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(xué)，陜西西安 710065）

應(yīng)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(yè)技術(shù)學(xué)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(xué)，陜西西安 710065）

通過在線配分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)性能測試、顯微組織分析方法研究了預(yù)變量和不同溫 度時效溫度條件下（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)變時效現(xiàn)象，隨著應(yīng)變時效溫度的升高，試驗鋼的強度和硬度呈現(xiàn)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(shù)n逐漸降低，導(dǎo)致材料大變形能力下降。應(yīng)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(jīng)HOP處理后位錯恢復(fù)和碳、氮化合物沉淀析出有利于改善應(yīng)變時效性。

（B+M/A）X80大變形管線鋼；在線配分；應(yīng)變時效；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、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(dǎo)致的大位移環(huán)境的威脅。為了滿足人民日益增長的能源需求和適應(yīng)管線運輸?shù)拇笪灰骗h(huán)境，開發(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，成為一個新的研究方向[1-2]。同時，油、氣輸送鋼管在設(shè)計、制造、施工和服役過程中會產(chǎn)生應(yīng)變時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)變時效對管線鋼的脆化規(guī)律尤為重要，而對于大變形管線鋼的應(yīng)變時效研究尤其甚少。

本文結(jié)合管道工程要求，以目前應(yīng)用最為廣泛的X80管線鋼為實驗材料，采用本世紀(jì)初由日本JFE公司開發(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依據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗材料選用圖內(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型熱膨脹儀測得試驗鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度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(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大尺寸的預(yù)應(yīng)變試樣，對其進行應(yīng)變量為4%的拉伸預(yù)應(yīng)變，該實驗在60噸液壓式萬能實驗機上進行。隨后，對預(yù)應(yīng)變試樣采用150 ℃、200 ℃、250 ℃和300℃四種溫度進行應(yīng)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(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，進行力學(xué)性能的測試。拉伸實驗在MTS-880型萬能實驗機上進行，試驗標(biāo)準(zhǔn)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(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型掃描電鏡上進行。TEM試樣經(jīng)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(jié)果及討論

2.1 應(yīng)變時效對力學(xué)性能的影響

（B+M/A）大變形試驗鋼經(jīng)不同應(yīng)變時效后的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖1，相應(yīng)的力學(xué)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(jīng)應(yīng)變時效處理的應(yīng) 力－應(yīng)變曲線有出現(xiàn)屈服平臺的趨勢，試驗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]，屈服平臺的出 現(xiàn)會降低管材的壓縮應(yīng)變?nèi)萘浚焕诠芫€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(yīng)變增加，應(yīng)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(yīng)力-應(yīng)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(yīng)變時效的敏感性較小[8-9]。當(dāng)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(guī)律與強度變化規(guī)律相同。應(yīng)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(jīng)不同時效處理后實驗鋼的大變形特征參數(shù)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(shù)n逐漸降低，表明材料形變強化性能有所下降，嚴(yán)重影響其抗大變形的能力。

在不同保溫時間下，應(yīng)變時效溫度對大變形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(yīng)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(guī)律與沖擊功的變化規(guī)律基本相同。

圖2 時效溫度對（B+M/A）X80管線鋼的韌性關(guān)系曲線

2.2 應(yīng)變時效對顯微組織的影響

在不同應(yīng)變時效溫度下，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)域為M/ 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)點法，測得M/A島的體積分?jǐn)?shù)為14.6%[11]。

圖4 不同應(yīng)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(yīng)變時效誘發(fā)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(yīng)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(jié)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(dǎo)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(yīng)變時效的主要原因。

上述力學(xué)性能試驗結(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(tài)。由圖5.a所示，經(jīng)傳統(tǒng)TMCP處理后，普通X80基體內(nèi)位錯相互纏結(jié)，由于位錯密度高，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，使得位錯發(fā)生恢復(fù)，均勻位錯密度減少，纏結(jié)位錯形成胞狀結(jié)構(gòu)，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(tài)的變化使得材料的應(yīng)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(tài)

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(dǎo)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(tài)

3 結(jié)語

（1）（B+M/A）X80管線鋼存在著應(yīng)變時效現(xiàn)象，隨著應(yīng)變時效溫度的升高，試驗鋼的強度和硬度呈現(xiàn)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(shù)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(dǎo)析出是應(yīng)變時效的導(dǎo)因。

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

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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

國家自然科學(xué)基金項目(51174165);西安航空職業(yè)技術(shù)學(xué)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.