低温环境用厚壁大管径X80直缝埋弧焊管宽厚板的开发

张国栋，白学军，李 颖，谌铁强，王根矶，李 群

（1.秦皇岛首秦金属材料有限公司，河北秦皇岛066326；2.中油宝世顺（秦皇岛）有限公司，河北秦皇岛066206）

0 前言

为满足持续增长的天然气需求，大直径长输管线的建设越来越有必要。中亚天然气管道工程C线长1 310 km，设计年输气能力250×108m3。这条管道是为配合西气东输三线建设的，输送来自土库曼斯坦、乌θ别克斯坦和哈萨克斯坦3国的天然气，最终抵达中国的霍尔果斯口岸。中亚C线沿线设计建设有8座压气站，以保证管线9.81 MPa的设计输送压力，管线采用φ1 219 mm钢管以提高输气能力。压气站最低设计使用温度为-41℃，为保证低温下管道及设备安全运行，设计采用的管道壁厚为27.5 mm，另外对钢管低温冲击及落锤试验的要求也极为严格，钢板夏比冲击试验及落锤试验均要求在-51℃进行。

随着钢板厚度的增加，钢板表面和厚度中心的不均匀性显著增大，制造φ1 219 mm大直径钢管需要的3 730 mm宽板的轧制难度也大幅度提高。大壁厚管线钢的低温落锤性能成为制约该产品开发的一大瓶颈。如何制造高强度且具有良好低温韧性的厚壁管线钢板，对于我国管道工程安全建设意义重大。首秦公司4 300 mm生产线依托中亚C线压气站工程，成功实现了厚壁X80管线钢板的工业化生产。通过优化成分设计与生产工艺，成功解决了厚壁、超宽X80低温韧性问题，尤其是低温落锤性能难题，形成稳定批量生产，很好地满足了重点管线工程需求。

1 钢板合金设计及组织

X80厚壁管线钢成分设计见表1。低碳当量（Pcm依照API APEC 5L[1]）设计保证了钢板良好的焊接性能，微合金元素的添加是为了提高强度、改善低温韧性以及减轻应变时效。

表1 X80厚壁管线钢成分设计 %

由于最终的钢管需要高强度、优良的低温韧性，因此贝氏体是显微组织的基础，其次M/A组元（尺寸、分布及体积分数）及组织均匀性是组织控制的关键。

钢板的微观组织如图1所示，表现为复合的粒状贝氏体组织[2]，铁素体晶粒尺寸细小均匀，第二相组元为均匀分布的M/A。

图1 钢板金相组织

2 钢板生产工艺及性能

2.1 生产工艺

对于钢板的开发来说，组织的控制是成功的关键。另外化学成分及冷却过程对于最终组织的形成影响最大[3-4]。厚壁管线钢的组织均匀性在加热及轧制过程起着决定性的作用。

JCOE或UOE等制管过程中的冷成型会显著影响最终的力学性能[5-7]，保证良好的钢板性能转化十分必要。

优良的铸坯质量是低温环境使用的厚壁、大板宽X80管线钢生产的基础。首秦X80管线钢炼钢工艺路线采用铁水预处理-转炉冶炼-LF炉外精炼-RH真空脱气-板坯连铸。通过转炉双渣法冶炼和控制后续工序回磷，使成品w（P）基本控制在0.009%以内。通过铁水脱硫预处理、控制转炉回硫和LF炉精炼深脱硫等工艺措施，将成品w（S）基本控制在0.002%之内。通过采用全保护浇铸，减少连铸过程二次氧化，防止钢水吸N，优化中间包流场，进一步减少钢中的氧含量等技术， X80管线钢中的w（N）， w（O）和w（H）分别控制到0.004%，0.001 2%和0.000 12%的水平。另外钢水中的夹杂物也需要严格控制。

中亚C线厚壁X80管线钢对铸坯质量的要求极为严格，尤其是铸坯中心的元素偏析程度的控制。首秦公司利用先进的400 mm连铸机在连铸过程中采用动态轻压下技术，并对拉速、二冷制度和中间包过热度等方面进行了优化和控制，使首秦生产的X80管线钢连铸坯内部质量得到了保障。400 mm特厚铸坯中心偏析检验结果全部在C类1.0级以下，C类0.5级的比例达到87%。良好的成分控制及铸坯质量控制为生产性能均匀的厚壁钢板提供了保障。

钢板轧制过程中，通过合理的加热制度、强化的控轧控冷工艺和精细的组织性能控制技术，使原始奥氏体晶粒和相变后的组织形态充分细化和均匀化。

轧制前的钢坯加热综合考虑第二相的溶解和奥氏体晶粒度控制两方面因素，钢坯加热温度控制在1 180～1 190℃。粗轧阶段由于钢坯加热温度控制较低，能够实现在较低温度下进行奥氏体再结晶区变形，而且可缩短中间坯的待温时间。

在首秦4 300 mm可逆双机架上进行粗轧和精轧，通过优化铸坯尺寸，实现了奥氏体再结晶区单道次变形率在15%以上，保证了钢坯心部和表层奥氏体晶粒的充分再结晶。粗轧前几道次变形主要集中在钢板的表层，心部没有得到较好的变形，因此粗轧的末几道次压下率必须逐渐增大，以使心部得到较好的变形，当粗轧阶段的总压下率≥55%时，钢板的心部可以得到较好的变形，使得原奥氏体充分再结晶，从而得到一个较为均匀的相变前组织。精轧阶段的关键在于应变积累，要保证较大的压下量，精轧头两道次采用较大的道次压下以使变形渗透到钢板心部，保证组织均匀。精轧阶段保证未再结晶区的总变形量，以获得优异的低温韧性[8]。中间坯厚度3.5t～4.5t，第二阶段总变形量≥70%。终轧温度一般控制在Ar3+70℃左右。平板轧制两阶段理想的压下量分布如图2所示。

图2 钢板轧制两阶段理想的压下量分布

钢板轧制结束后快速出轧机，进入SMS层流冷却系统开始冷却。通过精确控制冷速及终冷温度，实现组织的调控。

2.2 钢板的性能

图3 钢板夏比冲击试验转变曲线(横向，均值)

图4 钢板全壁厚落锤试验韧脆转变曲线(横向，均值)

图5 -20益钢板全厚度落锤试验断口形貌

细小的粒状贝氏体及均匀分布的M/A组元组成的微观组织下，钢板具有良好的夏比冲击韧性，图3是钢板夏比冲击试验转变曲线。由图3可见，在-50℃的低温下夏比冲击功仍然处于上平台，冲击吸收功接近500 J。图4是钢板的落锤试验韧脆转变曲线，85%剪切面积的韧脆转变温度在-26℃，在-35℃的试验温度下落锤剪切面积仍然有75%。图5为-20℃钢板全厚度落锤试验的断口宏观形貌。试样缺口分别采用压制型缺口和Chevron缺口,采用压制型缺口的试样落锤断口为异常断口，Chevron缺口试样基本为正常断口，异常断口会影响落锤剪切面积的评判[9]，因此，落锤试样均加工成Chevron缺口。钢板的横向拉伸屈强比保持在较低的水平，数值分布在0.77～0.85，均值为0.83，钢板拉伸性能见表2。

表2 钢板拉伸试验结果（横向，板样）

3 钢管的生产及力学性能检验结果

φ1 219 mm大直径直缝焊管在中油宝世顺公司JCOE生产线进行生产。钢板经过铣边、成型及预焊后对钢管内外焊缝进行四丝埋弧焊接。钢管完成扩径调整至最终尺寸后需要对焊缝及管端按照客户要求进行无损探伤，随后进行钢管表面及几何尺寸的最终检查。

钢管横向拉伸性能见表3。拉伸试样采用圆棒试样，钢管的屈服强度相对于钢板平均上升50 MPa，抗拉强度平均上升10 MPa，屈强比平均升高0.06。制管后强度的变化符合贝氏体组织包辛格效应特点[10]。图6是钢管-41℃夏比冲击检验结果。可见制管后钢管冲击功略有降低，但仍远高于标准要求。图7是钢管-41℃全厚度落锤撕裂试验结果。落锤剪切面积值满足标准要求，与钢板在-51℃时的检验结果相当，制管后落锤性能也有下降的趋势。试验结果表明，钢管完全满足低温环境使用要求。

表3 钢管拉伸试验结果（横向，圆棒样）

图6 -41益管体横向夏比冲击试验结果(均值)

图7 -41益管体横向全厚度落锤撕裂试验结果(均值)

在钢管母材性能检验的基础上对钢管焊缝热影响区的断裂韧性也进行了检验。在-41℃下对热影响区进行了冲击试验，试验结果如图8所示。热影响区冲击功平均值达到195 J，高于标准要求的单值≥30 J，平均值≥40 J。

图8 -41益钢管热影响区横向夏比冲击试验结果（均值）

4 结论

为了应对中亚C线X80厚壁、大直径钢管研发的挑战，首钢首秦公司开发出了以粒状贝氏体复合第二相M/A组元的低碳贝氏体管线钢，材料表现出良好的低温韧性和低温止裂性能。同时钢板具有良好的强韧性匹配，制管后钢管性能良好，完全满足中亚C线压气站低温环境使用的要求。

[1]API SPEC 5L,Specification for Line Pipe(44th edition)[S].

[2]ZAJAC S,SCHWINN V,TACKE K H.Characterisation and Quantification of Complex Bainitic Microstructures in High and Ultra-high Strength Linepipe Steels[J].Material Science Forum,2005,500-501:387-394.

[3]SUIKKANEN P,KARJALAINEN L,DEARDO A.Effect of Carbon Content on the Phase Transformation Characteristics,Microstructure and Properties of 500 MPa Grade Microalloyed Steelswith Non-polygonalFerrite Microstructures[J].La Metallurgia Italiana,2008(05):41-54.

[4]REGIER R W,SPEER J G.,MATLOCK D K,et al.Effect of Cooling Rate on the Crystallographic Effective Grain Size of Ferrite in Low-carbon Microalloyed Steels[C]∥Association for Iron and Steel Technology International Symposium on the Recent Developments in Plate Steels,Winter Park:[s.n.],2011:351-363.

[5]KOSTRYZHEV A G,STRANGWOOD M,DAVIS C L.Bauschinger Effect in Microalloyed Steels:Part II.Influence of Work Softening on Strength Development during UOE Line-pipe Forming[J].Metallurgical and Materials Transactions A,2011,42(10):3170-3177.

[6]SCHWINN V,FLUESS P,LIESSEM A,et al.Concepts of Grade X100 for High Toughness and Strain Based Design Application[C]∥Proceedings of the Eighteenth(2008)International Offshore and Polar Engineering Conference,Vancouver,Canada:[s.n.],2009:6-11.

[7]BIAN Y,PENNISTON C,COLLINS L,et al.Evaluation of UOE and Spiral-welding Line Pipe for Strain-based Designs[C]∥Proceedings of the 8th International Pipeline Conference,Calgary:[s.n.],2010:139-148.

[8]DOUG STALHEIM.Metallurgical Optimization of Microalloyed Steels for Oil and Gas Transmission Pipelines[C]∥Proceedings and Presentation at the 6th International Conference on High Strength Low Alloy Steels(HSLA Steels 2011).Beijing:[s.n.],2011.

[9]API RP 5L3―1996,Recommended Practice for Conducting Drop-weight Tear Tests on Line Pipe 3rd Edition[S].

[10]KOSTRYZHEV A G,STRANGWOOD M,DAVIS C L.Bauschinger Effect in Microalloyed Steels:Part I.Dependence on Dislocation-particle Interaction[J].Metallurgical and Materials Transactions A,2010,41(6):1399-1408.