低成本超低溫鎳鋼及其製造方法
2023-04-23 15:35:51
低成本超低溫鎳鋼及其製造方法
【專利摘要】低成本超低溫鎳鋼及其製造方法，其成分重量百分比為：C0.04～0.070％、Si≤0.15％、Mn0.80～1.20％、P≤0.010％、S≤0.0020％、Ni5.00～7.00％、Mo0.05～0.25％、Als0.010～0.030％、Ti0.008～0.018％、N≤0.0040％、Ca0.001～0.004％、其餘為Fe和不可避免的夾雜；本發明採用超低C－超低Si－中Mn－低N－超微+Ti處理低合金鋼的成分體系，控制(％Mn)×[7.33(％Si)+5.16(％Al)]≤1.0、0.007≤奧氏體穩定化指數Au/兩相區淬火溫度T≤0.009，優化再結晶控軋及後續特殊的組合熱處理工藝，使超低溫鎳鋼獲得極高的超低溫韌性、優良的焊接性、可承受較大熱輸入焊接，具有優異的抗高回火參數SR脆化特性，並且能夠低成本製造。
【專利說明】低成本超低溫鎳鋼及其製造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及低碳(高強度)低合金鋼，特別涉及低成本超低溫鎳鋼及其製造方法，該鋼板屈服強度≥550MPa、抗拉強度≥650MPa、-196°C低溫衝擊功單值Akv≥100J、Z向性能> 35%，主要用於液化天然氣儲罐、船用液化天然氣儲罐。
【背景技術】
[0002]眾所周知，低碳(高強度)低合金鋼是最重要工程結構材料之一，廣泛應用於石油天然氣管線、海洋平臺、船舶製造、橋梁結構、鍋爐容器、建築結構、汽車工業、鐵路運輸及機械製造之中。低碳(高強度)低合金鋼性能取決於其化學成分、製造過程的工藝制度，其中強度、韌性和焊接性是低碳(高強度)低合金鋼最重要的性能，它最終決定於成品鋼材的顯微組織狀態。隨著科技不斷地向前發展，人們對鋼的強韌性、焊接性及抗加工劣化性提出了更高的要求，即在維持較低製造成本的同時大幅度地提高鋼板的綜合機械性能和使用性能，以減少鋼材的用量而節約成本，減輕鋼構件自身重量、穩定性和安全性。
[0003]目前世界範圍內掀起了發展新一代高性能鋼鐵材料的研究高潮，通過合金組合設計、革新控軋/TMCP (包括DQ)技術及後續熱處理工藝獲得更好的顯微組織匹配，從而使鋼板得到更優良的低溫韌性、強塑韌性匹配與焊接性。
[0004]現有技術製造_196°C低溫橫向衝擊韌性(單個值)≥100J的厚鋼板時，一般要在鋼中添加大量貴重合金元素鎳，鎳含量一般控制在9.0%以上，以確保母材鋼板具有優異的超低溫韌性。如《日本金屬學會誌》30(1966)，P42 ；ibid.,33(1969), P856 ;《川崎制鐵技報》，18 (1986)，P327 ;《日本鋼管技報》，111 (1986)，Pl ;《壓力技術》，31 (1993)，P353 ；《CAMP-1SIJ》，9(1996)，P437)。但是生產成本居高不下，產品市場競爭力低下，如《壓力技術》，29 (1991)，P341。
[0005]其次，合金鋼板經過高回火參數TP≥18.5 X 13 (TP = T (20+lgt)焊後熱處理(即SR處理)，鋼板超低溫衝擊韌性嚴重劣化，表現為低溫衝擊功數值一般均低於47J，嚴重危及低溫LNG儲罐在服役過程中的安全可靠性，埋下重大事故的隱患。
[0006]此外，採用大熱輸入焊接時，焊接熱影響區(HAZ)低溫韌性發生比較嚴重的劣化，熱影響區(HAZ)的低溫韌脆轉變溫度一般比較難以達到_165°C，更不用說達到超低溫-196。。。
[0007]現有大量專利文獻只是說明如何實現母材鋼板的_40°C~_60°C低溫韌性，對於如何在焊接條件下，獲得優良的熱影響區(HAZ)低溫韌性說明得較少，尤其採用大熱輸入焊接時如何保證超低溫鎳鋼熱影響區(HAZ)的_196°C低溫韌性較少。(如日本專利昭63 —93845、昭 63 — 79921、昭 60 — 258410、特平開 4 — 285119、特平開 4 — 308035、平 3 —264614、平 2 — 250917、平 4 — 143246 及美國專利 US Patent4855106、US Patent5183198、US Patent4137104)
【發明內容】
[0008]本發明的目的在於提供一種低成本超低溫鎳鋼及其製造方法，鋼板屈服強度≤550MPa、抗拉強度≤650MPa、-196°C低溫衝擊功單值Akv≤100J、Z向性能≤35%，特別適宜於用做製造大型LNG超低溫儲罐、船用LNG超低溫儲罐、冰海及極地區域大型鋼結構，並且能夠實現低成本穩定批量工業化生產。
[0009]為達到上述目的，本發明的技術方案是:
[0010]抗高回火參數SR脆化的超低溫鎳鋼是厚板品種中難度製造較大的鋼種之一，其原因是該類鋼板不僅要求母材具有極高的超低溫韌性、優良的焊接性，而且還要求在經過高回火參數SR後鋼板仍然具有上述性能的同時，鋼板還具有優良的焊接性且可經受大熱輸入焊接；因此在關鍵技術路線和成分工藝設計上，綜合了影響超低溫鎳鋼的_196°C的低溫韌性、抗焊接再熱裂紋敏感性、可較大熱輸入焊接性及抗高回火參數SR軟化與脆化的因素，創造性地採用了超低C 一超低Si —中Mn —低N —超微+Ti處理低合金鋼的成分體系作為基礎，控制Mn) X [7.33(% Si)+5.16(% Al)] ( L O、0.007≤奧氏體穩定化指數Au/兩相區淬火溫度T≤0.009,Ca處理且Ca/S比控制在1.0~3.0之間及Ca) X (%S) 28 < 1.0 X 10_3，優化再結晶控軋及後續特殊的組合熱處理工藝，使超低溫鎳鋼獲得極高的超低溫韌性、優良的焊接性、可承受較大熱輸入焊接，更為重要的是該發明的低溫鎳鋼具有優異的抗高回火參數SR脆化特性，並且能夠低成本製造(相對傳統9.0%左右的鎳含量的超低溫鋼板)。
[0011]具體的，本發明的低成本超低溫鎳鋼，其成分重量百分比為:C:0.040 %~0.070%,Si..( 0.15%,Mn:0.80%~L 20%,P..( 0.010%,S..( 0.0020%,Ni:5.00%~7.00 Mo:0.05 % ~0.25 %、Als:0.010 % ~0.030 %、T1:0.008 % ~0.018 %、N:(0.0040%, Ca:0.001%~0.004%、其餘為Fe和不可避免的夾雜；且上述成分必須同時滿足如下關係:
[0012](% Mn) X [7.33(% Si)+5.16(% Al)] ^ 1.0 ；
[0013]Ti/N = 1.5 ~3.5 ;
[0014]0.007≤奧氏體穩定化指數Au/兩相區淬火溫度T≤0.009，
[0015]其中，Au= 2.54+40.53[(% C) + (%N)]+0.43[(% Cu) + (% Ni) + (% Mn) ]-0.22(%Al)-2.64[(% P) + (% S)]-1.26[(% Cr) + (% Mo)]-(% Si)，T 的單位為 K ；
[0016]Ca/S 在 1.00 ~3.00 之間，且(% Ca) X (% S)0.28 ≤ 1.0X10 —3 ;
[0017]獲得的低溫鎳鋼組織是細小均勻的馬氏體/貝氏體+鐵素體+奧氏體島的復相顯微組織。
[0018]在本發明鋼板的成分設計中:
[0019]C，對超低溫鎳鋼的衝擊韌性、高回火參數SR脆化及焊接性影響很大，從改善超低溫鎳鋼的低溫衝擊韌性、抗高回火參數SR脆化及焊接性角度，希望鋼中C含量比較低為宜；但從鋼板的強度，更重要的從熱軋過程和淬火過程的顯微組織控制角度，C含量不宜過低，過低C含量導致奧氏體晶界遷移率高，這給熱軋和淬火的均勻細化組織帶來較大問題，易形成混晶組織，同時過低C含量還造成晶界結合力降低，導致鋼板低溫衝擊韌性低下、焊接熱影響區低溫衝擊韌性劣化；綜合以上的因素，C的含量控制在0.040%~0.070%之間。
[0020]Si促進鋼水脫氧並能夠提高超低溫鎳鋼的強度，但是採用Al脫氧的鋼水，Si的脫氧作用不大，Si雖然能夠提高超低溫鎳鋼的強度，但是Si粗化鋼板顯微組織、嚴重損害超低溫鎳鋼的本徵韌性、抗高回火參數SR脆化及焊接性，尤其在較大熱輸入焊接條件下，Si不僅促進M-A島形成，而且形成的M-A島尺寸大、分布不均勻，嚴重損害焊接熱影響區(HAZ)的低溫韌性和抗疲勞性能，因此鋼中的Si含量應儘可能控制得低，考慮到煉鋼過程的經濟性和可操作性，Si含量控制在< 0.15%。
[0021 ] Mn作為合金元素在超低溫鎳鋼中除提高強度和改善韌性外，還具有擴大奧氏體相區，降低ACl、Ac3、Ar1、Ar3點溫度，細化鋼板晶粒尺寸，增大貝氏體/馬氏體板條之間的位向角，更重要的是在高Ni含量條件下，Mn能夠極大提高鋼板的淬透性，細化貝氏體/馬氏體晶團尺寸，改善超低溫鎳鋼的低溫韌性；但是加入過多Mn會增加鋼板內部偏析程度，降低超低溫鎳鋼力學性能的均勻性和_196°C韌性，增加超低溫鎳鋼回火脆性尤其抗高回火參數SR脆化特性，劣化鋼板較大熱輸入焊接性。而小線能量焊接時，焊接熱影響區易形成脆硬組織如馬氏體等；因此，Mn含量範圍控制在0.80%~1.20%之間。
[0022]P作為鋼中有害夾雜對超低溫鎳鋼的_196°C衝擊韌性、抗高回火參數SR脆化和焊接性具有巨大的損害作用；理論上要求越低越好，但考慮到煉鋼條件、煉鋼成本和煉鋼廠的物流順暢，要求P含量控制在< 0.010%。
[0023]S作為鋼中有害夾雜對超低溫鎳鋼的-196°C衝擊韌性(尤其橫向低溫韌性)、抗高回火參數SR脆化損害作用很大；此外，S在鋼中與Mn結合，形成MnS夾雜物，在熱軋過程中，MnS的可塑性使MnS沿軋向延伸，形成沿軋向MnS夾雜物帶,嚴重損害鋼板的橫向低溫衝擊韌性、Z向性能、抗高回火參數SR脆化和焊接性，同時S還是熱軋過程中產生熱脆性的主要元素；理論上要求越低越好，但考慮到煉鋼條件、煉鋼成本和煉鋼廠的物流順暢原則，要求S含量控制在< 0.0020%。
[0024]Ni是鋼板獲得優良超低溫韌性、抗高回火參數SR脆化不可缺少的合金元素，Ni具有降低超低溫條件下鐵素體位錯運動的P-N力，提高超低溫條件下鐵素體位錯可動性，促進鐵素體位錯發生交滑移，改善鐵素體低溫鋼板的本徵塑韌性；因此從理論上講，鋼中Ni含量在一定範圍內越高越好，但是Ni是一種很貴的合金元素，從低成本批量生產角度，適宜的加入量為5.00%~7.00%。
[0025]Mo作為鐵素體晶界強化元素，具有抑制低溫鎳鋼高回火參數SR脆化與軟化、提高超低溫鎳鋼的強度，在鋼中適量添加Mo可以進一步降低C含量、減少超低溫鎳鋼中的貝氏體/馬氏體亞結構形態，改善超低溫鎳鋼_196°C韌性與焊接性的同時，改善超低溫鎳鋼抗高回火參數SR脆化，因此對於抗高回火參數的超低溫鎳鋼，Mo合金化不可缺少；但是如過量添加，損害鋼板的焊接性，尤其大熱輸入條件下的焊接性；因此Mo適宜添加量為
0.05%~0.25%。
[0026]鋼板中的Als能夠固定鋼中的自由[N]，降低焊接熱影響區(HAZ)自由[N]，具有細化鋼板顯微組織(AlN釘軋作用)與消除鋼中(包括焊接熱影響區)固溶N的作用；但鋼中加入過量的Als不但會在鋼中形成大量彌散的針狀Al2O3夾雜物，損害鋼板低溫衝擊韌性及抗裂、止裂性；而且促進回火脆化、損害大熱輸入焊接性及焊接接頭異常組織出現，根據鋼板成分體系分析，最佳Als含量控制在0.010%~0.030%之間。
[0027]鋼中加入微量的Ti目的是與鋼中N結合，生成穩定性很高的TiN粒子，細化母材鋼板顯微組織，改善超低溫用鋼的衝擊韌性與抗高回火參數SR脆化；此外，抑制焊接HAZ區奧氏體晶粒長大和改變二次相變產物，改善大線能量焊接HAZ的低溫韌性。鋼中添加的Ti含量要與鋼中的N含量匹配，匹配的原則是TiN不能在液態鋼水中析出而必須在固相中析出;因此TiN的析出溫度必須確保低於1400°C，根據log[Ti][N] =— 16192/T+4.72可以確定Ti的加入量。當加入Ti含量過少，形成TiN粒子數量不足，不足以抑制HAZ的奧氏體晶粒長大和改變二次相變產物而改善大線能量焊接HAZ的低溫韌性；加入Ti含量過多時，TiN析出溫度超過1400°C，部分TiN顆粒在鋼液凝固過程中析出大尺寸的TiN粒子，這種大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奧氏體晶粒長大，反而成為裂紋萌生的起始點；因此Ti含量的最佳控制範圍為0.008%~0.018%。
[0028]N的控制範圍與Ti的控制範圍相對應，對於較大線能量焊接鋼板，Ti/N在1.5~
3.5之間最佳。N含量過低且Ti含量過高時，生成TiN粒子數量少、尺寸大，不能起到改善鋼的焊接性的作用，反而對焊接性有害；但是N含量過高時，鋼中自由[N]增加，尤其較大線能量焊接條件下熱影響區(HAZ)自由[N]含量急劇增加，嚴重損害HAZ低溫韌性，惡化鋼的焊接性；此外，N含量較高時，板坯表面裂紋嚴重，嚴重時造成板坯報廢。因此N含量控制在< 0.0040% ο
[0029]對鋼進行Ca處理，一方面可以純淨鋼液，另一方面對鋼中硫化物進行變性處理，使之變成不可變形的、穩定細小的球狀硫化物，抑制S的熱脆性、提高鋼板衝擊韌性和Z向性能、改善鋼板衝擊韌性的各向異性。Ca加入量的多少，取決於鋼中S含量的高低，Ca加入量過低，處理效果不大；Ca加入量過高，形成Ca(0，S)尺寸過大，脆性也增大，可成為斷裂裂紋起始點，降低鋼的低溫韌性，同時還降低鋼質純淨度、汙染鋼液。一般控制Ca含量按ACR=(wt% Ca) [1-1.24(wt % O)]/1.25(wt% S)，其中ACR為硫化物夾雜形狀控制指數，因此Ca含量的控制範圍為0.001%— 0.004% ο
[0030]特別是，在本發明成分設計中，Mn) X [7.33(% Si)+5.16(% Al)]≤1.0，這是本發明關鍵技術點之一。
[0031]Si與Al促進Mn、C、P、S之間的共軛偏析，導致鋼板內部偏析嚴重，損壞鋼板內質健全性與均勻性，導致鋼板焊接性、回火脆化及低溫韌性大幅度降低。
[0032]本發明通過控制(％Mn)X[7.33(%Si)+5.16(%A1)]≤1.0，抑制超低溫鎳鋼板內部偏析、改善超低溫鎳鋼板抗回火脆性，尤其提高抗高回火參數SR脆化的特性，細化母材鋼板及焊接熱影響區貝氏體/馬氏體晶團尺寸，增大貝氏體/馬氏體板條之間的位向角而增加裂紋擴展的阻力，改善超低溫鎳鋼板的抗裂、止裂特性(即低溫韌性)。
[0033]另外，在本發明成分設計中，
[0034]0.007≤奧氏體穩定化指數Au/兩相區淬火溫度T≤0.009，其中Au =
2.54+40.53 [ ( % C) + ( % N) ] +0.43 [ ( % Cu) + ( % Ni) + ( % Mn) ]-0.22 ( % Al) -2.64[( %P) + (% S)]-1.26[(% Cr) + (%Mo)]-(% Si)，T的單位為K，這是本發明關鍵技術點之一，通過奧氏體穩定化指數與鐵素體+奧氏體兩相區回火溫度之間的匹配，獲得數量適當、分布均勻、形狀尺寸合適的高穩定性奧氏體島，這種奧氏體島對於超低溫鋼板具有決定性的作用:
[0035]A)在_196°C條件下，奧氏體具有優良的化學、機械穩定性，在各種化學與力的作用下，不發生馬氏體相變，作為面心立方塑韌性相彌散分布在鋼中；
[0036]B)這種奧氏體島作為裂紋鈍化器，當裂紋擴展到奧氏體島時，奧氏體發生塑性形變，吸收裂紋尖端應力場能量，鈍化裂紋尖端，制止裂紋進一步擴展，改善超低溫鎳鋼板的的抗裂、止裂特性(即低溫韌性)；
[0037]C)奧氏體島具有分割貝氏體/馬氏體板條作用，細化貝氏體/馬氏體板條尺寸，改善鋼板的超低溫韌性；
[0038]D)奧氏體島具有淨化鐵素體相作用(貝氏體/馬氏體板條為鐵素體相)，即消除鐵素體相中的脆化間隙元素C、N等，改善貝氏體/馬氏體板條超低溫本徵塑韌性。
[0039]綜上所述，通過奧氏體穩定化指數A與鐵素體+奧氏體兩相區回火溫度T之間的匹配，實現鋼板在-196°C條件下超低溫韌性的關鍵；也是實現相對低鎳含量(5.00%~
7.00% )替代高鎳含量(9.0%以上)，大幅度降低製造成本的關鍵技術。
[0040]Ca/S 在 1.00 ~3.00 之間且(% Ca) X (% S)0.28 ( 1.0X 10 —3，鋼中夾雜物含量少且均勻細小地彌散在鋼中，細化鋼板及大熱輸入焊接熱影響區顯微組織；改善超低溫鎳鋼板與焊接熱影響區抗裂、止裂特性。
[0041]本發明的低成本超低溫鎳鋼及其製造方法，其包括如下步驟:
[0042]I)冶煉、鑄造
[0043]按上述的成分冶煉、鑄造採用連鑄工藝，連鑄輕壓下率控制在3 %~7 %之間，中間包澆注溫度在1520°C~1550°C之間，以改善連鑄坯中心偏析與疏鬆；二冷採用弱冷，比水量控制在< 0.60L/(噸Xmin)；
[0044]2)板還加熱溫度1050°C~1150°(:,板還出爐後採用高壓水除鱗,除鱗不盡可反覆除鱗；
[0045]3)軋制，鋼板總壓縮比即板坯厚度/成品鋼板厚度≥4.00
[0046]第一階段為普通軋制，採用連續不間斷地軋制，確保形變金屬發生動態/靜態再結晶，第一階段累計壓下率≥50%，細化奧氏體晶粒；
[0047]第二階段採用再結晶控制軋制RCR，控軋開軋溫度780°C~840°C，軋制道次壓下率≥8%，再結晶區累計壓下率≥50%，終軋溫度740°C~800°C ；
[0048]4)正火+淬火
[0049]正火溫度為780°C~820°C，正火保持時間為10~20min，正火後鋼板自然空冷至室溫；淬火溫度為650°C~700°C，淬火保持時間為15~25min，鋼板淬火至室溫；
[0050]5)回火
[0051]回火溫度為600~650°C，回火保持時間為30~60min，回火結束後鋼板自然空冷至室溫。
[0052]根據本發明成分體系，高鎳鋼板坯表面易產生裂紋，煉鋼工序重點工藝為連鑄工藝，連鑄工藝重點控制中間包澆鑄溫度、輕壓下率及二冷冷卻模式；連鑄輕壓下率控制在3%~7%之間，中間包澆注溫度在1520°C~1550°C之間，以改善連鑄坯中心偏析與疏鬆；二冷採用弱冷，比水量控制在< 0.60L/(噸Xmin)，以改善高鎳鋼連鑄坯表面裂紋。
[0053]板還加熱溫度1050°C~1150°(:,板還出爐後採用高壓水除鱗，除鱗不盡可反覆除鱗；
[0054]為確保超低溫鎳鋼顯微組織均勻細小，鋼板總壓縮比(板坯厚度/成品鋼板厚度)≥4.0O0
[0055]第一階段為普通軋制，採用大軋制道次壓下率進行連續不間斷地軋制，確保形變金屬發生動態/靜態再結晶，第一階段累計壓下率>50%，細化奧氏體晶粒。
[0056]第二階段採用再結晶控制軋制RCR，780°C≤控軋開軋溫度≤840°C，軋制道次壓下率≥8%，再結晶區累計壓下率≥50%，740°C≤終軋溫度≤800°C，進一步細化軋態鋼板顯微組織，為淬火均勻超細化顯微組織奠定基礎。
[0057]採用組合熱處理工藝如下:正火溫度為780°C~820°C，正火保持時間為10~20min，正火後鋼板自然空冷至室溫；淬火溫度為650°C~700°C，淬火保持時間為15~25min (鋼板淬火至室溫)；回火溫度為600~650°C，回火保持時間為30~60min，回火結束後鋼板自然空冷至室溫。
[0058]本發明的有益效果:
[0059]本發明在關鍵技術路線和成分工藝設計上，綜合了影響超低溫鎳鋼的_196°C的低溫韌性、抗焊接再熱裂紋敏感性、可較大熱輸入焊接性及抗高回火參數SR軟化與脆化的因素，創造性地採用了超低C 一超低Si —中Mn —低N —超微+Ti處理低合金鋼的成分體系作為基礎，控制(% Mn) X [7.33(% Si)+5.16(% Al)] ( 1.0、0.007≤奧氏體穩定化指數Au/兩相區淬火溫度T≤0.009,Ca處理且Ca/S比控制在1.0~3.0之間及Ca) X (%
S)28 < 1.0 X 10_3，優化再結晶控軋及後續特殊的組合熱處理工藝，使超低溫鎳鋼獲得極高的超低溫韌性、優良的焊接性、可承受較大熱輸入焊接，更為重要的是，本發明的低溫鎳鋼具有優異的抗高回火參數SR脆化特性，並且能夠低成本製造(相對傳統超低溫9.0%鎳含量的鋼板)，特別適宜於用做製造大型LNG超低溫儲罐、船用LNG超低溫儲罐、冰海及極地區域大型鋼結構，並且能夠實現低成本穩定批量工業化生產。
[0060]本發明實現部分以錳代鎳，採用較低鎳含量生產超低溫鋼板，比常規超低溫鋼板鎳含量降低2%~4%，大幅度降低製造成本，產品具有很強的競爭力。
【專利附圖】
【附圖說明】
[0061]圖1為本發明實施例E的鋼板顯微組織。
【具體實施方式】
[0062]下面結合實施例和附圖對本發明做進一步說明。
[0063]表1為本發明實施例鋼的成分，表2、表3為本發明實施例鋼的製造工藝，表4、表5為本發明實施例鋼的性能。
[0064]本發明實施例製造工藝如下:
[0065]TDS鐵水深度脫硫一轉爐冶煉一LF — RH (餵Si — Ca絲)一連鑄(採用輕壓下工藝)一板坯下線精整一板坯定尺火切一加熱一再結晶控制軋制(RCR)—鋼板堆緩冷/坑緩冷一AUT/MUT —鋼板切邊、切頭尾一粗拋丸去鋼板表面氧化皮一奧氏體單相區淬火+奧氏體與鐵素體兩相區淬火+回火熱處理(Q+Q』+T)—取樣與性能驗測一切定尺鋼板一表面質量和外觀尺寸、標識及檢測一出廠。
[0066]由圖1可見，本發明實施例鋼的組織為細小均勻的馬氏體/貝氏體+鐵素體+奧氏體島的復相顯微組織，從而保證超低溫鎳鋼具有極高的超低溫韌性、優良的焊接性、可承受較大熱輸入焊接及優異的抗高回火參數SR脆化特性。
[0067]根據本發明鋼板技術特點，本發明通過合理的合金元素的組合設計與再結晶控車U特殊組合熱處理工藝相結合，超低溫鎳鋼即可獲得優異的超低溫韌性、抗高回火參數SR脆化與軟化，而且鋼板可以承受較大線能量焊接，因而節約了用戶構件製造的成本，縮短了用戶構件製造的時間；由於本發明超低溫鎳鋼生產過程中不需要添加任何設備，製造工藝簡潔、生產過程控制容易，因此製造成本低廉(尤其合金成本與傳統超低溫鎳鋼相比，降低約1500元/噸以上)。
[0068] 隨著我國經濟持續發展，對石油天然氣需求越來越大，最近即將開工的西氣東輸二線、出川管線、中俄管線、中哈管線建設就是最好的例證，對於缺少油氣資源的我國東部沿海地區將出現興建超低溫LNG儲罐的高潮，作為超低溫LNG儲罐的關鍵罐體材料一一抗高回火參數SR的超低溫鎳鋼，具有廣闊的市場前景。
[0069]
【權利要求】
1.低成本超低溫鎳鋼，其成分重量百分比為:
C:0.040%~0.070% Si 0.15%
Mn:0.80%~1.20%
P:≤ 0.010%
S:≤ 0.0020%
Ni:5.00%~?.00%
Mo:0.05%~0.25%
Als:0.010%~0.030%
T1:0.008%~0.018% N 0.0040%
Ca:0.001%~0.004% 其餘為Fe和不可避免的夾雜；且上述成分必須同時滿足如下關係:
(% Mn) X [7.33(% Si)+5.16(% Al)] ^ 1.0 ；
Ti/N = 1.5 ~3.5 ; 0.007≤奧氏體穩定化指數Au/兩相區淬火溫度T≤0.009，
其中，Au = 2.54+40.53 [ ( % C) + ( % N) ] +0.43 [ ( % Cu) + ( % Ni) + ( % Mn) ] -0.22 ( %Al)-2.64[(% P) + (% S)]-1.26[(% Cr) + (% Mo)]-(% Si)，T 的單位為 K ；
Ca/S 在 1.00 ~3.00 之間，且(% Ca) X (% S)。28 ≤ 1.0X10 —3 ; 獲得的低溫鎳鋼組織是細小均勻的馬氏體/貝氏體+鐵素體+奧氏體島的復相顯微組織。
2.如權利要求1所述的低成本超低溫鎳鋼的製造方法，其特徵是，包括如下步驟: 1)冶煉、鑄造 按權利要求1所述的成分冶煉、鑄造採用連鑄工藝，連鑄輕壓下率控制在3%~7%之間，中間包澆注溫度在1520°C~1550°C之間；二冷採用弱冷，比水量控制在≤0.60L/(噸 Xmin)； 2)板坯加熱溫度1050°C~1150°C，板坯出爐後採用高壓水除鱗，除鱗不盡可反覆除鱗； 3)軋制，鋼板總壓縮比即板坯厚度/成品鋼板厚度>4.00 第一階段為普通軋制，採用連續不間斷地軋制，第一階段累計壓下率> 50% ； 第二階段採用再結晶控制軋制，控軋開軋溫度780°C~840°C，軋制道次壓下率≥8%,再結晶區累計壓下率≥50%，終軋溫度740V~800°C ； 4)正火+淬火 正火溫度為780°C~820°C，正火保持時間為10~20min，正火後鋼板自然空冷至室溫；淬火溫度為650°C~700°C，淬火保持時間為15~25min，鋼板淬火至室溫； 5)回火 回火溫度為600~650°C，回火保持時間為30~60min，回火結束後鋼板自然空冷至室溫。
【文檔編號】C22C33/04GK104131225SQ201410369201
【公開日】2014年11月5日 申請日期:2014年7月30日 優先權日:2014年7月30日
【發明者】劉自成, 李先聚 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司