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高强度管线钢的发展和生产Dr.-Ing.Hans-GeorgHillenbrand,Dr.-Ing.MichaelGras,Dr.-Ing.ChristophKalwa（EUROPIPEGmbH,Formerstr.49,40878Ratingen,Germany）摘要：由于管线长度和输送压力的不断增加，高强度管线钢的开发对降低管线工程的费用起到了至关重要的作用。对于海底管线来说，输送压力不是最重要的问题，最重要的是周围的水压。因此，海底管线钢的一个设计准则不在于强度多高，而侧重于钢管的抗压溃性能好坏。用于建设海底输送钢管不但要求具有良好的材料性能，而且要有良好的几何形状以保证高的抗压溃强度。随着输送油气中H2S含量的增加，对管线钢的抗氢致裂纹（HIC）性能的要求也随之提高。当有含水组份存在时，CO2﹑H2S和氯化物对钢管的腐蚀是非常利害的。在这种腐蚀环境下工作时，要么使用由完全抗腐蚀材料制造的管，要么使用包覆一层高合金耐腐蚀材料的低合金钢管。在本文的开始部分讨论了冶金原理和大直径管线钢的发展情况。在第二部分中讲述了不同发展阶段大直径直缝焊管线钢生产的技术水平。本文也介绍了高强度管线工程﹑深水管线管的应用，抗氢致裂纹（HIC）以及复合管的应用。文章最后给出结论：要取得管线工程质量和投资的最佳化，需要工程各个部门之间的紧密合作。1引言在过去的30年里，输送管制造厂对管线材料的开发和加工的要求都是非常严峻的。通常，大直径直缝焊管是用于油和气的输送，原因是它能够为管线输送提供最好的安全性，同时也是最经济的方案。从管线输送的经济性观点出发，钢管应易于在工地铺设并能承受高的工作压力。这些要求意味着管线钢必须具有高的强度和韧性，同时也意味着钢应具有最佳的几何形状。图1示出了高强度管线钢的发展历程。在70年代，热轧加正火工艺被控制轧制技术所取代。控制轧制能使以Nb和V微合金的低碳钢生产出X70管线钢。这种技术在80年代进一步演化为控制轧制加轧后加速冷却技术。利用这种技术可以生产诸如这样更高强度级别X80管线钢。而且，含碳量进一步降低使材料具有更为优异的现场焊接性能。利用控制轧制和改进后的加速冷却技术并添加Mo﹑Cu和Ni可使钢板的强度级别提高到X100。如今，管线钢每年的产量约为800万吨，其中绝大部分属于标准材料级别，在这里不作详述。对制造厂来说，最具有挑战性的是那些管线工程提出的只有通过特殊的努力和技术才能生产出来的品种，即高强度﹑海底输送﹑抗氢致裂纹和复合钢管。级别为X70和X80的高强度管线钢目前主要在长输管线工程建设中使用。而X90和X100级别当前仍处于评估阶段。由于浅水区域的绝大部分资源已经得到钻探，所以钻井作业以及由此而进行的管线设置逐渐移至2000米以上的深水区域。这种管线建设所用钢管与陆地气管线建设所用钢管是完全不同的。此外，这些钢管要求更好的抗酸性气体腐蚀能力。在高腐蚀流体的环境下，需要采用另一种复合钢管的制造工艺。这种性能相互抵触的钢管只有对冶金原理有很好的理解和最佳的应用时才能进行生产。1图1高强度管线钢的发展历程2微观组织的影响2.1铁素体和贝氏体组织微观组织特征（诸如位错﹑晶界和析出相）决定了钢的力学性能。在低合金钢中，它们是在冷却过程中的奥氏体相变中产生的，并取决于冷却速率和冷却终止温度。图2是以70年代早期主要使用的X60到X80管线钢为例，来说明怎样利用不同微观组织来提高钢的强度和韧性[1]。钢的典型成分为0.2%C,1.55%Mn,0.12V,0.03%Nb和0.02N%。控制轧制使图中所述的按控制轧制生产的X70管线钢是微合金钢，C含量只有0.12%。控制轧制使铁素体晶粒得到了明显的细化。晶粒细化是唯一既能提高强度同时又能提高韧性的方法。珠光体量的减少导致强度的损失可以通过析出强化和位错强化来弥补。珠光体量的减少﹑晶粒细化﹑位错强化和析出强化各自有其贡献。这些机制是与开发具有更好的焊接性能和令人满意的韧性-脆性转变温度的X70管线钢分不开的。图2：微观结构提高强度和改善韧性的效果强度和韧性的进一步提高导致X80管线钢的开发，其强度和韧性的提高只能通过改变钢的基体组织从铁素体-珠光体组织变为铁素体-贝氏体组织来实现。与控制轧制的X70管线钢相比，X80管2线钢的碳含量更低，晶粒更细，位错密度更高。此外，这两种级别的钢析出特性也不同。图3示出了三种类型管线钢的典型微观组织。带状铁素体和珠光体组织以及粗大的铁素体晶粒（ASTM7-8）是X60管线钢常规轧制加正火处理的特征。X70管线钢控制轧制的组织更加均匀，铁素体晶粒更加细小（ASTM10-11）。最均匀﹑极细的显微组织是通过控制轧制后的加速冷却得到的，如图中X80管线钢组织。其性能的提高可归因于它的铁素体-贝氏体微观组织。X60NormalizedASTM7/8X70TMTASTM10/11X80Acc.CoolingASTM12/13图3正火﹑控制轧制和加速冷却钢的典型微观组织FerriteBainite1µm1µm图4铁素体和贝氏体组织的电子显微镜照片图4示出了多边铁素体与贝氏体基本形貌上的差异。图为两种组织晶粒结构的电子显微镜照片。在光学显微镜下，有效贝氏体晶粒尺寸是无法测量的，这是由于在光学显微镜下大角度和小角度晶界均无法识别。因此，就必须借助暗场图象对足够多的测试点进行电子衍射斑点的系统检测[2]。如图5所示，贝氏体平均统计晶粒尺寸可以达到1μm以下，而铁素体的晶粒尺寸则是贝氏体的若干倍[3]。3图5铁素体和贝氏体的晶粒尺寸另一个更重要的不同之处是：在贝氏体中存在着相当高的位错密度。位错密度的测量涉及到相当大的电镜试验费用，这是因为除了要统计位错数量，还要利用汇聚衍射光束来测量薄膜上许多点的厚度。图6中给出了两种显微组织的位错密度测量统计值。图6铁素体和贝氏体的位错密度铁素体和贝氏体微观组织的测定结果是以Mn-Nb钢制成的大直径钢管。这两种显微组织的控制轧制条件是相同的。贝氏体与铁素体显微组织的最重要区别主要在于贝氏体的形成温度较低。B﹑Ni和Mo的添加都影响贝氏体的相变。图7示出含有0.08%C﹑1.44%Mn﹑2.31%Ni﹑0.2%Mo和0。04%Nb钢的连续冷却相变CCT曲线。经空气中冷却后，在显微组织中有50%的贝氏体[4]。但是，以获得更多的贝氏体份量而添加合金元素提高了材料的碳当量，它可能影响钢的野外焊接性。从图8可以看到，一个常规的Mn-Nb钢经过加速冷却，也可以获得由50%铁素体和50%贝氏体组成的显微组织。在控制轧制的尾端采用一种特殊的水冷系统使奥氏体更迅速地通过铁素体相变区，如CCT曲线所示，这样珠光体相变就被完全抑制。4图7MnNiMoNb钢的CCT曲线图8加速冷却的MnNb钢CCT曲线2.2微合金元素的影响下面讨论了Nb和Ti对钢的显微组织的影响[3]。对于控制轧制生产的大直径管线钢，微合金元素对力学性能的影响取决于它们与C和N结合的倾向。为了有目的地开发微合金钢，有必要对这种结合特征的知识有一个全面的了解。从图9所示出萃取复型的电镜照片可以看出，降低终轧温度可以增加细小Nb(NC)析出相的数量。对于Ti(NC)析出相，其尺寸和数量与较高的终轧温度关系还不明确。5TEM(extractionreplica)TE=900°CTE=795°C图9碳氮化物析出物的TEM微观组织研究了许多含有不同Nb和Ｔi量的微合金钢。通过EDX能谱分析测定了碳氮化物析出相的化学成分和晶格常数。Nb和Ｔi微合金钢中相当量的Nb在较高的奥氏体温度区间里就与Ｎ结合了。这也就意味着在较低的奥氏体温度区间和铁素体温度区间里只可能有少量的Nb析出相析出。对于一个Ti与Ｎ比值大于化学配比的Mn-Nb-Ti微合金钢，混杂有非常少量Nb和Ti的ＴiＮ析出。之后在较低温度下，Ｎb主要以碳化物的形式析出。在没有剩余Ｎ的情况下，碳化物的溶解温度明显下降。因此，当板坯加热到轧制温度时，大部分的Nb已经得到溶解，而稳定的TiN依然处于未溶状态。在较低的奥氏体温度区间的控制轧制过程中，含有高Ｎb含量的细小质点重新析出。这就导致了奥氏体晶粒的细化，从而提高了铁素体的强度。从另一方面来讲，可以有足够的Nb可以通过在铁素体中的共格的析出，起到析出强化作用。图10Ｍn-Nb钢中碳氮化物的晶格常数分布通过对大量颗粒的衍射斑点分析，确定了那些非共格析出相的化学成分。图10和11示出了Mn-Nb和Mn-Nb-Ti钢中碳氮化物析出相的晶格常数的频率分布[6]。比较图10和11可以看出，在6Mn-Nb-Ti钢中，由于钛的析出作用，大部分的Nb(CN)含有很高的碳含量，在低温度下起到了所希望的析出强化作用。图11Ｍn-Nb-Ti钢中碳氮化物的晶格常数分布这些微观组织的变化可以通过STEM技术进行更精细的研究。图12示出了一个Mn-Nb-Ti钢中碳氮化物的EDX能谱分析的例子。图12上方的谱值表明立方形碳氮化物中的金属含量，主要是Ti和少量的Nb。下方的谱值表明球状碳氮化物中的金属含量几乎全为Nb。图12碳氮化物的EDX能谱分析2.3控制轧制和加速冷却为了获得比常规控制轧制更均匀的细晶粒组织以提高强度﹑韧性和抗氢致裂纹性能，在钢板轧制过程中采用了加速冷却工艺。7从图13［7］的示意图可以知道，在控制轧制和加速冷却过程中发生的冶金作用并示出了最重要的轧制阶段和控制的轧制参数。图13在控制轧制的第二和第三阶段中采用与不采用加速冷却工艺的示意图在轧制过程中可采用了两次冷却工艺。第一次冷却促使铁素体的晶粒细化，而第二次冷却可以防止在冷却过程中珠光体的形成，从而提高了最终组织的均匀性。冷却工艺的重要变量是冷却速率和冷却终止温度。由于冷却系统非常紧凑并靠近轧机，所以在控制轧制的第二阶段后和第三阶段后可以进行加速冷却工艺。控制轧制的基本轧制参数是：-确保碳氮化物析出物溶解的再加热温度（SRT）；-粗轧。通过粗轧阶段再结晶机制，形成细小的多边形奥氏体晶粒；-终轧温度(FRT)。终轧温度必须位于奥氏体非再结晶温度区间；-在奥氏体非再结晶温度区间的最终变形量（FD）。如果采用加速冷却，还需考虑下面两个附加参数：-冷却速度；-冷却终止温度(CST)。图14示出了在第一阶段精轧后和在第二阶段精轧后采用加速冷却工艺对显微组织的影响。在控制轧制生产的钢板的中心区域可以看到少量的珠光体岛。采用两阶段冷却，不但使晶粒得到了进一步细化，而且珠光体也被贝氏体所取代。经过加速冷却工艺所得到的显微组织看起来更为均匀。均匀的显微组织也提高了加速冷却材料的强度和韧性。80.04C–1.3Mn–0.04NbTMtreatmentTMtreatment+Acc.Cooling1and2图14加速冷却对控制轧制钢显微组织的影响3高强度管线钢在过去的20多年里，为尽力帮助用户减少材料重量和降低管线铺设费用，在X80和X100高强度管线钢的开发上已进行了大量工作。3.1X80的开发表1示出用于MegalII﹑CSSR和Ruhrgas工程的商品管化学成分代表了自1984年以来管线钢的合金设计的发展。在1984年，为MegalII工程合同，生产壁厚为13.6mm的钢管采用了Mn-Nb-Ti钢。之后，生产工艺参数的优化，在为CSSR工程合同生产的Mn-Nb-Ti钢中不再添加Cu和Ni，同时导致了其碳当量的降低。表1GRS550/X80钢管的化学成分合同钢管尺寸CSiMnPSAlCuCrNiMoNbTiNIIWPCMMegalII44〞×13.6mm.081.421.89.011.0016.038.18.04.18.01.044.018.0052.430.206CSSR56〞×13.6mm.085.381.85.014.0017.030.03.05.03.01.044.019.0060.409.197Ruhrgas48〞×13.6mm.09.401.94.018.0011.038.03.05.03.01.043.017.0040.435.213在1992年，为德国250公里长的Ruhrgas管线工程，生产了直径为48〞的GRS550/