大直径X90M 管线钢的开发与试制

钱亚军，肖文勇，刘 理，袁仁平，熊祥江

（1.湖南华菱湘潭钢铁集团公司宽厚板厂，湖南 湘潭411101；2.湖南华菱湘潭钢铁集团公司板材研究院，湖南 湘潭411101）

随着我国西气东输战略的实施与进口气源的拓展，高压大输量长距离输送已经成为我国天然气管道输送的发展趋势。大量采用高钢级大直径输气管道可以显著节约钢材，减少焊接施工量，提高管道建设水平。但是由于X100及以上级别管线钢受一些条件的限制，影响了其大规模推广使用［1－3］。近年来X90管线钢成为国内外研究的新热点［4-6］。 2002 年加拿大标准协会（CSA）在其钢管规范CSA Z245.1中增加了X90管线钢，美国石油协会（API）也于 2007在 API SPEC 5L（第44版）标准中新增加了X90管线钢，明确了其基本技术要求。而国内目前对于X90管线钢仅有个别钢企开展了一些研究工作［7－8］，对其成分设计、工艺控制、组织状态、性能特征、焊接工艺及现场施工技术等方面的认识还非常有限。本研究对华菱湘钢开发的板厚为16.3 mm与19.6 mm大直径（1 219 mm）X90M管线钢（钢板宽度3 830 mm）的生产工艺及制管前后的性能情况做一介绍。

1 X90M试验钢的化学成分与性能设计

根据API标准与中国石油管道建设项目经理部公布的企业标准中对X90管线钢的成分与性能的基本要求，参照国内外已公布的高钢级管线钢成分设计与性能情况，并结合湘钢5 m宽厚板厂目前所能达到的工艺技术与装备水平，确定了该钢种成分（见表1）及性能要求（见表2）。

表1 X90M试验钢实际检验成分 %

表2 X90M试验钢力学性能要求

2 工艺控制

2.1 炼钢控制

转炉全程使用Ar，终点w（C）控制在0.02%~0.03%，w（P）≤0.008%，出钢采用弱脱氧以降低w（N）。LF炉控制在30 min以前成白渣，过程中w（Al）控制在0.035%~0.045%，LF炉出站 w（C）≤0.035%，w（S）≤0.003%。 VD炉保持真空至少 18 min， 出站 w（H）≤0.000 15%， w（N）≤35×10-6， w （S）≤20×10-6， 连铸全程采取保护浇铸，低倍偏析控制在C类0.5~1.0级。

2.2 轧钢控制

采用450℃热装工艺，为保证合金元素充分固溶将板坯加热到1 220℃（心部温度），保温50 min出炉，以保证板坯温度均匀。板坯均采用300 mm×2 300 mm断面的连铸坯。最大限度增加了展宽后纵轧阶段的单道次压下率，以强化细化晶粒的效果。具体工艺参数见表3。

表3 两种规格X90M试验钢控制轧制与控制冷却工艺参数

3 成品钢板与制管后性能检验结果

为检验钢板整板性能的均匀性，分别从大板的头部、中部、尾部取样检验，检验结果见表4。

板厚为19.6 mm和16.3 mm X90M管线钢的屈强比均控制在0.81以下，-20℃落锤试验剪切面积均在85%以上，且比较稳定（见图1），均匀延伸率均在9%以上，拉伸曲线为典型的“round house”形（见图2），无明显尖峰与屈服平台。

表4 两种规格X90M试验钢轧态性能情况

图1 两种规格X90M试验钢-20℃DWTT试验断口形貌

图2 板厚19.6 mm X90M试验钢的拉伸曲线

19.6 mm X90M各项性能基本达到设计要求，只有-15℃冲击功存在一个低值，低于300 J。16.3 mm X90M屈服强度略低于设计要求，且尾部落锤性能低于头部与中部，但冲击韧性较好，明显优于19.6 mm，绝大部分试样-15℃冲击功都400 J以上。总体上两种规格钢板强韧性匹配较好，头、中、尾三个位置取样检验的抗拉强度波动很小，屈服强度波动也控制在20 MPa以内，整板性能均匀性较好。

图3是板厚19.6 mm和16.3 mm X90M管线钢随扩径率的提高拉伸性能变化情况。从图3可以看出，两种板厚管线钢制管后强度明显上升，随扩径率的提高16.3 mm X90M屈服强度近似直线上升，最高幅度达140 MPa。同时两者的屈强比均逐渐上升，均匀延伸率显著下降，19.6 mm X90M在0.8的扩径率时已接近标准要求的最小值5%。-15℃的冲击韧性也随着扩径率的提高逐渐下降 （见图4，图形显示的为平均值与最大、最小值），且两者变化趋势基本一致。综上所述，钢板制管后强韧性匹配逐渐恶化，但屈强比低于0.91，强韧性能仍然满足制管要求。

图3 不同板厚的90M随扩径率的提高拉伸性能的变化情况

图4 两种规格X90M随扩径率的提高冲击韧性的变化情况

4 分析与讨论

图5是板厚19.6 mm和16.3 mm X90M管线钢全厚度金相组织照片。从图5可知，19.6 mm X90M金相组织以细小的粒状贝氏体+针状铁素体为主。采用低C高Mn和含一定量的Mo，Cr的成分设计，提高了钢的淬透性，扩大了贝氏体转变区间，并且由于入水温较高，避开了先共析铁素体转变区域，使得基体在18~20℃的中等冷却速度下，获得了粒状贝氏体和针状铁素体组织，并且由于微合金元素与ε-Cu的析出强化，使得基体具有较高的强度。但相比之下16.3 mm X90M基体强度明显低于19.6 mm，这主要是由于轧制过程中由于钢板厚度较薄温降快，精轧机出口至快冷设备（MULPIC）距离较长（59 m），加之使用预矫直机，使得钢板入水温度明显低于后者，冷速没有达到设计要求，造成组织中含有一定量的先共析铁素体强度下降，尾部尤其明显。针对这种情况，采取了提高轧制速度，关闭轧机前后的辊道冷却水，适当降低轧辊冷却水并优化除鳞道次等措施，有效改善了钢板尾部温降的情况，保证了尾部入水温度不低于790℃。此外通过炼钢较低N的含量控制，有利于缺口韧性的提高［9］，并且大强度的控轧与控冷过程有效细化了晶粒，也有利于强韧性的提高。

一定量的 Cr与Ni和Mo复合使用，可以促使M-A岛的生成，降低拉伸试验的Luders延伸，并减少制管过程中因包申格效应产生的强度损失［10］。图6金相照片显示出两者组织都含有一定量的M-A岛，但是由于16.3 mm X90M的实际冷速偏小，生成的先共析铁素体向周边排碳，导致在后续冷却过程中基体产生了更多的细小M-A岛组织，更加有利于其韧性的提高，也有利于其均匀延伸率的提高［11］。

图6 Lepera试剂侵蚀下X90M试验钢金相组织照片（亮白色点状物即为M-A岛）

总体上两种规格X90M管线钢基体组织细化比较充分，未出现恶化冲击韧性与落锤性能的粗大粒状贝氏体组织。其终冷温度控制在300~350℃，贝氏体转变较为充分，同时又保留了一定量的M-A岛，使得轧态强韧性匹配较为理想。同时终冷温度较低，组织转变充分组织应力相对均匀，因此冷后板形控制较好。

湘潭钢铁集团有限公司5 m板厂截止2013年5月，共冶炼X90M钢6炉，多次组织试轧，并向相关制管厂送样板进行制管试验，已经取得了一定的成果。

5 结 论

（1）19.6 mm X90M钢以细小粒状贝氏体+针状组织+细小均匀分布的M-A岛为主的组织构成，为基体提供了较佳的强韧性匹配。但是由于16.3 mm X90M钢入水温度偏低，冷却速度偏小，导致强度略低于设计目标，通过调整轧制速度、减少轧机与辊道冷却水量、调整除鳞方式、限制组板长度等措施，可以满足钢板入水温度要求。

（2）两种厚度规格X90M试验钢的轧态性能较好，屈强比均控制在0.83以下，-15℃冲击功大于300 J，-20℃DWTT值大于85%。

（3）随着制管后扩径率的提高，两种厚度规格X90M钢强度与屈强比明显上升，由最低0.77提高至最高0.91，同时均匀延伸率与低温韧性下降，19.6 mm X90M钢均匀延伸率由最高9.7%降低至5.4%，且-15℃冲击功降低至最低240 J。

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