D0I:10.13374/i.i8sn1001-t53.2010.08.009 第32卷第9期 北京科技大学学报 Vol 32 No 9 2010年9月 Journal of Un iversity of Science and Techno lgy Beijing Sep 2010 高级别X80父100管线钢的包辛格效应 牛涛)康永林顾宏伟)尹雨群3)谯明亮3)姜金星) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技大学新金属国家重点实验室，北京100083 3)南京钢铁股份有限公司，南京210035 摘要利用单轴压缩拉伸试验研究了炉卷轧机生产X801O0管线钢不同变形情况下的包辛格效应.结果表明：随着预 压缩变形量的增大，包辛格效应绝对值增大，X100管线钢的包辛格效应在1.%的预压缩变形量下达到饱和：包辛格效应绝 对值随着板卷强度的提高而上升；在试验范围内，X80X100管线钢分别表现出了瞬时软化和永久软化.分析X80久100管线 钢的化学成分与显微组织特点，认为管线钢组织中的软、硬相（如MA岛）的强度差、硬相的体积分数以及初始组织中的位错 密度是不同包辛格现象的关键因素· 关键词管线钢；包辛格效应；显微组织：变形 分类号TG315.5 Bausch inger effect of h igh grade X80/X100 pipeline steels NIU Tao),KANG Yong-lin2.GU Hong wei,YN Yu qun,Q IAO M ing-liang,JIANG Jinxing) 1)School ofMaterials Science and Engineerng University of Science and Technology Beijing Beijing 100083 China 2)State Key Labortory for Advanced Metals and Materials University of Science and Technology Beijing Beijing 100083 Chna 3)Nanjing Iron and SteelCo,Ld,Nanjing 210035 China ABSTRACT The Bauschinger effect of X80 /X100 pipeline steels produced w ith a Steckelm ill was investigated using uniaxial com- pression"tensile experinents under different defomation conditions The results show that the absolute value of Bauschinger effect in- creases with the increment of pre-campressed defomation and reaches saturation for X100 pipeline steel when the pre-campression is 1.5%.As the strength of the pipeline steels increases the Bauschinger effect becames more obvious Under the experinental condi tions X80 and X100 pipeline steels represent transient softening and pemanent softening respectively In combination with the chem- ical camposition and the m icrostructural characteristics of X80X100 pipeline steels it is revealed that for the pipeline steels the strength difference beween soft and hand phases (M /A islands for instance).the volme fraction of hard phases and the dislocation density in originalm icrostnucture are the key factors of Bauschinger effect KEY WORDS pipeline steels Bauschinger effect m icrostructures defomation 我国天然气资源较石油资源更为丰富，天然气Gnmbach认为，在具有明显的屈服平台的钢中，预 主要采用管道输送，为了高效经济地输送天然气资 应变小于屈服伸长时的钢的包辛格效应等于预应变 源，开发高强度X80X100和X120级管线钢十分必 为屈服伸长时的钢的包辛格效应，即包辛格效应是 要山.随着西气东输及其二线工程的建设，国内企 恒定的，与预应变量无关).Tmo认为，预应变小 业在X70X80管线钢的生产技术也日臻成熟，目 于屈服应变时，包辛格效应将随预应变量的增加而 前国内外对X70人80管线钢的包辛格效应进行了 增加，但没有指出有饱和现象的出现[可.因此，本文 一定的研究2，而X100级别管线钢研究较少，且 结合单轴变形的试验结果，对试验用钢的包辛格效 包辛格效应的相关机理方面的讨论也尚存在一些争 应现象及其原因进行分析与讨论，为高级别管线钢 议，对于包辛格效应值与预压缩应变之间的关系， 包辛格效应的研究提供参考 收稿日期：2009-12-23 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(No2009AA03Z518) 作者简介：牛涛(1984)男，博士研究生：康永林(195)男，教授，博士，Email kangyli@ustb edu cn
第 32卷 第 9期 2010年 9月 北 京 科 技 大 学 学 报 ＪｏｕｒｎａｌｏｆＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ Ｖｏｌ．32Ｎｏ．9 Ｓｅｐ．2010 高级别 Ｘ80／Ｘ100管线钢的包辛格效应 牛 涛 1） 康永林 12） 顾宏伟 1） 尹雨群 3） 谯明亮 3） 姜金星 3） 1）北京科技大学材料科学与工程学院北京 100083 2）北京科技大学新金属国家重点实验室北京 100083 3） 南京钢铁股份有限公司南京 210035 摘 要 利用单轴压缩--拉伸试验研究了炉卷轧机生产 Ｘ80／Ｘ100管线钢不同变形情况下的包辛格效应．结果表明：随着预 压缩变形量的增大包辛格效应绝对值增大Ｘ100管线钢的包辛格效应在 1∙5％的预压缩变形量下达到饱和；包辛格效应绝 对值随着板卷强度的提高而上升；在试验范围内Ｘ80、Ｘ100管线钢分别表现出了瞬时软化和永久软化．分析 Ｘ80／Ｘ100管线 钢的化学成分与显微组织特点认为管线钢组织中的软、硬相 （如 Ｍ／Ａ岛 ）的强度差、硬相的体积分数以及初始组织中的位错 密度是不同包辛格现象的关键因素． 关键词 管线钢；包辛格效应；显微组织；变形 分类号 ＴＧ315∙5 ＢａｕｓｃｈｉｎｇｅｒｅｆｆｅｃｔｏｆｈｉｇｈｇｒａｄｅＸ80／Ｘ100ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｓ ＮＩＵＴａｏ 1）ＫＡＮＧＹｏｎｇ-ｌｉｎ 12）ＧＵＨｏｎｇ-ｗｅｉ 1）ＹＩＮＹｕ-ｑｕｎ 3）ＱＩＡＯＭｉｎｇ-ｌｉａｎｇ 3）ＪＩＡＮＧＪｉｎ-ｘｉｎｇ 3） 1） ＳｃｈｏｏｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇＢｅｉｊｉｎｇ100083Ｃｈｉｎａ 2） ＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｆｏｒＡｄｖａｎｃｅｄＭｅｔａｌｓａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇＢｅｉｊｉｎｇ100083Ｃｈｉｎａ 3） ＮａｎｊｉｎｇＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＣｏ．Ｌｔｄ．Ｎａｎｊｉｎｇ210035Ｃｈｉｎａ ＡＢＳＴＲＡＣＴ ＴｈｅＢａｕｓｃｈｉｎｇｅｒｅｆｆｅｃｔｏｆＸ80／Ｘ100ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｓｐｒｏｄｕｃｅｄｗｉｔｈａＳｔｅｃｋｅｌｍｉｌｌｗａｓｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄｕｓｉｎｇｕｎｉａｘｉａｌｃｏｍ- ｐｒｅｓｓｉｏｎ-ｔｅｎｓｉｌｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｓｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ．ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅａｂｓｏｌｕｔｅｖａｌｕｅｏｆＢａｕｓｃｈｉｎｇｅｒｅｆｆｅｃｔｉｎ- ｃｒｅａｓｅｓｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅｍｅｎｔｏｆｐｒｅ-ｃｏｍｐｒｅｓｓｅｄｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｒｅａｃｈｅｓｓａｔｕｒａｔｉｏｎｆｏｒＸ100ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｗｈｅｎｔｈｅｐｒｅ-ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｉｓ 1∙5％．ＡｓｔｈｅｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆｔｈｅｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｓｉｎｃｒｅａｓｅｓｔｈｅＢａｕｓｃｈｉｎｇｅｒｅｆｆｅｃｔｂｅｃｏｍｅｓｍｏｒｅｏｂｖｉｏｕｓ．Ｕｎｄｅｒｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｃｏｎｄｉ- ｔｉｏｎｓＸ80ａｎｄＸ100ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｓｒｅｐｒｅｓｅｎｔｔｒａｎｓｉｅｎｔｓｏｆｔｅｎｉｎｇａｎｄｐｅｒｍａｎｅｎｔｓｏｆｔｅｎｉｎｇｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ．Ｉｎｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎｗｉｔｈｔｈｅｃｈｅｍ- ｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｎｄｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆＸ80／Ｘ100ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｓｉｔｉｓｒｅｖｅａｌｅｄｔｈａｔｆｏｒｔｈｅｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｓｔｈｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｂｅｔｗｅｅｎｓｏｆｔａｎｄｈａｒｄｐｈａｓｅｓ（Ｍ／Ａｉｓｌａｎｄｓｆｏｒｉｎｓｔａｎｃｅ）ｔｈｅｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎｏｆｈａｒｄｐｈａｓｅｓａｎｄｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ ｄｅｎｓｉｔｙｉｎｏｒｉｇｉｎａｌｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｒｅｔｈｅｋｅｙｆａｃｔｏｒｓｏｆＢａｕｓｃｈｉｎｇｅｒｅｆｆｅｃｔ． ＫＥＹＷＯＲＤＳ ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｓ；Ｂａｕｓｃｈｉｎｇｅｒｅｆｆｅｃｔ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ；ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ 收稿日期：2009--12--23 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目 （Ｎｏ．2009ＡＡ03Ｚ518） 作者简介：牛 涛 （1984— ）男博士研究生；康永林 （1954— ）男教授博士Ｅ-ｍａｉｌ：ｋａｎｇｙｌｉｎ＠ｕｓｔｂ．ｅｄｕ．ｃｎ 我国天然气资源较石油资源更为丰富天然气 主要采用管道输送．为了高效经济地输送天然气资 源开发高强度 Ｘ80／Ｘ100和 Ｘ120级管线钢十分必 要 ［1］．随着西气东输及其二线工程的建设国内企 业在 Ｘ70／Ｘ80管线钢的生产技术也日臻成熟．目 前国内外对 Ｘ70／Ｘ80管线钢的包辛格效应进行了 一定的研究 ［2--4］而 Ｘ100级别管线钢研究较少且 包辛格效应的相关机理方面的讨论也尚存在一些争 议．对于包辛格效应值与预压缩应变之间的关系 Ｇｒｕｍｂａｃｈ认为在具有明显的屈服平台的钢中预 应变小于屈服伸长时的钢的包辛格效应等于预应变 为屈服伸长时的钢的包辛格效应即包辛格效应是 恒定的与预应变量无关 ［5］．Ｔｏｍｏ认为预应变小 于屈服应变时包辛格效应将随预应变量的增加而 增加但没有指出有饱和现象的出现 ［6］．因此本文 结合单轴变形的试验结果对试验用钢的包辛格效 应现象及其原因进行分析与讨论为高级别管线钢 包辛格效应的研究提供参考． DOI :10．13374／j．issn1001—053x．2010．09．009
第9期 牛涛等：高级别X80X100管线钢的包辛格效应 .1145. 1试验材料与试验方案 钢成品厚度分别为18.4mm和15mm由于包辛格 效应的测量要求精度较高，试样为非标试样，其形状 1.1试验材料 和主要尺寸见图1为了尽量反映全厚度方向的力 试验用原料取自炉卷轧机生产线生产的X80 学性能，X80选用肩部直径为16mm的圆棒试样，而 与X100管线钢，其主要化学成分见表1其中，X80 X100选用制管厂进行力学性能检测时所用的美标 (+Mo)、X80(+Cr)分别代表高铌+Mo与高 试样 铌十C成分设计的X80管线钢.X80与X100管线 表1试样化学成分（质量分数） Table I Camnposition of the tested steels ÷ 钢号 C Si Mn P Mo Cr 其他 X80(+Mo) 0.040 0.20 1.75 0.007 0.001 0.20 一 Ti Nb X80(+Cr) 0.040 0.20 1.75 0.007 <0.001 0.35 Ni Cu X100 0.055 0.12 1.90 0.007 <0.001 0.30 0.10 斜向所取的拉伸试样在制管过程中只是发生了周向 的弯曲变形，变形情况与直缝焊一致，因此在X80 制管过程中，内、外表面所承受的最大变形量为 30 33 1.84%.X100热轧板制成的直缝焊钢管的口径为 110 (a) 813mm,所承受的最大变形为1.87%. 在本文的研究过程中，首先对X80X100管线 钢试样进行单向拉伸，测定板材的初始屈服强度平 均值，为了研究压缩变形对屈服强度的影响，将试 33 27 样先进行一定变形量的压缩，卸载后再进行拉伸确 110.6 定其屈服强度，并计算包辛格效应值，由于试验用 X80人100管线钢的拉伸曲线都没有屈服平台，因 图1取样示意图（单位：mm)(a)X80,(b)X100 此选用管线钢性能检测时常用的σ.5作为屈服强 Fig 1 Sketch of the specinens (unit mm):(a)X80:(b)X100 度，具体的预压缩变形量见表2每次试验选取两 1.2试验方法 个试样，对试验结果取平均值， 在制管过程中，要精确地描述管体断面上每个 表2试验方案 点的变形历史是非常困难的，因此，选取断面最内 Table 2 Experinental scheme 表面和最外表面代表管体内层壁厚和外层壁厚的应 预压缩变形量% 变历史，设其外径为D,壁厚为t由于口径与壁厚 钢号 1 2 3 4 之比很大，可以认为中性面在厚度的中心处，则钢板 X80 0.75 1.40 一 1.95 内外表面承受的最大应变可估算如下). X100 1.00 1.50 1.75 2.00 内表面： e,-πD-0-x(D=2D。L (1) π(D一t) D-t 2试验结果与分析 外表面： 如图2所示，X80人100管线钢的单向拉伸应力 E,D-xD-D。L (2) 应变曲线都没有明显的屈服平台，由于棒状试样去 π(D一t)D一t 掉了上下表面的硬化层，因此强度略低，高铌十Mo X80直缝焊与螺旋焊钢管的口径分别为 与高铌十C成分设计的X80钢初始屈服强度平均 1016mm和1219mm,壁厚为18.4mm.对于螺旋焊 值分别为540MPa和511MPaX100钢的初始平均 管，虽然制管和取样问题看似复杂，但制管前沿钢卷 屈服强度为665MPa
第 9期 牛 涛等： 高级别 Ｘ80／Ｘ100管线钢的包辛格效应 1 试验材料与试验方案 1∙1 试验材料 试验用原料取自炉卷轧机生产线生产的 Ｘ80 与 Ｘ100管线钢其主要化学成分见表 1．其中Ｘ80 （＋Ｍｏ）、Ｘ80（ ＋Ｃｒ）分 别 代 表 高 铌 ＋Ｍｏ与 高 铌 ＋Ｃｒ成分设计的 Ｘ80管线钢．Ｘ80与 Ｘ100管线 钢成品厚度分别为 18∙4ｍｍ和 15ｍｍ．由于包辛格 效应的测量要求精度较高试样为非标试样其形状 和主要尺寸见图 1．为了尽量反映全厚度方向的力 学性能Ｘ80选用肩部直径为 16ｍｍ的圆棒试样而 Ｘ100选用制管厂进行力学性能检测时所用的美标 试样． 表 1 试样化学成分 （质量分数 ） Ｔａｂｌｅ1 Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆｔｈｅｔｅｓｔｅｄｓｔｅｅｌｓ ％ 钢号 Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｐ Ｓ Ｍｏ Ｃｒ 其他 Ｘ80（＋Ｍｏ） 0∙040 0∙20 1∙75 0∙007 ＜0∙001 0∙20 — ＴｉＮｂ Ｘ80（＋Ｃｒ） 0∙040 0∙20 1∙75 0∙007 ＜0∙001 — 0∙35 ＮｉＣｕ Ｘ100 0∙055 0∙12 1∙90 0∙007 ＜0∙001 0∙30 0∙10 图 1 取样示意图 （单位：ｍｍ）．（ａ） Ｘ80；（ｂ） Ｘ100 Ｆｉｇ．1 Ｓｋｅｔｃｈｏｆｔｈｅｓｐｅｃｉｍｅｎｓ（ｕｎｉｔ：ｍｍ）：（ａ） Ｘ80；（ｂ） Ｘ100 1∙2 试验方法 在制管过程中要精确地描述管体断面上每个 点的变形历史是非常困难的．因此选取断面最内 表面和最外表面代表管体内层壁厚和外层壁厚的应 变历史．设其外径为 Ｄ壁厚为 ｔ．由于口径与壁厚 之比很大可以认为中性面在厚度的中心处则钢板 内外表面承受的最大应变可估算如下 ［7］． 内表面： εｉ＝ π（Ｄ—ｔ）—π（Ｄ—2ｔ） π（Ｄ—ｔ） ＝ ｔ Ｄ—ｔ （1） 外表面： εｏ＝ πＤ—π（Ｄ—ｔ） π（Ｄ—ｔ） ＝ ｔ Ｄ—ｔ （2） Ｘ80直 缝 焊 与 螺 旋 焊 钢 管 的 口 径 分 别 为 1016ｍｍ和 1219ｍｍ壁厚为 18∙4ｍｍ．对于螺旋焊 管虽然制管和取样问题看似复杂但制管前沿钢卷 斜向所取的拉伸试样在制管过程中只是发生了周向 的弯曲变形变形情况与直缝焊一致因此在 Ｘ80 制管过程中内、外表面所承受的最大变形量为 1∙84％．Ｘ100热轧板制成的直缝焊钢管的口径为 813ｍｍ所承受的最大变形为 1∙87％． 在本文的研究过程中首先对 Ｘ80／Ｘ100管线 钢试样进行单向拉伸测定板材的初始屈服强度平 均值．为了研究压缩变形对屈服强度的影响将试 样先进行一定变形量的压缩卸载后再进行拉伸确 定其屈服强度并计算包辛格效应值．由于试验用 Ｘ80／Ｘ100管线钢的拉伸曲线都没有屈服平台因 此选用管线钢性能检测时常用的 σｔ0∙5作为屈服强 度．具体的预压缩变形量见表 2．每次试验选取两 个试样对试验结果取平均值． 表 2 试验方案 Ｔａｂｌｅ2 Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｃｈｅｍｅ 钢号 预压缩变形量／％ 1 2 3 4 Ｘ80 0∙75 1∙40 — 1∙95 Ｘ100 1∙00 1∙50 1∙75 2∙00 2 试验结果与分析 如图2所示Ｘ80／Ｘ100管线钢的单向拉伸应力 应变曲线都没有明显的屈服平台由于棒状试样去 掉了上下表面的硬化层因此强度略低．高铌 ＋Ｍｏ 与高铌 ＋Ｃｒ成分设计的 Ｘ80钢初始屈服强度平均 值分别为 540ＭＰａ和 511ＭＰａＸ100钢的初始平均 屈服强度为 665ＭＰａ． ·1145·
,1146, 北京科技大学学报 第32卷 由图3所示的不同预变形的应力应变曲线可以 X80(十Mo)和X100管线钢的屈服强度下降的最大 得出压缩一卸载一拉伸的屈服强度，包辛格效应带 值分别达到了86MPa110MPa和118MPa表现出 来的强度下降值随预应变量的变化趋势见图4 了较明显的包辛格效应，(2)随着预压缩应变的增 由试验结果可以发现：(1)随着预压缩变形量 加，X100管线钢的包辛格效应值在1.5%的预压缩 的增大，X80久100管线钢在单轴压缩拉伸变形过 应变后趋于饱和，而X80管线钢在%的应变范围 程中的屈服强度均发生了明显的下降，X8O(十C)、 内的包辛格效应绝对值持续增大，(3)相同变形条 600(a 900(b) 800 500 700 600 400 一X80+Mo 500 --X80+Cr） 400 200 200 100 100 05 1.01.5 2.0 2.5 12 24 应变% 应变% 图2无预变形的应力应变曲线.(a)X80(b)X100 Stress-strain curves w ithout pre-canpression:(a)X80:(b)X100 800 800- 800r a (b 600 600- 600L 40- 400 400 一X80(+Mo) AN酒 200 -X80(+Mo -X80(+Mo) 200 200 --X80(+Cr) -=-X80(+Cr) ---X80(+Cr) 200 -200 -200 -400 -400 400 -600 -600 -600 2 .5 -0.5 0.5 1.5 2 0 2 应变% 应变% 应变% 800 (d) 800 (e) 800-) 400 400 400 dW/ dW/ 4 40D -800 -800 -800 -1.5 0.5 0.5 应变% 应变% 应变% 800(g 400 -800 -2.5-1.5-0.50.51.5 应变% 图3不同预变形的应力应变曲线.(a)X80.7%;(b)X801.4%;(c)X80h.95%;(d)X100h.0%:(e)X1001.%:()X100/ 1.75:(g)X1002.0% Fig 3 Stress-stmain curves with different precampressions (a)X800.75%:(b)X80/1.4%:(c)X80/1.95%;(d)X100/1.0:(e) X100h.5%;(0X1001.75%:(g)X1002.%
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 由图 3所示的不同预变形的应力应变曲线可以 得出压缩—卸载—拉伸的屈服强度包辛格效应带 来的强度下降值随预应变量的变化趋势见图 4． 由试验结果可以发现：（1） 随着预压缩变形量 的增大Ｘ80／Ｘ100管线钢在单轴压缩--拉伸变形过 程中的屈服强度均发生了明显的下降Ｘ80（＋Ｃｒ）、 Ｘ80（＋Ｍｏ）和 Ｘ100管线钢的屈服强度下降的最大 值分别达到了 86ＭＰａ、110ＭＰａ和 118ＭＰａ表现出 了较明显的包辛格效应．（2） 随着预压缩应变的增 加Ｘ100管线钢的包辛格效应值在 1∙5％的预压缩 应变后趋于饱和而 Ｘ80管线钢在 2％的应变范围 内的包辛格效应绝对值持续增大．（3） 相同变形条 图 2 无预变形的应力应变曲线．（ａ） Ｘ80；（ｂ） Ｘ100 Ｆｉｇ．2 Ｓｔｒｅｓｓ-ｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｗｉｔｈｏｕｔｐｒｅ-ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ：（ａ） Ｘ80；（ｂ） Ｘ100 图 3 不同预变形的应力应变曲线．（ａ） Ｘ80／0∙75％；（ｂ） Ｘ80／1∙4％；（ｃ） Ｘ80／1∙95％；（ｄ） Ｘ100／1∙0％；（ｅ） Ｘ100／1∙5％；（ｆ） Ｘ100／ 1∙75％；（ｇ） Ｘ100／2∙0％ Ｆｉｇ．3 Ｓｔｒｅｓｓ-ｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔｐｒｅ-ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｓ： （ａ） Ｘ80／0∙75％； （ｂ） Ｘ80／1∙4％； （ｃ） Ｘ80／1∙95％； （ｄ） Ｘ100／1∙0％； （ｅ） Ｘ100／1∙5％；（ｆ） Ｘ100／1∙75％；（ｇ） Ｘ100／2∙0％ ·1146·
第9期 牛涛等：高级别X80X100管线钢的包辛格效应 .1147. 线钢又高于高铌十C设计，在1.4%附近的预压缩 --X80(+Cm -20 变形时三者的差别最大，达到了将近40MPa这与 -T-X80(+Mo) -40 --X100 三者的初始强度差别呈现良好的对应关系，即初始 -60 强度越高，表现出的包辛格效应越明显， 试样经预变形后（第1次应变）卸载，再反向加 -80 载（第2次应变）所得的曲线放入第1象限与没有 -100 预应变的拉伸曲线对比示于图5由图5看出：对于 -120 0 0.4 0.81.2 1.6 2.0 X80钢，当应变小于1.%时，二次应力应变曲线 预压变形量/% 都位于原始预应力应变曲线的下方；当应变量大 图4预压变形量和屈服强度减少值（包辛格效应值的关系 于1.%后，反向应力应变曲线逐渐超过原始材料 Fig 4 Relationship beteen pre strain and decrease in yied strength 的应力应变曲线，即形变抗力逐渐超过原始材料. 件下，三个试验用钢的包辛格效应值之间也有较大 与X80不同的是，X100管线钢的二次应力应变曲 差异，相比之下，X100管线钢的包辛格效应值明显 线始终是位于原始预应变曲线的下面，即发生了明 高于X80管线钢，而高铌十Mo成分设计的X80管 显的永久软化 (a) b 600 800L 600 3 400 4 1预压缩变形量0% 1预压缩变形量0% 200 2预压缩变形量0.75% 2预压缩变形量1,0% 3预压缩变形量1.40% 200 3预压缩变形量1.5% 4预压缩变形量1.95% 4预压缩变形量2.0% 0.5 1.01.52.02.5 0.5 1.01.52.02.5 应变呢 应变% 图5预变形前后的应力应变曲线对比.(a)X80(b)X100 Fig5 Canparison of stress strain curves before and after precampression (a)X80.(b)X100 高级别X80人100管线钢的显微组织如图6所 3讨论 示，由针状铁素体、粒状贝氏体、MA岛等多相组织 包辛格效应和循环变形过程中产生的背应力 组成，而其中的各相由于形成温度、合金成分以及形 有关，而Feaugas和Gaudin8把背应力分成两个部 态的不同，其微观力学性能也不尽相同，相对而言， 分，即晶内背应力和晶间背应力，晶间背应力源于 贝氏体铁素体基体中的位错密度较低，而在晶界、二 晶粒之间的塑性应变的不相容性.晶内背应力起 相粒子及MA岛前塞积的位错密度远远高于基体. 源于晶粒内部的位错组态，可通过“复合模型”（其 相对于其他相，硬度较高的MA相成为了管线钢变 中，晶体被认为是由高度局部位错密度的硬位错 形过程中背应力的主要来源，在本试验的加载过程 墙和少数局部位错密度的软位错墙复合而成)得 中，随着预压变形量的增加，塞集在晶界、二相粒子 以解释).其微观过程是经过正向应变后，晶内位 及MA岛前的可动位错越来越多，但又来不及形成 错在阻碍处受阻并聚集，使该处位错密度增高，阻 稳定的位错亚结构，因此在卸载后反向拉伸时，会 碍了位错的进一步运动，即产生了背应力，而在位 促进塞集的位错加速驰豫，反向运动的可动位错比 错受阻的反方向，形成了低密度位错区，应变增加 较多，同时还有可能开动的次滑移也比较多，造成试 时位错密度增加，背应力也增加，一旦反向应变， 样的屈服强度的降低，因此，组织中各相的力学性 位错很容易克服低密度位错区的障碍，从而表现 能差异是造成高级别管线钢包辛格效应的根本 出了软化o) 原因
第 9期 牛 涛等： 高级别 Ｘ80／Ｘ100管线钢的包辛格效应 图 4 预压变形量和屈服强度减少值 （包辛格效应值 ）的关系 Ｆｉｇ．4 Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｐｒｅ-ｓｔｒａｉｎａｎｄｄｅｃｒｅａｓｅｉｎｙｉｅｌｄｓｔｒｅｎｇｔｈ 件下三个试验用钢的包辛格效应值之间也有较大 差异．相比之下Ｘ100管线钢的包辛格效应值明显 高于 Ｘ80管线钢而高铌 ＋Ｍｏ成分设计的 Ｘ80管 线钢又高于高铌 ＋Ｃｒ设计在 1∙4％附近的预压缩 变形时三者的差别最大达到了将近 40ＭＰａ．这与 三者的初始强度差别呈现良好的对应关系即初始 强度越高表现出的包辛格效应越明显． 试样经预变形后 （第 1次应变 ）卸载再反向加 载 （第 2次应变 ）所得的曲线放入第 1象限与没有 预应变的拉伸曲线对比示于图 5．由图 5看出：对于 Ｘ80钢当应变小于 1∙0％时二次应力--应变曲线 都位于原始预应力--应变曲线的下方；当应变量大 于 1∙0％后反向应力--应变曲线逐渐超过原始材料 的应力--应变曲线即形变抗力逐渐超过原始材料． 与 Ｘ80不同的是Ｘ100管线钢的二次应力--应变曲 线始终是位于原始预应变曲线的下面即发生了明 显的永久软化． 图 5 预变形前后的应力应变曲线对比．（ａ） Ｘ80；（ｂ） Ｘ100 Ｆｉｇ．5 Ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎｏｆｓｔｒｅｓｓ-ｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｂｅｆｏｒｅａｎｄａｆｔｅｒｐｒｅ-ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ：（ａ） Ｘ80；（ｂ） Ｘ100 3 讨论 包辛格效应和循环变形过程中产生的背应力 有关而 Ｆｅａｕｇａｓ和 Ｇａｕｄｉｎ ［8］把背应力分成两个部 分即晶内背应力和晶间背应力．晶间背应力源于 晶粒之间的塑性应变的不相容性．晶内背应力起 源于晶粒内部的位错组态可通过 “复合模型 ” （其 中晶体被认为是由高度局部位错密度的硬位错 墙和少数局部位错密度的软位错墙复合而成 ）得 以解释 ［9］．其微观过程是经过正向应变后晶内位 错在阻碍处受阻并聚集使该处位错密度增高阻 碍了位错的进一步运动即产生了背应力而在位 错受阻的反方向形成了低密度位错区应变增加 时位错密度增加背应力也增加一旦反向应变 位错很容易克服低密度位错区的障碍从而表现 出了软化 ［10］． 高级别 Ｘ80／Ｘ100管线钢的显微组织如图 6所 示由针状铁素体、粒状贝氏体、Ｍ／Ａ岛等多相组织 组成而其中的各相由于形成温度、合金成分以及形 态的不同其微观力学性能也不尽相同．相对而言 贝氏体铁素体基体中的位错密度较低而在晶界、二 相粒子及 Ｍ／Ａ岛前塞积的位错密度远远高于基体． 相对于其他相硬度较高的 Ｍ／Ａ相成为了管线钢变 形过程中背应力的主要来源．在本试验的加载过程 中随着预压变形量的增加塞集在晶界、二相粒子 及 Ｍ／Ａ岛前的可动位错越来越多但又来不及形成 稳定的位错亚结构．因此在卸载后反向拉伸时会 促进塞集的位错加速驰豫反向运动的可动位错比 较多同时还有可能开动的次滑移也比较多造成试 样的屈服强度的降低．因此组织中各相的力学性 能差异是造成高级别管线钢包辛格效应的根本 原因． ·1147·
,1148 北京科技大学学报 第32卷 500nm 500nm 500nm 图6典型透射组织.(a)X80,(b)X100:(c)位错形貌 Fig6 Representative m icmstnichires observed by TEM:(a)X80:(b)X100 (c)disbcation 在压缩变形较小时，屈服强度较低的贝氏体铁 服强度不同，其晶粒内部的位错组态也有所差别 素体在卸载后处于残余拉伸状态，而屈服强度较高 X100管线钢的屈服强度较高，晶粒内部的位错密度 的MA相仅发生了弹性变形，因此在后续的拉伸变 较高，在相同的预压缩变形条件下，卸载后的晶间残 形过程中造成屈服强度的降低，随着预压缩变形量 余应力也就越大，因此在后续的拉伸过程中屈服强 的上升，卸载后残留在组织中的应力逐渐增大，因此 度的下降也就越明显，以往的很多文献研究也表 在后续的拉伸过程中屈服强度的降低也越来越明 明，随着板卷强度的提高，包辛格效应越明显山. 显，当压缩量增大到一定程度时，屈服强度较高的 管线钢在反复加载过程中的瞬时与永久软化行 硬相也发生了屈服，两相间的应变量差趋于稳定，因 为，与其组织特点是密切相关的.反向变形时材料 此残余的内应力也趋于稳定，表现在后续的拉伸变 的软化行为与其形变硬化能力有密切的关系，而材 形中，屈服强度的下降值趋于稳定，即随着应变量 料的形变硬化能力与其硬相体积分数相对应，根据 的增大，包辛格效应绝对值的增大速度减缓，当预变 李中华和顾海澄对包辛格效应研究，在铁素体十 形量增大到一定值时，包辛格效应趋于饱和 马氏体双相钢中，当预应变较高时，随着组织中马氏 由以上分析可以得出结论，包辛格效应发生饱 体体积分数的增加，反向曲线逐渐由瞬时软化转化 和以及减小的预变形量，取决于硬相何时发生屈服 为永久软化，因此，对于组织中同样存在硬度差别 变形.由表1中X80人100管线钢的化学成分对比 的不同相的管线钢，随着组织中马氏体等硬相比例 可以看出，在X100管线钢中，淬透性元素Mo的含 的增加，反向变形中由瞬时软化逐渐发展为越来越 量与X80相比较高，因此，在轧后的层流冷却过程 明显的永久软化， 中，X100管线钢的淬透性更高，再加上X100管线钢 4结论 生产工艺中的冷却速度更高，因此更容易得到细小 的MA岛组织，如图7所示，在板厚14处的组织 (1)在本试验条件下，南京钢铁股份有限公司 中，X100管线钢中的MA组织体积分数可以达到 炉卷轧机生产线生产的X80与X100管线钢的包辛 4%~6%,而X80管线钢中的MA组织体积分数仅 格效应比较明显 有1%~3%.X80和X100管线钢中碳含量相差无 (2)随着预压缩变形量的增大，X100管线钢的 几，X100管线钢中MA组织与基体之间的强度差 包辛格效应绝对值先是持续增大，但当预压缩变形 相对较小，在较低的变形量下就可以发生屈服，因此 量大于1.5%后，X100管线钢的包辛格效应趋于饱 发生包辛格效应饱和的变形量低于X80管线钢， 和；X80管线钢的包辛格效应绝对值则呈现持续增 大的单一趋势.初步分析认为，包辛格效应是否发 生饱和与组织中硬相是否发生塑性变形有关，而饱 和的预压缩应变量大小取决于组织中软硬相的强度 差别 (3)随着板卷强度的提高，包辛格效应更加明 5 gm 10m 显，其主要是由于不同位错形态下的晶内背应力不 同造成的， 图7不同级别管线钢的MA形貌.(a)X80(b)X100 Fig 7 Morphobgy of M/A islands in pipeline steel (a)X80. (4)在反复变形过程中，X80管线钢表现出了 (b)X100 瞬时软化，而X100管线钢则表现出较明显的永久 软化现象，分析表明这主要是由于两者组织中软硬 对于试验用X80X100管线钢来说，初始的屈 相的体积分数不同造成的
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 图 6 典型透射组织．（ａ） Ｘ80；（ｂ） Ｘ100；（ｃ） 位错形貌 Ｆｉｇ．6 ＲｅｐｒｅｓｅｎｔａｔｉｖｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｂｓｅｒｖｅｄｂｙＴＥＭ：（ａ） Ｘ80；（ｂ） Ｘ100；（ｃ） ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ 在压缩变形较小时屈服强度较低的贝氏体铁 素体在卸载后处于残余拉伸状态而屈服强度较高 的 Ｍ／Ａ相仅发生了弹性变形因此在后续的拉伸变 形过程中造成屈服强度的降低．随着预压缩变形量 的上升卸载后残留在组织中的应力逐渐增大因此 在后续的拉伸过程中屈服强度的降低也越来越明 显．当压缩量增大到一定程度时屈服强度较高的 硬相也发生了屈服两相间的应变量差趋于稳定因 此残余的内应力也趋于稳定表现在后续的拉伸变 形中屈服强度的下降值趋于稳定．即随着应变量 的增大包辛格效应绝对值的增大速度减缓当预变 形量增大到一定值时包辛格效应趋于饱和． 由以上分析可以得出结论包辛格效应发生饱 和以及减小的预变形量取决于硬相何时发生屈服 变形．由表 1中 Ｘ80／Ｘ100管线钢的化学成分对比 可以看出在 Ｘ100管线钢中淬透性元素 Ｍｏ的含 量与 Ｘ80相比较高．因此在轧后的层流冷却过程 中Ｘ100管线钢的淬透性更高再加上 Ｘ100管线钢 生产工艺中的冷却速度更高因此更容易得到细小 的 Ｍ／Ａ岛组织．如图 7所示在板厚 1／4处的组织 中Ｘ100管线钢中的 Ｍ／Ａ组织体积分数可以达到 4％ ～6％而 Ｘ80管线钢中的 Ｍ／Ａ组织体积分数仅 有 1％ ～3％．Ｘ80和 Ｘ100管线钢中碳含量相差无 几Ｘ100管线钢中 Ｍ／Ａ组织与基体之间的强度差 相对较小在较低的变形量下就可以发生屈服因此 发生包辛格效应饱和的变形量低于 Ｘ80管线钢． 图 7 不同级别管线钢的 Ｍ／Ａ形貌．（ａ） Ｘ80；（ｂ） Ｘ100 Ｆｉｇ．7 ＭｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆＭ／Ａｉｓｌａｎｄｓｉｎｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｓ： （ａ） Ｘ80； （ｂ） Ｘ100 对于试验用 Ｘ80／Ｘ100管线钢来说初始的屈 服强度不同其晶粒内部的位错组态也有所差别． Ｘ100管线钢的屈服强度较高晶粒内部的位错密度 较高在相同的预压缩变形条件下卸载后的晶间残 余应力也就越大因此在后续的拉伸过程中屈服强 度的下降也就越明显．以往的很多文献研究也表 明随着板卷强度的提高包辛格效应越明显 ［11］． 管线钢在反复加载过程中的瞬时与永久软化行 为与其组织特点是密切相关的．反向变形时材料 的软化行为与其形变硬化能力有密切的关系而材 料的形变硬化能力与其硬相体积分数相对应．根据 李中华和顾海澄 ［12］对包辛格效应研究在铁素体 ＋ 马氏体双相钢中当预应变较高时随着组织中马氏 体体积分数的增加反向曲线逐渐由瞬时软化转化 为永久软化．因此对于组织中同样存在硬度差别 的不同相的管线钢随着组织中马氏体等硬相比例 的增加反向变形中由瞬时软化逐渐发展为越来越 明显的永久软化． 4 结论 （1） 在本试验条件下南京钢铁股份有限公司 炉卷轧机生产线生产的 Ｘ80与 Ｘ100管线钢的包辛 格效应比较明显． （2） 随着预压缩变形量的增大Ｘ100管线钢的 包辛格效应绝对值先是持续增大但当预压缩变形 量大于 1∙5％后Ｘ100管线钢的包辛格效应趋于饱 和；Ｘ80管线钢的包辛格效应绝对值则呈现持续增 大的单一趋势．初步分析认为包辛格效应是否发 生饱和与组织中硬相是否发生塑性变形有关而饱 和的预压缩应变量大小取决于组织中软硬相的强度 差别． （3） 随着板卷强度的提高包辛格效应更加明 显．其主要是由于不同位错形态下的晶内背应力不 同造成的． （4） 在反复变形过程中Ｘ80管线钢表现出了 瞬时软化而 Ｘ100管线钢则表现出较明显的永久 软化现象．分析表明这主要是由于两者组织中软硬 相的体积分数不同造成的． ·1148·