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
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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
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
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
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
表5夹杂物检验要求
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%)
表7本发明实施例与对比例钢种的加热主要工艺过程
表8本发明实施例与对比例钢种的轧制主要工艺过程
表9本发明实施例与对比例钢种的热处理工艺
表10本发明实施例与对比例钢种的力学检验结果
表11本发明实施例与对比例钢种的夹杂物检验结果
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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