CN111936643A - 根据x-65级的api 5l psl-2规范的具有增强的氢致开裂(hic)抗性的钢组合物及制造钢组合物的钢的方法 - Google Patents
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Abstract
本公开内容涉及待被用于酸性环境的管线钢的钢组合物的设计。根据X‑65等级钢的API 5L PSL‑2规范，本公开内容的所开发的钢呈现出增强的拉伸性质，以及优异的氢致开裂抗性，其中裂纹长度比率(CLR)小于10％，裂纹厚度比率(CTR)小于5％，裂纹敏感性比率(CSR)小于2％。所开发的钢被设计成使得其易于热/冷成形和焊接，以形成待被用于输送天然气或原油、尤其是酸性等级的天然气或原油的管线管。本公开内容还提供了一种制造具有本公开内容的组合物的所述钢的方法。
Description
技术领域
本公开内容涉及符合API 5L PSL-2X65规范的管线钢级别的设计，该管线钢级别具有优良的氢致开裂(hydrogen induced cracking)(HIC)抗性和优异的低温韧性、可成形性和可焊接性。更具体地，本公开内容提供了一种钢组合物，该钢组合物包含以特定浓度的碳(C)、锰(Mn)、铌(Nb)、钛(Ti)、铝(Al)、硅(Si)、氮(N)、硫(S)和磷(P)，这确保所得到的钢呈现出优异的HIC抗性、增强的拉伸性质以及特定的铁素体势(ferrite potential)和碳当量。因此所述HIC抗性的钢足够坚韧以输送酸性等级的原油储备(sour grade of crudereserves)。本公开内容还提供了一种用于制造本公开内容的所述钢的方法，并且其中的具体地受控的条件允许钢被制造成使得其展示出期望的HIC抗性性质并符合所述规范。
本公开内容的背景
通过管道经较长的距离输送石油和天然气是最有效且最经济的燃料输送的方式。非酸性等级的原油储备的逐渐耗竭要求通过先进的精炼技术来利用酸性等级(硫含量>0.5％)。因此，它们的输送要求管线钢是具有对氢致开裂(HIC)的优异抗性的等级，氢致开裂由原油中H2S的存在以及(coupled with)用于提高燃料输送的效率的高操作压力引起。
现有技术提出了可以改善高强度管线钢的HIC性质的方法，这些方法中的一种是通过在钢中大量添加铜(Cu)。在钢组合物中建议按重量计高达1％的Cu含量。然而，钢中这样高水平的Cu增加了钢对热脆性的敏感性，这可能导致在钢坯的热成形/轧制时钢表面的开裂。虽然镍(Ni)可以被添加以克服热脆性的问题，但超过0.5％的其添加不仅影响钢的可焊接性，而且还显著地增加钢的成本。其他现有技术提出了对钢进行熔化和精炼，以限制夹杂物(inclusion)的数量，用于改善管线钢的HIC性质。
此外，一些现有技术提出了包含钼(Mo)和钛(Ti)的组合物，该组合物允许在钢微结构中形成Ti-Mo沉淀物，该Ti-Mo沉淀物用于改善钢的HIC性质。然而，这些组合物包含高浓度的锰(Mn)，这导致Mn偏析，其促进钢微结构中的微结构条带化(microstructuralbanding)。这导致微结构的不均匀性，并且使钢易于在钢等级的中间厚度处形成较硬的相。已知位于偏析的区域中的较硬的相的存在使钢易受氢致开裂的影响。
鉴于上文讨论的现有技术，对克服现有技术的限制并且呈现出优异的对氢致开裂的抗性以及优异的可成形性和可焊接性的钢组合物和微结构存在需求。
本公开内容的概述
本公开内容涉及一种由组合物制成的钢，该钢提供了高的对氢致开裂(HIC)的抗性，为非包晶的并且具有增强的强度和韧性。所述组合物包含以在从约0.02wt％至约0.06wt％的范围内的浓度的碳(C)；以在从约0.7wt％至约1.3wt％的范围内的浓度的锰(Mn)；以在从约0.06wt％至约0.10wt％的范围内的浓度的铌(Nb)；以在从约0.015wt％至约0.025wt％的范围内的浓度的钛(Ti)；以在从约0.03wt％至约0.10wt％的范围内的浓度的铝(Al)；以在从约0.1wt％至约0.5wt％的范围内的浓度的硅(Si)；以在从约0.0001wt％至约0.0060wt％的范围内的浓度的氮(N)；以在从约0.0001wt％至约0.0020wt％的范围内的浓度的硫(S)；以及以在从约0.0001wt％至约0.015wt％的范围内的浓度的磷(P)。
在本公开内容的实施方案中，所得到的钢通过呈现出小于10％的裂纹长度比率(CLR)、小于5％的裂纹厚度比率(CTR)和小于2％的裂纹敏感性比率(CSR)而具有优异的对氢致开裂的抗性。
在本公开内容的另外的实施方案中，所述组合物的铁素体势为小于0.85或大于1.05，从而使所得到的钢为非包晶的；而组合物的碳当量为小于0.35，确保钢呈现出优良的可焊接性。
在本公开内容的另外的实施方案中，具有所述组合物的钢具有多边形铁素体和贝氏体铁素体微结构；并且具有根据API 5L PSL-2X65规范的拉伸性质。
在本公开内容的另外的实施方案中，本公开内容的钢被设计成使得其易于热/冷成形、耐火并且被焊接以形成待被用于输送天然气或原油、尤其是酸性等级的天然气或原油的管线管。
本公开内容还提供了一种用于制造具有如上文描述的组合物的钢的方法，其中所述方法包括将所述组合物铸造在钢坯中，在特定条件下热轧钢坯，以及将热轧的钢板(steel sheet)受控冷却以获得钢。
在本公开内容的实施方案中，再结晶停止温度(recrystallization stoptemperature)(TNR)与最终的热轧温度(FRT)以及卷取温度(coiling temperature)对于获得本公开内容的钢是至关重要的。
附图简述
图1提供了图示出用于制造被用于酸性服务应用的焊接的钢管的API5L PSL-2X65热轧的钢等级的设计的热机械加工的示意图。
图2提供了(a)光学显微照片和(b)SEM显微照片，其示出了在500℃卷取的钢的铁素体-贝氏体微结构。
图3提供了(a)光学显微照片和(b)SEM显微照片，其示出了在600℃卷取的钢的主要地多边形铁素体以及针状或贝氏体铁素体微结构。
图4提供了亮场TEM显微照片和暗场TEM显微照片，其揭示了在600℃卷取的钢的碳化铌/碳氮化物的细沉淀物的分散。
图5提供了亮场TEM显微照片，其示出了在500℃卷取的钢的细小贝氏体铁素体/针状铁素体微结构。
图6突出了(a)碳和(b)锰在本公开内容的热轧的钢的中间厚度区域中的均匀分布。
详述
鉴于上文强调的现有技术的问题，本公开内容旨在提供一种由组合物制成的钢，该钢提供了高的对氢致开裂(HIC)的抗性，为非包晶的并且具有增强的强度和韧性。具有所述组合物的钢还必须符合API 5L PSL-2X65规范(API-美国石油学会(American PetroleumInstitute)/PSL-产品标准水平)。因此，进行详细研究以研究合金元素对微结构发展、机械性质(拉伸、硬度、韧性等)、钢的偏析和HIC性质的影响和作用。钢组合物和工艺参数(例如变形方案、终轧温度(finish rolling temperature)(FRT)、卷取温度(CT)、在输出辊道(run out table)(ROT)上的冷却速率等)通过进行热机械模拟随后进行中试规模试验来设计和优化。
因此，本公开内容的目的是提出一种微合金化的钢组合物和热机械加工，以轧制出呈现出优异的HIC抗性并且符合针对API 5L PSL-2X-65规范规定的性质的热轧的板/板(sheets/plates)。
结果，本公开内容提供了一种钢组合物，所述钢组合物包含以在从约0.02wt％至约0.06wt％的范围内的浓度的碳(C)；以在从约0.7wt％至约1.3wt％的范围内的浓度的锰(Mn)；以在从约0.06wt％至约0.10wt％的范围内的浓度的铌(Nb)；以在从约0.015wt％至约0.025wt％的范围内的浓度的钛(Ti)；以在从约0.03wt％至约0.10wt％的范围内的浓度的铝(Al)；以在从约0.1wt％至约0.5wt％的范围内的浓度的硅(Si)；以在从约0.0001wt％至约0.0060wt％的范围内的浓度的氮(N)；以在从约0.0001wt％至约0.0020wt％的范围内的浓度的硫(S)；以及以在从约0.0001wt％至约0.015wt％的范围内的浓度的磷(P)。所述组合物还可以包含以在从约0.0020wt％至约0.0050wt％的范围内的浓度的钙(Ca)。
本公开内容的这种钢组合物被设计成限制像碳和锰的元素的偏析，这促进了热轧的钢的中间截面厚度中的微结构条带化。与常规的API-X-65相比，较低的碳和锰的含量与在ROT的加速的冷却结合使用，以产生具有优异的HIC性质的无偏析的热轧钢。结果，由于元素的浓度和组合物被设计的方式，在热轧钢的中间厚度区域中存在碳和锰的均匀分布。
所述组合物允许所得到的钢具有优异的对氢致开裂的抗性。当根据NACE标准TM0284-2005(NACE-全国防蚀工程师协会(National Association of CorrosionEngineers))进行HIC测试时，钢抗HIC的这种性能以三个参数表示—裂纹长度比率(CLR)、裂纹厚度比率(CTR)和裂纹敏感性比率(CSR)。CLR、CTR和CSR由以下等式定义：
在本公开内容的所有实施方案中，当根据NACE标准TM0284-2005进行HIC测试时，通过呈现出小于10％的裂纹长度比率(CLR)、小于5％的裂纹厚度比率(CTR)和小于2％的裂纹敏感性比率(CSR)，本文中的组合物允许所得到的钢具有优异的对氢致开裂的抗性。所述组合物还呈现出小于0.85或大于1.05的铁素体势，由于这一点，所述钢为非包晶的。
本公开内容的所述组合物被特别地设计成确保组成元素的浓度提供最佳的期望的结果。因此，重要的是理解每种关键元素关于其浓度的作用，如下文提供的：
碳：钢中碳的优选的范围为约0.02wt％至约0.04wt％。C被添加以通过固溶体强化、第二相形成以及呈碳化物/碳氮化物形式的沉淀物的形成来得到钢的强度。然而，在本公开内容中，碳含量被限制为0.06％，以限制碳在钢中的偏析，这导致在钢微结构中形成马氏体或马氏体/奥氏体(MA)成分。马氏体和MA成分的存在对钢的HIC抗性有害。此外，增加的碳含量降低了钢的韧性和可焊接性。此外，较低的碳含量还允许设计非包晶的钢组合物。
锰：钢中Mn的优选的范围为约0.7wt％至约1.0wt％。除了赋予固溶体强化外，Mn还降低了奥氏体向铁素体转变的温度，并且有助于精炼铁素体晶粒尺寸。较高水平的锰增强了连续铸造过程期间的中心线偏析。此外，它导致更高数量的MnS夹杂物，这些夹杂物对氢致开裂抗性有害。钢中较高水平的锰还增加碳当量，并且损害钢的可焊接性。
硅：钢中Si的优选的范围为约0.20wt％至约0.40wt％。如同Mn，硅赋予固溶体强化作用。Si还被用作脱氧元素。然而，为了防止表面氧化皮(surface scale)的形成，钢中的Si含量被限制在0.5％的最大含量。此外，较高的Si含量通过增加碳当量而损害钢的可焊接性。
铌：钢中Nb的优选的范围为约0.07wt％至约0.08wt％。钢中的Nb由于它的溶质拖曳效应有助于晶粒细化，并且可以允许降低钢的碳含量。铌显著地提高了再结晶停止温度，并且允许在钢的热轧期间在低于再结晶停止温度(TNR)的较高的变形量。这允许晶粒尺寸的显著减小，并且显著地增加钢的韧性。铌在本公开内容中的作用还扩展到增加奥氏体的可硬化性(hardenability)，以在相对较低的冷却速率形成贝氏体铁素体或针状铁素体。
然而，超过0.10％的铌含量可以显著地增加轧机(mill)负荷，这可能大大地降低轧机(rolling mill)中轧辊的寿命，或者在一些情况下，可能超出轧机的能力。
氮：钢中氮的优选的范围为约0.0040wt％至约0.0050wt％。氮与钛和铌结合以形成氮化物/碳氮化物。因此，Ti/N比率应保持在3.14或小于(≥)3.14，以限制当材料经历SAW(埋弧焊)或ERW(电阻焊)的最终应用工艺时的晶粒粗化。然而，将氮含量增加到高于0.010wt％可能导致焊接接头的热影响区(HAZ)的脆化。
钛：钢中Ti的优选的范围为约0.020wt％至约0.025wt％。钢中的钛与氮结合以形成TiN沉淀物，当钢在轧制之前被再加热时，这抑制奥氏体晶粒粗化。此外，当钢经历焊接操作时，TiN的存在限制了热影响区中的先前的奥氏体晶粒粗化。这防止焊接的钢的热影响区中的韧性的劣化。
铝：钢中Al的优选的范围为约0.03wt％至约0.05wt％。钢中的铝用于钢的脱氧。Al的含量是有限的以限制氧化铝的含量，氧化铝的存在使氢致开裂抗性劣化。
硫：硫需要被限制为约0.0010wt％，以避免高水平的MnS夹杂物，因为它们导致HIC性质的严重劣化。
磷：磷含量应被限制为最大0.015wt％，因为较高的磷水平由于P在晶界处的偏析而可能导致对氢致开裂的抗性、韧性和可焊接性的降低。
钙：钢中Ca的优选的范围为约0.0020wt％至约0.0050wt％。钢的钙处理对于改变MnS夹杂物的尺寸和形态是重要的。Ca/S比率应在2-3的范围内。
因此，在本公开内容的优选的实施方案中，本公开内容的组合物包含以在从约0.02wt％至约0.04wt％的范围内的浓度的C；以在从约0.7wt％至约1.0wt％的范围内的浓度的Mn；以在从约0.07wt％至约0.08wt％的范围内的浓度的Nb；以在从约0.020wt％至约0.025wt％的范围内的浓度的Ti；以在从约0.03wt％至约0.05wt％的范围内的浓度的Al；以在从约0.2wt％至约0.4wt％的范围内的浓度的Si；以在从约0.0040wt％至约0.050wt％的范围内的浓度的N；以约0.0010％的浓度的S；以及以约0.010％的浓度的P。所述组合物还可以包含以在从约0.0020wt％至约0.0050wt％的范围内的优选的浓度的Ca。
在本公开内容的另一种优选的实施方案中，组合物的总微合金含量被限制为小于0.20wt％。具体地，在本公开内容的组合物中，Nb、Ti和N的累积浓度不超过0.20wt％。
本公开内容的组合物中的组分的这种特定浓度导致特定的微结构形成，这有助于为钢提供期望的HIC性质。在本公开内容的实施方案中，根据本公开内容的钢板具有90％-95％的铁素体。铁素体通过来自Mn和Si的固溶体强化贡献被强化。在应用高的Nb和受控的热机械加工条件的情况下，对于500℃和600℃的卷取温度，平均晶粒尺寸分别被限制为约2.7μm和2.9μm。这种晶粒细化显著地增加了由Hall-Petch关系控制的铁素体的强度。此外，较细的晶粒尺寸导致钢在室温和在零度以下的温度的显著的韧性。细沉淀物富含铌的碳化物的分散也有助于铁素体的强度，细沉淀物的尺寸为几纳米。这可以从图4中看出，图4示出了亮场TEM显微照片和暗场TEM显微照片，其揭示了在600℃卷取的钢的碳化铌/碳氮化物的细沉淀物的分散(如由下文的实施例1所提供的)。因此，在本公开内容的实施方案中，具有所述组合物的钢具有在从约2μm至约4μm的范围内的平均晶粒尺寸。
因此，在本公开内容的实施方案中，具有所述组合物的钢具有多边形铁素体和贝氏体铁素体微结构。微结构中的贝氏体铁素体/针状铁素体的量在约5％至约10％之间的范围内。来自贝氏体/针状铁素体的强化源自其精细结构和较高的位错密度。
由组合物形成的这种微结构为本公开内容的所得到的钢提供了增强的强度和质量。更具体地，本公开内容的钢具有高屈服强度(YS)和极限拉伸强度(UTS)，如API 5L PSL-2X65规范所要求的。因此，在本公开内容的实施方案中，具有本公开内容的组合物的钢具有在从约450MPa至约550MPa的范围内的屈服强度；在从约535MPa至约650MPa的范围内的极限拉伸强度(UTS)；以及至少25％的伸长率值。因此，钢的YS/UTS比率还保持低于0.93。
除了YS和UTS之外，在本公开内容的实施方案中，具有所述组合物的钢在零度以下的温度在纵向方向具有在从约270J至约380J的范围内的冲击韧性，以及在横向方向上具有在从约260J至约370J的范围内的冲击韧性。此外，钢还具有在从约160Hv至约200Hv的范围内的硬度值和至少0.90的断裂韧性(CTOD-裂纹尖端开口位移)值。
如先前所提及的，本公开内容的钢具有小于0.85或大于1.05的铁素体势，从而使钢为非包晶的。该铁素体势(FP)通过以下经验式计算：
FP＝0.5*(0.5-Ceq)，
其中Ceq是组合物的碳当量，并且由以下等式定义：
Ceq＝C+0.04*Mn+0.1*Ni+0.7*N-0.14*Si-0.04*Cr-0.1*Mo-0.24*Ti-0.7*S；
而焊接裂纹的临界金属参数(Pcm)通过以下计算：
在另一方面，基于国际焊接学会(International Institute of Welding)(IIW)的式为：
在本公开内容的实施方案中，组合物的碳当量为小于0.35。所述碳当量确保钢在管制造和其他最终应用过程期间呈现出优良的可焊接性。
因此，正是元素在特定浓度的精确的协同相互作用允许本公开内容的钢呈现出根据针对X-65级钢通过API 5L PSL-2规定的规范的对HIC的高抗性和拉伸性质，并且能够被用于酸性环境。因此，尽管开发的钢被设计成使得其易于热/冷成形、耐火并且被焊接以形成待被用于输送天然气或原油的管线管，但还重要的是理解组合物如何结合在一起以形成本公开内容的钢。
因此，本公开内容还涉及结合受控的热机械加工和加速的冷却方法的钢的化学组成的设计，以开发符合API PSL-2X-65规范的管线钢等级，其具有优良的对氢致开裂的抗性、优异的低温韧性以及优良的可焊接性和可成形性。
因此，本公开内容提供了一种用于制造具有如上文描述的组合物的钢的方法，所述方法包括以下步骤：
a.用本公开内容的钢组合物铸造钢坯，随后加热该坯；
b.在低于再结晶停止温度(TNR)的降低的情况下以预定的最终热轧温度(FRT)将该坯受控热轧；和
c.将热轧的钢板受控冷却到卷取温度以获得所述钢。
在本公开内容的实施方案中，所述方法在特定的条件和参数下进行，这有助于实现本公开内容的期望的钢。最初，指定的组合物首先通过常规的连续铸造机或薄坯铸造途径被铸造。本公开内容的非包晶的钢组合物确保钢通过任一途径的平滑铸造。在铸造具有指定的组合物的坯之后，将坯再加热到大于1100℃的温度(优选地在约1100℃至1250℃的范围内)持续约20分钟至约2小时的持续时间。再加热温度高于1100℃，以确保在前面的加工步骤中可能已经形成的任何沉淀物碳化铌/碳氮化物的完全溶解。大于约1250℃的再加热温度也是不期望的，因为它可能导致奥氏体的晶粒粗化，并且由于过度的氧化皮形成而导致收率损失。
在铸造和再加热具有指定的组合物的钢坯之后，进行坯的热轧。当在常规的热钢带轧机(strip mill)中进行轧制时，热轧包括高于再结晶温度的粗加工步骤(roughingstep)和低于再结晶温度的精加工步骤(finishing step)。在晶粒尺寸和第二相形成方面，再结晶停止温度(TNR，以摄氏度计)是限定所开发的钢的最终微结构的关键参数。在低于TNR的大于约70％至约90％的百分比降低的情况下，以特定的精轧温度(FRT)来完成轧制。在一些实施方案中，在CSP(致密钢带加工)/TSCR(薄坯铸造)被用于生产钢的情况下(在不存在单独的粗轧机的情况下)，应该设计变形方案，以便在热轧的初始机架期间破坏铸造结构，并且精制必须在低于再结晶温度进行，使得低于TNR的百分比降低在约70％至约90％之间，其中FRT在从约Ae3-50(℃)至约Ae3+50(℃)的范围内。
此后，热轧的钢板在输出辊道(ROT)上以在从约10℃/s至约50℃/s的范围内的冷却速率经历加速的冷却策略至在从约520℃至约600℃的范围内的卷取温度(CT)，以抑制珠光体形成并且促进微结构中贝氏体铁素体或针状铁素体的形成。约600℃的较高的卷取温度允许通过过饱和的铁素体中的细碳化物的沉淀来增加钢的强度。
图1示出了限定用于生产用于制造X-65酸性等级的设计的化学品的热轧的钢带的热机械加工的示意图。
因此，用于制造具有如本文描述的组合物的钢的方法包括以下步骤：
a.用本公开内容的钢组合物铸造钢坯，随后将该坯加热到在从约1100℃至约1250℃的范围内的温度；
b.在低于再结晶停止温度(TNR)的约70％至约90％降低的情况下，以在从约Ae3-50(℃)至约Ae3+50(℃)的范围内的最终热轧温度将该坯热轧；以及
c.将热轧的钢板受控冷却到在从约500℃至约600℃的范围内的卷取温度，以获得所述钢。
在本公开内容的另外的实施方案中，如上述的方法的步骤(a)中的加热进行持续在从约20分钟至约2小时的范围内的持续时间；并且其中步骤(c)中的冷却以在从约10℃/秒至约50℃/秒的范围内的速率进行。
在实施方案中，前述描述性内容是对公开内容的说明，而不是限制。虽然本文中已经将相当的强调放在本公开内容的特定特征上，但是将理解，在不偏离本公开内容的原理的情况下，可以进行多种修改，并且可以在优选的实施方案中进行许多改变。本领域技术人员将认识到，可以在如本文描述的实施方案的精神和范围内通过修改来实践本文的实施方案。
实施例
实施例1：本公开内容的钢的制造及其微结构的分析
将具有如在下表1中限定的组成的钢铸造成两个坯段。然后将铸造的坯段再加热到1200℃的温度持续1小时的时间段，以确保铌沉淀物的完全溶解。两个坯段均以相同的变形方案在低于TNR(1030℃-1040℃)的78％降低的情况下被热轧，并且被精轧至870℃的温度。在热轧后，将由两个坯段加工的两个热轧的板分别以25℃/s-30℃/s的冷却速率冷却到500℃和600℃的卷取温度。
表1
分析在500℃和600℃卷取的所得到的热轧的板的微结构细节、晶粒尺寸和硬度值，并且结果在下表2中提供：
表2
结果：对于在500℃和600℃卷取的钢的两种情况，微结构、晶粒尺寸和硬度对应于本公开内容的钢所需的值。
图2提供了光学显微照片(2a)和SEM显微照片(2b)，其示出了在500℃卷取的钢的铁素体-贝氏体微结构；而图3提供了光学显微照片(3a)和SEM显微照片(3b)，其示出了在600℃卷取的钢的主要地多边形铁素体以及针状或贝氏体铁素体微结构。
此外，图4示出了亮场TEM显微照片和暗场TEM显微照片，其揭示了在600℃卷取的钢的碳化铌/碳氮化物的细沉淀物的分散，而图5示出了亮场TEM显微照片，其示出了在500℃卷取的钢的细的贝氏体铁素体/针状铁素体微结构。
实施例2：本公开内容的钢的拉伸性质的分析
制造具有如在实施例1中限定的组成和工艺细节的钢，并且分析在500℃和600℃卷取的所得到的热轧的板的屈服强度(YS)、极限拉伸强度(UTS)、％伸长率和YS/UTS比率，并且结果在下表3中提供：
表3
结果：对于在500℃和600℃卷取的钢的两种情况，拉伸性质对应于本公开内容的钢所需的值，并且符合API 5L PSL-2X65规范。
实施例3：本公开内容的钢的冲击韧性的分析
制造具有如在实施例1中限定的组成和工艺细节的钢，并且分析在500℃和600℃卷取的所得到的热轧的板的冲击韧性，并且结果在下表4中提供：
表4
结果：对于在500℃和600℃卷取的钢的两种情况，发现冲击韧性在-60℃在纵向方向上在270J至380J之间的范围内并且在横向方向上在260J至370J之间的范围内，如本公开内容的钢所需的。
实施例4：本公开内容的钢的拉伸性质的分析
制造具有如在实施例1中限定的组成和工艺细节的钢，并且分析在500℃和600℃卷取的所得到的热轧的板在室温和零度以下的温度的断裂韧性(CTOD)，并且结果在下表5中提供：
表5
结果：对于在500℃和600℃卷取的钢的两种情况，发现断裂韧性大于0.90，如本公开内容的钢所需的。
实施例5：本公开内容的钢的氢致开裂(HIC)性质的分析
制造具有如在实施例1中限定的组成和工艺细节的钢，并且根据NACE标准TM0284-2005测试在500℃和600℃卷取的所得到的热轧的板的HIC性质。将100*20*T(其中T是热轧的钢带的厚度)的标准样品暴露于包含溶解在蒸馏水中的0.5％乙酸和5％氯化钠的测试溶液持续96小时的时间段，该测试溶液具有3±0.5的pH，在正压下用H2S饱和。
在测试后，将暴露的样品抛光，并且对样品中产生的裂纹进行金相检验。钢抗HIC的性能用三个参数来表示—CLR、CTR和CSR(如先前所限定的)。所述结果在下表6中提供。
表6
结果：对于在500℃和600℃卷取的钢的两种情况，没有产生裂纹，并且发现开发的钢的三个参数CLR、CTR和CSR都为零。
实施例6：本公开内容的钢的元素分布的分析
制造具有如在实施例1中限定的组成和工艺细节的钢，并且分析所得到的热轧的板的碳和锰在其中的分布。如从图6中观察到的，在热轧的钢的中间厚度区域中存在碳和锰的均匀分布。这是由于用于获得本文中的钢的本公开内容的特定组成而实现的。
基于本文提供的描述，本公开内容的另外的实施方案和特征对于本领域普通技术人员将是明显的。本文的实施方案在描述中提供了多种特征及其有利的细节。省略了熟知的/常规的方法和技术的描述，以免不必要地模糊本文的实施方案。
具体实施方案的前述描述将如此完全地揭示本文的实施方案的一般性质，以至于其他人可以通过应用现有的知识，容易地为各种应用修改和/或调整这样的具体实施方案，而不偏离一般概念，并且因此，这样的调整和修改应当并且意图被理解为在所公开的实施方案的等效物的含义和范围内。应理解的是，本文使用的措辞或术语是为了描述而非限制的目的。因此，尽管已经根据优选的实施方案描述了本公开内容中的实施方案，但是本领域技术人员将认识到，在如本文描述的实施方案的精神和范围内在修改的情况下可以实践本文的实施方案。
关于本文的基本上任何复数和/或单数术语的使用，本领域技术人员可以根据上下文和/或应用将复数翻译为单数和/或将单数翻译为复数。各种的单数/复数排列可以为了清楚而在本文中明确地阐述。
在整个本说明书中，词语“包括(comprise)”或变型诸如“包括(comprises)”和“包括(comprising)”无论在何处使用，将被理解为意味着包括所陈述的要素、整数或步骤，或者要素、整数或步骤的组但不排除任何其他的要素、整数或步骤，或者要素、整数或步骤的组。
已经被包括在本说明书中的对文件、行为、材料、装置、物品等的任何讨论仅仅是为了提供本公开内容的上下文的目的。这不被视为承认任何或所有这些内容形成现有技术基础的一部分，或者是在本申请的优先权日之前存在于任何地方的与本公开内容相关的领域中的公知常识。
虽然本文中已经将相当的强调放在本公开内容的特定特征上，但是将理解，在不偏离本公开内容的原理的情况下，可以进行多种修改，并且可以在优选的实施方案中进行许多改变。根据本文的公开内容，本公开内容或优选的实施方案的性质的这些和其他修改对于本领域技术人员将是明显的，由此应清楚地理解，前述描述性的内容仅被解释为对本公开内容的说明而非限制。
Claims (14)
1.一种钢组合物，包含以在从约0.02％至约0.06％的范围内的浓度的碳(C)；以在从约0.7％至约1.3％的范围内的浓度的锰(Mn)；以在从约0.06％至约0.10％的范围内的浓度的铌(Nb)；以在从约0.015％至约0.025％的范围内的浓度的钛(Ti)；以在从约0.03％至约0.10％的范围内的浓度的铝(Al)；以在从约0.1％至约0.5％的范围内的浓度的硅(Si)；以在从约0.0001％至约0.0060％的范围内的浓度的氮(N)；以在从约0.0001％至约0.0020％的范围内的浓度的硫(S)；以及以在从约0.0001％至约0.015％的范围内的浓度的磷(P)，
其中所述钢组合物呈现出小于10％的裂纹长度比率(CLR)、小于5％的裂纹厚度比率(CTR)、小于2％的裂纹敏感性比率(CSR)和小于0.85或大于1.05的铁素体势。
2.如权利要求1所述的钢组合物，其中具有所述组合物的钢为非包晶的，符合API 5LPSL-2X65规范，并且提供高的对氢致开裂(HIC)的抗性。
3.如权利要求1所述的钢组合物，其中所述组合物的碳当量为小于0.35。
4.如权利要求1所述的钢组合物，其中Nb、Ti和N的累积浓度不超过0.20％。
5.如权利要求1所述的钢组合物，其中具有所述组合物的钢具有在从约450MPa至约550MPa的范围内的屈服强度(YS)；和在从约535MPa至约650MPa的范围内的极限拉伸强度(UTS)；以及至少25％的伸长率值。
6.如权利要求1所述的钢组合物，其中具有所述组合物的钢具有多边形铁素体和贝氏体铁素体微结构。
7.如权利要求1所述的钢组合物，其中具有所述组合物的钢具有在从约2μm至约4μm的范围内的平均晶粒尺寸。
8.如权利要求1所述的钢组合物，其中具有所述组合物的钢在零度以下的温度在纵向方向上具有在从约270J至约380J的范围内的冲击韧性，以及在横向方向上具有在从约260J至约370J的范围内的冲击韧性。
9.如权利要求1所述的钢组合物，其中具有所述组合物的钢具有在从约160Hv至约200Hv的范围内的硬度值。
10.如权利要求1所述的钢组合物，其中所述钢具有至少0.90的断裂韧性(CTOD-裂纹尖端开口位移)值。
11.如权利要求1所述的钢组合物，其中具有所述组合物的钢是用于非酸性应用的管线钢。
12.一种用于制造具有如权利要求1所述的组合物的钢的方法，所述方法包括以下步骤：
a.用权利要求1所述的钢组合物铸造钢坯，随后将所述坯加热到在从约1100℃至约1250℃的范围内的温度；
b.在低于再结晶停止温度(TNR)的约70％至约90％降低的情况下，以在从约Ae3-50(℃)至约Ae3+50(℃)的范围内的最终热轧温度将所述坯热轧；以及
c.将热轧的钢板受控冷却到在从约500℃至约600℃的范围内的卷取温度，以获得所述钢。
13.如权利要求12所述的方法，其中步骤(a)中的所述加热进行持续在从约20分钟至约2小时的范围内的持续时间；并且其中步骤(c)中的所述冷却以在从约10℃/秒至约50℃/秒的范围内的速率进行。
14.如权利要求13所述的方法，其中在所述温度的冷却导致具有多边形铁素体和贝氏体铁素体微结构的钢。
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