管线钢综述报告

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管线钢综述报告

2017年9月7日

段贺1.管线钢的现状、面临的挑战与发展2.管线钢的合金化3.管线钢的轧制4.管线钢的显微组织及分类5.管线钢的强度和韧性报告内容一.管线钢的现状、面临的挑战与发展1.1油、气管道工程的现状1806年在英国伦敦安装了第一条铅制管道，1825年在美国敷设了第一条输气管道后，1843年铸铁管道开始用于天然气管道。20世纪20年代焊接方法在管道上的应用，开创了管道运输史上崭新的一页。自1925年在美国建成第一条焊接天然气管道后，管道的直径和长度都在不断扩大。第二次世界大战期间，美国政府建设了两条长距离原油和成品油管道。战后管道工业蓬勃发展，标志性工程包括1958年加拿大3000km的长输气管道和1967年伊朗至阿塞拜疆的跨国天然气管道。20世纪90年代至今，管道工业进入了一个新的发展时期。我国近代管道建设开始于1949年。1958年建成第一条长输原油管道。1966年建成第一条长输天然气管道。20世纪60年代至80年代，由于大庆油田和四川气田的开发，我国管道工业得到快速发展。20世纪90年代初，以西气东输管道为代表的长距离管道建设，标志着我国管道建设进入了一个新的发展时期。1.2管道工程面临的挑战与管线钢的发展趋势A管道的大管径、高压输送与高强度管线钢C管道的大位移环境与大变形管线钢E管道的腐蚀环境与耐腐蚀管线钢B管道的低温环境与高韧性管线钢D管道的深海环境与海底管道的厚壁化F管道在恶劣环境下的焊接与易焊钢管1.2.1管道的大管径、高压输送与高强度管线钢输气管道中，输送量与输送压力和管道直径的关系如图1-1所示。可见，加大管道直径，提高管道工作压力是提高管道输送量的有力措施和油气管道的基本发展方向。图1-1输气管道输送量与输送压力和管道直径的关系1.2.1管道的大管径、高压输送与高强度管线钢由管道设计准则可知，管道工程的大口径、高压输送这一目标可以通过增加钢管壁厚和钢管强度来实现，然而，提高强度才是一种理想的选择。这是因为高强度管线钢的采用不仅可减少钢管壁厚和重量，节约钢材成本，而且由于钢管管径和壁厚的减少，可以产生许多连带的经济效益。据统计，在大口径管道工程中，25%-40%的工程成本与材料有关。一般认为，管线钢每提高一个级别，可使管道造价成本降低5%-15%。50~60年代——X5270~80年代——X60~X6590年代——X70~X80新世纪——X100和X120成为热点图1-2高强度管线钢的发展历程1.2.2管道的低温环境与高韧性管线钢材料由韧性状态脆性状态：更大的韧性储备极寒地区：低温超纯净管线钢超细晶管线钢低碳或超低碳AF-40℃超纯净管线钢：钢中的杂质含量和夹杂物形态得到有效控制的一类管线钢。S≤0.0005%、P≤0.002%、N≤0.002%、O≤0.001%和H≤0.0001%超细晶粒管线钢：通过严格控制控轧、控冷条件，目前可获得这种有效晶粒尺寸达到1-2um,因而赋予了管线钢优良的韧性。现代管线钢的Akv大都在200-300J以上，50%FATT可达-45℃以下。经过精心控制的管线钢，其Akv可高达400-500J以上，DWTT的85%FATT可降至-60℃以下。1.2.3管道的大位移环境与大变形管线钢大变形管线钢大位移环境高的均匀伸长率高的形变强化指数低的屈强比大变形管线钢是一种适应大位移服役环境的，在拉伸、压缩和弯曲载荷下具有较高极限应变能力和延性断裂抗力的管道材料。高强韧性a）B+F组织b）B+M/A组织图1-3大变形管线钢中的SEM显微组织大变形管线钢的主要组织特征是双相组织。它通过低碳、超低碳的多元微合金化设计和特定的控制轧制和加速冷却技术，在较大的厚度范围内分别获得B-F和B-M/A等不同类型的双相组织1.2.4管道的深海环境与海底管道的厚壁化海底管道经受自重、设计内压、外水压等工作载荷以及风、浪、流、冰和地震等环境载荷造成管道平移和振动。小直径和厚壁化成为近海管道的主要特点。海底管线钢成分设计的主要特点是：低的含碳量、低的碳当量、低的S，P含量1.2.5管道的腐蚀环境与耐腐蚀管线钢由于含HS油气井、含CO2油气井和H2S、CO2共存油气井的开发，在管道的各种腐蚀形态中，尤其以酸性介质的腐蚀最为严重。含碳量小于0.06%硬度小于22HRC或250HV含硫量小于0.002%通过钢水钙处理，以改善夹杂物形态通过减少C、P、Mn，以防止偏析和减少偏析区硬度通过对Mn、P偏析的控制，以避免带状组织要求2二.管线钢的合金化2.1管线钢合金设计的基本特征管线钢是低合金高强度钢和微合金化钢中一种典型的钢种，合金设计的基本特征表现在以下几个方面：2.1.1低碳或超低碳早期的管线钢是以抗拉强度为依据来设计的，而强度通常用碳含量来获得。但由于极地管道和海洋管道的发展，要求不断改善钢的低温韧性、断裂抗力以及延性和成形性，从而导致钢中碳含量逐渐降低。图2-1不同等级管线钢的碳含量图2-2钢中含碳量与强度和韧性的关系2.1.2增加锰含量图2-3Mn含量对管线钢强度的影响图2-4Mn/C比对管线钢韧脆转变温度的影响目前Mn作为管线钢中主要的合金元素被采用，是因为Mn的加入引起固溶强化。Mn还能降低γ-α相变温度，而γ-α相变温度的降低对α的晶粒尺寸有细化作用，同时可以改变相变后的微观组织。1.0%~1.5%Mnγ-α相变温度下降50℃细化铁素体晶粒1.5%~2.0%Mn进一步降低相变温度促使γ转变为AFMn在提高强度的同时，还能提高钢的韧性，降低钢的韧脆转变温度。2.1.3微合金化

管线钢是微合金化理论最成功的应用领域。一般而言，在钢中质量分数为0.1%左右而对钢的微观组织和性能有显著或特殊影响的合金元素，称为微合金元素。在管线钢中，主要是指Nb、V、Ti等强烈碳化物形成元素。TiN最为稳定，几乎在1400℃左右才发生溶解；最不稳定的是VC；在管线钢控轧再热温度规范下（1200℃左右或更低），NbN和TiC也表现出很高的稳定性。图2-5管线钢中第二相的平衡溶度积在不同的温度范围内,各化合物的溶度积由低到高的排列顺序为:TiN、AlN、NbN、TiC、VN、NbC、VC。在钢板的控轧过程中，通过固溶微合金元素Nb、V、Ti的溶质原子拖曳和应变诱导沉淀析出的微合金碳、氮化物质点对晶界和亚晶界的钉扎作用，可显著阻止形变γ的再结晶，从而通过由未再结晶γ发生的相变而获得细小的相变组织。图2-7Nb、V、Ti对再结晶温度的影响微合金元素Nb、V、Ti在管线钢中的主要作用：1）阻止奥氏体晶粒长大在控轧再热过程中，未溶微合金元素Nb、V、Ti的碳、氮化物将通过质点钉扎晶界的机制而明显阻止奥氏体晶粒的粗化过程。2）延迟γ的再结晶图2-6γ晶粒粒尺寸与加热温度的关系3）延迟γ-α的相变过程图2-8Nb、V、Ti对针状铁素体体积分数的影响

在高温形变后的冷却过程中，微合金元素Nb、V、Ti在晶界偏聚会阻碍新相的形成，从而降低γ-α相变温度，抑制多边形铁素体相变，促进针状铁素体形成。4）沉淀析出强化在轧制及轧后的连续冷却过程中，通过正确地控制微合金碳、氮化物的沉淀析出过程可达到沉淀强化的目的。微合金碳、氮化物可在热轧过程中从γ中析出，或在相变过程中在相界析出（相间沉淀），或在最终冷却过程中从过饱和α中析出。2.1.4多元合金化图2-9Mo对强度和韧脆转变温度的影响早期的微合金化管线钢：单一的微合金元素，（如Mn-Nb钢、Mn-V钢、Mn-Ti钢）现代管线钢：少量多元合金化（如Mn-Nb-V-Ti）Mn-Nb-V管线钢在20世纪60年代得到广泛应用。Nb限制γ长大，延迟控制轧制过程中的再结晶，通过细化晶粒改善钢的强度和韧性。V除有一定的细化晶粒的作用外，还通过析出强化提高强度，两者互为补充。Mo：多元合金化的一个典型范例Mo降低过冷奥氏体的相变温度，抑制多边形铁素体的形成，促进针状铁素体转变。含Nb管线钢中，Mo可提高Nb（C、N）在奥氏体中的固溶度，降低Nb（C、N）的析出温度，使更多Nb（C、N）在低温α中析出，提高沉淀强化效果。Mo合金化管线钢除具有优良的强韧性外，还具有连续的应力应变曲线。三.管线钢的轧制控制轧制和控制冷却技术（TMCP）一种定量的预定程序地控制热轧钢的形变温度、压下量（形变量）、形变道次、形变间歇停留时间、终轧温度以及终轧后的冷却速率、终冷温度、卷取温度等参数的轧制工艺。根本目标：以取得最佳的细化晶粒和组织状态，通过多种强韧化机制改善钢的性能。3.1控制轧制控制轧制与普通轧制的区别：控轧不仅通过热加工使钢材达到所规定的形状和尺寸，而且通过钢材晶粒的细化和组织的改善而获得良好的综合性能。控轧实际上是高温形变热处理的一种派生形式。通常将控轧分为三个阶段奥氏体再结晶阶段（＞1000℃）奥氏体非再结晶阶段（950℃~Ar3）（γ+α）两相区轧制阶段（Ar3~Ar1）3.1.1控轧的三个阶段图3-1控制轧制的三个阶段

(1)奥氏体再结晶阶段（＞1000℃）奥氏体变形和再结晶同时进行，因再结晶而获得的细小奥氏体晶粒将导致铁素体晶粒的细化(2)奥氏体非再结晶阶段（950℃~Ar3）(3)（γ+α）两相区轧制阶段（Ar3~Ar1）形变使奥氏体晶粒被拉长，在伸长而未再结晶的奥氏体内形成高密度的形变孪晶和形变带，同时微合金碳、氮化物因应变诱导析出，因而增加了铁素体的形核位置，细化了铁素体晶粒奥氏体和铁素体均发生变形，形成亚结构，亚晶强化使强度进一步提高。3.1.2控轧的主要参数控制轧制的目的：相变过程中，通过控制热轧条件而在奥氏体基体中引入高密度的铁素体形核地点，包括奥氏体晶粒边界、由热变形而激发的孪晶界面和变形带，从而细化相变后钢的组织主要参数：再热温度形变量形变温度终轧温度图3-2控轧工艺参数作用示意图3.2控制冷却管线钢控制轧制后引入加速冷却，使γ-α相变温度降低，过冷度增大，从而增加了α的形核率。同时，由于冷却速度增加，阻止或延迟了碳、氮化物在冷却中过早析出，因而易于生成更加弥散的析出物。进一步提高冷却速度，则可形成针状铁素体或贝氏体，进一步改善钢的强韧性。图3-3在线冷却速率对强韧性的影响在3~15℃区间，随冷却速率的提高，在韧性（50%FATT）不损害的情况下，强度水平明显升高在热轧管线钢中，控制冷却循环的过程参数还有冷却终止温度或卷取温度。3.3控轧、控冷技术的研究进展1）高的冷却速率和低的终冷温度通过高的冷却速率和低的终冷温度的实施，可使管线钢获得细小的针状铁素体或贝氏体组织，从而达到高强韧的目的。一般认为，>10℃的冷却速率是大多数管线钢加速冷却的典型工艺。X80以上管线钢，典型冷却速率为20~35℃，终冷温度可达300℃以下图3-4终冷温度对强韧性的影响较高冷却速率不仅有利于通过相变强化获得高强度，而且有利于通过细化相变的显微组织获得高韧性，所以能降低合金加入量高冷却速率可使厚钢板离散性小，组织和力学性能均匀2）高温轧制技术（HTP）钢中含碳量降低，提高了Nb在γ中的溶度积，容许添加较高的Nb含量。当γ中Nb固溶量增加时，γ再结晶温度显著提高，因而可以采用较高的轧制温度来生产满足油气管道需要的高强度钢板。这种方法被称为高温轧制技术（HTP）。传统轧制技术终轧温度：接近于Ar3HTP技术终轧温度：Ar3+80℃以上3）双相组织的控轧、控冷技术图3-5双相组织的TMCP和传统TMCP比较获取B-F组织，始冷温度低于Ar3获取B-M/A组织，采用“在线加热配分”技术4）超细晶粒的控轧、控冷技术形变诱导铁素体相变（DIFT）技术驰豫-析出-控制相变（RPC）技术四.管线钢的显微组织及分类铁素体-珠光体（F-P）针状铁素体（AF）贝氏体-马氏体（B-M）回火索氏体（S）微合金化控制轧制和控制冷却状态管线钢淬火、回火状态管线钢4.1铁素体-珠光体管线钢铁素体-珠光体管线钢是20世纪60年代以前开发的管线钢所具有的基本组织形态，X52以及低于这种强度级别的管线钢均属于铁素体-珠光体钢。基本成分：C和MC：0.10%~0.20%Mn：1.30%~1.70%一般认为，F-P管线钢具有晶粒尺寸约为7μm的多边形铁素体和体积分数约为30%的珠光体图4-1铁素体-珠光体的光学显微组织图4-1铁素体-珠光体的TEM电子显微组织珠光体是决定强度的主要因素，而每增加10%的珠光体，韧脆转变温度（FATT）升高22℃。少珠光体钢成分：Mn-Nb、Mn-V、Mn-Nb-V等C含量小于0.10%，Nb、V、Ti总含量为0.10%左右代表钢种：X56、X60和X65对于少珠光体钢，晶粒尺寸可细化至4~5μm，所以由于晶粒细化使屈服强度每增加15MPa的同时可导致韧脆转变温度下降10℃，获得较好的强韧配合。通常认为少珠光体管线钢具有晶粒尺寸约为5μm的多边形铁素体和体积分数约为10%的珠光体表4-1铁素体-珠光体管线钢的成分4.2针状铁素体管线钢针状铁素体管线钢的研究始于20年代60世纪末，70年代初投入实际工业生产。当时，在Mn-Nb系基础上发展起来的低碳-Mn-Mo-Nb系微合金管线钢，通过加入Mo，降低相变温度以抑制多边形铁素体的形成，促进针状铁素体的转变，并提高碳、氮化铌的沉淀效果，因而提高钢的强度的同时，降低韧脆转变温度。近年来另一种获取针状铁素体的高温轧制技术（HTP）正在兴起。图4-3铁素体-珠光体的光学显微组织图4-4针状铁素体的TEM电子显微组织管线钢中针状铁素体组织是以连续冷却过程中形成的，具有高的亚结构和位错密度的非等轴铁素体，并带有一定数量的岛状马氏体和渗碳体组织，具有切变和扩散混合型相变机制，形成温度略高于上贝氏体。针状铁素体主要的显微特征：（1）板条是针状铁素体最显著的形态特征。若干板条平行排列构成板条束，板条界为小角度晶界，板条束界为大角度晶界。一般认为针状铁素体板条宽度为0.6~1μm（2）相邻板条铁素体间分布有粒状或薄膜状M-A组元（3）板条内有高密度的位错与贝氏体铁素体的最大区别：贝氏体铁素体具有原奥氏体晶界网的特征，而针状铁素体没有原奥氏体晶界网控制强韧性的有效晶粒是针状铁素体板条束。解理断裂小裂面板条束的大小改变轧制和冷却参数细化有效晶粒γ-AF转变形成高位错密度的亚晶岛状组织细小不易诱发裂纹良好的强韧性表4-2AF管线钢的成分4.3贝氏体-马氏体管线钢图2-63X120的TEM电子显微组织下贝氏体（LB）和马氏体