DOL:10.13374h.issn1001-053x.2012.05.011 第34卷第5期 北京科技大学学报 Vol.34 No.5 2012年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 2012 X80管线钢微孔洞形核 邱保文12)8袁泽喜”周桂峰》 1)武汉科技大学材料与治金学院，武汉4300812)武钢研究院，武汉430080 通信作者，E-mail:qbwent@wisco.com.cn 摘要利用扫描电镜和透射电镜等手段，观察了X80管线钢中的夹杂物和MA岛，获得了它们的尺寸统计特征.应用不同 颈缩程度的拉伸试验，探明了X80管线钢中微孔洞萌生的机理：第一阶段微孔洞的形核是围绕钙处理夹杂物，在颈缩初期已 经开始：第二阶段属高应变量阶段，此时孔洞是通过MA岛/基体界面脱离形核.通过有限元法分析了拉伸过程，确定了试样 的真实应力一应变曲线，计算了钙处理夹杂物/基体界面强度和MA岛/基体界面强度 关键词管线钢：微孔洞：形核：界面强度 分类号TG142.1 Microvoid nucleation in X80 pipeline steel QIU Bao-en,YUAN Zexi,ZHOU Gui-feng? 1)College of Materials and Metallurgy,Wuhan University of Science and Technology,Wuhan 430081,China 2)Research Development Center,Wuhan Iron and Steel Corporation,Wuhan 430080,China Corresponding author,E-mail:qbwen@wisco.com.cn ABSTRACT Inclusions and MA islands in X80 pipeline steel were observed and their statistical size characters were obtained by scanning electron microscopy and transmission electron microscopy.The mechanism of microvoid nucleation in X80 pipeline steel was studied through a series of tensile tests with different necking degrees.Microvoid nucleation firstly occurs around calcium treatment in- clusions at the early necking stage,while at the deep necking stage,microvoids nucleate by decohesion of MA island/matrix interfaces. Finally the tensile process was analyzed,the curves of true stress to true strain of X80 samples were determined,and the strengths of calcium treatment inclusion/matrix interfaces and MA island/matrix interfaces were calculated by the finite element method. KEY WORDS pipeline steel:microvoids:nucleation:interface strength 韧性断裂的机理尽管十分复杂，涉及因素众多，展X80管线钢韧性断裂特性的研究提供了帮助. 但公认的断裂过程通常被划分为三个阶段，即孔洞 1实验材料与方法 形核、扩张和聚合阶段.在各个阶段均有众多的理 论预测和数值分析研究，显示出对所研究材料的极 实验材料为热机械控制工艺(TMCP)生产的 大依赖性.Qu等0认为在X65管线钢（铁素体型） X80管线钢，组织主要为针状铁素体和岛状残余奥 中含Ca夹杂物与基体界面的脱离是孔洞萌生的主 氏体-马氏体组织（即MA岛），化学成分如表1所 要因素，Poruks等回在一种低碳贝氏体型钢中观察 示.沿横向取样，加工成l0mm圆棒光滑拉伸试 到马氏体与基体界面的脱离是孔洞萌生的主要因 样.拉伸试验在Zwick600E型电子万能试验机上进 素.本文通过不同程度拉伸试样颈缩部位的细观分 行.引伸计标距为50mm,准确度为0.5级.X80管 析和有限元计算，明确了X80管线钢围绕钙处理夹 线钢的力学性能见表2. 杂物和MA岛萌生孔洞的机理，计算了X80管线钢 对同批次的一系列X80管线钢直径为中10mm 中钙处理夹杂物和MA岛与基体的结合强度，为开 的拉伸试样施以不同程度地拉伸，并记录应力一应 收稿日期：201103-28 基金项目：武汉钢铁（集团）公司科研基金资助项目(04050757-3)
第 34 卷 第 5 期 2012 年 5 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 5 May 2012 X80 管线钢微孔洞形核 邱保文1，2) 袁泽喜1) 周桂峰2) 1) 武汉科技大学材料与冶金学院，武汉 430081 2) 武钢研究院，武汉 430080 通信作者，E-mail: qbwen@ wisco． com． cn 摘 要 利用扫描电镜和透射电镜等手段，观察了 X80 管线钢中的夹杂物和 MA 岛，获得了它们的尺寸统计特征． 应用不同 颈缩程度的拉伸试验，探明了 X80 管线钢中微孔洞萌生的机理: 第一阶段微孔洞的形核是围绕钙处理夹杂物，在颈缩初期已 经开始; 第二阶段属高应变量阶段，此时孔洞是通过 MA 岛/基体界面脱离形核． 通过有限元法分析了拉伸过程，确定了试样 的真实应力--应变曲线，计算了钙处理夹杂物/基体界面强度和 MA 岛/基体界面强度． 关键词 管线钢; 微孔洞; 形核; 界面强度 分类号 TG142. 1 Microvoid nucleation in X80 pipeline steel QIU Bao-wen1，2) ，YUAN Ze-xi 1) ，ZHOU Gui-feng2) 1) College of Materials and Metallurgy，Wuhan University of Science and Technology，Wuhan 430081，China 2) Research ＆ Development Center，Wuhan Iron and Steel Corporation，Wuhan 430080，China Corresponding author，E-mail: qbwen@ wisco． com． cn ABSTRACT Inclusions and MA islands in X80 pipeline steel were observed and their statistical size characters were obtained by scanning electron microscopy and transmission electron microscopy． The mechanism of microvoid nucleation in X80 pipeline steel was studied through a series of tensile tests with different necking degrees． Microvoid nucleation firstly occurs around calcium treatment inclusions at the early necking stage，while at the deep necking stage，microvoids nucleate by decohesion of MA island /matrix interfaces． Finally the tensile process was analyzed，the curves of true stress to true strain of X80 samples were determined，and the strengths of calcium treatment inclusion /matrix interfaces and MA island /matrix interfaces were calculated by the finite element method． KEY WORDS pipeline steel; microvoids; nucleation; interface strength 收稿日期: 2011--03--28 基金项目: 武汉钢铁( 集团) 公司科研基金资助项目( 04050757--3) 韧性断裂的机理尽管十分复杂，涉及因素众多， 但公认的断裂过程通常被划分为三个阶段，即孔洞 形核、扩张和聚合阶段． 在各个阶段均有众多的理 论预测和数值分析研究，显示出对所研究材料的极 大依赖性． Qiu 等［1］认为在 X65 管线钢( 铁素体型) 中含 Ca 夹杂物与基体界面的脱离是孔洞萌生的主 要因素，Poruks 等［2］在一种低碳贝氏体型钢中观察 到马氏体与基体界面的脱离是孔洞萌生的主要因 素． 本文通过不同程度拉伸试样颈缩部位的细观分 析和有限元计算，明确了 X80 管线钢围绕钙处理夹 杂物和 MA 岛萌生孔洞的机理，计算了 X80 管线钢 中钙处理夹杂物和 MA 岛与基体的结合强度，为开 展 X80 管线钢韧性断裂特性的研究提供了帮助． 1 实验材料与方法 实验材料为热机械控制工艺( TMCP) 生产的 X80 管线钢，组织主要为针状铁素体和岛状残余奥 氏体--马氏体组织( 即 MA 岛) ，化学成分如表 1 所 示． 沿横向取样，加工成 10 mm 圆棒光滑拉伸试 样． 拉伸试验在 Zwick 600E 型电子万能试验机上进 行． 引伸计标距为 50 mm，准确度为 0. 5 级． X80 管 线钢的力学性能见表 2． 对同批次的一系列 X80 管线钢直径为 10 mm 的拉伸试样施以不同程度地拉伸，并记录应力--应 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.05.011
·542· 北京科技大学学报 第34卷 表1X80管线钢化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of X80 steel % C Mn Si P Nb Mo Ti N 0.025 1.85 0.30 0.004 0.006 0.047 0.25 0.005 0.021 0.00760.015 表2X80管线钢横向拉伸力学性能 Table 2 Transverse tensile mechanical properties of X80 steel 试样编号 R 0.2/MPa Ro.s/MPa Ru.s/MPa R/MPa A.1% A/呢 A/% 1 540.0 541.4 593.62 714.1 10.00 10.37 27.41 547.0 548.0 601.04 713.0 9.59 9.97 27.19 注：表中力学性能指标与国家标准GB/T228.1一2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》中的术语定义保持一致 变曲线.第一件以工程应变量达到A(10%)作为 中，对此进行了简化处理，将颈缩部位截面视为一个 停机点，然后卸载；其余试样的工程应变量依次比前 等面积的圆，以等效圆直径作为分析数据 一试样增加2%，然后卸载.对试样颈缩部位进行测 2.2X80管线钢中的夹杂物 量，以帮助确定材料在颈缩后的应力一应变关系. 对近百个视场中的夹杂物进行了测量.由于钙 在未受变形的同炉号X80管线钢板中取样制 处理夹杂物工艺的实施，在X80管线钢基体中己经 备金相观察试样，在FEI Quanta400型扫描电镜 难以找到单纯硫化物，而是复合硫化物氧化物，并且 (SEM)）下对夹杂物进行多个视场的能谱分析和尺 夹杂物的形态趋于球化.图1为436个钙处理夹杂 寸测量.同时在JEM-2000FXⅡ型透射电镜(TEM) 物尺寸的统计分布图.夹杂物粒子等效圆直径为 下观察试样，观察钢中MA岛的分布并测量其尺寸. 1.5~5um的分布概率大于95%，粒径均值为2.66 对经过不同程度拉伸试样沿轴向在颈缩部位中 um. 心解剖，制备金相试样，以供观察微孔洞的萌生情 0 况.对于拉伸试验进行大变形弹塑性有限元分析， 0 帮助确定微孔洞萌生时的受力状态和基体变形量 30 大小 20 2实验结果 2 0只2g号o 2.1X80管线钢拉伸试验 夹杂物等效圆直径/m 拉伸后颈缩部位的尺寸及工程应变量见表3. 图1夹杂物统计分布直方图 表3拉伸后试样颈缩部位尺寸记录 Fig.1 Statistical histogram of inclusion size Table 3 Specimen necking size records after extruding 2.3X80管线钢中的MA岛 直径（板厚 直径（平行于 工程 试样编号 方向)/mm 轧向)/mm 应变量/% 图2显示了透射电镜观察到的MA岛（深黑色 3 9.51 9.70 10 部分)在基体内分布的具体情况.X80管线钢基体 4 9.28 9.42 12 存在大量的针状铁素体组织，晶粒内有亚晶界和高 5 8.31 8.96 14 密度位错。针状铁素体在一个原始奥氏体晶粒内形 6 7.82 8.73 16 成几个不同取向的晶胞，原始奥氏体晶界己经不明 7 6.73 8.00 18 显.因针状铁素体组织中含碳量极低，铁素体板条 束间不存在碳化物.MA岛的形成与低温碳元素扩 8 6.44 7.80 20 展过程有关司，分布于晶界或铁素体板条束之间， 9 5.69 7.35 22 10 4.63 5.51 27 从形态上来讲，其外形是无规则的.受冷却速度的 影响，MA岛在低速冷却时，数量较少，但尺寸较大， 从表3中可以知道，拉伸应变量超过10%以 Wang等0观察到在X70钢中，MA岛可以达到4 后，试样横截面应变量沿板厚方向的比沿轧向的大， μm,并随冷却速度的增加，MA岛尺寸开始减小；但 显示了一定程度的各向异性，在后面的有限元分析 在本实验用X80试样中，从多张观察图片的测量结
北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 表 1 X80 管线钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of X80 steel % C Mn Si S P Nb Mo V Ti N Al 0. 025 1. 85 0. 30 0. 004 0. 006 0. 047 0. 25 0. 005 0. 021 0. 007 6 0. 015 表 2 X80 管线钢横向拉伸力学性能 Table 2 Transverse tensile mechanical properties of X80 steel 试样编号 Rp0. 2 /MPa Rt0. 5 /MPa Rt1. 5 /MPa Rm /MPa Ag /% Agt /% A /% 1 540. 0 541. 4 593. 62 714. 1 10. 00 10. 37 27. 41 2 547. 0 548. 0 601. 04 713. 0 9. 59 9. 97 27. 19 注: 表中力学性能指标与国家标准 GB /T 228. 1—2010《金属材料拉伸试验第 1 部分: 室温试验方法》中的术语定义保持一致． 变曲线． 第一件以工程应变量达到 Agt ( 10% ) 作为 停机点，然后卸载; 其余试样的工程应变量依次比前 一试样增加 2% ，然后卸载． 对试样颈缩部位进行测 量，以帮助确定材料在颈缩后的应力--应变关系． 在未受变形的同炉号 X80 管线钢板中取样制 备金 相 观 察 试 样，在 FEI Quanta400 型 扫 描 电 镜 ( SEM) 下对夹杂物进行多个视场的能谱分析和尺 寸测量． 同时在 JEM--2000FXⅡ型透射电镜( TEM) 下观察试样，观察钢中 MA 岛的分布并测量其尺寸． 对经过不同程度拉伸试样沿轴向在颈缩部位中 心解剖，制备金相试样，以供观察微孔洞的萌生情 况． 对于拉伸试验进行大变形弹塑性有限元分析， 帮助确定微孔洞萌生时的受力状态和基体变形量 大小． 2 实验结果 2. 1 X80 管线钢拉伸试验 拉伸后颈缩部位的尺寸及工程应变量见表 3． 表 3 拉伸后试样颈缩部位尺寸记录 Table 3 Specimen necking size records after extruding 试样编号 直径( 板厚 方向) /mm 直径( 平行于 轧向) /mm 工程 应变量/% 3 9. 51 9. 70 10 4 9. 28 9. 42 12 5 8. 31 8. 96 14 6 7. 82 8. 73 16 7 6. 73 8. 00 18 8 6. 44 7. 80 20 9 5. 69 7. 35 22 10 4. 63 5. 51 27 从表 3 中可以知道，拉伸应变量超过 10% 以 后，试样横截面应变量沿板厚方向的比沿轧向的大， 显示了一定程度的各向异性，在后面的有限元分析 中，对此进行了简化处理，将颈缩部位截面视为一个 等面积的圆，以等效圆直径作为分析数据． 2. 2 X80 管线钢中的夹杂物 对近百个视场中的夹杂物进行了测量． 由于钙 处理夹杂物工艺的实施，在 X80 管线钢基体中已经 难以找到单纯硫化物，而是复合硫化物氧化物，并且 夹杂物的形态趋于球化． 图 1 为 436 个钙处理夹杂 物尺寸的统计分布图． 夹杂物粒子等效圆直径为 1. 5 ～ 5 μm 的分布概率大于 95% ，粒径均值为 2. 66 μm． 图 1 夹杂物统计分布直方图 Fig． 1 Statistical histogram of inclusion size 2. 3 X80 管线钢中的 MA 岛 图 2 显示了透射电镜观察到的 MA 岛( 深黑色 部分) 在基体内分布的具体情况． X80 管线钢基体 存在大量的针状铁素体组织，晶粒内有亚晶界和高 密度位错． 针状铁素体在一个原始奥氏体晶粒内形 成几个不同取向的晶胞，原始奥氏体晶界已经不明 显． 因针状铁素体组织中含碳量极低，铁素体板条 束间不存在碳化物． MA 岛的形成与低温碳元素扩 展过程有关［3］，分布于晶界或铁素体板条束之间， 从形态上来讲，其外形是无规则的． 受冷却速度的 影响，MA 岛在低速冷却时，数量较少，但尺寸较大， Wang 等［4］观察到在 X70 钢中，MA 岛可以达到 4 μm，并随冷却速度的增加，MA 岛尺寸开始减小; 但 在本实验用 X80 试样中，从多张观察图片的测量结 ·542·
第5期 邱保文等：X80管线钢微孔洞形核 ·543· 果表明MA岛的尺寸极少有超过1um,其平均等效 圆直径为0.52μm. 9W.解整500m 8ag 1.500 nm 图2透射电镜观察MA岛分布情况.(a)MA岛分布于针状铁素体亚品界：(b)密集分布的MA岛 Fig.2 TEM micrographs of MA islands:(a)MA islands localized at the subgrain boundaries of acicular ferrites:(b)concentrated MA islands 2.4微孔洞围绕夹杂物的形核 一个大孔洞，见图3.经能谱分析发现孔洞中心夹杂 在颈缩部位，经过10%、12%应变拉伸的试样， 物为钙处理硫化物，夹杂物旁边暗黑区域为微孔洞. 在其纵截面上没有发现孔洞.经过14%应变拉伸的 在放大倍数为1200的每个视场中孔洞数目不足10 试样(5#)，其颈缩部位的真实应变量为0.346，纵截 个，大小都在2m及以下.由此说明，孔洞刚刚开 面上观察到了稀疏的微孔洞，颈缩部位从中心向外， 始萌生. 孔洞的数量依次减少，距离中心0.06mm处观察到 1100 1200d Fe 900 1000 为 700 800 400 500 200 Al 300 Mn Mn 2 4 6 4 6 能量keV 能量keV 图314%工程应变试样微孔洞的萌生.()颈缩部位中心区微孔洞：(b)十字处能谱图：()箭头处能谱图 Fig.3 Microvoid nucleation for the samples of 14%engineering strain:(a)microvoid at the center of the necking area:(b)energy spectrum at the crosshead point:(c)energy spectrum at the arrow point 2.5微孔洞通过MA岛/基体界面分离的形核 量为1.015时，为MA岛/基体界面脱离的孔洞形核 在经过20%以上应变拉伸的试样(8#、9#)颈缩 阶段 部位，孔洞密度较14%应变拉伸的试样要多7倍以 3分析与讨论 上（每视场近百个）.围绕钙处理夹杂物萌生的孤立 孔洞尺寸相对于5#试样约增加1倍，先前萌生的孔 3.1试样真实应力一应变关系的确定 洞在长大.孔洞数量与最终拉伸断口表面上的孔洞 Ramberg和Osgood提出了一种三参数描述材 数（每视场2000多个）相差甚远，而此时距离断裂 料拉伸或压缩试验应力一应变的非线性弹塑性关系 (应变量27%)很近，说明在最后阶段，孔洞的萌生 的方法，表达式如下： 和长大过程是剧烈发展的，但主导断裂的因素是通 (1) 过MA岛与基体脱离（图4）形成微孔洞片导致最终 的断裂. 式中：e。为塑性应变；σo=Ee。为屈服应力，E为弹 试验观察到单向拉伸试样颈缩后达到真实应变 性模量；n为硬化指数；a为拟合系数.取值σ。=
第 5 期 邱保文等: X80 管线钢微孔洞形核 果表明 MA 岛的尺寸极少有超过 1 μm，其平均等效 圆直径为 0. 52 μm． 图 2 透射电镜观察 MA 岛分布情况． ( a) MA 岛分布于针状铁素体亚晶界; ( b) 密集分布的 MA 岛 Fig． 2 TEM micrographs of MA islands: ( a) MA islands localized at the subgrain boundaries of acicular ferrites; ( b) concentrated MA islands 2. 4 微孔洞围绕夹杂物的形核 在颈缩部位，经过 10% 、12% 应变拉伸的试样， 在其纵截面上没有发现孔洞． 经过 14% 应变拉伸的 试样( 5#) ，其颈缩部位的真实应变量为 0. 346，纵截 面上观察到了稀疏的微孔洞，颈缩部位从中心向外， 孔洞的数量依次减少，距离中心 0. 06 mm 处观察到 一个大孔洞，见图 3． 经能谱分析发现孔洞中心夹杂 物为钙处理硫化物，夹杂物旁边暗黑区域为微孔洞． 在放大倍数为 1 200 的每个视场中孔洞数目不足 10 个，大小都在 2 μm 及以下． 由此说明，孔洞刚刚开 始萌生． 图 3 14% 工程应变试样微孔洞的萌生． ( a) 颈缩部位中心区微孔洞; ( b) 十字处能谱图; ( c) 箭头处能谱图 Fig． 3 Microvoid nucleation for the samples of 14% engineering strain: ( a) microvoid at the center of the necking area; ( b) energy spectrum at the crosshead point; ( c) energy spectrum at the arrow point 2. 5 微孔洞通过 MA 岛/基体界面分离的形核 在经过 20% 以上应变拉伸的试样( 8#、9#) 颈缩 部位，孔洞密度较 14% 应变拉伸的试样要多 7 倍以 上( 每视场近百个) ． 围绕钙处理夹杂物萌生的孤立 孔洞尺寸相对于 5#试样约增加 1 倍，先前萌生的孔 洞在长大． 孔洞数量与最终拉伸断口表面上的孔洞 数( 每视场 2 000 多个) 相差甚远，而此时距离断裂 ( 应变量 27% ) 很近，说明在最后阶段，孔洞的萌生 和长大过程是剧烈发展的，但主导断裂的因素是通 过 MA 岛与基体脱离( 图 4) 形成微孔洞片导致最终 的断裂． 试验观察到单向拉伸试样颈缩后达到真实应变 量为 1. 015 时，为 MA 岛/基体界面脱离的孔洞形核 阶段． 3 分析与讨论 3. 1 试样真实应力--应变关系的确定 Ramberg 和 Osgood ［5］提出了一种三参数描述材 料拉伸或压缩试验应力--应变的非线性弹塑性关系 的方法，表达式如下: εp ε0 = σ σ0 + α ( σ σ ) 0 n ． ( 1) 式中: εp 为塑性应变; σ0 = Eε0 为屈服应力，E 为弹 性模量; n 为硬化指数; α 为拟合系数． 取值 σ0 = ·543·
·544 北京科技大学学报 第34卷 1400 1200 1000 800 ◆有限元分析 600 赢缩前 ▲线性插值 400年 200 020.40.60.81.01.21.41.6 真应变 图4拉伸断口附近的孔洞（白色颗粒为MA岛，拉伸方向为水 图5X80管线钢真实应力一应变曲线 平) Fig.5 True stress-strain curve of X80 steel Fig.4 Voids at the fracture end (white particles are MA islands,ex- truding at the horizontal direction) 核，对应的颈缩部位真实应力应变场如图6所示. 等效应力沿试样径向的分布比等效应变的分布均 540MPa,n=9.745,a=0.763,通过最小二乘法最佳 匀，此时等效应变在试样中心部位达到0.346，等效 拟合式(1)中材料在颈缩前的单轴拉伸真实应力一 应力σ。达到879MPa,颈缩部位的平均应力om为 应变曲线 387 MPa. 对于颈缩部位的应力一应变分析，通常采用的 基于金相观察的结果，所研究的X80管线钢中 是Bridgman修正方法.在此使用大应变弹塑性 钙处理夹杂物的尺寸一般在2.66m左右，对大于 有限元模拟对颈缩过程作数值分析，以便提高应力 2μm的粒子，其界面强度的计算，适宜使用Agon 分析的精度. 理论)，即按照下式计算： 有限元分析结果的精度以不同工程应变值时最 Iaterace=mnucleation= 小截面积与实验测量值之间（表3）不超过2%，且 387 MPa +879 MPa 1 266 MPa. 施加的载荷与实验测量值之间也不超过2%作为终 式中，mueion为形核时的单轴流动应力，亦即等效 止条件.经反复试探，最终确定的X80拉伸试样真 应力0 实应力一应变曲线如图5所示. 在Qiu等m的工作中，对于SN490铁素体钢中 从A,点到最终断裂点经Bridgeman修正计算得 存在的平均直径在1um左右的纯MnS夹杂，测定 到的真实应力的线性插值结果也示于图5中，与有 的界面强度为1141~1412MPa.Beremin观察到， 限元对颈缩过程的分析结果相比较，各点均未超过 对于A508铁素体钢中存在的直径大于5m的MnS 夹杂物，其界面强度为810±50MPa,而MnS夹杂自 3%. 身开裂的强度为1120±60MPa.由此可见夹杂物的 3.2钙处理硫化物/基体界面强度的确定 大小对于界面强度的影响是巨大的.尺寸越大，界 试验观察到工程应变量为14%时，试样颈缩部 面强度越低，孔洞形核越早，对材料的韧性造成的不 位中心钙处理硫化物/基体界面脱离，孔洞开始形 (a)5.Mises (Avg75%) (b) PEEQ (Avg:75%)） 3.788x10 473×10 图6工程应变量14呢时颈缩部位等效应力、应变分布图.(a)等效应力分布图（单位：MP):()等效应变分布图 Fig.6 Stress and strain contours at the necking section with an engineering strain of 14%:(a)equivalent stress contour (unit:MPa):(b)equiva- lent strain contour
北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 4 拉伸断口附近的孔洞( 白色颗粒为 MA 岛，拉伸方向为水 平) Fig． 4 Voids at the fracture end ( white particles are MA islands，extruding at the horizontal direction) 540 MPa，n = 9. 745，α = 0. 763，通过最小二乘法最佳 拟合式( 1) 中材料在颈缩前的单轴拉伸真实应力-- 应变曲线． 对于颈缩部位的应力--应变分析，通常采用的 是 Bridgman 修正方法［6］． 在此使用大应变弹塑性 有限元模拟对颈缩过程作数值分析，以便提高应力 分析的精度． 有限元分析结果的精度以不同工程应变值时最 小截面积与实验测量值之间( 表 3) 不超过 2% ，且 施加的载荷与实验测量值之间也不超过 2% 作为终 止条件． 经反复试探，最终确定的 X80 拉伸试样真 实应力--应变曲线如图 5 所示． 图 6 工程应变量 14% 时颈缩部位等效应力、应变分布图 . ( a) 等效应力分布图( 单位: MPa) ; ( b) 等效应变分布图 Fig． 6 Stress and strain contours at the necking section with an engineering strain of 14% : ( a) equivalent stress contour ( unit: MPa) ; ( b) equivalent strain contour 从 Agt点到最终断裂点经 Bridgeman 修正计算得 到的真实应力的线性插值结果也示于图 5 中，与有 限元对颈缩过程的分析结果相比较，各点均未超过 3% ． 3. 2 钙处理硫化物/基体界面强度的确定 试验观察到工程应变量为 14% 时，试样颈缩部 位中心钙处理硫化物/基体界面脱离，孔洞开始形 图 5 X80 管线钢真实应力--应变曲线 Fig． 5 True stress-strain curve of X80 steel 核，对应的颈缩部位真实应力应变场如图 6 所示． 等效应力沿试样径向的分布比等效应变的分布均 匀，此时等效应变在试样中心部位达到 0. 346，等效 应力 σe 达到 879 MPa，颈缩部位的平均应力 σm 为 387 MPa． 基于金相观察的结果，所研究的 X80 管线钢中 钙处理夹杂物的尺寸一般在 2. 66 μm 左右，对大于 2 μm 的粒子，其界面强度的计算，适宜使用 Argon 理论［7］，即按照下式计算: σInterface = σm + σnucleation = 387 MPa + 879 MPa = 1 266 MPa． 式中，σnucleation为形核时的单轴流动应力，亦即等效 应力 σe ． 在 Qiu 等［1］的工作中，对于 SN490 铁素体钢中 存在的平均直径在 1 μm 左右的纯 MnS 夹杂，测定 的界面强度为 1 141 ～ 1 412 MPa． Beremin ［8］观察到， 对于 A508 铁素体钢中存在的直径大于 5 μm 的 MnS 夹杂物，其界面强度为 810 ± 50 MPa，而 MnS 夹杂自 身开裂的强度为 1 120 ± 60 MPa． 由此可见夹杂物的 大小对于界面强度的影响是巨大的． 尺寸越大，界 面强度越低，孔洞形核越早，对材料的韧性造成的不 ·544·
第5期 邱保文等：X80管线钢微孔洞形核 ·545 利影响越大.X80管线钢经过钙处理后，夹杂物变 洁净度较高，主要夹杂物为钙处理夹杂物，在基体中 性，形态趋于球形或椭球形，改善了夹杂与基体结合 夹杂物颗粒高度球化，均匀度高，其等效圆直径均值 的特性 为2.66m. 3.3MA岛/基体界面强度的确定 (2)钙处理夹杂物与基体的界面强度为1266 对于直径小于1um的粒子，计算界面强度不能 MPa左右，一级孔洞形核应变为0.346左右：而MA 不考虑位错聚集造成的局部应力集中.尽管对于 岛/基体界面强度为2336~2529MPa,其形核应变 MA岛的精细分析)表明它还是具有一定的变形 为1.015左右 能力，但为了简化计算，便于引用已有的位错理论， 此处仍然将其作为刚性粒子看待 参考文献 Le Roy等0认为，界面强度omet为基体静水 [1]Qiu H,Mori H,Enoki M,et al.Evaluation of ductile fracture of 应力σm与粒子边界集中应力之和，运用下式可以 structural steels by microvoid model.IS//Int,1999.39(4):358 [2]Poruks P,Yakubtsov I,Boyd J D.Martensite-ferrite interface 计算MA岛/基体界面强度： strength in a low-carbon bainitic steel.Scripta Mater,2006,54 =。+54(, (2) (1):41 B3]Zhao M C,Yang K,Xiao F R,et al.Continuous cooling transfor- 式中：a=17,为常量u=79.2GPa,为X80管线钢 mation of undeformed and deformed low carbon pipeline steels. 的剪切模量：b=2.87×10~0m,为柏氏矢量：r= Mater Sci Eng A,2003,335(1/2):126 0.26μm,为MA岛粒子的平均半径；Eme=1.015,为 4 Wang C M,Wu X F,Liu J,et al.Study on M/A islands in pipe- 孔洞形核时基体的等效应变；σm=484MPa,为孔洞 line steel X70.J Unir Sci Technol Bejing,2005,12(1):43 5] Ramberg W,Osgood W R.Description of stress-strain curves by 形核时基体的静水应力，由有限元分析得到 three parameters0/0L].(1943-07-01)[2011-01-22].ht- 由此得知，MA岛/基体界面强度为2529MPa tp://www.apesolutions.com/spd/public/NACA-TN902.pdf Kwon考虑了通过界面的塑性失配对界面应 6]Bridgeman P W.Studies in Large Plastic Flow and Fracture.New 力的影响，得到一个界面应力的表达式如下式： York:MeGraw-Hill,1952 gin=0n+1.16×102ue02+1.165×104e0 7]Argon A S,Im J,Safoglu R.Cavity formation from inclusions in ductile fracture.Metall Trans A,1975,6(4):825 (3) [8]Beremin F M.Cavity formation from inclusions in ductile fracture 由上述各参数可以计算得知，MA岛/基体界面 of A508 steel.Metall Trans A,1981,12(5)723 强度为2336MPa. [9]Shanmugam S,Misra R DK,Hartmann J,et al.Microstructure of 结合各种不同的计算模型，可以确定MA岛/基 high strength niobium-containing pipeline steel.Mater Sci Eng A, 体界面强度为2336~2529MPa,MA岛/基体界面 2006,441(1/2):215 [10]LeRoy G.Embury J D,Edwards G,et al.A model of ductile 强度要远高于钙处理硫化物/基体界面强度. fracture based on the nucleation and growth of voids.Acta Met- 4结论 all,1981,29(8):1509 [11]Kwon D.Interfacial decohesion around spheridal carbide parti- (1)经过钙处理工艺冶炼的X80管线钢材料， cles.Scripta Metall,1988,22(7):1161
第 5 期 邱保文等: X80 管线钢微孔洞形核 利影响越大． X80 管线钢经过钙处理后，夹杂物变 性，形态趋于球形或椭球形，改善了夹杂与基体结合 的特性． 3. 3 MA 岛/基体界面强度的确定 对于直径小于 1 μm 的粒子，计算界面强度不能 不考虑位错聚集造成的局部应力集中． 尽管对于 MA 岛的精细分析［4，9］表明它还是具有一定的变形 能力，但为了简化计算，便于引用已有的位错理论， 此处仍然将其作为刚性粒子看待． Le Roy 等［10］认为，界面强度 σInterface为基体静水 应力 σm 与粒子边界集中应力之和，运用下式可以 计算 MA 岛/基体界面强度: σInterface = σm + 5. 4αμ ( εnuc b ) r 1 /2 ． ( 2) 式中: α = 1 /7，为常量; μ = 79. 2 GPa，为 X80 管线钢 的剪切模量; b = 2. 87 × 10 － 10 m，为柏氏矢量; r = 0. 26 μm，为 MA 岛粒子的平均半径; εnuc = 1. 015，为 孔洞形核时基体的等效应变; σm = 484 MPa，为孔洞 形核时基体的静水应力，由有限元分析得到． 由此得知，MA 岛/基体界面强度为 2 529 MPa． Kwon ［11］考虑了通过界面的塑性失配对界面应 力的影响，得到一个界面应力的表达式如下式: σInterface = σm + 1. 16 × 10 － 2 με0. 3 nuc + 1. 165 × 10 － 2 με0. 5 nuc ． ( 3) 由上述各参数可以计算得知，MA 岛/基体界面 强度为 2 336 MPa． 结合各种不同的计算模型，可以确定 MA 岛/基 体界面强度为 2 336 ～ 2 529 MPa，MA 岛/基体界面 强度要远高于钙处理硫化物/基体界面强度． 4 结论 ( 1) 经过钙处理工艺冶炼的 X80 管线钢材料， 洁净度较高，主要夹杂物为钙处理夹杂物，在基体中 夹杂物颗粒高度球化，均匀度高，其等效圆直径均值 为 2. 66 μm． ( 2) 钙处理夹杂物与基体的界面强度为 1 266 MPa 左右，一级孔洞形核应变为 0. 346 左右; 而 MA 岛/基体界面强度为 2 336 ～ 2 529 MPa，其形核应变 为 1. 015 左右． 参 考 文 献 ［1］ Qiu H，Mori H，Enoki M，et al． Evaluation of ductile fracture of structural steels by microvoid model． ISIJ Int，1999，39( 4) : 358 ［2］ Poruks P，Yakubtsov I，Boyd J D． Martensite-ferrite interface strength in a low-carbon bainitic steel． Scripta Mater，2006，54 ( 1) : 41 ［3］ Zhao M C，Yang K，Xiao F R，et al． Continuous cooling transformation of undeformed and deformed low carbon pipeline steels． Mater Sci Eng A，2003，335( 1 /2) : 126 ［4］ Wang C M，Wu X F，Liu J，et al． Study on M/A islands in pipeline steel X70． J Univ Sci Technol Beijing，2005，12( 1) : 43 ［5］ Ramberg W，Osgood W R． Description of stress-strain curves by three parameters［J/OL］． ( 1943--07--01) ［2011--01--22］． http: / /www． apesolutions． com/spd /public /NACA-TN902． pdf ［6］ Bridgeman P W． Studies in Large Plastic Flow and Fracture． New York: McGraw-Hill，1952 ［7］ Argon A S，Im J，Safoglu R． Cavity formation from inclusions in ductile fracture． Metall Trans A，1975，6( 4) : 825 ［8］ Beremin F M． Cavity formation from inclusions in ductile fracture of A508 steel． Metall Trans A，1981，12( 5) : 723 ［9］ Shanmugam S，Misra R D K，Hartmann J，et al． Microstructure of high strength niobium-containing pipeline steel． Mater Sci Eng A， 2006，441( 1 /2) : 215 ［10］ LeRoy G，Embury J D，Edwards G，et al． A model of ductile fracture based on the nucleation and growth of voids． Acta Metall，1981，29( 8) : 1509 ［11］ Kwon D． Interfacial decohesion around spheroidal carbide particles． Scripta Metall，1988，22( 7) : 1161 ·545·