Ni系低温钢及制造方法、液化天然气储罐和运输船用船体

摘要

本发明提供了一种Ni系低温钢及其制造方法、液化天然气储罐和运输船用船体。Ni系低温钢包含的化学成分按质量百分数计为C：0.02％-0.10％，Si：0.01％-0.20％，Mn：0.50％-0.75％，P：≤0.010％，S：≤0.004％，Ni：8.50％-9.50％，Al：0.005％-0.040％，Ti：0.005％-0.040％，O：0.0005％-0.003％，N：0.0010％-0.012％，Ca：0.0005％-0.004％，Cu：0.001％-1.50％，Mo：0.001％-0.16％，余量为Fe。采用BOF(或EAF)冶炼+LF+VD(或RH)精炼工艺炼制；采用二冷区弱冷+稳定的低拉速工艺配合进行钢的连铸；采用低温加热+控制轧制技术进行钢的轧制，并在Ar3温度以上直接淬火；采用临界淬火+回火工艺对钢进行热处理。经低温冲击、NDT、DT、CTOD、K1a等实验检测证明按照本发明Ni系低温钢材料的优点是：具有良好的强韧性匹配，适合用于制造容量超过2×105m3、最大壁厚超过50mm的、对安全性要求极高的超大型LNG储罐。

说明书

技术领域

本发明涉及Ni系低温钢、该Ni系低温钢的制造方法以及利用该Ni系低 温钢制造的液化天然气储罐和液化天然气运输船用船体。

背景技术

截止2010年，中国已成为世界上最大的液化天然气(LNG)用户之一， 预计2015年沿海将建成10-15个300万吨级LNG储运站，并逐步扩大到 500-1000万吨级。同时小型卫星储运站、调峰站、LNG运输船也会有相当数 量的规划。但是，根据2005年6月“中美石油和天然气论坛”发布的报告， 北美目前在建和计划中的LNG储运站多达43座；全球需求激增，促使该领 域大量研发投入。

LNG工业最关键的核心材料是要求-196℃低温韧性的9％Ni低温钢板， 它是民用普钢产品中技术难度最大、要求最高的产品。它的研制和生产要求 利用冶金生产流程中最先进的装备条件和技术路线，包括高纯净冶炼、高合 金连铸、控制轧制和先进热处理组织控制技术，带来一系列的技术挑战和技 术创新要求。

钢铁材料随着温度的降低，韧性将迅速降低。一般-10℃以下使用的钢就 应认真考虑低温韧性的要求。一般认为，Ni是改善钢的低温韧性最有效的元 素。为满足不同服役温度的需要，先后发展了1.5Ni、3.5Ni、5Ni、7.5Ni、9Ni 等Ni系低温钢(按重量百分比计)。9％Ni钢最低设计使用温度可以达到-196 ℃。

1944年美国INCO公司率先开发了在-196℃具有良好低温韧性的高强度 9％Ni钢，以取代成本较高的Ni-Cr不锈钢，1952年开始用于低温容器的建造， 1956年列入ASTM标准。1960年，美国CBI、INCO和U.S.Steel合作开展了 对9％Ni钢焊接性能的研究，结果表明9％Ni钢焊接接头的韧性良好，能够满 足低温容器安全运行的要求。自9％Ni钢问世到上世纪七十年代初，欧美对 9％Ni钢进行了大量研究。日本各钢厂从上世纪六十年代相继开发了9％Ni钢， 1977年列入JIS标准。中国从上世纪八十年代开始采用进口9％Ni钢建造低 温容器。到目前为止，在世界范围内，9％Ni钢以相对低廉的价格、较高的强 度以及优异的低温韧性和安全可靠性等优点，已大量取代Ni-Cr不锈钢，成 为LNG储罐和其他超低温韧性结构的主要关键用材。

9％Ni钢作为LNG储罐内罐用关键材料，因直接与冷冻LNG接触、长 期服役于-162℃的低温环境，国外相关标准，如基于美国API620的 ASTMA553type1、基于欧洲BS7777IvorV的EN10028-4：2003GrX7Ni9和日本 JIS G 3127-SL 9N 590等，对钢板的热处理状态、化学成分、常温拉伸力学性 能、-196℃低温冲击韧性等技术条件均进行了较为严格的规定。最重要的是 钢板和焊接接头要保证高的-196℃韧性水平。

要获得足够的低温韧性，Ni系钢的合金成分设计是首要影响因素。Ni 是保证稳定低温韧性的最主要元素，一般，钢中Ni含量越高，服役温度越低。 与一定含量的Ni元素相配合，适当降低C和Si含量，以提高低温韧性水平， 降低韧脆转化温度。适量的Mn含量有助于改善强韧性匹配。而微合金化技 术对Ni系钢在原有性能水平上使力学指标进一步提升，例如，通过Nb微合 金化+TMCP工艺相配合获得细晶组织，采用微Ti处理提高焊接性，而微量 Mo、V等元素则在基本不降低韧性的基础上提高强度余量。

研究表明，要获得足够的低温韧性，9％Ni钢的冶炼水平是一个关键因 素，而纯净度是冶炼水平的最直接反映。生产经验显示，只有杂质元素硫、 磷含量较低的情况下9％Ni钢才易获得满意的低温韧性。同时，气体含量也 是9％Ni钢冶炼应予以严格控制的，夹杂物数量增多，从而降低9％Ni钢的韧 性水平。

要想获得较好的强韧性匹配和稳定的低温韧性，热处理也是一道关键工 序。采取合理的淬火和回火工艺，以获得一定量的、稳定的逆转变奥氏体， 是9％Ni钢获得低温韧性的重要保障。国外的成功经验是，9％Ni钢经适当的 热处理后，-196℃的冲击韧性可以提高一倍以上，同时钢的脆性转变温度大 幅度降低。日本新日铁、欧洲阿塞洛等企业目前均能生产厚度为50mm的 9％Ni钢板。为适应大型LNG储罐(200,000立方米以上)对9％Ni钢厚板的 要求，国外也在开发50mm以上规格的9％Ni钢板，并对钢中C、Mo、Cu、 Si、Nb等元素的影响进行了研究。总之，从20世纪40年代到现在，国外一 直没有中断对9％Ni钢的研究和开发工作。9％Ni钢的产品也不断更新和发 展，9％Ni钢的理论研究和工程开发一直处于非常活跃的状态。

发明内容

为了克服上述问题，本发明提供了一种具有良好的强韧性匹配的Ni系低 温钢及其制造方法。

本发明提供了一种适合用于制造容量超过2×10⁵m³、最大壁厚超过 50mm的、对安全性要求极高的超大型LNG储罐的Ni系低温钢及其制造方 法。

本发明还提供了一种利用上述Ni系低温钢制造的液化天然气储罐和液 化天然气运输船用船体。

为了实现本发明的上述目的，提供了一种Ni系低温钢，所述Ni系低温 钢包含的化学成分按质量百分数计为C：0.02％-0.10％，Si：0.01％-0.20％， Mn：0.50％-0.75％，P：≤0.010％，S：≤0.004％，Ni：8.50％-9.50％，Al： 0.005％-0.040％，Ti：0.005％-0.040％，O：0.0005％-0.003％，N：0.0010％-0.012％， Ca：0.0005％-0.004％，Cu：0.001％-1.50％，Mo：0.001％-0.16％，余量为Fe。

在本发明的实施例中，优选地，C含量按质量百分数计可为0.03％-0.07％。

在本发明的实施例中，优选地，N含量按质量百分数计可符合N/14≤ Al/27+Ti/48。

在本发明的实施例中，优选地，Ca含量按质量百分数计可符合Ca≥ (1.25S+2.5O)/8。

在本发明的实施例中，优选地，Mo含量按质量百分数计可为 0.05％-0.10％。

在本发明的实施例中，优选地，Cu含量按质量百分数计可为 0.50％-0.70％；或者Cu含量按质量百分数计可为0.95％-1.15％。

为了实现本发明的上述目的，提供了由上述Ni系低温钢制造的液化天然 气储罐。优选地，所述液化天然气储罐的容量超过2×10⁵m³、最大壁厚超过 50mm。

为了实现本发明的上述目的，提供了由上述Ni系低温钢制造的液化天然 气运输船用船体。

为了实现本发明的上述目的，还提供了一种Ni系低温钢的制造方法，所 述制造方法包括以下步骤：1)钢的冶炼，选用高温低Si铁水，对高温低Si 铁水进行预处理，使得S含量小于0.002wt％；转炉或电炉冶炼，挡渣出钢； LF炉继续造渣脱硫，同时调整合金成分；VD或RH炉真空保压，在钢包中 喂Si-Ca线，使得Si-Ca线打入钢液中；2)板坯连铸，选用连铸结晶器内强 冷和二冷区弱冷的水量方案，并配合低拉坯速度进行板坯连铸，连铸后进行 缓冷处理；3)板坯轧制，板坯加热前进行防氧化处理；板坯低温加热，出炉 后迅速采用高压水除鳞；板坯采用两阶段控制轧制方法进行轧制，钢板轧制 后进行大水量在线淬火，钢板出水后返红温度低于200℃，然后对其进行热 处理。

根据本发明的实施例，在钢板出水后的热处理工艺中，采用临界淬火与 回火工艺进行热处理，将钢板在630-720℃保温1-4小时，出炉后在辊压式淬 火机上淬火，然后在500-600℃回火2-8小时，出炉后空冷或水冷。

根据本发明的实施例，在钢板出水后的热处理工艺中，采用单相区淬火、 临界淬火和回火工艺进行热处理，钢板在800-850℃保温1-4小时，出炉后在 辊压式淬火机上进行第一次淬火，接着将钢板在630-720℃保温1-4小时，出 炉后在辊压式淬火机上进行第二次淬火，然后在500-600℃回火2-8小时，出 炉后空冷或水冷。

根据本发明的实施例，在板坯连铸步骤中，拉坯速度为0.5-3.0m/min。 此外，在板坯连铸步骤中，通过将连铸坯入缓冷坑和保温罩，并在其内保持 48小时来执行缓冷处理。

根据本发明的实施例，在板坯轧制步骤中，采用表面涂覆进行防氧化处 理。

附图说明

图1为按照本发明的Ni系低温钢材料的实施例1的光学显微镜(OM) 显微组织图。

图2为按照本发明的Ni系低温钢材料的实施例5的扫描电镜(SEM)显 微组织图。

图3a为按照本发明的Ni系低温钢材料的逆转变奥氏体透射电镜(TEM) 形貌图。

图3b为按照本发明的Ni系低温钢材料的逆转变奥氏体衍射斑点图。

图4a为按照本发明的Ni系低温钢材料的低倍镜下实施例4的Cu粒子 析出TEM形貌图。

图4b为按照本发明的Ni系低温钢材料的高倍镜下实施例4的Cu粒子 析出TEM形貌图。

图5a、图5b、图5c为按照本发明的Ni系低温钢材料的实施例4中含 Cu逆转变奥氏体的元素富集情况图，其中，图5a为图4b所述的按照本发明 的Ni系低温钢材料的不同位置的Cu含量曲线图；图5b为图4b所述的按照 本发明的Ni系低温钢材料的不同位置的Ni含量曲线图；图5c为图4b所述 的按照本发明的Ni系低温钢材料的不同位置的Mn含量曲线图。

图6为按照本发明的Ni系低温钢材料的实施例2的系列温度冲击曲线 图。

图7为按照本发明的Ni系低温钢材料的实施例2的系列温度冲击试样 形貌图。

图8为按照本发明的Ni系低温钢材料的实施例1和实施例2的动态撕裂 系列温度实验结果图。

图9为按照本发明的Ni系低温钢材料的-196℃动态撕裂试样图。

图10为按照本发明的Ni系低温钢材料的实施例1的CTOD阻力曲线图。

图11为按照本发明的Ni系低温钢材料的实施例2制得的钢材料在-196 ℃下K1a止裂韧性试样图。

具体实施方式

为了进一步改善和提高Ni系低温钢的性能，Ni系低温钢的合金成分设 计是首要影响因素。因此，为了实现本发明的目的，本发明调整了Ni系低温 钢的组成，使得根据本发明的Ni系低温钢具有良好的强韧性匹配，尤其经低 温冲击、无塑性转化测试(NDT)、动态撕裂(DT)、裂纹尖端张开位移(CTOD) 和止裂韧性(K1a)等实验检测证明，该Ni系低温钢具有优异的低温断裂韧 性，适合用于制造容量大于8×10⁴m³、最大壁厚大于25mm的大型LNG储 罐，特别适合用于制造容量超过2×10⁵m³、最大壁厚超过50mm的、对安全 性要求极高的超大型LNG储罐。

根据本发明的示例性实施例，Ni系低温钢包含的化学成分按质量百分数 计为C：0.02％-0.10％，Si：0.01％-0.20％，Mn：0.50％-0.75％，P：≤0.010％， S：≤0.004％，Ni：8.50％-9.50％，Al：0.005％-0.040％，Ti：0.005％-0.040％， O：0.0005％-0.003％，N：0.0010％-0.012％，Ca：0.0005％-0.004％，Cu： 0.001％-1.50％，Mo：0.001％-0.16％，余量为Fe。

下面将详细描述Ni系低温钢中各合金元素的选择及用量的理由。

Ni是低温钢最基本也是最重要的合金元素。Ni是非碳化物形成元素，它 与C不形成碳化物，但Ni与铁能形成α或γ固溶体。随着Ni含量的增加， 冷却时Ar3点降低，奥氏体的稳定性增大。加入钢中的Ni与基体形成α固溶 体，能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，同时与 一定的热处理工艺相配合，Ni元素还促进逆转变奥氏体的形成和稳定化。随 着钢中Ni含量的增加，低温韧性提高，韧-脆转变温度降低。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。对于LNG工程用低温钢，Ni含量一般控制 在8.50-9.50wt％的范围内。

C是Ni系低温钢中的主要强化元素。C能显著提高低温钢的强度，但同 时也大幅度降低钢的塑性和韧性。钢中的C对钢的韧性，特别是对低温钢的 韧性是有害的，在保证低温钢强度的前提下，为提高低温钢的韧性并降低韧- 脆转变温度，应尽量降低钢中的C含量。从钢的焊接性能上看，C也是对钢 的焊接冷裂纹敏感性影响最大的元素。随着C含量的增加，焊缝热裂纹敏感 性也大大提高，C含量越高，钢的焊接性就越差。因此，低温钢通常都是低 碳或超低碳钢。在本发明中，C含量保持在0.02-0.10wt％的范围内，从而可 获得较好的强韧性匹配，尤其当C含量控制为0.03wt％-0.07wt％并与其它Ni、 Cu、Mo、Mn等元素配合时，可取得良好的综合力学性能。

Mn在低温钢中也是有益的合金元素，它不仅能产生固溶强化，提高钢 的强度，而且也能细化钢的晶粒。通过降低C含量，提高Ni系低温钢的Mn/C 比，可显著降低钢的韧-脆转变温度。然而，如果Mn含量超过1.0wt％，又会 对韧性产生损害作用。因此，在本发明中，Mn含量按重量百分比计控制在 0.50-0.75％的范围内。

在低温钢中，Si和Al是炼钢时为脱氧而加入的，在相同的抗拉强度时， Si和Al脱氧的镇静钢比半镇静钢有较低的韧-脆转变温度。Si在钢中能产生 固溶强化，提高钢的强度，当Si含量超过0.3wt％时，会引起韧-脆转变温度 升高。因此，在本发明中，Si含量按重量百分比计控制在0.01-0.20％的范围 内。此外，加入钢中的Al除脱氧外，它还能与钢中的N结合，减少N在基 体中的有害作用，提高钢的韧性和时效应变抗力，所形成的AlN析出能阻碍 铁素体晶粒的长大，使晶粒细化，进一步降低钢的韧-脆转变温度。因此， 在本发明中，Al含量按重量百分比计控制在0.005％-0.040％的范围内。

P、S为杂质元素，应尽量降低P、S元素的含量，提高低温钢的低温韧 性水平。实验证明，控制P：≤0.010wt％且S：≤0.004wt％有利于低温钢的 总体韧性水平的提高。

在Ni系低温钢中进行微Ti处理，有利于改善钢的焊接接头性能，提高 焊接性。同时Ti的加入可起到强烈的固N效果，降低应变时效敏感性。在本 发明中，Ti含量控制于0.005-0.04wt％的范围，并与Al、N等元素配合，获 得良好的焊接和变形等工艺性能。

在钢中加入少量的Mo元素可改善Ni系低温钢的低温韧性、提高综合强 韧性水平。尤其当钢板厚度超过40mm时，实验证明，加入0.001-0.16wt％的 Mo可有效提高钢的淬透性，使钢板的厚度截面获得非常均匀的显微组织和力 学性能。根据本发明的示例性实施例，优选地，Mo含量按质量百分数计可为 0.05wt％-0.10wt％。

Cu是奥氏体稳定元素，在低温钢中加入一定量的Cu元素，一方面Cu 在逆转变奥氏体中富集，使奥氏体更为稳定，提高低温钢的韧性水平；另一 方面，Cu在铁素体中溶解度非常低，在回火过程中弥散析出Cu粒子，产生 析出强化作用，提高钢的韧性。本发明的Cu含量控制范围为0.001-1.5wt％， 可取得良好的强韧性匹配水平。控制Cu含量于0.50-0.70wt％的范围，可获得 更为优良的综合力学性能水平。而当要求较高的强度水平，如660MPa以上 的屈服强度配合一定的韧性水平时，控制Cu含量于0.95-1.15wt％的范围。

LNG工程用低温钢对杂质含量S、O等杂质元素的控制具有较高的要求。 S、O等在杂质元素在钢中一般形成硫化物和氧化物，通过Ni系低温钢中微 C处理，是的钢中的硫化物和氧化物改性，可在较大程度减少其对低温钢的 低温韧性的损害。本发明中，当将Ca控制在0.0005-0.0040wt％的范围内时， 尤其是加入量满足Ca≥(1.25S+2.5O)/8时，有利于获得优化的改性效果，促 进低温韧性水平的稳定和提高。

N是低温钢中的有害元素，一旦在钢中形成游离N，会提高应变时效敏 感性，破坏低温钢的加工工艺性能。在钢中加入Al、Ti等有效固氮元素，可 降低低温钢的应变时效敏感性。因此，在钢中Al、Ti元素保持一定水平时， 优选地，N含量应满足N/14≤Al/27+Ti/48，使低温钢的应变时效敏感性显著 降低。

优选地，根据本发明的示例性实施例的Ni系低温钢材料可用于制造LNG 储罐。更优选地，利用根据本发明的示例性实施例的Ni系低温钢材料制得的 LNG储罐，其容量超过2×10⁵m³，最大壁厚超过50mm。

优选地，根据本发明的示例性实施例的Ni系低温钢材料可用于制造LNG 运输船用船体。

现在，将详细描述根据本发明实施例的制造Ni系低温钢的方法。

根据本发明示例性实施例的所述Ni系低温钢的制造方法包括以下步骤：

(1)冶炼步骤

采用铁水预处理+转炉(或电炉)冶炼+LF+VD(或RH)炉外精炼工艺 冶炼本发明的Ni系低温钢材料。具体地讲，选用高温低Si铁水冶炼，预处 理后硫含量小于0.002wt％。转炉或电炉冶炼，挡渣出钢。LF炉继续造渣脱 硫，同时调整合金成分。VD或RH炉保证充分真空保压时间，在钢包中喂 Si-Ca线，保证Si-Ca线打入钢液中。

(2)板坯连铸

根据生产钢种产品的厚度选择合适的结晶器厚度。根据钢种特点选用Ni 系低温钢的专用保护渣。选用连铸结晶器内强冷和二冷区弱冷的水量方案， 并配合稳定的低拉坯速度进行板坯连铸，其中，拉坯速度为0.5-3.0m/min。连 铸坯采用适合的缓冷工艺。由于高Ni含量的铁素体型钢种(即本发明中的钢 种)，其铸坯具有较高的裂纹敏感性，连铸坯冷却过快可造成钢坯表面出现裂 纹，采用连铸坯缓冷工艺可防止裂纹的出现。例如，常用的缓冷方式有连铸 坯入缓冷坑和保温罩，在其内保持48小时以上，可防止连铸冷裂纹的出现。

(3)板坯轧制

板坯加热前采用适合的防氧化方法，例如，采用表面涂覆的方法进行防 氧化处理。由于高Ni含量的钢种在板坯加热过程中形成与基体结合力极强的 氧化物，高压水除鳞很难完全去除，且氧化层越厚越难清除。表面涂覆后可 使钢的氧化程度大幅降低，从而氧化层易于去除。

板坯低温加热，出炉后迅速采用高压水除鳞，为保证钢板的表面质量， 高压水除鳞应充分。板坯采用两阶段控制轧制方法进行轧制。进行钢板轧后 进行大水量在线淬火，钢板出水后返红温度低于200℃。

(4)热处理

钢板采用临界淬火(L)+回火(T)工艺进行热处理。将钢板在630-720 ℃保温1-4小时(保温时间根据钢板厚度进行计算)，出炉后在辊压式淬火机 上淬火，然后在500-600℃回火2-8小时(保温时间根据钢板厚度进行计算)， 出炉后空冷或水冷。若前述板坯轧制后没有进行在线淬火处理，则“单相区 淬火+临界淬火+回火工艺”(QLT)工艺进行热处理。钢板在800-850℃保温 1-4小时(保温时间根据钢板厚度进行计算)，出炉后在辊压式淬火机上进行 第一次淬火，接着将钢板在630-720℃保温1-4小时(保温时间根据钢板厚度 进行计算)，出炉后在辊压式淬火机上进行第二次淬火，然后在500-600℃回 火2-8小时(保温时间根据钢板厚度进行计算)，出炉后空冷或水冷。

本发明所述的LNG工程用Ni系低温钢，经NDT、DT、CTOD和K1a 等实验检测证明，具有良好的低温断裂韧性，可以最大限度的保障大型LNG 工程的安全运行。

下面将描述根据本发明的具体实施例。

实施例1：

根据实施例1的Ni系低温钢包含的化学成分按质量百分数计为C： 0.057％，Si：0.16％，Mn：0.72％，P：0.0023％，S：0.0011％，Ni：8.94％， Al：0.022％，Cu：0.013％，Mo：0.003％，Ti：0.012％，O：0.0012％，N： 0.0043％，Ca：0.0012％，余量为Fe。使用按照本发明所述的Ni系低温钢的 制造方法制得Ni系低温钢板。

实施例2：

根据实施例2的Ni系低温钢包含的化学成分按质量百分数计为C： 0.049％，Si：0.14％，Mn：0.73％，P：0.0028％，S：0.0010％，Ni：9.08％， Al：0.031％，Cu：0.08％，Mo：0.002％，Ti：0.011％，O：0.0009％，N：0.0037％， Ca：0.0008％，余量为Fe。使用按照本发明所述的Ni系低温钢的制造方法制 得Ni系低温钢板。

实施例3：

根据实施例3的Ni系低温钢包含的化学成分按质量百分数计为C： 0.054％，Si：0.18％，Mn：0.70％，P：0.0034％，S：0.0024％，Ni：9.25％， Al：0.013％，Cu：0.57％，Mo：0.001％，Ti：0.023％，O：0.0014％，N：0.0054％， Ca：0.0022％，余量为Fe。使用按照本发明所述的Ni系低温钢的制造方法制 得Ni系低温钢板。

实施例4：

根据实施例4的Ni系低温钢包含的化学成分按质量百分数计为C： 0.041％，Si：0.16％，Mn：0.72％，P：0.0043％，S：0.0021％，Ni：9.18％， Al：0.0085％，Cu：1.05％，Mo：0.003％，Ti：0.021％，O：0.0011％，N： 0.0037％，Ca：0.0017％，余量为Fe。使用按照本发明所述的Ni系低温钢的 制造方法制得Ni系低温钢板。

实施例5：

根据实施例5的Ni系低温钢包含的化学成分按质量百分数计为C： 0.055％，Si：0.16％，Mn：0.72％，P：0.0045％，S：0.0026％，Ni：9.36％， Al：0.027％，Cu：0.02％，Mo：0.091％，Ti：0.015％，O：0.0010％，N：0.0039％， Ca：0.0010％，余量为Fe。使用按照本发明所述的Ni系低温钢的制造方法制 得Ni系低温钢板。

组织观察

对5个实施例的观察显示，本发明所获得的组织为晶粒细小的马氏体组 织，且一次马氏体和二次马氏体相互交错排列和布置，显著细化了9Ni钢的 显微组织，为低温钢获得良好的低温韧性奠定了良好的组织基础，图1为实 施例1的光学显微镜(OM)显微组织，图2为实施例5的扫描电镜(SEM) 显微组织。

精细结构

一定含量的、稳定的逆转变奥氏体是镍系低温钢良好低温韧性的主要原 因之一。逆转变奥氏体弥散分布于本发明材料中，提供了大量的韧化相，有 效地保证了低温钢的良好低温断裂韧性。图3a是本发明所观察的逆转变奥氏 体形貌，表1是各实施例中所形成的逆转变奥氏体体积含量的情况，说明各 实施例中存在8-16％的逆转变奥氏体，显示了逆转变奥氏体在Ni系低温钢中 保障低温韧性的重要作用。另外，对于实施例3和实施例4，由于加入了一 定量的Cu元素，使Cu在钢中产生了大量的ε-Cu的析出，对强度的提高有 贡献，如图4a和图4b；同时Cu是奥氏体稳定元素，Cu向逆转变奥氏体中 富集，使奥氏体更为稳定，如图5a、图5b和图5c。

表1发明实施例1-5中的逆转变奥氏体含量

强度性能

常温拉伸实验结果显示，实施例1-5均具有优良的拉伸性能，屈服强度 的范围在600-700MPa之间，抗拉强度在700-800MPa之间，延伸率均在20％ 以上，断面收缩率较高，完全可以满足大型和特大型LNG储罐的性能要求。 实施例3和实施例4由于存在Cu粒子的析出强化效应，屈服强度比其他实施 例高出20-70MPa，且延伸率和断面收缩率没有明显的降低。

表2发明实施例1-5的拉伸性能

低温冲击性能

-196℃的低温冲击实验结果显示，实施例1-5均达到较高的低温冲击功， 纵向基本均高于200J，试样为100％纤维冲击断口，冲击试样的侧膨胀量均 高于2.0mm。实施例1-5具有良好的强韧性匹配。

表3发明实施例1-5的低温冲击性能(-196℃，纵向)

低温断裂韧性

各类低温断裂韧性是9％Ni钢非常重要的力学性能，也是9Ni钢板安全 性评估、同时也是用户最为关注的重要指标之一。实施例2的系列温度冲击 实验结果显示，在试验温度范围内，没有出现脆性转变，冲击功均处于系列 冲击实验的上平台水平，如图6。在-100℃以上，冲击功稳定保持在恒定值(纵 向达到300J)；当温度低于-100℃时，随着试验温度的降低，试样的冲击功稍 有下降，至-196℃时，和20℃相比冲击值下降20％左右。从-196℃至20℃的 系列温度范围内，9％Ni钢的冲击断口均呈现100％韧性断口，没有出现结晶 状断口(如图7所示)。为了考核试验钢的抗脆性裂纹扩展能力，按国标 GB6803-86标准，对实施例1-5进行了-196℃落锤试验，结果表明，所有试样 在-196℃均未出现脆性裂纹扩展，试样完好，表明试验钢板NDT温度均低于 -196℃，如表4所示。金属材料动态撕裂(DT)试验用以表征在不同试验温 度下特定厚度的金属材料抵抗动态撕裂的能力。实施例1和实施例2的纵向 DT能均处于2200-2800J的范围内，尤其在-196℃DT能仍能保持在2000J以 上，如图8所示；即使在-196℃的温度环境下，DT试样断口也为100％纤维 状断口(图9)，显示良好的抗动态撕裂的韧性水平。裂纹尖端张开位移 (CTOD)表征材料在给定温度下，抵抗裂纹启裂和早期扩展的阻力。在指定 温度下，裂纹扩展量为0.05mm和0.2mm时实施例1所对应的特征CTOD值 δ_0.05和δ_i分别约为0.125mm和0.329mm(表5)，显示了本次试制的9％Ni 钢良好的抗启裂韧性水平。并进行脆性焊接产生启裂点。止裂韧性实验结果 显示，试样在-170℃以上均不产生裂纹，在-196℃启裂，获得的止裂韧度(K_Qa) 平均值高达489MPa.m^1/2，如表6和图11，显示了良好的阻止裂纹扩展能力。 由于材料的断裂韧性过高，40mm厚的钢板也无法满足平面应变条件，只能 获得材料的K_Qa。

综上所述，脆性转化特性、无塑性转化测试(NDT)、动态撕裂(DT)、 裂纹尖端张开位移(CTOD)和止裂韧性(K1a)等一系列评价方法，可从不 同层面对9％Ni钢的低温断裂韧性进行评价。对发明实施例的一系列的评价 数据显示，发明实施例材料1-5均具有良好的本征低温韧性，脆性转化温度 低于-196℃，并且可以抵抗大载荷和高速载荷的冲击，具有良好的脆性裂纹 抵抗能力，即使在-196℃的超低温环境下仍然具有非常可观的启裂韧性和止 裂韧性，表明发明实施例的综合低温断裂韧性非常优良，总体可以满足大型 和特大型LNG储罐的工程应用需要。

表4发明实施例1-5的NDT结果

表5发明实施例1的裂纹张开位移曲线(-163□)

表6发明实施例2的止裂韧性K1a

*由于测试试样的断裂韧度极高，目前的试样厚度条件无法获得平面应 变条件，判据无效。

尽管已经结合实施例具体描述了本发明，但是本发明的范围不限于此。 在不脱离本发明的教导的情况下，可以在形式和细节上做出各种改变。本发 明的范围由权利要求限定。