CN115948693A - 一种耐腐蚀钢及其制备方法和应用、一种原油储罐 - Google Patents

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CN115948693A CN202211225169.8A CN202211225169A CN115948693A CN 115948693 A CN115948693 A CN 115948693A CN 202211225169 A CN202211225169 A CN 202211225169A CN 115948693 A CN115948693 A CN 115948693A
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田大成
洪君
范会兵
赵雅婷
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Abstract

本发明属于钢材制备技术领域，具体涉及一种耐腐蚀钢及其制备方法和应用、一种原油储罐。本发明通过对钢材中成分以及配比进行优化，使得到的钢材具有优异的耐腐蚀性能；且在进行大热输入焊接后，所得到的焊接热影响区具有优异的韧性，进而能够提升由钢制备得到的原油储罐的生产效率和使用寿命。

Description

一种耐腐蚀钢及其制备方法和应用、一种原油储罐
技术领域
本发明属于钢材制备技术领域，具体涉及一种耐腐蚀钢及其制备方法和应用、一种原油储罐。
背景技术
在原油储罐的制备过程中，为了提高焊接效率，主要采用大热输入焊接，焊接热输入可以达到100kJ/cm。在大热输入焊接时，由于焊接热影响区的温度高达1400℃，使奥氏体晶粒显著长大，并在随后的冷却过程中形成粗大的晶界铁素体，晶内组织恶化，导致焊接热影响区的韧性降低。
因此，在对原油储罐用钢进行设计时，不仅需要保证钢材本身在含硫量较高的酸性腐蚀环境中具有良好的耐蚀性能；同时需要保证钢材在大热输入焊接下具有良好的焊接性能。
公开号为CN102242309A和CN101215669A的中国专利均公开了一种大热输入焊接用原油储罐用钢，虽然通过调节钢材的成分，改善了大热输入焊接形成焊接热影响区的韧性，提高了焊接性能，但是钢材本身的耐腐蚀性能下降，造成原油储罐的使用寿命降低。
发明内容
本发明的目的在于提供一种耐腐蚀钢及其制备方法和应用、一种原油储罐，本发明提供的耐腐蚀钢在大热输入焊接下形成的焊接热影响区具有优异的韧性，同时钢本身具有优异的耐腐蚀性能。
为了实现上述目的，本发明提供如下技术方案：
本发明提供了一种耐腐蚀钢，以质量百分含量计，包括以下组分：C：0.03～0.07％，Si：0.06～0.25％％，Mn：0.5～1.35％，P≤0.012％，S≤0.005％，Cu：0.1～0.4％，Ni：0.1～0.5％％，Mo：0.10～0.30％，V：0.01～0.05％，Ti：0.005～0.035％，Sn：0.01～0.06％，Ce：0.001～0.03％，La：0.001～0.03％，Ca：0.0002～0.005％，Mg：0.0002～0.001％，Zr：0.001～0.02％，Co：0.005～0.3％，O≤0.0030％，N：0.0045～0.0065％，余量为Fe和不可避免的杂质；
其中，所述Ti、V、C和N的质量百分含量满足0.04≤2.35Ti+0.31V+0.02C+0.02N≤0.06。
本发明还提供了上述技术方案所述的耐腐蚀钢的制备方法，包括以下步骤：
将铸坯依次进行加热、粗轧、精轧、冷却和回火处理，得到所述耐腐蚀钢；
所述铸坯的化学成分和上述技术方案所述的耐腐蚀钢的化学成分一致。
优选的，所述加热的温度为1190～1210℃，保温时间为9～16min/cm。
优选的，所述粗轧的轧制温度为1050～1090℃；
所述粗轧为多道次轧制，单道次最大压下率为≥10％。
优选的，所述精轧的轧制温度为800～930℃；
所述精轧的开轧温度为900～930℃，终轧温度为810～840℃；
所述精轧为多道次轧制，单道次最大压下率为≥10％。
优选的，所述冷却的开冷温度为760～800℃，降温速率为≥6℃/s；
所述冷却后得到的铸坯的返红温度为530～570℃。
优选的，所述回火的温度为500～650℃。
本发明还提供了上述技术方案所述的耐腐蚀钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的耐腐蚀钢在原油储罐中的应用。
本发明还提供了一种原油储罐，以钢材为原料经焊接制备得到，所述钢材为上述技术方案所述的耐腐蚀钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的耐腐蚀钢。
优选的，所述焊接为大热输入焊接；
所述焊接形成的焊接接头包括焊缝区、熔合区和焊接热影响区；
所述焊接热影响区内尺寸为20～80nm的析出粒子中，(V,Ti)(C,N)复合析出粒子的数量占60～70％；
所述焊接热影响区内尺寸为0.5～1.5μm的析出粒子中，(Ti,V)(C,N)复合析出粒子的数量占60～70％。
本发明提供了一种耐腐蚀钢，以质量百分含量计，包括以下组分：C：0.03～0.07％，Si：0.06～0.25％％，Mn：0.5～1.35％，P≤0.012％，S≤0.005％，Cu：0.1～0.4％，Ni：0.1～0.5％％，Mo：0.10～0.30％，V：0.01～0.05％，Ti：0.005～0.035％，Sn：0.01～0.06％，Ce：0.001～0.03％，La：0.001～0.03％，Ca：0.0002～0.005％，Mg：0.0002～0.001％，Zr：0.001～0.02％，Co：0.005～0.3％，O≤0.0030％，N：0.0045～0.0065％，余量为Fe和不可避免的杂质；其中，所述Ti、V、C和N的质量百分含量满足0.04≤2.35Ti+0.31V+0.02C+0.02N≤0.06。本发明通过在基础合金体系添加Sn和Ce，Sn在酸性环境中可以生成稳定的腐蚀层，减缓腐蚀速率；Ce通过改性夹杂物来减缓点蚀速率，提升钢板的耐腐蚀性能。通过加入微量元素Nb、V、Ti，可以促进热影响区第二相粒子形成，小尺寸粒子可钉扎奥氏体晶界，大尺寸粒子可促进针状铁素体的形成。在各元素的协同作用下，本发明提供的耐腐蚀钢具有优异的耐腐蚀性能；同时在进行大热输入焊接后，所得到的焊接热影响区具有优异的韧性，提高了由耐腐蚀钢制备得到的原油储罐的使用寿命。
附图说明
图1为实施例4得到的耐腐蚀钢进行焊接热模拟实验后得到的粗晶热影响区的金相组织图；
图2为对比例1得到的耐腐蚀钢进行焊接热模拟实验后得到的粗晶热影响区的金相组织图；
图3为本发明实施例进行耐腐蚀性能测试的装置图，其中，1-水浴加热装置，2-烧杯，3-腐蚀溶液，4-挂片试样，5-水；
图4为实施例1和对比例1得到的耐腐蚀钢经过腐蚀后的实物图。
具体实施方式
本发明提供了一种耐腐蚀钢，以质量百分含量计，包括以下组分：C：0.03～0.07％，Si：0.06～0.25％％，Mn：0.5～1.35％，P≤0.012％，S≤0.005％，Cu：0.1～0.4％，Ni：0.1～0.5％％，Mo：0.10～0.30％，V：0.01～0.05％，Ti：0.005～0.035％，Sn：0.01～0.06％，Ce：0.001～0.03％，La：0.001～0.03％，Ca：0.0002～0.005％，Mg：0.0002～0.001％，Zr：0.001～0.02％，Co：0.005～0.3％，O≤0.0030％，N：0.0045～0.0065％，余量为Fe和不可避免的杂质；
其中，所述Ti、V、C和N的质量百分含量满足0.04≤2.35Ti+0.31V+0.02C+0.02N≤0.06。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括C.03～0.07％，进一步优选为0.04～0.06％，更优选为0.045～0.05％。在本发明中，碳元素作为耐腐蚀钢的主要强化元素，如果碳元素含量过高，会产生偏析，使钢整体的耐腐蚀性能下降；同时会增加碳当量，不利于细化M-A岛组元，降低大热输入焊接形成的焊接热影响区的韧性，焊接裂纹敏感性增高。本发明将碳的含量控制在上述范围内，能够在保证钢的力学性能和焊接性能的同时提高钢的耐腐蚀性能。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Si 0.06～0.25％，进一步优选为0.08～0.22％，更优选为0.10～0.20％。在本发明中，通过将硅元素添加到钢中，硅元素能够能溶于铁素体和奥氏体中，从而提高钢的硬度和强度，弥补降低碳含量造成的部分强度损失；同时硅元素可以提高钢基体锈层的致密程度及锈层的化学稳定性，增强钢耐腐蚀性能。但硅的添加量过高会促进晶界铁素体形核，抑制针状铁素体形成，增加M-A岛组元质量分数，降低钢的塑性和韧性，使得钢的焊接性能降低。本发明将硅的含量控制在上述范围内，能够在不影响焊接性能的前提下提高钢的耐腐蚀性能和力学性能。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Mn 0.5～1.35％，进一步优选为0.8～1.32％，更优选为1.0～1.3％。在本发明中，锰的添加可以弥补部分低碳所带来的强度损失，还可以促进氧化物对铁素体的形核能力，促进铁素体形成。锰与硫形成熔点较高的MnS，可防止形成FeS而产生热脆现象。另外锰还是良好的脱氧剂和脱硫剂，和硅、钛一起加入进行复合脱氧，形成具有较高硫容量的复合夹杂，有效诱导晶内针状铁素体的形核。但锰含量过高时会导致锰在钢中形成偏析带，不利于提升钢的耐蚀性能。本发明将锰的含量控制在上述范围内，能够在不影响钢耐腐蚀性能的基础上，提高钢的力学性能和焊接热影响区的韧性。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Cu 0.1～0.4％，进一步优选为0.2～0.3％。在本发明中，铜元素可以在锈层中富集，形成很好的保护性锈层；并且铜与钢基体之间牢固的结合性能保证了锈层的稳定性，从而可以显著提高钢的耐腐蚀性能；但过量的铜元素会使得焊接热影响区的韧性降低，制造钢时也会使钢出现表面裂纹。本发明将铜的含量控制在上述范围内，能够在不影响焊接性能的前提下提高钢的耐腐蚀性能和力学性能。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Ni 0.1～0.5％，进一步优选为0.2～0.4％，更优选为0.25～0.3％。在本发明中，所述镍在钢中为纯固溶元素，可强化铁素体基体，并且具有明显降低韧脆转化温度的作用。在液态或者固态时，能与铁以任意比例互溶，抑制粗大的先共析铁素体形成，细化铁素体晶粒，改善钢的低温韧性。同时，镍是扩大奥氏体相区元素，能影响碳与合金元素的扩散速度，阻止珠光体形成，提高淬透性，减缓焊接时的淬硬开裂趋向。另外镍元素可以在锈层中富集，可以有效阻止腐蚀环境中氯离子与基体之间接触，有效的提高钢的耐腐蚀性能。本发明将镍的含量控制在上述范围内，能够在提高焊接热影响区韧性的同时提高钢的耐腐蚀性能。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Mo 0.10～0.30％，进一步优选为0.12～0.28％，更优选为0.15～0.25％。在本发明中，所述钼能够缩小奥氏体相区，有效降低贝氏体的转变温度，且能够抑制铁素体相变，使得在较宽的冷却速度范围内获得完全的贝氏体组织；在钢中可固溶于铁素体、奥氏体和碳化物中，提高碳化物的稳定性，从而提高钢的强度。在锈层中可以形成钼的稳定氧化物或形成钼酸盐，使基体不易与氯离子相互作用，抑制点蚀的发生，提升钢的耐蚀性。钼元素的含量过高，一方面会增加生产成本，同时容易出现过多的M-A组元，降低焊接热影响区的韧性。本发明将钼的含量控制在上述范围内，能够在提高钢耐腐蚀性能的基础上，不影响焊接热影响区的韧性。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括V 0.01～0.05％，进一步优选为0.02～0.04％，更优选为0.25～0.30％。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Ti 0.005～0.035％，进一步优选为0.01～0.03％，更优选为0.015～0.025％。
在本发明中，钒和碳、氮等元素有极强的亲和力，在奥氏体中析出的钒氮化合物能够抑制奥氏体晶粒长大。在铁素体区析出的钒氮化合物可以增加晶内铁素体的形核核心，两方面共同作用促进晶粒细化，显著地改善钢的焊接性能。钛和氧、氮、碳都有极强的亲和力，是一种良好的脱氧剂和固定氮、碳的有效元素。钛的氧化物能有效促进针状铁素体形核。同时钛在钢中可以形成细小弥散的TiN粒子，在钢加热到1400℃以上时才能缓慢地溶解。在焊接过程中TiN粒子有效地阻碍奥氏体晶粒粗化，有利于韧性的提高；另外TiN粒子能有效促进针状铁素体形成，有效改善钢的焊接性能。因此，综合考虑钢的力学性能及大热输入焊接性能，将钒和钛的含量控制在上述范围内。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Sn 0.01～0.06％，进一步优选为0.02～0.05％，更优选为0.03～0.04％。本发明通过添加锡元素可以在锈层中出现富集，提高钢的锈层致密性，同时会在钢基体表面上形成一层保护膜，可以明显提高钢在酸性腐蚀环境中的自腐蚀电位，可以有效地提升钢在酸性腐蚀环境中的耐蚀性能，但锡元素易在晶界处偏聚，含量过高会严重影响钢的力学性能和焊接性能。本发明将锡的含量控制在上述范围内，能够在提高耐腐蚀性能的基础上不影响钢的力学性能和焊接性能。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括P≤0.012％，进一步优选为0.005～0.011％，更优选为0.006～0.010％。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括S≤0.005％，进一步优选为0.001～0.004％，更优选为0.002～0.003％。
在本发明中，磷和硫是作为有害杂质元素在钢中是不可避免的，会在钢中形成偏析，导致钢的塑性和韧性显著的降低，会对焊接性能产生较大危害，且对耐腐蚀性能也有不利影响，因此，本发明将磷和硫得到含量控制在上述范围内。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Ce 0.001～0.03％，进一步优选为0.005～0.025％，更优选为0.01～0.02％。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括La 0.001～0.03％，进一步优选为0.005～0.025％，更优选为0.01～0.02％。
在本发明中，稀土Ce和La作为脱氧剂和脱硫剂，起到净化和调质作用；同时Ce、La还可以与钢中的氧化物、硫化物发生反应形成细小的球状稀土夹杂物，降低由于夹杂物而诱发的点蚀腐蚀，提高钢的耐蚀性能；但是Ce和La元素含量过高会导致夹杂物数量较多，Ce和La元素会在晶界处固溶偏聚，易产生回火脆性，同时会对耐蚀性和焊接性能产生不好的影响。本发明将所述Ce和La的含量控制在上述范围内，能够在不影响焊接热影响区的韧性的基础上提高钢的耐腐蚀性能。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Ca 0.0002～0.005％，进一步优选为0.0008～0.0048％，更优选为0.0010～0.0045％。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Mg 0.0002～0.01％，进一步优选为0.0005～0.0085％，更优选为0.0008～0.008％。
在本发明中，通过添加钙和镁能够提高钢的耐腐蚀性，在钢的腐蚀过程中溶于水而形成碱，抑制了钢材表面pH值的下降，显著提高了钢的耐腐蚀性能。此外，钙和镁对钢中的恶性硫化物夹杂进行改性处理，不仅可以提高钢材的焊接性能，还能够进一步提高耐局部腐蚀性能。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Zr 0.001～0.02％，进一步优选为0.005～0.019％，更优选为0.01～0.015％。在本发明中，通过添加Zr，能够在在钢中优先与S结合形成硫化物，减少MnS的产生，提高钢的耐点腐蚀性能。微量的Zr即可产生上述效果。作为强脱氧元素，Zr相比Al、Ti来说，会形成更多的氧化物粒子，分布也更均匀。但过量的Zr会明显降低钢韧性。因此本发明将锆的含量控制在上述范围内，能够在提高钢耐腐蚀性能的基础上不影响钢的韧性。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括Co 0.005～0.3％，进一步优选为0.01～0.29％，更优选为0.015～0.285％。本发明通过添加钴，能够在钢的表面形成致密的锈层，从而抑制局部腐蚀的扩展，提高钢在干湿交替环境酸性条件下的耐蚀性，但过量的钴反而会降低钢材的耐局部腐蚀性能，且影响钢材的加工性能和焊接性能。本发明将钴的含量控制在上述范围内，能够在提高钢耐腐蚀性能的基础上不影响钢的焊接性能。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括N 0.0045～0.0065％，进一步优选为0.005～0.006％，更优选为0.0052～0.0058％。在本发明中，适量的氮元素能够形成TiN、VN、BN等，可以有效细化晶粒，改善晶内组织，诱导针状铁素体形核，可以有效提高焊接热影响区的韧性。
以质量百分含量计，本发明提供的耐腐蚀钢包括O≤0.0030％。
在本发明中，所述Ti、V、C和N的质量百分含量满足0.04≤2.35Ti+0.31V+0.02C+0.02N≤0.06。
在本发明中，当所述2.35Ti+0.31V+0.02C+0.02N的值大于0.06时，经过大热输入焊接形成的焊接热影响区内的析出粒子尺寸增大，钉扎奥氏体晶界，抑制晶粒长大的效果减弱；当所述2.35Ti+0.31V+0.02C+0.02N的值小于0.04时，焊接热影响区内的析出粒子数量减少，促进针状铁素体形核核心数量降低，不利于提高焊接热影响区的韧性。
本发明还提供了上述技术方案所述的耐腐蚀钢的制备方法，包括以下步骤：
将铸坯依次进行加热、粗轧、精轧、冷却和回火处理，得到所述耐腐蚀钢；
所述铸坯的化学成分和上述方案所述的耐腐蚀钢的化学成分一致。
在本发明中，所述铸坯优选通过制备得到；所述制备方法优选包括以下步骤：
将原料依次进行冶炼、精炼和脱硫处理，得到精炼钢液和矿渣；
将所述精炼钢液依次进行脱氧处理和合金化处理，得到合金化钢液；
将所述合金化钢液进行浇铸，得到所述铸坯。
本发明对所述冶炼、精炼和脱硫处理的过程没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。在本发明中，所述精炼优选在LF精炼炉中进行。本发明对制备所述钢液的原料种类和来源没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的即可。
在本发明中，所述矿渣浮于所述精炼钢液的表面。在本发明中，所述矿渣的碱度优选为5～7。在本发明中，当所述矿渣的碱度不在上述范围内时，优选通过在所述精炼钢液中添加石英砂调节所述矿渣的碱度。本发明对所述石英砂的添加量没有特殊的限定，只要能够将所述矿渣调节至所需碱度即可。
得到所述精炼钢液和矿渣后，本发明将所述精炼钢液和矿渣进行分离。本发明对所述分离的方法没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。在本发明中，所述精炼钢液的温度优选为≥1620℃。
得到所述精炼钢液后，本发明将所述精炼钢液依次进行脱氧处理和合金化处理，得到合金化钢液。
在本发明中，所述脱氧处理采用的脱氧原料优选为硅铁或铝丝。本发明对所述脱氧处理的过程没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。本发明对所述脱氧原料的添加量没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的即可。在本发明中，经过所述脱氧处理得到的钢液中的氧含量优选为30～60ppm，进一步优选为40～50ppm。
在本发明中，所述合金化处理采用的原料优选为钛铁合金。本发明对所述合金化处理的过程没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。在本发明中，所述脱氧处理和合金化处理均优选在VD精炼炉中进行；所述VD精炼炉的真空度优选为≤5.0mbar，保持时间优选为≥20min。
得到所述合金化钢液后，本发明将所述合金化钢液进行浇铸，得到所述铸坯。
本发明对所述浇铸的过程没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。在本发明中，所述铸坯的厚度优选为260mm，宽度优选为≥2570mm。
得到所述铸坯后，本发明将所述铸坯进行加热。在本发明中，所述加热的温度优选为1190～1210℃，进一步优选为1195～1205℃；时间优选为9～16min/cm，进一步优选为10～15min/cm，更优选为11～13min/cm。在本发明中，通过加热能够获得单相奥氏体组织、实现成分均匀化和降低变形抗力。
所述加热后，本发明将所述加热后的铸坯进行粗轧。在本发明中，所述粗轧的轧制温度优选为1050～1090℃，进一步优选为1060～1080℃，更优选为1065～1070℃；所述粗轧优选为多道次轧制，进一步优选为5～7道次轧制；单道次最大压下率优选为≥10％。在本发明中，所述粗轧的总压下率优选为≥50％。在本发明中，所述粗轧后得到的板材的厚度优选为所述铸坯厚度的2.0～3.0倍。
所述粗轧完成后，本发明还优选包括将得到的板材进行第一空冷。本发明对所述第一空冷的过程没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。
所述第一空冷完成后，本发明将所述第一空冷后得到的铸坯进行精轧。在本发明中，所述精轧的轧制温度优选为800～930℃，进一步优选为820～910℃，更优选为850～880℃；所述精轧的开轧温度优选为900～930℃，终轧温度优选为810～840℃；所述精轧优选为多道次轧制，进一步优选为5～7道次轧制；单道次最大压下率优选为≥10％。在本发明中，所述精轧的总压下率优选为≥50％。
所述精轧完成后，本发明将所述精轧得到的铸坯进行冷却。在本发明中，所述冷却的开冷温度优选为760～800℃，进一步优选为770～790℃，更优选为775～780℃；降温速率优选为≥6℃/s，进一步优选为12～15℃/s，更优选为13～14℃/s。在本发明中，所述冷却优选包括依次进行水冷和第二空冷。本发明对所述水冷和第二空冷的过程没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。
在本发明中，所述水冷后得到的铸坯的返红温度优选为530～570℃，进一步优选为540～560℃，更优选为545～550℃。
在本发明中，优选通过所述第二空冷将所述铸坯的温度降至室温。
在本发明中，所述回火的温度优选为500～650℃，进一步优选为600～650℃。在本发明中，所述回火的时间根据以下公式计算得到：
T(回火时间/min)＝2～2.5(加热系数/min·mm-1)×D(钢板厚度/mm)+10～20(附加时间/min)。
在本发明中，所述耐腐蚀钢的厚度优选为18～40mm。
本发明还提供了上述技术方案所述的耐腐蚀钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的耐腐蚀钢在原油储罐中的应用。
本发明还提供了一种原油储罐，以钢材为原料经焊接制备得到，所述钢材为上述技术方案所述的耐腐蚀钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的耐腐蚀钢。
在本发明中，所述焊接优选为大热输入焊接；所述焊接的热输入优选为50～100kJ/cm。
在本发明中，所述焊接形成的焊接接头优选包括焊缝区、熔合区和焊接热影响区。
在本发明中，所述焊接热影响区内尺寸为20～80nm的析出粒子中，(V,Ti)(C,N)复合析出粒子的数量密度优选为(1.83～3.36)×105个/mm3；所述(V,Ti)(C,N)复合析出粒子的数量优选占总粒子数的60～70％。在本发明中，所述尺寸为20～80nm的析出粒子能够抑制奥氏体晶粒长大。
在本发明中，所述焊接热影响区内尺寸为0.5～1.5μm的析出粒子中，(Ti,V)(C,N)复合析出粒子的(2.88～5.12)×104个/mm3；所述(Ti,V)(C,N)复合析出粒子的数量优选占总粒子数的60～70％。在本发明中，所述尺寸为0.5～1.5μm的析出粒子能够异质形核。
为了进一步说明本发明，下面结合附图和实施例对本发明提供的一种耐腐蚀钢及其制备方法和应用、一种原油储罐进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1～5
将钢液依次进行冶炼、精炼和脱硫处理，得到精炼钢液和矿渣；所述精炼在LF精炼炉中进行；所述精炼钢液的温度为1650℃；所述矿渣的碱度为6；
将所述精炼钢液通入VD精炼炉中，采用铝丝进行脱氧处理，得到的钢液中的氧含量为45ppm；然后加入钛铁合金进行合金化处理，得到合金化钢液；所述VD精炼炉的真空度为5.0mbar，保持时间为25min；
将所述合金化钢液进行浇铸，得到所述铸坯(厚度为260mm，宽度为2570mm)；
将得到的铸坯依次进行加热、粗轧、精轧、冷却和回火处理，得到所述耐腐蚀钢(厚度为21.5mm)；所述耐腐蚀钢的成分如表1所示；其中，所述Ti、V、C和N总的质量百分含量按照2.35Ti+0.31V+0.02C+0.02N(调控式)计算得到的结果如表2所示；
所述加热、粗轧、精轧、冷却和回火处理的条件参数如表3所示。
对比例1～3
将钢液依次进行冶炼、精炼和脱硫处理，得到精炼钢液和矿渣；所述精炼在LF精炼炉中进行；所述精炼钢液的温度为1650℃；所述矿渣的碱度为5-7；
将所述精炼钢液通入VD精炼炉中，采用硅铁或铝丝进行脱氧处理，得到的钢液中的氧含量为45ppm；然后加入钛铁合金进行合金化处理，得到合金化钢液；所述VD精炼炉的真空度为5.0mbar，保持时间为25min；
将所述合金化钢液进行浇铸，得到所述铸坯(厚度为260mm，宽度为2570mm)；
将得到的铸坯依次进行加热、粗轧、精轧、冷却和回火处理，得到所述耐腐蚀钢(厚度为21.5mm)；所述耐腐蚀钢的成分如表1所示；其中，所述Ti、V、C和N总的质量百分含量按照2.35Ti+0.31V+0.02C+0.02N(调控式)计算得到的结果如表2所示；
所述加热、粗轧、精轧、冷却和回火处理的条件参数如表3所示。
表1实施例1～5和对比例1～3得到的耐腐蚀钢的成分
Figure BDA0003879404370000121
Figure BDA0003879404370000131
表2实施例1～5和对比例1～3中调控式计算结果
调控式 2.35Ti+0.31V+0.02C+0.02N
标准范围 0.04～0.06
实施例1 0.044
实施例2 0.058
实施例3 0.048
实施例4 0.055
实施例5 0.057
对比例1 0.082
对比例2 0.10
对比例3 0.063
表3实施例1～5和对比例1～3中的条件参数
Figure BDA0003879404370000132
Figure BDA0003879404370000141
性能测试
测试例1
将实施例1～5和对比例1～3得到耐腐蚀钢加工成10.5mm×10.5mm×80mm的Gleeble热模拟试样，在Gleeble-3500热模拟试验机上进行85kJ/cm热输入的焊接热模拟实验，实验步骤为：以100℃/s的升温速率将试样加热到1350℃，停留1s后，模拟板厚设置成32mm，热输入为85kJ/cm；随后将试样加工成标准冲击试样10mm×10mm×55mm，进行-20℃条件下的冲击实验，得到的测试结果如表4所示；
表4实施例1～5和对比例1～3得到的耐腐蚀经焊接热模拟实验后形成的热影响区低温冲击性能测试结果
Figure BDA0003879404370000142
Figure BDA0003879404370000151
从表4可以看出，本发明得到的耐腐蚀钢经过85kJ/cm的热输入后，粗晶热影响区在-20℃下的冲击功平均大于100J，低温韧性优异。
采用金相显微镜对实施例4和对比例1的耐腐蚀经焊接热模拟实验后形成的粗晶热影响区进行金相组织的检测，得到的金相组织图如图1和图2所示，其中图1是实施例4中粗晶热影响区的金相组织图，图2为对比例1中粗晶热影响区的金相组织图；从图1和图2可以看出实施例的晶粒尺寸较小，针状铁素体较多，对比例晶粒尺寸较大，粗晶热影响区中较粗的晶粒使裂纹在冲击试验中更容易扩展，韧性较差。因此本发明实施例得到的耐腐蚀钢经过大热输入焊接后形成的粗晶热影响区韧性较好，表明本发明提供的耐腐蚀钢具有良好的焊接性能。
测试例2
对实施例1～5和对比例1～3得到的耐腐蚀钢进行力学性能的测试；
按照石油储罐常用底板用钢为Q235B所用国标GB/T 1591-2008《低合金高强度结构钢》进行测试；
得到的测试结果如表5所示；
表5实施例1～5和对比例1～3得到的耐腐蚀钢的力学性能
Figure BDA0003879404370000152
Figure BDA0003879404370000161
由表5可以看出，本发明提供的耐腐蚀钢的力学性能均有较好表现，屈服强度均在360MPa以上，抗拉强度在510MPa以上，延伸率大于20％，-20℃冲击功均大于120J。
测试例3
将实施例1～5和对比例1～3得到的耐腐蚀钢进行加工取样，得到尺寸为25mm×60mm×5mm的矩形腐蚀挂片，放入如图3所示的实验装置之中(其中1水浴加热装置，2为烧杯，3为浸泡腐蚀溶液，4为浸泡腐蚀试验挂片试样，5为水)，实验采用水浴加热，浸泡溶液为pH值为0.85的酸性Cl-溶液，腐蚀周期为72h，每24h更换溶液。实验按照IMO《原油油船货油舱耐腐蚀钢材检验指南》标准进行模拟原油储罐钢内底腐蚀实验。实验结束后，对样品进行除锈处理，计算各样品的腐蚀失重，并计算腐蚀速率；得到的结果如表6所示；
其中，实施例1和对比例1腐蚀后的实物图如图4所示；
表6实施例1～5和对比例1～3得到的耐腐蚀钢的腐蚀速率
Figure BDA0003879404370000162
从表6和图4可以看出，本发明提供的耐腐蚀钢具有优异的耐腐蚀性能。
综上可以看出，本发明提供的耐腐蚀钢具有优异的耐腐蚀性能，及良好的耐大热输入性能；在大热输入条件下，粗晶热影响区仍具有较高韧性，可适用于大型原油储存罐壁板结构以及海洋、船舶防腐蚀结构等，具有可成倍提高施工效率、耗能低、经济效益好、可工业大批量生产等优点。
尽管上述实施例对本发明做出了详尽的描述，但它仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部实施例，还可以根据本实施例在不经创造性前提下获得其他实施例，这些实施例都属于本发明保护范围。

Claims (10)

1.一种耐腐蚀钢，其特征在于，以质量百分含量计，包括以下组分：C：0.03～0.07％，Si：0.06～0.25％％，Mn：0.5～1.35％，P≤0.012％，S≤0.005％，Cu：0.1～0.4％，Ni：0.1～0.5％％，Mo：0.10～0.30％，V：0.01～0.05％，Ti：0.005～0.035％，Sn：0.01～0.06％，Ce：0.001～0.03％，La：0.001～0.03％，Ca：0.0002～0.005％，Mg：0.0002～0.001％，Zr：0.001～0.02％，Co：0.005～0.3％，O≤0.0030％，N：0.0045～0.0065％，余量为Fe和不可避免的杂质；
其中，所述Ti、V、C和N的质量百分含量满足0.04≤2.35Ti+0.31V+0.02C+0.02N≤0.06。
2.权利要求1所述的耐腐蚀钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
将铸坯依次进行加热、粗轧、精轧、冷却和回火处理，得到所述耐腐蚀钢；
所述铸坯的化学成分和权利要求1所述耐腐蚀钢的化学元素组成一致。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述加热的温度为1190～1210℃，保温时间为9～16min/cm。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述粗轧的轧制温度为1050～1090℃；
所述粗轧为多道次轧制，单道次最大压下率为≥10％。
5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述精轧的轧制温度为800～930℃；
所述精轧的开轧温度为900～930℃，终轧温度为810～840℃；
所述精轧为多道次轧制，单道次最大压下率为≥10％。
6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述冷却的开冷温度为760～800℃，降温速率为≥6℃/s；
所述冷却后得到的铸坯的返红温度为530～570℃。
7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述回火的温度为500～650℃。
8.权利要求1所述的耐腐蚀钢或权利要求2～7任一项所述制备方法制备得到的耐腐蚀钢在原油储罐中的应用。
9.一种原油储罐，以钢材为原料经焊接制备得到，其特征在于，所述钢材为权利要求1所述的耐腐蚀钢或权利要求2～7任一项所述制备方法制备得到的耐腐蚀钢。
10.根据权利要求9所述的原油储罐，其特征在于，所述焊接为大热输入焊接；
所述焊接形成的焊接接头包括焊缝区、熔合区和焊接热影响区；
所述焊接热影响区内尺寸为20～80nm的析出粒子中，(V,Ti)(C,N)复合析出粒子的数量占60～70％；
所述焊接热影响区内尺寸为0.5～1.5μm的析出粒子中，(Ti,V)(C,N)复合析出粒子的数量占60～70％。
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