應變時效對(B+M/A)X80大變形管線鋼的組織和性能影響

馬晶，賈智敏，田晨超，高惠臨

（1. 西安航空職業技術學院，陜西西安 710089；2. 中航飛機股份有限公司西安飛機分公司，陜西西安 710089；3. 西北有色金屬研究院，陜西西安 710016；4. 西安石油大學，陜西西安 710065）

應變時效對(B+M/A)X80大變形管線鋼的組織和性能影響

馬晶1，賈智敏2，田晨超3，高惠臨4

（1. 西安航空職業技術學院，陜西西安 710089；2. 中航飛機股份有限公司西安飛機分公司，陜西西安 710089；3. 西北有色金屬研究院，陜西西安 710016；4. 西安石油大學，陜西西安 710065）

通過在線配分HOP（heating on-line partitioning)技術，使X80管線鋼獲取了（B+M/A）復相組織和大變形性能。采用力學性能測試、顯微組織分析方法研究了預變量和不同溫 度時效溫度條件下（B+M/A）X80管線鋼的應變脆化規律，分析了顯微組織對其脆化的影響。結果表明，（B+M/A）X80管線鋼存在著應變時效現象，隨著應變時效溫度的升高，試驗鋼的強度和硬度呈現增加的變化趨勢，試樣的斷后伸長率和均勻伸長率較 低。隨著時效溫度升高，（B+M/A）X80管線鋼的屈強比Rt0.5/Rm、形變強化指數n逐漸降低，導致材料大變形能力下降。應變時效脆化的機制是固溶于α-Fe中的C、N原子與位錯的交互作用。與普通管線鋼相比，（B+M/A）X80經HOP處理后位錯恢復和碳、氮化合物沉淀析出有利于改善應變時效性。

（B+M/A）X80大變形管線鋼；在線配分；應變時效；組織性能

隨著油、氣輸送管道向極地、海洋和地質非穩定區域的延伸，以及在用戶集中的工業發達城市地區作為石油和天然氣的一種經濟、安全、不間斷的長距離輸送工具，油氣管道面臨著凍土、洋流、地震、滑坡、融沉等導致的大位移環境的威脅。為了滿足人民日益增長的能源需求和適應管線運輸的大位移環境，開發大變形管線鋼是管道工程發展的迫切需求。大變形管線鋼的主要組織特征是復相組織。目前，除了廣泛采用的貝氏體+鐵素體（B+F）這種復相鋼外，貝氏體+馬氏體/奧氏體（B+M/A）復相組織得到了廣泛的關注，成為一個新的研究方向[1-2]。同時，油、氣輸送鋼管在設計、制造、施工和服役過程中會產生應變時效而改變了管線鋼管的初始性能，為保證管線安全穩定服役，分析應變時效對管線鋼的脆化規律尤為重要，而對于大變形管線鋼的應變時效研究尤其甚少。

本文結合管道工程要求，以目前應用最為廣泛的X80管線鋼為實驗材料，采用本世紀初由日本JFE公司開發的一種新型在線配分工藝（HOP，Heating On-line Partitioning）獲取(B+M/A)復相組織和大變形性能，研究了不同時效溫度下(B+M/A) X80大變形管線鋼的脆化特征以及組織與性能的變化規律，從而為大變形管線鋼的工程施工和安全服役提供試驗依據。

1 試驗材料與方法

試驗材料選用圖內某鋼廠提供的微合金化X80管線鋼板，厚度為18.4 mm，初始組織由粒狀貝氏體組成，其化學成分如表1所示。利用Linseis L75型熱膨脹儀測得試驗鋼的貝氏體轉變開始溫度tBs為690 ℃，轉變終止溫度tBf為336 ℃。

表1 X80管線鋼的化學成分 w%

熱處理試樣取于板厚中部（沿板厚方向兩面對稱加工）橫向取樣HOP熱處理過程在Gleeble-3500熱模擬試驗機進行。即先將試樣以20 ℃·s-1的加熱速度升溫至920 ℃保溫7 min使試樣鋼奧氏體化，然后以50 ℃·s-1的降溫速率加速冷卻至tBs~tBf間的終冷溫度350 ℃，保溫4 min，生成貝氏體和未轉變的奧氏體組織，再利用在線加熱裝置將試樣加熱至配分溫度460 ℃保溫10 min水冷，最終獲取（B+M/ A）雙相組織。

首先將HOP處理后的試樣加工成一個大尺寸的預應變試樣，對其進行應變量為4%的拉伸預應變，該實驗在60噸液壓式萬能實驗機上進行。隨后，對預應變試樣采用150 ℃、200 ℃、250 ℃和300℃四種溫度進行應變時效處理，保溫時間分別為5 min和60 min，保溫后進行空冷。

在預拉伸后的HOP鋼上原始尺寸為將試樣分別加工成?10 mm×65 mm的拉伸試樣和10 mm×10 mm×55 mm的Charpy沖擊試樣，進行力學性能的測試。拉伸實驗在MTS-880型萬能實驗機上進行，試驗標準為ASTM A370；沖擊實驗在JBC-300電子測力沖擊試驗機上進行，試驗標準為ASTM E23。

光學顯微分析試樣經磨制和拋光后以3%硝酸酒精溶液進行腐蝕，在RECHART MEF 3A型光學顯微鏡上觀察。電子掃描顯微分析在JSM-6390A型掃描電鏡上進行。TEM試樣經機械減薄至50 μm后，在雙噴電解裝置上以10%高氯酸＋90%醋酸溶液雙噴，透射電子顯微分析在JEM 200CX上進行。

2 試驗結果及討論

2.1 應變時效對力學性能的影響

（B+M/A）大變形試驗鋼經不同應變時效后的拉伸應力-應變曲線見圖1，相應的力學性能見表2、3。由圖1可見，與普通管線鋼不同，在不同保溫時間下，（B+M/A）X80大變形鋼經應變時效處理的應 力－應變曲線有出現屈服平臺的趨勢，試驗鋼逐漸由圓屋頂型的連續屈服曲線形狀被帶有屈服尖峰的曲線所代替。研究表明[7]，屈服平臺的出 現會降低管材的壓縮應變容量，而不利于管線鋼抵抗變形。同時，隨著時效溫度的升高，屈服平臺上移;屈服之后，管材進入均勻變形階段，隨著應變增加，應力增量逐漸降低，管材的形變強化性能降低。

圖1 時效處理后（B+M/A）X80大變形鋼的應力-應變曲線

由表2和表3可知，不同保溫時間下，試驗鋼的屈服強度幾乎等于抗拉強度，屈強比接近1。隨著時效溫度升高，強度有小幅度的增加，表明實驗鋼對應變時效的敏感性較小[8-9]。當時效溫度為300 ℃時，屈服強度和抗拉強度基本都為最大值。硬度值變化規律與強度變化規律相同。應變時效后試樣的斷后伸長率和均勻伸長率較低，隨著時效溫度的升高略有變化。

表2 溫度對(B+M/A)X80管線鋼的性能影響(保溫5 min)

表3 溫度對（B+M/A)X80管線鋼的性能影響(保溫60 min)

經不同時效處理后實驗鋼的大變形特征參數從表2、3看出，隨著時效溫度升高，屈強比Rt0.5/Rm、形變強化指數n逐漸降低，表明材料形變強化性能有所下降，嚴重影響其抗大變形的能力。

在不同保溫時間下，應變時效溫度對大變形X80鋼韌性的影響規律如圖2所示。由圖2可以看出，隨著時效時間的增長，試驗鋼的沖擊韌性明顯下降，在200 ℃時，其沖擊功下降至225 J，說明應變時效對管線鋼的韌性不利。試驗鋼的韌性剪切面積的變化規律與沖擊功的變化規律基本相同。

圖2 時效溫度對（B+M/A）X80管線鋼的韌性關系曲線

2.2 應變時效對顯微組織的影響

在不同應變時效溫度下，試樣鋼鋼的顯微組織均為（B+M/A）復相組織，其亮白色的基體為貝氏體，分布在貝氏體基體內或之間的深灰色區域為M/ A[10]。經HOP處理后，管線鋼的顯微組織為在回火貝氏體基體上彌散分布M/A島的雙相組織，根據GB/T 1547-2008中的網格數點法，測得M/A島的體積分數為14.6%[11]。

圖4 不同應變時效溫度保溫60 min后（B+M/A）X80鋼的顯微組織

研究表明[12]，應變時效誘發主要有兩個條件，一是要有一定的塑性變形，二是變形后加熱到一定溫度。從微觀機理上講，應變時效的原因主要是由于固溶于α-Fe中的碳、氮原子與位錯交互作用的結果。塑性變形后，材料中的位錯密度增加，使碳、氮原子擴散到位錯處的路徑縮短。而在隨后的低溫加熱過程中，α-Fe中的碳、氮原子被激活并移動到位錯上，形成柯氏氣團，重新釘扎位錯，造成位錯滑移困難，從而導致宏觀上的屈服強度和屈強比升高。由此看出，位錯密度和固溶碳、氮原子是引起應變時效的主要原因。

上述力學性能試驗結果表明，HOP技術獲得的（B+M/A）復相管線鋼有較低的應變時效敏感性。圖5為普通X80管線鋼和（B+M/A）X80管線鋼的位錯組態。由圖5.a所示，經傳統TMCP處理后，普通X80基體內位錯相互纏結，由于位錯密度高，總體呈深灰色。然而，經在線配分處理后，先形成的貝氏體發生回火，使得位錯發生恢復，均勻位錯密度減少，纏結位錯形成胞狀結構，同時板條中的亞晶界移動或消失，相鄰板條的邊界逐漸模糊（圖5.b）。(B+M/A)X80管線鋼的這種位錯組態的變化使得材料的應變時效能力提高。

圖5 普通管線鋼和（B+M/A）X80管線鋼的位錯組態

同時，在HOP的配分加熱過程中，可觀察到彌散分布的碳、氮化合物的沉淀析出（圖6）。由于（B+M/A）X80管線鋼中位錯密度的減小和碳、氮化合物沉淀析出導致的固溶碳、氮含量降低，使得材料的時效敏感性降低[13]。

圖6 (B+M/A)X80鋼中碳、氮化物TEM形態

3 結語

（1）（B+M/A）X80管線鋼存在著應變時效現象，隨著應變時效溫度的升高，試驗鋼的強度和硬度呈現增加的變化趨勢，試樣的斷后伸長率和均勻伸長率較低。

（2）隨著時效溫度升高，（B+M/A）X80管線鋼的屈強比Rt0.5/Rm、形變強化指數n逐漸降低，表明材料形變強化性能有所下降，影響其抗大變形的能力。

（3）固溶于α-Fe中的C、N原子在位錯處的富集和C、N化合物的位錯誘導析出是應變時效的導因。

（4）與普通X80管線鋼鋼相比，（B+M/A）X80鋼的應變時效傾向較小。（B+M/A）X80經HOP處理后位錯恢復和碳、氮化合物沉淀析出有利于改善應變時效性。

[1] Hiroshi Y, Naoki F, Tomoki, et al. Effect of material stressstrain behavior and pipe geometry on the deformability of highgrade pipelines[J]. Journal of Offshore Mechanics and Arctic Engineering, 2004, 126:113-119.

[2] Mauro G, Jan F, Ettore A, et al. High strength linepipes with enhanced deformability[C]//ISOPE, 2007, International Society of Offshore and Polar Engineering Conference, Lisbon, July1-6,2007, The International Society of Offshore and Polar Engineers, 2008,18 4):2955-2962.

[3] IshikawaN, Shikanai N, Kondo J. Development of ultra-high strength linepipes with dual phase microstructure for high strain application[J]. JFE Technical Report, 2008(12):15-19.

[4] Hillenbrand H G, Kalwa C, Schrder J, et al. Challenges to a pipe manufacturer driven by worldwide pipe projects[C]//JTM 2011: Joint Technical Meeting on Pipeline Research: San Francisco, May 16-19, 2011:1-12.

[5] 王偉. 高性能管線鋼的組織及強韌化機理研究[D]. 沈陽: 中國科學院金屬研究所, 2009.

[6] Samek L, Moor E, Penning J,et al.Metallurgical and Materials Transactions A,2008(39A):2542

[7] R G Davies. Early stages of yielding and strain aging of a Vanadium-containing dual-phase steel[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1979,10: 1549-1555．

[8] M C Zhao, T Hanamura, H Qiu, et al. Difference in the role of non-quench aging on mechanical properties between acicular ferrite and ferrite-pearlit pipeline steels[J]. ISIJ International, 2005, 45(1): 116-120．

[9] A K Panda, R I Ganguly, S Misra. Optimal treatment combination for maximum response in the strain aging of a dual-phase steel[J]. J Heat Treating, 1991, 9:57-62．

[10] 馮耀榮, 高惠臨, 霍春勇, 等.管線鋼顯微組織的分析與鑒別[M]. 西安:陜西科技出版社, 2008: 25-32.

[11] 黃啟今,劉國權. 通用軟件Microsoft Word 在顯微組織定量分析中的應用[J].中國體視學與圖像分析，2002,7(3): 182-184.

[12] F Boratto, C Weidig. Characterization and control of Strain aging in low carbon steel wire rods [J]．Wire Int, 1993, 26(5):86-89．

[13] X Y Zhang, H L Gao, L K Ji, et al. Infl uence of strain aging on the microstructure-property of an X100 pipeline steel[J]. Materials Science Forum, 2010, 658:169-172．

Effect of strain aging on tensile properties and microstructure of (B+M/A)X80 pipesteel with high deformability

MA Jing1， JIA ZhiMin2，TIAN ChenChao3,Gao HuiLin4
（1. Xi'an Aeronautical Polytechnic Institute, Xi'an 710089,Shaanxi, China;2. AVIC Xi'an Aircraft Industry (GROUP) Company Ltd., Xi'an 710089, Shaanxi,China；3. Northwest Institute of Nonferrous Metal Research, Xi'an 710016, Shaanxi,China；4. Xi'an Shiyou University, Xi'an 710065, Shaanxi,China)

High deformability X80 pipeline steel containing bainite and M/A constituent can be obtained through the Heating On-line Partitioning process. Effect of strain aging on tensile properties and microstructure of (B+M/A) X80 pipeline steel was researched by means of mechanical property test, microscopic analysis.The results show that the strain aging can induce the embrittlement behavior of (B+M/A) X80 pipeline steel. with the aging temperature increasing, the strength and hardness of the experimental steel increases, and the ductility is lower. With the aging temperature increasing, the lower yield ratio and strain hardening index for the experimental steel, resulting in the deformation of (B+M/A) X80 pipeline steel decreasing. The strain aging embrittlement mechanism of the experimental steel is the interaction of interstitial and dislocation. The strain aging tendency of (B+M/A)X80 pipeline steel is lower than the ordinary X80 pipeline steel. The reason is the lower solution of carbon and nitrogen atoms, and the lower dislocation density of the (B+M/A) X80 pipeline steel by the partitioning process.

（B+M/A）X80pipesteel with high deformability; HOP; strain aging; microstructure and properties

TG441.8；

A；

1006-9658（2017）04-0011-04

10.3969/j.issn.1006-9658.2017.04.003

國家自然科學基金項目(51174165);西安航空職業技術學院2016-2017自選教科研項目（16XHKY017）

2017-01-16

稿件編號:1701-1645

馬晶（1990—），女，碩士，主要從事材料的組織性能研究工作.