抗高回火参数SR脆化的低温镍钢及其制造方法

摘要

抗高回火参数SR脆化的低温镍钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C 0.025％～0.060％、Si≤0.15％、Mn 0.45％～0.85％、P≤0.012％、S≤0.0020％、Cu 0.10％～0.40％、Ni 2.80％～3.80％、Cr 0.10％～0.30％、Mo 0.05％～0.30％、Als 0.040％～0.070％、Ti 0.006％～0.012％、Nb0.008％～0.025％、N≤0.0040％、Ca 0.001％～0.003％、余Fe和不可避免夹杂。通过优化控轧及正火+回火工艺，使低温镍钢获得极高的超低温韧性、优良的抗HIC/SCC及焊接性、可承受较大线能量焊接及具有优异的抗高回火参数SR脆化特性，特别适宜于用做制造大型LPG低温储罐、船用LPG低温储罐、冰海及极地区域大型钢结构。

权利要求

1.抗高回火参数SR脆化的低温镍钢，其成分重量百分比为：C：0.025％～0.060％Si：≤0.15％

Mn：0.45％～0.85％

P：≤0.012％

S：≤0.0020％

Cu：0.10％～0.40％

Ni：2.80％～3.80％

Cr：0.10％～0.30％

Mo：0.05％～0.30％

Als：0.040％～0.070％Ti：0.006％～0.012％Nb：0.008％～0.025％N：≤0.0040％

Ca：0.001％～0.003％其余为Fe和不可避免的夹杂；

且上述元素含量必须同时满足如下关系：

12≤Mn/C≤20；

-3

(％C)×(％Si)≤9.0×10 ；

Ni当量≥2.90％，Ni当量＝(％Ni)+0.21(％Cu)+0.37(％Mn)-0.32(％Mo)-0.27(％Cr)-1.1(％Si)；

-3

[(％Cr)+1.5(％Mo)]/t≥9.0×10 ，其中t为钢板厚度，单位为mm；

Ti/N在1.5～3.0之间及Als≥(Mn/C)[(％Ntota1)-0.292(％Ti)]；

0.80≤Nb/Ti≤1.50；

0.28 -3

Ca/S在1.00～3.00之间且(％Ca)×(％S) ≤1.0×10 。

2.如权利要求1所述的抗高回火参数SR脆化的低温镍钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：a)冶炼、铸造

按上述成分冶炼，铸造采用连铸，连铸轻压下率控制在3％～7％之间，中间包浇注温度在1530℃～1560℃之间，二冷采用弱冷，比水量控制在≤0.60L/吨×min；

b)板坯加热

加热温度1050℃～1150℃，板坯出炉后采用高压水除鳞；

c)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥3.60第一阶段为普通轧制，采用大轧制道次压下率进行连续轧制，确保形变金属发生动态/静态再结晶，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥45％，细化奥氏体晶粒；

第二阶段采用未再结晶控制轧制TMR，770℃≤控轧开轧温度≤820℃，轧制道次压下率≥8％，未再结晶区累计压下率≥50％，730℃≤终轧温度≤780℃；

d)轧制后钢板进行坑或箱缓冷，钢板缓冷工艺为300℃以上至少缓冷36小时，随即钢板出缓冷坑或箱；

e)正火

正火温度为800℃～850℃，正火保持时间为20～40min；钢板出炉后采用弱加速冷却工艺，平均冷却速度≤2℃/s，开冷温度为790℃～840℃，冷却停止温度≤500℃，随后钢板自然空冷至室温；

f)回火

钢板回火温度即板温为595～635℃，回火保持时间≥(0.65～1.0)×成品钢板厚度，回火保持时间为钢板中心温度达到回火温度时开始计时的保温时间，时间单位为min，钢板厚度单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。

3.如权利要求2所述的抗高回火参数SR脆化的低温镍钢的制造方法，其特征是，步骤e)钢板出炉后采用风冷。

说明书

抗高回火参数SR脆化的低温镍钢及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及低温用钢及其制造方法，特别涉及抗高回火参数SR脆化的低温镍钢及其制造方法，该抗高回火参数焊后热处理(SR)脆化、可较大线能量焊接且抗HIC及SCC的低温镍钢，主要用于LPG低温储罐、船用低温储罐的制造用材。

背景技术

[0002] 众所周知，低碳(高强度)低合金钢是最重要工程结构材料之一，广泛应用于石油天然气管线、海洋平台、船舶制造、桥梁结构、锅炉容器、建筑结构、汽车工业、铁路运输及机械制造之中。低碳(高强度)低合金钢性能取决于其化学成分、制造过程的工艺制度，其中强度、韧性和焊接性是低碳(高强度)低合金钢最重要的性能，它最终决定于成品钢材的显微组织状态。随着科技不断地向前发展，人们对钢的强韧性、焊接性及抗加工劣化性提出了更高的要求，即在维持较低制造成本的同时大幅度地提高钢板的综合机械性能和使用性能，以减少钢材的用量而节约成本，减轻钢构件自身重量、稳定性和安全性。

[0003] 目前世界范围内掀起了发展新一代高性能钢铁材料的研究高潮，通过合金组合设计、革新控轧/TMCP技术及后续热处理工艺获得更好的显微组织匹配，从而使钢板得到更优良的低温韧性、强塑韧性匹配与焊接性，抗HIC及SCC性能。

[0004] 现有技术制造-101℃低温横向冲击韧性(单个值)≥47J的厚钢板时，一般要在钢中添加较多数量的贵重合金元素镍，镍含量一般控制在3.5％左右，以确保母材钢板3
具有优异的低温韧性；但是低合金钢板经过高回火参数TP≥18.5×10(TP＝T(20+lgt)焊后热处理(即SR处理)，钢板超低温冲击韧性严重劣化，表现为低温冲击功数值一般均低于50J(参见《ISI》，P101～P106，1971；《Acta Meta》，Vol.13，P591，1965；《J.I.S.I》，Vol.207，P984，1969；《ISI》，P54～P59，1971)，严重危及低温LPG储罐在服役过程中的安全可靠性，埋下重大事故的隐患。为此，日本各大钢厂(新日铁、JFE、住友金属等)，投入大量人力与物理，展开深入细致地研究，取得了突破性进展，获得了大量的研究成果，并成功应用于生产实践，即采用适当降低钢板的碳含量，优化轧制工艺，两次正火热处理，以降低珠光体含量、消除珠光体带状组织、控制珠光体晶团尺寸，大幅度地降低了高回火参数SR后钢板低温冲击韧性的劣化程度，基本解决了高回火参数SR处理条件下，钢板-101℃低温冲击韧性严重劣化的问题。

[0005] 然而由于采用两次正火热处理，钢板的制造周期长、制造成本高，更重要的是当钢板厚度超过60mm以上时，高回火参数SR后的钢板-101℃低温冲击韧性不稳定，波动大，且强度下降幅度大，钢板质量受控性较差(“钢の烧どし脆性に关する研究”，1976，P123～P144，日本铁钢协会；ibid，P95～P105，日本铁钢协会；《铁と钢》，S281，1977；《铁と钢》，S326，1978)。

[0006] 此外，采用大线能量焊接时，焊接热影响区(HAZ)低温韧性发生比较严重的劣化，热影响区(HAZ)的低温韧脆转变温度一般比较难以达到-80℃，更不用说达到超低温-101℃(如欧洲专利EP 0288054A2、EP0839921A1、美国专利US Patent 4851052)。

[0007] 大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的-40℃～-60℃低温韧性，对于如何在焊接条件下，获得优良的热影响区(HAZ)低温韧性说明得较少，尤其采用大线能量焊接时如何保证热影响区(HAZ)的低温韧性少之又少，如日本专利昭63-93845、昭63-79921、昭60-258410、特平开4-285119、特平开4-308035、平3-264614、平2-250917、平4-143246以及美国专利US Patent4855106、US Patent5183198、US Patent4137104。

发明内容

[0008] 本发明的目的在于提供一种抗高回火参数SR脆化的低温镍钢及其制造方法，使低温镍钢获得极高的超低温韧性、优良的抗HIC/SCC及焊接性、可承受较大线能量焊接，更为重要的是该低温镍钢具有优异的抗高回火参数SR脆化特性，特别适宜于用做制造大型LPG低温储罐、船用LPG低温储罐、冰海及极地区域大型钢结构，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。

[0009] 该钢板的具体技术指标为：在回火参数TP≥19×103，焊后热处理条件下，钢板屈服强度275MPa～375MPa、抗拉强度≥490MPa、-101℃低温冲击功单值Akv≥47J、Z向性能≥35％，并可以可较大线能量焊接且抗HIC及SCC。

[0010] 抗高回火参数SR脆化的低温镍钢是厚板品种中难度制造最大的钢种之一，其原因是该类钢板不仅要求母材具有极高的超低温韧性、优良的焊接性、抗HIC及SCC性能，而且还要求在经过高回火参数SR后钢板仍然具有上述性能的同时，钢板还具有优良的抗焊接再热裂纹性能及可经受大线能量焊接性能。

[0011] 因此，本发明在关键技术路线和成分工艺设计上，综合了影响低温镍钢的-101℃的低温韧性、抗HIC/SCC、抗焊接再热裂纹敏感性、可较大线能量焊接性及抗高回火参数SR软化与脆化的因素，创造性地采用了超低C-超低Si-中Mn-低N-超微(Nb+Ti)处理低合金钢的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量并控制其范围、(％C)×(％-3 -3Si)≤7.5×10 、Ni当量≥2.90％、[(％Cr)+1.5(％Mo)]/t≥9.0×10 、12≤Mn/C≤20、
0.80≤Nb/Ti≤1.50、1.5≤Ti/N≤3.0且Als≥(Mn/C)[(％Ntotal)-0.292(％Ti)]、Ca
0.28 -3
处理且Ca/S比控制在1.0～3.0之间及(％Ca)×(％S) ≤1.0×10 ，优化控轧及后续特殊的正火+回火工艺，使低温镍钢获得极高的超低温韧性、优良的抗HIC/SCC及焊接性、可承受较大线能量焊接，及优异的抗高回火参数SR脆化特性。

[0012] 本发明钢板为50公斤级正火+回火交货态低温镍钢，钢板的显微组织为铁素体+少量珠光体；为了确保交货态低温镍钢-101℃韧性，钢板显微组织必须均匀细小，珠光体作为第二相均匀弥散地分布在铁素体相中且珠光体晶团尺寸控制在≤15μm；为确保交货态低温镍钢具有优良的抗HIC/SSC特性，钢板显微组织中不允许存在带状珠光体及条带状硫化物；为确保低温镍钢具有优良的焊接性且钢板可承受较大热输入焊接，钢板必须低碳含量(≤0.10％)和低碳当量(IIW≤0.45％，其中IIW＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5)。

[0013] 钢板具有上述特性可以满足低温镍钢的基本性能，但是无法承受在高回火参数SR条件下钢板性能急剧劣化，这种劣化表现为钢板强度大幅度降低、-101℃冲击功急剧下降，且随着回火参数的增加，钢板强度单调地降低、-101℃冲击韧性单调地降低。

[0014] 为确保在高回火参数SR条件下低温镍钢的性能，低温镍钢显微组织设计完全不同于普通低温钢板。经过大量研究分析表明，影响高回火参数SR低温镍钢性能劣化的成因是钢中珠光体含量、珠光体晶团尺寸及其分布、铁素体晶粒尺寸；随着钢中珠光体含量增多、珠光体晶团尺寸增大及分布不均匀度增加，高回火参数SR低温镍钢性能劣化加重；通过对低温镍钢在高回火参数SR条件下显微组织演化过程观察分析发现，随着珠光体晶团三叉晶界处碳化物聚集长大，钢板低温韧性急剧劣化；且珠光体晶团尺寸越大，珠光体晶团三叉晶界处碳化物聚集长大速度越快、碳化物越粗大，低温镍钢韧性劣化越严重；通过观察研究还发现，当珠光体分布不均匀，尤其出现带状分布时，低温镍钢不仅抗HIC/SCC特性劣化，而且抗高回火参数SR脆化能力极度劣化，即在珠光体聚集区，珠光体晶团三叉晶界处碳化物长大速度更快、尺寸更粗大、数量众多且呈聚集态分布，在张应力的作用下，这些三叉晶界处碳化物成为裂纹的形核点，且随着珠光体晶团尺寸增大，三叉晶界处碳化物尺寸就越大，形核的微裂纹尺寸也就越大、数量越多，导致钢板低温韧性极度劣化；此外，铁素体晶粒尺寸对低温镍钢高回火参数SR后的性能也影响很大，随着铁素体晶粒尺寸增大，低温镍钢高回火参数SR后的性能劣化速度加大并呈现急剧劣化的趋势，且随着铁素体晶粒尺寸增大，珠光体尺寸增大、分布更加不均，进一步促进低温镍钢高回火参数SR后性能的劣化。为改善高回火参数SR条件下低温镍钢的低温韧性及强韧性匹配，抗高回火参数PWHT低温钢板的显微组织应为具有珠光体含量少、珠光体晶团尺寸细小且分布均匀、不允许出现带状珠光体，且低温镍钢整体显微组织均匀细小；最好的情况是抑制珠光体组织的出现，以粒状贝氏体替代珠光体，形成均匀细小的粒状贝氏体弥散分布在细小均匀的铁素体母相中。

[0015] 要达到上述目的，本发明钢板成分设计如下：

[0016] 抗高回火参数SR脆化的低温镍钢，其成分重量百分比为：

[0017] C：0.025％～0.060％

[0018] Si：≤0.15％

[0019] Mn：0.45％～0.85％

[0020] P：≤0.012％

[0021] S：≤0.0020％

[0022] Cu：0.10％～0.40％

[0023] Ni：2.80％～3.80％

[0024] Cr：0.10％～0.30％

[0025] Mo：0.05％～0.30％

[0026] Als：0.040％～0.070％

[0027] Ti：0.006％～0.012％

[0028] Nb：0.008％～0.025％

[0029] N：≤0.0040％

[0030] Ca：0.001％～0.003％

[0031] 其余为Fe和不可避免的夹杂；

[0032] 且上述元素含量必须同时满足如下关系：

[0033] 12≤Mn/C≤20，以保证钢板在SR处理后，晶粒均匀细小且在-101℃下夏比冲击试样断口纤维率至少高于50％；减少珠光体含量、细化珠光体晶团尺寸、促进粒状贝氏体析出，改善钢板抗高回火参数SR脆化；

[0034] (％C)×(％Si)≤9.0×10-3，提高低温镍钢本征塑韧性的同时，细化铁素体晶粒尺寸，提高钢板上冲击平台能，抑制HAZ中M/A岛析出、减少M/A岛数量、改善M/A岛形态，改善焊接HAZ的韧性；

[0035] Ni当量≥2.90％，降低低温下铁素体位错1/2＜111＞(110)运动的P-N力，以确保-101℃下铁素体1/2＜111＞(110)位错具有较高的可动性，改善钢板超低温韧性；根据试验研究研究与量子力学第一原理分析，舍去高次幂项简化得出：Ni当量＝(％Ni)+0.21(％Cu)+0.37(％Mn)-0.32(％Mo)-0.27(％Cr)-1.1(％Si)；

[0036] [(％Cr)+1.5(％Mo)]/t≥9.0×10-3，强化铁素体晶界、防止晶界脆断，抑制珠光体形成，促进粒状贝氏体相变，改善高回火参数条件下低温镍钢强度与-101℃韧性过度下降；其中t为钢板厚度，单位为mm。

[0037] Ti/N在1.5～3.0之间及Als≥(Mn/C)[(％Ntotal)-0.292(％Ti)]以保证低温镍钢可承受较大线能量焊接，HAZ低温韧性优良；

[0038] 0.80≤Nb/Ti≤1.50，确保Ti(C，N)、Nb(C，N)粒子细小，以均匀弥散状态分布在钢中，抑制板坯加热及焊接HAZ晶粒长大，细化低温镍钢显微组织与焊接性，保证在较大热输入焊接条件下，钢板HAZ优良；

[0039] Ca/S在1.00～3.00之间且(％Ca)×(％S)0.28≤1.0×10-3，钢中夹杂物含量少且均匀细小地弥散在钢中；改善低温镍钢塑韧性与焊接HAZ韧性。

[0040] 本发明低温镍钢的组织是超细均匀的等轴铁素体+少量粒状贝氏体与珠光体。

[0041] 众所周知，碳对低温镍钢的冲击韧性、高回火参数SR脆化及焊接性影响很大，从改善低温镍钢的低温冲击韧性、抗高回火参数SR脆化及焊接性角度，希望钢中C含量比较低为宜；但从钢板的强度，更重要的从热轧过程和正火过程的显微组织控制角度，C含量不宜过低，过低C含量导致奥氏体晶界迁移率高，这给热轧和正火的均匀细化组织带来较大问题，易形成混晶组织，同时过低C含量还造成晶界结合力降低，导致钢板低温冲击韧性低下、焊接热影响区低温冲击韧性劣化；综合以上的因素，C的含量控制在0.025％～0.060％之间。

[0042] Si促进钢水脱氧并能够提高低温镍钢的强度，但是采用Al脱氧的钢水，Si的脱氧作用不大，Si虽然能够提高低温镍钢的强度，但是Si严重损害低温镍钢的本征韧性、抗高回火参数SR脆化及焊接性，尤其在大线能量焊接条件下，Si不仅促进M-A岛形成，而且形成的M-A岛尺寸大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)的低温韧性和抗疲劳性能，因此钢中的Si含量应尽可能控制得低，考虑到炼钢过程的经济性和可操作性，Si含量控制在≤0.15％。

[0043] Mn作为合金元素在低温镍钢中除提高强度和改善韧性外，还具有扩大奥氏体相区，降低Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度，细化铁素体晶粒与珠光体片间距、均匀化珠光体分布、细化珠光体晶团尺寸及减少珠光体析出量(Mn降低C在奥氏体中的活度系数)而改善抗高回火参数SR脆化之作用，更重要的是在高Ni含量条件下，Mn能够极大提高钢板的淬透性，抑制珠光体析出，改善低温镍钢高回火参数SR的性能；但是加入过多Mn会增加钢板内部偏析程度，降低低温镍钢力学性能的均匀性和-101℃韧性；并且提高钢板的淬硬性，影响钢板较大线能量焊接性。而小线能量焊接时，焊接热影响区易形成脆硬组织如马氏体、上贝氏体；在超低碳设计条件下，Mn含量上限可以适当上移，Mn含量控制在0.45％～0.85％之间。

[0044] P作为钢中有害夹杂对低温镍钢的-101℃冲击韧性、抗高回火参数SR脆化和焊接性具有巨大的损害作用；理论上要求越低越好，但考虑到炼钢条件、炼钢成本和炼钢厂的物流顺畅，要求P含量控制在≤0.012％。

[0045] S作为钢中有害夹杂对低温镍钢的-101℃冲击韧性(尤其横向低温韧性)、抗高回火参数SR脆化损害作用很大；此外，S在钢中与Mn结合，形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的横向低温冲击韧性、Z向性能、抗高回火参数SR脆化和焊接性，同时S还是热轧过程中产生热脆性的主要元素；理论上要求越低越好，但考虑到炼钢条件、炼钢成本和炼钢厂的物流顺畅原则，要求S含量控制在≤0.0020％。

[0046] 作为奥氏体稳定化元素，加入少量的Cu可以同时提高低温镍钢的强度和低酸度环境下抗HIC/SSC性，改善-101℃韧性而不损害其抗高回火参数SR脆化与焊接性；但加入过多的Cu(＞0.40％)时，在热轧和正火处理过程中，将发生细小弥散的ε-Cu沉淀(Cu在铁素体中固溶度约0.45％左右)，损害低温镍钢的-101℃韧性，同时还可能造成铜脆；但如果加入Cu含量过少(＜0.10％)，对提高强度、韧性及低酸度下抗HIC/SSC无效，因此Cu含量控制在0.10％～0.40％之间。

[0047] Ni是钢板获得优良超低温韧性、抗高回火参数SR脆化不可缺少的合金元素，Ni具有提高低温条件下铁素体位错可动性，促进铁素体位错发生交滑移，改善铁素体低温钢板的本征塑韧性；同时钢中加Ni还可以降低铜脆发生，减轻热轧过程的开裂。因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但是Ni是一种很贵的合金元素，从低成本批量生产角度，适宜的加入量为2.80％～3.80％。

[0048] 作为铁素体稳定化元素，加入少量的Cr(≤0.30％)可以在不损害低温镍钢-101℃冲击韧性和焊接性的条件下，提高交货态低温镍钢强度与高回火参数SR后的强度，改善低温镍钢高回火参数SR后的强韧性、强塑性匹配；可采用Cr替代部分C，降低钢板的C含量，在不降低强度条件下，改善钢板的低温韧性、抗高回火参数SR脆化和焊接性；此外，Cr提高低温镍钢的淬透性，抑制珠光体形成，促进正火后空冷过程中粒状贝氏体相变；因此对于抗高回火参数低温镍钢，Cr合金化不可缺。但如果加入Cr含量过少(＜0.100％)，上述效果较小，添加过多(＞0.30％)，劣化低温镍钢-101℃韧性及焊接性，因此Cr含量控制在0.10％～0.30％之间。

[0049] Mo作为铁素体晶界强化元素，具有抑制低温镍钢高回火参数SR脆化与软化、提高超低碳正火低温镍钢的强度，在钢中适量添加Mo可以进一步降低C含量、减少低温镍钢中的珠光体含量，改善低温镍钢-101℃韧性与焊接性的同时，均匀细小珠光体晶团尺寸而进一步改善低温镍钢抗高回火参数SR脆化，因此对于抗高回火参数的低温镍钢，Mo合金化不可缺少；此外，Mo大幅度提高低温镍钢的淬透性，强烈抑制珠光体形成、促进正火后空冷过程中粒状贝氏体相变，减少高回火参数脆化源(即珠光体晶团三叉晶界，此处在长时间高温SR过程中，碳化物沿晶界析出、长大、增厚，成为裂纹形核点)。但是如过量添加(＞0.25％)，损害钢板的焊接性，尤其大热输入条件下的焊接性；因此Mo适宜添加量为0.05％～0.30％。

[0050] 钢板中的Als能够固定钢中的自由[N]，降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，促进铁素体在焊接冷却循环中析出(先期析出的AlN可作为铁素体的形核位置，细化HAZ的显微组织)，改善较大线能量焊接HAZ的低温冲击韧性作用；但钢中加入过量的Als不但会在钢中形成大量弥散的针状Al2O3夹杂物，损害钢板低温冲击韧性、抗高回火参数PWHT脆化及焊接性，根据钢板成分体系分析，最佳Als含量控制在0.040％～0.070％之间。

[0051] 钢中加入微量的Ti目的是与钢中N结合，生成稳定性很高的TiN粒子，细化母材钢板显微组织与珠光体晶团尺寸，改善低温用钢的冲击韧性与抗高回火参数SR脆化；此外，抑制焊接HAZ区奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物，改善大线能量焊接HAZ的低温韧性。钢中添加的Ti含量要与钢中的N含量匹配，匹配的原则是TiN不能在液态钢水中析出而必须在固相中析出；因此TiN的析出温度必须确保低于1400℃，根据log[Ti][N]＝-16192/T+4.72可以确定Ti的加入量。当加入Ti含量过少(＜0.006％)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制HAZ的奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物而改善大线能量焊接HAZ的低温韧性；加入Ti含量过多(＞0.012％)时，TiN析出温度超过1400℃，部分TiN颗粒在钢液凝固过程中析出大尺寸的TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的起始点；因此Ti含量的最佳控制范围为0.006％～0.012％。

[0052] 钢中添加微量的Nb元素目的是进行控制轧制，细化母材钢板的显微组织、珠光体晶团尺寸、均匀化珠光体分布；Nb含量范围与C含量范围之间存在最佳匹配区间，在此区间内，Nb发挥最佳控轧、强韧化作用的同时，Nb对钢板焊接性损害较小；因此，采用超低碳成分设计时，Nb含量范围可适当提高，以确保低温用钢的强度、韧性、抗高回火参数SR脆化与软化；当Nb添加量低于0.008％时，不能有效发挥超低碳含量钢板中Nb的上述作用；当Nb添加量超过0.025％时，大线能量焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)形成和Nb(C，N)二次析出脆化作用，严重损害大线能量焊接热影响区(HAZ)的低温韧性；因此Nb含量控制在
0.008％～0.025％之间，获得最佳的控轧效果、均匀细小铁素体及珠光体晶团的同时，又不损害大线能量焊接HAZ的韧性。

[0053] N的控制范围与Ti的控制范围相对应，对于较大线能量焊接钢板，Ti/N在1.5～3.5之间最佳。N含量过低且Ti含量过高时，生成TiN粒子数量少、尺寸大，不能起到改善钢的焊接性的作用，反而对焊接性有害；但是N含量过高时，钢中自由[N]增加，尤其较大线能量焊接条件下热影响区(HAZ)自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温韧性，恶化钢的焊接性；此外，N含量较高时，板坯表面裂纹严重，严重时造成板坯报废。因此N含量控制在≤0.0040％。

[0054] 对钢进行Ca处理，一方面可以纯净钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物，抑制S的热脆性、提高钢板冲击韧性和Z向性能、改善钢板冲击韧性的各向异性。Ca加入量的多少，取决于钢中S含量的高低，Ca加入量过低，处理效果不大；Ca加入量过高，形成Ca(O，S)尺寸过大，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。一般控制Ca含量按ACR＝(wt％Ca)[1-1.24(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中ACR为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围1.0～3.0之间为宜，因此Ca含量的控制范围为0.001％～0.003％。

[0055] 本发明的抗高回火参数SR脆化的低温镍钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

[0056] a)冶炼、铸造

[0057] 按上述成分冶炼，铸造采用连铸，连铸轻压下率控制在3％～7％之间，中间包浇注温度在1530℃～1560℃之间，二冷采用弱冷，比水量控制在≤0.60L/吨×min；

[0058] b)板坯加热

[0059] 加热温度1050℃～1150℃，板坯出炉后采用高压水除鳞；

[0060] c)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥3.60

[0061] 第一阶段为普通轧制，采用大轧制道次压下率进行快速连续轧制，确保形变金属发生动态/静态再结晶，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥45％，细化奥氏体晶粒；

[0062] 第二阶段采用未再结晶控制轧制TMR，770℃≤控轧开轧温度≤820℃，轧制道次压下率≥8％，未再结晶区累计压下率≥50％，730℃≤终轧温度≤780℃，进一步细化轧态钢板显微组织，为正火均匀超细化显微组织奠定基础；

[0063] d)轧制后钢板进行坑或箱缓冷，钢板缓冷工艺为300℃以上至少缓冷36小时，保证钢中H原子扩散出钢板，防止氢致延迟裂纹，改善钢板HIC与SSC特性；随即钢板出缓冷坑或箱；

[0064] e)正火

[0065] 正火温度为800℃～850℃，正火保持时间为20～40min；钢板出炉后采用弱加速冷却工艺，平均冷却速度≤2℃/s；开冷温度为790℃～840℃，冷却停止温度≤500℃，随着自然空冷至室温；

[0066] f)回火

[0067] 钢板回火温度即板温为595～635℃，回火保持时间≥(0.65～1.0)×成品钢板厚度，回火保持时间为钢板中心温度达到回火温度时开始计时的保温时间，时间单位为min，钢板厚度单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。

[0068] 进一步，步骤e)钢板出炉后采用风冷。

[0069] 根据本发明成分体系，高镍钢板坯表面易产生裂纹，铸造采用连铸工艺，连铸工艺重点控制中间包浇铸温度、轻压下率及二冷冷却模式；连铸轻压下率控制在3％～7％之间，中间包浇注温度在1530℃～1560℃之间，以改善连铸坯中心偏析与疏松；二冷采用弱冷，比水量控制在≤0.60L/吨*min，以改善高镍钢连铸坯表面裂纹。

[0070] 板坯加热温度1050℃～1150℃，板坯出炉后采用高压水除鳞，除鳞不尽可反复除鳞；

[0071] 为确保低温镍钢显微组织均匀细小、珠光体与粒状贝氏体弥散分布，钢板总压缩比(板坯厚度/成品钢板厚度)≥3.60。

[0072] 第一阶段为普通轧制，采用大轧制道次压下率进行快速连续轧制，确保形变金属发生动态/静态再结晶，累计压下率≥45％，细化奥氏体晶粒。

[0073] 第二阶段采用未再结晶控制轧制TMR，770℃≤控轧开轧温度≤820℃，轧制道次压下率≥8％，未再结晶区累计压下率≥50％，730℃≤终轧温度≤780℃，进一步细化轧态钢板显微组织，为正火均匀超细化显微组织奠定基础。

[0074] 轧制后钢板进行坑(箱)缓冷，钢板缓冷工艺为300℃以上至少缓冷36小时，保证钢中H原子扩散出钢板，防止氢致延迟裂纹，改善钢板HIC与SSC特性；随即钢板出缓冷坑(箱)。

[0075] 采用正火工艺如下：正火温度为800℃～850℃，正火保持时间为20～40min；钢板出炉后采用弱加速冷却工艺(风冷)，开冷温度为790℃～840℃，冷却停止温度≤500℃，随着自然空冷至室温。

[0076] 钢板回火温度(板温)为595～635℃，钢板相对较薄时回火温度偏上限、钢板相对较厚时回火温度偏下限，回火保持时间≥(0.65～1.0)×成品钢板厚度，回火保持时间为钢板中心温度达到回火目标温度时开始计时的保温时间，时间单位为min；回火结束后钢板自然空冷至室温。

[0077] 本发明的有益效果

[0078] 本发明在关键技术路线和成分工艺设计上，综合了影响低温镍钢的-101℃的低温韧性、抗HIC/SCC、抗焊接再热裂纹敏感性、可较大线能量焊接性及抗高回火参数SR软化与脆化的因素，创造性地采用了超低C-超低Si-中Mn-低N-超微(Nb+Ti)处理低合金钢的成-3分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量并控制其范围、(％C)×(％Si)≤7.5×10 、-3
Ni当量≥2.90％、[(％Cr)+1.5(％Mo)]/t≥9.0×10 、12≤Mn/C≤20、0.80≤Nb/Ti≤1.50、1.5≤Ti/N≤3.0且Als≥(Mn/C)[(％Ntotal)-0.292(％Ti)]、Ca处理且Ca/S
0.28 -3
比控制在1.0～3.0之间及(％Ca)×(％S) ≤1.0×10 ，优化控轧及后续特殊的正火+回火工艺，使低温镍钢获得极高的超低温韧性、优良的抗HIC/SCC及焊接性、可承受较大线能量焊接，更为重要的是该发明的低温镍钢具有优异的抗高回火参数SR脆化特性，特别适宜于用做制造大型LPG低温储罐、船用LPG低温储罐、冰海及极地区域大型钢结构，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。

[0079] 该钢板的具体技术指标为：在回火参数TP≥19×103(TP＝T(20+lgt)；其中TP为回火参数，T焊后热处理温度、温度单位为K，t为焊后热处理时间、时间单位为小时)焊后热处理条件下，钢板屈服强度控制在275MPa～375MPa、抗拉强度≥490MPa、-101℃低温冲击功单值Akv≥47J、Z向性能≥35％，并可以可较大线能量焊接且抗HIC及SCC。

[0080] 本发明技术的成功实施，不仅打破了日本钢厂对该类高附加值钢种技术与产品的垄断，填补了国内空白，结束高回火参数SR的低温镍钢受制于人局面，为我国厚板制造技术的提升、赶超国际先进水平做出了贡献；而且消除了国外钢厂高额的垄断利润对中国装备制造业的侵害，促进我国低温装备制造业产品的更新换代与设计、制造技术的快速提升；此外，国外进口钢板交货期无法保证，迫使用户在设计图纸出来前，提前订购具有一定尺寸余量钢板，以便设计图纸出来后，根据设计图纸要求的钢板尺寸要求裁剪钢板，导致材料巨大的浪费，国产化后上述问题可以得到全面解决。

附图说明

[0081] 图1为本发明实施例E的钢板显微组织(晶粒度10.5级)照片。

具体实施方式

[0082] 下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

[0083] 实施例的制造工序为：TDS铁水深度脱硫→转炉冶炼→LF→RH(喂Si-Ca丝)→连铸(采用轻压下工艺)→板坯下线精整→板坯定尺火切→加热→控制轧制(TMR)→弱加速冷却(采用风冷)→钢板堆缓冷/坑缓冷→AUT/MUT→钢板切边、切头尾→粗抛丸去钢板表面氧化皮→正火+回火热处理(N+T)→取样与性能验测→切定尺钢板→表面质量和外观尺寸、标识及检测→出厂。

[0084] 表1所示本发明实施例的成分组成。表2、表3为本发明实施例的制造工艺。表4为本发明实施例的钢板性能。表5所示本发明高回火参数SR后钢板的性能(600℃×22小时)。

[0085] 由图1，本发明钢中可见珠光体含量小，珠光体晶团尺寸细小、珠光体与粒状贝氏体分布均匀，尤其不存在带状珠光体，保证低温镍钢具有优良的抗高回火参数SR脆化特性。

[0086]

[0087]

[0088]

[0089] 综上所述，本发明通过合理的合金元素的组合设计与未再结晶控轧、特殊热处理工艺相结合，低温镍钢即可获得优异的低温韧性、抗高回火参数SR脆化与软化，而且钢板可以承受较大线能量焊接，因而节约了用户构件制造的成本，缩短了用户构件制造的时间，为用户创造了很大的价值，因而此类低温镍钢是高附加值、绿色环保性的产品；由于本发明低温镍钢生产过程中不需要添加任何设备，制造工艺简洁、生产过程控制容易，因此制造成本低廉，具有很高性价比和市场竞争力；且技术适应性强，可以向所有具有热处理设备的中厚板生产厂家推广。

[0090] 随着我国经济持续发展，对石油天然气需求越来越大，最近即将开工的西气东输二线、出川管线、中俄管线、中哈管线建设就是最好的例证，对于缺少油气资源的我国东部沿海地区将出现兴建低温储气罐LPG、LNG的高潮，作为低温储气罐LPG、LNG的关键罐体材料——抗高回火参数SR的低温镍钢，具有广阔的市场前景。