X100管线钢的分析报告

1、对X100管线钢的材料分析报告X100级管线钢的现实意义 近年来,随着我国对石油、天然气等能源的需求进一步增大, 并且伴随最近铁矿石价格的飞涨, 导致管钢成本的提高.为了减少输送成本, 同时又不损失石油天然气的输送量, 开发 X100 等级的高钢级管线钢成为一种必然。管线钢的应用具有巨大的经济效益，可使长距离油气管线成本节约(据加拿大的统计分析表明, 管线钢每提高一个钢级可减少建设成本7%)，主要体现在节约材料、提高输送压力、减小施工量、降低维护费用、优化整体方案等方面 ,为节省管线工程的建设投资、降低运输费用, 采用高强度等级的管线钢更加经济合理. 随着国内一系列管道建设工程的展开, X10

2、0 的高强度、高韧性带来的成本优势将促使其大规模生产应用。目前, 世界石油管道的建设正朝着长距离、大口径、高输送压力发展, 为减少建设和维护成本, 高钢级管线钢的开发应用已成为国内外管道用钢的研究热点.X100级管线钢的发展及现状 从近些年的发展历史来看，较早时候日本、德国的管线钢制造商与一些石油公司合作, 进行高强度等级的X100 和X120 管线钢的开发试制. 在20世纪80 年代中期, X100 级管线钢已完成了试验, 但那时尚无实际应用的需求; 1995 年, 几家石油和天然气公司开始设计X100 级管线钢材料.欧洲自1995 年开始进行X100 钢管的开发试制,采用T MCP 工艺,

3、 到2002 年已生产了数百吨壁厚12. 7 25. 4 mm 的X100 管线钢. 2002 年T CPL 在加拿大建成了一条管径1 219 mm、壁厚14. 3 mm、X100 钢级的1 km 试验段.但是从材料设计的角度来讲, X100 的研究尚不成熟, 组织与性能的关系有待于进一步分析, 以便为国内的X100 的开发和设计奠定良好基础. 从其管线钢的材料及级别来看，其发展可分为三个阶段：第一阶段为20 世纪50 年代年以前，是以C-Mn 钢为主的普通碳钢，强度级别为X52 以下。第二阶段为20 世纪50 年代到70 年代，在C-Mn 钢基础上引入微量钒和铌，通过相应的热轧及轧后处理等工

4、艺，提高了钢材的综合性能，生产出X60、X65 级钢板。特别是20 世纪60 年代后期，日本等国开展了控制轧制研究，对热轧中厚钢板、带钢热变形过程中工艺参数与组织状态、力学性能关系等方面进行了系统研究。第三阶段为20 世纪70 年代年至今，用V、Ti、Nb、Mo、B 等元素微合金化，并采用了控制轧制与控制冷却相结合等新技术，相继开发出X70、X80、X100 等综性能优异的高强度级别管线钢。目前，管线钢正朝着厚壁、大直径和高强度方向发展。 当前石油管道用钢的主流级别已成为X80,围绕该钢种相关研究也已十分成熟。X100 X120级别管线钢的实验室研发已取得成功, 除了国外有少量实验管道, 还未

5、出现大规模工程应用, 对其组织的研究也一直处在对传统低碳贝氏体组织的研究阶段, 关于组织的形成和转变机理也未达成统一定论。组织的微观结构、强韧化机理以及复相组织构成与性能之间的关系等一些具体问题还有待研究。 目前全世界长输管道总长度已经超过了200万公里, 而我国也已铺设了2万多公里的油气管道, 预计在未来十年内我国还将建设长输管线总长度达到10 20 万公里的油气管道 。随着管道铺设长度的增加和输送压力的提高, 对管道的钢级要求越来越高, 目前我国已经具了生产X52、X60、X65、X70、X80管线钢的能力, 继西气东输一线、二线工程后， 为实现能源战略目标， 各钢铁企业开始着手研发X10

6、0 级及更高级别的管线钢， 并已经成功试制出X100管线钢, 但国内研制的X100管线钢的冲击性能仍存在一定的问题，因此目前为止我国X100 级管线钢尚处于研发试制阶段，快速发展管线钢是中国管道事业面临的重要。性能要求 要求具有高强度、高的低温止裂韧性以及良好的焊接性, 对特殊地区的管线钢还要求具有抗H2S 腐蚀及抗大应变的能力X100 级管线钢的微观组织与力学性能研究设备技术:利用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜扫描及先进的EBSD 技术试验材料：国产及进口X100管线钢主要成分: C Si Mn Nb Mo Cu Cr Ni Fe研究对象: X100 管线钢的力学性能、显微组织、晶粒取向及析

7、出物.( 具体研究组织内针状铁素体、粒状贝氏体和M/A 岛组成)工艺: 控轧控冷工艺(TMCP)或高温轧制工艺(HTP) 性能主要参数: 试验钢的平均屈服强度为，抗拉强度为，屈强比为8，伸长率为，时的平均夏比冲击功为几种典型实验:实验一选材和试验过程: 本研究所选用材料为进口X100 钢管. 金相样品直接试验钢板上切取, 金相组织观察在MEF4M 金相显微镜及图像分析系统上进行, 观察面为平轧向的样品正面, 经粗磨、细磨、抛光和3 % 硝酸酒精腐蚀而成.从试验钢板端部垂直于轧方向切取冲击样坯,经机床加工成10 mm x 10 mm x 55 mm 的夏氏V 型缺口冲击试样. 10、- 20 、

8、- 40 、- 60 、- 80 6 种温度条件下, 分别按照GB2975- 82、GB/ T 标准规定, 在B2300B 机械式半自动冲击试验机上进行冲击试验. 拉伸试样均采用12. 5 mm试样, 并按AST M A370- 2002 标准规定, 在MT S810- 15 自动拉伸试验机上进行.然后利用先进的EBSD 技术对X100 超强管线钢的相参量、有效晶粒尺寸及其分布进行了研究.结果分析: ( 1) X100 管线钢全部为粒状贝氏体组织;( 2) X100 管线钢的透射组织分析表明, 状贝氏体含量很高, 主要存在于铁素体边界; 铁三碳存在于铁素体板条; 以针状铁素体为主, 也存在少量

9、条状铁素体; 同时位错密度很高;( 3) EBSD 研究表明, 铁三碳呈均匀弥散分布, 残余奥氏体含量较大. 有效晶粒细化现象突出, 预示该品牌X100 管线钢拥有较理想的强韧性特征.实验二:选材和试验过程:元素 C Si Mn P S Cr Mo Ni Nb Ceq PcmX100-1 0.043 0.23 1.86 0.0084 0 .0016 0.21 0.29 0.46 0.038 0.497 0.191X100-2 0.064 0.095 1.69 0.0078 0.0023 0.024 0.27 0.2 0.042 0.436 0.187X100-3 0.049 0.25 2.00

10、 0.012 0.003 0.32 0.33 0.46 0.052 0.556 0.213三种实验钢板的主要化学成分见表,根据ASTMA370-2002 和ASTMA370-2005 标准在钢管距焊缝180母材部位取横向拉伸和冲击试样， 并在MTS810 型拉伸机和JB-800 型冲击机上进行试验。根据GB/T18658-2002 (金属夏比冲击试验方法)取标准冲击试样， 进行温度为20、0 、-10、-20 、-40和-60的系列冲击试验。落锤试样在管材距焊缝1/4部位取横向落锤试样(DWTT)试样尺寸为300mm75mm 壁厚， 缺口形式为标准压制V 型缺口，实验设备型号为JL-30000

11、，实验按API5L 标准进行。试样经打磨抛光后， 用2%硝酸酒精溶液侵蚀后进行金相和扫描电镜的微观组织观察。将透射电镜样品减薄至50m 以下， 采用5%高氯酸无水乙醇溶液为电解液， 在-20、50 V 下电解双喷减薄至穿孔， 在JEM-200CX 透射电镜下观察， 工作电压为175 kV。结果分析:(1) 严格控制钢中S、P 含量， 有利于提高管材的韧性和塑性及断后伸长率，并且S、P 量的降低能够显著提高管材的低温韧性。(2) 采用控轧控冷工艺可获得微观组织为粒状贝氏体+状铁素体+M/A 岛组织的X100 级高强度级别的管线钢。但在保证微观组织的晶粒度满足标准要的前提下，在奥氏体再结晶温度区轧

12、制时，通过反复再结晶使原奥氏体晶粒尽可能细化， 同降终冷温度， 保证针状铁素体和粒状贝氏体组织晶粒细小，分布均匀。(3) X100-2 管线钢管体的韧性值较高，且低温区间冲击韧度下降幅度较缓慢， 表现了良好的抗起裂性能。在减小粒状氏体和针状铁素体晶粒尺寸的同时，降低层片状M/A 岛组织在晶间的聚集分布，以进一步提高体的塑性变形能力，改善其低温韧性.实验三选材和实验过程:试验用X100管线钢板厚度为14. 3mm, 化学成分见表1, 力学性能见表2, 其基本金相组织针状铁素体. 表1C Si M n P S C r M o Ni Nb V Ti Cu A l Fe0. 05 0. 25 2. 0

13、0 0. 012 0. 0032 0. 33 0. 33 0. 46 0. 055 0. 007 0. 022 0. 20 0. 046 余量表2屈服强度R eL /M Pa 抗拉强度Rm /M Pa 断后伸长率A (% ) 屈强比R eL /Rm 冲击吸收功AKV / J 730 805 20. 5 0. 91 191采用热模拟试验获取X100管线钢在不同焊接热输入条件下粗晶热影响区( coarse grainhea-t affectzone, CGHAZ)的组织结构. 热模拟试验在G leeble1500型热模拟机上行热模拟参数如表3 所示.表3热输入 加热速度 峰值温度 冷却时间 高温停

14、留时间tH / sE / ( kJ. cm - 1 ) v / ( 度. s- 1 ) T / t8/5 / s 900度 1100度 10 130 1 300 5 3. 62 2. 95 15 130 1 300 10 5. 43 3. 60 20 130 1 300 20 10. 86 7. 20 30 130 1 300 40 21. 71 14. 41 40 130 1 300 70 38. 00 25. 23 50 130 1 300 100 54. 28 36. 03其中热循环的几种t8/ 5覆盖了石油、天然气输送钢管在制管焊接和野外施工焊接过程中所采用的不同焊接热输入下的冷却参数

15、.热模拟试样分别采用10mm 65mm和10. 5mm 10.5mm 55 mm 的初始试样, 试样于板厚中部(沿板厚方向两面对称加工)横向截取. 热模拟试验后再将试样加工5mm 25mm的标准比例拉伸试样和10mm x 10 mm x 55 mm的标准Charpy冲击试样, 沿板厚方向开制V形缺口. 拉伸试验在MTS 880型万能试验机上进行; 冲击试验在JBC -300电子测力冲击试验机上进行.光学金相试样经机械抛光后以3% 硝酸酒精溶液进行腐蚀, 在RECHART MEF3A 光学显微镜下观察. TEM试样经机械减薄至50 m 后, 在双喷电解装置上以10% 高氯酸+ 90% 醋酸溶液进

16、行双喷, 在JEM 200CX 透射电子显微镜上观察. SEM 试验在TESLA BS 300型扫描电子显微镜上进行.结果分析: ( 1) 随着焊接热输入的增加, X100管线钢的强韧性降低. 当焊接热输入在10 20 kJ/cm 范围内,X100管线钢的焊接粗晶热影响区有较好的强韧特性, 可作为X100管线钢推荐的热输入.( 2) 在10 kJ/cm 左右的较低热输入下, X100管线钢焊接粗晶热影响区的显微组织为BF+ GB.这种组织赋予材料以最佳的强韧性水平.( 3) 在20 kJ/cm 左右的中等焊接热输入下,X100管线钢焊接粗晶热影响区的显微组织以GB+QF为主, 材料有较好的强韧

17、配合.( 4) 当热输入为50 kJ/cm 时, 一方面晶粒粗化比较明显, 另一方面粗晶区中的BF和GB 被QF和PF替代, 致使材料的强韧性降低.实验四:选材和实验过程:试验用WS01 焊丝采用电炉冶炼, 直径为4. 0mm。焊丝主要化学成分如表1 所示; 焊剂为CHF105, 焊前经350 烘干1 小时。焊接试板选用与本焊丝强度相当的材料, 焊接试验按照GB/T 124702003埋弧焊用低合金钢焊丝和焊剂标准进行。试板的尺寸为500mm x 150mm x 25mm.熔敷金属的化学成分见表2。 表1 表2C S i Mn P S Ni 焊接材料 C Si Mn P S Ni0. 068 0. 045 1. 91 0. 012 0. 0075 2. 38 WS01+ CH F105 0. 040 0. 34 1. 58 0. 017 0. 008 1. 81WS01 焊丝熔敷金属屈服强度ReL 达到700MPa,抗拉强度Rm 达到750 MPa, - 20 冲击功AKV 最小值为94J, 平均值达到98J; 熔敷金属焊缝组织为针状铁素体+ 先共析铁素体结果分析: ( 1) 采用WS01 焊丝匹配CHF105 焊剂, 熔敷金属- 20 下的平均冲击功为98J