1.5　西氣東輸管線鋼的發展

管道運輸是石油和天然氣的一種經濟、安全的輸送方式，而管線鋼和管線鋼管是管道工程的基礎。據預測未來20年世界范圍內石油和天然氣的需求將分別增長40％和60％以上。2011～2015年全球規劃和在建設的工程投資達400億美元。石油工業和管道工程的這種巨大市場有力地促進了管線鋼和管線鋼管的發展。在我國，西部油氣藏獲得重大發現，由此推動了我國管道工業的快速發展。以西氣東輸管道和西氣東輸二線管道為代表的長距離管道建設，標志著我國管道建設進入了一個嶄新的發展時期。目前，我國已初步形成橫跨東西、縱貫南北、覆蓋全國、連通海外的能源管網。

1.5.1　油氣管道工程的發展及面臨的挑戰

從最初的工業管道至今，油、氣管道建設已經歷了兩個多世紀的發展。特別是自20世紀90年代至今，由于一些超大型油氣田和世界級油氣田的相繼發現，使世界管道工業進入了一個新的發展時期。以高新科學技術為引領，新理念（如管道的極限狀態設計等）、新工藝（如管道的高壓輸送和富氣輸送等）和新材料（如超高強度管線鋼等）不斷涌現。通過技術創新及采用更高壓力和更高強度的管道，是降低天然氣長距離輸送成本最有效的途徑。以高壓、大管徑和面對惡劣環境為特征的管道工業與以微合金化、超純凈冶煉和新一代控軋控冷（TMCP）技術為特征的冶金工業相互促進，共同發展，把管線鋼和管線鋼管的研究推進到一個新的發展時期。天然氣作為一種高效清潔的能源正日益受到人們的重視。由于新發現的油氣田大都在邊遠地區和地理、氣候條件惡劣的地帶，如我國東北、西北部的油、氣田等。隨著邊遠油氣田、極地油氣田和酸性油氣田等惡劣環境油氣田的開發，對新時期的管道工程建設提出了更高的要求。以提高長距離管道輸送能力的經濟性要求和以應對惡劣環境的安全性要求，已成為當代管道工程面臨的兩大主題。

因此，在世界范圍內，天然氣長輸管線鋼的研制已從最初的X52，到20世紀70～80年代的X60、X70，再到當今我國西氣東輸二線管道是首次大規模采用X80建設的長距離輸氣管道，其長度超過了國外所有X80管道的總長。西氣東輸二線管道引進中亞地區的天然氣，西起新疆霍爾果斯口岸，南至廣州，東達上海，管道干線長4843km，直徑1219mm，壁厚18.4mm及以上，西段設計壓力12MPa，管道年輸氣量將達到300億立方米，標志著我國高鋼級管線鋼技術已達到了國際領先水平。至2010年底，我國已建成原油管道1.9×104km，天然氣管道3.3×104km，成品油管道1.6×104km，油、氣管道的總里程已達6.8×104km，2020年有望達到20×104km。今日不僅在我國，而且在一些發達國家，更高級別的管線鋼，如X100及X120，已開發并研制成功。

與我國的能源需求和先進國家的管道水平相比，我國管道建設還有巨大的需求和潛力。近期和未來，我國管道工業仍有穩定的發展。

1.5.2　管線鋼及其性能要求

管線鋼是指用于輸送石油、天然氣等的大口徑焊接鋼管用熱軋卷板或寬厚板。管線鋼在使用過程中，除要求具有較高的耐壓強度外，還要求具有較高的低溫韌性和優良的焊接性能。為滿足長距離輸送管道經濟效益的需要，管線鋼朝著超高強度方向發展。

高強度、高韌性以及良好的焊接性能是對管線鋼性能的總體要求，工程上不同級別管線鋼的性能要求是不同的。根據APISpec5L-2007標準，表1-16為不同級別管線鋼的強度范圍值，表1-17為高級管線鋼的全尺寸CVN吸收功。需要說明的是管線鋼X70～X120等，指的是管線鋼的屈服強度已達70～120ksi（千磅力/平方英寸），即70～120級。

管線鋼的主要強化方式有固溶強化、析出強化、相變強化和細晶強化。為提高管線鋼的韌性，細化晶粒是一種有效方法，同時一般認為針狀鐵素體與貝氏體組織或板條狀貝氏體組織能達到良好的高強高韌要求；提高韌性的另一個主要措施為高潔凈度，尤其是要求極低的硫質量分數與極低的氧質量分數與夾雜物含量。

鋼的焊接性是指材料對焊接加工的適應性，也就是在一定的焊接條件下獲得優質焊接接頭的難易程度。它包括兩個方面：一是結合性能，即在焊接加工時金屬形成完整的焊接接頭的能力；二是使用性能，即已焊接成的焊接接頭在使用條件下安全運行的能力。影響管線鋼焊接性的因素是多方面的，鋼的化學成分、制造工藝等都對鋼的焊接性造成直接的影響。鋼的焊接性常用碳當量（CEⅡW）來衡量。CEⅡW的值越小，越有利于焊接。一般要求CEⅡW（國際焊接協會的碳當量）≤0.50％，裂紋敏感系數（Pcm）≤0.25％。采用低的碳質量分數能顯著改善管線鋼的焊接性，但為了提高管線鋼的強韌性，往往又需要向鋼中添加較多的合金元素，因而管線鋼的CEⅡW應控制在一個較理想的范圍內。

1.5.3　管線鋼的類型與組織特點

從某種意義上講，管線鋼的發展過程實質上是管線鋼顯微組織的演變過程。根據顯微組織的不同，可將管線鋼分為4類：即鐵素體-珠光體（F-P）管線鋼、針狀鐵素體（AF）管線鋼、貝氏體-馬氏體（B-M）管線鋼和回火索氏體（S回火）管線鋼。前三類管線鋼為微合金化控制軋制和控制冷卻狀態管線鋼，是現代油、氣管道的主流鋼種。第四類管線鋼為淬火+高溫回火狀態管線鋼，此類管線鋼難以進行大規模生產，使用受到限制，在俄羅斯等國和海洋管道等領域時有使用。

在微合金化管線鋼中，F-P是第一代微合金管線鋼的主要組織形態，X70及其以下級別的管線鋼具有這種組織形態。AF管線鋼是第二代微合金管線鋼，強度級別可覆蓋X60～X100。近年來發展的超高強度管線鋼X100、X120的顯微組織主要為B-M。

（1）鐵素體-珠光體（F-P）管線鋼

F-P是20世紀60年代以前開發的管線鋼所具有的基本組織形態，X52以及低于這種強度級別的管線鋼均屬F-P鋼。其基本化學成分是C和Mn，通常碳含量（質量分數，下同）為0.10％～0.20％，錳含量為1.30％～1.70％。一般采用熱軋或正火熱處理工藝生產。當要求較高強度時，可取碳含量上限，或在錳系基礎上加入微量Nb、V。其組織通常為晶粒尺寸約7μm的多邊形F和體積分數約30％的P，典型的光學顯微組織形態如圖1-14（a）所示，而透射電子顯微組織如圖1-14（b）所示。

F-P組織設計的目標是提高強度，而組織中的P量是決定強度的主要因素。每增加10％的P，將使韌脆轉變溫度TK升高22℃；同時若增加鋼中P含量，必然要提高鋼的碳含量，這樣勢必會影響管線鋼的焊接性。因此，提高增加P量來提高管線鋼強度的方法并不可取，而應在降低碳含量的同時，通過充分發揮鋼中微合金元素的作用（細晶強化、沉淀強化等）。

少P管線鋼的典型化學成分有Mn-Nb、Mn-V、Mn-Nb-V等，一般碳含量<0.10％，Nb、V、Ti的總含量為0.10％左右，代表鋼種是20世紀60年代末的X56、X60和X65。此類鋼突破了傳統F-P鋼熱軋、正火的生產工藝，進入了微合金化鋼TMCP的生產階段。實踐表明，現代TMCP工藝可生產出理想的細晶粒鋼，對于F-P鋼，晶粒尺寸最小為6～7μm；對于少P鋼，晶粒尺寸可細化至4～5μm。由于晶粒細化使屈服強度每增加15MPa的同時可導致TK下降10℃，故少P鋼可獲得較好的強韌配合。通常認為，少P管線鋼具有晶粒尺寸約為5μm的多邊形F和體積分數約10％的P。

少P鋼在控軋過程中還產生Nb、V的碳氮化物第二相的沉淀強化。這種在F基體上彌散析出的不可變形碳、氮化合物質點，可引起強度增量達100MPa。由于沉淀強化所導致的TK的升高<固溶強化+位錯強化所產生的TK的升高（如每提高15MPa的屈服強度，沉淀強化使TK升高4℃，位錯強化則使TK升高6℃），因而由Nb、V、Ti等微合金元素引起的沉淀強化在管線鋼中具有重要作用。特別是掌握了Nb、V、Ti等微合金元素碳、氮化物在高溫變形過程中的沉淀動力學與基體再結晶之間的關系后，少P鋼的強韌水平取得了新的進展。現已生產出具有較高強韌性水平的X70級少P管線鋼。

常見的F-P和少P管線鋼的合金化如表1-18所示。可以看出，X70及以下強度級別的管線鋼可通過C-Mn-Nb-V的合金設計，使鋼的顯微組織主要為F-P的組織形態。

（2）針狀鐵素體（AF）管線鋼

具有F-P組織的管線鋼，通過采用微合金化和TMCP等強化手段，在保證韌性和良好焊接性的條件下，可將厚度為20mm的寬厚板的屈服強度提高到500～550MPa的水平。為進一步提高管線鋼的強韌性，需研究開發AF管線鋼。通過微合金化和TMCP，綜合利用細晶強化、微合金元素的析出相和位錯亞結構的強化效應，可使AF管線鋼達到X100的強韌水平。

AF管線鋼的研究始于20世紀60年代末，并于70年代初投入實際工業生產。當時，在Mn-Nb系基礎上發展起來的低C-Mn-Mo-Nb系微合金管線鋼，通過Mo的加入，降低相變溫度以抑制多邊形F的形成，促進AF的轉變，并提高碳、氮化鈮的沉淀強化效果，因而在提高鋼強度的同時，降低TK。這種Mo合金化技術已有40年的生產實踐。近年來，另一種獲取AF的高溫工藝技術（HTP，High Temperature Process）正在興起，它通過高Nb合金化技術的應用，可在較高的軋制溫度條件下獲取AF。

AF管線鋼典型的顯微組織如圖1-15所示，圖中（a）系光學顯微組織，可區別其中的多邊形F和AF。然而要辨別AF的細節，需依靠其電子顯微分析，如圖中（b）所示為AF典型的透射電子顯微形態，可以看出AF的主要顯微特征表現在以下幾點。

①板條是AF最顯著的形態特征。若干板條平行排列構成板條束，板條界為小角度晶界，板條束界為大角度晶界。一般認為AF板條寬度為0.6～1μm。

②相鄰板條F間分布有粒狀或薄膜狀M-A組元。

③板條內有高密度的位錯。

與F-P管線鋼相比，AF管線鋼具有不同的強韌化方式。對斷裂過程的觀察表明，AF的解理斷裂小裂面（斷裂的組織單元）與AF板條束的大小相對應。可見，控制AF強韌性的有效晶粒是AF板條束。在控軋、控冷AF管線鋼中，AF板條束的大小不但可借助降低再熱溫度、形變量和控軋溫度等軋制參數來獲得，而且還可通過改變冷卻速率、終冷溫度等冷卻參數來進行控制，因而AF管線鋼的有效晶粒尺寸將大大細化。通過嚴格控制軋制和冷卻條件，可獲得這種有效晶粒尺寸達1～3μm，因而賦予了AF管線鋼優良的強韌特性。同時，從奧氏體向AF的轉變過程是一種共格切變過程。轉變過程中局部地區位錯纏結而形成具有較高位錯密度（108～109cm-2）的亞晶。由于體心立方結構層錯能高，不易分解或擴展位錯而發生交滑移，亞晶的位錯具有很大的可動性，因而賦予材料良好的強韌性。同時，AF中的島狀組織彌散細小，不易誘發裂紋，并經常成為裂紋擴展的障礙。管線鋼的生產過程表明，AF管線鋼通過微合金化和TMCP技術，綜合利用鋼的固溶強化、細晶強化、微合金元素的析出強化與亞結構的強化效應，可使鋼的屈服強度達700～800MPa，-10℃的沖擊韌性達400J以上。

除了高的強度和良好的韌性外，由于AF板條中存在著高密度的可移動位錯，易于實現多滑移，因而AF管線鋼具有連續的屈服行為和高的形變強化能力。這種特性可補償和抵消因包申格效應所引起的強度損失，保證鋼管的強度在制管成型過程中進一步得到提高。

如圖1-16所示，在AF管線鋼中，總伴有一定量的多邊形F。因而，AF管線鋼也被稱為AF-F管線鋼。其中的多邊形F體積分數約為15％時，材料能得到強度和韌性的最佳組合。常見的AF管線鋼的化學成分如表1-19所示。可以看出，X70、X80強度級別的管線鋼可通過C-Mn-Mo-Nb的合金設計，使鋼的顯微組織主要為AF。

在我國的西氣東輸工程中，所用的部分X70級AF管線鋼就采用了“低C+高Mn+微量Nb、V、Ti”的成分設計，分別在奧氏體再結晶區和奧氏體非再結晶區變形的兩階段軋制工藝，軋后在線快速冷卻。采用的X70級管道用鋼，其工作壓力為10MPa，使用了160萬噸鋼管。

（3）貝氏體-馬氏體（B-M）管線鋼

隨著高壓、大流量天然氣管線鋼的發展和對降低管線建設成本的追求，AF的組織形態已不能滿足要求。20世紀后期，一種超高強度管線鋼應運而生，其典型鋼種為X100和X120。1988年日本SMI公司首先報道了X100的研究成果。歷經多年的研究和開發，X100鋼管于2002年首次投入工程試驗段的敷設。美國ExxonMobil公司于1993年著手X120管線鋼的研究，并于1996年與日本SMI公司和NSC公司聯手，共同推進了X120的研究進程。2004年X120鋼管首次投入工程試驗段的敷設。

通過“低C含量+Mn、Cu含量+適量Ni-Nb-Ti-Mo等微合金元素”的多元合金設計和先進的TMCP技術，X100管線鋼可獲得全部AF組織。雖然在對X100顯微組織的定量分析中，仍有可能存在少量其他組織，但人們習慣稱其為全AF鋼，或全粒狀貝氏體鋼。X100的電子顯微組織如圖1-17所示。

從組織形態學上分析，如果說X100與X80等AF管線鋼有較大的相似性，那么X120則有完全不同的組織形態，其典型顯微組織為下貝氏體-板條馬氏體，如圖1-18所示。下貝氏體（LB）和馬氏體（M）均以板條的形態分布。在LB的板條內分布著微細的具有六方點陣的ε-碳化物，這些碳化物平行排列并與板條長軸呈55°～65°取向。在M板條內的碳化物呈魏氏體組態分布，板條間存在殘余奧氏體。LB和M板條內有高密度的位錯。X120管線鋼的這種組織結構賦予材料高的強韌特性，其屈服強度>827MPa，-30℃時的沖擊韌性超過230J。

B-M管線鋼在成分設計上，選擇了C-Mn-Cu-Ni-Mo-Nb-V-Ti-B的最佳配合。這種合金設計思想充分利用了硼在相變動力學上的重要特征。加入微量的B（0.0005％～0.0030％）可明顯抑制F在奧氏體晶界上形核，使F轉變曲線明顯右移；同時使貝氏體轉變曲線變得扁平，即使在超低碳（<0.003％）情況下，通過TMCP中降低終冷溫度（<300℃）和提高冷卻速率（>20℃/s），也能獲得LB-板條M組織。常見的B-M管線鋼的化學成分如表1-20所示。

（4）回火索氏體（S回火）管線鋼

從長遠的發展看，未來的管線鋼將要求具有更高的強韌性。如果控軋、控冷技術滿足不了這種要求，可采用淬火+回火的熱處理工藝，通過形成回火索氏體組織來滿足后壁、高強度、足夠韌性的綜合要求。在管線鋼中，這種回火索氏體也稱為回火馬氏體，是超高強度管線鋼X120的一種組織形態。一種回火索氏體管線鋼的電子顯微組織如圖1-19所示。

目前，有兩種生產淬火+回火超高強度大口徑鋼管的方法。

①采用經熱處理的鋼板制管　管線鋼在板軋廠熱軋后直接淬火，然后高溫回火，可獲得良好的強韌性配合。此種方法曾在英國、加拿大進行過廣泛的研究。直接淬火、回火的索氏體管線鋼的化學組成和強韌性效果如圖1-20所示。

②對熱軋板制造的鋼管進行熱處理　這種方法是由高強度無縫鋼管生產工藝演變出來的，一般使用感應加熱和噴水淬火，適用于厚壁、高強韌性的情況。淬火+回火鋼管曾采用水平位置或垂直位置的整體加熱奧氏體化，但不適用于大批量生產。可行的方法是采用感應加熱和步進噴霧淬火，并于550～680℃爐熱或感應回火。

由于熱軋板比淬火回火鋼板制管容易，同時制管成型過程中的高輸入焊接脆化區可通過熱處理過程得以消除或改善，所以在上述兩種方法中，第2種方法具有更大的優越性。典型回火索氏體管線鋼的化學成分和力學性能分別見表1-21和表1-22。

1.5.4　管道工程的發展方向——超高強度管線鋼的應用

（1）管道工程的發展趨勢

在輸氣管道中，輸送量與輸送壓力和管道直徑的關系如圖1-21所示。可見，加大管道直徑、提高管道工作壓力是提高管道輸送量的有力措施和油、氣管道的基本發展方向。據此，一條輸送壓力為7.5MPa、直徑1400mm的輸氣管道可代替3條壓力為5.5MPa、直徑為1000mm的管道，由此可節約投資35％、節省鋼材19％。當輸送壓力從7.5MPa增加至10～12MPa時，輸氣管道的輸送能力可提高35％～60％。因此，提高輸送壓力和擴大管徑是管道工程重要的發展趨勢。目前認為，輸油管道合適的最大管徑為1220mm，輸氣管道合適的最大管徑為1420mm。在輸送壓力方面，提高壓力的追求仍無止境。在世界范圍內，20世紀90年代后的最高輸送壓力達14MPa，近年來國外一些新建天然氣管道壓力一般為10～15MPa，一些管道壓力已超過20MPa。據報道，更大壓力的輸送管道也在規劃中。

由設計準則可知，管道工程的大口徑、高壓輸送這一目標可通過增加鋼管壁厚和鋼管強度來實現。然而，提高管線鋼的強度才是一種理想的選擇。這是因為超高強度管線鋼的采用不僅可減少鋼管壁厚和重量，節約鋼材成本（見圖1-22），而且由于鋼管管徑和壁厚的減少，可產生許多連帶的經濟效益，如鋼管運輸成本降低、焊接工作量和焊接耗材減少、防腐涂層量減少、沿線壓縮機站減少等，從而使管道建設的投資成本和運行成本大為降低。據統計，在大口徑管道工程中，25％～40％的工程成本與材料有關。一般認為，管線鋼每提高一個級別，可使管道造價降低5％～15％。如在油氣管道建設中，采用X80代替X70，可降低成本7％；采用X100代替X70，則可降低成本30％。

（2）超高強度管線鋼的應用勢在必行

采用超高強度管線鋼勢在必行，這是因為：超高強度管線鋼，尤其是X100、X120，由于其屈服強度上升幅度大，單位質量的價格上升幅度小，從而使管道用鋼管的投資有較大幅度的降低；由于其管徑減小、管壁減薄使施工時開溝費用減小，所使用的焊條費用減少，環焊縫施工費用減小，內、外涂層用量及施工費用減小，鋼管由工廠運往工地的運輸費用也減少，因而，可大幅度降低施工費用；當輸送壓力提高以后，壓縮機站的站間距增大，同時因輸送壓力高、天然氣密度大而使壓縮機效率提高，能耗減小。

圖1-23為管線鋼強度級別的發展趨勢。由圖可見，在世界范圍內，20世紀50～60年代使用的管線鋼通常為X52，70～80年代使用的通常為X60～X65，90年代通常為X70～X80；進入21世紀以來，X100和X120就成為研究和開發的熱點。圖1-24表明，由于高強度和超高強度管線鋼的應用，使管道更高壓力的輸送成為可能，開發中的管道的使用壓力可達30MPa。

管線鋼的高強度可通過多種強化機制和強化方法來獲取，其中最為有效的手段是：合金設計中的微合金化（如Nb、V、Ti等）和多元合金化（如Mn、Mo、B等）；控制軋制和控制冷卻（TMCP）中的低的終軋溫度、低的終冷溫度和高的冷卻速度等。

（3）超高強度管線鋼的成分設計

管線鋼X100的成分特點是低C、高Mn，Nb的質量分數為0.05％左右。幾種X100的化學成分見表1-23。CEⅡW值一般在0.48％左右，采用適當的TMCP工藝，Pcm值在0.20％左右，具有較好的焊接性。管線鋼X120的成分特點是超低C、高Mn、高潔凈度，Mo質量分數為0.3％～0.4％，Ti質量分數約為0.02％，含B，Pcm值在0.21％左右。X120的典型成分見表1-24。可見，低C、高Mn、高潔凈、微合金化（合金元素總體質量分數約占3％）以及適當的CEⅡW是超高級管線鋼成分設計的主要特征。

（4）超高強度管線鋼的顯微組織

X80管線鋼一般為先共析F（鐵素體）+B（貝氏體）組織或AF（針狀鐵素體）組織，X100管線鋼的顯微組織為AF+B的混合組織時滿足其強度要求。一般認為X120級管線鋼的顯微組織應設計為3種：B（一般為無碳化物B或者上B組織）、回火M（馬氏體）或雙相組織。

為滿足高強高韌的性能要求，管線鋼的顯微組織設計一般為B、或B+AF、或B+M的復相組織。

（5）超高強度管線鋼的生產工藝

為了很好地控制高級別管線鋼生產中的組織轉變，生產工藝一般有如下幾種。

①TMCP工藝　就是在熱軋過程中，在控制加熱溫度、軋制溫度和軋制壓下量的基礎上，再實施空冷或控制冷卻以及加速冷卻。加速冷卻階段可得到組織更小的晶粒，對提高鋼的強韌性非常有利。圖1-25為X120高級管線鋼的TMCP回火后的顯微組織，其主體組織主要為B。

②在線熱處理（HOP）工藝　這是一種螺線管型感應加熱工藝，與超級在線加速冷卻工藝相結合。圖1-26為TMCP與HOP工藝示意圖。與TMCP工藝相比，HOP工藝在回火階段獲得一定量M/A組元和均勻分布的細小碳化物顆粒，可改善鋼的力學性能。

③HTP工藝　是通過增加Nb質量分數，從而提高終軋溫度，配合軋后快速冷卻，得到細小的AF型組織，提高力學性能。

④Q&P工藝　當基體在奧氏體區或臨界區保溫一段時間后快冷到Ms與Mf之間并短時等溫，產生適量M后升溫到碳分配溫度并保溫一段時間，保溫時間要確保殘留奧氏體富碳過程的完成。在此過程中，產生的適量M在分配溫度下會得到韌性較高的殘留奧氏體組織。殘余奧氏體在最后的冷卻過程中會形成B與M/A組元，具有很高的強度。因而Q&P工藝能夠得到強韌匹配很好的組織，滿足超高級管線鋼的性能要求。