一种丙烷储罐用低温压力容器钢及其制造方法与流程

1.本发明属于金属材料技术领域，具体提供了一种丙烷储罐用低温压力容器钢及其制造方法。


背景技术：

2.丙烯是仅次于乙烯的重要石化原料，液化丙烷通过低温常压型运输船运至接收站后，进入丙烷低温储罐中，为丙烷脱氢制丙烯装置提供原料。通常情况下,制造低温容器、低温管道所用碳钢、低合金钢、奥氏体不锈钢等统称为低温钢。低温钢是在在
‑
10℃以下具有足够冲击韧性的合金钢，包括无ni钢和有ni钢。无ni钢的使用温度一般在
‑
60℃以上。有ni钢中合金元素ni固溶于铁素体，可使基体低温韧性得到显著改善，其使用温度可达到
‑
196℃以下。
3.随着我国经济的高速发展及世界范围内能源供需矛盾的日益突出，能源及化工等行业对ni系低温用钢需求越来越大，对其性能要求也越来越高。但国内ni系低温用钢的研发与生产还相对滞后，品种规格不全，性能不够稳定，没有形成系列化的标准。目前国外已建立了完善的低温钢体系，低温钢的品种繁多，质量优良，国内大部分低温容器钢的市场被国外厂家占有，所以我国应尽快建设完善自己的低温钢体系，以满足市场的需要。
4.随着全球范围内能源及资源需求的日益增长，实现钢材的减量化及低成本化，成为钢铁行业的一个重要发展方向。如何通过合理的化学成分设计、先进的tmcp工艺、优化的热处理工艺，在不降低钢板力学性能前提下，实现节ni型低温容器钢开发，降低ni系低温钢的合金成本成为一个重要的课题。


技术实现要素：

5.本发明就是针对上述存在的缺陷而提供一种丙烷储罐用低温压力容器钢及其制造方法，解决现有ni系低温钢合金成本高、冲击韧性不稳定、工艺复杂等问题。
6.为了实现上述目的，本发明的技术方案为：
7.一种丙烷储罐用低温压力容器钢，按照质量百分比计算，钢的成分范围如下，c：0.07
‑
0.10％；mn：1.45
‑
1.60％，mn/c≥14.5；si≤0.30％；ni：0.15
‑
0.40％，cu：0.15
‑
0.30％，ni/cu≥1.0；nb：0.015
‑
0.030％；ti：0.010
‑
0.020％；alt：0.020
‑
0.040％；p≤0.015％；s≤0.003％；n≤60ppm；其余为fe和不可避免的杂质。
8.本发明钢的优选成分范围为，c：0.07
‑
0.10％；mn：1.45
‑
1.60％，mn/c比≥14.5；si：0.10
‑
0.25％；ni：0.15
‑
0.35％，cu：0.15
‑
0.30％，ni/cu≥1.0；nb：0.015
‑
0.030％；ti：0.010
‑
0.020％；alt：0.020
‑
0.040％；p≤0.012％；s≤0.002％；n≤45ppm；其余为fe和不可避免的杂质。
9.本发明采用如上成分设计主要基于以下考虑：
10.c是钢中不可缺少的提高强度的元素之一，随着含碳量增加，钢中渗碳体增加，淬硬性也增加，抗拉强度和屈服强度提高，但断后伸长率和冲击初性下降。在焊接含量较高的
钢材时，焊接热影响区会出现淬硬现象，加剧焊接时产生冷裂的倾向。无论从低温韧性考虑，还是从焊接性考虑，c含量需做严格限制，因此本发明设定c含量范围：0.07
‑
0.10％。
11.si主要以固溶强化形式提高钢的强度，在炼钢过程中作为脱氧剂。当si含量超过一定范围将粗化晶粒，并对韧性不利。另外，si对含ni钢的低温韧性有较大损害，尤其是与其他杂质、如p元素共同作用，显示出明显的危害效应。在本发明中限制硅的添加，控制si≤0.30％，优选si含量范围：0.10
‑
0.25％。
12.mn是非碳化物形成元素和扩大奥氏体区元素，在低温钢中可产生一定程度的置换固溶强化，提高钢的强度；1％(wt)mn大约可提高抗拉强度100mpa。一般说来，含量≤2％(wt)mn对焊缝金属的韧性是有利的。通过提高低温钢的mn/c比，可明显提高钢的韧性。而用适量的mn取代部分ni，还可降低成本。本发明设定mn含量范围：1.45
‑
1.60％，且要求mn/c比≥14.5。
13.ni是低温钢最基本最重要的合金元素，是非碳化物形成元素，但与铁能形成或固溶体。随着镍含量的增加，冷却时ar3点降低，奥氏体稳定性增大。当ni含量足够高时，可得到单相奥氏体组织，甚至在
‑
196℃液氮温度下也不发生转变，从而得到单相奥氏体组织，因此ni是形成和稳定奥氏体的元素。加入钢中的ni与基体形成a固溶体，可显著提高铁素体的韧性,从而提高铁素体低温钢的低温韧性。随着钢中ni含量的增加，钢的低温韧性将提高，韧脆转变温度降低。当ni质量分数增加到13％时，冲击功几乎保持恒定，即完全不发生冷脆。ni能提高低温韧性的主要原因是由于含ni钢在低温时可动位错较多，交叉滑移比较容易进行。因此，ni是提高钢的低温韧性、降低韧脆转变温度最有效的合金元素。低温钢中添加ni量的多少取决于使用温度和对低温韧性的要求，ni含量过高，不但不经济，而且也会损害钢的焊接性等工艺性能。综合考虑ni在性能改善及成本方面因素，本发明设定ni含量范围：0.15
‑
0.40％。
14.cu不仅满足钢的强度要求，同时也能保证良好的低温韧性。cu能固溶到过饱和的铁素体中起到畸变固溶强化作用。cu在a
‑
fe中的溶解度会随着温度的降低而急剧下降，经过适当的热处理工艺，就可以产生强烈的析出强化效果。钢中加入cu，降低钢的临界转变温度。因此不同含量cu的加入对钢的相变点和相变过程的影响，必然会对cu的析出强化作用和富集程度产生一定影响。因此，cu的加入改变热处理条件，从而改变热处理工艺参数。cu是扩大奥氏体元素，但是不能无限互溶于中，在奥氏体中的最大溶解度约为8.5％。同时，cu是奥氏体稳定性元素，能提高逆转奥氏体的含量和稳定性，也可提高钢的淬透性，从而改善钢的低温韧性。基于cu对钢的强度和韧性的影响，及含cu钢易产生铜脆现象，本发明设定cu含量范围：0.15
‑
0.30％，且要求ni/cu≥1。
15.微合金化元素nb、ti主要作用包括细晶强化和析出强化。nb限制奥氏体晶粒长大，细化晶粒，从而提高材料的强度和韧性。ti的碳氮化合物分布在奥氏体晶界上，尤其是tin，可阻碍加热时奥氏体晶粒长大；由于形成难溶tin，而消除了钢中的自由氮，在一定程度上也改善钢的韧性。因此本发明nb含量范围为0.015
‑
0.030％、ti含量范围为0.010
‑
0.020％。
16.al是强脱氧剂，在本发明钢中，由于对si含量进行了限制，为保证钢水脱氧效果，同时提高ti控制稳定性，需控制alt≥0.020％，但超过0.040％已经没有必要。本发明alt含量范围为0.020
‑
0.040％。
17.n易于与al、ti等形成氮化物，对细化奥氏体晶粒，提高韧性有一定效果，但其析出
温度较高，形成的析出相较大，均质性也会变差，对加工性能也不利，在连铸过程中，铸坯易于出现角部裂纹，影响钢板表面质量。但若n控制较低，增加冶炼难度。因此在本发明要求n≤60ppm，优选n≤45ppm。
18.杂质元素p和s是钢中有害元素，对低温韧性、成型性等均有不利影响，因此本发明控制p≤0.015％、s≤0.003％；优选p≤0.012％、s≤0.002％。
19.本发明还公开了上述丙烷储罐用低温压力容器钢的制造方法：铁水脱硫扒渣
→
转炉冶炼
→
lf炉精炼
→
rh真空处理
→
板坯连铸
→
加热
→
控轧及控冷
→
热处理(正火 回火)。
20.具体包括如下步骤：
21.s1、铁水预处理：执行深脱硫模式，使得入炉铁水中的s含量≤0.007wt％，si含量低于0.40％，为脱p创造条件。si是炼钢中的发热元素，降低铁水si含量，对提高炉渣碱度低、保护炉衬、提升炉龄、降低钢铁料消耗等均有利，需要降低并稳定铁水中的si。
22.s2、转炉冶炼：为了使ni含量达到0.15
‑
0.40％，首先在转炉中配加镍铁，若ni仍不足则在转炉加入废钢的同时配加镍板；为了保证成品p目标控制在0.012％以下，转炉终点目标成分如下：c≤0.070wt％，s≤0.010wt％，p≤0.008wt％，防止冶炼后期炉温高、出钢或脱氧合金化操作不当等因素导致的回p现象；炉后采用铝铁强脱氧，出钢挡渣操作，保证钢包渣厚度≤70mm；
23.s3、lf炉精炼：钢水到站后预吹氩3
‑
5min，预吹氩结束后测温、取样；加热阶段底吹氩气流量300
‑
400nl/min，非加热阶段底吹氩气流量为800
‑
1000nl/min；精炼渣量加入量≤2500kg；加入铝粒进行渣面脱氧，进站加入铌铁粉配nb，然后使用硅铁调si，使si≤0.30％；低碳锰铁调mn、使mn含量为1.45
‑
1.60％；出加热位时加入钛铁调ti，使ti含量为0.010
‑
0.020％；
24.s4、rh真空处理：在rh炉进行测温、取样、定氢操作；提升氩气流量至1100
‑
1200nl/min，进行脱气；rh真空处理时间20
‑
25min，其中深真空处理时间12
‑
18min，真空结束要求h≤1.8ppm；真空结束后喂入si
‑
ca线，喂入量为200
‑
300m/炉；喂线结束后对钢水进行软吹，软吹氩气流量控制在100
‑
200nl/min，软吹时间10
‑
15min；喂线之后对钢水进行镇静操作，保证钢水镇静时间5
‑
10min；
25.s5、板坯浇铸：采用180
‑
250mm断面浇铸，采用动态轻压下保证铸坯内外部质量，连铸坯中心偏析目标c类≤1.0，目标拉速1.00
‑
1.40m/min；使用结晶器液面自动控制，使液面波动控制在
±
3mm；中间包过热度10
‑
35℃；连铸坯下线进行堆垛缓冷，堆垛时间40
‑
72h；连铸坯堆垛缓冷，减缓铸坯冷却速率,促进铸坯内的氢释放和应力释放，减轻mn的枝晶偏析，对钢板内部质量(带状组织、探伤等)改善有利；
26.s6、控轧控冷工序：首先进行加热，目标均热温度1200
±
20℃，保证均热时间≥20分钟，总在炉加热时间205
‑
280min；钢板轧制完成后进入层流冷却，入水温度770
‑
820℃，终冷温度550
‑
650℃；钢板轧制完成后快速下线堆冷，堆冷温度350
‑
450℃，堆冷时间24
‑
48h；
27.s7、热处理工序：正火温度860
‑
900℃，正火的升温加热时间为1.4
‑
1.6min/mm，正火保温时间10
‑
30min；
28.回火温度610
‑
630℃，回火升温加热时间为2.4
‑
2.6min/mm，回火保温时间20
‑
50min。
29.进一步的，s6步骤中采用粗轧和精轧两阶段控轧工艺，其中：
30.粗轧结束温度范围为1000
‑
1050℃；粗轧阶段咬入速度1.2
‑
1.3m/s,最大轧制速度2.0m/s；粗轧成型道次及粗轧展宽第1道次压下量上限设定30mm，其它道次限定40mm；粗轧阶段道次总道次压下率要≥60％，且粗轧最后一道次目标压下率≥20％；待温厚度为2.0
‑
5.0倍成品钢板厚度；经过粗轧阶段的反复轧制和再结晶，可充分细化奥氏体晶粒，为相变后生成细小的铁素体晶粒提供先决条件；
31.精轧开始温度范围为860
‑
930℃，结束温度范围为800
‑
840℃；精轧阶段总道次压下率要求≥45％，精轧最后一道次目标压下率≥10％。要求保证精轧阶段总道次压下率及最后道次压下率，在拉长压扁原奥氏体晶粒、增加原奥氏体晶界面积的同时，使变形使奥氏体晶粒内部形成大量位错、变形带等缺陷，促使奥氏体晶粒内部的形核，显著影响相变组织，提高材料的强韧性。
32.更进一步的，所生产的丙烷储罐用低温压力容器钢，其各项力学性能指标如下：363mpa≤屈服强度reh≤390mpa、512mpa≤抗拉强度rm≤529mpa、22.0％≤断后伸长率a≤30.0％、
‑
70℃纵向冲击≥200j、
‑
70℃横向冲击≥144j；
‑
100℃纵向冲击≥100j、
‑
100℃横向冲击≥68j；断裂韧性指标良好，裂纹尖端张开位移δ
(
‑
70℃)
≥0.50mm；典型微观组织为铁素体 珠光体。
33.本发明的有益效果为：
34.(1)本发明所涉及低温压力容器钢，强度级别高于09mnninbdr，韧性与08ni3dr接近，合金成分设计优于二者，工艺简单易于控制，钢板质量良好。
35.(2)本发明通过优化各元素组分及配比,在低c基础上,添加适量的ni及一定量的cu，辅以nb、ti微合金化设计，确保钢板强韧性的匹配。采用严格的tmcp工艺，实现奥氏体晶粒细化和均匀化；通过正火 回火热处理稳定组织,得到均匀细小的铁素体 珠光体复合组织。
附图说明
36.图1为本发明实施例1中成品的微观组织。
37.图2为本发明实施例2中成品的微观组织。
38.图3为本发明实施例3中成品的微观组织。
39.图4为本发明实施例4中成品的微观组织。
具体实施方式：
40.为了使本技术领域的人员更好地理解本发明中的技术方案，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都应当属于本发明保护的范围。
41.实施例1
42.本实施例涉及50mm厚丙烷储罐用低温压力容器钢，按质量百分比计算，其熔炼成分如下：0.076％c、1.58％mn、0.22％si、0.34％ni、0.28％cu、0.025％nb、0.016％ti、0.029％alt、0.009％p、0.001％s、0.0035％n、mn/c＝20.8、ni/cu＝1.21；其余为fe及不可避免的杂质。
43.该丙烷储罐用低温压力容器钢的制备方法包括如下步骤：
44.s1、铁水预处理：入炉铁水中的s含量为0.004％，铁水硅含量为0.32％；
45.s2、转炉冶炼：转炉冶炼过程中的终点成分为0.065％的c，0.008％的s，0.010％的p；炉后用铝铁脱氧，挡渣操作，钢包渣厚度为60mm；
46.s3、lf精炼：钢水到站后预吹氩气5min，加热阶段底吹氩气流量350nl/min，非加热阶段底吹氩气流为900nl/min；精炼渣量加入量为2180kg；
47.s4、rh真空处理：提升氩气流量至1100nl/min进行脱气；rh真空处理时间23min，其中深真空处理时间为16min，真空结束时h含量1.2ppm；真空结束后，喂si
‑
ca线，喂入量为230m/炉；喂线结束后，进行软吹，软吹氩气流量为180nl/min，软吹时间11min，钢水镇静时间8min；
48.s5、板坯浇铸：采用250mm断面浇铸，浇铸过程中，采用动态轻压保证铸坯内外部质量；连铸坯中心偏析c类0，拉速1.00m/min，钢包自开率100％，中包过热度21℃；连铸坯下线堆垛缓冷缓冷时间60h。
49.s6、控轧控冷工序：板坯均热温度1212℃，均热时间30min，总在炉加热时间280min；粗轧结束温度范围为1035℃,咬入速度1.2m/s,最大轧制速度1.8m/s，粗轧道次总道次压下率60％，且粗轧最后一道次目标压下率为21％；待温厚度为100mm；精轧开始温度885℃，结束温度范围为818℃；精轧总道次压下率50％，精轧最后一道次压下率达到11％以上；入水温度798℃，终冷温度580℃；钢板轧制完成后，快速下线堆冷，堆冷温度445℃，堆冷时间48h。
50.s7、热处理工序：正火温度875℃，正火过程总在炉时间110min；其中，升温加热时间80min(正火加热系数1.6min/mm)，保温时间30min。回火温度630℃，回火过程总在炉时间180min，其中升温加热时间130min(回火加热系数2.6min/mm)，保温时间50min。
51.实施例1的力学性能见表1，综合力学性能优良，强度、韧性匹配良好，满足低温钢性能要求。实施例1的探伤结果见表2，满足nb/t 47013.3
‑
2015、ⅰ级要求。根据标准gb/t21143
‑
2014《金属材料准静态断裂例度的统一试验方法》,对实施例1进行断裂韧性检验，断裂韧性指标良好，裂纹尖端张开位移δ
(
‑
70℃)
为0.701mm，具体结果见表3。
52.实施例1成品的微观组织见附图1，为铁素体 珠光体组织。
53.实施例2
54.本实施例涉及38mm厚丙烷储罐用低温压力容器钢，按质量百分比计算，其熔炼成分如下：0.083％c、1.55％mn、0.24％si、0.30％ni、0.24％cu、0.021％nb、0.014％ti、0.023％alt、0.008％p、0.002％s、0.0030％n、mn/c＝18.7、ni/cu＝1.25；其余为fe及不可避免的杂质。
55.该丙烷储罐用低温压力容器钢的制备方法包括如下步骤：
56.s1、铁水预处理：入炉铁水中的s含量为0.005％，铁水硅含量为0.36％；
57.s2、转炉冶炼：转炉冶炼过程中的终点成分为0.068％的c，0.009％的s，0.009％的p；炉后用铝铁脱氧，挡渣操作，钢包渣厚度为65mm；
58.s3、lf精炼：钢水到站后预吹氩气4min，加热阶段底吹氩气流量310nl/min，非加热阶段底吹氩气流为1000nl/min；精炼渣量加入量为2300kg；
59.s4、rh真空处理：提升氩气流量至1200nl/min进行脱气；rh真空处理时间25min，其
中深真空处理时间为18min，真空结束时h含量0.8ppm；真空结束后，喂si
‑
ca线，喂入量为290m/炉；喂线结束后，进行软吹，软吹氩气流量为190nl/min，软吹时间13min，钢水镇静时间10min；
60.s5、板坯浇铸：采用250mm断面浇铸，浇铸过程中，采用动态轻压保证铸坯内外部质量；连铸坯中心偏析c类0.5，拉速1.05m/min，钢包自开率100％，中包过热度29℃；连铸坯下线堆垛缓冷缓冷时间65h。
61.s6、控轧控冷工序：板坯均热温度1205℃，均热时间31min，总在炉加热时间265min；粗轧结束温度范围为1030℃,咬入速度1.2m/s,最大轧制速度1.8m/s，粗轧道次总道次压下率62％，且粗轧最后一道次目标压下率为24％；待温厚度为95mm；精轧开始温度885℃，结束温度范围为820℃；精轧总道次压下率60％，精轧最后一道次压下率达到10％；入水温度808℃，终冷温度600℃；钢板轧制完成后，快速下线堆冷，堆冷温度440℃，堆冷时间40h。
62.s7、热处理工序：正火温度880℃，正火过程总在炉时间72min；其中，升温加热时间57min(正火加热系数1.5min/mm)，保温时间25min。回火温度625℃，回火过程总在炉时间135min，其中升温加热时间95min(回火加热系数2.5min/mm)，保温时间40min。
63.实施例2成品的力学性能见表1，综合力学性能优良，强度、韧性匹配良好，满足低温钢性能要求。实施例2的探伤结果见表2，满足nb/t 47013.3
‑
2015、ⅰ级要求。实施例2微观组织见附图2，为铁素体 珠光体组织。
64.实施例3
65.本实施例的涉及20mm厚低温压力容器钢，其熔炼成分如下：0.089％c、1.52％mn、0.17％si、0.18％ni、0.16％cu、0.028％nb、0.018％ti、0.036％alt、0.008％p、0.001％s、0.0034％n、mn/c＝17.1、ni/cu＝1.13；其余为fe及不可避免的杂质。
66.s1、铁水预处理：入炉铁水s为0.003％，铁水硅含量为0.23％；
67.s2、转炉冶炼：转炉冶炼过程中的终点成分为0.060％c，0.008％s，0.009％p；炉后用铝铁脱氧，挡渣操作，钢包渣厚度66mm；
68.s3、lf精炼：钢水到站后预吹氩气4min，加热阶段底吹氩气流量300nl/min，非加热阶段底吹氩气流850nl/min；精炼渣量加入量2350kg；
69.s4、rh真空处理：rh真空处理过程中，提升氩气流量至1150nl/min进行脱气。rh真空处理时间20min，其中深真空处理时间12min，真空结束h含量1.5ppm；真空结束后，喂si
‑
ca线，喂入量为280m/炉；喂线结束后，进行软吹，软吹氩气流量为150nl/min，软吹时间12min，钢水镇静时间6min；
70.s5、板坯浇铸：180mm断面板坯浇铸过程中，采用动态轻压下保证铸坯内外部质量；连铸坯中心偏析c类1.0，拉速1.40m/min，钢包自开率100％，中包过热度20℃。连铸坯下线堆垛缓冷时间42h；
71.s6、控轧控冷工序：板坯均热温度1208℃，均热时间22min，总在炉加热时间215min。粗轧结束温度为1020℃,粗轧阶段咬入速度1.3m/s,最大轧制速度2.0m/s，粗轧道次总道次压下率61％，且粗轧最后一道次压下率27％；待温厚度70mm。精轧开始温度915℃，结束温度范围为824℃；精轧总道次压下率71％，精轧最后一道次压下率达到11％。入水温度797℃，终冷温度618℃。钢板轧制完成后，快速下线堆冷，堆冷温度420℃，堆冷时间30h。
72.s7、热处理工序：正火温度890℃，正火过程总在炉时间55min；其中，升温加热时间30min(正火加热系数1.5min/mm)，保温时间25min。回火温度620℃，回火过程总在炉时间70min，其中升温加热时间50min(回火加热系数2.5min/mm)，保温时间20min。
73.实施例3成品的力学性能见表1，综合力学性能优良，强度、韧性匹配良好，满足低温钢性能要求。实施例3的探伤结果见表2，满足nb/t 47013.3
‑
2015、ⅰ级要求。实施例3微观组织见附图3，为铁素体 珠光体组织。
74.实施例4
75.本实施例的涉及12mm厚低温压力容器钢，其熔炼成分如下：0.095％c、1.48％mn、0.29％si、0.16％ni、0.18％cu、0.016％nb、0.011％ti、0.021％alt、0.011％p、0.002％s、0.0044％n、mn/c＝15.6、ni/cu＝1.17；其余为fe及不可避免的杂质。
76.s1、铁水预处理：入炉铁水s为0.005％，铁水硅含量为0.40％；
77.s2、转炉冶炼：转炉冶炼过程中的终点成分为0.055％c，0.009％s，0.011％p，0.15
‑
0.40％ni；炉后用铝铁脱氧，挡渣操作，钢包渣厚度65mm；
78.s3、lf精炼：钢水到站后预吹氩气4min，加热阶段底吹氩气流量380nl/min，非加热阶段底吹氩气流950nl/min；精炼渣量加入量2050kg；
79.s4、rh真空处理：rh真空处理过程中，提升氩气流量至1100nl/min进行脱气。rh真空处理时间21min，其中深真空处理时间14min，真空结束h含量1.6ppm；真空结束后，喂si
‑
ca线，喂入量为230m/炉；喂线结束后，进行软吹，软吹氩气流量为180nl/min，软吹时间10min，钢水镇静时间7min；
80.s5、板坯浇铸：180mm断面板坯浇铸过程中，采用动态轻压下保证铸坯内外部质量；连铸坯中心偏析c类0.5，拉速1.40m/min，钢包自开率100％，中包过热度26℃。连铸坯下线堆垛缓冷时间40h；
81.s6、控轧控冷工序：板坯均热温度1198℃，均热时间20min，总在炉加热时间205min。粗轧结束温度为1015℃,粗轧阶段咬入速度1.3m/s,最大轧制速度2.0m/s，粗轧道次总道次压下率67％，且粗轧最后一道次压下率25％；待温厚度60mm。精轧开始温度930℃，结束温度范围为832℃；精轧总道次压下率80％，精轧最后一道次压下率达到13％。入水温度791℃，终冷温度632℃。钢板轧制完成后，快速下线堆冷，堆冷温度400℃，堆冷时间20h。
82.s7、热处理工序：正火温度900℃，正火过程总在炉时间38min；其中，升温加热时间18min(正火加热系数1.5min/mm)，保温时间20min。回火温度610℃，回火过程总在炉时间45min，其中升温加热时间30min(回火加热系数2.5min/mm)，保温时间15min。
83.实施例4成品的力学性能见表1，综合力学性能优良，强度、韧性匹配良好，满足低温钢性能要求。实施例4的探伤结果见表2，满足nb/t 47013.3
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2015、ⅰ级要求。实施例4微观组织见附图4，为铁素体 珠光体组织。
84.表1实施例1
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4中成品的力学性能数据表
[0085][0086]
表2实施例1
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4的成品探伤结果
[0087][0088]
表3实施例1的断裂韧性
[0089][0090][0091]
尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。