专利名称：一种正火型高强度压力容器钢及其制造方法
技术领域：
本发明涉及低合金压力容器钢制造领域，具体是指一种正火型高强度压力容器钢 及其制造方法。
背景技术：
我国是石油生产和消费大国，随着经济社会的发展，我国石油消费的增长超过了 原油产量和储量的增长，石油短缺的矛盾日渐突出，寻找一种可替代产品无疑是一种解决 问题的思路。二甲醚这种环境友好型物质，由于其良好的产品性能及优越的环保性能，作 为新型能源的替代优势日趋明显。目前国内已有数套十万吨级规模装置建成，并有向百万 吨级发展的趋势。因此，二甲醚大型反应器技术将成为二甲醚发展需重点突破的关键技 术。在本发明提出以前，国内二甲醚的生产、储存和运输过程中的储罐的制造基本上采用的 是Q345R钢，因为该种钢的强度较低，所制造容器的壁厚较厚，使用不方便。虽然可以采用 Q370R钢进行替代，但由于二甲醚生产、储运领域的介质中均没有H2S的存在，这就消除了对 材料强度的限制，因而可采用比Q370R更高强度级别的钢种进行设备升级。10000m3以上二 甲醚生产及储存装置以及其它大型压力容器的制造需要一种抗拉强度570MPa级的正火型 高强度压力容器钢，以进一步提高材料强度，降低容器壁厚，提高设备使用的安全性。申请号为200710113574的专利文件中公开了一种低温压力容器用钢板及其生产 方法。原料钢的化学成分质量分数(wt% )为C :0. 12-0. 19,Si 0. 15-0. 45,Mn 1. 2-1. 6、 Nb 0. 015-0. 050, Ti :0. 01-0. 03, Ni :0. 10-0. 35、A1 :0. 015-0. 050, P :0_0. 015, S :0_0. 01， 其余为Fe及不可避免的杂质，采用热钢坯装炉、中间坯水冷、控轧、加速控冷、正火等工艺， 得到-40°C横向冲击功达164J，-30°C横向冲击功达298J，CT0D在R = 0. 996，_40°C试验条 件下S
= 0.40mm的钢板。但是此专利钢板的强度级别较低。申请号为200610035800的专利文件中公开了 -种原料钢化学成分范围为) C ≤ 0. 08、Si 0. 25-0. 75、Mn :0. 8-2. 0、P :0. 070-0. 15、S ≤ 0. 04、Cu :0. 25-0. 60、Cr 0. 30-1. 25、Ni ≤0. 65、V :0. 05-0. 20、N :0. 015-0. 030，采用电炉或转炉冶炼、精炼、薄板坯 连铸、铸坯凝固后直接进入辊底式加热或均热炉、热轧、层流冷却、卷取薄板坯连铸连轧工 艺生产的700MPa级V-N微合金化高强耐候钢板及其制造方法。但是该专利是采用薄板坯 连铸连轧工艺生产的，产品厚度薄，表面质量难控制，生产效率低、成本高，对设备稳定性的 要求很严格。专利号为KR20040050005的韩国专利文件中提供了一种原料钢的化学成分质量 分数(w )为 C 0. 25-0. 40,Si 0. 15-0. 40,Mn 0. 4-1. 0、A1 0. 001-0. 05,Cr 0. 8-1. 2、 Mo 0. 15-0. 35、Ni ≤ 1. 0、P ≤< 0. 015、S ≤ 0. 010、Ca 0. 0005-0. 002，其余为铁和杂质，加 热到1000-1250°C开始轧制，终轧温度在800-980°C，然后正火处理，抗拉强度达到llOOMPa
级高压容器用正火型高强度钢及制造方法。但是这种专利钢中C含量过高，焊接性能不佳。 同时，还添加了 Cr、Mo贵重金属，增加了生产成本。
发明内容
本发明的目的是提供一种抗拉强度570MPa、具有良好焊接性能、且生产成本较低、 规格可控的正火型高强度压力容器钢。该钢主要用于生产、储存和运输过程中压力容器设 备的制造。本发明的另一个目的是提供上述正火型高强度压力容器钢的生产方法。一种正火型高强度压力容器钢，该高强度钢的化学成分按重量百分比为C: 0. 12-0. 18 Si 0. 15-0. 40 Mn 1. 20-1. 70 %、P 彡 0. 020 %、S 彡 0. 015 Ni 0. 10-0. 40 %, Nb 0. 01-0. 05 Ti :0. 01-0. 03 Als :0. 015-0. 050 %,同时包括有 V^O. 20%,Cu^0. 70%中的一种或两种，其余为Fe及不可避免的杂质。冶炼时控制该高强度钢的碳当量< 0. 46 %，所述碳当量CE = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。以下是本发明的主要元素的作用及其限定，在实验过程和应用中得到的结论C 0. 12-0. 18%,C是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，随着碳含量的增加，钢中Fe3C增 加，淬硬性也增加，钢的屈服强度和抗拉强度会提高，而延伸率缺口冲击韧性会下降。碳含 量每增加0. 1 %抗拉强度大约提高90MPa，屈服强度大约提高40-50MPa。但是，随着碳含量 增加，钢材的延伸率和冲击韧性下降，尤其是低温韧性下降的幅度更大。而且，焊接C含量 较高的钢材时，在焊接热影响区还会出现淬硬现象，这将加剧焊接时产生冷裂的倾向。钢中 C含量在不大于0. 18%的范围内时，既可提高钢的强度又适合生产操作，提高其在大生产 中的适用性和可行性。Si 0. 15-0. 40%,Si能降低钢中碳的石墨化倾向，并以固溶强化形式提高钢的强度，但Si会加剧杂 质元素在晶界的偏聚，故其含量不宜高，以免降低钢的韧性和焊接性。Mn 1. 20-1. 70%,Mn对提高低碳和中碳珠光体钢的强度有显著的作用。含的Mn约可提高抗拉 强度lOOMPa。一般说来，Mn含量在2%以下对提高焊缝金属的韧性是有利的，因此，在低碳 高强度钢中，普遍提高Mn的含量，最高可达2 %。另外，Mn还能提高Nb、V等在钢中的溶解 度。但Mn有促进晶粒长大的作用，对过热较敏感，故应控制钢中Mn含量在1.20-1. 70%以 内。P ^ 0. 020%, S ^ 0. 015%,由于钢中的P、S含量必须控制在较低的范围，只有冶炼纯净钢，才能保证本发明 钢的性能。Ni 0. 10-0. 40%,Ni具有一定的强化作用，加入的Ni可提高钢材强度约20MPa。Ni还能显著 地改善钢材的韧性，特别是低温韧性。钢中加入Ni，无论是基材，还是焊接热影响区的低温 韧性都明显提高。但M含量过高时，会造成钢板氧化铁皮难以脱落，本发明钢将其控制在 0. 10-0. 40%。Nb 0. 01-0. 05%,Nb在钢中可形成细小的碳化物和氮化物，抑制奥氏体晶粒的长大，在轧制过程中可提高再结晶温度，抑制奥氏体的再结晶，保持形变效果以细化铁素体晶粒。Nb在铁素体中 沉淀析出，提高钢的强度以及在焊接过程中阻止热影响区晶粒的粗化等，但塑性和韧性有 所下降。大量研究结果表明，Nb、V、Ti在钢中是通过晶粒细化影响强度和塑性，N b的作用 最为显著。本发明钢Nb控制在0.01-0. 05%。Ti 0. 01-0. 03%,Ti是一种强烈的碳化物和氮化物形成元素，它能明显地提高钢的室温强度和高温 强度，由于Ti能起细化晶粒的作用，故也能提高钢的韧性。适量的Ti能提高焊缝金属的韧 性，但过量的Ti又会在钢中形成夹杂。在低合金高强钢中从提高焊缝金属的韧性考虑，加 入不超过0. 030%的Ti较为合适，利用Ti形成的第二相质点TiN、Ti (CN)等阻止焊接热影 响区粗晶区的晶粒长大，保证焊接接头具有良好的低温韧性。Als 0. 015-0. 050%,Als即酸溶铝是指能被酸溶解的铝，包括A1N和固溶铝，它可作为衡量钢中铝含量 的指标。炼钢生产工艺中为了降低钢中的含氧量，常用铝、钡、钙、硅、锰等脱氧材料(或其 复合合金)与氧发生反应成氧化物炉渣上浮到钢水上层而降低钢中的氧含量，其中铝是优 良的脱氧剂，铝易与氧反应生成A1203以及极少量的A1N，同时有部分单质铝固溶入钢中形 成固溶铝。A1作为脱氧和晶粒调整元素加入钢中，能与氮结合，消除氮的危害，改善冲击功， 且可细化晶粒，降低钢的脆性转变温度，提高钢的强度等。因此，钢中具有一定的A1对钢的 性能改善是有益的。但是若是Als含量过高(即铝含量过高)，一方面由于A1N在热加工会 大量析出，产生热加工裂纹，另一方面由于加铝过多而形成的A1203会滞留在钢中形成夹杂 物，都会降低钢的性能，因此应控制钢中的Als含量在0. 015-0. 050%以内。V ≤ 0. 20%,V是强烈的碳氮化物形成元素，它通过形成碳化物阻止奥氏体晶粒长大而细化晶 粒，提高钢材的常温和高温强度。V能促进珠光体的形成，还能细化铁素体板条。在正火钢 中，V经常与Nb、Ti等一起加入，通过加Nb或Ti达到细化晶粒的效果，而通过V的沉淀析 出来增加强度。V可使钢的强度增加150MPa以上。但V含量过高时，析出物数量增加，尺寸 增大，从而导致钢的韧性降低。本发明钢控制V上限为0. 20%。Cu ≤ 0. 70%,Cu在钢中主要起沉淀强化作用，此外还有利于获得良好的低温韧性，增加钢的抗 疲劳裂纹扩展能力。含量过高时，钢板焊接热影响区韧性降低，且在钢板轧制过程中产生网 裂，本发明控制其上限值为0. 70%。一种生产正火型高强度压力容器钢的工艺方法，原料铁水经过铁水深脱硫， 转炉顶底吹炼，钢包吹氩，真空处理及连铸工艺得到上述化学成分重量百分比为C: 0. 12-0. 18 Si 0. 15-0. 40 Mn 1. 20-1. 70 %、P ≤ 0. 020 %、S ≤ 0. 015 Ni 0. 10-0. 40 %, Nb 0. 01-0. 05 Ti :0. 01-0. 03 Als :0. 015-0. 050 %,同时包括有 V≤O. 20%,Cu≤0. 70%中的一种或两种，其余为Fe及不可避免的杂质的原料钢坯。然后 按纯净钢工艺进行轧制、正火热处理，即得到所述正火型高强度压力容器钢。所述冶炼过程中，转炉出钢温度在1680_1720°C，真空处理时间≥15min。所述轧制过程中，钢坯加热温度1200-1240°C，加热速率8-14min/Cm。钢的开轧温 度≥1070°C，初轧道次压下量大于15mm，终轧温度≤950°C ；精轧累计压下率大于70%，末三道累计压下率彡40%,终轧温度在850-880°C以内。所述正火热处理过程中，正火温度为840-920°C，保温时间为30-40min+t X lmin/ mm，其中所述t是钢板厚度，单位为mm。本发明利用钢板单轧工艺控制钢的规格，采用正火热处理得到均勻的铁素体、珠 光体组织。轧制及热处理过程中利用Nb、V、Ti等微合金元素的细晶强化、沉淀强化和固溶 强化作用，得到足够的强度和较好的冲击性能。另外，本发明还通过控制碳当量获得良好的 焊接性能，可采用手弧焊、埋弧焊、气体保护焊、电渣焊或钨极惰性气体保护焊等方法焊接。 并且本发明使用的贵重金属较少，各元素成分容易控制，所采用的工艺简单，生产成本低、 效率高。
具体实施例方式以下通过具体实施例来进一步说明本发明实施例1原料铁水经过铁水深脱硫，转炉顶底吹炼，钢包吹氩，真空处理及连铸工艺得到 化学成分重量百分比为:C 0. 165%, Si 0. 32%, Mn 1. 45%, P 0. 007%, S 0. 005%, Ni 0. 25%,Nb :0. 024%,Ti :0. 022%,Als :0. 018%,V :0. 038%，其余为 Fe 及不可避免的杂质 的原料钢坯，按纯净钢工艺进行轧制。其中冶炼过程中，转炉出钢温度为1700°C，真空处理 时间为15min ；钢坯加热温度1200°C，加热速率Smin/cm;钢的一阶段开轧温度为1070°C， 道次压下量为15mm，终轧温度为950°C ；阶段累计压下率为70 %，末三道累计压下率为 40%，二阶段终轧温度850°C ；轧后浇少量水，返红温度680°C。然后对轧制钢板进行正火热 处理，正火温度为840°C，保温时间为30min+板厚X lmin/mm,板厚单位为mm，最后即得到所 述高强度钢1。实施例2原料铁水经过铁水深脱硫，转炉顶底吹炼，钢包吹氩，真空处理及连铸工艺得到 化学成分重量百分比为:C 0. 127%, Si 0. 34%, Mn :1. 54%, P :0. 006%, S :0. 003%, Ni 0. 27%, Nb :0. 036%, Ti :0. 012%, Als :0. 023%, V :0. 040%, Cu :0. 25%，其余为 Fe 及 不可避免的杂质的原料钢坯，按纯净钢工艺进行轧制。其中冶炼过程中，转炉出钢温度为 1720°C，真空处理时间为18min ；钢坯加热温度1240°C，加热速率14min/Cm ；钢的一阶段开 轧温度为1170°C，道次压下量为20mm，终轧温度为900°C ；二阶段累计压下率为75%，末三 道累计压下率为45%，二阶段终轧温度880°C ；轧后浇少量水，返红温度720°C。然后对轧 制钢板进行正火热处理，正火温度为920°C，保温时间为40min+板厚X lmin/mm,板厚单位 为mm，最后即得到所述高强度钢2。实施例3原料铁水经过铁水深脱硫，转炉顶底吹炼，钢包吹氩，真空处理及连铸工艺得到 化学成分重量百分比为:C 0. 174%, Si 0. 26%, Mn :1. 53%, P :0. 006%, S :0. 004%, Ni 0. 27%,Nb :0. 038%,Ti :0. 010%,Als :0. 037%,V :0. 047%，其余为 Fe 及不可避免的杂质 的原料钢坯，按纯净钢工艺进行轧制。其中冶炼过程中，转炉出钢温度为1680°C，真空处理 时间为20min ；钢坯加热温度1220°C，加热速率lOmin/cm ；钢的一阶段开轧温度为1120°C， 道次压下量为18mm，终轧温度为920°C ；二阶段累计压下率为75%，末三道累计压下率为40%，二阶段终轧温度860°C ；轧后浇少量水，返红温度700°C。然后对轧制钢板进行正火热 处理，正火温度为900°C，保温时间为35min+板厚X lmin/mm,板厚单位为mm，最后即得到所 述高强度钢3。实施例4原料铁水经过铁水深脱硫，转炉顶底吹炼，钢包吹氩，真空处理及连铸工艺得到 化学成分重量百分比为:C 0. 120%, Si 0. 40%, Mn :1. 20%, P :0. 020%, S :0. 015%, Ni 0. 10%,Nb :0. 050%,Ti :0. 010%,Als :0. 050%,Cu :0. 70%，其余为 Fe 及不可避免的杂质 的原料钢坯，按纯净钢工艺进行轧制。其中冶炼过程中，转炉出钢温度为1690°C，真空处理 时间为20min ；钢坯加热温度1230°C，加热速率lOmin/cm ；钢的一阶段开轧温度为1120°C， 道次压下量为20mm，终轧温度为930°C ；二阶段累计压下率为75%，末三道累计压下率为 40%，二阶段终轧温度860°C ；轧后浇少量水，返红温度700°C。然后对轧制钢板进行正火热 处理，正火温度为900°C，保温时间为35min+板厚X lmin/mm,板厚单位为mm，最后即得到所 述高强度钢4。实施例5原料铁水经过铁水深脱硫，转炉顶底吹炼，钢包吹氩，真空处理及连铸工艺得到 化学成分重量百分比为:C 0. 180%, Si 0. 15%, Mn :1. 70%, P :0. 008%, S :0. 010%, Ni 0. 40%, Nb :0. 010%, Ti :0. 030%, Als :0. 015%、V:0. 20%，其余为 Fe 及不可避免的杂质 的原料钢坯，按纯净钢工艺进行轧制。其中冶炼过程中，转炉出钢温度为1710°C，真空处理 时间为15min ；钢坯加热温度1220°C，加热速率lOmin/cm ；钢的一阶段开轧温度为1120°C， 道次压下量为15mm，终轧温度为850°C ；二阶段累计压下率为70%，末三道累计压下率为 45%，二阶段终轧温度870°C ；轧后浇少量水，返红温度700°C。然后对轧制钢板进行正火热 处理，正火温度为900°C，保温时间为35min+板厚X lmin/mm,板厚单位为mm，最后即得到所 述高强度钢5。实施例6将化学成分重量百分比为C0. 170%, Si 0. 33%, Mn 1. 43%, P 0. 010%, S 0. 004%, Ni :0. 25%、Nb :0. 037%, Ti :0. 023%, Als :0. 040%，其余为 Fe 及不可避免的 杂质的原料钢坯采用热钢坯装炉，热装炉温度680°C以下，加热温度1160°C，中间坯水冷、 控轧、加速控冷、正火工艺热处理，精轧机累积变形率64%，开轧温度900-93(TC，终轧温 度870-890°C，冷速10-15°C /s，终冷温度630_680°C。热处理炉温度890_900°C，在炉时间 40-60min，即得到对比钢1。实施例7原料铁水经过铁水深脱硫，转炉顶底吹炼，真空处理及连铸工艺得到化学成分重 量百分比为:C 0. 050%,Si 0. 26%,Mn :1. 36%,P :0. 007%,S :0. 005%,Nb :0. 030%,Ti 0. 013%、Als :0. 017%,其余为Fe及不可避免的杂质的原料钢坯，采用TMCP(控轧控冷)的 方式进行钢板的生产，即得到对比钢2。实施例8将化学成分重量百分比为:C0. 110%, Si 0. 31%, Mn :1. 38%, P :0. 019%, S 0. 004%, Ni :0. 60%, Nb :0. 029%, Als :0. 022%, Cu :0. 62%, V :0. 120%, Cr :0. 17%, Mo 0. 06%，其余为Fe及不可避免的杂质的原料钢锭采用锻造的方式得到钢板，然后将钢板进行正火、回火处理，其中正火工艺为910°C 士 15°C X保温时间，出炉后风冷或水雾冷却；回 火工艺为540-600°C X保温时间，空冷，保温时间为每毫米板厚1.5-2.0min，即得到对比 钢3。实施例9原料铁水经过铁水深脱硫，转炉顶底吹炼，真空处理及连铸工艺得到化学成分重 量百分比为:C 0. 170%,Si 0. 22%,Mn :0. 84%,P :0. 003%,S :0. 003%,Ni :0. 13%,Als 0. 037%, Cu :0. 14%, Cr :0. 20%, Mo :0. 55%，其余为Fe及不可避免的杂质的原料钢坯，采 用轧制的方式得到钢板，然后对钢板进行正火热处理，正火温度为930°C，保温时间根据板 厚适当调整，即得到对比钢4。正火型高强度钢和对比钢的性能对比如表1所示表1正火型高强度钢和对比钢的性能对比 由上表可知，对比钢1与本发明的高强度钢的成分体系类似，所采用的热处理工 艺皆为正火，得到的微观组织也是一样的，但是对比钢1的屈服强度和抗拉强度都较发明 钢低，并且采用该工艺需要增加热装热送生产线，且轧制压下量较小，不利于破碎晶粒，热 处理炉温度较高，能耗较大。对比钢2虽然相对于本发明的高强度钢添加的合金成分少，并且采用的是TMCP的 生产工艺，从生产的成本看要低于发明钢。但是对比钢2得到的组织为铁素体+贝氏体组 织，其在使用过程中的组织稳定性要较本发明的高强度钢差。并且，TMCP的生产方式对工序要求非常严格，要求工艺稳定性好，对设备的自动化程度要求很高。对比钢3中添加了 Cr、Mo等强化元素，合金成本增加较多，采用的钢板成形工艺为 锻造，该种工艺方式不适合工业性大批量生产。且热处理工艺为正火、回火，其工艺成本较 本发明的高强度钢高。对比钢4成分为Cr-Mo系，成本较高，正火温度较高，则能耗较大，并且对比钢4的 屈服强度也较本发明的高强度钢低。由此可见，本发明的高强度钢在成分设计上采用Nb-Ti-Ni系成分，采用V、Cu中的 一种或两种复合加入，并控制碳当量CE < 0. 46%。利用正火热处理得到铁素体+珠光体组 织，轧制及热处理过程中利用Nb、V、Ti等微合金元素的细晶强化、沉淀强化和固溶强化作 用，获取足够的强度、较好的冲击性能以及优良的焊接性能。
权利要求
一种正火型高强度压力容器钢，其特征在于所述高强度压力容器钢的化学成分重量百分比为C0.12-0.18％、Si0.15-0.40％、Mn1.20-1.70％、P≤0.020％、S≤0.015％、Ni0.10-0.40％、Nb0.01-0.05％、Ti0.01-0.03％、Als0.015-0.050％，同时包括有V≤0.20％、Cu≤0.70％中的一种或两种，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的正火型高强度压力容器钢，其特征在于冶炼时控制该高强 度钢的碳当量≤ 0. 46%，所述碳当量 CE = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。
3.—种生产权利要求1所述的正火型高强度压力容器钢的工艺方法，其步骤包括原 料铁水经过铁水深脱硫，转炉顶底吹炼，钢包吹氩，真空处理及连铸工艺得到化学成分重量 百分比为:C 0. 12-0. 18%,Si 0. 15-0. 40%、Mn :1. 20-1. 70%、P ≤ 0. 020%^ 0. 015%, Ni :0. 10-0. 40%、Nb :0. 01-0. 05%、Ti :0. 01-0. 03%, Als :0. 015-0. 050 %，同时包括有 V^ 0. 20%, Cu^ 0. 70%中的一种或两种，其余为Fe及不可避免的杂质的原料钢坯，按纯 净钢工艺进行轧制、正火热处理，即得到所述正火型高强度钢。
4.根据权利要求3所述的正火型高强度压力容器钢的生产方法，其特征在于所述冶 炼过程中，转炉出钢温度在1680-1720°C，真空处理时间≥15min。
5.根据权利要求3所述的正火型高强度压力容器钢的生产方法，其特征在于所述轧 制过程中，钢坯加热温度1200-1240°C，加热速率8-14min/Cm ；钢的开轧温度≥1070°C，初 轧道次压下量大于15mm，终轧温度≤ 950°C ；精轧累计压下率大于70%，末三道累计压下率≥ 40%,终轧温度在850-880°C以内。
6.根据权利要求3所述的正火型高强度压力容器钢的生产方法，其特征在于所述正 火热处理过程中，正火温度为840-920°C，保温时间为30-40min+tXlmin/mm，其中所述t 是钢板厚度。
全文摘要
本发明提供了一种正火型高强度压力容器钢，它的化学成分重量百分比为C0.12-0.18％、Si0.15-0.40％、Mn1.20-1.70％、P≤0.020％、S≤0.015％、Ni0.10-0.40％、Nb0.01-0.05％、Ti0.01-0.03％、Als0.015-0.050％，同时包括有V≤0.20％、Cu≤0.70％中的一种或两种，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明利用钢板单轧工艺控制钢的规格，采用正火热处理得到均匀的铁素体、珠光体组织。轧制及热处理过程中利用Nb、V、Ti等微合金元素的细晶强化、沉淀强化和固溶强化作用，得到足够的强度和较好的冲击性能。另外，本发明还通过控制碳当量获得良好的焊接性能，可采用手弧焊、埋弧焊、气体保护焊、电渣焊或钨极惰性气体保护焊等方法焊接。并且本发明使用的贵重金属较少，各元素成分容易控制，工艺简单，生产成本低、效率高。
文档编号C22C38/16GK101871077SQ20101020082
公开日2010年10月27日 申请日期2010年6月8日 优先权日2010年6月8日
发明者丁庆丰, 习天辉, 刘文斌, 张开广, 张彤, 徐进桥, 杜丽影, 童明伟, 芮晓龙, 董汉雄, 邓照军, 郭斌 申请人:武汉钢铁(集团)公司