一种LNG储罐用高锰中厚板的设计及其制造方法与流程

本发明涉及一种lng储罐用高锰中厚板的设计及其制造方法，属于钢铁材料领域。
背景技术：
：近年来，lng(液化天然气，liquefiednaturalgas)作为一种优质高效的清洁能源，在国内外得到越来越多的重视，已具备了市场化条件。lng作为世界公认的最清洁的不可再生能源，在我国的生产犹如星火燎原，正在快速步入规模化、产业化的“黄金时期”。目前，全球共有12个国家(约68条生产线)生产lng，生产能力达到1.38亿吨/年，lng的产品已被广泛用于发电、化工原料、新型汽车燃料、民用燃料等领域。预计到2020年天然气将占一次能源构成的25％，超过煤而居第二位；2040年更超石油而居第一位。我国天然气在能源构成中的比例2010年达到6％，2020年达到12％。可见，lng的需求与日俱增，发展迅速。lng就是将开采出来的天然气经过深度净化处理，再采用先进的制冷工艺技术，在常压-162℃的低温条件下使其转化为液体，体积缩小625倍，以便于进行长距离的管道和远洋运输。lng的可燃性和超低温性，对其结构材料的性能提出了极为苛刻的要求。长期以来，lng储罐材料多采用铝合金、奥氏体不锈钢、9ni钢、殷瓦钢等。但这些材料存在成本高、焊接困难、设计强度低等问题，急需开发新型lng储罐材料。在新型超低温材料的开发中，高mn奥氏体钢由于其价格、低热膨胀系数和低周疲劳性能的显著优势而备受关注。高mn奥氏体钢采用mn和c稳定奥氏体相，在室温条件下获得单相奥氏体组织，而奥氏体钢一般不存在韧脆转变现象，因此高mn奥氏体钢具备超低温(-196℃)应用的先天优势。高mn奥氏体钢为全奥氏体组织，存在着屈服强度低的普遍现象，一般较9ni钢低150mpa左右。虽然高mn奥氏体钢不存在明显的韧脆转变现象，但晶界处的mn偏聚及碳化物析出大大弱化晶界强度，导致沿晶开裂，显著降低-196℃下的超低温冲击吸收功。技术实现要素：基于合金设计和工艺设计，本发明的目的在于提供一种lng储罐用高锰中厚板的设计及其制造方法，高锰中厚板具有高强塑性和优异的-196℃超低温冲击韧性，其成本远低于传统lng储罐用钢。本发明的技术方案是：一种lng储罐用高锰中厚板，该高锰中厚板的化学成分按重量百分比为：c0.45～0.67％，si0.02～0.48％，mn23.70～27.20％，p≤0.051％，s≤0.02％，ni0.00～2.20％，cr0.00～4.13％，cu0.00～1.10％，mo0.00～0.94％，v0.00～0.21％，al0.00～4.64％，余量为fe和不可避免的杂质。所述的lng储罐用高锰中厚板，高锰中厚板的组织为等轴或硬化奥氏体组织。所述的lng储罐用高锰中厚板的制备方法，包括如下步骤：(1)冶炼：采用真空感应炉熔炼；(2)铸造：熔炼后浇注到铜铸模中，得到铸锭；(3)锻造：切去冒口，将铸锭加热至1100～1300℃保温1～3h后，锻造为钢坯；(4)采用一阶段控制轧制或两阶段控制轧制。所述的lng储罐用高锰中厚板的制备方法，采用一阶段控制轧制时：开轧温度为1083～1185℃，终轧温度为990～1116℃，开冷温度为935～1080℃。所述的lng储罐用高锰中厚板的制备方法，lng储罐用高锰中厚板的屈服强度为340～460mpa，抗拉强度为790～1022mpa，断后延伸率为42～70％，屈强比为0.37～0.56，-196℃冲击吸收功为61～170j。所述的lng储罐用高锰中厚板的制备方法，采用两阶段控制轧制时：一阶段开轧温度为1155～1170℃，一阶段终轧温度为1090～1113℃；二阶段开轧温度为931～962℃，二阶段终轧温度为900～934℃，开冷温度为860～895℃。所述的lng储罐用高锰中厚板的制备方法，lng储罐用高锰中厚板的屈服强度为540～615mpa，抗拉强度为900～970mpa，断后延伸率为35～52％，屈强比为0.59～0.68，-196℃冲击吸收功为60～103j。本发明lng储罐用高锰中厚板化学成分(wt％)的作用如下：c：奥氏体形成元素和固溶强化元素，本发明的c含量控制在0.45％～0.67％之间。si：铁素体形成元素，具有固溶强化、延迟碳化物析出、提高抗回火脆性的作用，但同时也会降低钢的低温韧性、塑性，易促进laves相析出，本发明的si含量控制在0.02％～0.48％之间，优选为0.05～0.20％。mn：典型奥氏体形成元素，稳定奥氏体能力仅次于ni，价格仅为ni的1/10～1/5，mn易偏聚于晶界，引起沿晶开裂，为了在室温下获得全奥氏体组织，本发明的mn含量控制在23.70％～27.20％之间。p、s：为不可避免的有害元素，尽量降低。ni：非碳化物形成元素，典型奥氏体形成元素，提高耐腐蚀性能，提高低温韧性，但价格昂贵，本发明的ni含量控制在0.00％～2.20％之间，优选为1.00～2.20％。cr：典型铁素体形成元素，提高耐腐蚀性能，本发明的cr含量控制在0.00％～4.13％之间，优选为3.0～4.1％。cu：非碳化物形成元素，奥氏体形成元素，提高钢材耐腐蚀性能，本发明的cu含量控制在0.00～1.10％之间，优选为0.5～1.1％。mo：铁素体和强碳化物形成元素，有一定的抑制沿晶开裂作用，本发明的mo含量控制在0.00％～0.94％之间，优选为0.4～0.94％。v：强碳化物形成元素，起沉淀强化作用，本发明的v含量控制在0.00％～0.21％之间，优选为0.1～0.21％。al：铁素体形成元素，提高奥氏体的层错能，本发明的al含量控制在0.00％～4.64％之间，优选为2.0～4.6％。本发明的优点及有益效果是：1、本发明的产品获得了单相奥氏体组织，实验钢具有高强塑性，同时获得优异的-196℃超低温冲击韧性，具备了替代9％ni钢的潜力，且成本远低于9％ni钢。2、本发明的产品延伸率可达到35％以上，具有优异的塑性。3、本发明的产品相对于9ni钢，具有更优的抗温差变形性能和抗疲劳开裂性能。附图说明图1为一阶段控制轧制的ipf图，组织为等轴奥氏体。图2为两阶段控制轧制的ipf图，组织为硬化奥氏体。具体实施方式在具体实施过程中，冶炼采用真空感应炉熔炼，熔炼后浇注到直径约为100mm的铜铸模中，切去缩孔得到铸锭；切去冒口，将铸锭加热至1200℃保温2h后，锻造为断面为80mm×80mm钢坯。将钢坯重新加热至1200℃并保温2h，在450mm二辊可逆热轧实验轧机上进行一阶段或两阶段轧制。一阶段控制轧制，开轧温度为1083～1185℃，终轧温度为990～1116℃，开冷温度为935～1080℃；两阶段控制轧制，一阶段开轧温度为1155～1170℃，一阶段终轧温度为1090～1113℃，二阶段开轧温度为931～962℃，二阶段终轧温度为900～934℃，开冷温度为860～895℃。表1试样的化学成分，wt％一阶段轧制工艺如下：编号开轧温度，℃终轧温度，℃开冷温度，℃1#钢1170106010202#钢1159105010153#钢1155104510004#钢1167105510155#钢111410009506#钢10839909357#钢112010109558#钢-11170110510688#钢-2116010209809#钢1145102598510#钢-111851116108010#钢-21160102798811#钢1150101797012#钢-111651100107012#钢-211451000960如图1所示，从一阶段控制轧制的ipf图可以看出，组织为等轴奥氏体。室温拉伸性能和-196℃冲击性能如下：注：ys-屈服强度，ts-抗拉强度，tel-断后延伸率，yr-屈强比。两阶段轧制工艺如下：如图2所示，从两阶段控制轧制的ipf图可以看出，组织为硬化奥氏体。室温拉伸性能和-196℃冲击性能如下：编号ys，mpats，mpatel，％yr-196℃冲击吸收功，j8#钢600920490.65609#钢600950490.637810#钢615970480.636011#钢610900350.688012#钢540915520.59103注：ys-屈服强度，ts-抗拉强度，tel-断后延伸率，yr-屈强比。实施例结果表明，本发明高锰中厚板采用高温一阶段控制轧制和轧后在线淬火处理可获得优异的-196℃超低温冲击韧性，采用两阶段控制轧制和轧后在线淬火处理可显著提高屈服强度。当前第1页12