生产螺旋缝埋弧焊管经历多道工序，包括原料拆卷校平、螺旋成型、埋弧焊接、水压和防腐等，其中原料钢卷校平和螺旋成型工序使管线钢发生不同程度的变形而产生应变，而后续的防腐工序则又需加热到373.15 K~523.15 K并持续一定时间。这一工序使管材的性能发生较大的变化，称为材料的应变时效。材料发生应变时效的主要原因，是应变使材料位错移动并增殖。在随后的低温短时间加热过程(对应管材防腐过程)和常温长时间放置过程(对应管材服役过程)中，间隙固溶C、N原子向位错偏聚形成Cottrell气团钉扎位错，使位错难以移动而发生塞集。在位错密度较大的晶界处材料易脆化，宏观上呈现强度和硬度提高而塑性和韧性降低[3~8]。
目前国际上对X80级及以下管线钢的应变时效研究得较多[3~5,9~14]，国内也开展了对X90级管线钢应变时效的研究[15~18]。但是这类研究大多基于实验室在定量应变和设定温度条件下管材力学性能和微观组织的研究，较少结合制备工艺。不同钢级管线钢的成分、微观组织、力学性能、轧制工艺以及材料内部位错密度和分布状态等均有较大的不同，其防腐工序预热处理的应变时效敏感程度也不同。越敏感的材料服役后越容易发生性能衰退，造成重大安全隐患甚至是事故。因此，明确具体管线钢种的应变时效敏感温度点及性能、组织演变规律，对于制定或调整防腐工序极为重要。鉴于此，本文结合X90螺旋缝埋弧焊管工程生产实际和具体工艺，进行拉伸和低温冲击实验、微观观察和分析，系统研究应变时效处理前后X90高强管线钢的力学性能变化趋势、微观组织演变和应变时效。
1 实验方法
实验用X90级高强管线钢钢卷料的规格为1550 mm×16.3 mm，经拆卷并连续滚压校平后在中部位置沿轧制方向截取毛坯样，加工成标准矩形拉伸试样和Charpy冲击试样。矩形拉伸样标距段宽为38.1 mm，长50 mm；冲击样的尺寸为10 mm×10 mm×55 mm。原料合金的成分列于表1。
表1 X90级管线钢的化学成分(质量分数，%)
Table 1
| C | Si | Mn | P | S | Ni | Cr | Cu | Nb | V | Ti | Mo | Al | B | CEPcm | Fe |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| 0.05 | 0.26 | 1.95 | 0.007 | 0.0012 | 0.21 | 0.34 | 0.22 | 0.08 | 0.03 | 0.017 | 0.34 | 0.03 | 0.0004 | 0.21 | Bal. |
时效实验的设计为：将矫平后的试验钢分别在373.15、423.15、473.15、483.15、493.15、503.15、513.15、523.15 K下保温5 min。具体方案列于表2。
表2 应变时效前后X90管线钢的拉伸性能
Table 2
| Aging treatment process | Yield strength Rp0.2/MPa | Tensile strength Rm/MPa | Yield ratio Rp0.2/Rm | Uniform elongation UEL/% | Fracture strain εf / % |
|---|---|---|---|---|---|
| Before aging | 627 | 737 | 0.85 | 7.3 | 20.0 |
| 373.15 K+5 min | 605 | 744 | 0.81 | 7.1 | 19.6 |
| 423.15 K+5 min | 661 | 741 | 0.89 | 6.9 | 19.7 |
| 473.15 K+5 min | 676 | 745 | 0.91 | 7.1 | 19.2 |
| 483.15 K+5 min | 693 | 721 | 0.96 | 7.3 | 20.3 |
| 493.15 K+5 min | 685 | 730 | 0.94 | 7.5 | 20.2 |
| 503.15 K+5 min | 686 | 754 | 0.91 | 6.6 | 18.4 |
| 513.15 K+5 min | 705 | 742 | 0.95 | 7.5 | 19.8 |
| 523.15 K+5 min | 685 | 754 | 0.91 | 7.1 | 19.3 |
时效实验在SAYY-60型电热恒温油浴炉内进行，用GW-300-500型导热硅油加热；使用Z1200KN 型万能材料实验机进行室温拉伸实验，加载速为2 mm/min。冲击实验按GB/T 229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行，采用10 mm×10 mm×55 mm夏比V形缺口冲击试样，V形缺口夹角45°，在NAI500F摆锤式冲击试验机上进行。低温控温介质采用无水乙醇和液氮混合物，试样在规定温度溶液中保温时间≥15 min，以保证试样表面与内部温度一致，用低温热电偶测量温度，试验温度为253.15 K。
金相试样用砂纸研磨并抛光后用5% HNO3酒精溶液腐蚀，用LeicaMEF-4M光学显微镜及日立S4300冷场发射扫描电子显微镜观察试验钢冲击断口形貌和微观组织形貌特征；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(体积分数)溶液进行双喷减薄，用JEM-200CX型透射电镜(TEM)观察实验钢的显微组织形貌、M-A组元及位错组态，相机长度为60 cm，操作电压为160 kV。
从冲击断裂试样宽度的1/2处用线切割沿垂直与机加工缺口的方向切开，如图1所示，制成OM、SEM和TEM试样。
图1
2 实验结果
2.1 时效温度对X90钢拉伸性能的影响
表2给出了X90高强管线钢时效处理前后的拉伸性能。时效时间tag=5 min时在系列时效温度处理后材料的应力-应变曲线形态特征，如图2所示。为了观察时效温度Tag对拉伸曲线的形态和尖峰及屈服平台的影响，将应力-应变曲线分为两组画在图2中。可以看出，tag=5 min时，随着Tag的升高X90钢的拉伸应力-应变曲线由时效前的“Round House”拱顶型连续屈服和强化曲线转变成为带有明显尖峰和屈服平台的曲线，且当Tag高于423.15 K后应力-应变曲线均呈现出带有尖峰和屈服平台的非连续屈服、强化型特征；而在Tag等于或低于423.15 K时效处理后应力-应变曲线形态特征与时效前一致，仍具有连续屈服和强化特性。在Tag=503.15 K、tag=5 min条件下时效处理后实验钢的应力-应变曲线形态特征与时效前的连续屈服、强化形态相似度较高，屈服尖峰和平台几乎消失，但是断裂应变最差，只有18.4%。
图2
图2
应变时效处理对X90高强管线钢应力-应变曲线特征的影响
Fig.2
Effect of strain aging treatment on the characteristics of stress-strain curve of X90 high-strength pipeline steel
图3给出了应变时效处理温度Tag对试验钢屈服强度Rp0.2、抗拉强度Rm、屈强比Rp0.2/Rm、均匀延伸率UEL和断裂应变εf的影响。可以看出，在tag=5 min时，随着Tag的升高实验钢的Rp0.2、Rm和Rp0.2/Rm均表现出逐渐增大的趋势，Rp0.2和Rp0.2/Rm增大的趋势更显著；而UEL和εf则呈现出缓慢减小的趋势且εf减小的趋势更显著。Rp0.2由Tag=373.15 K时的605 MPa增大到Tag=523.15 K时的685 MPa，增幅达13%；Rp0.2/Rm由Tag=373.15 K时的0.81增大到Tag=523.15 K时的0.91，增幅也达到了12%；而εf由Tag=373.15 K时的20%减小到Tag=503.15 K时的18.4%。
图3
图3
应变时效温度对X90高强管线钢拉伸性能的影响
Fig.3
Effect of strain aging temperature on Rp0.2 and Rm (a), Rp0.2/Rm and UEL
在整体上，X90管线钢对应变时效较为敏感，当在tag=5 min、Tag>423.15 K条件下时效处理后X90管线钢的应力-应变曲线形态和力学性能与时效前相比有显著的变化；而在Tag≤423.15 K时效处理后应力-应变曲线和力学性能与时效前相比没有显著的变化。结合管材的生产实际可以确定，X90高强管线钢的应变时效敏感温度点为423.15 K。管材内外防腐工序的预热温度应低于或等于423.15 K，可降低管材生产制备过程的应变时效对性能的影响。
2.2 时效温度对X90钢冲击性能的影响
表3 应变时效处理前后X90高强管线钢的低温冲击测试结果
Table 3
| Aging treatment process | Test temperature/K | Total energy | Crack formation energy | Crack growth energy |
|---|---|---|---|---|
| Before aging | 253.15 | 398 | 92 | 306 |
| 373.15K+5min | 386 | 91 | 295 | |
| 423.15K+5min | 374 | 84 | 263 | |
| 473.15K+5min | 370 | 83 | 287 | |
| 523.15K+5min | 347 | 90 | 257 |
图4
图4
应变时效处理对X90高强管线钢冲击韧性的影响
Fig.4
Effect of strain aging treatment on the oscillographic curve (a), Ak (b) and Ai, Ap (c) of X90 high-strength pipeline steel
图5给出了应变时效处理前后实验钢在253.15 K的冲击断口形貌特征。可以看出，时效处理前后实验钢的冲击断口面形貌均呈现韧窝状，说明两种状态的实验钢在低温下均具有良好的韧性。图5a表明，实验钢冲击断口的形貌呈现大小韧窝交汇镶嵌叠加的特征，且大小韧窝的宽度和深度相差较大。大韧窝的底部嵌有小韧窝，但是在大韧窝底部可观察到二次微裂纹，如图中的箭头所示。与时效前相比，在523.15 K保温5 min后实验钢冲击断口的韧窝尺寸显著减小，且在韧窝底部和韧窝与韧窝间的过渡棱上出现了二次裂纹。除了微小的裂纹外个别二次裂纹的宽度约为20 μm，如图5b中的箭头所示。这表明，时效处理加剧了试验钢冲击断裂过程中二次裂纹的萌生和发展。这也是随着时效温度的提高实验钢冲击功值逐渐减小的主要原因之一。
图5
图5
X90高强管线钢应变时效处理前后的夏比冲击断口形貌
Fig.5
Charpy impact fracture morphology of X90 high-strength pipeline steel before (a) and after (b) strain aging treatment (Tag=523.15 K, tag=5 min)
2.3 时效温度对X90钢微观组织的影响
图6
图6
X90高强管线钢应变时效处理前后的微观组织
Fig.6
OM, SEM and TEM images before (a, c, e) and after (b, d, f) strain aging treatment (Tag=523.15 K, tag=5 min) of X90 high-strength pipeline steel
3 讨论
本文研究的X90钢的原料钢卷，是用控轧控冷技术(TMCP)制备的。在不同温度下轧制和卷取等形变使其发生剧烈的塑性变形[23]，以实现预期的组织相设计和宏观性能指标[20, 24]，随后的拆卷和排辊机组压制校平使实验钢再次发生塑性变形。装置对X90钢的重复形变，一方面在钢材内部产生了大量可动位错，在位错不断增值和密度提高[25]的同时伴有位错运动和塞集(图6e)；另一方面在实验钢的时效过程中温度提高和热应力进一步加剧了材料内部缺陷(偏析、非金属夹杂等)附近的应力集中并与形变引起的应力集中叠加，最终加剧了实验钢在冲击断裂过程中二次微裂纹的萌生和扩展(图5)，这是时效处理后实验钢的冲击功值显著降低的原因之一。
对于协同变形能力较好的“铁素体+贝氏体+M-A组元”复相组织低碳钢的拉伸变形过程，Kumar和Singh等提出了三阶段塑变理论[26]，即软相铁素体的一阶塑变、硬相贝氏体约束型的二阶塑变和铁素体、贝氏体共同塑变的三阶塑变理论。铁素体相中的可动位错密度显著影响实验钢的第一阶段塑变，其速度决定了钢的屈服强度。实验钢的连续形变校平使其组织内部产生高位错密度，这些位错集中在抵抗变形能力较弱的软相铁素体中[25]并通过滑移在晶界、相界和M-A组元周围塞集(如图6e所示)。位错的启动滑移需要一定的时间积累能量，能量达到位错滑移所需的临界值时位错克服滑移能垒ΔEpglide启动滑移。在越过能垒ΔEpglide的过程中位错释放能量[27,28]，使材料发生屈服和塑性变形。但是在极短距离内位错滑移受到新位错组态的阻碍发生位错塞集并停止滑移，需要积累更大的能量克服滑移能垒重启滑移。能量再次积累的这一极短过程，即为材料的强化过程。因此，这种位错的滑移→停止→滑移的循环交互作用过程，在宏观上产生了使用钢时效前拉伸过程的连续屈服强化特性。
使用钢在低温(小于敏感温度点423.15 K)短时间时效使间隙固溶C、N原子活性和溶解度降低(373.15 K时N原子在α-Fe中的溶解度仅为0.001%，室温溶解度更小。)，位错偏聚的量较少，位错附近Cottrell气团的密度亦较低，因此对位错的钉扎作用较弱，对材料的强化效果不显著。拉伸过程中的应力-应变曲线形态特征与时效前一致，表现出的连续屈服强化特性主要由不同位错组态间的相互约束和阻碍作用主导。在高于423.15 K温度的时效过程中热运动加剧间隙固溶C、N原子向位错偏聚形成高密度Cottrell气团钉扎位错，使位错移动困难并发生塞集。时效温度越高(Tag=523.15 K)则间隙固溶C、N原子的活性越高，向位错偏聚的量越多，对位错的钉扎越强，对材料的强化效应越显著。在拉伸实验中需要更大的外力克服Cottrell气团对位错的钉扎和推动大量位错运动[29]，直到外力增大到足够推动位错脱离Cottrell气团钉扎而移动，此时材料拉伸应力-应变曲线上将出现尖峰对应的上屈服点。这个过程，由Cottrell气团对位错的钉扎作用和位错组态之间的相互作用共同主导；位错的启动使力的作用瞬间回落而出现下屈服点，之后位错的滑移停止和重启主要由位错组态之间的相互作用主导，并伴随屈服平台的出现和塑性变形的持续发生，随后陆续开启二阶和三阶塑性变形过程直到外力达到材料的最大抗拉强度而发生颈缩断裂[27]。拉伸应力-应变曲线带有明显尖峰和屈服平台，其实质是Cottrell气团对位错的钉扎、位错组态间的相互作用、位错的脱离挣扎和移动以及“三阶塑变”的宏观反映。
X90高强管线钢制管时，对原料钢卷的辊压形变校平工序使材料内部位错密度增加和缺陷处应力高度集中，以及后续的螺旋成型工序，都加剧位错积累、塞集和应力集中，严重影响管材的抗应变时效能力，甚至对管线的运营产生重大的安全隐患。为了降低预应变对管材性能的影响，对原料钢卷在制管前的校平应该采用柔性校平法取代刚性辊压校平法；对于螺旋成型工序，可采用多步渐进成型法取代一步螺旋成型法。另外，X90高强管线钢的时效温度高于423.15 K后，将失去连续屈服、强化特性。423.15 K是应变时效敏感温度点，为了降低温度对管材抗应变时效作用的影响，可修改管材防腐工艺，在保证防腐质量的前提下降低防腐预热温度(小于或等于423.15 K)。
综上所述，在管材批量化、工程化生产和管线建设及安全运营过程中，X90高强管线钢的应变时效敏感温度点和制管过程校平和成型等形变工序产生的预应变应该受到足够的重视。
4 结论
(1) X90高强管线钢对应变时效比较敏感，其敏感温度点为423.15 K。时效温度低于423.15 K时材料的拉伸应力-应变曲线特征与时效前相同，呈“Round House”拱顶型；而时效温度高于423.15 K时其拉伸应力-应变曲线由时效前的“Round House”拱顶型转变成为具有尖峰和屈服平台型的曲线，材料失去连续屈服和强化特性。
(2) 应变时效对X90高强管线钢拉伸性能和低温冲击性能有显著的影响，随着时效温度的提高X90高强管线钢的屈服强度、抗拉强度和屈强比均呈现逐渐增大趋势，均匀延伸率、断裂应变、低温冲击总功、裂纹形成功和裂纹扩展功均呈现逐渐减小趋势。
(3) 应变时效对X90高强管线钢显微组织的影响较小，时效处理前后其显微组织均为细小针状铁素体+多边形铁素体+板条贝氏体+M-A组元组成的复相组织。
(4) X90高强管线钢的应变时效敏感温度点和制管过程发生的形变产生的预应变量，在管材批量化、工程化生产和管线安全运营过程中应受到足够的重视。为了降低温度的影响应该在保证防腐质量的前提下降低防腐处理温度(小于或等于423.15 K)；为了降低预应变对管材性能的影响应该采用柔性校平法取代刚性辊压校平法并采用多步渐进成型法取代一步螺旋成型法。
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