对焊后热处理具有优异抗性的高强度钢板及其制备方法

摘要

本发明涉及一种具有优异焊后热处理(PWHT)抗性的钢板，其中所述钢板的强度和韧性即使在实施长时间轧制后的焊后热处理（PWHT，）也不会发生降低。更具体而言，本发明涉及一种对焊后热处理（PWHT）具有优异抗性的钢板及其制备方法，其中所述钢板含有以重量%计的：0.1-0.3%的C;0.15-0.50%的Si;0.6-1.2%的Mn;0.035%以下的P;0.020%以下的S;0.001-0.05%的Al;0.01-0.35%的Cr;0.005-0.2%的Mo;0.005-0.05%的V;0.001-0.05%的Nb;0.001-0.05%的Ti;0.0005-0.005%的Ca;0.05-0.5%的Ni;选自0.005-0.5%的Cu、0.005-0.2%的Co和0.005-0.2%的W中的一种以上;及余量物Fe和不可避免的杂质。

权利要求

1.一种对焊后热处理具有优异抗性的高强度钢板，以重量％计，其组成为：

0.1-0.3％的C；0.15-0.50％的Si,0.6-1.2％的Mn；0.035％以下的P；0.020％以下的S；0.001-0.05％的Al；0.01-0.35％的Cr；0.005-0.2％的Mo；0.005-0.05％的V；

0.001-0.05％的Nb；0.001-0.05％的Ti；0.0005-0.005％的Ca；0.05-0.5％的Ni；选自

0.005-0.5％的Cu、0.005-0.2％的Co以及0.005-0.2％的W中的一种以上；和Fe以及不可避免的杂质作为余量物，其中所述组成满足以下关系式：

Cu+Ni+Cr+Mo:1.5％以下,

Cr+Mo:0.4％以下,

V+Nb:0.1％以下，

Ca/S:1.0以上，

其中所述钢板的微细结构形成为铁素体结构或铁素体和珠光体的混合结构，且所述钢板的中心部的铁素体晶粒平均尺寸为50μm以下。

2.如权利要求1所述的对焊后热处理具有优异抗性的高强度钢板，其中所述钢板的带化指数值(Banding Index)根据ASTM E-1268测得为0.25以下。

3.如权利要求1所述的对焊后热处理具有优异抗性的高强度钢板，其中即使在实施

100小时的焊后热处理(Post Weld Heat Treatment，PWHT)之后，所述钢板仍具有450MPa以上的抗拉强度，且在-50℃下具有50J以上的却贝冲击能量值。

4.一种对焊后热处理具有优异抗性的高强度钢板的制备方法，该方法包括以下步骤：将钢锭再加热至1050-1250℃的温度范围的步骤，所述钢锭具有以重量百分比计的以下组成：

0.1-0.3％的C；0.15-0.50％的Si；0.6-1.2％的Mn；0.035％以下的P；0.020％以下的S；0.001-0.05％的Al；0.01-0.35％的Cr；0.005-0.2％的Mo；0.005-0.05％的V；

0.001-0.05％的Nb；0.001-0.05％的Ti；0.0005-0.005％的Ca；0.05-0.5％的Ni；选自

0.005-0.5％的Cu、0.005-0.2％的Co以及0.005-0.2％的W中的一种以上；和Fe以及不可避免的杂质作为余量物，其中所述组成满足以下关系式：Cu+Ni+Cr+Mo:1.5％以下,

Cr+Mo:0.4％以下,

V+Nb:0.1％以下，

Ca/S:1.0以上；

在Tnr至Tnr+100℃的温度范围内对所述经再加热的钢锭进行热轧的步骤；

通过将经热轧的钢板在850℃-950℃的温度范围内保持1.3×t+(10-30分钟)而进行热处理的步骤，其中t为钢的厚度(mm)；和对所述经热处理的钢板以0.1-10℃/sec的冷却速率进行冷却的步骤。

5.如权利要求4所述的对焊后热处理具有优异抗性的高强度钢板的制备方法，其中所述热轧步骤通过对每个轧制道次施加10％以上的轧缩率而进行，从而使累计轧缩率形成为

30％以上。

6.如权利要求4所述的对焊后热处理具有优异抗性的高强度钢板的制备方法，其中所述冷却步骤通过控制冷却速率使得钢板中心部的铁素体晶粒平均尺寸调节为50μm以下。

说明书

对焊后热处理具有优异抗性的高强度钢板及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种用于处在潮湿的硫化氢环境中的原油精炼设备、储油罐、热交换器、反应炉、冷凝器等的钢板，更具体而言，涉及一种对焊后热处理(PWHT，Post Weld Heat Treatment)也具有优异强度和韧性的钢板，及该钢板的制备方法。

背景技术

[0002] 由于高油价时代及近来日益短缺的石油供应，导致近年来正积极开采处于恶劣环境中的油田的趋势，据此用于精炼和储存原油的钢材厚度日益增加。

[0003] 实施焊后热处理(PWHT，Post Weld Heat Treatment)是为了消除在用具有稳定形状和尺寸的物体进行焊接期间产生的应力，和防止钢在焊接——在上述使钢增厚的基础上——后结构发生变形。但是，经过很长时间的PWHT处理的钢板存在的一个问题在于，钢板的抗拉强度可能会由于钢板结构的粗大化而降低。

[0004] 更确切而言，长时间的PWHT处理后导致这样一种现象：由于基质结构（Matrix）和晶粒边界的软化、晶粒的生长、碳化物的粗大化等，钢板的强度和韧性同时降低。

[0005] 日本专利公开文本No.1997-256037中公开了一种防止在经上述长时间的PWHT热处理后物理性能特性降低的方法，该方法通过下述操作能够保证实施PWHT时间最长至16小时：对钢锭实施加热和热轧处理，以重量%计，所述钢锭含有0.05-0.20%的C、0.02-0.5%的Si、0.2-2.0%的Mn、0.005-0.10%的Al，且根据需要，其还含有选自Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Ti、B和Ca及稀土元素中的一种或两种以上，余量物为铁和不可避免的杂质；在室温下空气冷却经热轧的钢板；和在Ac1至Ac3的转换点下加热并进行缓慢冷却。

[0006] 但是，上述技术存在的问题为，当钢的增厚和焊接条件较严格时，上述PWHT保证时间极为不够，且无法采用比所述PWHT保证时间更长的PWHT处理。

[0007] 因此，需要对具有严格的增厚和焊接条件的PWHT的抗性高的钢，使得钢板的强度和韧性即使在实施长时间的PWHT之后也不会降低。

发明内容

[0008] 技术问题

[0009] 本发明的一个目的是提供一种具有优异焊后热处理(PWHT)抗性的高强度钢板，其强度和韧性即使在实施长时间的焊后热处理（Post Weld Heat Treatment，PWHT）之后也不会降低；和一种该钢板的制备方法。

[0010] 技术方案

[0011] 本发明提供一种对焊后热处理(PWHT)具有优异抗性的高强度钢板，该钢板的组成为，含有以重量%计的：0.1-0.3%的C;0.15-0.50%的Si;0.6-1.2%的Mn;0.035%以下的P;0.020%以下的S;0.001-0.05%的Al;0.01-0.35%的Cr;0.005-0.2%的Mo;0.005-0.05%的V;0.001-0.05%的Nb;0.001-0.05%的Ti;0.0005-0.005%的Ca;0.05-0.5%的Ni;选自0.005-0.5%的Cu、0.005-0.2%的Co和0.005-0.2%的W中的一种以上物质;和Fe以及不可避免的杂质，其中所述组成满足以下关系式：

[0012] Cu+Ni+Cr+Mo:1.5%以下，

[0013] Cr+Mo:0.4%以下，

[0014] V+Nb:0.1%以下，且

[0015] Ca/S:1.0以上。

[0016] 此外，本发明提供一种具有优异焊后热处理（PWHT）抗性的高强度钢板的制备方法，该方法包括以下步骤：

[0017] 将满足所述组成范围的钢锭再加热至1050℃-1250℃的温度范围；

[0018] 在Tnr至Tnr+100℃的温度范围内热轧该经再加热的钢锭；

[0019] 通过将所述经热轧的钢板在850℃-950℃的温度范围内保持1.3×t+(10-30分钟)而实施热处理，其中t为钢材的厚度(mm)；和

[0020] 以0.1-10℃/sec的冷却速率冷却所述经热处理的钢板。

[0021] 发明效果

[0022] 根据本发明，可提供一种具有500MPa以上的强度并且强度和韧性即使在PWHT达到100小时后仍不会劣化、且具有优异抗氢诱导开裂性的高压容器用钢板。

具体实施方式

[0023] 下文将详细描述本发明。

[0024] 首先，详细描述本发明的组分范围（下文称为“重量百分比（wt%）”）。

[0025] 碳(C)的含量优选限制在0.1-0.3wt%范围内。C作为一种提高钢板强度的元素，存在的问题为，当C含量小于0.1wt%时，基质相中钢板的强度降低；当C含量大于0.3wt%时，钢板的结构中发生离析，从而使抗氢诱导开裂性变差。

[0026] 硅(Si)的含量优选限制在0.15-0.50wt%范围内。Si为一种能有效脱氧和强化固溶体的元素，且Si元素的添加能达到提高冲击转变温度（impact transition temperature）的效果。虽然为实现所述效果，Si的添加量应为0.15wt%以上，但当Si的添加量大于0.5wt%时，存在降低焊接性且在钢板表面严重形成氧化膜的问题。

[0027] 锰(Mn)的含量优选限制在0.6-1.2wt%范围内。Mn优选控制在含量为1.2wt%以下，因为Mn会与S一起形成非金属夹杂物MnS，从而降低室温下的延伸率和低温韧性。但是，鉴于本发明的性质，当添加的Mn的含量小于0.6wt%时，难以确保合适的强度，因此Mn的含量限制在0.6-1.2wt%范围内。

[0028] 铝(Al)的含量优选限制在0.001-0.5wt%范围内。Al与上述Si共同作为炼钢工艺中的强脱氧剂之一，当Al的含量小于0.001wt%时，存在的问题是脱氧效果极差；当Al的添加量大于0.05wt%时，存在上述脱氧效果饱和且制造成本增加的问题。

[0029] 虽然磷(P)作为一种使低温韧性变差的元素，但是由于在炼钢工艺中除去磷(P)的成本过高，因此磷(P)的含量优选控制在0.035wt%以下的范围内。

[0030] 硫(S)与磷(P)一样，也是一种不利地影响低温韧性的元素，同磷(P)的情形一样，由于在炼钢工艺中除去硫(S)的成本过高，因此硫(S)的含量优选控制在0.020wt%以下的范围内。

[0031] 铬(Cr)的含量优选限制在0.01-0.35wt%范围内。由于铬(Cr)是一种能增加强度的元素，因此在本发明中为获得增加强度的效果，Cr的添加量应为0.01wt%以上，但是由于铬(Cr)是一种相对昂贵的元素，如果铬(Cr)的添加量大于0.35wt%，则会导致制造成本的增加，因此铬(Cr)的含量优选控制在0.35wt%或更小。

[0032] 钼(Mo)的含量优选限制在0.005-0.2wt%范围内。Mo是一种防止钢板由硫化物而发生开裂的元素，且同Cr的情况相同，也是一种有效增加钢板强度的元素。虽然，为获得所述效果，Mo的添加量应为0.005wt%以上，但是，由于Mo也是一种相对昂贵的元素，会导致制造成本增加，因此Mo的含量优选限制在0.2wt%以下。

[0033] 钒(V)的含量优选限制在0.005-0.05wt%范围内。V同Cr和Mo的情况一样，也是一种能有效增加钢板强度的元素。因此，为提高增加钢板强度的效果，V的添加量应为0.005wt%以上，但是，由于V是一种相对昂贵的元素，因此V的添加量优选为0.05wt%以下。

[0034] 铌(Nb)的含量优选限制在0.001-0.05wt%范围内。Nb是一种重要的元素，其以固溶体形态存在于奥氏体中用以增加奥氏体的硬化性，且其沉淀成为与基质（Matrix）相匹配的碳氮化物(Nb(C,N))用以增加钢板的强度。虽然为实现所述效果，Nb的添加量应为0.001wt%以上，但是Nb的含量优选限制在0.05wt%以下，因为在连铸工艺中，当大量添加Nb时其以粗大沉淀物的形式存在，由此会起到氢诱导开裂性的位点的作用。

[0035] 钛(Ti)的含量优选限制在0.001-0.05wt%范围内。Ti同Nb一样，是一种增加钢板强度的重要元素，其沉淀成为碳氮化物(Ti(C,N))。虽然为实现所述效果，Ti的添加量应为0.001wt%以上，但是Ti的含量优选限制在0.05wt%以下，因为在连铸工艺中，当大量添加Ti时其以粗大沉淀物的形式存在，由此会起到氢诱导开裂性的位点的作用。

[0036] 钙(Ca)的含量优选限制在0.0005-0.005wt.%范围内。Ca的添加量应为0.0005wt%以上，以使Ca生成CaS，用以抑制非金属夹杂物MnS。但是，Ca含量的上限值优选限制在0.005wt%，因为如果Ca的含量超过0.005wt%，其会与钢中所含的O反应而生成非金属夹杂物CaO。

[0037] 镍(Ni)的含量优选限制在0.05-0.5wt%范围内。Ni是一种对提高钢板的低温韧性最有效的元素，为实现该效果，其添加量应为0.05wt%以上，但是由于Ni是一种相对昂贵的元素，会导致制造成本增加，因此Ni的添加量优选为0.5wt%以下。

[0038] 本发明的上述组成中含有选自Cu、Co和W中的一种以上。

[0039] 铜(Cu)的添加量优选为0.005-0.5wt%。Cu在通过由固溶强化或e-Cu沉淀等强化基质（matrix）来实施的PWHT之后也可防止钢板的强度劣化，并可防止经过基质强化和抑制回复（recovery）而引起的钢板强度和韧性的劣化。由于Cu相对昂贵，其添加量优选在0.005-0.5wt%范围内。

[0040] 钴(Co)的添加量优选为0.005-0.2wt%。虽然Co是一种有效防止基质结构软化的元素，但由于Co相对昂贵，因此其添加范围优选为0.005-0.2wt%。

[0041] 钨(W)的添加量优选为0.005-0.2wt%。W的添加量优选为0.005wt%以上，因为其具有下述特性：其可通过形成WC或降低渗碳体（Cementite）的沉淀分率来防止渗碳体生长或渗碳体凝固抑制，从而防止钢板的强度和韧性的劣化。因为W相对昂贵，因此W的添加量更优选在0.005-0.2wt%范围内。

[0042] 在考虑到本发明的钢材可用作高压容器用钢材的情况下，以下元素例如Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb等的元素含量优选满足以下关系式：

[0043] Cu+Ni+Cr+Mo:1.5wt%以下

[0044] Cr+Mo:0.4wt%以下

[0045] V+Nb:0.1wt%以下

[0046] Ca/S:1.0以上。

[0047] 更确切而言，Cu+Ni+Cr+Mo、Cr+Mo及V+Nb的数值关系式分别受高压容器用钢的基本规格(ASTM A20)的限制。相应地，Cu+Ni+Cr+Mo、Cr+Mo及V+Nb的含量分别限制在1.5wt%以下、0.4wt%以下及0.1wt%以下。根据本发明的实施方案，所不包含的合金元素可按0计算。

[0048] Ca/S的比例是通过对MnS夹杂物进行球化处理而提高钢板的抗氢诱导开裂性的一个必要组成比例。该比例控制在1.0以上，因为如果Ca/S的比例不超过1.0，其效果难以预期。

[0049] 该组成中含有Fe及不可避免的杂质作为余量物。

[0050] 下文对本发明的微细结构进行详细描述。

[0051] 如果将具有上述组成的钢通过下文描述的一种操作进行适宜的受控轧制和热处理，则其微细结构可形成为铁素体结构或铁素体和珠光体的混合结构。在所述结构中优选不包含低温结构，但是可含有最多10wt%的贝氏体。将结构控制为上述形式的原因在于，本发明的钢板在抗氢诱导开裂性方面应是优异的，且应具有合适的强度和韧性。

[0052] 此外，为确保抗氢诱导开裂性，带化指数值（Banding Index）（通过ASTM E-1268测得）优选为0.25以下，所述带化指数值表示形成了多少对氢诱导开裂脆弱的带状结构。如果带化指数值（Banding Index）超过0.25，则其微细结构中的抗氢诱导开裂性迅速降低。

[0053] 钢板的厚度方向的中心部(3/8至5/8t，t：钢板厚度)优选具有50μm以下的铁素体晶粒平均尺寸，这是因为：当上述铁素体晶粒的尺寸过大时，会降低钢板的强度和韧性。虽然晶粒尺寸不具有下限，由于在本发明的目标钢材中通常难以得到小于5μm的晶粒，因此晶粒尺寸可为5μm以上。

[0054] 下文将详细描述本发明的制备方法。

[0055] 本发明将满足上述组成范围的钢锭再加热至1050-1250℃的温度范围，如果上述再加热温度低于1050℃，则难以得到溶质原子的固溶体，且如果上述再加热温度高于1250℃，则奥氏体晶粒尺寸变得太粗大从而不利于钢板性能。

[0056] 在本发明的制备方法中，实施上述再加热处理之后，需要进行重结晶受控轧制处理、热处理和PWHT热处理，从而使本发明的钢板具有铁素体+珠光体双相复合结构以获得氢诱导裂化抗性，并使带化指数值（Banding Index）(通过ASTM E-1268测得)变为0.25以下。

[0057] 所述重结晶受控轧制通过在非重结晶温度以上的温度下热轧上述经再加热的钢锭而进行。上述非重结晶温度Tnr可通过下式计算。

[0058] Tnr(℃)=

[0059] 887+464×C+890×Ti+363×Al-357×Si+(6446×Nb-644×Nb1/2)+(732×V-230×1/2
V )

[0060] 为了使带化指数值（Banding Index）(通过ASTM E-1268测得)为0.25以下，重结晶受控轧制是最重要的变量，重结晶受控轧制优选通过在Tnr至Tnr+100℃温度范围内对每个轧制道次施加10%以上的轧缩率（rolling reduction），从而得到30%以上的累计轧缩率。如果上述累计轧缩率小于30%，则带化指数值（Banding Index）无法预期达到0.25以下。此外，限制重结晶受控轧制的温度是为了控制带化指数，是为了在晶粒未粗大化的状态下抑制带结构。更具体而言，温度低于非重结晶温度范围(Tnr)时是不利的，因为奥氏体将会扁平化形成为薄饼状，使得带化指数值增加。反之，温度过高也是不利的，因为晶粒尺寸会过大。

[0061] 随后，进行上述热轧，并对经冷却的热轧钢板进行热处理。所述热处理在850℃-950℃的温度范围下进行1.3×t+(10-30分钟)，其中t为钢材厚度(mm)。如果上述热处理温度小于850℃，则由于固溶溶质原子难以再固溶，从而难以确保钢板的强度；而如果上述热处理温度大于950℃，则由于晶粒生长，从而不利于钢板的低温韧性。

[0062] 对热处理的持续时间进行限制，因为如果上述持续时间小于1.3×t+10分钟(t为钢材厚度(mm))，则难以使结构均化；如果持续时间大于1.3×t+30分钟(t为钢材厚度(mm))，则生产率降低。

[0063] 以上述钢板中心部的冷却速率为基准，对经热处理的钢板以0.1-10℃/sec的冷却速率进行冷却，如果冷却速率小于0.1℃/sec，则很可能在冷却期间发生铁素体晶粒的粗大化；如果冷却速率大于10℃/sec，则产生过多的第二相（10%以上的贝氏体分率）的可能性很高。

[0064] 上述冷却速率是为了将钢板中心部的铁素体平均粒径调节为50μm以下。

[0065] PWHT处理是经过上述热处理工艺制备的本发明钢板所需要的，以便消除由在制造高压容器期间所增加的焊接操作而产生的残余应力。虽然钢板的强度和韧性在对钢板实施长时间的PWHT之后通常会劣化，但是通过本发明制备的钢板具有这样的优点：可以在无大幅度降低钢板的强度或韧性（即使在600℃-640℃的常规PWHT温度条件下对钢板进行长达（至100小时）的PWHT）的情况下，进行焊接工作。特别是，即使在实施100小时的PWHT之后，本发明的钢板仍具有450MPa以上的抗拉强度，满足在-50℃下的50J以上的却贝冲击能量值（Charpy impact energy value）。

[0066] 下文将参照以下实施方案详细描述本发明。但是，提供以下实施方案仅是为了说明目的，本发明范围不应以任何方式受限于此。

[0067] 实施方案

[0068] 以下表1分别展示了本发明钢和比较钢的化学组分。通过对具有表1所示组分的钢锭在表2的钢板厚度及再加热温度条件下进行轧制、热处理和冷却而制备了钢板。

[0069] 将在上述条件下所制备的钢板在下表2中所示条件下进行PWHT等之后，对钢板的屈服强度、抗拉强度、低温韧性以及裂纹长度比(CLR，Crack Length Ratio，%)进行了检测，将其检测结果示于下表2中。

[0070] 在下表2中，低温韧性值是用却贝冲击能量值进行评估的，所述却贝冲击能量值通过对具有V凹口的试样在-50℃下进行却贝冲击试验而得到；并且裂纹长度比（Crack Length Ratio，%）是根据NACE标准TM0277来进行测量的。

[0071] [表1]

[0072]

[0073] [表2]

[0074]

[0075] 从上述表1和2的结果可以看到，满足本发明组成和制备条件的本发明钢在PWHT时间达到50-100小时后，其强度和韧性也未降低。反之，当将比较钢与本发明钢进行比较时，可以证实，虽然当PWHT时间较小时，比较钢的强度和韧性水平几乎与本发明钢相等，但是，在PWHT时间达到50小时以上的时间后，比较钢的强度和韧性与本发明钢相比明显劣