1.5　西气东输管线钢的发展

管道运输是石油和天然气的一种经济、安全的输送方式，而管线钢和管线钢管是管道工程的基础。据预测未来20年世界范围内石油和天然气的需求将分别增长40％和60％以上。2011～2015年全球规划和在建设的工程投资达400亿美元。石油工业和管道工程的这种巨大市场有力地促进了管线钢和管线钢管的发展。在我国，西部油气藏获得重大发现，由此推动了我国管道工业的快速发展。以西气东输管道和西气东输二线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崭新的发展时期。目前，我国已初步形成横跨东西、纵贯南北、覆盖全国、连通海外的能源管网。

1.5.1　油气管道工程的发展及面临的挑战

从最初的工业管道至今，油、气管道建设已经历了两个多世纪的发展。特别是自20世纪90年代至今，由于一些超大型油气田和世界级油气田的相继发现，使世界管道工业进入了一个新的发展时期。以高新科学技术为引领，新理念（如管道的极限状态设计等）、新工艺（如管道的高压输送和富气输送等）和新材料（如超高强度管线钢等）不断涌现。通过技术创新及采用更高压力和更高强度的管道，是降低天然气长距离输送成本最有效的途径。以高压、大管径和面对恶劣环境为特征的管道工业与以微合金化、超纯净冶炼和新一代控轧控冷（TMCP）技术为特征的冶金工业相互促进，共同发展，把管线钢和管线钢管的研究推进到一个新的发展时期。天然气作为一种高效清洁的能源正日益受到人们的重视。由于新发现的油气田大都在边远地区和地理、气候条件恶劣的地带，如我国东北、西北部的油、气田等。随着边远油气田、极地油气田和酸性油气田等恶劣环境油气田的开发，对新时期的管道工程建设提出了更高的要求。以提高长距离管道输送能力的经济性要求和以应对恶劣环境的安全性要求，已成为当代管道工程面临的两大主题。

因此，在世界范围内，天然气长输管线钢的研制已从最初的X52，到20世纪70～80年代的X60、X70，再到当今我国西气东输二线管道是首次大规模采用X80建设的长距离输气管道，其长度超过了国外所有X80管道的总长。西气东输二线管道引进中亚地区的天然气，西起新疆霍尔果斯口岸，南至广州，东达上海，管道干线长4843km，直径1219mm，壁厚18.4mm及以上，西段设计压力12MPa，管道年输气量将达到300亿立方米，标志着我国高钢级管线钢技术已达到了国际领先水平。至2010年底，我国已建成原油管道1.9×104km，天然气管道3.3×104km，成品油管道1.6×104km，油、气管道的总里程已达6.8×104km，2020年有望达到20×104km。今日不仅在我国，而且在一些发达国家，更高级别的管线钢，如X100及X120，已开发并研制成功。

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。近期和未来，我国管道工业仍有稳定的发展。

1.5.2　管线钢及其性能要求

管线钢是指用于输送石油、天然气等的大口径焊接钢管用热轧卷板或宽厚板。管线钢在使用过程中，除要求具有较高的耐压强度外，还要求具有较高的低温韧性和优良的焊接性能。为满足长距离输送管道经济效益的需要，管线钢朝着超高强度方向发展。

高强度、高韧性以及良好的焊接性能是对管线钢性能的总体要求，工程上不同级别管线钢的性能要求是不同的。根据APISpec5L-2007标准，表1-16为不同级别管线钢的强度范围值，表1-17为高级管线钢的全尺寸CVN吸收功。需要说明的是管线钢X70～X120等，指的是管线钢的屈服强度已达70～120ksi（千磅力/平方英寸），即70～120级。

管线钢的主要强化方式有固溶强化、析出强化、相变强化和细晶强化。为提高管线钢的韧性，细化晶粒是一种有效方法，同时一般认为针状铁素体与贝氏体组织或板条状贝氏体组织能达到良好的高强高韧要求；提高韧性的另一个主要措施为高洁净度，尤其是要求极低的硫质量分数与极低的氧质量分数与夹杂物含量。

钢的焊接性是指材料对焊接加工的适应性，也就是在一定的焊接条件下获得优质焊接接头的难易程度。它包括两个方面：一是结合性能，即在焊接加工时金属形成完整的焊接接头的能力；二是使用性能，即已焊接成的焊接接头在使用条件下安全运行的能力。影响管线钢焊接性的因素是多方面的，钢的化学成分、制造工艺等都对钢的焊接性造成直接的影响。钢的焊接性常用碳当量（CEⅡW）来衡量。CEⅡW的值越小，越有利于焊接。一般要求CEⅡW（国际焊接协会的碳当量）≤0.50％，裂纹敏感系数（Pcm）≤0.25％。采用低的碳质量分数能显著改善管线钢的焊接性，但为了提高管线钢的强韧性，往往又需要向钢中添加较多的合金元素，因而管线钢的CEⅡW应控制在一个较理想的范围内。

1.5.3　管线钢的类型与组织特点

从某种意义上讲，管线钢的发展过程实质上是管线钢显微组织的演变过程。根据显微组织的不同，可将管线钢分为4类：即铁素体-珠光体（F-P）管线钢、针状铁素体（AF）管线钢、贝氏体-马氏体（B-M）管线钢和回火索氏体（S回火）管线钢。前三类管线钢为微合金化控制轧制和控制冷却状态管线钢，是现代油、气管道的主流钢种。第四类管线钢为淬火+高温回火状态管线钢，此类管线钢难以进行大规模生产，使用受到限制，在俄罗斯等国和海洋管道等领域时有使用。

在微合金化管线钢中，F-P是第一代微合金管线钢的主要组织形态，X70及其以下级别的管线钢具有这种组织形态。AF管线钢是第二代微合金管线钢，强度级别可覆盖X60～X100。近年来发展的超高强度管线钢X100、X120的显微组织主要为B-M。

（1）铁素体-珠光体（F-P）管线钢

F-P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F-P钢。其基本化学成分是C和Mn，通常碳含量（质量分数，下同）为0.10％～0.20％，锰含量为1.30％～1.70％。一般采用热轧或正火热处理工艺生产。当要求较高强度时，可取碳含量上限，或在锰系基础上加入微量Nb、V。其组织通常为晶粒尺寸约7μm的多边形F和体积分数约30％的P，典型的光学显微组织形态如图1-14（a）所示，而透射电子显微组织如图1-14（b）所示。

F-P组织设计的目标是提高强度，而组织中的P量是决定强度的主要因素。每增加10％的P，将使韧脆转变温度TK升高22℃；同时若增加钢中P含量，必然要提高钢的碳含量，这样势必会影响管线钢的焊接性。因此，提高增加P量来提高管线钢强度的方法并不可取，而应在降低碳含量的同时，通过充分发挥钢中微合金元素的作用（细晶强化、沉淀强化等）。

少P管线钢的典型化学成分有Mn-Nb、Mn-V、Mn-Nb-V等，一般碳含量<0.10％，Nb、V、Ti的总含量为0.10％左右，代表钢种是20世纪60年代末的X56、X60和X65。此类钢突破了传统F-P钢热轧、正火的生产工艺，进入了微合金化钢TMCP的生产阶段。实践表明，现代TMCP工艺可生产出理想的细晶粒钢，对于F-P钢，晶粒尺寸最小为6～7μm；对于少P钢，晶粒尺寸可细化至4～5μm。由于晶粒细化使屈服强度每增加15MPa的同时可导致TK下降10℃，故少P钢可获得较好的强韧配合。通常认为，少P管线钢具有晶粒尺寸约为5μm的多边形F和体积分数约10％的P。

少P钢在控轧过程中还产生Nb、V的碳氮化物第二相的沉淀强化。这种在F基体上弥散析出的不可变形碳、氮化合物质点，可引起强度增量达100MPa。由于沉淀强化所导致的TK的升高<固溶强化+位错强化所产生的TK的升高（如每提高15MPa的屈服强度，沉淀强化使TK升高4℃，位错强化则使TK升高6℃），因而由Nb、V、Ti等微合金元素引起的沉淀强化在管线钢中具有重要作用。特别是掌握了Nb、V、Ti等微合金元素碳、氮化物在高温变形过程中的沉淀动力学与基体再结晶之间的关系后，少P钢的强韧水平取得了新的进展。现已生产出具有较高强韧性水平的X70级少P管线钢。

常见的F-P和少P管线钢的合金化如表1-18所示。可以看出，X70及以下强度级别的管线钢可通过C-Mn-Nb-V的合金设计，使钢的显微组织主要为F-P的组织形态。

（2）针状铁素体（AF）管线钢

具有F-P组织的管线钢，通过采用微合金化和TMCP等强化手段，在保证韧性和良好焊接性的条件下，可将厚度为20mm的宽厚板的屈服强度提高到500～550MPa的水平。为进一步提高管线钢的强韧性，需研究开发AF管线钢。通过微合金化和TMCP，综合利用细晶强化、微合金元素的析出相和位错亚结构的强化效应，可使AF管线钢达到X100的强韧水平。

AF管线钢的研究始于20世纪60年代末，并于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C-Mn-Mo-Nb系微合金管线钢，通过Mo的加入，降低相变温度以抑制多边形F的形成，促进AF的转变，并提高碳、氮化铌的沉淀强化效果，因而在提高钢强度的同时，降低TK。这种Mo合金化技术已有40年的生产实践。近年来，另一种获取AF的高温工艺技术（HTP，High Temperature Process）正在兴起，它通过高Nb合金化技术的应用，可在较高的轧制温度条件下获取AF。

AF管线钢典型的显微组织如图1-15所示，图中（a）系光学显微组织，可区别其中的多边形F和AF。然而要辨别AF的细节，需依靠其电子显微分析，如图中（b）所示为AF典型的透射电子显微形态，可以看出AF的主要显微特征表现在以下几点。

①板条是AF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AF板条宽度为0.6～1μm。

②相邻板条F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F-P管线钢相比，AF管线钢具有不同的强韧化方式。对断裂过程的观察表明，AF的解理断裂小裂面（断裂的组织单元）与AF板条束的大小相对应。可见，控制AF强韧性的有效晶粒是AF板条束。在控轧、控冷AF管线钢中，AF板条束的大小不但可借助降低再热温度、形变量和控轧温度等轧制参数来获得，而且还可通过改变冷却速率、终冷温度等冷却参数来进行控制，因而AF管线钢的有效晶粒尺寸将大大细化。通过严格控制轧制和冷却条件，可获得这种有效晶粒尺寸达1～3μm，因而赋予了AF管线钢优良的强韧特性。同时，从奥氏体向AF的转变过程是一种共格切变过程。转变过程中局部地区位错缠结而形成具有较高位错密度（108～109cm-2）的亚晶。由于体心立方结构层错能高，不易分解或扩展位错而发生交滑移，亚晶的位错具有很大的可动性，因而赋予材料良好的强韧性。同时，AF中的岛状组织弥散细小，不易诱发裂纹，并经常成为裂纹扩展的障碍。管线钢的生产过程表明，AF管线钢通过微合金化和TMCP技术，综合利用钢的固溶强化、细晶强化、微合金元素的析出强化与亚结构的强化效应，可使钢的屈服强度达700～800MPa，-10℃的冲击韧性达400J以上。

除了高的强度和良好的韧性外，由于AF板条中存在着高密度的可移动位错，易于实现多滑移，因而AF管线钢具有连续的屈服行为和高的形变强化能力。这种特性可补偿和抵消因包申格效应所引起的强度损失，保证钢管的强度在制管成型过程中进一步得到提高。

如图1-16所示，在AF管线钢中，总伴有一定量的多边形F。因而，AF管线钢也被称为AF-F管线钢。其中的多边形F体积分数约为15％时，材料能得到强度和韧性的最佳组合。常见的AF管线钢的化学成分如表1-19所示。可以看出，X70、X80强度级别的管线钢可通过C-Mn-Mo-Nb的合金设计，使钢的显微组织主要为AF。

在我国的西气东输工程中，所用的部分X70级AF管线钢就采用了“低C+高Mn+微量Nb、V、Ti”的成分设计，分别在奥氏体再结晶区和奥氏体非再结晶区变形的两阶段轧制工艺，轧后在线快速冷却。采用的X70级管道用钢，其工作压力为10MPa，使用了160万吨钢管。

（3）贝氏体-马氏体（B-M）管线钢

随着高压、大流量天然气管线钢的发展和对降低管线建设成本的追求，AF的组织形态已不能满足要求。20世纪后期，一种超高强度管线钢应运而生，其典型钢种为X100和X120。1988年日本SMI公司首先报道了X100的研究成果。历经多年的研究和开发，X100钢管于2002年首次投入工程试验段的敷设。美国ExxonMobil公司于1993年着手X120管线钢的研究，并于1996年与日本SMI公司和NSC公司联手，共同推进了X120的研究进程。2004年X120钢管首次投入工程试验段的敷设。

通过“低C含量+Mn、Cu含量+适量Ni-Nb-Ti-Mo等微合金元素”的多元合金设计和先进的TMCP技术，X100管线钢可获得全部AF组织。虽然在对X100显微组织的定量分析中，仍有可能存在少量其他组织，但人们习惯称其为全AF钢，或全粒状贝氏体钢。X100的电子显微组织如图1-17所示。

从组织形态学上分析，如果说X100与X80等AF管线钢有较大的相似性，那么X120则有完全不同的组织形态，其典型显微组织为下贝氏体-板条马氏体，如图1-18所示。下贝氏体（LB）和马氏体（M）均以板条的形态分布。在LB的板条内分布着微细的具有六方点阵的ε-碳化物，这些碳化物平行排列并与板条长轴呈55°～65°取向。在M板条内的碳化物呈魏氏体组态分布，板条间存在残余奥氏体。LB和M板条内有高密度的位错。X120管线钢的这种组织结构赋予材料高的强韧特性，其屈服强度>827MPa，-30℃时的冲击韧性超过230J。

B-M管线钢在成分设计上，选择了C-Mn-Cu-Ni-Mo-Nb-V-Ti-B的最佳配合。这种合金设计思想充分利用了硼在相变动力学上的重要特征。加入微量的B（0.0005％～0.0030％）可明显抑制F在奥氏体晶界上形核，使F转变曲线明显右移；同时使贝氏体转变曲线变得扁平，即使在超低碳（<0.003％）情况下，通过TMCP中降低终冷温度（<300℃）和提高冷却速率（>20℃/s），也能获得LB-板条M组织。常见的B-M管线钢的化学成分如表1-20所示。

（4）回火索氏体（S回火）管线钢

从长远的发展看，未来的管线钢将要求具有更高的强韧性。如果控轧、控冷技术满足不了这种要求，可采用淬火+回火的热处理工艺，通过形成回火索氏体组织来满足后壁、高强度、足够韧性的综合要求。在管线钢中，这种回火索氏体也称为回火马氏体，是超高强度管线钢X120的一种组织形态。一种回火索氏体管线钢的电子显微组织如图1-19所示。

目前，有两种生产淬火+回火超高强度大口径钢管的方法。

①采用经热处理的钢板制管　管线钢在板轧厂热轧后直接淬火，然后高温回火，可获得良好的强韧性配合。此种方法曾在英国、加拿大进行过广泛的研究。直接淬火、回火的索氏体管线钢的化学组成和强韧性效果如图1-20所示。

②对热轧板制造的钢管进行热处理　这种方法是由高强度无缝钢管生产工艺演变出来的，一般使用感应加热和喷水淬火，适用于厚壁、高强韧性的情况。淬火+回火钢管曾采用水平位置或垂直位置的整体加热奥氏体化，但不适用于大批量生产。可行的方法是采用感应加热和步进喷雾淬火，并于550～680℃炉热或感应回火。

由于热轧板比淬火回火钢板制管容易，同时制管成型过程中的高输入焊接脆化区可通过热处理过程得以消除或改善，所以在上述两种方法中，第2种方法具有更大的优越性。典型回火索氏体管线钢的化学成分和力学性能分别见表1-21和表1-22。

1.5.4　管道工程的发展方向——超高强度管线钢的应用

（1）管道工程的发展趋势

在输气管道中，输送量与输送压力和管道直径的关系如图1-21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。据此，一条输送压力为7.5MPa、直径1400mm的输气管道可代替3条压力为5.5MPa、直径为1000mm的管道，由此可节约投资35％、节省钢材19％。当输送压力从7.5MPa增加至10～12MPa时，输气管道的输送能力可提高35％～60％。因此，提高输送压力和扩大管径是管道工程重要的发展趋势。目前认为，输油管道合适的最大管径为1220mm，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。在世界范围内，20世纪90年代后的最高输送压力达14MPa，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。据报道，更大压力的输送管道也在规划中。

由设计准则可知，管道工程的大口径、高压输送这一目标可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。这是因为超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（见图1-22），而且由于钢管管径和壁厚的减少，可产生许多连带的经济效益，如钢管运输成本降低、焊接工作量和焊接耗材减少、防腐涂层量减少、沿线压缩机站减少等，从而使管道建设的投资成本和运行成本大为降低。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，可使管道造价降低5％～15％。如在油气管道建设中，采用X80代替X70，可降低成本7％；采用X100代替X70，则可降低成本30％。

（2）超高强度管线钢的应用势在必行

采用超高强度管线钢势在必行，这是因为：超高强度管线钢，尤其是X100、X120，由于其屈服强度上升幅度大，单位质量的价格上升幅度小，从而使管道用钢管的投资有较大幅度的降低；由于其管径减小、管壁减薄使施工时开沟费用减小，所使用的焊条费用减少，环焊缝施工费用减小，内、外涂层用量及施工费用减小，钢管由工厂运往工地的运输费用也减少，因而，可大幅度降低施工费用；当输送压力提高以后，压缩机站的站间距增大，同时因输送压力高、天然气密度大而使压缩机效率提高，能耗减小。

图1-23为管线钢强度级别的发展趋势。由图可见，在世界范围内，20世纪50～60年代使用的管线钢通常为X52，70～80年代使用的通常为X60～X65，90年代通常为X70～X80；进入21世纪以来，X100和X120就成为研究和开发的热点。图1-24表明，由于高强度和超高强度管线钢的应用，使管道更高压力的输送成为可能，开发中的管道的使用压力可达30MPa。

管线钢的高强度可通过多种强化机制和强化方法来获取，其中最为有效的手段是：合金设计中的微合金化（如Nb、V、Ti等）和多元合金化（如Mn、Mo、B等）；控制轧制和控制冷却（TMCP）中的低的终轧温度、低的终冷温度和高的冷却速度等。

（3）超高强度管线钢的成分设计

管线钢X100的成分特点是低C、高Mn，Nb的质量分数为0.05％左右。几种X100的化学成分见表1-23。CEⅡW值一般在0.48％左右，采用适当的TMCP工艺，Pcm值在0.20％左右，具有较好的焊接性。管线钢X120的成分特点是超低C、高Mn、高洁净度，Mo质量分数为0.3％～0.4％，Ti质量分数约为0.02％，含B，Pcm值在0.21％左右。X120的典型成分见表1-24。可见，低C、高Mn、高洁净、微合金化（合金元素总体质量分数约占3％）以及适当的CEⅡW是超高级管线钢成分设计的主要特征。

（4）超高强度管线钢的显微组织

X80管线钢一般为先共析F（铁素体）+B（贝氏体）组织或AF（针状铁素体）组织，X100管线钢的显微组织为AF+B的混合组织时满足其强度要求。一般认为X120级管线钢的显微组织应设计为3种：B（一般为无碳化物B或者上B组织）、回火M（马氏体）或双相组织。

为满足高强高韧的性能要求，管线钢的显微组织设计一般为B、或B+AF、或B+M的复相组织。

（5）超高强度管线钢的生产工艺

为了很好地控制高级别管线钢生产中的组织转变，生产工艺一般有如下几种。

①TMCP工艺　就是在热轧过程中，在控制加热温度、轧制温度和轧制压下量的基础上，再实施空冷或控制冷却以及加速冷却。加速冷却阶段可得到组织更小的晶粒，对提高钢的强韧性非常有利。图1-25为X120高级管线钢的TMCP回火后的显微组织，其主体组织主要为B。

②在线热处理（HOP）工艺　这是一种螺线管型感应加热工艺，与超级在线加速冷却工艺相结合。图1-26为TMCP与HOP工艺示意图。与TMCP工艺相比，HOP工艺在回火阶段获得一定量M/A组元和均匀分布的细小碳化物颗粒，可改善钢的力学性能。

③HTP工艺　是通过增加Nb质量分数，从而提高终轧温度，配合轧后快速冷却，得到细小的AF型组织，提高力学性能。

④Q&P工艺　当基体在奥氏体区或临界区保温一段时间后快冷到Ms与Mf之间并短时等温，产生适量M后升温到碳分配温度并保温一段时间，保温时间要确保残留奥氏体富碳过程的完成。在此过程中，产生的适量M在分配温度下会得到韧性较高的残留奥氏体组织。残余奥氏体在最后的冷却过程中会形成B与M/A组元，具有很高的强度。因而Q&P工艺能够得到强韧匹配很好的组织，满足超高级管线钢的性能要求。