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。XI0。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5%12%（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，

2、X100 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.X10ca 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 TMCP

3、工艺，到 2002 年已生产了数百吨壁厚 12.725.4mm 的 X100管线钢.2002 年 TCPL 在加拿大建成了一条管径 1219mm 壁厚 14.3mmX100 钢级的 1km 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-MriW 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-M怖 W 基础上引入微量锂和铝，通过相应的热轧及轧后处

4、理等工艺，提高了钢材的综合性能，生产出 X6RX65 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、NbKM。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、X8RX100 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。X100X120 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

5、管道，还未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 1020 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、X8 崎线钢白能力，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X10。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：CSiMnNbMoCuCrNiFe研究对象：X100 管线钢的力学性能、显微组织、晶粒取向及析出物.（具

7、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70OMPa,抗拉强度为79OMPa,屈强比为0.88,伸长率为20%,-20C时的平均夏比冲击功为224J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3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 10mmx10mmx55mm 的夏氏 V 型缺口冲击试样.

8、10、-20、-40、-60、-80C6 种温度条件下，分别按照 GB2975-82、GB/T229294 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 12.5mm 试木,并按 ASTMA370-2002 标准规定， 在 MTS810-15 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，也存在少量条状铁素体；同时

9、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 CSiMnPSCrMoNiNbCeqPcmX100-10.0430.231.860.00840.00160.210.290.460.0380.4970.191X100-20.0640.0951.690.00780.00230.0240.270.20.0420.4360.187X100-30.0490.252.000.0120.0030.320.330.460.0520.5560.213三种实验钢板的主要化学成分

10、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-60C 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 斌样尺寸为 300m 郁 75mrtK 壁厚，缺口形式为标准压制 V 型缺口，实验设备型号为JL-30000,实验按 API5L 标准进行。试样经打磨抛光后，用 2%i 肖酸酒精溶液侵蚀后进行金相和扫

11、描电镜的微观组织观察。将透射电镜样品减薄至 50dm 以下，采用 5%W 氯酸无水乙醇溶液为电解液，在-20C、50V 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 175kV。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

12、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 X10 喷线钢板厚度为 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 1CSiMnPSCrMoNiNbVTiCuAlFe0.050.252.000,0120.00320.330.330.460,0550.0070.0220.200.046 余量表 2屈服强度 ReL/MPa 抗拉

13、弓 1 度 R/MPa 断后伸长率 A(%)屈强比 ReL/R/中击吸收功 AKV/J73080520.50,91191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(coarsegrainhea-taffectzone,CGHAZ)的组织结构,热模拟试验在 Gleeble1500 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留时间tH/sE/(kJ.cm-1)v/(度.s-1)T/t8/5/s900 度 1100 度10130130053.622.95151301300105.433.602013013002010.867.20

14、3013013004021.7114.414013013007038.0025.2350130130010054.2836.03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,热模拟试样分别采用 10mm65mm 口 10.5mm10.5mm55mm 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 5mm25mrmj 标准比例拉伸试样和 10mmx10mmx55mmJ 标准Charpy 冲击试样，沿板厚方向开制 V 形缺口,拉伸试验在 MTS880 型万能试验机上进行；冲击试验在JB

15、C-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RECHARMEF3A 光学显微镜下观察.TEMt 样经机械减薄至 50m 后，在双喷电解装置上以 10%高氯酸+90%醋酸溶液进行双喷，在 JEM200CX 透射电子显微镜上观察.SEM 试验在 TESLABS300 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力口,X100 管线钢的强韧性降低.当焊接热输入在 1020kJ/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 10kJ/cm 左右的较低热输入下，X100 管

16、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 20kJ/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 主，材料有较好的强韧配合.（4）当热输入为 50kJ/cm 时，一方面晶粒粗化比较明显，另一方面粗晶区中的 B 林 DGB被 Q 林口 PF#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 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/T124702003500mmx150mmx25mm 熔敷金属的化学成分见表 2。表 1 表 2CSiMnPSNi 焊接材料 CSiMnPSNi0.0680.0451.910.0120.00752.38WS01+CHF1050.0400.341.580.0170.0081.81WS01 焊丝熔敷金属屈服强度 ReLLi 到 700MPa,抗拉强度 Rnfe 到 750MPa,-20 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