具有优异的表面品质和抗层状撕裂性的用于蒸汽锅筒的极厚钢板及其制造方法与流程

1.本公开内容涉及可用于石油化工发电设备、锅炉等的钢材及其制造方法，并且更特别地，涉及具有优异的表面品质和抗层状撕裂性的用于蒸汽锅筒的极厚钢材及其制造方法。


背景技术：

2.发电设备中使用的锅炉蒸汽锅筒是通过在一定压力下储存从锅炉蒸发的蒸气来分离蒸气和水的容器。废热锅炉被广泛用于利用由化学反应或燃烧反应产生的热。当安装废热锅炉时，蒸汽锅筒是必不可少的。响应于提高蒸气锅炉效率的需求，情况是用于大规模和大容量储存目的的钢材的厚度不断增加。随着钢材厚度的增加，总的轧制压下率减小，并因此显微组织增加，并且材料中的缺陷例如夹杂物或偏析物表现出使材料劣化的趋势。因此，为了提高钢材内部和外部的完好程度，存在降低诸如非金属夹杂物、偏析物等的杂质的浓度的趋势，或者将表面上和材料内部的裂纹、空隙等控制到极限的趋势。
3.特别地，在厚度超过100mmt的超厚材料的情况下，与薄材料相比，由于轧制压下率不高，因此在连铸或铸造期间产生的未固化的收缩孔在粗轧过程期间没有得到充分压缩，并且以残留空隙的形式保留在产品的中心。
4.当使组织经受厚度和轴向应力时，这些残留空隙充当裂纹的起始点，并最终可能以层状撕裂的形式对整个设备造成损坏。因此，在轧制之前的步骤中，需要对中心空隙进行充分压缩使得不存在残留空隙的过程。
5.与此相关的专利文献1是在厚板粗轧过程中施加强压力的技术，并且使用了由设定为接近轧制机的设计公差(载荷和扭矩)的每道次压下率来按厚度确定各厚度在发生板咬合时的极限压下率的技术，通过调节每道次厚度比的指数以确保粗轧机的目标厚度来分配压下率的技术，以及基于各厚度的极限轧制压下率来改变轧制压下率以便不发生板咬合的技术，并因此，提供了能够在基于80mmt的粗轧的最后3道次中应用约27.5％的平均压下率的制造方法。然而，在所述轧制方法的情况下，测量了整个产品厚度的平均压下率，并且在最大厚度为233mmt或更大的超厚材料的情况下，向存在残留空隙的中心施加高应变在技术上是困难的。
6.制造超厚材料的另外的方法之一是使用具有比轧制机更高的每道次有效应变速率的锻造机。在专利文献2中，将从加热炉中取出的铸坯竖直放置以在整个宽度上产生400mm或更大的锻造压下量，并且在2道次内以作为压屈极限压下内的条件的压下率进行宽度锻造道次，从而提供了在宽度方向上消除边缘和中心部分的孔隙并增加型芯应变的方法。此外，由于中心残留空隙(其是专利文献1中的问题)可以得到有效压缩，因此产品的抗层状撕裂品质可以得到改善。
7.然而，在宽度锻造过程期间，由于局部变形集中而可能产生表面缺陷。特别地，如果在锻造之前铸钢状态中存在表面缺陷或表面下缺陷，则缺陷在锻造过程期间扩展，并且
在轧制之后的产品状态中，表面品质可能进一步劣化。
8.另一方面，专利文献3公开了屈服强度为620mpa或更大的100mmt或更厚的厚高强度钢板可以通过以下过程来制造：将提供有预定合金组成的材料在1200℃至1350℃下加热，以25％或更大的累积压下率进行热锻造，加热至ac3点或更高且1200℃或更低，以40％或更大的累积轧制压下率进行热轧，再加热至ac3点或更高且1050℃或更低，进行从ac3点或更高的温度到350℃或更低或者ar3点或更低的较低温度的快速冷却，以及在450℃至700℃的温度下回火。
9.然而，在上述由于高的碳当量(ceq)和淬透性指数(di)而在铸造期间易于出现表面裂纹的超高强度钢板的情况下，以及在同样通过正火热处理制造的用于蒸汽锅筒的钢的情况下，不能容易地应用所述工艺条件。此外，当碳当量(ceq)和淬透性指数(di)高时，在炼钢的二次冷却过程期间由于在表面上形成硬组织而容易在铸钢的表面上产生裂纹，并且由于在锻造过程期间裂纹扩展，因此最终产品的表面品质可能劣化。
10.因此，提出了通过压缩中心空气隙来提高最终产品的内部完好程度的锻造方法，但尚未提出实用的方法来确保用于蒸汽锅筒的钢的合适的材料品质和优异的表面品质二者。
11.(现有技术文献)
12.(专利文献1)韩国专利申请公开第10-2012-0075246号(于2012年7月6日公开)
13.(专利文献2)韩国专利申请公开第10-2012-0074039号(于2012年7月5日公开)
14.(专利文献3)韩国专利申请公开第10-2017-0095307号(于2017年8月22日公开)


技术实现要素：

15.技术问题
16.本公开内容的一个方面是提供具有优异的表面品质和抗层状撕裂性的用于蒸汽锅筒的极厚钢材及其制造方法。
17.本公开内容的一个方面不限于上述内容。本领域技术人员将不难由本说明书的一般内容理解本公开内容的另外的主题。
18.技术方案
19.根据本公开内容的一个方面，极厚钢材以重量％计包含：c：0.2％至0.3％、si：0.05％至0.5％、mn：1.0％至2.0％、al：0.005％至0.1％、p：0.01％或更少、s：0.015％或更少、nb：0.001％至0.02％、v：0.001％至0.03％、ti：0.001％至0.03％、cr：0.01％至0.3％、mo：0.01％至0.12％、cu：0.01％至0.4％、ni：0.05％至0.4％、ca：0.0005％至0.004％、余量中的fe和其他不可避免的杂质，其中根据以下关系式1的ceq满足0.5至0.6的范围，平均晶粒尺寸为20μm或更小的铁素体和珠光体复合组织作为基础组织而包含在内，以及表面层部分中的硬组织分数为5面积％或更小，所述表面层部分为在厚度方向上从表面到10mm的区域，中心部分的孔隙度为0.1mm3/g或更小，所述中心部分为3/8t至5/8t(其中t为钢材厚度(mm))的区域，以及在焊后热处理(post-weld heat treatment，pwht)之后在钢材断面中观察到的析出物中，直径为5nm至15nm的细vc析出物为每1μm
2 5个或更多个。
20.[关系式1]
[0021]
ceq＝[c]+[mn]/6+([cr]+[mo]+[v])/5+([ni]+[cu])/15
[0022]
在以上关系式1中，[c]、[mn]、[cr]、[mo]、[v]、[ni]和[cu]分别表示钢材中包含的c、mn、cr、mo、v、ni和cu的含量(重量％)，并且当并非有意添加这些组分时，用0代替。
[0023]
钢材的厚度可以为133mm至250mm。
[0024]
钢材的抗拉强度可以为550mpa至690mpa。
[0025]
钢材在厚度方向上的断面收缩率(sectional reduction of area，zra)可以为35％或更大。
[0026]
钢材的最大表面裂纹深度可以为0.1mm或更小(包括0)。
[0027]
根据本公开内容的一个方面，制造极厚钢材的方法包括：提供厚度为650mm或更大的板坯备用，所述板坯以重量％计包含：c：0.2％至0.3％、si：0.05％至0.5％、mn：1.0％至2.0％、al：0.005％至0.1％、p：0.01％或更小、s：0.015％或更小、nb：0.001％至0.02％、v：0.001％至0.03％、ti：0.001％至0.03％、cr：0.01％至0.3％、mo：0.01％至0.12％、cu：0.01％至0.4％、ni：0.05％至0.4％、ca：0.0005％至0.004％、余量中的fe和其他不可避免的杂质，其中根据以下关系式1的ceq满足0.5至0.6的范围，原始奥氏体的平均晶粒尺寸为500μm或更小，以及厚度为650mm或更大；在1100℃至1300℃的温度下对板坯进行第一加热；通过以3％至15％的累积压下率和1/秒至4/秒的应变速率对经第一加热的板坯进行第一锻造加工来提供厚度为450mm至550mm的第一中间材料；在1000℃至1200℃的温度下对第一中间材料进行第二加热；通过以3％至30％的累积压下率和1/秒至4/秒的应变速率对经第二加热的第一中间材料进行第二锻造加工来提供厚度为300mm至340mm的第二中间材料；在1000℃至1200℃的温度下对第二中间材料进行第三加热；通过在900℃至1100℃的温度下对经第三加热的第二中间材料进行热轧来提供厚度为133mm至233mm的热轧材料；以及在热轧完成之后将热轧材料在820℃至900℃的温度下加热，使之保持10分钟至40分钟，然后空气冷却至室温的正火热处理操作。
[0028]
[关系式1]
[0029]
ceq＝[c]+[mn]/6+([cr]+[mo]+[v])/5+([ni]+[cu])/15
[0030]
在以上关系式1中，[c]、[mn]、[cr]、[mo]、[v]、[ni]和[cu]分别表示钢坯中包含的c、mn、cr、mo、v、ni和cu的含量(重量％)，并且当并非有意添加这些组分时，用0代替。
[0031]
第二中间材料的中心部分的孔隙度可以为0.1mm3/g或更小。
[0032]
热轧钢的最大表面裂纹深度可以为2μm或更小(包括0)。
[0033]
还可以包括以下操作：对经正火热处理的钢进行焊接；以及进行另外的热处理(pwht)以去除经焊接的钢的残余应力。
[0034]
用于解决上述问题的手段并未列举本公开内容的所有特征，并且参照以下具体实施方案将更详细地理解本公开内容的各种特征及其优点和效果。
[0035]
有益效果
[0036]
根据本公开内容的一个方面，可以提供具有优异的表面品质和抗层状撕裂性的用于蒸汽锅筒的极厚钢材及其制造方法。
[0037]
本公开内容的效果不限于上述内容，并且可以解释为包括本领域技术人员可以从以下描述的细节中推断出的技术效果。
具体实施方式
[0038]
本公开内容涉及具有优异的表面品质和抗层状撕裂性的用于蒸汽锅筒的极厚钢材及其制造方法，并且在下文中，将描述本公开内容的优选实施方案。本公开内容的实施方案可以以多种形式进行修改，并且本公开内容的范围不应被解释为限于以下描述的实施方案。向本领域技术人员提供这些实施方案以进一步详细说明本公开内容。
[0039]
在下文中，将根据本公开内容的一个方面更详细地描述具有优异的表面品质和抗层状撕裂性的用于蒸汽锅筒的极厚钢材。
[0040]
根据本公开内容的一个方面的极厚钢材以重量％计包含：c：0.2％至0.3％、si：0.05％至0.5％、mn：1.0％至2.0％、al：0.005％至0.1％、p：0.01％或更少、s：0.015％或更少、nb：0.001％至0.02％、v：0.001％至0.03％、ti：0.001％至0.03％、cr：0.01％至0.3％、mo：0.01％至0.12％、cu：0.01％至0.4％、ni：0.05％至0.4％、ca：0.0005％至0.004％、余量中的fe和其他不可避免的杂质，其中根据以下关系式1的ceq满足0.5至0.6的范围，平均晶粒尺寸为20μm或更小的铁素体和珠光体复合组织作为基础组织而包含在内，以及表面层部分中的硬组织分数为5面积％或更小，所述表面层部分为在厚度方向上从表面到10mm的区域，中心部分的孔隙度为0.1mm3/g或更小，所述中心部分为3/8t至5/8t(其中t为钢材厚度(mm))的区域，以及在焊后热处理(pwht)之后在钢材断面中观察到的析出物中，直径为5nm至15nm的细vc析出物为每1μm
2 5个或更多个。
[0041]
[关系式1]
[0042]
ceq＝[c]+[mn]/6+([cr]+[mo]+[v])/5+([ni]+[cu])/15
[0043]
在以上关系式1中，[c]、[mn]、[cr]、[mo]、[v]、[ni]和[cu]分别表示钢材中包含的c、mn、cr、mo、v、ni和cu的含量(重量％)，并且当并非有意添加这些组分时，用0代替。
[0044]
在下文中，将更详细地描述本公开内容的合金组成。在下文中，除非另有说明，否则关于合金组成描述的％和ppm是基于重量的。
[0045]
碳(c)：0.20％至0.30％
[0046]
由于碳(c)是确保基本强度的最重要元素，因此其需要以适当范围包含在钢中，并且可以添加0.20％或更多的碳(c)以获得这样的附加效果。优选地，可以添加0.22％或更多的碳(c)。另一方面，如果碳(c)含量超过一定水平，则在正火热处理期间珠光体的分数增加，并且基础材料的强度和硬度可能过度超过，从而导致锻造过程期间的表面裂纹并且使最终产品的抗层状撕裂性劣化。因此，在本公开内容中，可以将碳(c)含量限制为0.30％，并且碳(c)含量的更优选上限可以为0.26％。
[0047]
硅(si)：0.05％至0.50％
[0048]
硅(si)是通过固溶强化改善钢材的强度并且具有强脱氧效果的置换元素，并因此其为用于制造洁净钢的必需元素。因此，硅(si)可以以0.05％或更多，更优选地0.20％或更多的量添加。另一方面，在添加大量硅(si)的情况下，形成ma(马氏体-奥氏体)相并且铁素体基体的强度过度增加，这可能使超厚产品的表面品质劣化。因此，可以将含量的上限限制为0.50％。硅(si)含量的更优选上限可以为0.40％。
[0049]
锰(mn)：1.0％至2.0％
[0050]
锰(mn)是通过固溶强化改善强度并改善淬透性使得产生低温转变相的有用元素。因此，为了确保550mpa或更大的抗拉强度，优选添加1.0％或更多的锰(mn)。更优选的锰
(mn)含量可以为1.1％或更多。另一方面，锰(mn)形成mns(其是与硫(s)一起被拉长的非金属夹杂物)，从而降低韧性，并且充当降低在厚度方向上拉伸期间的延伸率的因素，并因此可能是使抗层状撕裂性品质快速劣化的因素。因此，优选将锰(mn)含量控制为2.0％或更少，并且更优选的锰(mn)含量可以为1.5％或更少。
[0051]
铝(al)：0.005％至0.1％
[0052]
除了硅(si)之外，铝(al)也是炼钢过程中的强脱氧剂之一，并且优选地以0.005％或更多的量添加以获得这种效果。铝(al)含量的更优选下限可以为0.01％。另一方面，如果铝(al)含量过多，则由于脱氧而产生的氧化夹杂物中的al2o3分数过度增加并且其尺寸变粗，并且可能存在细化期间难以除去夹杂物的问题，这可能是降低抗层状撕裂特性的因素。因此，优选将铝(al)含量控制为0.1％或更少。更优选的铝(al)含量可以为0.07％或更少。
[0053]
磷(p)：0.010％或更少(包括0％)，硫(s)：0.0015％或更少(包括0％)
[0054]
磷(p)和硫(s)是引起晶界处的脆性或形成粗夹杂物以引起脆性的元素。因此，为了改善抗脆性裂纹扩展性，优选将磷(p)限制为0.010％或更少，并未将硫(s)限制为0.0015％或更少。
[0055]
铌(nb)：0.001％至0.02％
[0056]
铌(nb)是以nbc或nbcn的形式析出以改善基础材料的强度的元素。此外，在高温再加热期间溶解的铌(nb)在轧制期间以nbc的形式非常细小地析出以抑制奥氏体的再结晶，并因此具有细化组织的效果。因此，铌(nb)优选以0.001％或更多的量添加，并且更优选的铌(nb)含量可以为0.005％或更多。另一方面，如果过量添加铌(nb)，则未溶解的铌(nb)以tinb(c,n)的形式产生，并成为抑制抗层状撕裂性的因素。因此，优选将铌(nb)含量的上限限制为0.02％。更优选的铌(nb)含量可以为0.017％或更少。
[0057]
钒(v)：0.001％至0.03％
[0058]
由于在再加热期间几乎所有的钒(v)都被再溶解，因此在后续轧制期间通过析出或固化的强化效果不显著，但是在后续的热处理过程例如pwht中，其作为非常细的碳氮化物而析出，并且具有改善强度的效果。为了充分获得这些效果，需要添加0.001％或更多的钒(v)。钒(v)含量的更优选下限可以为0.01％。另一方面，如果含量过多，则基础材料和焊接区的强度和硬度过度增加，这可能充当蒸汽锅筒加工期间的例如表面裂纹的因素，并且也不是商业上有益的，因为制造成本可能快速上升。因此，可以将钒(v)含量限制为0.03％或更少。更优选的钒(v)含量可以为0.02％或更少。
[0059]
钛(ti)：0.001％至0.03％
[0060]
钛(ti)在再加热期间以tin析出并且抑制基础材料和焊接的热影响区中晶粒的生长，并且是极大地改善低温韧性的组分。为了获得这样的效果，优选添加0.001％或更多的钛(ti)。另一方面，如果过量添加钛(ti)，则低温韧性可能由于连铸喷嘴堵塞或中心结晶而降低。此外，由于钛(ti)与氮(n)结合在厚度的中心形成粗的tin析出物，从而降低产品的延伸率，因此最终材料的抗层状撕裂性可能劣化。因此，钛(ti)含量可以为0.03％或更少。优选的钛(ti)含量可以为0.025％或更少，并且更优选的钛(ti)含量可以为0.018％或更少。
[0061]
铬(cr)：0.01％至0.30％
[0062]
铬(cr)是通过经由提高淬透性而形成低温转变组织来提高屈服强度和抗拉强度的组分。此外，其也是在通过减缓渗碳体在快速冷却之后的回火或焊接之后的热处理期间
的分解速率而防止强度降低方面有效的组分。为了这种效果，可以添加0.01％或更多的铬(cr)。另一方面，如果铬(cr)含量过多，则由于富cr粗碳化物例如m
23
c6等的尺寸和分数增加，产品的冲击韧性可能降低，并且由于铌(nb)的固溶度和产品中诸如nbc的细析出物的分数降低，因此产品强度的降低可能是成问题的。因此，在本公开内容中，可以将铬(cr)含量的上限限制为0.30％。铬(cr)含量的优选上限可以为0.25％。
[0063]
钼(mo)：0.01％至0.12％
[0064]
钼(mo)是提高晶界强度并且在铁素体中具有高的固溶强化效果的元素，并且是有效地有助于提高产品的强度和延性的元素。此外，钼(mo)还具有防止由于诸如磷(p)等的杂质元素的晶界偏析而导致韧性劣化的效果。为了这种效果，可以添加0.10％或更多的钼(mo)。然而，由于钼(mo)是昂贵的元素，过量添加可能显著增加制造成本，因此可以将钼(mo)含量的上限限制为0.12％。
[0065]
铜(cu)：0.01％至0.40％
[0066]
铜(cu)在本公开内容中是有利的元素，因为其可以通过铁素体中的固溶强化大大提高基体相的强度，并且还具有抑制在湿硫化氢气氛中的腐蚀的效果。为了这种效果，可以包含0.01％或更多的铜(cu)。更优选的铜(cu)含量可以为0.03％或更多。然而，如果铜(cu)的含量过多，则在钢板的表面上产生星形裂纹的可能性增加，并且由于铜(cu)是昂贵的元素，因此可能存在制造成本大大增加的问题。因此，在本公开内容中，可以将铜(cu)含量的上限限制为0.40％。铜(cu)含量的优选上限可以为0.35％。
[0067]
镍(ni)：0.05％至0.40％
[0068]
镍(ni)是通过增加低温下的堆垛层错以促进位错的交叉滑移而有效地有助于改善冲击韧性并且改善淬透性以提高强度的元素。为了这种效果，可以添加0.05％或更多的镍(ni)。优选的镍(ni)含量可以为0.10％或更多。另一方面，如果过量添加镍(ni)，则由于高成本，制造成本也可能增加，并因此可以将镍(ni)含量的上限限制为0.40％。镍(ni)含量的优选上限可以为0.35％。
[0069]
钙(ca)：0.0005％至0.0040％，
[0070]
在通过铝(al)脱氧之后添加钙(ca)时，钙(ca)与形成mns夹杂物的硫(s)结合，从而具有抑制mns产生的效果，同时通过形成球形cas抑制了由于氢致开裂而引起的裂纹的出现。为了充分形成作为杂质包含的硫(s)cas，优选添加0.0005％或更多的钙(ca)。然而，如果添加量过多，则在形成cas之后剩余的钙(ca)与氧(o)结合形成粗的氧化夹杂物，其在轧制期间被拉长并破坏，这可能是使抗层状撕裂性劣化的因素。因此，可以将钙(ca)含量的上限限制为0.0040％。
[0071]
除了上述组分之外，本公开内容的用于蒸汽锅筒的极厚钢材还可以包含余量中的铁和其他不可避免的杂质。然而，由于在正常的制造过程中可能不可避免地混合有来自原材料或周围环境的非预期的杂质，因此不能将其完全排除。由于这些杂质是本领域技术人员已知的，因此本说明书中没有具体提及所有这些杂质。此外，不完全排除添加除上述成分之外的有效成分。
[0072]
在根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材中，根据以下关系式1的ceq可以满足0.5至0.6的范围。
[0073]
[关系式1]
[0074]
ceq＝[c]+[mn]/6+([cr]+[mo]+[v])/5+([ni]+[cu])/15
[0075]
在以上关系式1中，[c]、[mn]、[cr]、[mo]、[v]、[ni]和[cu]分别意指钢中包含的c、mn、cr、mo、v、ni和cu的含量(重量％)，并且如果并非有意添加这些成分，则用0代替。
[0076]
由于根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材的厚度为133mm至250mm，因此其可以有效地响应增大蒸汽锅筒的尺寸的趋势。
[0077]
根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材的表面层可以由平均晶粒尺寸为20μm或更小的铁素体和珠光体复合组织形成。由于根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材限制了向钢的表面层引入硬组织，因此可以将最终产品的最大表面裂纹深度抑制为0.1mm或更小。即，在根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材中，积极地抑制了钢材的表面层上硬组织例如马氏体、贝氏体等的形成，并且即使当不可避免地形成这些硬材料时，也可以将其分数积极地抑制为5面积％或更小(包括0％)。优选地，钢材的表面层的硬组织分数可以为3％或更小(包括0％)。在这种情况下，钢材的表面层可以意指在厚度方向上从钢材的表面到10mm的区域。
[0078]
当观察已经历焊后热处理(pwht)的钢材的截面时，根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材可以包含每1μm2至少5个或更多个直径为5nm至15nm的细vc析出物。在600℃至700℃的温度范围内，vc以碳化物或碳氮化物的形式形成，从而引起沉淀硬化。因此，在本公开内容中，即使在高温下对试样进行热处理之后，也可以保持550mpa或更大的适当强度。
[0079]
在根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材中，钢材的中心处的孔隙度可以为0.1mm3/g或更小。因此，根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材可以有效地确保抗层状撕裂品质。在这种情况下，钢中心意指3/8t至5/8t(t：钢材厚度，mm)，并且中心孔隙度可以通过测量密度并取倒数来确定。
[0080]
根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材可以具有550mpa至690mpa的抗拉强度以及35％或更大的在厚度方向上的断面收缩率(zra)。此外，根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材在最终产品状态下可以具有0.1mm或更小的最大表面裂纹深度。在这种情况下，表面裂纹的深度可以通过用肉眼确定表面裂纹的存在然后在存在裂纹的对应点处进行研磨直至裂纹消失并通过测量从表面层到通过研磨去除的位置的深度来知道。
[0081]
在下文中，将更详细地描述根据本公开内容的一个方面的制造用于蒸汽锅筒的极厚钢材的方法。
[0082]
根据本公开内容的一个方面的用于蒸汽锅筒的极厚钢材可以通过以下操作来制造：提供厚度为650mm或更大的板坯备用，所述板坯以重量％计包含：c：0.2％至0.3％、si：0.05％至0.5％、mn：1.0％至2.0％、al：0.005％至0.1％、p：0.01％或更少、s：0.015％或更少、nb：0.001％至0.02％、v：0.001％至0.03％、ti：0.001％至0.03％、cr：0.01％至0.3％、mo：0.01％至0.12％、cu：0.01％至0.4％、ni：0.05％至0.4％、ca：0.0005％至0.004％、余量中的fe和其他不可避免的杂质，其中根据以下关系式1的ceq满足0.5至0.6的范围，原始奥氏体的平均晶粒尺寸为500μm或更小，以及厚度为650mm或更大；在1100℃至1300℃的温度下对板坯进行第一加热；通过以3％至15％的累积压下率和1/秒至4/秒的应变速率对经第一加热的板坯进行第一锻造加工来提供厚度为450mm至550mm的第一中间材料；在1000℃至
1200℃的温度下对第一中间材料进行第二加热；通过以3％至30％的累积压下率和1/秒至4/秒的应变速率对经第二加热的第一中间材料进行第二锻造加工来提供厚度为300mm至340mm的第二中间材料；在1000℃至1200℃的温度下对第二中间材料进行第三加热；通过在900℃至1100℃的温度下对经第三加热的第二中间材料进行热轧来提供厚度为133mm至233mm的热轧材料；以及在热轧完成之后将热轧材料在820℃至900℃的温度下加热，使之保持10分钟至40分钟，然后空气冷却至室温的正火热处理操作。
[0083]
[关系式1]
[0084]
ceq＝[c]+[mn]/6+([cr]+[mo]+[v])/5+([ni]+[cu])/15
[0085]
在以上关系式1中，[c]、[mn]、[cr]、[mo]、[v]、[ni]和[cu]分别表示包含在钢坯中的c、mn、cr、mo、v、ni和cu的含量(重量％)，并且当并非有意添加这些组分时，用0代替。
[0086]
板坯制备
[0087]
本公开内容的发明人已对制造在具有适于蒸汽锅筒的物理特性的同时具有优异的表面品质的极厚钢材的方法进行了深入研究。特别地，在制造成650mm或更大的厚度的板坯中，为了确保最终钢材的强度和表面品质，应将板坯的碳当量(ceq)控制在一定范围内，并且板坯的原始奥氏体晶粒尺寸也应被认为是得出本公开内容的有效条件。
[0088]
由于本公开内容的板坯提供有与上述钢材相对应的合金组成，因此用上述钢材的合金组分的描述代替板坯的合金组分的描述。本公开内容中使用的板坯的合金组成对应于确保550mpa至690mpa的抗拉强度和35％或更大的断面收缩率(zra)的必要条件。
[0089]
由于用于生产厚度为650mm或更大的板坯的单面铸造机的铸造速度为0.06m/分钟至0.1m/分钟，因此铸造以比制造厚度为250mm至400mm的板坯的一般铸造机(铸造速度：0.4m/分钟至1.5m/分钟)显著更低的速度进行。因此，在制造厚度为650mm或更大的板坯时，由于在模具中保持的时间相对长，因此奥氏体置于其中奥氏体可以生长得更粗的环境中。
[0090]
随着初始奥氏体晶粒尺寸增加，奥氏体晶界的锰(mn)偏析指数增大，并且由于晶界强度降低同时淬透性提高，因此在板坯的表面层部分中，硬的贝氏体和马氏体而不是软的铁素体和珠光体的分数增加。由于硬组织具有低的均匀延伸率，因此当施加热变形或外部变形或应力时，可能容易发生晶间开裂。因此，当板坯的表面层中原始奥氏体的晶粒尺寸大时，板坯表面上的晶间开裂可能更积极地发生，并且在随后的高变形过程例如锻造、轧制等中，裂纹的流入深度可能进一步增加。因此，为了抑制最终产品的表面开裂，将原始奥氏体的晶粒尺寸控制在适当的水平或更小是非常重要的。
[0091]
板坯的原始奥氏体的平均晶粒尺寸可以由以下关系式2得出，并且在本公开内容中，可以通过将板坯的原始奥氏体的平均晶粒尺寸限制为500μm或更小来有效地抑制晶间开裂。板坯的原始奥氏体的优选平均晶粒尺寸可以为400μm或更小，并且板坯的原始奥氏体的更优选平均晶粒尺寸可以为350μm或更小。
[0092]
[关系式2]
[0093]
d(板坯在铸造之后的原始奥氏体晶粒尺寸)＝3600*exp{-(89098+3581*[c]+1211*[ni]+1443*[cr]+4043*[mo])/(rt)}*t
0.18
[0094]
在以上关系式2中，[c]、[ni]、[cr]、和[mo]分别意指钢坯中包含的c、ni、cr、和mo的含量(重量％)，以及r为8.314j/mol/k，t是指铸造温度(k)，t是指铸造时间(秒)。
[0095]
作为用于减小原始奥氏体的晶粒尺寸的方法，存在高度设计具有溶质拖曳效应或
钉扎效应的碳(c)、镍(ni)、铬(cr)、和钼(mo)的组分的方法。然而，在这些碳(c)、镍(ni)、铬(cr)、和钼(mo)的组分增加的情况下，碳当量(ceq)也增加，并且在板坯的冷却过程期间可能产生低温转变组织。因此，在本公开内容中，可以将钢坯的根据以下关系式1的碳当量(ceq)限制为0.6或更小。优选的碳当量(ceq)可以为0.5至0.6。
[0096]
[关系式1]
[0097]
ceq＝[c]+[mn]/6+([cr]+[mo]+[v])/5+([ni]+[cu])/15
[0098]
在以上关系式1中，[c]、[mn]、[cr]、[mo]、[v]、[ni]和[cu]分别意指钢坯中包含的c、mn、cr、mo、v、ni和cu的含量(重量％)，并且当并非有意添加这些组分时，用0代替。
[0099]
板坯的第一加热
[0100]
可以将所制备的板坯在1100℃至1300℃的温度范围内加热。如上所提及的，板坯的厚度可以为650mm或更大，并且优选的厚度可以为700mm或更大。
[0101]
为了使铸造期间形成的钛(ti)或铌(nb)的复合碳氮化物或者tinb(c,n)的粗结晶产物等再溶解，需要将板坯加热至高于一定温度范围。此外，通过在第一锻造之前将板坯加热至再结晶温度或更高并保持来使组织均质化，并且优选将板坯加热至高于一定温度范围以确保足够高的锻造结束温度，从而使锻造过程期间可能产生的表面层裂纹最小化。因此，本公开内容的板坯第一加热优选在1100℃或更高的温度范围内进行。
[0102]
另一方面，如果板坯加热温度过高，则可能产生过量的高温氧化皮，并且由于高温加热和保持而引起的制造成本的增加可能过度。因此，本公开内容的板坯第一加热优选在1300℃或更低的范围内进行。
[0103]
第一锻造
[0104]
可以通过以3％至15％的累积压下率和1/秒至4/秒的应变速率对经第一加热的板坯进行第一锻造加工来提供第一中间材料。在这种情况下，1/秒意指每秒的变形断面为100％变形。
[0105]
第一锻造是将经第一加热的加热板坯锻造成450mm至550mm的厚度并将其加工成最终第二中间材料的宽度的操作。由于以高应变进行的低速锻造对于充分压缩空隙是必不可少的，因此可以在3％至15％的累积压下率和1/秒至4/秒的应变速率的条件下进行第一锻造。
[0106]
如果第一锻造的累积压下率小于3％，则板坯中的剩余空隙不能被充分压缩，从而导致残留空隙，并因此最终产品的抗层状撕裂性可能劣化。第一锻造的优选累积压下率可以为5％或更大，并且第一锻造的更优选累积压下率可以为7％或更大。然而，在位错密度恢复或者非再结晶温度或更低温度下的累积压下率(其未被再结晶抵消)超过15％时，由于重叠位错的加工硬化，表面的均匀延伸率极大地降低，并且在锻造过程中可能出现表面裂纹。第一锻造的优选累积压下率可以为13％或更小，并且第一锻造的更优选累积压下率可以为11％或更小。
[0107]
第二加热和第二锻造
[0108]
在1000℃至1200℃的温度范围内对第一中间材料进行第二加热，并以3％至30％的累积压下率和1/秒至4/秒的应变速率进行第二锻造加工以获得厚度为300mm至340mm的第二中间材料。第二中间材料的最大表面裂纹深度可以为5μm或更小。
[0109]
第二锻造是其中将第一中间材料加热至1000℃至1200℃的温度范围并进行锻造，
从而获得最终第二中间材料所需的厚度和长度的操作。如同第一锻造一样，为了充分降低第二中间材料的中心的孔隙度，高应变低速锻造在第二锻造中是必不可少的。因此，第二锻造可以通过施加3％至30％的累积压下率和1/秒至4/秒的应变速率来进行。第二中间材料的中心孔隙率可以为0.1mm3/g或更小。
[0110]
如果第二锻造的累积压下率不够，则第一锻造之后剩余的微空隙可能无法被完全压缩。此外，在向压缩成椭圆形形状的空隙的端点施加应变的情况下，由于缺口效应，物理特性可能不如圆形空隙形式的物理特性。因此，需要在第二锻造期间以3％或更大的累积压下率充分压缩空隙。然而，如果累积压下率过大，则由于因表面加工硬化而可能出现表面裂纹，因此可以将累积压下率的上限限制为30％。
[0111]
如同第一锻造一样，第二锻造的应变速率可以为1/秒至4/秒。在小于1/秒的应变速率下，精锻温度降低，并且可能出现表面裂纹。另一方面，当在非再结晶区中施加超过4/秒的高应变速率时，可能导致延伸率降低和表面开裂。
[0112]
第三加热和热轧
[0113]
可以在1000℃至1200℃的温度范围内对锻造加工之后的第二中间材料进行第三加热。
[0114]
将铸造期间形成的钛(ti)或铌(nb)的复合碳氮化物或者tinb(c,n)的粗结晶产物等再溶解，并通过在热轧之前将第二中间材料加热至再结晶温度或更高并保持来使组织均质化，并且可以在1000℃或更高的温度范围内进行第三加热，以通过确保足够高的轧制结束温度来使轧制过程中夹杂物的破碎最小化。
[0115]
另一方面，如果第二中间材料被加热至过高的温度，则高温下的氧化皮可能是成问题的，并且由于高温加热和保持而引起的制造成本的增加可能是问题，并因此在本公开内容中，可以将第三加热温度的上限限制为1200℃。
[0116]
可以通过在900℃至1100℃的温度范围内对经第三加热的第二中间材料进行热轧来提供厚度为133mm至233mm的热轧材料。热轧钢的最大表面裂纹深度可以为2μm或更小。
[0117]
如果精热轧温度低于900℃，则变形抗力值随着温度下降而过度增大，并因此难以使中心的奥氏体晶粒在产品的厚度方向上充分细化，这可能使最终产品的抗层状撕裂性劣化。另一方面，如果热轧温度超过1100℃，则由于奥氏体晶粒变得过粗，因此存在强度和冲击韧性可能劣化的担忧。因此，热轧温度优选为900℃至1100℃。
[0118]
正火热处理
[0119]
正火热处理可以通过在热轧之后将热轧钢加热至820℃至900℃的温度范围，使之保持10分钟至40分钟，然后空气冷却至室温来进行。
[0120]
在正火热处理期间，如果加热温度低于820℃或者保持时间少于10分钟，则由于在轧制之后冷却期间产生的碳化物或在晶界处偏析的杂质元素没有顺利地再溶解，因此钢材的厚度方向延伸率(zra)和低温韧性可能大大降低。另一方面，在正火热处理的情况下，如果加热温度超过900℃或者保持时间超过40分钟，则由于奥氏体的粗化和诸如nb(c,n)、v(c,n)等的析出相的粗化，抗层状撕裂性可能劣化。
[0121]
焊后热处理(pwht)
[0122]
在焊后热处理中，可以进行另外的热处理(asme第viii节-第1部分，表ucs-56)以焊接正火产物并去除残余应力。作为实例，对于厚度为180mm的钢材，可以在635℃和370分
钟的条件下进行焊接之后的热处理。
[0123]
发明实施方式
[0124]
在下文中，将通过实施例更详细地描述本公开内容。然而，应注意，稍后将描述的实施例仅用于例示本公开内容以使其更具体，并不旨在限制本公开内容的范围。
[0125]
(实施例)
[0126]
制造具有表1中所示的合金组分的厚度为700mm的铸钢。根据表2中的工艺条件进行第一锻造、第二锻造、热轧和正火热处理。此时，通常应用1200℃的第一加热温度、1100℃的第二加热温度和1050℃的第三加热温度，并且通常应用30分钟的正火时间。对于第一中间材料的厚度，应用550mm的条件，以及对于第二中间材料的厚度，应用400mm的条件。除了表2中描述的工艺条件之外，还应用了满足本公开内容的范围的工艺条件。
[0127]
[表1]
[0128][0129]
[表2]
[0130][0131]
之后，测量各试样的机械特性值并将其列于表3中。使用sem观察各试样的显微组织，并且确定了所有试样均具有平均晶粒尺寸为20μm或更小的铁素体和珠光体复合组织作为基础组织。对于表面层的硬组织部分，通过lepera蚀刻使ma从表面层组织试样中显露，然后使用自动图像分析仪测量尺寸，并通过测量试样中心的密度来确定中心孔隙度。此外，使用拉伸试验机测量各试样的抗拉强度和在厚度方向上的断面收缩率(zra)。此外，在目视观察各试样的表面之后，在形成表面裂纹的点处进行研磨，并测量直至裂纹消失的研磨深度作为表面裂纹深度。使用tem复制品来分析vc析出物，并通过首先测量衍射图来确定vc的晶体组织。由于在vc析出物中，(001)面与铁素体的(001)面平行，因此vc析出物的[110]方向形成了与铁素体的[100]方向平行的baker-nutting取向关系，这在tem图像上可以容易地发现。为了进行统计处理，使用数张200nm2×
200nm2的图像来计算每1μm2的vc析出物数量。
[0132]
[表3]
[0133][0134]
如从表1至3可以看出，在发明例1至5的情况下，满足本公开内容提出的合金组成和制造条件，并且可以看出，可以确保优异的抗拉强度、抗层状撕裂性(zra品质)和表面品质。
[0135]
然而，在比较例1至4的情况下，满足本公开内容提出的合金组成，但不满足制造条件。可以看出，由于不满足本公开内容提出的表面层显微组织的类型和分数、或中心孔隙度特性，因此强度、zra和表面品质特性低。
[0136]
在比较例5至7的情况下，由于满足本公开内容提出的制造条件，但不满足合金组分，因此可以看出，由于不满足本公开内容提出的诸如显微组织的类型和分数、中心的孔隙度等的条件，因此强度、zra和表面品质低。在比较例8的情况下，由于不满足本公开内容提出的vc析出物的数量，因此可以看出抗拉强度相对低。
[0137]
虽然已经通过以上实施例详细描述了本公开内容，但是其他类型的实施方案也是可以的。因此，所附权利要求的精神和范围不限于所述实施方案。

技术特征：
1.一种极厚钢材，以重量％计包含：c：0.2％至0.3％、si：0.05％至0.5％、mn：1.0％至2.0％、al：0.005％至0.1％、p：0.01％或更少、s：0.015％或更少、nb：0.001％至0.02％、v：0.001％至0.03％、ti：0.001％至0.03％、cr：0.01％至0.3％、mo：0.01％至0.12％、cu：0.01％至0.4％、ni：0.05％至0.4％、ca：0.0005％至0.004％、余量中的fe和其他不可避免的杂质，其中根据以下关系式1的ceq满足0.5至0.6的范围；平均晶粒尺寸为20μm或更小的铁素体和珠光体复合组织作为基础组织而包含在内，以及表面层部分中的硬组织分数为5面积％或更小，所述表面层部分为在厚度方向上从表面到10mm的区域，中心部分的孔隙度为0.1mm3/g或更小，所述中心部分为3/8t至5/8t的区域(其中t为钢材厚度(mm))，以及在焊后热处理(pwht)之后在钢材断面中观察到的析出物中，直径为5nm至15nm的细vc析出物为每1μm
2 5个或更多个；[关系式1]ceq＝[c]+[mn]/6+([cr]+[mo]+[v])/5+([ni]+[cu])/15，其中，在以上关系式1中，[c]、[mn]、[cr]、[mo]、[v]、[ni]和[cu]分别表示所述钢材中包含的c、mn、cr、mo、v、ni和cu的含量(重量％)，并且当并非有意添加这些组分时，用0代替。2.根据权利要求1所述的极厚钢材，其中所述钢材的厚度为133mm至250mm。3.根据权利要求1所述的极厚钢材，其中所述钢材的抗拉强度为550mpa至690mpa。4.根据权利要求1所述的极厚钢材，其中所述钢材在所述厚度方向上的断面收缩率(zra)为35％或更大。5.根据权利要求1所述的极厚钢材，其中所述钢材的最大表面裂纹深度为0.1mm或更小(包括0)。6.一种制造极厚钢材的方法，包括：提供厚度为650mm或更大的板坯备用，所述板坯以重量％计包含：c：0.2％至0.3％、si：0.05％至0.5％、mn：1.0％至2.0％、al：0.005％至0.1％、p：0.01％或更少、s：0.015％或更少、nb：0.001％至0.02％、v：0.001％至0.03％、ti：0.001％至0.03％、cr：0.01％至0.3％、mo：0.01％至0.12％、cu：0.01％至0.4％、ni：0.05％至0.4％、ca：0.0005％至0.004％、余量中的fe和其他不可避免的杂质，其中根据以下关系式1的ceq满足0.5至0.6的范围，原始奥氏体的平均晶粒尺寸为500μm或更小，以及厚度为650mm或更大；在1100℃至1300℃的温度下对所述板坯进行第一加热；通过以3％至15％的累积压下率和1/秒至4/秒的应变速率对经第一加热的板坯进行第一锻造加工来提供厚度为450mm至550mm的第一中间材料；在1000℃至1200℃的温度下对所述第一中间材料进行第二加热；通过以3％至30％的累积压下率和1/秒至4/秒的应变速率对经第二加热的第一中间材料进行第二锻造加工来提供厚度为300mm至340mm的第二中间材料；在1000℃至1200℃的温度下对所述第二中间材料进行第三加热；通过在900℃至1100℃的温度下对经第三加热的第二中间材料进行热轧来提供厚度为133mm至233mm的热轧材料；以及
在热轧完成之后将所述热轧材料在820℃至900℃的温度下加热，并使之保持10分钟至40分钟，然后空气冷却至室温的正火热处理操作；[关系式1]ceq＝[c]+[mn]/6+([cr]+[mo]+[v])/5+([ni]+[cu])/15，其中，在以上关系式1中，[c]、[mn]、[cr]、[mo]、[v]、[ni]和[cu]分别表示钢坯中包含的c、mn、cr、mo、v、ni和cu的含量(重量％)，并且当并非有意添加这些组分时，用0代替。7.根据权利要求6所述的制造极厚钢材的方法，其中所述第二中间材料的中心部分的孔隙度为0.1mm3/g或更小。8.根据权利要求6所述的制造极厚钢材的方法，其中热轧钢的最大表面裂纹深度为2μm或更小(包括0)。9.根据权利要求6所述的制造极厚钢材的方法，还包括：对经正火热处理的钢进行焊接；以及进行另外的热处理(pwht)以去除经焊接的钢的残余应力。

技术总结
根据本发明的一个方面，可以提供具有优异的表面品质和抗层状撕裂性的用于蒸汽锅筒的极厚钢板及其制造方法。极厚钢板及其制造方法。


技术研发人员：金旲优
受保护的技术使用者：浦项股份有限公司
技术研发日：2021.11.24
技术公布日：2023/8/14