CN110088346A - 具有优异纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材、其制造方法和使用其的钢管 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及用于输送原油或天然气等的线管用的钢材，并且更具体地涉及具有优异的管纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材、用于制造该钢材的方法、以及使用该钢材的钢管。

Description

具有优异纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材、其制造方 法和使用其的钢管
技术领域
本公开涉及用于输送原油或天然气等的线管用的钢材，并且更具体地涉及具有优异的管纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材、用于制造该钢材的方法、以及使用该钢材的钢管。
背景技术
近来，线管(line pipe)已经构造在极端寒冷的地区或地面运动频繁的地区，例如频繁发生地震的地区中。这种线管不仅要求具有通常的强度和韧性，还要求具有改善的可变形性。例如，由于伴随地面运动、结构本身的负载、地震等的逐渐或快速变形，因此对可变形性的需求不断增加以提高线管的稳定性。
如上所述，由于由地面运动引起的线管的变形主要发生在管道的长度方向上，因此用于制造管的钢材的纵向方向变形特性被限制在一定水平或更高。
具有不足的可变形性的线管趋于因在线管的长度方向上变形而被局部压溃，而具有改善的可变形性的线管可以承受一定的变形而不会被局部压溃。
在用于线管的钢材中，主要通过均匀延伸率来评价可变形性。均匀延伸率是发生颈缩(其中在抗拉试验中发生不均匀变形)前的应变并且与由不均匀变形引起的管道压溃有关。
在用于线管的钢材由钢管制成之后，钢材被涂覆有环氧树脂以防止腐蚀。在环氧树脂涂覆过程中，在180℃或更高的温度下进行热处理并持续一段时间。在这种情况下，出现应变时效。由于这种应变时效，形成上屈服点以增加屈服强度并降低均匀延伸率。
因此，需要具有改善的可变形性的用于线管的钢材应当防止由于应变时效而出现上屈服点并且应该表现出高的均匀延伸率。
另一方面，线管的可变形性被评估为不发生压溃的临界应变率。与管的临界应变率相关的钢材的物理性能是加工硬化指数和均匀延伸率。例如，随着加工硬化指数和均匀延伸率的增加，管的可变形性得到改善。
钢材的均匀延伸率根据显微组织而变化。与单相组织相比，复合相组织更有利于获得改善的均匀延伸率。
复合相的组成根据强度而变化。通常，在具有450MPa或更低的屈服强度的钢材中，可以使用多边形铁素体作为主相，并且可以混合有低温转变相例如少量的贝氏体以改善均匀延伸率。在低强度钢中，相的这种组成导致在拉伸试验期间表现出不连续的屈服行为，因为具有高电位密度的低温转变相的分数和第二相的分数非常低。同时，当低温转变相例如贝氏体等的分数增加时，均匀延伸率降低并且韧性也劣化。
如上所述，由于不仅均匀延伸率而且机械性能例如强度都根据复合组织钢的相组成而变化，因此需要能够既满足强度等且满足均匀延伸率的组织控制。
发明内容
技术问题
本发明的一方面是提供一种在制造用于线管的钢材时具有优异的管纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材、制造该钢材的方法、以及使用该钢材的钢管。
技术方案
根据本公开的一方面，提供了一种具有优异的纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材，该钢材以重量％计包含：碳(C)：0.02％至0.07％；硅(Si)：0.05％至0.3％；锰(Mn)：0.8％至1.8％；铝(Al)：0.005％至0.05％；氮(N)：0.001％至0.01％；磷(P)：0.020％或更少；硫(S)：0.003％或更少；镍(Ni)：0.05％至0.3％；铬(Cr)：0.05％至0.5％；铌(Nb)：0.01％至0.1％；以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质，
作为显微组织，包含以面积分数计20％至50％的多边形铁素体、低温转变相和第二相，并且低温转变相是针状铁素体和贝氏体。
根据本公开的另一方面，提供了一种具有优异的纵向均匀延伸率的焊接钢管，该焊接钢管通过对用于焊接钢管的钢材进行管制造和焊接获得。
根据本公开的另一方面，提供了一种制造具有优异的纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材的方法。该方法包括：在1100℃至1200℃的温度范围内对满足上述合金组分的钢板坯进行再加热；在Ar3至900℃的温度范围内终止对经再加热的钢板坯的精轧，以制造热轧钢板；以2℃/秒至15℃/秒的冷却速率将热轧钢板初次冷却至Bs或更高；在初次冷却后，以20℃/秒至50℃/秒的冷却速率将热轧钢板二次冷却至350℃至500℃的温度；在二次冷却之后，将热轧钢板空气冷却至室温。
有益效果
根据本公开，在提供具有15mm至30mm的厚度的用于焊接钢管的钢材时，可以提供具有8％或更大的纵向均匀延伸率和600MPa或更小的屈服强度的用于焊接钢管的钢材。
由于本公开的这种用于焊接钢管的钢材具有优异的可变形性，因此钢材可以有利地应用于需要具有高变形性的线管等。
附图说明
图1是在本公开的实施例中通过观察发明例12和13以及比较例6和12的显微组织获得的图像。
具体实施方式
本发明人已经确定的是，线管的可变形性与钢材的均匀延伸率相关，并且对获得具有优异的均匀延伸率的用于线管的钢材的方法进行了深入研究。因此，本发明人已经确定的是，可以通过优化钢材的合金组成和制造条件来形成有利于确保优异的均匀延伸率的显微组织，以提供具有优异的管纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材，从而实现本公开。
在下文中，将对本公开进行详细描述。
根据本公开的一方面，一种具有优异的纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材以重量％(wt％)计包含：C：0.02％至0.07％、Si：0.05％至0.3％、Mn：0.8％至1.8％、Al：0.005％至0.05％、N：0.001％至0.01％、P：0.020％或更少、S：0.003％或更少、Ni：0.05％至0.3％、Cr：0.05％至0.5％、以及Nb：0.01％至0.1％。
在下文中，将对由本公开提供的用于焊接钢管的钢材的合金成分被如上所述限制的原因进行详细描述。除非另有说明，否则各成分的含量是指重量％。
C：0.02％至0.07％
碳(C)是通过固溶强化和析出强化而有效强化钢的元素。然而，当C的含量过高时，在管制造之后的涂覆热处理期间由固溶的C引起的位错钉扎表现出上屈服点，并且因此，均匀延伸率降低。因此，在本公开中，具体地将C的含量控制为0.07％或更少。然而，当C的含量小于0.02％时，为确保均匀延伸率而形成的低温转变相可能不会以足够的分数得到保证。
因此，具体地将C的含量控制为0.02％至0.07％。
Si：0.05％至0.3％
硅(Si)是作为固溶强化元素不仅用于使钢水脱氧而且还用于提高钢的强度的元素。为实现以上效果，具体地将Si以0.05％或更多的量添加。当Si的含量大于0.3％时，显着抑制了第二相例如渗碳体的形成，从而使在铁素体为单相的情况下的可变形性降低。
因此，具体地将Si的含量控制为0.05％至0.3％。
Mn：0.8％至1.8％
锰(Mn)用于固溶强化元素，并用于提高钢的强度和提高钢的淬透性以促进低温转变相的形成。当Mn的含量小于0.8％时，可能难以确保目标强度，并且可能不会形成用于提高均匀延伸率的适当分数的低温转变相。同时，当Mn的含量大于1.8％时，可能不会充分确保用于确保均匀延伸率的多边形铁素体相，在板坯铸造期间容易产生中心偏析，并且钢的可焊性可能劣化。
因此，具体地将Mn的含量控制为0.8％至1.8％。
Al：0.005％至0.05％
与Si类似，铝(Al)是用于使钢水脱氧的元素。为此，具体地，Al以0.005％或更多的量添加。然而，当Al的含量大于0.05％时，形成非金属氧化物Al2O3，从而降低基材和焊接区的韧性。
因此，具体地将Al的含量控制为0.005％至0.05％。
N：0.001％至0.01％
氮(N)与Al一起形成用以帮助改善强度的氮化物。然而，当N的含量大于0.01％时，N以固溶状态存在，并且处于固溶状态的N对钢的韧性有不利影响，因此不优选。
因此，具体地将N的含量控制为0.01％或更少。由于在工业上难以将N从钢完全去除，因此将N的量控制为在制造过程中允许的0.001重量％的下限。
P：0.020％或更少
磷(P)是在制造钢期间不可避免地包含的元素。当P的含量过高时，钢的可焊性降低，并且P趋于在板坯和奥氏体晶界的中心偏析，从而降低韧性。
因此，P的含量需要尽可能低地降低。在本公开中，考虑到在炼钢过程中产生的负载，将P的含量控制在0.020％或更少。
S：0.003％或更少
硫(S)是在制造钢期间不可避免地包含的元素。通常，S与铜(Cu)反应形成CuS，并且因此，影响腐蚀反应的Cu的量降低，从而使耐腐蚀性劣化。另外，在钢材的中心区域中形成MnS会使低温韧性劣化。
因此，S的含量需要尽可能低地降低。在本公开中，考虑到用于去除S的工艺限制，将S的含量控制为0.003％或更少。
Ni：0.05％至0.3％
镍(Ni)是固溶强化元素并且被添加以改善钢的强度和韧性。为了实现上述效果，具体地，Ni以0.05％或更多的量添加。然而，由于Ni是致使成本上升的昂贵的元素，并且Ni的过量添加导致可焊性劣化，因此，具体地将Ni的含量限制为0.3％或更少。
因此，具体地将Ni的含量控制为0.05％至0.3％。
Cr：0.05％至0.5％
铬(Cr)是在冷却期间有效确保淬透性并形成第二相例如渗碳体和低温转变相的元素。Cr与钢中的C反应以形成碳化物，使得铁素体中的固溶C被还原，从而在管制造之后的涂覆热处理期间有效地抑制应变时效。
为了充分实现上述效果，具体地，Cr以0.05％或更多的量添加。然而，当Cr的含量大于0.5％时，制造成本可能增加，从而在经济上不利。
因此，具体地将Cr的含量控制为0.05％至0.5％。
Nb：0.01％至0.1％
铌(Nb)与C和N反应从而以NbC或NbCN的形式析出在板坯上。析出物在再加热过程中溶解，使得Nb可以固溶在钢材中以用于在轧制期间使再结晶延迟。由于即使在高温下进行轧制时再结晶的延迟仍有利于奥氏体中的变形的累积，并且因此在轧制之后的铁素体转变期间促进铁素体的成核，从而对晶粒细化是有效的。固溶的Nb在精轧期间作为细小Nb(C,N)析出以用于提高强度。此外，Nb使固溶于铁素体中的C析出，以用于抑制由应变时效引起的均匀延伸率的降低。
为了充分实现上述效果，具体地，Nb以0.01％或更多的量添加。然而，当Nb的含量大于0.1％时，在板坯上形成粗析出物，并且因此，Nb在再加热期间可能不会充分固溶。因此，Nb作为开裂的起点会使低温韧性劣化。
因此，具体地将Nb的含量控制为0.01％至0.1％。
尽管本公开的钢材满足上述用于确保预期的物理性能的合金组成，但是钢材还可以包含Mo、Ti、Cu、V和Ca中的至少一者以进一步提高物理性能。
Mo：0.05％至0.3％
钼(Mo)是具有显著较高淬透性的元素，并且当淬透性元素例如C或Mn不足够时，甚至用少量的Mo就会促进低温转变相的形成。例如，当基体是铁素体基体时，可以通过在相同制造条件下增加贝氏体或马氏体的分数来提高均匀延伸率。另外，Mo可以与C反应以形成碳化物，并且Mo可以防止均匀延伸率因应变时效而降低。
为了实现上述效果，具体地，Mo以0.05％或更多的量添加。然而，Mo是致使成本上升的昂贵的元素，并且当Mo的含量大于0.3％时，制造成本可能会增加，从而在经济上不利。
因此，具体地将Mo的含量控制为0.05％至0.3％。
Ti：0.005％至0.02％
由于钛(Ti)以TiN或(Nb,Ti)CN的形式作为析出物存在于板坯中，因此Ti用于使铁素体中的固溶C的量降低。Nb在再加热过程期间溶解以固溶，而Ti在再加热过程期间不溶解并且以TiN的形式存在于奥氏体晶界上。由于存在于奥氏体晶粒中的TiN析出物用于抑制在再加热过程期间发生的奥氏体晶界生长，因此TiN析出物有助于最终的铁素体晶粒细化。
如上所述，为了有效地抑制奥氏体晶粒生长，具体地，Ti以0.005％或更多的量添加。然而，当Ti的含量过量且大于0.02％时，Ti的量显著大于钢中的N的量，并且因此，形成粗析出物。由于粗析出物不会有助于抑制奥氏体晶粒生长，因此Ti的过量含量不是优选的。
因此，添加的Ti的含量控制为0.005％至0.02％。
Cu：0.3％或更少
铜(Cu)是固溶度强化元素，并且Cu用于提高钢的强度。当Cu的含量大于0.3％时，在制造板坯期间发生表面开裂，从而使局部耐腐蚀性下降。另外，当对轧制板坯进行再加热时，具有低熔点的Cu渗透钢的晶界，从而致使在热加工期间开裂。
因此，添加的Cu的含量控制为0.3％或更少。
V：0.01％至0.07％
当N充分地存在于钢中时，钒(V)以VN析出，但是通常以VC的形式析出在铁素体区域中。VC在从奥氏体向铁素体的转变期间使共析碳浓度降低，并提供用于形成渗碳体的成核位点。因此，V使在铁素体中固溶的C的量降低并且促进细小渗碳体的分布，从而提高均匀延伸率。
为了充分实现上述效果，具体地，V以0.01％或更多的量添加。然而，当V的含量大于0.07％时，形成粗析出物从而降低韧性。
因此，具体地将添加的V的含量控制为0.01％至0.07％。
Ca：0.0005％至0.005％
钙(Ca)用于使MnS夹杂物球化。Ca与添加在钢中的S反应以形成CaS，并因此抑制Mn与S的反应，从而抑制在轧制期间形成长的MnS并提高低温韧性。
为了实现上述效果，具体地，Ca以0.0005％或更多的量添加。然而，由于Ca是具有较高的挥发性并且因此具有低产率的元素，考虑到在钢制造过程中产生的负载，具体地将Ca的上限控制为0.005％。
因此，具体地将添加的Ca的含量控制为0.0005％至0.005％。
本公开的其余成分是铁(Fe)。然而，在相关技术的制造过程中，可以混入来自原材料或周围环境的不能被排除的不期望的杂质。由于杂质对于制造过程的相关领域的技术人员而言是明显的，因此在本公开中将不具体描述杂质的全部内容。
作为显微组织，本公开的满足上述合金组成的用于焊接钢管的钢材具体包含的多边形铁素体、低温转变相和第二相。
多边形铁素体具体以20％至50％的面积分数被包含。当面积分数小于20％时，钢的强度较高，但均匀延伸率可能下降。同时，当面积分数大于50％时，铁素体组织中的C的含量增加。因此，在管制造后的涂覆热处理之后，位错固定至铁素体组织中的碳原子，从而使均匀延伸率下降。
低温转变相可以包含针状铁素体和贝氏体。贝氏体可以包括具有较低的C含量的粒状贝氏体、以及贝氏体铁素体。
在低温转变相中，针状铁素体具体以20％至40％的面积分数被包含。当面积分数小于20％或大于40％时，均匀延伸率在应变时效之后迅速下降。
除了多边形铁素体和低温转变相之外，还可以包含第二相。第二相可以具体是马氏体-奥氏体成分(MA)、退化珠光体(DP)和渗碳体中的至少一者。
第二相具体以5％或更少的含量被包含。当第二相的含量大于5％时，钢的韧性降低。在本公开中，第二相的含量可以是0％。
本公开的满足上述合金组成和显微组织两者的焊接钢管的钢材可以确保具有8％或更高的均匀延伸率的优异纵向均匀延伸率，同时具有600MPa的屈服强度。
在下文中，根据本公开的另一方面，将对制造具有纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材的方法进行详细描述。
根据本公开的用于焊接钢管的钢板可以通过在钢板坯上进行“再加热-热轧-冷却”过程来制造。在下文中，将对相应过程的条件进行详细描述。
[钢板坯的再加热]
具体地，在进行热轧之前对钢板坯进行再加热。在再加热期间，NbCN析出物在板坯上分解成充分固溶的Nb。固溶的Nb使在奥氏体轧制期间的再结晶延迟，使得奥氏体相的变形累积易于进行，以促进最终的显微组织的晶粒细化。
具体地，在1100℃至1200℃的温度范围下进行再加热，使得Nb以60％或更多的量固溶于板坯中。当再加热的加热温度小于1100℃时，Nb的固溶量降低，并且因此可能不能充分地获得强度提高和晶粒细化的效果。同时，当再加热的加热温度较高时，Nb容易固溶，但是奥氏体的晶粒生长同时发生。因此，最终的显微组织的晶粒尺寸增加以提高淬透性，并且容易形成低温转变相，从而使得难以形成铁素体和低温转变相的复合组织，并且因此，均匀延伸率降低。因此，具体地，再加热的加热温度的上限限制为1200℃。
[热轧]
具体地，可以对经再加热的钢板坯进行热轧以生产热轧钢板。具体地，可以在980℃或更低的温度下开始进行精轧，并且在Ar3至900℃的温度范围内停止精轧。
应该限制精轧起始温度以通过在铁素体向奥氏体晶粒转变期间形成能够用作成核位点的变形带或位错来累积在精轧期间每道次施加的轧制能量。在本公开中，具体地，精轧在980℃或更低的温度下开始。当精轧在高于980℃的温度下开始时，由轧制产生的能量可以被释放而不累积。因此，能量不会适当地有助于铁素体晶粒细化。
在上述温度下开始精轧之后，具体地，在从Ar3至900℃的温度范围内完成精轧。
如上所述，在精轧期间每道次施加的轧制能量通过在奥氏体晶粒中形成变形带或位错而累积，但是在高温下容易发生位错的错位。因此，轧制能量容易消失而不累积。因此，在相同的压下率的情况下，当在高温下进行精轧时，奥氏体晶粒中累积的能量不高，并且因此，可能不会充分地获得最终的铁素体晶粒细化。
因此，考虑到在精轧期间受限制的合金组成和压下率，具体地，在900℃或更低的温度下完成精轧。然而，当精轧停止温度降低至低于Ar3转变点时，由转变形成的铁素体和珠光体可能由于轧制而变形。因此，可能不会形成用于确保均匀延伸率的多边形铁素体，这使得难以确保均匀延伸率。
因此，具体地，在从Ar3至900℃的温度范围内完成精轧。Ar3可以表示为：Ar3＝910-(310×C)-(80×Mn)-(20×Cu)-(15×Cr)-(55×Ni)-(80×Mo)+(0.35×(T-8))
其中T代表钢材的厚度(mm)，并且各元素是指重量含量。
如上所述，当通过控制温度进行精轧时，总压下率具体为60％或更大。
由于奥氏体的再结晶在粗轧后的精轧期间很少发生，因此能量在轧制期间产生能够在铁素体转变期间用作成核位点的变形带或位错，从而减小有效奥氏体晶粒的尺寸。这种铁素体成核位点的数目越多，最终的铁素体晶粒越细。因此，在确保强度和均匀延伸率方面是有利的。
为了实现上述效果，具体地在精轧期间将总压下率控制为60％或更高。当在精轧期间的压下率不充分时，在铁素体转变期间可能不会产生细小晶粒，并且有效奥氏体晶粒可能变粗以增加淬透性，并且因此可能过度形成贝氏体分数。在这种情况下，均匀延伸率降低。
[冷却]
可以对通过以上过程生产的热轧钢板进行冷却以制造具有预期显微组织的用于焊接钢管的钢材。
在进行冷却时，具体地，在Ar3-20℃或更高的温度下开始冷却。
通过控制精轧之后的奥氏体中的铁素体转变确定钢材的最终的显微组织。决定均匀延伸率的显微组织因素是除铁素体之外的第二相的分数和晶粒尺寸。在精轧后的空气冷却期间形成的多边形铁素体(空气冷却铁素体)具有较大的晶粒尺寸，这不仅不利于确保强度，而且使得难以确保均匀延伸率。因此，具体地，在Ar3-20℃或更高的温度下开始冷却以控制冷却期间形成的多边形铁素体的量。
在这种情况下，为了确保预期的显微组织，可以逐步进行冷却。具体地，冷却可以包括进行至贝氏体转变起始温度(Bs)或更高的初次冷却和进行至350℃至500℃的温度范围的二次冷却。
更具体地，可以在冷却起始温度至Bs或更高的温度下以2℃/秒至15℃/秒的冷却速率进行初次冷却。
应该形成细小铁素体和低温转变相混合的显微组织以确保优异的均匀延伸率。强度和均匀延伸率根据各相的比例而变化。如上所述，在空气冷却期间形成的空气冷却铁素体由于粗晶粒而不利于提高强度或均匀延伸率。因此，具体地，可以通过水冷却过程来形成细小铁素体。
因此，具体地，可以抑制贝氏体的形成，并且在初次冷却中可以形成细小铁素体，并且在初次冷却后的二次冷却中可以形成低温转变相。因此，具体地，初次冷却可以进行至高达Bs或更高。Bs可以表示为：Bs＝830-(270×C)-(90×Mn)-(37×Ni)-(70×Cr)-(83×Mo)。
具体地，以2℃/秒至15℃/秒的冷却速率进行冷却，以通过在冷却至Bs或更高期间偏离冷却鼻形成没有贝氏体转变的多边形铁素体。由于在冷却速率小于2℃/秒时形成粗铁素体，因此强度降低。同时，当冷却速率大于15℃/秒时，形成的多边形铁素体的量较小，并且低温转变相的分数增加，这不是优选的。
在完成初次冷却之后，具体地，可以在350℃至500℃的温度下以20℃/秒至50℃/秒的冷却速率进行二次冷却。
具体地，二次冷却可以进行至贝氏体转变停止温度(Bf)或更低，使得在初次冷却期间未转变的奥氏体可以充分地转变成低温转变相、例如贝氏体。贝氏体转变停止温度比贝氏体转变起始温度低约120℃，并且考虑到本公开中提出的合金组成，具体地，贝氏体转变停止温度可以限制至500℃或更低。然而，当冷却停止温度显著较低时，形成的高脆性的马氏体的量可能增加。因此，为了防止马氏体相的转变，具体地，冷却可以在马氏体转变起始温度(Ms)或更高的温度下完成。在本公开中，具体地，冷却停止温度可以限制至350℃或更高。
当在从350℃至500℃的温度范围内进行冷却时，冷却的冷却速率可以高于初次冷却的冷却速率，使得在初次冷却期间未转变成铁素体的奥氏体相可以转变成低温转变相、例如贝氏体相。因此，具体地可以将冷却速率控制为20℃/秒至50℃/秒。
如上所述，在完成第一水冷却和第二水冷却之后，空气冷却可以进行至室温。
焊接钢管可以使用通过上述过程制造的用于焊接钢管的钢材来制造。作为示例，焊接钢管可以通过对用于焊接钢管的制造的钢材进行管制造和焊接来获得。用于获得焊接钢管的焊接方法不受限制。作为示例，可以使用埋弧焊接。
另外，可以在通常条件下对焊接钢管进行涂覆热处理。
在以下描述中，将对本公开的示例性实施方案进行更详细地描述。应当指出的是，提供示例性实施方案以对本公开进行更详细地描述，而不是限制本公开的权利范围。本公开的权利范围可以基于权利要求中列举的主题和从主题合理推断的主题来确定。
发明实施方式
(实施例)
制备具有表1中列出的合金组成的钢板坯，然后使钢板坯在表2中列出的条件下经受再加热—精轧——冷却过程，以制造钢材。
通过观察相应的钢材的显微组织并在钢材的纵向方向上制备拉伸样品，进行拉伸试验以评估强度和均匀延伸率。
对于显微组织，在蚀刻相应的钢材的样品之后，测量多边形铁素体和针状铁素体的分数。多边形铁素体和针状铁素体的分数的结果列于表3中，并且上述拉伸试验的结果也列于表3中。
[表1]
[表2]
(在表2中，比较例11和12是在精轧后在二次冷却条件下进行单次冷却的情况。)
[表3]
(在表3的发明例1至23中，除了多边形铁素体和针状铁素体之外，其他的是贝氏体相和第二相，并且第二相的含量小于5％。
在比较例1至16的组织分数中，其他的也是贝氏体相和第二相。)
从表1和表2中可以看出，钢1至9满足本公开中所提出的合金组成，并且使用钢1至9的发明例1至23满足本公开。同时，比较例1至16是使用具有在本公开之外的合金组成的钢或者制造条件不满足本公开中所提出的条件的情况。
从表3中可以看出，发明例1至23具有8％或更高的优异均匀延伸率，因为在钢中适当地形成多边形铁素体相和低温转变相。
同时，比较例1至16具有小于8％的差的均匀延伸率。
图1是通过观察发明例12和13以及比较例6和12的显微组织获得的图像。在发明例12和13的情况下，多边形铁素体、以及低温转变相例如贝氏体铁素体等是以各种各样的方式形成。同时，在比较例12中，主要形成针状铁素体相，而在比较例6中，主要形成多边形铁素体相。

Claims (10)

1.一种具有优异的纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材，所述钢材以重量％计包含：碳(C)：0.02％至0.07％；硅(Si)：0.05％至0.3％；锰(Mn)：0.8％至1.8％；铝(Al)：0.005％至0.05％；氮(N)：0.001％至0.01％；磷(P)：0.020％或更少；硫(S)：0.003％或更少；镍(Ni)：0.05％至0.3％；铬(Cr)：0.05％至0.5％；铌(Nb)：0.01％至0.1％；以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质，
其中，作为显微组织，包含以面积分数计20％至50％的多边形铁素体、低温转变相和第二相，以及
所述低温转变相是针状铁素体和贝氏体。
2.根据权利要求1所述的钢材，以重量％计还包含选自以下的至少一者：钼(Mo)：0.05％至0.3％；钛(Ti)：0.005％至0.02％；铜(Cu)：0.3％或更少；钒(V)：0.01％至0.07％；以及钙(Ca)：0.0005％至0.005％。
3.根据权利要求1所述的钢材，其包含以面积分数计20％至40％的所述针状铁素体。
4.根据权利要求1所述的钢材，其中以面积分数计包含5％或更少的所述第二相，包括0％，所述第二相是马氏体-奥氏体成分、退化珠光体和渗碳体中的至少一者。
5.根据权利要求1所述的钢材，其具有8％或更大的均匀延伸率和600MPa或更小的屈服强度。
6.一种具有优异的纵向均匀延伸率的焊接钢管，所述焊接钢管通过对根据权利要求1至5中的任一项所述的用于焊接钢管的钢材进行钢管制造和焊接获得。
7.一种制造具有优异的纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材的方法，所述方法包括：
在1100℃至1200℃的温度范围内对钢板坯进行再加热，所述钢板坯以重量％计包含：碳(C)：0.02％至0.07％；硅(Si)：0.05％至0.3％；锰(Mn)：0.8％至1.8％；铝(Al)：0.005％至0.05％；氮(N)：0.001％至0.01％；磷(P)：0.020％或更少；硫(S)：0.003％或更少；镍(Ni)：0.05％至0.3％；铬(Cr)：0.05％至0.5％；铌(Nb)：0.01％至0.1％；以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质；
在Ar3至900℃的温度范围内终止对经再加热的钢板坯的精轧，以制造热轧钢板；
以2℃/秒至15℃/秒的冷却速率将所述热轧钢板初次冷却至Bs或更高；
在所述初次冷却之后，以20℃/秒至50℃/秒的冷却速率将所述热轧钢板二次冷却至350℃至500℃的温度；以及
在所述二次冷却之后，将所述热轧钢板空气冷却至室温。
8.根据权利要求7所述的方法，其中以重量％计，所述钢板坯还包含选自以下中的至少一者：钼(Mo)：0.05％至0.3％；钛(Ti)：0.005％至0.02％；铜(Cu)：0.3％或更少；钒(V)：0.01％至0.07％；以及钙(Ca)：0.0005％至0.005％。
9.根据权利要求7所述的方法，其中所述精轧是在980℃或更低的温度下开始的并且是以60％或更大的总压下率进行的。
10.根据权利要求7所述的方法，其中所述初次冷却是在Ar3-20℃或更高的温度下开始的。
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