CN116179939A - 一种高环境裂纹抗力的系泊链钢及系泊链 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种高环境裂纹抗力的系泊链钢及系泊链，系泊链钢的组份及质量百分比为C0.20～0.40％，Si0.10～0.50％，Mn0.20～1.20％，Cr0.50～2.00％，Ni1.00～3.50％，(Mo+V)0.60～1.60％，Nb0.005～0.065％，N0.004～0.020％，P≤0.015％，S≤0.008％，余量为Fe和杂质；C的实物横截面波动幅度ΔC≤0.03％。本发明提供的系泊链钢及其制造的系泊链，抗拉强度1000～1250MPa，涵盖R5和R6二个强度级别；增加极细和分散的Mo和V的碳氮化物，产生捕获钢中氢的相乘效应，成倍提高链环服役中裂纹不发生扩展的临界氢浓度，提高碳氮化物体积分数的同时获得更细化的奥氏体晶粒，稳定链环的强韧性，保证系泊链的服役可靠性；减少实物链的成分波动，横截面C的波动幅度由△C≥6％减少至△C≤3％，避免现有R5和R6级产品的强度大幅度波动现象。

Description

一种高环境裂纹抗力的系泊链钢及系泊链
技术领域
本发明涉及金属材料和金属制品技术领域，具体为一种高环境裂纹抗力的系泊链钢及系泊链。
背景技术
在完善现有R5级和R6级特高强度系泊链实物机械性能稳定性，包括解决屈强比受强度制约问题的同时，其服役可靠性更是亟待解决的首要难题。海洋链超高强度化带来的环境裂纹敏感(EAC)及其抗力的改善，其迫切性已经超过了强韧性的提高。因为强度越高，环境裂纹越敏感。业界研究和生产R5级和R6级钢及其链环已经多年。25年来。世界各国海洋浮体的重大事故中的一半以上由系泊链问题引起。2011年墨西哥湾平台倾覆的灾难性事故。即是由R5级链使用不当引起的氢致断裂造成。
基于对系泊链环受力状态的全面和深入认识，近年链环的疲劳或应力腐蚀损伤的最大应力空间分布和应力集中系数(SCF)已经发生重大变化。原来链环的应力分析仅限于张力状态，如今已经被张力+面外弯曲+面内弯曲的复合状态所代替。与纯张力状态比较，张力+面外弯曲+面内弯曲状态链环长期疲劳或应力腐蚀损伤的最大空间分布增加近8倍。因此，负责推荐系泊链设计规范的美国石油协会近年推出了代替2005年第3版标准的第4版新标准(D esign and analysis of station keeping systems for floating structures,API RP 2SK,4th Editio n)。
对超高强系泊链的氢致延迟断裂研究需要考虑临界氢浓度和环境侵入氢两方面。李松杰、殷匠、王成铎等人用慢应变速率拉伸试验(SSRT)结合氢热分析技术(TDA)，研究了Ni-Cr-Mo0.5-微合金成分系的抗拉强度1200MPa系泊链发生氢致延迟断裂的临界氢浓度(Hc)，结果表明断裂应力在氢浓度2.0wppm时出现明显拐点(Int.J.Electrochem.Sci.,14,2019,2705-2713)。
近年国际上服役的R5+级，即抗拉强度同时达到R5级链抗拉强度(1000～1150MPa)上限(1100～1150MPa)和R6级链抗拉强度(1100～1250MPa)下限(1100～1150MPa)的系泊链的普遍断裂事故表明，特高强度系泊链的可靠性不仅取决于机械性能，即强-塑-韧性和屈强比，更可能与其环境断裂抗力有关。链环在海水中服役时的环境断裂随强度的增加而趋于敏感。Ni2～3.5-Cr1-Mo0.5-微合金成分的抗拉强度1200MPa的系泊链实物制备的试样的人工海水充氢结果：侵入试样的扩散氢，即环境侵入氢的浓度HE与上述临界氢研究的拐点相差不多，因此面临着严峻的环境断裂风险。如何提升系泊链的EAC抗力，保证其服役可靠性，是其安全应用的首要关键。
同时，由于元素的宏观偏析，现有系泊链随着实物强度提高，抗拉强度对热处理工艺的敏感性也趋重。例如虽然严格控制窄成分出钢，特高强度实物链环的同一横截面上仍然有0.05～0.07wt％甚至更高的C波动，导致机械性能波动幅度过大，同一横截面抗拉强度值的波动＞90MPa。
综上，现有R5和R6级系泊链钢制链环产品存在服役风险。比照新发现的复杂应力状态，链环表面不发生裂纹扩展的临界氢浓度往往不足，而且同一横截面的抗拉强度波动幅度过大，更导致局部环境裂纹抗力难以控制。
发明内容
针对目前R5级、R6级系泊链存在的临界氢浓度低，同一横截面的抗拉强度波动幅度大，屈强比超标等问题，本发明的第一个目的在于提供一种具有高环境裂纹抗力的系泊链钢。
一种具有高环境裂纹抗力的系泊链钢，其组份含量按照质量百分比为，C0.20～0.40，Si0.10～0.50，Mn0.20～1.20，Cr0.50～2.00，Ni1.00～3.50，(Mo+V)0.60～1.60，N0.004～0.020，S≤0.008，P≤0.015，其余为Fe和杂质。
C是有效的形成马氏体和提高强度的元素，考虑到本发明的碳氮化物形成元素Cr、Nb、Mn、N，尤其是(Mo+V)含量的提高，≥0.20％的C是必须的。C＞0.40％，各类碳化物的体积分数过分增加，链环的韧性将会低出格，规定C0.20～0.40％，此外链钢实物横截面C的波动幅度ΔC≤0.03％。当△C＞0.03％，链环性能对整体热处理的敏感性变得难以控制，链环横截面抗拉强度的波动幅度增加，对链环的服役性能，例如疲劳寿命、环境裂纹敏感等带来不可控性。
Si是脱氧元素，也是强化铁素体的元素，Si＜0.1％，脱氧作用不明显，Si＞0.5％则降低链环的韧性。综合考虑规定Si0.10～0.50％。
Mn是脱氧元素，也是有效的马氏体形成元素。Mn＜0.20％效果不明显，Mn＞1.20％，影响合金元素的组合，对环境裂纹抗力的提升不利，综合考虑规定Mn0.20～1.20％。
Cr是碳化物形成元素，也有利于大气和海水环境抗蚀，并且参与淬火组织的形成，Cr＜0.50％，上述作用不明显，Cr＞2.00％，不利于环境裂纹抗力提高的M3C型碳化物增加，综合考虑规定Cr0.50～2.00％。
Ni对于系泊链的断裂抗力和耐腐蚀性都有利，Ni＜1.00％，上述作用不足，Ni＞3.50％，上述作用趋于饱和。对于形成复合贝氏体的目标组织的设计也不利，更增加了成本。规定Ni1.00～3.50％。
Mo和V都是提高淬透性元素和碳化物形成元素，使得本发明的大直径系泊链的生产成为可能，也允许淬火用常规水温(≤50℃)的提高，Mo降低P等杂质在晶界的偏析，除了提高链环的强度，极细的MC型纳米碳化物更是强氢陷阱，(Mo+V)＜0.60％，上述作用不足，(Mo+V)＞1.60％，Mo/V和淬火-回火等综合作用导致Hc值趋于饱和，而且韧性降低，成本增加。规定(Mo+V)0.60～1.60％。
Nb不仅与Al同样可以作为脱氧元素，而且对晶界有拖曳作用，形成的NbCN的溶度积仅是(Mo，V)C的约百分之一或更低，是阻碍奥氏体晶粒长大的第二相质点。Nb＜0.005％，上述作用明显减弱，Nb＞0.065％，实物的NbCN粗化，质点数量减少，细化奥氏体晶粒的作用也相应减弱，成本却增加。规定Nb0.005～0.065％。
P和S都是不可避免的杂质元素，P≥0.015％，明显降低韧性和环境裂纹抗力。S≥0.008％，韧性降低，并且导致坑蚀的MnS明显增加。为了便于控制Hc和稳定韧性，规定P＜0.015％，S＜0.008％。
N形成细化MC碳化物并且改变其溶度积的MCN型碳化物。N＜0.004％，作用减弱，工艺成本增加。N＞0.020％，焊缝区出现粗大NbCN等的概率增加，影响焊缝韧性，规定N0.004～0.020％
本发明的第二个目的在于提供一种上述具有高环境裂纹抗力的系泊链钢的生产工艺，包括如下步骤，
S1、按照设计的出钢目标成分配比，采用电炉或转炉初炼，初炼过程中使用的金属原料为铁水、生铁、废钢、铁合金、海绵铁、金属氧化物和矿石中的一种或任意两种以上的混合，而后经炉外精炼和真空脱气后浇注成钢锭或连铸坯或再电渣重熔；
S2、所述钢锭或连铸坯加热至1150～1300℃后，进行锻造或轧制成圆钢；
S3、将所述圆钢进行矫直和砂轮磨剥或车削后，进行探伤、取样和测试。
具体地，在步骤S1中，模铸锭以≤80％的收得率切头尾，连铸采用全程电磁搅拌和动态轻压下等等措施。
具体地，在步骤S2中，所述钢锭或连铸坯的截面积与成品圆钢的截面积之比≥7。
具体地，在步骤S3中，检测的附加内容还包括在用作链环及其附件制造的58～210mm圆棒的横截面上分析C的分布。
本发明的第三个目的在于提供一种系泊链，采用上述制备工艺制备的系泊链钢，依次经下料、弯环、闪光对焊、编链、探伤、检测而成R5或R6级系泊链。
下料后依次经过850～1000℃加热-950～800℃弯环-闪光对焊-高于(Mo，V)CN碳化物的固溶温度，低于NbCN碳化物的固溶温度加热-水冷淬火-回火空冷或水冷；所述系泊链整体热处理后探伤及分别在基体和焊缝横截面三分之一半径处取样测试机械性能。按标准，焊缝仅测试冲击功。研究横截面机械性能波动的取样不受此限.
具体地，编成的链条在间歇式或立式连续式调质炉中进行热处理，其附件在间歇式调质炉中进行热处理。
具体地，热处理步骤是：首先进行至少一次淬火处理，每次淬火温度＞900℃，水冷，水温小于60℃；淬火处理后再进行回火处理，回火温度为590～650℃，水冷或空冷。
本发明与现有技术相比具有以下优点：
本发明增加Mo+V含量，提高细、散碳氮化物的体积分数，由于极细、分散的MCN是强氢陷阱，增加Mo，V产生相乘效应，大幅度增加捕获氢的陷阱能的同时，也产生脆性转变温度提高导致韧性下降的难题；为了防止增加的碳化物体积分数降低链环的韧性，本发明将淬火奥氏体晶粒度由船规的细于5级提高至细于8级；本发明用细化奥氏体晶粒，包括细化亚晶的方法获得稳定的强韧性，解决了上述强韧性与环境裂纹抗力之间的矛盾，从而大幅度提升了链环的海洋环境裂纹抗力，可以保证系泊链的服役可靠性。
附图说明
附图1是采用三维原子探针测定的本发明系泊链环的MC型碳化物中的Mo和V原子的分布图；
附图2是研究Hc的SSRT环状缺口试样；
附图3是CLT和HE分析试样。
具体实施方式
以下结合附图和具体实施例，对本发明作进一步说明。
实施例2～6和对比例2～6应用20吨电炉+炉外精炼+真空脱气后浇注成2.33吨方锭；实施例1将钢锭锻至300mm圆坯后经过保护气氛电渣重溶；对比例1是商品。
实施例1～6和对比例1～6的组分按照质量百分比如表1：
表1
序号 C △C Si Mn S P Cr Ni Mo V Nb N 备注
实施例1 0.22 0.02 0.15 0.25 0.001 0.007 0.55 3.25 1.51 0.05 0.035 0.006 ESR
实施例2 0.24 0.03 0.45 0.45 0.003 0.011 0.73 2.85 0.81 0.12 0.027 0.005
实施例3 0.36 0.03 0.17 0.31 0.002 0.014 0.81 2.04 0.83 0.10 0.007 0.018
实施例4 0.29 0.03 0.21 1.15 0.003 0.009 1.90 1.07 1.02 0.06 0.026 0.007
实施例5 0.23 0.02 0.15 0.25 0.001 0.007 0.62 3.05 0.81 0.16 0.036 0.006
实施例6 0.21 0.02 0.12 0.23 0.003 0.010 1.07 3.45 0.45 0.17 0.061 0.005
对比例1 0.26 0.06 0.20 0.58 0.003 0.011 0.79 3.05 0.47 0.06 0.020 0.006 商品
对比例2 0.42 0.07 0.21 0.54 0.006 0.014 0.57 0.95 1.09 0.16 0.015 0.008
对比例3 0.38 0.05 0.56 0.39 0.002 0.008 2.06 2.02 0.70 0.14 0.002 0.005
对比例4 0.18 0.06 0.19 0.15 0.002 0.016 1.21 1.08 0.43 0.08 0.068 0.018
对比例5 0.20 0.07 0.21 1.24 0.006 0.012 0.47 2.35 0.61 0.03 0.006 0.008
对比例6 0.32 0.07 0.21 0.54 0.009 0.010 0.45 1.35 1.56 0.07 0.010 0.008
按照设计的出钢目标成分配比，采用电炉或转炉初炼，初炼过程中使用的金属原料为铁水、生铁、废钢、铁合金、海绵铁、金属氧化物和矿石中的一种或任意两种以上的混合。而后经炉外精炼和真空脱气后浇注成钢锭或连铸坯。为了提高锭、坯成分均匀性，模铸锭以≤80％的收得率切头尾，连铸，采用全程电磁搅拌、动态轻压下等等措施，或以锭、坯为电极再经电渣重溶或其他特殊冶炼方法后热加工。保证实物横截面C偏析△C≤0.03％。
所述钢锭或连铸坯的横截面积与成品圆钢的横截面积之比≥7。
实施例2～6和对比例2～6应用20吨电炉+炉外精炼+真空脱气后浇注成2.33吨方锭。实施例1将钢锭锻至300mm圆坯后经过保护气氛电渣重溶。对比例1是商品。
将所述钢锭、连铸坯或重熔锭加热至1150～1300℃后，进行锻造或轧制成圆钢。将所述圆钢退火，进行矫直和砂轮磨剥或车削后，进行探伤、取样和测试。
本次试验钢锻成135mm圆棒，在横截面上分析C的分布。车削成133mm后，依次经-下料-850～1000℃加热-950～800℃弯环-测温-闪光对焊-编成直径130mm的链条-探伤-车底炉加热-淬火水冷-回火水冷。所述系泊链整体热处理后分别在基体和焊缝横截面三分之一半径处取样测试机械性能、冲击功。按标准，焊缝仅测试冲击功。
按常规，编成的链条在间歇式或立式连续式调质炉中进行热处理，其附件在间歇式调质炉中进行热处理。热处理步骤是：首先进行至少一次淬火处理，每次淬火链温＞900℃，即高于(Mo，V)CN固溶温度，低于NbCN固溶温度，水冷，水温小于60℃；淬火处理后再进行回火处理。根据船规，连续炉回火温度≥590℃，水冷或空冷。所述系泊链整体热处理后分别在基体和焊缝横截面三分之一半径处取样测试机械性能，即拉伸性能和冲击功。按规范，焊缝仅测试冲击功。成品链环质量认可试验时可增加断裂韧性项目。
本发明钢实施例1的5T保护气氛电渣工艺：
一、基本信息
1电极成分：实施例1
2电极锭型：Φ300
3结晶器：Φ400
4渣系：81渣。
5渣量：锭重≤1.2吨，渣量：50kg；锭重>1.2吨，渣量：60kg
6渣料烘烤制度经680℃×＞6h烘烤后使用
7电极棒烘烤制度：经400℃×＞4h烘烤后使用
8电极棒抛丸或滚磨
9引锭板：铁板
10本钢底垫
11炉冷1h
12脱锭后空冷
13大、小头取样，分析C、Mn、Si、Fe
二、冶炼工艺(恒熔速控制)
1.化渣阶段：辅助电极重量280kg:
Figure BDA0003918181510000061
2.熔炼阶段
Figure BDA0003918181510000062
3.热封顶阶段
Figure BDA0003918181510000063
注:以上参数均为设定值。
起弧(化渣)阶段以电流、电压控制为主，其他参数参考，实际电流，电压允许波动控制在设定值的±20％之内，具体以实际值为主。
熔炼阶段(稳态阶段)关键参数熔速。允许实际熔速控制在设定值的±10％之内，其他如电流、电压、摆动、重量等参数由电脑自动调节。
热封顶阶段以电流、电压控制为主模式。实际电流，电压波动控制在设定值的±20％之内，熔速作参考。
用SSRT方法测定局部临界氢浓度，所用环状缺口试样见图2，对该试样阴极充氢200hr。此后加载试件的SSRT在WDML-300kN慢拉伸试验机上进行，恒定的十字头速度为0.005mm/min，对应的标称应变速率为8.3×10-7s-1。断裂应力σf＝Fmax/Amin，其中Fmax为最大拉力，Amin为缺口处横截面面积。在SSRT 6小时前后，试样断裂，并立即从试样断口起切取10mm长部分保存在液氮中。用热解吸分析(TDA)测量氢。对应的扩散氢就是氢脆临界氢含量。
制备后的产品组织与性能数据如表2所示，每个数据是三组数据的平均值。
表2
Figure BDA0003918181510000081
表3人工海水+CP(-1000mV，SCE)
No. Rm,MPa Hc HE Hc/HE SCF≥2
Rm水平 1230～1250 1.6
实施例2 1230 3.8 2.4 ＞
对比例6 1235 3.6 2.3 ＞
Rm水平 1200～1205 1.4
实施例3 1204 3.5 2.5 ＞
对比例1 1201 2.1 1.5 ＜
实施例4 1165 3.3 1.2 2.8 ＞
Rm水平 1115～1130 1.0
实施例1 1115 4.1 4.1 ＞
实施例5 1130 4.3 4.3 ＞
实施例6 1120 4.0 4.0 ＞
根据上述实施例和对比例的成分和性能数据说明本发明的特点。
船规要求的系泊链钢和链的奥氏体晶粒度是ISO643标准晶粒度的细晶级别，即5～8级。而采用本发明技术，同时依靠Nb和NbCN阻碍奥氏体晶粒长大的经过一次或二次淬火的实施例的平均奥氏体晶粒直径全部细于19.7μm,即细于8级。实施例1的奥氏体晶粒度最细，达到10级。实施例全部是更细晶粒，从而在增加碳化物元素Mo+V时，既成倍提高了环境裂纹抗力(本发明以应变速率8.3×10-7s-1的拉慢伸试验中断裂应力出现明显拐点时的氢浓度为裂纹不发生扩展的临界氢浓度，以HcTS表示，其中TS是试样抗拉强度的GPa值)，又解决了冲击功降低的难题。
由于本发明增加了MC和保持其稳定，各实施例不仅强韧性和屈强比全部合格，HcTS也大幅度提高。由表3，实施例的Hc TS/HE全部大于设计标准的最高安全系数(SCF＝2)。抗拉强度1200MPa水平的HcTS/HE，实施例3是对比例1的1.7倍。实施例1、5、6的SCF大于4。而对比例1，即现有的R6级商品链的SCF甚至小于低安全系数1.67，不能排除服役可能的风险。对比例6的(Mo+V)＞1.60％，即超过了本发明的上限。与实施例2比较Hc1.25接近饱和。
参照船规，设计人工海水加阴极电位-1000mV(SCE)，载荷0.9Rm/240h的恒载荷试验(CLT)测得环境侵入氢HE(附图3)。这是苛刻的载荷条件。
考虑到本发明钢的热变形阻力增加，本发明提高了弯环前的加热温度和弯环温度，用以抵消顶断力的增加，保证了焊缝的质量。
附图1是采用三维原子探针测定的本发明系泊链环的MC型碳化物中的Mo原子和V原子的分布。比较等效粒径，M2C是MC的约4倍。如所周知，在所述热处理状态，六方晶格的M2C型碳化物的氢陷阱能低于面心立方晶格的MC型碳化物(Mo，V)C的氢陷阱能。
附图2是研究氢脆现象的阴极预充氢慢应变速率试验(SSRT)环状缺口试样。加载试件的SSRT在WDML-300kN慢拉伸试验机上进行，恒定的十字头速度为0.005mm/min，对应的标称应变速率为8.3×10-7s-1。断裂应力σf＝Fmax/Amin，其中Fmax为最大拉力，Amin为缺口处横截面面积。在SSRT 6小时前后，试样断裂，并立即从试样断口起切取10mm长部分保存在液氮中。用热解吸分析(TDA)测量氢。对应的扩散氢就是氢脆临界氢含量。
附图3是CLT和HE分析试样。CLT试验后立即从试样断口起切取10mm长部分。对应的扩散氢就是10mm部分的环境侵入氢的含量。
由于控制了横截面上C偏析的幅度，△C≤0.03％，横截面上抗拉强度波动幅度△Rm很小。实施例1经过电渣重熔，链环实物△C＝0.02％，△Rm≤26MPa，即波动幅度是抗拉强度的2.3％。实施例6的钢锭切去25％重量的头尾，链环实物△C＝0.02％，△Rm≤18MPa，即对抗拉强度的波动幅度是1.6％。
实施例2，3，4的钢锭切去25％重量的头尾，链环实物△C＝0.03，其中实施例2的△R m是所有实施例中最大的，其Rm≤40MPa，对抗拉强度的波动幅度也仅有3.3％。
而对比例1，2,4～6的实物△C≥6％，对比例3的实物△C＝5％。其中对比例6的△Rm＝140MPa，对抗拉强度的波动幅度11.4％，是所有对比例中最大的。对比例4的△Rm＝94MPa，是所有对比例中最小的，对抗拉强度的波动幅度也超过了8.6。比较对抗拉强度波动幅度的百分比，对比例是实施例的3.7～7.1倍。也就是说本发明大幅度减少了对链环强度和环境裂纹抗力的控制难度，能够保证链环的服役可靠性。
由于细化奥氏体晶粒的措施和制链中弯环的热履历未到位，对比例的韧性偏低或下出格。作为商品材的对比例1，其成分组合不符合本发明专利，因此抗拉强度超过1200MPa，屈强比超过上限。
对比例2的C量超过本发明规定的上限，Ni量低于本发明规定的下限。结果链环基体和焊缝的冲击功都低于下限。
对比例3，Nb含量低于本发明技术，其奥氏体晶粒的平均粒径粗于5级，基体和焊缝的冲击功都低于下限。对比例3降低铁素体韧性的Si含量与Cr含都量超过本发明规定的上限。Cr增加M3C型碳化物体积分数，再者V的含量偏高导致MC型碳化物体积分数也显著增加。几方面的综合作用结果，该链环的韧性低于下限。
对比例4虽然是更细晶，由于P的含量高于本发明规定的上限，C和Nb分别低于和高于本发明技术，NbCN趋于粗化，淬火温度也显得不足。结果是抗拉强度下降，低于R6级和R5级的上限。焊缝冲击功低于下限。
对比例5的Mn高于本发明规定的上限，同时减少了Cr。Cr含量低于本发明规定的下限,虽然回火温度降低至接近规定的下限，其抗拉强度仍然低于R6级或R5级的上限。
对比例6(Mo+V)和S的含量都超过本发明技术。S不仅增加链环的腐蚀速率，而且与(Mo+V)共同降低链环基体及焊缝的韧性。
对比例2、3、6的冲击功不仅双双低于下限，更低于下限的70％。平均冲击功标准值的70％是船规允许的单个试样的测试值。
综上，本发明增加(Mo+V)含量，提高细、散碳化物的体积分数。极细、分散的MCN是强氢陷阱，增加Mo，V产生相乘效应。不过大幅度增加捕获氢的陷阱能的同时，也产生脆性转变温度提高导致韧性下降的难题。为了防止增加的碳化物体积分数降低链环的韧性。本发明将淬火奥氏体晶粒度由船规的细于5级提高至细于9级(实施例2细于8级)。本发明用细化奥氏体晶粒和降低热变形阻力的方法获得稳定的强韧性，解决了上述强韧性与环境裂纹抗力之间的矛盾，大幅度提升了链环的海洋环境裂纹抗力，可以保证系泊链的服役可靠性。
以上已对本发明创造的较佳实施例进行了具体说明，但本发明创造并不限于所述实施例，熟悉本领域的技术人员在不违背本发明创造精神的前提下还可做出种种的等同的变型或替换，这些等同的变型或替换均包含在本申请权利要求所限定的范围。

Claims (9)

1.一种高环境裂纹抗力的系泊链钢，其特征在于，其组份含量按照质量百分比为，C0.20～0.40，Si0.10～0.50，Mn0.20～1.20，Cr0.50～2.00，Ni1.00～3.50，(Mo+V)0.60～1.60，N0.004～0.020，S≤0.008，P≤0.015，其余为Fe和杂质。
2.根据权利要求1所述的高环境裂纹抗力的系泊链钢，其特征在于，所述系泊链钢横截面的△C≤0.03％，其中，△C＝Cmax-Cmin。
3.一种权利要求1或2所述的高环境裂纹抗力的系泊链钢的生产工艺，其特征在于，包括如下步骤，
S1、按照设计的出钢目标成分配比，采用电炉或转炉初炼。初炼过程中使用的金属原料为铁水、生铁、废钢、铁合金、海绵铁、金属氧化物和矿石中的一种或任意两种以上的混合，而后经炉外精炼和真空脱气后浇注成钢锭或连铸坯或再电渣重熔；
S2、所述钢锭或连铸坯加热至1150～1300℃后，进行锻造或轧制成圆钢，或轧制成中间坯，再轧制成圆钢；
S3、将所述圆钢进行矫直和砂轮磨剥或车削后，进行探伤、取样和测试。
4.根据权利要求3所述的高环境裂纹抗力的系泊链钢的生产工艺，其特征在于，在步骤S1中，进行钢包软吹氩后浇注；模铸锭以≤80％的收得率切头尾。中间包采用等离子加热；连铸过程中采用结晶器和终端电磁搅拌及轻压下工艺；不符合正常热履历的连铸坯，特别是每炉首段连铸坯一律切除。
5.根据权利要求3所述的高环境裂纹抗力的系泊链钢的生产工艺，其特征在于，在步骤S2中，所述钢锭或连铸坯的截面积与成品圆钢的截面积之比≥7。
6.根据权利要求3所述的高环境裂纹抗力的系泊链钢的生产工艺，其特征在于，在步骤S3中，检测的附加内容还包括在用作链环及其附件制造的58～210mm圆棒的横截面上分析C的分布。
7.一种高环境裂纹抗力的系泊链，其特征在于，采用如权利要求3～6所述的制备工艺制备的系泊链钢，依次经下料、加热、弯环、闪光对焊、编链、热处理、探伤、检测而成R5或R6级系泊链；
其中，下料后依次经过850～1000℃感应加热、950～800℃弯环。
8.根据权利要求7所述的一种高环境裂纹抗力的系泊链，其特征在于，编成的链条在间歇式或立式连续式调质炉中进行热处理，其附件在间歇式调质炉中进行热处理。
9.根据权利要求8所述的一种高环境裂纹抗力的系泊链，其特征在于，热处理：高于(Mo，V)CN碳氮化物的固溶温度，低于NbCN碳氮化物的固溶温度加热、水冷淬火、回火空冷或水冷；热处理步骤是：首先进行至少一次淬火处理，每次淬火温度＞900℃，水冷，水温小于60℃；淬火处理后再进行回火处理，回火温度为590～650℃，水冷或空冷；所述系泊链整体热处理后探伤及分别在基体和焊缝横截面三分之一半径处取样测试机械性能。按标准，焊缝仅测试冲击功。
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