大直徑X90M 管線鋼的開發(fā)與試制

錢亞軍，肖文勇，劉 理，袁仁平，熊祥江

（1.湖南華菱湘潭鋼鐵集團(tuán)公司寬厚板廠，湖南 湘潭411101；2.湖南華菱湘潭鋼鐵集團(tuán)公司板材研究院，湖南 湘潭411101）

隨著我國西氣東輸戰(zhàn)略的實施與進(jìn)口氣源的拓展，高壓大輸量長距離輸送已經(jīng)成為我國天然氣管道輸送的發(fā)展趨勢。大量采用高鋼級大直徑輸氣管道可以顯著節(jié)約鋼材，減少焊接施工量，提高管道建設(shè)水平。但是由于X100及以上級別管線鋼受一些條件的限制，影響了其大規(guī)模推廣使用［1－3］。近年來X90管線鋼成為國內(nèi)外研究的新熱點［4-6］。 2002 年加拿大標(biāo)準(zhǔn)協(xié)會（CSA）在其鋼管規(guī)范CSA Z245.1中增加了X90管線鋼，美國石油協(xié)會（API）也于 2007在 API SPEC 5L（第44版）標(biāo)準(zhǔn)中新增加了X90管線鋼，明確了其基本技術(shù)要求。而國內(nèi)目前對于X90管線鋼僅有個別鋼企開展了一些研究工作［7－8］，對其成分設(shè)計、工藝控制、組織狀態(tài)、性能特征、焊接工藝及現(xiàn)場施工技術(shù)等方面的認(rèn)識還非常有限。本研究對華菱湘鋼開發(fā)的板厚為16.3 mm與19.6 mm大直徑（1 219 mm）X90M管線鋼（鋼板寬度3 830 mm）的生產(chǎn)工藝及制管前后的性能情況做一介紹。

1 X90M試驗鋼的化學(xué)成分與性能設(shè)計

根據(jù)API標(biāo)準(zhǔn)與中國石油管道建設(shè)項目經(jīng)理部公布的企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)中對X90管線鋼的成分與性能的基本要求，參照國內(nèi)外已公布的高鋼級管線鋼成分設(shè)計與性能情況，并結(jié)合湘鋼5 m寬厚板廠目前所能達(dá)到的工藝技術(shù)與裝備水平，確定了該鋼種成分（見表1）及性能要求（見表2）。

表1 X90M試驗鋼實際檢驗成分 %

表2 X90M試驗鋼力學(xué)性能要求

2 工藝控制

2.1 煉鋼控制

轉(zhuǎn)爐全程使用Ar，終點w（C）控制在0.02%~0.03%，w（P）≤0.008%，出鋼采用弱脫氧以降低w（N）。LF爐控制在30 min以前成白渣，過程中w（Al）控制在0.035%~0.045%，LF爐出站 w（C）≤0.035%，w（S）≤0.003%。 VD爐保持真空至少 18 min， 出站 w（H）≤0.000 15%， w（N）≤35×10-6， w （S）≤20×10-6， 連鑄全程采取保護(hù)澆鑄，低倍偏析控制在C類0.5~1.0級。

2.2 軋鋼控制

采用450℃熱裝工藝，為保證合金元素充分固溶將板坯加熱到1 220℃（心部溫度），保溫50 min出爐，以保證板坯溫度均勻。板坯均采用300 mm×2 300 mm斷面的連鑄坯。最大限度增加了展寬后縱軋階段的單道次壓下率，以強(qiáng)化細(xì)化晶粒的效果。具體工藝參數(shù)見表3。

表3 兩種規(guī)格X90M試驗鋼控制軋制與控制冷卻工藝參數(shù)

3 成品鋼板與制管后性能檢驗結(jié)果

為檢驗鋼板整板性能的均勻性，分別從大板的頭部、中部、尾部取樣檢驗，檢驗結(jié)果見表4。

板厚為19.6 mm和16.3 mm X90M管線鋼的屈強(qiáng)比均控制在0.81以下，-20℃落錘試驗剪切面積均在85%以上，且比較穩(wěn)定（見圖1），均勻延伸率均在9%以上，拉伸曲線為典型的“round house”形（見圖2），無明顯尖峰與屈服平臺。

表4 兩種規(guī)格X90M試驗鋼軋態(tài)性能情況

圖1 兩種規(guī)格X90M試驗鋼-20℃DWTT試驗斷口形貌

圖2 板厚19.6 mm X90M試驗鋼的拉伸曲線

19.6 mm X90M各項性能基本達(dá)到設(shè)計要求，只有-15℃沖擊功存在一個低值，低于300 J。16.3 mm X90M屈服強(qiáng)度略低于設(shè)計要求，且尾部落錘性能低于頭部與中部，但沖擊韌性較好，明顯優(yōu)于19.6 mm，絕大部分試樣-15℃沖擊功都400 J以上?？傮w上兩種規(guī)格鋼板強(qiáng)韌性匹配較好，頭、中、尾三個位置取樣檢驗的抗拉強(qiáng)度波動很小，屈服強(qiáng)度波動也控制在20 MPa以內(nèi)，整板性能均勻性較好。

圖3是板厚19.6 mm和16.3 mm X90M管線鋼隨擴(kuò)徑率的提高拉伸性能變化情況。從圖3可以看出，兩種板厚管線鋼制管后強(qiáng)度明顯上升，隨擴(kuò)徑率的提高16.3 mm X90M屈服強(qiáng)度近似直線上升，最高幅度達(dá)140 MPa。同時兩者的屈強(qiáng)比均逐漸上升，均勻延伸率顯著下降，19.6 mm X90M在0.8的擴(kuò)徑率時已接近標(biāo)準(zhǔn)要求的最小值5%。-15℃的沖擊韌性也隨著擴(kuò)徑率的提高逐漸下降 （見圖4，圖形顯示的為平均值與最大、最小值），且兩者變化趨勢基本一致。綜上所述，鋼板制管后強(qiáng)韌性匹配逐漸惡化，但屈強(qiáng)比低于0.91，強(qiáng)韌性能仍然滿足制管要求。

圖3 不同板厚的90M隨擴(kuò)徑率的提高拉伸性能的變化情況

圖4 兩種規(guī)格X90M隨擴(kuò)徑率的提高沖擊韌性的變化情況

4 分析與討論

圖5是板厚19.6 mm和16.3 mm X90M管線鋼全厚度金相組織照片。從圖5可知，19.6 mm X90M金相組織以細(xì)小的粒狀貝氏體+針狀鐵素體為主。采用低C高M(jìn)n和含一定量的Mo，Cr的成分設(shè)計，提高了鋼的淬透性，擴(kuò)大了貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間，并且由于入水溫較高，避開了先共析鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)域，使得基體在18~20℃的中等冷卻速度下，獲得了粒狀貝氏體和針狀鐵素體組織，并且由于微合金元素與ε-Cu的析出強(qiáng)化，使得基體具有較高的強(qiáng)度。但相比之下16.3 mm X90M基體強(qiáng)度明顯低于19.6 mm，這主要是由于軋制過程中由于鋼板厚度較薄溫降快，精軋機(jī)出口至快冷設(shè)備（MULPIC）距離較長（59 m），加之使用預(yù)矯直機(jī)，使得鋼板入水溫度明顯低于后者，冷速沒有達(dá)到設(shè)計要求，造成組織中含有一定量的先共析鐵素體強(qiáng)度下降，尾部尤其明顯。針對這種情況，采取了提高軋制速度，關(guān)閉軋機(jī)前后的輥道冷卻水，適當(dāng)降低軋輥冷卻水并優(yōu)化除鱗道次等措施，有效改善了鋼板尾部溫降的情況，保證了尾部入水溫度不低于790℃。此外通過煉鋼較低N的含量控制，有利于缺口韌性的提高［9］，并且大強(qiáng)度的控軋與控冷過程有效細(xì)化了晶粒，也有利于強(qiáng)韌性的提高。

一定量的 Cr與Ni和Mo復(fù)合使用，可以促使M-A島的生成，降低拉伸試驗的Luders延伸，并減少制管過程中因包申格效應(yīng)產(chǎn)生的強(qiáng)度損失［10］。圖6金相照片顯示出兩者組織都含有一定量的M-A島，但是由于16.3 mm X90M的實際冷速偏小，生成的先共析鐵素體向周邊排碳，導(dǎo)致在后續(xù)冷卻過程中基體產(chǎn)生了更多的細(xì)小M-A島組織，更加有利于其韌性的提高，也有利于其均勻延伸率的提高［11］。

圖6 Lepera試劑侵蝕下X90M試驗鋼金相組織照片（亮白色點狀物即為M-A島）

總體上兩種規(guī)格X90M管線鋼基體組織細(xì)化比較充分，未出現(xiàn)惡化沖擊韌性與落錘性能的粗大粒狀貝氏體組織。其終冷溫度控制在300~350℃，貝氏體轉(zhuǎn)變較為充分，同時又保留了一定量的M-A島，使得軋態(tài)強(qiáng)韌性匹配較為理想。同時終冷溫度較低，組織轉(zhuǎn)變充分組織應(yīng)力相對均勻，因此冷后板形控制較好。

湘潭鋼鐵集團(tuán)有限公司5 m板廠截止2013年5月，共冶煉X90M鋼6爐，多次組織試軋，并向相關(guān)制管廠送樣板進(jìn)行制管試驗，已經(jīng)取得了一定的成果。

5 結(jié) 論

（1）19.6 mm X90M鋼以細(xì)小粒狀貝氏體+針狀組織+細(xì)小均勻分布的M-A島為主的組織構(gòu)成，為基體提供了較佳的強(qiáng)韌性匹配。但是由于16.3 mm X90M鋼入水溫度偏低，冷卻速度偏小，導(dǎo)致強(qiáng)度略低于設(shè)計目標(biāo)，通過調(diào)整軋制速度、減少軋機(jī)與輥道冷卻水量、調(diào)整除鱗方式、限制組板長度等措施，可以滿足鋼板入水溫度要求。

（2）兩種厚度規(guī)格X90M試驗鋼的軋態(tài)性能較好，屈強(qiáng)比均控制在0.83以下，-15℃沖擊功大于300 J，-20℃DWTT值大于85%。

（3）隨著制管后擴(kuò)徑率的提高，兩種厚度規(guī)格X90M鋼強(qiáng)度與屈強(qiáng)比明顯上升，由最低0.77提高至最高0.91，同時均勻延伸率與低溫韌性下降，19.6 mm X90M鋼均勻延伸率由最高9.7%降低至5.4%，且-15℃沖擊功降低至最低240 J。

［1］TANGUY B，LUU T T，PERRIN G，et al．Plastic and Damage Behaviour of a High Strength X100 Pipeline Steel：Experiments and Modelling［J］．International Journal of Pressure Vessels and Piping，2008，85（05）： 322-335．

［2］YLKUBTSOV I A， DORUKS P， BOYD J D，et al．Microstructur and Mechanical Properties of Bainitic Low Carbon High Strength Plate Steels［J］．Materials Science and Engineering：A，2008，480（01）：109-116．

［3］李鶴林，吉玲康．西氣東輸二線高強(qiáng)韌性焊管及保障管道安全運(yùn)行的關(guān)鍵技術(shù)［J］．世界鋼鐵，2009（01）：56-64．

［4］HILLENBRAND H G，GRAF M，KALWA C．Development and Production of High Strength Pipeline Steels［C］//Proceedings of the conference niobium，Germany：［s.n.］，2001：15-20．

［5］XIA D X，WANG X L，LI X CH，et al．Properties and M icrostructure of Third Generation X90 Pipeline Steel［J］．Acta Metallurgica Sinica，2013，49（03）：271-276．

［6］GAO S，ZHENG L，ZhANG Ch G．Development of High StrengthPipelineSteel［J］．WorldIron&Steel，2009，9（05）：1-6．

［7］GUO B，KONG J H，ZHENG L，et al．Recent Development of R&D of Linepipe-purpose Steels by Wuhan Iron and Steel（Group） Corporation［J］．Steel Pipe，2012，44（05）：6-9．

［8］YU ZH F，ZHANG W W，ZHANG Zh H，et al．Development Trend of China’s Gas Pipeline and Relevant Technical Problems［J］．Oil&Gas Storage and Transportation，2012，31（05）：321-325．

［9］肖紀(jì)美．金屬的韌性于韌化［M］．上海：上海科學(xué)技術(shù)出版社，1982：366-381．

［10］張樹松，仝愛蓮．鋼的強(qiáng)韌化機(jī)理與技術(shù)途徑［M］．北京：兵器工業(yè)出版社，1995：211-220．

［11］LI H L，LI X，JI L K，et al．Strain-based Design for Pipeline and Development of Pipe Steels with High DeformationResistance［J］．WeldedPipeandTube，2007，30（05）：5-10．