一种690MPa级大线能量焊接用压力容器用钢及其制造方法与流程

本发明涉及钢的冶炼技术领域，特别涉及一种690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢的制造方法。

背景技术：

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。我国大型固定式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。

现有技术中，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，但使用钢种的大线能量焊接性能仅能满足100kj/cm，且抗拉强度一般为600~610mpa级，强度偏低，不能适应行业快速发展要求。

如有中国专利“低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板及其制造方法”，专利号200710039741.0，钢的化学成分重量百分比为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。该钢板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，不能满足大型固定式球罐的制造要求。

另有中国专利“高强度大线能量焊接用钢板及其制备方法”，专利号201610941839.4，钢的化学成分重量百分比为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，不能满足大型固定式球罐的制造要求，可用于建造大型原油储罐。

还有中国专利“一种可大热输入焊接超低温用钢及其制造方法”，专利号201310124065.2，其成分重量百分比为：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。该钢板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，不能满足大型固定式球罐的制造要求。

因此，设计研发高强度的大线能量焊接用压力容器用钢，以适用于埋弧焊、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。

技术实现要素：

本发明的目的是提出一种690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢的制造方法，解决现有的钢种的大线能量焊接性能不高，且抗拉强度偏低的问题。

为实现上述目的，本发明提出一种690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢，所述钢的化学成分重量百分比为：

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及不可避免的杂质，且同时满足：pcm=c+si/30+mn/20+cu/20+ni/60+v/10≤0.25%。

优选地，所述钢板的屈服强度rel为650~780mpa，抗拉强度rm为690~820mpa、-40℃冲击韧性kv2≥200j，焊接线能量≤200kj/cm。

为实现上述目的，本发明还提出一种690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢的制造方法，包括如下生产步骤：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→检验，所述冷却控制开冷温度≥880℃，返红温度≤300℃，并采用弱冷区和强冷区的两段分区冷却，所述离线回火控制回火温度600~680℃。

优选地，所述真空处理利用精炼炉吸取钢液循环进入真空泵，分离钢液中的残留气体，均匀钢液成分，所述真空处理时间≥18min。

优选地，所述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。

优选地，所述加热轧制采用粗轧和精轧两段轧制，包括轧制前铸坯加热温度为1100~1300℃，加热速率为8~15min/cm，钢的粗轧开轧温度为≥1080℃，粗轧终轧温度≥1000℃，道次压下率≥12%；精轧开轧温度≤980℃，精轧终轧温度为850~950℃，精轧道次5~10，道次压下率≥10%，精轧末三道次压下率≥30%，总压下率≥50%。

优选地，所述钢板厚度为10~80mm，钢板厚度为10~30mm时，所述冷却的开冷温度≥880℃，弱冷区喷水量70~130l/s，强冷区喷水量350~450l/s，辊速≤0.9m/s，冷却速度≥10℃/s，返红温度≤300℃；钢板厚度为30~60mm时，所述冷却的开冷温度≥890℃，弱冷区喷水量80~140l/s，强冷区喷水量380~480l/s，辊速≤0.8m/s，冷却速度≥15℃/s，返红温度≤200℃；所述钢板厚度为60~80mm时，所述冷却的开冷温度≥900℃，弱冷区喷水量90~150l/s，强冷区喷水量400~500l/s，辊速≤0.7m/s，冷却速度≥20℃/s，返红温度≤150℃。

优选地，所述钢板厚度为10~80mm，钢板厚度为10~30mm时，所述离线回火保温温度640~680℃，保温时间12~36min；钢板厚度为30~60mm时，所述离线回火保温温度620~660℃，保温时间45~90min；所述钢板厚度为60~80mm时，所述离线回火保温温度600~640℃，保温时间90~120min。

本发明提供的技术方案中，通过低碳低合金设计，合理控制c、si及mn元素的含量，保证钢材的强度和韧性，添加ni、nb合金细化晶粒，改善钢的低温韧性，提高钢板的强度，添加ti、zr合金来提高钢的抗大线能量焊接性能，zr在大线能量下能够抑制焊态组织粗化，还加入一定的cu提高钢材的抗疲劳裂纹扩展能力，同时严格限制p、s及n的含量，控制夹杂物，保持钢水的纯净度，避免影响钢的低温韧性，致使钢材加工易脆裂。

采用上述组分及重量百分比含量制造的所述690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢，所述钢板的厚度规格为10~80mm，所述钢板的屈服强度rel为650~780mpa，抗拉强度rm为690~820mpa、-40℃冲击韧性kv2≥200j，焊接线能量≤200kj/cm。本发明所述压力容器用钢通过成分设计、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，以促进奥氏体转变为马氏体，并控制离线回火温度，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，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，可用于制造各类大型石油化工承压设备。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图示出的结构获得其他的附图。

图1为本发明一种690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢的制造方法一实施例的流程示意图。

本发明目的的实现、功能特点及优点将结合实施例，参照附图做进一步说明。

具体实施方式

需要说明的是，在本文中，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者系统不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者系统所固有的要素。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括该要素的过程、方法、物品或者系统中还存在另外的相同要素。

下述本发明实施例序号仅仅为了描述，不代表实施例的优劣。

在本文中，单词第一、第二、以及第三等的使用不表示任何顺序。可将这些单词解释为名称。

应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。

本发明提出一种690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢，所述钢的化学成分重量百分比为：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及不可避免的杂质，且同时满足：pcm=c+si/30+mn/20+cu/20+ni/60+v/10≤0.25%。

本发明中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，可见，si对强度有一定帮助，但含量不可过高。本发明钢的si含量控制在0.15%~0.50%范围内可满足要求。

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%。

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。

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0.50%~1.50%以内。

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。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%。

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0.020%~0.040%范围内。

v是有效提高钢板强度的碳化物形成元素之一，在钢中的效果仅次于nb、ti。钢中加入v后将形成v（cn），提高了渗碳体的熔点、硬度和耐磨性。因此，v的含量不能过高，以免降低钢的焊接性能。同时，v在中温时发生弥散强化，对厚钢板心部强度有帮助。因此，设计时将v控制在0.040%~0.080%。

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0.010%~0.025%。

zr为ti的同族元素，也是一种强碳化物形成元素。在炼钢过程中，锆是强有力的脱氧和脱氮元素，是除去氧、氮、硫、磷的净化剂，能形成碳化物。锆能细化钢的奥氏体晶粒，它和硫能化合成硫化锆，因此能防止钢的热脆性。锆还能改善钢的蓝脆现象，降低钢的回火脆性，在低合金结构钢中改善钢的低温韧性，作用比钒好。锆是阻止奥氏体在高温下晶粒长大的元素之一，在大线能量下能够抑制焊态组织粗化，同时zr对淬透性的增加有很显著的作用。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zr的含量时控制在0.010%~0.025%。

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%。

本发明中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，对于该钢应将p控制在0.010%以内，s控制在0.002%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，由强有力的氮化物形成元素如ti、al、b、v去除氮，会导致焊接热影响区的分离问题。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，但相应地降低了可塑性和断裂韧性。因此综合考虑，将n的含量控制在0.0065%以内。另外，该钢应尽量减少钢中气体含量，减小钢的偏析。

限定v/nb≥2，3≤ti/n≤4，ca/s≥2，钢中nb析出相能够促进v的析出，增加细小析出相的数目和体积百分数，提高钢中析出强化，当钢中v/nb≥2时能够充分发挥nb、v的复合析出强化效果。钢中的ti能够与n形成tin，能够抑制奥氏体粗化，能够细化钢板焊接热影响区晶粒尺寸，显著提高钢板抗大线能量焊接性能，对于含nb钢，当3≤ti/n≤4时，细化晶粒效果最好。ca与s有较强的亲和力，当钢中硫含量较高时，钙会与[s]首先反应生成高熔点cas，当ca/s≥2时能够较好的使得钢中al2o3和硫化物夹杂转变为液态铝酸钙或cao-al2o3-cas系夹杂，实现对钢中夹杂物形态和尺寸的控制，降低夹杂物对钢性能的不利影响

限定pcm=c+si/30+mn/20+cu/20+ni/60+v/10≤0.25%，控制焊接裂纹敏感系数，改善钢板的焊接性能。

本发明提供的技术方案中，通过低碳低合金设计，合理控制c、si及mn元素的含量，保证钢材的强度和韧性，添加ni、nb合金细化晶粒，改善钢的低温韧性，提高钢板的强度，添加ti、zr合金来提高钢的抗大线能量焊接性能，zr在大线能量下能够抑制焊态组织粗化，还加入一定的cu提高钢材的抗疲劳裂纹扩展能力，同时严格限制p、s及n的含量，控制夹杂物，保持钢水的纯净度，避免影响钢的低温韧性，致使钢材加工易脆裂。

本发明还提出一种690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢的制造方法，图1为690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢的制造方法一实施例的流程示意图，包括如下生产步骤：s10，铁水预处理→s20，lf炉转炉冶炼→s30，真空处理→s40，连铸→s50，加热轧制→s60，冷却→s70，离线回火→s80，检验，所述冷却控制开冷温度≥880℃，返红温度≤300℃，并采用弱冷区和强冷区的两段分区冷却，所述离线回火控制回火温度600~680℃。

s10，铁水预处理，采用铁水脱硫技术进行脱硫处理。

s20，lf炉转炉冶炼，采用转炉顶底吹炼，并进行ca-si处理，以对夹杂物进行变性处理，从而能够有效降低夹杂物尺寸，改变夹杂物的形状，避免焊接晶粒粗化。

s30，真空处理，利用精炼炉吸取钢液循环进入真空泵，分离钢液中的残留气体，均匀钢液成分，控制真空处理时间≥18min。该钢真空处理时间较长，可较好的降低钢中杂质和气体含量。

s40，连铸，考虑到钢中mn含量、合金元素种类多，所述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，降低元素偏析。

s50，加热轧制，采用粗轧和精轧两段轧制，包括轧制前铸坯加热温度为1100~1300℃，加热速率为8~15min/cm，钢的粗轧开轧温度为≥1080℃，粗轧终轧温度≥1000℃，道次压下率≥12%；精轧开轧温度≤980℃，精轧终轧温度为850~950℃，精轧道次5~10，道次压下率≥10%，精轧末三道次压下率≥30%，总压下率≥50%。

该钢按低合金钢工艺进行轧制。轧制前铸坯加热温度为1150~1300℃，加热速率为8~15min/cm，确保铸坯温度均匀钢。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。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1080℃，粗轧终轧温度不小于1000℃，精轧开轧温度不大于980℃，精轧轧终轧温度850℃~950℃。同时，为了保证晶粒得到足够的压下，将中间坯厚度定为3倍成品厚度。

s60，冷却，根据钢板厚薄程度分级实行冷却速度和返红温度的控制，并采用弱冷区和强冷区的两段分区冷却，以促进奥氏体转变为马氏体。所述钢板厚度为10~80mm，钢板厚度为10~30mm时，所述冷却的开冷温度≥880℃，弱冷区喷水量70~130l/s，强冷区喷水量350~450l/s，辊速≤0.9m/s，冷却速度≥10℃/s，返红温度≤300℃；钢板厚度为30~60mm时，所述冷却的开冷温度≥890℃，弱冷区喷水量80~140l/s，强冷区喷水量380~480l/s，辊速≤0.8m/s，冷却速度≥15℃/s，返红温度≤200℃；所述钢板厚度为60~80mm时，所述冷却的开冷温度≥900℃，弱冷区喷水量90~150l/s，强冷区喷水量400~500l/s，辊速≤0.7m/s，冷却速度≥20℃/s，返红温度≤150℃。

所述冷却采用钢板上下表面喷水冷却，在弱冷区缓慢降温，钢板变形小，有利于保持钢板板形；在强冷区整体快速降温，使钢板充分发生变相反应，由奥氏体向马氏体转变，增加钢板强度。辊速控制，保证钢板充分停留的冷却时间，以控制冷却速度和返红温度。

s70，离线回火，冷却后的离线回火热处理相应地也分级实行保温温度和保温时间的控制。所述钢板厚度为10~80mm，钢板厚度为10~30mm时，所述离线回火保温温度640~680℃，保温时间12~36min；钢板厚度为30~60mm时，所述离线回火保温温度620~660℃，保温时间45~90min；所述钢板厚度为60~80mm时，所述离线回火保温温度600~640℃，保温时间90~120min。

为了保证钢板的强度水平，设计热处理工艺为离线回火，热处理后钢的组织是一种较稳定的回火索氏体组织，回火后，钢中对低温韧性影响较大的马氏体组织相对极少。同时，由于调质后的组织均匀性较好，焊接后的组织稳定性强，能够保证焊接热影响区的强度和韧性水平。对不同厚度钢板的离线回火温度设计是为了让钢中合金元素cu、v等充分析出，提高钢板心部性能，提高钢板强度的均匀性，以获得高强度和低焊接裂纹敏感性的压力容器用钢，适于建造大型固定式球罐。

采用上述组分及重量百分比含量制造的所述690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢，所述钢板的厚度规格为10~80mm，所述钢板的屈服强度rel为650~780mpa，抗拉强度rm为690~820mpa、-40℃冲击韧性kv2≥200j，焊接线能量≤200kj/cm。本发明所述压力容器用钢通过成分设计、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，以促进奥氏体转变为马氏体，并控制离线回火温度，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，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，可用于制造各类大型石油化工承压设备。

在实际应用中，根据钢板生产规格和批次不同，具有控制范围内的不同组分含量、具体工艺控制条件、以及对应的力学性能指标，为了更好地说明和解释本发明，表1~表7中将本发明钢种实施例的组分、工艺条件及力学性能罗列出来予以说明。

表1本发明钢种实施例的化学组分（wt％）

表2本发明钢种实施例的加热工艺控制

表3本发明钢种实施例的轧制工艺控制

表4本发明钢种实施例的冷却工艺控制

表5本发明钢种实施例的离线回火热处理工艺控制

表6本发明钢种实施例的力学检验结果

表7本发明钢种实施例的夹杂物检验结果

从表1~表7中可以看出，本发明通过成分上低碳低合金设计，合理控制c、si及mn元素的含量，保证钢材的强度和韧性，添加ni、nb合金细化晶粒，改善钢的低温韧性，提高钢板的强度，添加ti、zr合金来提高钢的抗大线能量焊接性能，zr在大线能量下能够抑制焊态组织粗化，还加入一定的cu提高钢材的抗疲劳裂纹扩展能力，同时严格限制p、s及n的含量，控制夹杂物，保持钢水的纯净度，避免影响钢的低温韧性，致使钢材加工易脆裂。

采用上述组分及重量百分比含量制造的所述690mpa级大线能量焊接用压力容器用钢，所述钢板的厚度规格为10~80mm，所述钢板的屈服强度rel为650~780mpa，抗拉强度rm为690~820mpa、-40℃冲击韧性kv2≥200j，焊接线能量≤200kj/cm。本发明述压力容器用钢通过成分设计、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，以促进奥氏体转变为马氏体，并控制离线回火温度，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，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，可用于制造各类大型石油化工承压设备。

以上所述仅为本发明的优选实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是在本发明的发明构思下，利用本发明说明书及附图内容所作的等效结构变换，或直接/间接运用在其他相关的技术领域均包括在本发明的专利保护范围内。