压力容器用12Cr2Mo1R120～150mm特厚钢种的研发实践

阐述了120～150 mm特厚压力容器用12Cr2Mo1R钢板在南阳汉冶特钢采用100 t转炉-LF+VD精炼—模铸浇注-3 800 mm轧机轧制一热处理的工艺研制开发过程,通过合理的化学成分设计、严格的冶炼、模铸浇铸、轧制及热处理工艺控制,最终确保了120～150 mm厚12Cr2Mo1R保一级探伤、保力学性能的成功研制,并实现了批量化生产.     

单重 50 t 级别 174 mm 12Cr2Mo1Ｒ(H) 钢板研发

介绍了舞钢生产的单重50 t级别的174 mm 12Cr2Mo1R(H)钢板的技术要求、工序工艺控制点及实物质量。通过冶炼时采用C/Al结合脱氧方式,铸锭进行900～940℃保温28～32 h退火处理,轧制时保证道次压下量20～30 mm,并采用正火+加速冷却+回火工艺,钢板组织均匀,各项力学性能及步冷脆化性能均能满足技术要求。钢板内部质量良好,探伤满足NB/T47013.3-2015及第1号修改单T1级。     

12Cr2Mo1R钢相变规律研究

采用热膨胀法并结合金相组织分析及硬度变化来测定12Cr2Mo1R钢变形奥氏体的连续冷却转变温度,研究了钢的相变规律,结果表明,12Cr2Mo1R钢未变形奥氏体连续冷却转变,冷却速度<0.27 ℃/s时,组织为贝氏体+铁素体+珠光体;在0.27～8.4 ℃/s之间时,组织为贝氏体;>8.4 ℃/s时,组织为马氏体+贝氏体。变形奥氏体连续冷却转变,冷却速度<5 ℃/s时,组织为铁素体+珠光体+贝氏体;在5～20 ℃/s之间时,主要为贝氏体组织;>20 ℃/s时,得到的组织为马氏体+贝氏体。形变加速了奥氏体连续相变,使连续冷却相变温度提高。钢中Cr、Mo等合金元素,提高了过冷奥氏体的稳定性,使连续转变过程中出现了亚稳奥氏体区,提高了贝氏体的淬透性。     

压力容器用12Cr2Mo1R钢板的研制

本文介绍了12Cr2MolR钢板的生产工艺和性能,详细地研究了钢板热处理工艺与组织及性能的关系,钢板在较宽的回火参数范围内均能得到良好的性能。对12Cr2MolR钢板的抗层状撕裂性能和抗回火脆化能力的研究证实均能满足临氢设备用2.25Cr-1Mo钢板的技术要求。     

12Cr2Mo1R钢的变形抗力研究

通过热模拟试验,研究了变形温度、变形速率、变形程度对12Cr2Mo1R钢变形抗力的影响,结果表明,在较低的温度和较高的变形速率下,12Cr2Mo1R钢变形抗力增加显著;在同一下变形程度下,随温度的升高,变形抗力降低。变形温度为800℃、变形速率为15 s-1时,变形抗力最大值为290 MPa;变形温度为1050℃、变形速率为1 s-1,变形抗力最小值为110 MPa。     

舞钢电渣锭成材12Cr2Mo1VR钢板研制与开发

从钢板成分、显微组织、全厚度硬度、常温拉伸性能、高温拉伸性能及低温冲击韧性等方面,介绍了舞钢采用电渣重熔钢锭成材162 mm厚12Cr2Mo1VR钢板的研发过程。舞钢研制的12Cr2Mo1VR钢板成分均匀,显微组织为贝氏体组织,板厚1/2处及表面硬度相差不大,经过模拟焊后热处理,常温及高温拉伸性能满足标准要求,-30℃冲击性能优良,超过标准要求。     

12Cr2Mo1R压力容器钢动态CCT曲线研究

在Gleeble-1500热模拟机上利用热膨胀法测定了12Cr2Mo1R压力容器钢的动态连续冷却转变(CCT)曲线,观察和分析了不同冷却速度下的相变和组织,绘制了实验钢种的动态CCT曲线。实验结果表明,奥氏体变形后,铁素体和珠光体转变区向左上方移动,贝氏体转变温度降低,马氏体转变开始温度降低.     

12Cr2Mo1R钢板裂纹成因分析及预防措施

针对本厂12Cr2Mo1R钢板在生产过程中出现的坯料火切、火清裂纹,板坯轧制过程中的拉裂、炸裂,表面星裂、网裂、纵裂、边直裂,以及钢板精整过程中的火切、剪切裂纹等不同类型的裂纹情况,进行了成因分析,并提出了相应预防措施,有效避免了裂纹的发生,提高了12Cr2Mo1R钢板的轧成率。     

临氢化工用200 mm特厚12Cr2Mo1R钢板的研制及应用

根据临氢化工用200 mm特厚12Cr2Mo1R钢板的要求,即P≤0.007%,Si≤0.1%,回火脆化系数J≤100,X≤10×10^-6,采用120 t BOF-LF-VD-连铸-电渣重熔技术及300 mm厚板淬火机热处理工艺控制,成功开发出了厚度200 mm的特厚12Cr2Mo1R钢板,钢板具有良好综合力学性能及内部质量,完全满足设计技术条件要求。     

特厚临氢设备用钢12Cr2Mo1R(SA387Gr.22Cl.2)的试制

介绍了特厚临氢设备用12Cr2Mo1R(HIC)钢板的生产工艺和技术指标,详细研究了钢板热处理工艺与组织对模拟焊后热处理和回火脆化倾向等性能的关系。以118mm厚钢板为例,给出了化学成分及力学性能结果,结果表明该特厚临氢设备用12Cr2Mo1R钢板成分均匀、杂质元素含量低、综合力学性能优良、回火脆化敏感性低。     

200 mm厚度加氢反应器用特厚板12Cr2Mo1VR(H)的开发

介绍了加氢反应器特厚板12Cr2Mo1VR(H)钢的成分设计、冶炼、浇铸和轧制工艺,利用JMatPro软件计算热扩散率、热容量、钢板导热能力等重要相变参数,并分析了热处理制度对其组织、回火脆化性能、高温持久与蠕变性能的影响。生产过程中通过调整Cr、Mo(Mn)和V含量,控制各组织的形态和分布,促进晶内铁素体形核,利用洁净钢冶炼技术将有害元素控制在较低水平,减少有害元素晶界偏聚产生的回火脆化现象,利用水冷模浇铸技术和控制轧制技术控制原始晶粒度,性能检测结果显示,12Cr2Mo1VR(H)钢的抗回火脆化温度达到-51℃,钢板经模拟热循环后X向、Y向、Z向的三个位置拉伸性能差异范围在15 MPa以内,厚度截面表层、厚度1/4、厚度1/2、厚度3/4位置冲击功均达到280 J以上,无较大的位置趋向差异,在540℃温度下,加载力为210 MPa时,持续1 010 h未断裂,高温蠕变弹性伸长率为0.147 5%,总塑性伸长率1.454 5%。     

中温临氢钢12Cr2Mo1R回火脆性研究

对正火回火状态的中温临氢钢12Cr2Mo1R进行模拟最小程度焊后热处理试验,采用阶梯冷却加速脆化法,进行了回火脆化处理,并对12Cr2Mo1R钢的回火脆化敏感性进行了研究。试验研究结果表明:12Cr2Mo1R具有良好的抗回火脆化性能,该钢在阶梯冷却试验前后的组织形貌无明显变化。     

临氢设备用12Cr2Mo1R厚板组织与性能

由于使用工况恶劣,临氢设备用钢要抵抗高温、高压、临氢环境的影响,所以用户对临氢设备用12Cr2Mo1R钢板要求极其苛刻。针对宝钢生产的临氢设备用12Cr2Mo1R钢板,从化学成分、生产工艺、夹杂物控制及不同热处理状态组织及力学性能等方面进行详细分析,结果表明,宝钢生产的12Cr2Mo1R厚板性能优良,完全满足临氢设备用钢相关的技术要求,且有较大的性能裕量。     

热处理工艺对12Cr2Mo1R钢的组织和性能影响

探讨了不同热处理工艺对12Cr2Mo1R耐热钢板性能和组织的影响,结果表明：随正火温度的升高贝氏体增加,强度提高,975℃正火后,显微组织为100%贝氏体和（Fe,Cr）3C型渗碳体;随回火温度的提高及回火时间的延长,强度降低,600℃回火时析出的纳米强化相不断长大成针状,同时,（Fe,Cr）3C型渗碳体不断球化,逐渐向（Fe,Cr）7C3型转化;正火处理后再经650℃回火处理,负蠕变现象消失。生产中12Cr2Mo1R钢宜采用正火+回火处理,正火温度920～950℃,保温时间1.5～3.0 min/mm;回火温度720～750℃,保温时间2.0～4.0 min/mm。     

济钢锅炉压力容器用12Cr2Mo1R钢板的开发与研究

介绍济钢采用转炉冶炼、炉外精炼、控制轧制、正火+回火工艺开发生产锅炉压力容器用12Cr2Mo1R钢板的实践.一系列分析结果表明,济钢研制的12Cr2Mo1R钢板质量稳定,满足了用户制造耐高温结构件的要求.     

12Cr2Mo1R钢水冷大扁锭凝固过程Z向晶粒分布

采用CAFE模型计算了12Cr2Mo1R钢铸锭凝固过程厚度方向(Z向)晶粒分布状况,考察了冷却强度和变质处理对晶粒分布状况的影响。结果表明:50~800 W/(m2·K)冷却强度范围内,增加冷却强度有利于柱状晶的生长;冷却强度大于800 W/(m2·K)对柱状晶对的生长促进作用明显减弱;冷却强度对中心等轴晶区晶粒分布基本无影响。通过添加异质形核剂变质处理的方法,不仅能抑制柱状晶的生长,还能细化中心等轴晶区晶粒。     

加氢反应器用大厚度12Cr2Mo1VR钢板的研制开发

介绍了加氢反应器用大厚度12Cr2Mo1VR钢板的生产工艺和主要技术难点,通过两次正火+回火的热处理工艺,促进了晶粒细化和组织均匀性,成功研制开发出182 mm厚度12Cr2Mo1VR钢板。钢板的综合力学性能及晶粒度均满足技术要求。     

1Cr12Ni3Mo2VN退火工艺研究

通过1Cr12Ni3Mo2VN（KT5312AS6）钢不同的退火工艺、退火温度及时间、二次退火及退火冷却方式对硬度的影响实验研究,得出本钢种最佳退火工艺。经实验证明,采用不完全退火及二次退火方式,能够满足标准对交货硬度的要求。     

1Cr12Ni3Mo2VN耐热钢的回火工艺

利用金相显微镜、扫描电镜和透射电镜等研究了1Cr12Ni3Mo2VN耐热钢的回火工艺,结果指出试验钢产生第一类回火脆性的主要原因是马氏体板条界存在聚集长大的Fe_3C及M_3C脆性相,导致冲击韧性显著下降。Mo_2C与基体处于共格状态,使基体周围晶格产生很大的静畸变是次要原因;产生第二类回火脆性的原因,一是由于碳化物M_(23)C_6沿原奥氏体晶界和马氏体板条界迅速聚集并粗化,二是板条间残余奥氏体膜因碳贫化而发生热失稳分解。结合技术协议要求,为了有利于组织的稳定性,本试验钢的最佳回火工艺为580℃×2h空冷。