本公开内容涉及在硫化氢气氛中使用的压力容器用钢材，更特别地，涉及具有优异的抗氢致开裂(hic)性(hydrogeninducedcrackingresistance，氢致开裂抗力)的钢材，及其制造方法。
背景技术：
近来，根据用于石化制造设备、储罐等的压力容器用钢材的使用时间的增加，已经进行了设备的扩大和钢材的厚度的增加。此外，在制造大的结构时，倾向于降低碳当量(ceq)并极度地控制杂质，以确保焊接区以及基材的结构稳定性。此外，根据包含大量h2s的原油的产量增加，品质特性例如抗氢致开裂(hic)性变得更加困难。
特别地，用于开采、加工、运输和储存低品质原油的所有工厂设备用钢材必然需要具有抑制由原油中的湿硫化氢引起的裂纹产生的特性。近来，由工厂设施中的事故引起的环境污染已经成为全球性问题，并且由于解决这样的环境污染需要巨大的成本，因此用于能源工业的钢材所要求的抗hic性水平已经逐渐变得更加严格。
同时，钢材的氢致开裂(hic)的发生原理如下。钢材的表面与包含在原油中的湿硫化氢接触，使得发生钢材的腐蚀，并且由钢材的腐蚀产生的氢原子渗透并扩散到钢材中而以原子状态存在于钢材中。渗透并扩散到钢材中的氢原子以氢气的形式分子化以产生气压，并且由于这样的气压在钢材中的弱组织(例如，夹杂物、偏析区、内部空隙等)中引起脆性裂纹。由于使用时间的流逝和连续施加负载，裂纹逐渐生长，最终导致钢材的破坏。
因此，已经开发了用于改善在硫化氢气氛中使用的钢材的抗氢致开裂(hic)性的方法的各种技术。
这样的技术的实例包括：第一，添加元素例如铜(cu)的方法；第二，使其中裂纹容易产生和扩展的硬化组织(例如，珠光体相等)最小化或控制所述硬化组织的形状的方法；第三，控制可以充当氢积聚和裂纹的起始点的钢中的内部缺陷(例如夹杂物和空隙)的方法；第四，经由水处理例如正火和加速冷却和回火(normalizingandacceleratedcoolingandtempering，nact)、淬火和回火(quenchingandtempering，qt)、以及直接淬火和回火(directquenchingandtempering，dot)等，通过改变加工过程以形成作为硬组织(例如回火马氏体或回火贝氏体)的基体组织来提高抗裂纹萌生性的技术。
添加铜(cu)等的方法可以具有通过在弱酸性气氛中在钢材的表面上形成稳定的cus涂层来抑制氢渗透到钢材中的效果，从而获得改善抗氢致开裂(hic)性的效果。
然而，已知上述添加cu的效果在强酸性气氛中不大，并且由于添加的cu而发生高温开裂，使得可能在钢板的表面中引起裂纹。因此，需要诸如表面抛光的过程，并因此增加了工艺成本。
在上述技术中，使硬化组织最小化或控制硬化组织的形状的方法是通过降低在正火热处理之后在基体相中产生的带状组织的带指数(bandindex，b.i.)值来延迟裂纹扩展速度的方法。
在这方面，专利文献1公开了通过控制合金组成和制造条件获得了b.i.(根据美国材料试验协会(astm)e-1268测量)为0.25或更小的铁素体+珠光体组织，并且可以提供具有约500mpa的抗拉强度和优异的抗hic性(nace标准平均clr：0)的钢。
然而，由于如上所述的使硬化组织最小化的方法主要改善了对由于hic引起的裂纹扩展的抗性，所以存在当在钢材中存在粗的空隙等时将会降低改善对裂纹扩展的抗性的效果的风险。
同时，使用水处理例如nact、qt、dqt和热机械控制工艺(tmcp)而不是正火热处理作为加工工艺的方法可以通过形成具有回火马氏体、回火贝氏体或其复合组织而不是铁素体+珠光体的基体相来提高基体相的强度。当基体相的强度提高时，抗裂纹萌生性提高，并且裂纹的产生频率可以相对降低。
在这方面，专利文献2公开了可以通过控制合金组成并在热轧之后进行加速冷却来改善抗hic性，专利文献3公开了可以通过经由dqt工艺确保回火马氏体组织来改善抗hic性。
然而，当基体相由低温组织(例如，马氏体、贝氏体、针状铁素体等)形成时，抗hic性得到改善，而热成型变得不可能，使得可能难以形成压力容器用管，表面硬度值高，使得产品的均匀延伸率降低，并且在加工过程中表面裂纹产生率可能增加。此外，在厚度超过100mm的极厚钢材的情况下，在淬火时产品的中心部分的冷却能力显著降低，因此难以确保足够低温转变组织，并且存在由于产生可以充当hic开裂的起始点的马氏体-奥氏体成分(ma)相而使抗hic性将劣化的风险。
此外，作为通过使板坯中的夹杂物或空隙最小化以提高洁净度来改善抗hic性的方法，专利文献4公开了通过向钢水中添加ca而具有优异的抗hic性的钢材，并且根据具体的式来控制ca的含量：0.1≤(t.[ca]-(17/18)×t.[o]-1.25×s)/t[o]≤0.5...(1)(在此，t.[ca]是钢中ca的总浓度(ppm)，t.[o]是钢中氧的总浓度(ppm)，以及s是钢中的s浓度(ppm))。这样的方法可以通过减少在具有高的累积轧制压下率的薄钢板的轧制过程中压碎的氧化夹杂物的量来有助于改善hic品质。
然而，随着钢材的厚度增加，由于中心空隙缺陷而不是由于氧化夹杂物引起的缺陷，抗hic性劣化，并且存在于钢材的中心部分中的残留空隙可能无法仅通过轧制过程充分地机械弥合(fullmechanicalbonding)，因此在改善抗hic性方面存在限制。
如上所述，上述技术在应用于具有大厚度的厚钢材方面具有限制，并且在制造压力容器用钢材方面具有限制，原因是当将其特别地应用于厚度为50mm至300mm且抗拉强度为500mpa的钢材时，难以确保足够的抗氢致开裂(hic)性特性。
(专利文献1)韩国专利特许公开第2010-0076727号
(专利文献2)日本专利特许公开第2003-013175号
(专利文献3)韩国专利第10-0833071号
(专利文献4)日本专利特许公开第2014-005534号
技术实现要素：
技术问题
本公开内容的一个方面是提供在硫化氢气氛中具有优异的抗氢致开裂(hic)性的钢材及其制造方法。
本公开内容的目的不限于上述内容。根据本说明书的一般内容，本领域技术人员将不难理解本公开内容的另外目的。
技术方案
根据本公开内容的一个方面，具有优异的抗氢致开裂性的钢材以重量％计包含：0.10％至0.25％的碳(c)、0.05％至0.50％的硅(si)、1.0％至2.0％的锰(mn)、0.005％至0.1％的铝(al)、0.010％或更少的磷(p)、0.0015％或更少的硫(s)、0.001％至0.03％的铌(nb)、0.001％至0.03％的钒(v)、0.001％至0.03％的钛(ti)、0.01％至0.20％的铬(cr)、0.01％至0.15％的钼(mo)、0.01％至0.50％的铜(cu)、0.05％至0.50％的镍(ni)、0.0005％至0.0040％的钙(ca)、余量的fe和其他不可避免的杂质，其中形成在钢材的中心部分处的空隙的短边部分与长边部分的长度比(短边部分/长边部分)为0.7或更大。
根据本公开内容的另一个方面，具有优异的抗氢致开裂性的钢材的制造方法包括：在1150℃至1250℃的温度范围内对钢坯进行再加热，所述钢坯具有上述合金组成；在800℃至1100℃的温度范围内对经再加热的钢坯进行精热轧以制造热轧钢板；以3℃/秒至60℃/秒的冷却速率将热轧钢板冷却至刚好高于bs的温度；以及在冷却之后，将热轧钢板加热至860℃至930℃，将热轧钢板保持15分钟至60分钟，然后将热轧钢板空气冷却至室温以进行正火热处理，其中在对经再加热的钢坯进行精热轧时的每道次压下率为5％或更小。
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，可以提供具有适合于压力容器的50mm至200mm的厚度并且具有有效地确保的抗氢致开裂(hic)性的钢材。
具体实施方式
本公开内容的发明人已经进行了深入研究，以获得由于在提供具有预定厚度的厚钢材时其优异的抗氢致开裂性而可以适合用于诸如原油的纯化、运输和储存等的目的的钢材。
特别地，本公开内容已经确认，为了改善厚度为50mm至200mm的钢材的抗氢致开裂性，不仅需要控制钢材的组织配置，而且需要控制钢材的中心部分处的空隙的形状，并且在提出合适的合金组成、制造条件等方面具有技术意义。
在下文中，将对本公开内容进行详细描述。
根据本公开内容中的一个示例性实施方案的具有优异的抗氢致开裂性的钢材可以以重量％计包含：0.10％至0.25％的碳(c)、0.05％至0.50％的硅(si)、1.0％至2.0％的锰(mn)、0.005％至0.1％的铝(al)、0.010％或更少的磷(p)、0.0015％或更少的硫(s)、0.001％至0.03％的铌(nb)、0.001％至0.03％的钒(v)、0.001％至0.03％的钛(ti)、0.01％至0.20％的铬(cr)、0.01％至0.15％的钼(mo)、0.01％至0.50％的铜(cu)、0.05％至0.50％的镍(ni)和0.0005％至0.0040％的钙(ca)。
在下文中，将对限制如上所述由本公开内容提供的钢材的合金组成的原因进行详细描述。在这种情况下，除非另有说明，否则每种元素的含量指的是重量含量。
碳(c)：0.10％至0.25％
碳(c)是确保钢的强度方面最重要的元素，因此需要以适当的范围包含在钢中。为了获得添加c的效果，c的含量优选为0.10％或更多，但是当c的含量超过0.25％时，存在这样的风险：钢材的中心部分中的偏析度将提高，并且由于在空气冷却过程中形成铁素体+贝氏体组织，因此强度或硬度将过高。此外，存在产生ma组织使得抗hic性劣化的问题。
因此，在本公开内容中，c的含量可以为0.10％至0.25％，更有利地为0.10％至0.20％，甚至更有利地为0.10％至0.15％。
硅(si)：0.05％至0.5％
硅(si)是置换元素，并且是通过固溶强化来改善钢材的强度并具有强脱氧效果的元素，因此在制造洁净钢时是必不可少的。为了获得上述效果，添加的si的含量优选为0.05％或更多。然而，当si的含量过多时，产生ma相并且铁素体基体强度过度增加，使得可能导致抗hic性、冲击韧性等劣化。因此，考虑到这样的情况，可以将si含量的上限限制为0.5％。
因此，在本公开内容中，si的含量可以为0.05％至0.5％，更有利地为0.05％至0.40％，甚至更有利地为0.20％至0.35％。
锰(mn)：1.0％至2.0％
锰(mn)是可用于通过固溶强化改善强度并且改善淬透性使得产生低温转变相的元素。此外，mn是用于在正火热处理之后的空气冷却时确保低温贝氏体相的主要元素，原因是由于淬透性的改善即使在缓慢的冷却速率下其也可以产生低温转变相。为了充分获得上述效果，mn的含量优选为1.0％或更多。然而，当mn的含量超过2.0％时，中心偏析增加而与钢中的硫(s)形成mns夹杂物，并且其分数增加，使得抗hic性可能劣化。
因此，在本公开内容中，mn的含量可以为1.0％至2.0％，更有利地为1.0％至1.7％，甚至更有利地为1.0％至1.5％。
铝(al)：0.005％至0.1％
铝(al)是与si一起在炼钢过程中充当强脱氧剂的元素。为了获得这样的效果，添加的al的含量优选为0.005％或更多。然而，当al的含量超过0.1％时，存在的问题为，由于脱氧而产生的氧化夹杂物中的al2o3的分数过度增加并且al2o3的尺寸变粗，使得在精炼过程中除去al2o3变得困难。为此原因，存在由于残留在最终产品中的氧化夹杂物而使抗hic性将劣化的风险。
因此，在本公开内容中，al的含量可以为0.005％至0.1％，更优选地为0.01％至0.05％，甚至更优选地为0.01％至0.035％。
磷(p)：0.010％或更少
磷(p)是不可避免地包含在炼钢过程中的元素，并且是在晶界处引起脆性的元素。在本公开内容中，为了改善钢材的脆性裂纹止裂能力(arrestability)，可以将p的含量限制为0.010％或更少，并且考虑到不可避免地包含p的事实，可以排除0％。
硫(s)：0.0015％或更少
硫(s)也是不可避免地包含在炼钢过程中的元素，并且是通过形成粗的夹杂物引起脆性的元素。在本公开内容中，为了改善脆性裂纹止裂能力，可以将s的含量限制为0.0015％或更少，并且考虑到不可避免地包含s的事实，可以排除0％。
铌(nb)：0.001％至0.03％
铌(nb)是以nbc或nbcn的形式析出以可用于改善母材金属的强度的元素。此外，在再加热至高温时固溶的nb在随后的轧制过程中以nbc的形式非常细小地析出以抑制奥氏体的再结晶，从而使组织精细。为了充分获得上述效果，nb的含量可以为0.001％或更多。然而，当nb的含量过多时，以tinb(c,n)的形式产生未溶解的nb而引起ut缺陷、冲击韧性劣化，以及妨碍抗hic性，因此可以将nb含量的上限限制为0.03％。
因此，在本公开内容中，nb的含量可以为0.001％至0.03％，更有利地为0.007％至0.015％。
钒(v)：0.001％至0.03％
钒(v)在再加热时几乎全部再固溶，因此是在随后的轧制过程等中通过析出或固溶的强度强化效果不足的元素，但是在随后的热处理过程(例如，焊后热处理(pwht)等)中作为非常细的碳氮化物析出而具有改善强度的效果。此外，钒具有通过增加正火热处理之后的奥氏体的淬透性来增加空气冷却的贝氏体的分数的效果。为了获得上述效果，v的含量优选为0.001％或更多，但是当v的含量超过0.03％时，焊接区的强度和硬度可能过度增加，这可能充当加工压力容器时的表面裂纹等的因素。
因此，在本公开内容中，v的含量可以为0.001％至0.03％，更有利地为0.005％至0.02％，甚至更有利地为0.007％至0.015％。
钛(ti)：0.001％至0.03％
钛(ti)是这样的元素，其在再加热时作为tin析出以不仅抑制基材的晶粒生长而且抑制焊接时形成的热影响区的晶粒生长，从而显著地改善低温韧性。为了充分获得这样的效果，ti的含量优选为0.001％或更多。然而，当ti的含量超过0.03％时，存在由于连铸水口的堵塞或中心部分的结晶而使低温韧性将劣化的风险。此外，当通过在钢中ti与n的结合在厚度的中心部分处形成粗的tin析出物时，存在其将充当氢致开裂的起始点的风险。
因此，在本公开内容中，ti的含量可以为0.001％至0.03％，更优选地为0.011％至0.025％，甚至更优选地为0.013％至0.018％。
铬(cr)：0.01％至0.20％
铬(cr)是通过固溶提高屈服强度和抗拉强度的效果不足的元素，但是其通过在随后的回火过程或焊后热处理(pwht)期间降低渗碳体的分解速率来有效地防止强度降低。为了充分获得上述效果，cr的含量优选为0.01％或更多。然而，当cr的含量超过0.20％时，富cr碳化物例如m23c6的尺寸和分数可能增加而显著地损害冲击韧性。
因此，在本公开内容中，cr的含量可以为0.01％至0.20％。
钼(mo)：0.01％至0.15％
钼(mo)是像cr一样有效地防止在回火或焊后热处理(pwht)期间强度降低的元素，并且是有效地防止由于杂质例如p在晶界处偏析导致的韧性劣化的元素。此外，mo是铁素体中的固溶强化元素，并且具有提高基体强度的效果。为了获得上述效果，添加的mo的含量优选为0.01％或更多。然而，当过量地添加作为昂贵元素的mo时，制造成本显著增加，因此可以将mo含量的上限限制为0.15％。
因此，在本公开内容中，mo的含量可以为0.01％至0.15％。
铜(cu)：0.01％至0.50％
铜(cu)是可以通过铁素体中的固溶强化而大大地改善基体相的强度的元素，并且是在湿硫化氢气氛中有效地抑制基材的腐蚀的元素。为了获得上述效果，cu的含量优选为0.01％或更多。然而，当cu的含量超过0.50％时，将在钢材的表面中导致星形裂纹的可能性增加，并且存在由于作为昂贵元素的cu而使制造成本增加的问题。
因此，在本公开内容中，cu的含量可以为0.01％至0.50％。
镍(ni)：0.05％至0.50％
镍(ni)是增加低温下的堆垛缺陷以允许位错的交叉滑移容易地显示的主要元素，因此改善冲击韧性和淬透性，从而改善强度。为了获得上述效果，ni的含量优选为0.05％或更多。然而，当ni的含量过高超过0.50％时，存在淬透性将过度增加的风险，并且存在由于作为昂贵元素的ni而使制造成本增加的问题。
因此，在本公开内容中，ni的含量可以为0.05％至0.50％，更优选地为0.10％至0.40％，甚至更优选地为0.10％至0.30％。
钙(ca)：0.0005％至0.0040％
当在通过铝(al)脱氧之后添加钙(ca)时，其可以与形成mns夹杂物的s结合以抑制mns的产生，同时形成球形cas以抑制由于氢致开裂而导致的裂纹的产生。为了获得上述效果，添加的ca的含量优选为0.0005％或更多，但是当ca的含量超过0.0040％时，形成cas，并且剩余的ca与o结合以形成粗的氧化夹杂物，其在轧制时被拉长并破坏而促进氢致开裂。
因此，在本公开内容中，ca的含量可以为0.0005％至0.0040％。
在本公开内容中，除了上述钢组成之外，剩余部分可以是fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质可以在一般的炼钢过程中无意地被混合，并且可能无法被完全排除，并且一般炼钢领域的技术人员可以容易地理解不可避免的杂质的含义。此外，本公开内容并不完全排除添加除上述钢组成之外的组成。
在具有上述合金组成的根据本公开内容的钢材中，形成在钢材的中心部分处的空隙的短边部分与长边部分的长度比(短边部分/长边部分)优选为0.7或更大。
由于形成在钢材内部的空隙可以充当开裂的起始点，因此为了确保钢材的抗氢致开裂性，需要适当地控制空隙的形状。特别地，在厚度为50mm至200mm的厚钢材例如本公开内容的钢材的情况下，存在于厚钢材内部的空隙的尺寸和形状大大地影响是否发生氢致开裂。因此，本公开内容旨在通过限制形成在钢材的中心部分处的空隙的形状来确保抗氢致开裂性。具体地，在本公开内容中，形成在钢材的中心部分处的空隙的形状尽可能为球形，并且空隙的短边部分与长边部分的长度比可以优选为0.7或更大。
在此，钢材的中心部分可以为从钢材的表面起在厚度方向上1/4t至1/2t(在此，t是指钢材的厚度(mm))的区域。
另外，根据本公开内容的钢材可以包含面积分数为70％或更大的铁素体和余量的珠光体的复合组织作为显微组织。
具体地，通过正火热处理提供的钢材可以具有铁素体组织和珠光体组织的混合组织，并且具有这些组织的钢材可以具有由珠光体组织的分数确定的强度。在这种情况下，当珠光体组织超过30％的面积分数时，钢的强度增加，但是冲击韧性劣化。因此，在本公开内容中，为了确保500mpa或更大的抗拉强度和在-50℃下的230j或更大的夏氏冲击吸收能，可以将铁素体组织的面积比限制为70％或更大。
珠光体组织的分数可以根据包含在钢中的碳的含量来预测。
此外，在根据本公开内容的钢材中，铁素体的平均晶粒尺寸优选为40μm或更小。当铁素体的平均晶粒尺寸超过40μm时，可能无法确保目标水平的强度和韧性。为了更有利地获得预期的物理特性，铁素体的平均晶粒尺寸更优选为30μm或更小，甚至更优选为20μm或更小。
在此，平均晶粒尺寸是指等效于圆的平均直径，其可以被本领域技术人员所理解。
因此，本公开内容中的具有优异的抗氢致开裂性的钢材是厚度为50mm至200mm的厚钢材，并且可以具有500mpa或更大的抗拉强度、在-50℃下的230j或更大的夏氏冲击吸收能、和5％或更小的氢致开裂裂纹长度比(clr)。因此，根据本公开内容的具有优异的抗氢致开裂性的钢材可以确保适合于压力容器的厚度和物理特性。
在下文中将对根据本公开内容中的另一个示例性实施方案的具有优异的抗氢致开裂性的钢材的制造方法进行详细描述。
根据本公开内容中的一个示例性实施方案的具有优异的抗氢致开裂性的钢材可以通过制备具有上述合金组成的板坯，然后进行[再加热-热轧-冷却-正火热处理]的过程来制造。
根据本公开内容的板坯的合金组成和其含量对应于上述钢材的合金组成和其含量，因此通过上述钢材的合金组成和其含量的描述替代对根据本公开内容的板坯的合金组成和其含量的描述。
钢坯再加热
首先，可以在1150℃至1250℃的温度范围内对钢坯进行再加热。
为了防止温度在制造和取出钢坯时显著降低以及在随后的轧制过程中降低，可以在1150℃或更高下加热钢坯。然而，当加热温度超过1250℃时，在钢坯的表面上过度产生氧化皮，并且降低了炉操作中的成本竞争力。因此，在本公开内容中，可以将钢坯加热温度限制为1250℃或更低。
精热轧
可以对如上所述再加热的钢坯进行热轧以制造热轧钢板。在这种情况下，可以在800℃至1100℃的温度范围内进行精热轧。
当精热轧时的温度低于800℃时，存在板坯的抗变形性值过高使得可能无法以目标厚度进行轧制的问题。另一方面，当精热轧时的温度超过1100℃时，存在晶粒尺寸将变得过粗使得钢材的韧性将劣化的风险。
在本公开内容中，在上述温度范围内精热轧时的每道次压下率优选为5％或更小(不包括0％)。残留空隙存在于经再加热的钢坯的中心部分，并且为了将这样的空隙的形状控制为尽可能为球形，在本公开内容中，可以将精热轧时的每道次压下率限制为5％或更小(不包括0％)。当精热轧时的每道次压下率超过5％时，过度进行压缩，使得残留空隙的短边部分与长边部分的比可能不为0.7或更大。在这种情况下，由于在空隙的尖端部分处的缺口效应(notcheffect)，可能无法确保最终产品的抗氢致开裂性。
通过如上所述适当地控制精热轧时的轧制温度和每道次压下率，可以获得抵消可以为氢致开裂的起点的空隙的尖段部分的缺口效应的效果，因此，可以改善抗氢致开裂性。
此外，在精热轧之后形成在热轧钢板的中心部分处的空隙的短边部分与长边部分的长度比(短边部分/长边部分)可以为0.7或更大，以及空隙的最大尺寸为10μm或更小，优选为5μm或更小，甚至更优选为3μm或更小。
冷却
可以将通过上述精热轧制造的热轧钢板冷却。在这种情况下，可以以3℃/秒至60℃/秒的冷却速率将热轧钢板冷却至刚好高于bs的温度。
由于正火热处理或淬火和回火(q&t)热处理的钢材在轧制结束之后经历用于热处理的温度再升高过程，因此通常在轧制之后对钢材进行空气冷却，但是在本发明中，考虑到根据为了控制形成在板坯的中心部分处的空隙的形状而进行的弱压下的奥氏体晶粒的粗化，优选以恒定的冷却速率对制造的热轧钢板进行冷却。
具体地，在本公开内容中，可以基于制造的热轧钢板的1/4t(在此，t表示厚度(mm))以3℃/秒至60℃/每秒的冷却速率对制造的热轧钢板进行加速冷却至刚好高于bs的温度。
由于在轧制结束之后通过上述加速冷却产生的铁素体在低温区域中产生成核，因此与在现有轧制之后在空气冷却时产生的铁素体晶粒相比，可以确保非常细的晶粒。此外，存在甚至在随后的正火热处理之后也可以确保细的铁素体晶粒的优点。
当冷却热轧钢板时的冷却速率小于3℃/秒时，无法充分形成低温转变铁素体相，然而当冷却热轧钢板时的冷却速率超过60℃/秒时，在随后的正火热处理之前产生马氏体相。在非扩散转变组织的情况下，在再加热过程中奥氏体晶粒的尺寸不减小，因此变得难以在正火热处理之后精细地控制铁素体尺寸。在这种情况下，延性-脆性转变温度(dbtt)增加，使得冲击韧性变差。
在以上述冷却速率冷却热轧钢板时，将冷却结束温度限制为刚好高于bs(贝氏体转变起始温度)的温度，使得充分地形成低温转变铁素体相，并且冷却可以在优选400℃至600℃的温度范围内结束。
正火热处理
在如上所述完成冷却热轧钢板之后，可以将热轧钢板加热至860℃至930℃，将热轧钢板保持15分钟至60分钟，然后将热轧钢板空气冷却至室温以进行正火热处理。
为了通过上述正火热处理使奥氏体组织充分均质化，可以在860℃或更高下进行热处理。然而，为了防止细析出物例如nbc和vc的粗化，将热处理温度的上限限制为930℃。
此外，为了使奥氏体组织均匀化并且使溶质充分扩散，可以进行热处理15分钟或更长。然而，考虑到长时间进行热处理时析出物将变粗的风险，可以将热处理时间限制为60分钟或更短。
紧接在上述正火热处理完成之后的热轧钢板可以具有平均晶粒尺寸为40μm或更小的铁素体，因此可以有效地确保最终钢材的强度和低温韧性。
在下文中，将通过实施例对本公开内容进行更详细地描述。然而，要注意的是，以下实施例用于通过说明来描述本公开内容，并且不旨在限制本公开内容的范围。原因在于，本公开内容的范围由权利要求中描述的内容以及由这些内容合理推断的内容确定。
发明实施方式
(实施例)
在1170℃下对具有下表1所示的合金组成的各个钢坯进行再加热，然后在950℃下进行精热轧，以制造热轧钢板。在这种情况下，精热轧时的每道次压下率示于下表2中。然后，以下表2所示的各个冷却速率进行冷却至530℃，然后在表2所示的条件下进行正火热处理，以制备热轧钢板。
对于各个热轧钢板，测量平均空隙尺寸、空隙的长度比(短边/长边)、珠光体分数、抗拉强度、在-50℃下的夏氏冲击吸收能、氢致开裂裂纹长度比(hicclr)，测量结果示于表3中。
在这种情况下，将用作钢板的抗氢致开裂(hic)性的指数的沿板的长度方向的氢致开裂裂纹长度比(clr)(％)计算并评估为通过以下获得的值：根据作为相关国际标准的nacetm0284，将试样在经1个大气压的h2s气体饱和的5％nacl+0.5％ch3cooh溶液中浸渍96小时，通过超声波探伤测量裂纹的长度，并将沿试样长度方向的各个裂纹的总长度除以试样的总长度。
此外，在使用光学显微镜以200的放大倍数测量图像之后，使用图像分析仪定量测量钢中的显微组织分数。
在室温下评估拉伸试验，并且将冲击韧性测量为通过在-50℃下进行三次夏氏v型缺口冲击试验而获得的值的平均值。
[表1]
(在表1中，p*、s*和ca*的含量由ppm表示。)
[表2]
[表3]
(在表3中，f表示铁素体，p表示珠光体，以及冲击韧性(j)表示在-50℃下的夏氏冲击吸收能值。)
(在表3中，除各试样的p分数之外的剩余部分为f(铁素体)。)
从表1至表3可以确定，在满足本公开内容的合金组成和制造条件二者的发明例1至3中，抗拉强度为500mpa或更大，在-50℃下的夏氏冲击吸收能为230j或更大，并且抗hic性优异。
另一方面，可以确定，在比较例1至4中，合金组成满足本公开内容，但是制造条件偏离本公开内容，使得冲击韧性或抗hic性差。可以确定，特别地，在其中精热轧时的每道次压下率超过5％的比较例1和3中，氢致开裂裂纹长度比(clr)分别为32％和22％，使得氢致开裂特性非常差。可以确定，在其中精热轧时的每道次压下率为5％或更小但冷却时的冷却速率过高的比较例2和4中，冲击韧性非常差。
同时，可以确定，在其中合金组成中的c含量不足的比较例5中，即使制造条件满足本公开内容，抗拉强度也有些差。
因此，根据按照本公开内容中的示例性实施方案的具有优异的抗氢致开裂性的钢材及其制造方法，可以提供具有适合于压力容器的厚度并有效地确保抗氢致开裂性的钢材及其制造方法。
虽然已经通过示例性实施方案详细地描述了本公开内容，但是其他类型的示例性实施方案也是可能的。因此，所阐述的权利要求的技术精神和范围不限于示例性实施方案。