CN110114495A - 具有优异的低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢材及其制造方法 - Google Patents

具有优异的低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

提供了具有优异的低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢板及其制造方法。本发明的耐酸厚壁钢板以重量％计包含：0.02％至0.06％的C；0.5％或更少(不包括0％)的Si；0.8％至2.0％的Mn；0.03％或更少的P；0.003％或更少的S；0.06％或更少的Al；0.01％或更少的N；0.005％至0.1％的Nb；0.005％至0.05％的Ti；0.0005％至0.005％的Ca；选自0.05％至0.5％的Ni、0.05％至0.5％的Cr、0.02％至0.4％的Mo和0.005％至0.1％的V中的一者或更多者；以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中所述厚壁钢板满足关系表达式1至3，以及在‑20℃下在落锤撕裂试验(DWTT)中的延性断裂百分比为85％或更大。

Description

具有优异的低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢材及其制 造方法
技术领域
本公开内容涉及具有优异的低温韧性和后热处理特性的耐酸的厚且宽的厚壁钢板及其制造方法。更具体地，本公开内容涉及耐酸厚钢板及其制造方法，所述耐酸厚钢板具有优异的耐酸特性和低温韧性，其中即使在焊后热处理之后也不会发生屈服强度的降低。
背景技术
近来，由于油田的开发集中在气候条件差的极端地区，因此已积极开展项目来通过管线管将油田中的富气资源输送至消费区域。考虑到极低的温度和高的气体输送压力，这样的管线管项目需要高强度的厚材料。当考虑到输送效率而应用大直径的钢管时，需要宽度为3500mm或更大的宽的厚板材料。为了应用于极冷地区，需要优异的低温韧性并且考虑到原油或天然气中的硫化氢所引起的氢致开裂而需要耐酸的厚钢板。在一些情况下，需要保证在PWHT之后的物理特性以释放管或焊接部分中的残余应力。通常，需要在约620℃的温度下的PWHT之后具有小的强度降低的钢。
管线管钢板的低温韧性通过落锤撕裂试验机(DWTT)试验来评估。在-10℃的温度下DWTT延性断裂百分比为85％或更大的钢板适用于常规环境。然而，在诸如西伯利亚和阿拉斯加州的寒冷气候环境中需要即使在-20℃或更低的温度下也满足DWTT延性断裂百分比为85％或更大的钢板。通常，具有优异的低温断裂韧性的用于管线管的钢通过热机械控制工艺(TMCP)方法来制造，其中在依次在再结晶区域中进行粗轧和在非再结晶区域中进行精轧之后进行加速冷却。在通过普通TMCP工艺生产的钢板中，厚度中心部具有比表面相对更粗大的粒度数。大量粗大的硬质相分布在中心偏析部分中。因此，中心部中的晶粒细化和硬质相控制是确保低温韧性的核心技术。当产品厚度增加时，难以通过轧制向中心部增加足够的变形。因此，可能难以在中心部实现晶粒细化，并且粗大晶粒在冷却过程期间容易形成硬质相。此外，当钢板的宽度增加时，由于通过轧机可以向钢板添加的每单位路程的负荷的限制，变得难以足够地增加变形。因此，晶粒变得比在窄的钢板中更粗大，并且钢板的低温韧性劣化。
优化组成以确保中心部的抗断裂扩展性，并通过对板坯进行低温加热来抑制奥氏体晶体生长。同时，通过低温非再结晶区轧制使最终显微组织的晶粒细化。这样的技术已被应用于确保管线管钢板的低温韧性。然而，在厚度为30mm或更大的高强度厚钢板的情况下，相关领域技术在-20℃的保证温度下在确保DWTT特性方面存在限制。
此外，应用PWHT工艺来释放管和焊接部分中的残余应力。当应用PWHT时，强度降低。因此，考虑到强度降低的量，可以使用强度高于管的所需强度的钢板，这引起取决于强度增加的各种问题。
发明内容
技术问题
本公开内容的一个方面是提供高强度的厚且宽的厚壁耐酸TMCP钢板以及制造该耐酸TMCP钢板的方法，所述钢板具有优异的低温韧性并且具有30mm或更大的厚度和3500mm或更大的宽度，其中即使在PWHT之后也不会发生强度降低。
本公开内容的目的不限于以上描述。本领域技术人员应理解，通过本公开内容的全部内容，理解本公开内容将不存在困难。
技术方案
本公开内容的一个方面涉及屈服强度等级为500MPa的厚壁钢板以及制造该厚钢板的方法，所述钢板具有优异的低温韧性和抗氢致开裂性并且具有30mm或更大的厚度和3500mm或更大的宽度。根据该厚钢板，低温DWTT特性和抗氢致开裂性优异，并且屈服强度即使在PWHT之后也不会降低。
根据本公开内容的一个方面，具有优异的低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢板以重量％计包含：0.02％至0.06％的C；0.5％或更少(不包括0％)的Si；0.8％至2.0％的Mn；0.03％或更少的P；0.003％或更少的S；0.06％或更少的Al；0.01％或更少的N；0.005％至0.1％的Nb；0.005％至0.05％的Ti；0.0005％至0.005％的Ca；选自0.05％至0.5％的Ni、0.05％至0.5％的Cr、0.02％至0.4％的Mo和0.005％至0.1％的V中的一者或更多者；以及余量的Fe和不可避免的杂质。厚壁钢板满足关系表达式1至3，以及在-20℃下在落锤撕裂试验(DWTT)中的延性断裂百分比为85％或更大，
[关系表达式1]
Ca/S：0.5至5.0
[关系表达式2]
Ni+Cr+Mo+V≤0.8％
[关系表达式3]
Nb-0.5*C+0.35*N>0％
其中Ca、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、C和N表示相应元素以重量％计的含量。
厚壁钢板可以具有30mm或更大的厚度、3500mm或更大的宽度和500MPa或更大的屈服强度。
作为显微组织，厚壁钢板可以具有针状铁素体，或针状铁素体和多边形铁素体的复合组织，以及基于厚度中心部的上部和下部的10mm以内的上贝氏体的分数可以为5面积％或更小。
厚壁钢板的屈服强度可以即使在PWHT之后也不会降低。
根据本公开内容的另一方面，制造具有低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢板的方法包括：在将钢板坯在1100℃至1300℃范围内的温度下再加热之后，对钢板坯进行轧制，所述钢板坯以重量％计包含：0.02％至0.06％的C；0.5％或更少(不包括0％)的Si；0.8％至2.0％的Mn；0.03％或更少的P；0.003％或更少的S；0.06％或更少的Al；0.01％或更少的N；0.005％至0.1％的Nb；0.005％至0.05％的Ti；0.0005％至0.005％的Ca；选自0.05％至0.5％的Ni、0.05％至0.5％的Cr、0.02％至0.4％的Mo和0.005％至0.1％的V中的一者或更多者；以及余量的铁和不可避免的杂质，以及满足关系表达式1至3；
将在对经粗轧的钢板坯进行水冷之后直至开始精轧的保持时间控制为300秒或更短，然后以50％或更大的累积压下率在Ar3+200℃至Ar3+30℃下对钢板坯进行精轧；
以及开始将经精轧的钢板坯在Ar3+100℃至Ar3下以15℃/秒或更高的冷却速率冷却，并在500℃或更低温度下结束冷却，
该方法还包括对通过结束冷却而获得的厚壁钢板进行620℃的PWHT热处理。
有益效果
如上所述，根据本公开内容中的一个示例性实施方案，可以提供高强度的厚且宽的厚壁耐酸TMCP钢板，其具有优异的低温韧性并且具有30mm或更大的厚度和3500mm或更大的宽度，其中即使在PWHT之后也不会发生强度降低。
附图说明
图1是示出在620℃PWHT之后屈服强度根据Nb-0.5*C+0.35*N(重量％)的变化的图。
具体实施方式
本发明人重复进行了研究和实验以改善厚且宽的钢板的DWTT特性。本发明人发现了一种确保DWTT特性的技术。与根据现有技术的制造方法不同，在所发现的技术中，在粗轧之后在精轧之前进行水冷。因此，奥氏体晶体生长被抑制从而确保DWTT特性。所发现的技术基于这样的事实：当溶解在钢中的Nb在PWHT热处理期间析出时，强度由于析出强化而可以增加从而补偿由后热处理导致的强度降低。因此，本发明人发现，当提供适当的钢组成和适当的控制技术时，可以消除考虑PWHT来确保钢材的附加强度的负担。
在下文中，将详细描述本公开内容。
将描述厚且宽的厚壁钢板的组成组分和限制组分的原因，所述钢板具有优异的低温DWTT特性和优异的抗氢致断裂性，其中即使在PWHT之后也不会发生强度降低。在整个本说明书中，除非另有说明，否则“％”是指“重量％”。
C：0.02％至0.06％
C与制造方法以及其他组分密切相关。在钢组分中，C对钢材的特性影响最大。当C的含量小于0.02重量％时，过度引起钢制造过程期间的组分控制成本，并且焊接热影响区软化超过需求。同时，当C的含量大于0.06重量％时，钢板的低温DWTT特性和抗氢致开裂性降低，可焊接性劣化，并且大部分添加的Nb在轧制过程期间析出而减少冷却时的析出量。因此，C的含量限制在0.02重量％至0.06重量％的范围内。
Si：0.5％或更少(不包括0％)
Si不仅充当钢制造过程中的脱氧剂，而且还用于改善钢材的强度。当Si的含量大于0.5重量％时，材料的低温DWTT特性劣化，可焊接性降低，并且在轧制时引起氧化皮剥离性。因此，Si的含量详细地限制成0.5重量％或更小。由于即使Si的含量稍低也可以通过其他元素实现类似的效果，因此Si含量的下限没有限制。考虑到Si的上述作用以及当Si的含量过度降低时可能增加制造成本的事实，Si的含量可以限制为0.1重量％或更大。
Mn：0.8％至2.0％
Mn是在改善淬火特性的同时不抑制低温韧性的元素。详细地，添加0.8重量％或更多的Mn。然而，当以大于2.0重量％的量添加时，发生中心偏析从而不仅降低低温韧性，而且还提高钢的硬化特性并降低可焊接性。详细地，Mn的含量限制在0.8重量％至2.0重量％的范围内。更详细地，Mn的含量为0.8重量％至1.6重量％，以进一步限制中心偏析。
P：0.03％或更少
P是杂质元素。当P的含量大于0.03重量％时，可焊接性显著降低，并且低温韧性也降低。因此，P的含量详细地限制为0.03重量％或更小。更详细地，P的含量为0.01重量％或更小，以确保低温韧性。
S：0.003％或更少
S也是杂质元素。当S的含量大于0.003重量％时，钢的延性、低温韧性和可焊接性降低。因此，S的含量详细地限制为0.003重量％或更小。由于S与Mn结合而形成MnS夹杂物并降低钢的抗氢致开裂性，因此S的含量更详细地为0.002重量％或更小。
Al：0.06％或更少
通常，Al用作脱氧剂，其与钢水中存在的氧反应以除去氧。因此，通常添加一定量的Al以提供具有足够脱氧能力的钢材。然而，当添加大于0.06重量％的Al时，形成大量基于氧化物的夹杂物而抑制材料的低温韧性和抗氢致开裂性。因此，Al的含量限制为0.06重量％或更小。
N：0.01％或更少
在本公开内容中，N作为杂质元素存在。由于在工业上难以从钢中完全除去N，因此其在制造过程中可允许的上限为0.01重量％。N与Al、Ti、Nb、V等形成氮化物，从而抑制奥氏体晶粒生长并且有助于韧性和强度改善。然而，当N的含量过量且大于0.01重量％时，N以固溶状态存在。呈固溶状态的N对低温韧性具有不利影响。因此，N的含量详细地限制为0.01重量％或更小。
Nb：0.005％至0.1％
Nb在将板坯再加热时是固溶的，并且在热轧期间抑制奥氏体晶粒生长，然后析出以改善钢的强度。当进行后热处理时，Nb与碳结合而形成低温析出相，并且用于补偿进行后热处理时的强度降低。然而，当Nb以小于0.005重量％的量添加时，难以确保足以补偿进行后热处理时的强度降低的基于Nb的析出物的析出量，并且在轧制过程期间发生奥氏体晶粒的生长而降低低温韧性。同时，当Nb以大于0.1重量％的量过量添加时，奥氏体晶粒被细化超过需求，导致因粗大析出物而引起低温韧性和抗氢致开裂性降低。因此，Nb的含量限制为0.1重量％或更小。就低温韧性而言，添加的Nb的含量更详细地为0.05重量％或更小。
Ti：0.005％至0.05％
Ti是通过在板坯被再加热时与N结合而形成TiN来有效抑制奥氏体晶粒生长的元素。然而，当Ti以小于0.005重量％的量添加时，奥氏体晶粒变得粗大而降低低温韧性。当Ti以大于0.05重量％的量添加时，形成粗大的基于Ti的析出物而降低低温韧性和抗氢致开裂性。因此，Ti的含量限制为0.005重量％至0.05重量％。就低温韧性而言，更详细地，添加0.03重量％或更少的Ti。
Ca：0.0005％至0.005％
Ca用于使MnS夹杂物球化。MnS(熔点低的夹杂物)在轧制期间被拉伸而充当氢致开裂的起始点。添加的Ca与MnS反应而包围MnS，从而干扰MnS的拉伸。当Ca的含量为0.0005重量％或更小时，可能无法实现这样的效果。由于当添加大量Ca时会产生大量的基于氧化物的夹杂物，其可能是氢致开裂的起始点，因此Ca含量的上限为0.005重量％。
在本公开内容中，由关系表达式1限定的含量比Ca/S详细地被控制为0.5至5.0。当比率Ca/S为表示MnS中心偏析和粗大夹杂物的形成的指数并且小于0.5时，在钢板的中心形成MnS而降低抗氢致开裂性。同时，当比率Ca/S大于5.0时，可能形成基于Ca的粗大夹杂物而降低抗氢致开裂性。
[关系表达式1]
Ca/S：0.5至5.0
除上述组成之外，本公开内容的钢板还可以包含选自元素Ni、Cr、Mo和V中的一者或两者或更多者。
Ni：0.05％至0.5％
Ni是改善钢的韧性的元素，并且被添加以增加钢的强度而不使低温韧性劣化。当Ni以小于0.05重量％的量添加时，可能无法实现通过添加Ni而引起的强度增加。当Ni以大于0.5重量％的量添加时，可能由于添加Ni而引起高成本。因此，Ni的含量限制在0.05重量％至0.5重量％的范围内。
Cr：0.05％至0.5％
Cr在板坯被再加热时固溶在奥氏体中，从而用于增加钢材的淬火特性。然而，当Cr以大于0.5重量％的量添加时，可焊接性降低。因此，Cr的含量限制在0.05重量％至0.5重量％的范围内。
Mo：0.02％至0.4％
Mo是与Cr相似或者与Cr相比具有更积极效果的元素，并且用于增加钢材的淬火特性并防止热处理材料的强度降低。当Mo以小于0.02重量％的量添加时，难以确保钢的淬火特性，并且热处理之后的强度降低也过大。同时，当Mo以大于0.4重量％的量添加时，形成具有易损低温韧性的组织，可焊接性降低，并且引起回火脆性。因此，Mo的含量详细地限制在0.02重量％至0.4重量％的范围内。
V：0.005％至0.1％
V增加钢的淬火特性从而增加强度，但是在后热处理期间部分地析出从而另外地补充Nb的析出并防止强度降低。然而，当V以小于0.005重量％的量添加时，不存在防止热处理材料的强度降低的效果。当V以大于0.1重量％的量添加时，由于钢的淬火特性增加而形成低温相，降低低温韧性和抗氢致开裂性。因此，V的含量限制在0.005重量％至0.1重量％的范围内。就低温韧性而言，V的含量更详细地为0.05重量％或更小。
Ni、Cr、Mo和V的总和：0.8％或更少
在本公开内容中，由关系表达式2限定的Ni+Cr+Mo+V的总和被控制为0.8重量％或更小。Ni、Cr、Mo和V是除对钢的低温DWTT特性和氢致开裂特性具有显著影响的C和Mn之外增加钢的碳当量的元素。当其含量总和大于0.8重量％时，钢的强度增加超过需求。因此，低温DWTT特性和抗氢致开裂性可能降低，并且制造成本可能过度增加。
[关系表达式2]
Ni+Cr+Mo+V≤0.8％
在本公开内容中，详细地，Nb、C和N的含量满足关系表达式3。在本公开内容中，Nb需要在后热处理期间析出以形成析出物。然而，当Nb、C和N的含量不满足关系表达式3时，大部分Nb在加热、轧制和冷却期间析出。因此，可能不存在Nb在后热处理期间析出以防止强度降低的效果。
[关系表达式3]
Nb-0.5*C+0.35*N>0％
具有优异的低温DWTT特性和抗氢致开裂性的屈服强度等级为500MPa的厚且宽的厚壁钢板可以具有针状铁素体组织或针状铁素体和多边形铁素体的复合组织。例如，本公开内容的具有优异的低温DWTT特性和抗氢致开裂性的厚壁钢板即使钢板的厚度大于30mm也保持在屈服强度为500MPa或更大的高强度并且具有优异的低温DWTT特性和抗氢致开裂性。详细地，厚壁钢板具有针状铁素体的单相组织或针状铁素体和多边形铁素体的复合组织。此外，由于上贝氏体的形成(其使厚度中心部的DWTT特性劣化)被抑制从而确保低温DWTT特性，基于厚度中心部的上部和下部的10mm范围内的上贝氏体的分数被详细地限制为5面积％或更小。
本领域普通技术人员可以容易地制造本公开内容的具有上述有利的组成和钢显微组织的钢板而无需过多的重复实验。然而，本公开内容提出了本发明人发现的有利制造方法作为一些实例。
在本公开内容中，将具有与上述相同的组成的钢板坯在1100℃至1300℃的温度范围内再加热，然后经受粗轧。
在一个示例性实施方案中，板坯的再加热温度被详细地限制在1100℃至1300℃的范围内。当再加热温度高于1300℃(本公开内容中提出的上限)时，奥氏体晶粒变得粗大而使低温DWTT特性劣化。当再加热温度低于1100℃时，合金元素固溶度可能降低。因此，在本公开内容中，再加热温度被详细地限制在1100℃至1300℃的范围内。就低温韧性而言，再加热温度被更详细地限定在1100℃至1200℃的范围内。
在本公开内容中，将在对经粗轧的钢板坯进行冷却之后直至开始对钢板坯进行精轧的保持时间控制为300秒或更短。
在一个示例性实施方案中，在粗轧之后直至开始精轧的保持时间被限制为300秒或更短以确保DWTT特性。这是因为即使使用加热-粗轧-空气冷却静置-精轧的常规方法，也难以确保高强度的厚且宽的材料的低温DWTT特性。更具体地，这是因为当钢板被保持在高温时，钢板可能通过粗轧生长并粗大化而使钢板的低温韧性劣化。因此，在一个示例性实施方案中，详细地，在典型的粗轧之后将棒材强制水冷，然后在300秒内冷却至精轧的起始温度，以在精轧之前抑制奥氏体晶粒生长。当在粗轧之后直至精轧的保持时间大于300秒时，由于在精轧之前奥氏体晶粒生长，可能无法确保钢板的低温DWTT特性。就低温DWTT特性而言，保持时间被控制为100秒或更短。
在本公开内容中，精轧在Ar3+200℃至Ar3+30℃的温度下以50％或更大的累积压下率进行。精轧温度限制在Ar3+200℃至Ar3+30℃的范围内以防止形成超细铁素体，同时尽可能地抑制晶粒生长和析出物生长。当精轧温度高于Ar3+200℃时，晶粒和Nb析出物生长而使低温DWTT特性劣化。当结束温度低于Ar3+30℃时，冷却开始温度降低，低于Ar3。由于因两相区的冷却开始而在冷却开始之前形成超细铁素体，因此可能降低钢的强度。
在这种情况下，精轧以使得累积压下率为50％或更大的方式进行。由于本公开内容的目标钢板为厚度为30mm或更大的厚的厚壁钢板，因此精轧累积压下率被限制为50％或更大以将足够的压下力传递至中心部并使晶粒细化。当累积轧制压下率小于50％(本公开内容中提出的下限)时，通过轧制引起的再结晶不会发生到中心部。因此，中心部中的晶粒可能变得粗大并且低温DWTT特性可能劣化。
在本公开内容中，以15℃/秒或更高的冷却速率在Ar3+100℃至Ar3的温度下开始将经精轧的钢板冷却。钢板的冷却在500℃或更低的温度下结束。
在本公开内容中，在进行精轧之后进行冷却。
本公开内容的冷却方法是水冷却方法，其中在结束精轧之后在奥氏体单相区中开始冷却。冷却开始温度被详细地限制在Ar3+100℃至Ar3的范围内。当冷却开始温度高于Ar3+100℃时，精轧温度升高，这在钢材的低温DWTT方面是不利的。当冷却开始温度低于Ar3时，在冷却之前形成超细铁素体。因此，可能无法确保钢的强度。此外，由于残余奥氏体转变成上贝氏体，低温DWTT特性和抗氢致开裂性可能劣化。
在本公开内容中，冷却在冷却开始温度下以15℃/秒或更高的冷却速率进行至500℃或更低的冷却结束温度。当冷却速率或冷却结束温度超出本公开内容提出的范围时，冷却是不充分的。因此，可能无法实现本公开内容中提出的显微组织并且可能无法确保钢板的屈服强度。
在本公开内容中，可以使冷却结束的厚板钢材经受PWHT热处理。发明实施方式
在下文中，将通过实施例详细地描述本公开内容。然而，应注意的是，以下实施例仅用于通过说明来使本公开内容具体化，并不旨在限制本公开内容的权利范围。原因在于，本公开内容的权利范围由权利要求中描述的以及由其合理推断的事项确定。
(实施例)
将具有表1中列出的组成的板坯加热，热轧，并加速冷却以制造钢板。在表2中，发明例对应于本公开内容的组成和制造条件，比较例在本公开内容的组成和生产条件中的任一者之外。
表2的发明例和比较例通过相同的工艺来制备，不同之处在于他们遵循表1的组成和表2的制造工艺条件。更具体地，发明例和比较例的钢板通过以下过程来制造：将具有表1的组成的板坯热轧成表2的尺寸，将经热轧的板坯加热至表2的加热温度，对经热轧的板坯进行粗轧，控制在进行粗轧之后直至开始表2的条件下的精轧的静置时间，并在表2的条件下对经粗轧的板坯进行精轧，随后将经精轧的钢板冷却。使冷却结束的钢板在620℃的PWHT温度下经受热处理。
如表3所示测试以上制造的钢板的显微组织，并测量中心部中的上贝氏体面积分数、PWHT之后的屈服强度变化、DWTT延性断裂百分比、裂纹长度比率(CLR)，并且其结果列于表3中。
通过观察钢板在基于厚度中心部的上下10mm范围内的显微组织来获得上贝氏体的面积分数，并在-20℃的温度下基于API-5L标准评估DWTT延性断裂百分比。所列出的裂纹长度比率(CRL)是通过在根据美国腐蚀工程师协会(National Association of CorrosionEngineers，NACE)规定的方法进行测试之后计算产生的氢致开裂长度相对于样品的总长度的百分比而获得的。
表1中列出的值是指“重量％。比较例1至5是钢组成组分在本公开内容的范围之外的实施例。比较例6至11是钢组成组分满足本公开内容的范围但制造工艺条件在本公开内容的范围之外的实施例。
表1
*表示表1中的余量的Fe和不可避免的杂质
A*表示Ni+Cr+Mo+V，D*表示Ca/S比，以及E*表示Nb-0.5*C+0.35*N。
表2
*Ar3＝910-310*C-80*Mn-20*Cu-15*Cr-55*N-80*Mo+0.35*(厚度-8)
表3
AF：针状铁素体，PF：多边形铁素体，UB：上贝氏体
如表1至3所示，发明例1至3满足本公开内容的钢组分范围和制造工艺条件。屈服强度为500MPa或更大，在-20℃的温度下DWTT延性断裂百分比为85％或更大，并且抗氢致开裂性优异。
同时，在本公开内容的钢组成组分和制造工艺条件中任一者之外的比较例1至11中，钢的屈服强度小于500MPa，或者在620℃PWHT之后强度降低，以及低温DWTT特性或抗氢致开裂性不足。
因此，根据本公开内容的示例性实施方案制造钢板，以获得具有优异的低温DWTT特性和优异的抗氢致开裂性并且具有30mm或更大的厚度和3500mm或更大的宽度的屈服强度等级为500MPa的厚的钢材以及即使在后热处理之后也不会发生强度降低的钢板。

Claims (9)

1.一种耐酸厚壁钢板，具有优异的低温韧性和后热处理特性，所述耐酸厚壁钢板以重量％计包含：0.02％至0.06％的C；0.5％或更少的Si，不包括0％；0.8％至2.0％的Mn；0.03％或更少的P；0.003％或更少的S；0.06％或更少的Al；0.01％或更少的N；0.005％至0.1％的Nb；0.005％至0.05％的Ti；0.0005％至0.005％的Ca；选自0.05％至0.5％的Ni、0.05％至0.5％的Cr、0.02％至0.4％的Mo和0.005％至0.1％的V中的一者或更多者；以及余量的Fe和不可避免的杂质，
其中所述厚壁钢板满足关系表达式1至3，以及在-20℃下在落锤撕裂试验(DWTT)中的延性断裂百分比为85％或更大，
[关系表达式1]
Ca/S：0.5至5.0
[关系表达式2]
Ni+Cr+Mo+V≤0.8％
[关系表达式3]
Nb-0.5*C+0.35*N>0％
其中Ca、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、C和N表示相应元素以重量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的耐酸厚壁钢板，其中所述厚壁钢板的厚度为30mm或更大，宽度为3500mm或更大，屈服强度为500MPa或更大。
3.根据权利要求1所述的耐酸厚壁钢板，其中作为显微组织，所述厚壁钢板具有针状铁素体或针状铁素体和多边形铁素体的复合组织，以及
基于厚度中心部的上部和下部的10mm范围内的上贝氏体的分数为5面积％或更小。
4.根据权利要求1所述的耐酸厚壁钢板，其中所述厚壁钢板的屈服强度即使在PWHT之后也不会降低。
5.一种制造具有低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢板的方法，所述方法包括：
在1100℃至1300℃范围内的温度下将钢板坯再加热之后，对所述钢板坯进行粗轧，所述钢板坯以重量％计包含：0.02％至0.06％的C；0.5％或更少的Si，不包括0％；0.8％至2.0％的Mn；0.03％或更少的P；0.003％或更少的S；0.06％或更少的Al；0.01％或更少的N；0.005％至0.1％的Nb；0.005％至0.05％的Ti；0.0005％至0.005％的Ca；选自0.05％至0.5％的Ni、0.05％至0.5％的Cr、0.02％至0.4％的Mo和0.005％至0.1％的V中的一者或更多者；以及余量的铁和不可避免的杂质，以及满足关系表达式1至3；
将在对经粗轧的钢板坯进行水冷之后直至开始精轧的保持时间控制为300秒或更短，然后以50％或更大的累积压下率在Ar3+200℃至Ar3+30℃下对所述钢板坯进行精轧；以及
以15℃/秒或更高的冷却速率在Ar3+100℃至Ar3下开始将经精轧的钢板坯冷却，以及在500℃或更低下结束所述冷却，
[关系表达式1]
Ca/S：0.5至5.0
[关系表达式2]
Ni+Cr+Mo+V≤0.8％
[关系表达式3]
Nb-0.5*C+0.35*N>0％
其中Ca、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、C和N表示相应元素以重量％计的含量。
6.根据权利要求5所述的方法，其中通过结束所述冷却而获得的所述厚壁钢板的厚度为30mm或更大，宽度为3500mm或更大，屈服强度为500MPa或更大。
7.根据权利要求5所述的方法，其中作为显微组织，通过结束所述冷却而获得的所述厚壁钢板具有针状铁素体，或针状铁素体和多边形铁素体的复合组织，以及
基于厚度中心部的上部和下部的10mm范围内的上贝氏体的分数为5面积％或更小。
8.根据权利要求5所述的方法，还包括：
对通过结束所述冷却而获得的所述厚壁钢板进行PWHT热处理。
9.根据权利要求8所述的方法，其中所述厚壁钢板的屈服强度即使在进行所述PWHT热处理之后也不会降低。
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