應(yīng)變時(shí)效對(duì)(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(yè)技術(shù)學(xué)院，陜西西安 710089；2. 中航飛機(jī)股份有限公司西安飛機(jī)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(xué)，陜西西安 710065）

應(yīng)變時(shí)效對(duì)(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(yè)技術(shù)學(xué)院，陜西西安 710089；2. 中航飛機(jī)股份有限公司西安飛機(jī)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(xué)，陜西西安 710065）

通過(guò)在線配分HOP（heating on-line partitioning)技術(shù)，使X80管線鋼獲取了（B+M/A）復(fù)相組織和大變形性能。采用力學(xué)性能測(cè)試、顯微組織分析方法研究了預(yù)變量和不同溫 度時(shí)效溫度條件下（B+M/A）X80管線鋼的應(yīng)變脆化規(guī)律，分析了顯微組織對(duì)其脆化的影響。結(jié)果表明，（B+M/A）X80管線鋼存在著應(yīng)變時(shí)效現(xiàn)象，隨著應(yīng)變時(shí)效溫度的升高，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度和硬度呈現(xiàn)增加的變化趨勢(shì)，試樣的斷后伸長(zhǎng)率和均勻伸長(zhǎng)率較 低。隨著時(shí)效溫度升高，（B+M/A）X80管線鋼的屈強(qiáng)比Rt0.5/Rm、形變強(qiáng)化指數(shù)n逐漸降低，導(dǎo)致材料大變形能力下降。應(yīng)變時(shí)效脆化的機(jī)制是固溶于α-Fe中的C、N原子與位錯(cuò)的交互作用。與普通管線鋼相比，（B+M/A）X80經(jīng)HOP處理后位錯(cuò)恢復(fù)和碳、氮化合物沉淀析出有利于改善應(yīng)變時(shí)效性。

（B+M/A）X80大變形管線鋼；在線配分；應(yīng)變時(shí)效；組織性能

隨著油、氣輸送管道向極地、海洋和地質(zhì)非穩(wěn)定區(qū)域的延伸，以及在用戶集中的工業(yè)發(fā)達(dá)城市地區(qū)作為石油和天然氣的一種經(jīng)濟(jì)、安全、不間斷的長(zhǎng)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(dǎo)致的大位移環(huán)境的威脅。為了滿足人民日益增長(zhǎng)的能源需求和適應(yīng)管線運(yùn)輸?shù)拇笪灰骗h(huán)境，開(kāi)發(fā)大變形管線鋼是管道工程發(fā)展的迫切需求。大變形管線鋼的主要組織特征是復(fù)相組織。目前，除了廣泛采用的貝氏體+鐵素體（B+F）這種復(fù)相鋼外，貝氏體+馬氏體/奧氏體（B+M/A）復(fù)相組織得到了廣泛的關(guān)注，成為一個(gè)新的研究方向[1-2]。同時(shí)，油、氣輸送鋼管在設(shè)計(jì)、制造、施工和服役過(guò)程中會(huì)產(chǎn)生應(yīng)變時(shí)效而改變了管線鋼管的初始性能，為保證管線安全穩(wěn)定服役，分析應(yīng)變時(shí)效對(duì)管線鋼的脆化規(guī)律尤為重要，而對(duì)于大變形管線鋼的應(yīng)變時(shí)效研究尤其甚少。

本文結(jié)合管道工程要求，以目前應(yīng)用最為廣泛的X80管線鋼為實(shí)驗(yàn)材料，采用本世紀(jì)初由日本JFE公司開(kāi)發(fā)的一種新型在線配分工藝（HOP，Heating On-line Partitioning）獲取(B+M/A)復(fù)相組織和大變形性能，研究了不同時(shí)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(guī)律，從而為大變形管線鋼的工程施工和安全服役提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料選用圖內(nèi)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(xué)成分如表1所示。利用Linseis L75型熱膨脹儀測(cè)得試驗(yàn)鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度tBs為690 ℃，轉(zhuǎn)變終止溫度tBf為336 ℃。

表1 X80管線鋼的化學(xué)成分 w%

熱處理試樣取于板厚中部（沿板厚方向兩面對(duì)稱加工）橫向取樣HOP熱處理過(guò)程在Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)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(zhuǎn)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?。˙+M/ A）雙相組織。

首先將HOP處理后的試樣加工成一個(gè)大尺寸的預(yù)應(yīng)變?cè)嚇?，?duì)其進(jìn)行應(yīng)變量為4%的拉伸預(yù)應(yīng)變，該實(shí)驗(yàn)在60噸液壓式萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。隨后，對(duì)預(yù)應(yīng)變?cè)嚇硬捎?50 ℃、200 ℃、250 ℃和300℃四種溫度進(jìn)行應(yīng)變時(shí)效處理，保溫時(shí)間分別為5 min和60 min，保溫后進(jìn)行空冷。

在預(yù)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(jìn)行力學(xué)性能的測(cè)試。拉伸實(shí)驗(yàn)在MTS-880型萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)為ASTM A370；沖擊實(shí)驗(yàn)在JBC-300電子測(cè)力沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)為ASTM E23。

光學(xué)顯微分析試樣經(jīng)磨制和拋光后以3%硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，在RECHART MEF 3A型光學(xué)顯微鏡上觀察。電子掃描顯微分析在JSM-6390A型掃描電鏡上進(jìn)行。TEM試樣經(jīng)機(jī)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(jìn)行。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 應(yīng)變時(shí)效對(duì)力學(xué)性能的影響

（B+M/A）大變形試驗(yàn)鋼經(jīng)不同應(yīng)變時(shí)效后的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線見(jiàn)圖1，相應(yīng)的力學(xué)性能見(jiàn)表2、3。由圖1可見(jiàn)，與普通管線鋼不同，在不同保溫時(shí)間下，（B+M/A）X80大變形鋼經(jīng)應(yīng)變時(shí)效處理的應(yīng) 力－應(yīng)變曲線有出現(xiàn)屈服平臺(tái)的趨勢(shì)，試驗(yàn)鋼逐漸由圓屋頂型的連續(xù)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(tái)的出 現(xiàn)會(huì)降低管材的壓縮應(yīng)變?nèi)萘?，而不利于管線鋼抵抗變形。同時(shí)，隨著時(shí)效溫度的升高，屈服平臺(tái)上移;屈服之后，管材進(jìn)入均勻變形階段，隨著應(yīng)變?cè)黾?，?yīng)力增量逐漸降低，管材的形變強(qiáng)化性能降低。

圖1 時(shí)效處理后（B+M/A）X80大變形鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

由表2和表3可知，不同保溫時(shí)間下，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度幾乎等于抗拉強(qiáng)度，屈強(qiáng)比接近1。隨著時(shí)效溫度升高，強(qiáng)度有小幅度的增加，表明實(shí)驗(yàn)鋼對(duì)應(yīng)變時(shí)效的敏感性較小[8-9]。當(dāng)時(shí)效溫度為300 ℃時(shí)，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度基本都為最大值。硬度值變化規(guī)律與強(qiáng)度變化規(guī)律相同。應(yīng)變時(shí)效后試樣的斷后伸長(zhǎng)率和均勻伸長(zhǎng)率較低，隨著時(shí)效溫度的升高略有變化。

表2 溫度對(duì)(B+M/A)X80管線鋼的性能影響(保溫5 min)

表3 溫度對(duì)（B+M/A)X80管線鋼的性能影響(保溫60 min)

經(jīng)不同時(shí)效處理后實(shí)驗(yàn)鋼的大變形特征參數(shù)從表2、3看出，隨著時(shí)效溫度升高，屈強(qiáng)比Rt0.5/Rm、形變強(qiáng)化指數(shù)n逐漸降低，表明材料形變強(qiáng)化性能有所下降，嚴(yán)重影響其抗大變形的能力。

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

圖2 時(shí)效溫度對(duì)（B+M/A）X80管線鋼的韌性關(guān)系曲線

2.2 應(yīng)變時(shí)效對(duì)顯微組織的影響

在不同應(yīng)變時(shí)效溫度下，試樣鋼鋼的顯微組織均為（B+M/A）復(fù)相組織，其亮白色的基體為貝氏體，分布在貝氏體基體內(nèi)或之間的深灰色區(qū)域?yàn)镸/ A[10]。經(jīng)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(jù)GB/T 1547-2008中的網(wǎng)格數(shù)點(diǎn)法，測(cè)得M/A島的體積分?jǐn)?shù)為14.6%[11]。

圖4 不同應(yīng)變時(shí)效溫度保溫60 min后（B+M/A）X80鋼的顯微組織

研究表明[12]，應(yīng)變時(shí)效誘發(fā)主要有兩個(gè)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(jī)理上講，應(yīng)變時(shí)效的原因主要是由于固溶于α-Fe中的碳、氮原子與位錯(cuò)交互作用的結(jié)果。塑性變形后，材料中的位錯(cuò)密度增加，使碳、氮原子擴(kuò)散到位錯(cuò)處的路徑縮短。而在隨后的低溫加熱過(guò)程中，α-Fe中的碳、氮原子被激活并移動(dòng)到位錯(cuò)上，形成柯氏氣團(tuán)，重新釘扎位錯(cuò)，造成位錯(cuò)滑移困難，從而導(dǎo)致宏觀上的屈服強(qiáng)度和屈強(qiáng)比升高。由此看出，位錯(cuò)密度和固溶碳、氮原子是引起應(yīng)變時(shí)效的主要原因。

上述力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果表明，HOP技術(shù)獲得的（B+M/A）復(fù)相管線鋼有較低的應(yīng)變時(shí)效敏感性。圖5為普通X80管線鋼和（B+M/A）X80管線鋼的位錯(cuò)組態(tài)。由圖5.a所示，經(jīng)傳統(tǒng)TMCP處理后，普通X80基體內(nèi)位錯(cuò)相互纏結(jié)，由于位錯(cuò)密度高，總體呈深灰色。然而，經(jīng)在線配分處理后，先形成的貝氏體發(fā)生回火，使得位錯(cuò)發(fā)生恢復(fù)，均勻位錯(cuò)密度減少，纏結(jié)位錯(cuò)形成胞狀結(jié)構(gòu)，同時(shí)板條中的亞晶界移動(dòng)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(cuò)組態(tài)的變化使得材料的應(yīng)變時(shí)效能力提高。

圖5 普通管線鋼和（B+M/A）X80管線鋼的位錯(cuò)組態(tài)

同時(shí)，在HOP的配分加熱過(guò)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(cuò)密度的減小和碳、氮化合物沉淀析出導(dǎo)致的固溶碳、氮含量降低，使得材料的時(shí)效敏感性降低[13]。

圖6 (B+M/A)X80鋼中碳、氮化物TEM形態(tài)

3 結(jié)語(yǔ)

（1）（B+M/A）X80管線鋼存在著應(yīng)變時(shí)效現(xiàn)象，隨著應(yīng)變時(shí)效溫度的升高，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度和硬度呈現(xiàn)增加的變化趨勢(shì)，試樣的斷后伸長(zhǎng)率和均勻伸長(zhǎng)率較低。

（2）隨著時(shí)效溫度升高，（B+M/A）X80管線鋼的屈強(qiáng)比Rt0.5/Rm、形變強(qiáng)化指數(shù)n逐漸降低，表明材料形變強(qiáng)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(cuò)處的富集和C、N化合物的位錯(cuò)誘導(dǎo)析出是應(yīng)變時(shí)效的導(dǎo)因。

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

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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(guó)家自然科學(xué)基金項(xiàng)目(51174165);西安航空職業(yè)技術(shù)學(xué)院2016-2017自選教科研項(xiàng)目（16XHKY017）

2017-01-16

稿件編號(hào):1701-1645

馬晶（1990—），女，碩士，主要從事材料的組織性能研究工作.