应变时效对(B+M/A)X80大变形管线钢的组织和性能影响

马晶，贾智敏，田晨超，高惠临

（1. 西安航空职业技术学院，陕西西安 710089；2. 中航飞机股份有限公司西安飞机分公司，陕西西安 710089；3. 西北有色金属研究院，陕西西安 710016；4. 西安石油大学，陕西西安 710065）

应变时效对(B+M/A)X80大变形管线钢的组织和性能影响

马晶1，贾智敏2，田晨超3，高惠临4

（1. 西安航空职业技术学院，陕西西安 710089；2. 中航飞机股份有限公司西安飞机分公司，陕西西安 710089；3. 西北有色金属研究院，陕西西安 710016；4. 西安石油大学，陕西西安 710065）

通过在线配分HOP（heating on-line partitioning)技术，使X80管线钢获取了（B+M/A）复相组织和大变形性能。采用力学性能测试、显微组织分析方法研究了预变量和不同温 度时效温度条件下（B+M/A）X80管线钢的应变脆化规律，分析了显微组织对其脆化的影响。结果表明，（B+M/A）X80管线钢存在着应变时效现象，随着应变时效温度的升高，试验钢的强度和硬度呈现增加的变化趋势，试样的断后伸长率和均匀伸长率较 低。随着时效温度升高，（B+M/A）X80管线钢的屈强比Rt0.5/Rm、形变强化指数n逐渐降低，导致材料大变形能力下降。应变时效脆化的机制是固溶于α-Fe中的C、N原子与位错的交互作用。与普通管线钢相比，（B+M/A）X80经HOP处理后位错恢复和碳、氮化合物沉淀析出有利于改善应变时效性。

（B+M/A）X80大变形管线钢；在线配分；应变时效；组织性能

随着油、气输送管道向极地、海洋和地质非稳定区域的延伸，以及在用户集中的工业发达城市地区作为石油和天然气的一种经济、安全、不间断的长距离输送工具，油气管道面临着冻土、洋流、地震、滑坡、融沉等导致的大位移环境的威胁。为了满足人民日益增长的能源需求和适应管线运输的大位移环境，开发大变形管线钢是管道工程发展的迫切需求。大变形管线钢的主要组织特征是复相组织。目前，除了广泛采用的贝氏体+铁素体（B+F）这种复相钢外，贝氏体+马氏体/奥氏体（B+M/A）复相组织得到了广泛的关注，成为一个新的研究方向[1-2]。同时，油、气输送钢管在设计、制造、施工和服役过程中会产生应变时效而改变了管线钢管的初始性能，为保证管线安全稳定服役，分析应变时效对管线钢的脆化规律尤为重要，而对于大变形管线钢的应变时效研究尤其甚少。

本文结合管道工程要求，以目前应用最为广泛的X80管线钢为实验材料，采用本世纪初由日本JFE公司开发的一种新型在线配分工艺（HOP，Heating On-line Partitioning）获取(B+M/A)复相组织和大变形性能，研究了不同时效温度下(B+M/A) X80大变形管线钢的脆化特征以及组织与性能的变化规律，从而为大变形管线钢的工程施工和安全服役提供试验依据。

1 试验材料与方法

试验材料选用图内某钢厂提供的微合金化X80管线钢板，厚度为18.4 mm，初始组织由粒状贝氏体组成，其化学成分如表1所示。利用Linseis L75型热膨胀仪测得试验钢的贝氏体转变开始温度tBs为690 ℃，转变终止温度tBf为336 ℃。

表1 X80管线钢的化学成分 w%

热处理试样取于板厚中部（沿板厚方向两面对称加工）横向取样HOP热处理过程在Gleeble-3500热模拟试验机进行。即先将试样以20 ℃·s-1的加热速度升温至920 ℃保温7 min使试样钢奥氏体化，然后以50 ℃·s-1的降温速率加速冷却至tBs~tBf间的终冷温度350 ℃，保温4 min，生成贝氏体和未转变的奥氏体组织，再利用在线加热装置将试样加热至配分温度460 ℃保温10 min水冷，最终获取（B+M/ A）双相组织。

首先将HOP处理后的试样加工成一个大尺寸的预应变试样，对其进行应变量为4%的拉伸预应变，该实验在60吨液压式万能实验机上进行。随后，对预应变试样采用150 ℃、200 ℃、250 ℃和300℃四种温度进行应变时效处理，保温时间分别为5 min和60 min，保温后进行空冷。

在预拉伸后的HOP钢上原始尺寸为将试样分别加工成Ø10 mm×65 mm的拉伸试样和10 mm×10 mm×55 mm的Charpy冲击试样，进行力学性能的测试。拉伸实验在MTS-880型万能实验机上进行，试验标准为ASTM A370；冲击实验在JBC-300电子测力冲击试验机上进行，试验标准为ASTM E23。

光学显微分析试样经磨制和抛光后以3%硝酸酒精溶液进行腐蚀，在RECHART MEF 3A型光学显微镜上观察。电子扫描显微分析在JSM-6390A型扫描电镜上进行。TEM试样经机械减薄至50 μm后，在双喷电解装置上以10%高氯酸＋90%醋酸溶液双喷，透射电子显微分析在JEM 200CX上进行。

2 试验结果及讨论

2.1 应变时效对力学性能的影响

（B+M/A）大变形试验钢经不同应变时效后的拉伸应力-应变曲线见图1，相应的力学性能见表2、3。由图1可见，与普通管线钢不同，在不同保温时间下，（B+M/A）X80大变形钢经应变时效处理的应 力－应变曲线有出现屈服平台的趋势，试验钢逐渐由圆屋顶型的连续屈服曲线形状被带有屈服尖峰的曲线所代替。研究表明[7]，屈服平台的出 现会降低管材的压缩应变容量，而不利于管线钢抵抗变形。同时，随着时效温度的升高，屈服平台上移;屈服之后，管材进入均匀变形阶段，随着应变增加，应力增量逐渐降低，管材的形变强化性能降低。

图1 时效处理后（B+M/A）X80大变形钢的应力-应变曲线

由表2和表3可知，不同保温时间下，试验钢的屈服强度几乎等于抗拉强度，屈强比接近1。随着时效温度升高，强度有小幅度的增加，表明实验钢对应变时效的敏感性较小[8-9]。当时效温度为300 ℃时，屈服强度和抗拉强度基本都为最大值。硬度值变化规律与强度变化规律相同。应变时效后试样的断后伸长率和均匀伸长率较低，随着时效温度的升高略有变化。

表2 温度对(B+M/A)X80管线钢的性能影响(保温5 min)

表3 温度对（B+M/A)X80管线钢的性能影响(保温60 min)

经不同时效处理后实验钢的大变形特征参数从表2、3看出，随着时效温度升高，屈强比Rt0.5/Rm、形变强化指数n逐渐降低，表明材料形变强化性能有所下降，严重影响其抗大变形的能力。

在不同保温时间下，应变时效温度对大变形X80钢韧性的影响规律如图2所示。由图2可以看出，随着时效时间的增长，试验钢的冲击韧性明显下降，在200 ℃时，其冲击功下降至225 J，说明应变时效对管线钢的韧性不利。试验钢的韧性剪切面积的变化规律与冲击功的变化规律基本相同。

图2 时效温度对（B+M/A）X80管线钢的韧性关系曲线

2.2 应变时效对显微组织的影响

在不同应变时效温度下，试样钢钢的显微组织均为（B+M/A）复相组织，其亮白色的基体为贝氏体，分布在贝氏体基体内或之间的深灰色区域为M/ A[10]。经HOP处理后，管线钢的显微组织为在回火贝氏体基体上弥散分布M/A岛的双相组织，根据GB/T 1547-2008中的网格数点法，测得M/A岛的体积分数为14.6%[11]。

图4 不同应变时效温度保温60 min后（B+M/A）X80钢的显微组织

研究表明[12]，应变时效诱发主要有两个条件，一是要有一定的塑性变形，二是变形后加热到一定温度。从微观机理上讲，应变时效的原因主要是由于固溶于α-Fe中的碳、氮原子与位错交互作用的结果。塑性变形后，材料中的位错密度增加，使碳、氮原子扩散到位错处的路径缩短。而在随后的低温加热过程中，α-Fe中的碳、氮原子被激活并移动到位错上，形成柯氏气团，重新钉扎位错，造成位错滑移困难，从而导致宏观上的屈服强度和屈强比升高。由此看出，位错密度和固溶碳、氮原子是引起应变时效的主要原因。

上述力学性能试验结果表明，HOP技术获得的（B+M/A）复相管线钢有较低的应变时效敏感性。图5为普通X80管线钢和（B+M/A）X80管线钢的位错组态。由图5.a所示，经传统TMCP处理后，普通X80基体内位错相互缠结，由于位错密度高，总体呈深灰色。然而，经在线配分处理后，先形成的贝氏体发生回火，使得位错发生恢复，均匀位错密度减少，缠结位错形成胞状结构，同时板条中的亚晶界移动或消失，相邻板条的边界逐渐模糊（图5.b）。(B+M/A)X80管线钢的这种位错组态的变化使得材料的应变时效能力提高。

图5 普通管线钢和（B+M/A）X80管线钢的位错组态

同时，在HOP的配分加热过程中，可观察到弥散分布的碳、氮化合物的沉淀析出（图6）。由于（B+M/A）X80管线钢中位错密度的减小和碳、氮化合物沉淀析出导致的固溶碳、氮含量降低，使得材料的时效敏感性降低[13]。

图6 (B+M/A)X80钢中碳、氮化物TEM形态

3 结语

（1）（B+M/A）X80管线钢存在着应变时效现象，随着应变时效温度的升高，试验钢的强度和硬度呈现增加的变化趋势，试样的断后伸长率和均匀伸长率较低。

（2）随着时效温度升高，（B+M/A）X80管线钢的屈强比Rt0.5/Rm、形变强化指数n逐渐降低，表明材料形变强化性能有所下降，影响其抗大变形的能力。

（3）固溶于α-Fe中的C、N原子在位错处的富集和C、N化合物的位错诱导析出是应变时效的导因。

（4）与普通X80管线钢钢相比，（B+M/A）X80钢的应变时效倾向较小。（B+M/A）X80经HOP处理后位错恢复和碳、氮化合物沉淀析出有利于改善应变时效性。

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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

国家自然科学基金项目(51174165);西安航空职业技术学院2016-2017自选教科研项目（16XHKY017）

2017-01-16

稿件编号:1701-1645

马晶（1990—），女，硕士，主要从事材料的组织性能研究工作.