化钢的冲击韧性，因此，本发明钢30ppm≤N≤50ppm。

H：在湿H₂S环境下，腐蚀产生的氢原子向钢中扩散，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内部裂纹，有时也会扩展到表面。因此，本发明钢中H≤2ppm，并对连铸坯进行扩氢处理。

本发明通过添加微量合金元素Nb、V、控制钢中N含量，有效抑制了奥氏体晶粒长大，通过高温大压下，细化奥氏体晶粒，最终得到晶粒细小的组织，通过细晶强化和韧化作用提高钢的强度和低温韧性；严格控制铸坯的中心偏析和H含量以提高其耐氢腐蚀能力；采用两阶段轧制，第一段的开轧温度1020～1090℃，累计压下率≥70%，目的是使钢的奥氏体晶粒细化；第二阶段未再结晶区控制轧制，开轧温度850～930℃，终轧温度为800～870℃，控冷终冷温度540～640℃，目的是通过控轧细化组织，产生大量位错，增加析出相的形核位置，促进析出相析出，提高钢的强度同时降低屈强比。在轧后只需进行正火处理，即可获得高性能钢板，有效保证了供货周期，降低了生产成本。

附图说明

图1为本发明实施例中钢板的金相组织图。

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。

本发明实施例钢板的化学成分，满足：C：0.13～0.20%，Si：0.20～0.50%，Mn：1.20～1.70%，P≤0.030%，S≤0.010%， Ni：0.10～0.45%，Nb：0.010～0.050%，V：0.010～0.20%，30ppm≤N≤50ppm，H≤2ppm，8≤w（V）/ w（N）≤15，余量为Fe及不可避免的杂质。

具体实施例和对比例的化学成分见表1。

表1实施例和对比例化学成分（wt%）

钢板制备工艺包括：铁水预处理，转炉炼钢，LF精炼后进行RH真空脱气处理，采用保护浇注成150mm厚铸坯。将150mm厚铸坯加热到1140～1240℃，在炉时间为铸坯板厚(cm)×8～12min/cm。然后采用两阶段轧制，第一阶段粗轧开轧温度1020～1090℃，后三道次压下量≥40mm，累计压下率≥70%，第二阶段精轧开轧温度850～930℃，终轧温度为800～870℃，轧制成6～25mm厚钢板。采用ACC控制冷却，终冷温度为540～640℃，堆垛缓冷至室温。具体工艺参数见表2。

表2实施例和对比例轧制工艺参数

对钢板取样进行力学性能和组织检测，结果见表3。

表3实施例和对比例钢板力学性能结果

实施例中均满足屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥620MPa，延伸率≥25%，屈强比≤0.80，-46℃KV₂≥60J，而对比例中抗拉强度为590MPa，不满足Rm≥640MPa要求，且韧性值富裕量不大。

本发明实施例钢和对比钢的抗氢致开裂指数结果见表4。

表4 实施例和对比例钢板抗氢致开裂试验结果

试验结果值越小，说明材料的抗氢致裂纹性能越好。由上表可知，本发明钢具有良好的抗氢致裂纹性能。

从实施例结果可知，本发明钢屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥620MPa，延伸率≥25%，屈强比≤0.80，母材-46℃KV₂≥60J，抗氢致开裂试验结果评级为Ⅰ。图1所示为实施例2中20mm厚钢板的组织结构图，组织为铁素体+珠光体，该组织不仅保证了钢具有较好的强韧性，还具有较低的屈强比。以上数据表明本发明钢具有优良的力学性能，尤其是低温韧性，同时具有良好的耐氢腐蚀性能。

除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者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之内。

Claims

1.一种耐氢腐蚀正火型移动罐车用低合金钢，其特征在于：钢板的厚度为6～25mm，化学成分按质量百分比计为，C：0.13～0.20%，Si：0.20～0.50%，Mn：1.20～1.70%，P≤0.030%，S≤0.010%， Ni：0.10～0.45%，Nb：0.010～0.050%，V：0.010～0.20%，30ppm≤N≤50ppm，H≤2ppm，8≤w（V）/ w（N）≤15，余量为Fe及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的耐氢腐蚀正火型移动罐车用低合金钢，其特征在于：钢板采用正火工艺进行热处理，屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥620MPa，延伸率≥25%，屈强比≤0.80，母材-46℃KV₂≥60J，按GB/T 8650-2006《管线钢和压力容器钢抗氢致开裂评定方法》标准在溶液A的抗硫化氢腐蚀试验裂纹长度率CLR≤4%、裂纹厚度率CTR≤1%、裂纹敏感率CSR≤0.5%。

3.一种权利要求1所述低合金钢的制备方法，其特征在于：包括工序：转炉冶炼→钢包炉精炼→真空处理→连铸→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→缓冷→探伤→正火→性能检验，具体要求如下：

（1）铁水经150t顶底复吹氧气转炉冶炼，然后采用钢包炉精炼和真空脱气处理，再向钢水喂Ca线对夹杂物进行变性处理，软吹10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150mm或以上厚度的铸坯，铸坯堆垛缓冷；

（2）将铸坯加热到1140～1240℃，在炉时间为铸坯板厚(cm)×8～12min/cm，采用两阶段轧制，第一阶段粗轧开轧温度1020～1090℃，后三道次压下量≥40mm，累计压下率≥70%，第二阶段精轧开轧温度850～930℃，终轧温度为800～870℃，轧制成6～25mm厚钢板，轧后采用ACC控制冷却，终冷温度为540～640℃，堆垛缓冷至室温，探伤合格后进行880～920℃正火处理，性能合格后出厂。