管线钢知识

石油和天然气的需求迅速增长，2011-2015 年世界范围内管道建设的工程投资每年近400 亿美元。

西气东输二线管道以高强度X80为管材，管径1219mm,压力12MPa,主干线全长

4895km。2010年底的统计资料显示，我国已建立原油管道1.9*104km, 天然气管道

3.3*104km，成品油管道1.6*104km,油气管道总里程已达6.8*104km，2020年有望达到

20*104km。同时，与我国的能源需求和先进国家的管道水平相比，我国管道建设还有巨大的需求和潜力。

一、管道工程面临的挑战与管线钢发展方向

管道的大管径、高压输送与高强度管线钢

由建立在流体力学基础上的设计计算可知，原油管道单位时间输送量与输送压力梯度的平方根成正比，与略大于管道直径的平方成正比。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。

目前认为，输油管道合适的最大管径为1220m m，输气管道合适的最大管径为

1420mm。在输送压力方面，提高压力的追求仍无止境。20世纪50-60年代的最高输送压力为6.3MPa(X52)，70-80年代的最高输送压力为10MPa(X60-65)，90年代后的最高输送压力达14MPa(X70-80)。近年来，国外一些新建天然气管道压力一般为10-15MPa，一些管道压力已超过20MPa (X100-X120)。

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，提高管线钢的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%。

管道的低温环境与高韧性管线钢

随着管道工程的发展，对管线钢韧性的技术要求日益提高，韧性已成为管线钢最重要的性能指标。为获取高韧性管线钢，可通过多种韧化机制和韧化方法，其中低碳或超低碳、纯净或超纯净、均匀或超均匀、细晶粒或超细晶粒以及针状铁素体为代表的组织形态是高韧性管线钢最重要的特征。

超纯净管线钢：S W 0.0005%、P< 0.002%、N W 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A v大都在

200-300J以上，50%FAT可达-45 C以下。经过精心控制的管线钢，其A可高达400-500J 以上，DWTT勺85%FAT可降至-60 °C 以下。

管道的大位移环境与大变形管线钢

所谓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。这种管线钢既可满足管道高压、大流量输送的强度要求和满足防止裂纹起裂和止裂的韧性要求，同时又具有防止管道因大变形而引起的屈曲、失稳和延性断裂的极限变形能力，因此大变形管线钢是管道工程发展的迫切需要，也是传统油、气输送管道材料的一种重要补充和发展。

大变形管线钢的主要性能特征是在保证高强韧性的同时，具有低的屈强比

(c s/ (T b V 0.8 )，高的均匀伸长率(如S u > 8%和高的形变强化指数(n> 0.15 )。大变形管线钢的主要组织特征是双相组织。双相大变形管线钢不同于传统的管线钢，也不同于一般意义上的双相钢。它通过低碳、超低碳的多元微合金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)适度的加速冷却方法：在管线钢TMCP勺加速冷却过程中，通过适度的冷却速率的加速冷却方法，以获取B-F 双相组织。

( 2)临界区加速冷却方法：通过始冷温度位于 ( A r3-A r1) 临界区的加速冷却方法，以获取B-F 双相组织。

(3)延迟加速冷却方法：通过始冷温度位于(A i-B s)温度区间的加速冷却方法，以获取B-F 双相组织。

(4)在线分配法：通过在线分配法以获取B-M/A双相组织。管道的深海环境与海底管道

的厚壁化

迄今为止，海底管道的最高钢级为X70,已用于北海油田。世界上最大水深管道式美国墨西哥东部湾的独立输气管道(ITP)，其管径610mm壁厚34.3mm 材料X65,最大的工作压力25MPa总长222km 水深2454m 海底管线成分设计的主要特点是：

( 1 )低的含碳量；( 2)低的碳当量；( 3)低的S、P 含量；海底管线钢在性能和其他方面的主要特点有：

( 1)高的形变强化指数和均匀伸长率； (2)低的屈强比；(3)优良的纵向拉伸力学性能；(4)低的铸坯中心偏析，良好的厚度方向的均匀性，低的断口分离和层状撕裂的几率；(5)

严格的尺寸偏差和精度控制； ( 6)由于在沈水管道的敷设过程中需要偏离预定位置焊接，低至4kJ/cm的热输入广泛应用于GMA工艺。因此需要在低热输入下良好的焊接性。

管道的腐蚀环境与耐腐蚀管线钢：

基本要求：(1)含碳量小于0.06%; (2)硬度小于22HRC或250HV (3)含硫量小于0.002%；

(4)通过钢水钙处理，以改善夹杂物形态； (5)通过减少C、P、Mn以防止偏析和减少偏析区硬度；(6)通过对Mn P偏析的控制，以避免带状组织;

管道在恶劣环境下的焊接与易焊管线钢

(1)裂纹管线钢：现代管线钢通常采用0.1%或更低碳当量，甚至保持在0.01%-0.04%的超低碳水平。目前国外管线钢通常要求CB W小于0.40%或CEpcm 小于0.20%，用于高寒地区

的管线钢则要求CB W小于0.32%或CEpcm小于0.12% 以下。

( 2)焊接无脆化或无软化管线钢采用高的焊接热输入可提高焊接的生产效率，但对焊接

热影响区的性能会产生重要影响。高的焊接热输入一方面促使晶粒长大，另一方面使焊接冷却速度降低，从而导致相变温度升高形成不良组织，引起焊接热影响区的局部催化或软化。

现代管道特征与管线钢的基本要求、关键技术和当代水平

管道特征管线钢要求关键技术当代水平

高压输送高强度微合金化和多元合金化，低

的终轧温度和高的冷却

速度

X80、X1O0 X120 低温高韧性低碳或超低碳，纯净或超纯

净，均匀或超均匀，细晶或

超细晶

A kv > 200-300J FATT C -45 C 大位移大变形性 B-F 双相组织的获取； B-M/A 双相组织的获取； n > 0.15, S u >

8%, （T s / （T b< 0.8

深海厚壁化低含碳量，低S 、P 含量，低的断口分离和层状撕裂 X70（X80在开发中）

t > 40mm

酸性油气抗硫化氢应力开裂、抗氢致开裂低含碳量、低S 、P 量，夹杂物、偏析和带状组织的控制； X70（X80在开发中） v

22HRC S v 0.002%

在恶劣环境下的焊接

焊接无裂纹、焊接无脆化或无软化

低碳当量；微合金化和多元合金化； C&W V 0.32%,

CEpcn v 0.12% 二、管线钢的冶金

2.1管线钢发展

19归帝 1970 M>8O

1^0 ]99fi 2000

JT'J 冋/牟管线钢的发展过程

X100

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XhO

2.2 管线钢合金化合金设计的基本特征：

（1）低碳或超低碳——由于管线钢以低碳或超低碳为特征，不但改善了焊接性和成形性，而且在其非平衡的冷却相变组织中通常不含有渗碳体，因而具有高韧性。（2）增加锰含量——减少钢中碳含量使屈服强度下降可以通过其他强化机制的应用予以补偿，最常用的就是以Mn代碳。Mn的加入引起固溶强化，还能降低钢的丫一a

相变温度，而丫一a相变温度的降低对a的晶粒尺寸具有细化作用。

（3）微合金化——在管线钢中，主要是指Nb、V、Ti 等强烈碳化物形成元素。微

合金元素在管线钢中的主要作用表现在：

A.阻止奥氏体晶粒的长大一在控轧再热过程中，未溶微合金元素NbV、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。

B.延迟奥氏体的再结晶—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，可显著阻止形变奥氏体的再结晶，从而通过由未再结晶奥氏体发生的相变而获得细小的相变组织。

C.延迟丫一a的相变过程一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形成，从而降低而丫一a相变温度，抑制多边形铁素体相变，促

进针状铁素体形成。

D.沉淀析出强化一在轧制及轧后的连续冷却过程中，通过正确的控制微合金碳、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奥氏体中析出，或在相变过程中在相界析出，或在最终冷却过程中从饱和铁素体中析出。

E.多元合金化一Mo合金化是管线钢多元合金化的一个典型。Mo能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。工业实践表明，含Mo管线钢在轧后5-7 C /s较低的冷却速度下即可形成针状铁素体，对厚度为12-

16mm的Mo合金化钢板，在空冷条件下便可获得针状铁素体组织。

合金设计的研究进展：（1）以超高强度为目标的硼合金设计——为达到超高强度管线钢强韧性目标，

X120管线钢在成分设计上选择了C-Mn-Cu-Ni-Mo-Nb-V-Ti-B的最佳组合。这种合金化设计思想充分利用了B在相变动力学上的重要特征。B的原子尺寸较小，由于尺寸效应，B作为表面活性元素吸附在奥氏体晶界上。B原子在晶界的偏聚，降低了境界能，阻碍新相在晶界上形核，延缓丫一a转变。

含B管线钢的技术难点是在冶炼上必须精确控制B含量。B含量低于0.0005% 时，提高淬透性作用甚微，高于0.003%寸，贝U会产生B相沿晶界析出，产生热脆现象。

（2）以高温轧制工艺技术为依托的高Nb合金设计一一随着管线钢冶炼技术的进

步，钢中含碳量逐渐降低。由于钢中含碳量的降低，提高了Nb在奥氏体中的溶

度积，可允许添加较高含量的Nb=当奥氏体中固溶Nb含量增加时，奥氏体再结晶温

度显著提高，因而可采用较高的轧制温度（终轧温度为A3+80C，比常规高

100C）来生产满足现代油、气管道所需要的高强韧钢板。这种方法被称之为“高温工艺技术”，或简称为“ HTP技术。一般认为，HTP管线钢中C和Nb的质量分数是

0.03%-0.04%和0.08%-0.11%。

A.可采用较高的轧制温度，提高轧制效率一当Nb含量从0.04%增加到0.08%时，通过对再结晶形核率和晶界迁移率的影响，50%再结晶时间从10s 增加到200s。因此，高Nb 合金化技术可采用较高的轧制温度，从而可缓解传统合金化技术对轧机的苛刻要求，提高轧制效率。

B.以Nb代替Mo降低合金化成本一Nb有较好的的延迟丫一a相变过程的作用。通过高Nb合金化设计，在非Me合金化条件下，可获得针状铁素体组织。由于以Nb代替Mo因而高Nb合金化技术的合金元素成本降低。

C.基于防止焊接热影响区脆化的微Ti合金设计一焊接热影响区是焊接钢管的薄弱环节。通过合金化技术预防管线钢的焊接脆化，提高管线钢焊接热影响区的韧性，是管线钢合金化设计的一个重要发展方向。

2.3 管线钢的冶炼

（1）铁水预处理

A.铁水脱硫——一次脱硫是用喷枪通过空气或氮将脱硫剂喷入铁水罐或鱼雷车

中，可以把硫含量从0.05%降至0.02%以下。早期的脱硫剂多为CaG,出于对环境保护的考虑，目前脱硫剂多采用CaO+CaF或Mg+CaO粉剂等。

B.铁水脱磷和脱硅——铁水脱磷是在氧化条件下进行的，因此需要对铁水先脱硅至

0.15%-0.20%。铁水脱磷的方法是向铁水罐或鱼雷车喷吹Fe2Q-CaO-CaF系脱磷剂。（2）转炉冶炼

目前在LD转炉中将顶吹和底部搅拌结合起来可以获得低碳和低磷含量的管线钢。采用这种方法可使管线钢的碳含量达到0.02%-0.03%，磷含量降至0.005% 或更低。在LD转炉中进行铁水脱磷，不需要先进行脱硅。在氧气转炉的冶炼过程中，通常不能进一步脱硫。这是由于废钢、铁水渣、石灰中的硫会进入钢液中而引起回硫，回硫可达0.002%-0.005%以上。

（3）炉外精炼炉外精炼主要涉及钢包精炼和真空处理。其目的除了进行合金成分微调外，主要进行杂质元素、气体含量以及氧化物、硫化物形态的精确控制。

A.钢包脱硫——主要包括钢包炉内二次精炼脱硫和钢包喷粉处理。

20 世纪70 年代初日本研制的具有电弧加热、氩气搅拌功能的钢包精炼法（LF 法）可使硫含量降至0.001%以下。

钢包喷粉处理是二次脱硫的有效方法。通过向钢水内部喷吹CaO-CaF2-Al 2O3、CaSi 等进行脱硫，可使硫含量降至0.001%以下。主要有TN、KIP 等方法。

B.钢包脱磷——依靠铁水脱磷预处理和氧气转炉冶炼脱磷，可将钢中磷含量降至

0.005%。采用钢包脱磷处理，用氧作为载体通过喷枪将脱磷剂喷入钢包，可将磷脱除至0.003%以下。

C.真空脱气一一钢水真空处理就是利用抽真空的方法以降低容器中的气体压力，

达到去除钢中气体和非金属夹杂物的目的。循环脱气法（RH法）通过真空处理

时钢水的强烈循环运动，以及氩气或电磁搅拌技术，可加速脱氧过程。

（4）连铸

连铸通过连铸机将钢液连续的铸成钢坯，无须初轧工序。连铸可提高热轧成材率10%，降低成本8%，而且生产率高，易于进行生产连续化和半自动化的控制。近年来，连铸的一个重要进展是轻压下技术的应用。该技术通过在凝固的最后阶段对连铸坯施加0.8-1.5mm/m 的压力变形，从而达到减少连铸坯中心偏析的目的。

2.4 管线钢的控制轧制和控制冷却控制轧制和控制冷却技术（TMCP，Thermo Mechanical Controlled Process ）是20 世纪60年代发展起来的热机械处理或形变热处理技术。所谓控轧控冷，是一种定量的预定程序的控制热轧钢的形变温度、压下量、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。TMCP是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为根本目标。

（1）控制轧制控制轧制与普通轧制不同，其主要差别在于控轧不仅通过热加工使钢