D0I:10.13374/i.issnl00113.2007.08.019 第29卷第8期 北京科技大学学报 Vol.29 No.8 2007年8月 Journal of University of Science and Technology Beijing Aug.2007 组织形貌对X80管线钢性能影响 任毅张帅王爽 鞍钢股份有限公司技术中心，鞍山114001 摘要通过光学显微镜和透射电镜对不同工艺生产的X80管线钢的微观组织、位错形态及析出相等进行了对比分析，结合 力学性能检测，研究了X80组织形貌对力学性能的影响.研究表明，针状铁素体晶粒大小、析出相分布、位错密度及位错形态 对材料强度、韧性、脆性转变温度有明显的影响，通过固溶强化、细晶强化、位错强化、析出强化等综合强化方式获得了综合力 学性能良好的X80管线钢 关键词管线钢：针状铁素体：位错：析出相：力学性能 分类号TG113.2 近年来实施的西气东输工程，将国内管线钢的 在X80钢的成分中，Mo元素可扩大针状铁素体的 研制推向了一个新的高度，同时对X70管线钢的韧 转变温度范围，而且对钢板有明显的强化作用山： 性也提出了前所未有的要求，随着对清洁能源的需 Mn固溶在基体中，可使晶格产生畸变，形成的弹性 求越来越高，在西气东输一线基础上筹建二线已成 应变场对位错运动有阻碍作用，从而产生固溶强化 为中石油“十一五”的一个专项工作.二线全长 作用).本文采用了不同的工艺方法，以期获得不 7000多km;借鉴一线经验，二线拟采用X80钢材， 同的组织形貌，研究其对性能的影响， 无论管径、输送压力，还是壁厚都高于西气东输一线 2 设计.世界上X80管线经十年的发展，共建成 材料制备 2500km,西气东输二线设计7000多km,全部采用 采用100t转炉冶炼，LF十VD精炼处理，连铸 X80钢材，将中国管道水平一下推到世界前列.管 成230mm的板坯，经4300mm厚板轧机采用两种 道要建设，钢材是关键、目前国内针对西气东输二 不同的轧制及冷却工艺生产出两块18.4mm厚板， 线工程的选材方向，冶金材料工作者纷纷开展X80 分别记为1和2#试板，其化学成分见表1.由表可 管线钢的研究工作， 见试制的X80管线钢Mn的含量较高， 1实验方案 表1实验用钢的实际成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of test steels % 国际上研制X80管线钢采取的方法较多，有的 Mo.Nb.V. C Si Mn N 采用贝氏体组织，有的采用低碳马氏体组织，本研究 Ti,Ni,Cm等 采用针状铁素体组织，为达到X80钢的强韧性匹配 0.0390.241.730.00890.00170.0034 <0.98 要求，提高针状铁素体的强度，在研究X80成分及 组织设计方面采用如下方案：增加固溶元素及其含 3 实验结果及分析 量，采用固溶强化：增加位错密度，实现位错强化；使 析出相细小弥散析出，实现析出强化；细化晶粒，实 3.1力学性能 现细晶强化，为此，在X80成分设计中大幅度降低 轧后钢板的力学性能如表2所示，由表可见： 碳含量，选择Mn、Mo、Nb和Ti等微合金元素的最 2#试样的拉伸强度、冲击韧性及DWTT(drop 佳匹配，在适当的冷却速度范围内获得具有高密度 weight tear test)均满足了X80管线钢的要求，l试 位错的细小铁素体板条束，提高钢的强度和韧性· 样屈服强度Ro5与X80的要求差15Nmm2,其 他力学性能测试也均满足X80管线钢的要求；2“试 收稿日期：2007-03-03修回日期：2007-05-21 样的力学性能明显优于1#试样. 作者简介：任毅(1969一)女，高级工程师，硕士
组织形貌对 X80管线钢性能影响 任 毅 张 帅 王 爽 鞍钢股份有限公司技术中心鞍山114001 摘 要 通过光学显微镜和透射电镜对不同工艺生产的 X80管线钢的微观组织、位错形态及析出相等进行了对比分析．结合 力学性能检测研究了 X80组织形貌对力学性能的影响．研究表明针状铁素体晶粒大小、析出相分布、位错密度及位错形态 对材料强度、韧性、脆性转变温度有明显的影响通过固溶强化、细晶强化、位错强化、析出强化等综合强化方式获得了综合力 学性能良好的 X80管线钢． 关键词 管线钢；针状铁素体；位错；析出相；力学性能 分类号 TG113∙2 收稿日期：2007-03-03 修回日期：2007-05-21 作者简介：任 毅（1969—）女高级工程师硕士 近年来实施的西气东输工程将国内管线钢的 研制推向了一个新的高度同时对 X70管线钢的韧 性也提出了前所未有的要求．随着对清洁能源的需 求越来越高在西气东输一线基础上筹建二线已成 为中石油“十一五” 的一个专项工作．二线全长 7000多 km；借鉴一线经验二线拟采用 X80钢材 无论管径、输送压力还是壁厚都高于西气东输一线 设计．世界上 X80 管线经十年的发展共建成 2500km西气东输二线设计7000多 km全部采用 X80钢材将中国管道水平一下推到世界前列．管 道要建设钢材是关键．目前国内针对西气东输二 线工程的选材方向冶金材料工作者纷纷开展 X80 管线钢的研究工作． 1 实验方案 国际上研制 X80管线钢采取的方法较多有的 采用贝氏体组织有的采用低碳马氏体组织本研究 采用针状铁素体组织．为达到 X80钢的强韧性匹配 要求提高针状铁素体的强度在研究 X80成分及 组织设计方面采用如下方案：增加固溶元素及其含 量采用固溶强化；增加位错密度实现位错强化；使 析出相细小弥散析出实现析出强化；细化晶粒实 现细晶强化．为此在 X80成分设计中大幅度降低 碳含量选择 Mn、Mo、Nb 和 Ti 等微合金元素的最 佳匹配在适当的冷却速度范围内获得具有高密度 位错的细小铁素体板条束提高钢的强度和韧性． 在 X80钢的成分中Mo 元素可扩大针状铁素体的 转变温度范围而且对钢板有明显的强化作用［1］； Mn 固溶在基体中可使晶格产生畸变形成的弹性 应变场对位错运动有阻碍作用从而产生固溶强化 作用［2］．本文采用了不同的工艺方法以期获得不 同的组织形貌研究其对性能的影响． 2 材料制备 采用100t 转炉冶炼LF＋VD 精炼处理连铸 成230mm 的板坯经4300mm 厚板轧机采用两种 不同的轧制及冷却工艺生产出两块18∙4mm 厚板 分别记为1＃和2＃试板其化学成分见表1．由表可 见试制的 X80管线钢 Mn 的含量较高． 表1 实验用钢的实际成分（质量分数） Table1 Chemical composition of test steels ％ C Si Mn P S N MoNbV TiNiCu 等 0∙039 0∙24 1∙73 0∙0089 0∙0017 0∙0034 ＜0∙98 3 实验结果及分析 3∙1 力学性能 轧后钢板的力学性能如表2所示．由表可见： 2＃ 试样的拉伸强度、冲击韧 性 及 DWTT （dropweight tear test）均满足了 X80管线钢的要求1＃试 样屈服强度 Rt0∙5与 X80的要求差15N·mm —2其 他力学性能测试也均满足 X80管线钢的要求；2＃试 样的力学性能明显优于1＃试样． 第29卷 第8期 2007年 8月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．29No．8 Aug．2007 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2007．08．019
第8期 任毅等：组织形貌对X80管线钢性能影响 .799 表2实验钢的力学性能 Table 2 Mechanical properties of test steels 拉伸实验 冲击实验 DWTT实验 厚度/ 试样 屈服强度， 抗拉强度， 延伸率， 冲击功，Akw小 剪切面积， mm Ro.5/(N'mm-2)R/(Nmm-2) A5n/% (-20℃，10mm×10mm×55mm) SA/% 1# 18.4 545 645 38 268 256 283 100 100 2 18.4 580 695 38 383 434 441 100 100 3.2转变温度 系列温度冲击实验结果表明：2工艺的冲击功 脆性转变温度有不同的表达方法：(1)零解理 远高于1#工艺，甚至在一80℃的温度下，冲击功仍 断(fracture transition plastic,FTP);(2)零塑性转变 温度(nil ductility temperature,NDT);(3)50%塑性 然可达200J左右；而1*工艺试样在一60℃时开始 呈下降趋势.从剪切面积随温度变化情况可见，2* (fracture appearance transition temperature. 试样的剪切面积在一80℃时仍然是85%以上的纤 FATT50);(4)获得标准冲击功的值的温度定义等 维状断口，FATT85应在一80℃以下；而1#试样在 本文以冲击试样的塑性剪切面积为85%的实验温 一60℃时剪切面积为60%左右，其FATT85应在 度为X80的脆性转变温度，X80脆性转变温度情况 -40~一60℃之间. 实验结果见表3. 3.3微观组织 表3实验钢系列冲击 由图1可以看出：1*和2#试样的微观组织都 Table 3 Series collision of test steels 是由细小板条铁素体和少量的粒状贝氏体构成的复 -20℃ -40℃ -60℃ -80℃ 试 合组织，2#试样的晶粒更加细小，针状组织所占比 样 Ak/SA/ Ak/SA/Aw/SA/ Aw/SA/ 例较多；而1#试样的组织相对粗大.在化学成分相 % % ÷ % 同条件下，1#和2*试样的组织均为以针状铁素体 268 100 255 100 230 60 80 40 为主的组织，针状铁素体被认为是对解理断裂具有 1# 256 100 249 100 200 50 28 10 高抗力的连续的显微组织].2试样的组织晶粒 283 100 220 100 250 70 3510 细小，细小的晶粒可以有效提高强度同时，通过晶界 383 100 359 100 305 100 222 90 的延长，有效阻止裂纹扩展，提高韧性，降低材料的 134 100 356 100 360 100 210 90 转变温度，文献[4]也认为，当X80管线钢中针状铁 441 100 349100365100195 85 素体的比例增多时，材料将获得高的夏比冲击韧性， 20m 201m 图1试样的金相组织.(a)1-试样：(b)2试样 Fig-I Metallurgical structures of samples:(a)Sample 1;(b)Sample 2 透射电镜对X80试样组织形貌的观察结果 1和2*试样中都发现了马奥体(M/A),但2# (图2)同样显示2*和1*试样组织均为针状铁素 样中M/A更细小，且呈现不规则的外型（如图3） 体，但2“试样的铁素体板条更加细小，且针状铁素 对管线钢常见组织M/A在裂纹形核与扩展中的作 体所占比例较高，由此可见通过细晶强化可得到强 用存在两种不同观点：第一种观点认为M/A为脆 度更高且韧性更佳的X80管线钢. 性第二相易于裂纹形核与扩展，并给出了M/A裂
表2 实验钢的力学性能 Table2 Mechanical properties of test steels 试样 厚度／ mm 拉伸实验 冲击实验 DWTT 实验 屈服强度 Rt0∙5／（N·mm —2） 抗拉强度 Rm／（N·mm —2） 延伸率 A50／％ 冲击功A kv／J （—20℃10mm×10mm×55mm） 剪切面积 SA／％ 1＃ 18∙4 545 645 38 268 256 283 100 100 2＃ 18∙4 580 695 38 383 434 441 100 100 3∙2 转变温度 脆性转变温度有不同的表达方法：（1） 零解理 断（fracture transition plasticFTP）；（2） 零塑性转变 温度（nil ductility temperatureNDT）；（3）50％塑性 断 口 （fracture appearance transition temperature FATT50）；（4） 获得标准冲击功的值的温度定义等． 本文以冲击试样的塑性剪切面积为85％的实验温 度为 X80的脆性转变温度X80脆性转变温度情况 实验结果见表3． 表3 实验钢系列冲击 Table3 Series collision of test steels 试 样 —20℃ —40℃ —60℃ —80℃ A kv／ J SA／ ％ A kv／ J SA／ ％ A kv／ J SA／ ％ A kv／ J SA／ ％ 268 100 255 100 230 60 80 40 1＃ 256 100 249 100 200 50 28 10 283 100 220 100 250 70 35 10 383 100 359 100 305 100 222 90 2＃ 434 100 356 100 360 100 210 90 441 100 349 100 365 100 195 85 系列温度冲击实验结果表明：2＃工艺的冲击功 远高于1＃工艺甚至在—80℃的温度下冲击功仍 然可达200J 左右；而1＃工艺试样在—60℃时开始 呈下降趋势．从剪切面积随温度变化情况可见2＃ 试样的剪切面积在—80℃时仍然是85％以上的纤 维状断口FATT85应在—80℃以下；而1＃试样在 —60℃时剪切面积为60％左右其 FATT85应在 —40～—60℃之间． 3∙3 微观组织 由图1可以看出：1＃ 和2＃ 试样的微观组织都 是由细小板条铁素体和少量的粒状贝氏体构成的复 合组织．2＃试样的晶粒更加细小针状组织所占比 例较多；而1＃试样的组织相对粗大．在化学成分相 同条件下1＃ 和2＃ 试样的组织均为以针状铁素体 为主的组织针状铁素体被认为是对解理断裂具有 高抗力的连续的显微组织［3］．2＃ 试样的组织晶粒 细小细小的晶粒可以有效提高强度同时通过晶界 的延长有效阻止裂纹扩展提高韧性降低材料的 转变温度．文献［4］也认为当 X80管线钢中针状铁 素体的比例增多时材料将获得高的夏比冲击韧性． 图1 试样的金相组织．（a）1＃试样；（b）2＃试样 Fig．1 Metallurgical structures of samples： （a） Sample1＃；（b） Sample2＃ 透射电镜对 X80试样组织形貌的观察结果 （图2）同样显示2＃ 和1＃ 试样组织均为针状铁素 体但2＃试样的铁素体板条更加细小且针状铁素 体所占比例较高．由此可见通过细晶强化可得到强 度更高且韧性更佳的 X80管线钢． 1＃和2＃试样中都发现了马奥体（M／A）但2＃ 样中 M／A 更细小且呈现不规则的外型（如图3）． 对管线钢常见组织 M／A 在裂纹形核与扩展中的作 用存在两种不同观点：第一种观点认为 M／A 为脆 性第二相易于裂纹形核与扩展并给出了 M／A 裂 第8期 任 毅等： 组织形貌对 X80管线钢性能影响 ·799·
,800 北京科技大学学报 第29卷 纹形核与扩展解理图片证据；第二种观点认为M/A 相存在，会改善组织的强韧匹配，因此，无论是针状 中残余奥氏体具有吸收裂纹形核与扩展能量作用， 铁素体基体组织的细化，还是钢中脆性第二相M/A 并找到了裂纹扩展在M/A处改变方向和穿过形成 的细化均可改善X80管线钢的力学性能 塑性韧窝的图片证据]，笔者认为细小弥散M/A a I um m 图2试样中针状铁素体形貌.(a)1=试样；(b)2试样 Fig2 Acicular ferrite in samples:(a)Sample 1;(b)Sample 2 05m 0.5m 图3试样中马奥体形貌.(a)1试样：(b)2试样 Fig.3 Martensite-austenite in samples:(a)Sample1;(b)Sample 2 3.4析出相结构分析 间（如图4(a).可以看出，2试样使析出相更加弥 透过萃取复型，利用TEM观察了1和2#试样 撒，小颗粒所占比例更大.通过衍射图可以看到1÷ 的析出相，对析出相颗粒大小及分布进行了对比分 和2*试样的析出相均为Nb和Ti的复合析出相 析，见图4.2*试样的析出相均在30~80m之间 (图5). (如图4(b),1试样的析出相均在30~100nm之 (a) 402m 02m 图4试样中Nb.析出相.(a)1F试样：(b)2#试样 Fig-4 Precipitated phases of Nb and Ti in samples:(a)Sample 1:(b)Sample 2
纹形核与扩展解理图片证据；第二种观点认为 M／A 中残余奥氏体具有吸收裂纹形核与扩展能量作用 并找到了裂纹扩展在 M／A 处改变方向和穿过形成 塑性韧窝的图片证据［6］．笔者认为细小弥散 M／A 相存在会改善组织的强韧匹配．因此无论是针状 铁素体基体组织的细化还是钢中脆性第二相 M／A 的细化均可改善 X80管线钢的力学性能． 图2 试样中针状铁素体形貌．（a）1＃试样；（b）2＃试样 Fig．2 Acicular ferrite in samples： （a） Sample1＃；（b） Sample2＃ 图3 试样中马奥体形貌．（a）1＃试样；（b）2＃试样 Fig．3 Martensite-austenite in samples： （a） Sample1＃；（b） Sample2＃ 3∙4 析出相结构分析 透过萃取复型利用 TEM 观察了1＃和2＃试样 的析出相对析出相颗粒大小及分布进行了对比分 析见图4．2＃试样的析出相均在30～80nm 之间 （如图4（b））1＃试样的析出相均在30～100nm 之 间（如图4（a））．可以看出2＃试样使析出相更加弥 撒小颗粒所占比例更大．通过衍射图可以看到1＃ 和2＃ 试样的析出相均为 Nb 和 Ti 的复合析出相 （图5）． 图4 试样中 Nb、Ti 析出相．（a）1＃试样；（b）2＃试样 Fig．4 Precipitated phases of Nb and Ti in samples： （a） Sample1＃；（b） Sample2＃ ·800· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
第8期 任毅等：组织形貌对X80管线钢性能影响 .801 -{222 -4000 -1200 -41119 fce结构的多晶析射环 图5析出相结构 Fig-5 Structure of precipitated phase 2#试样细小的析出相数量较多而且分布弥散， 制析出物的尺寸和分布，只有使析出物细小弥散，才 由于RPC工艺（弛豫析出控制相变）中钢板弛豫后 能得到性能优越的X80管线钢 水冷可，有大量细小的析出相粒子（包括(Nb,Ti) 3.5位错形态 (C,N)粒子)在板条间析出和在位错上进一步析出 通过透射电镜对位错形态进行了观察，两种工 钉扎位错，阻碍位错回复过程，二者的综合作用使钢 艺所形成的位错形态有较大差异，2#试样位错密度 板的强度达到最高点，析出相的析出在提高强度的 相对较低，但可以看到由位错纠结形成的亚结构趋 同时，将使韧性降低，而2·试样析出相细小而弥散， 势，轮廓和边界都相对清晰（如图6(b);1试样位 使材料在提高强度的同时，牺牲韧性较小.因此，2# 错密度较高，未见亚结构的趋势（如图6(a),2试 钢板具有高强度的同时还有很高的韧性，由此可 样的位错纠结在一起，已经形成了较明显的胞状 见，析出强化可作为管线钢的一种强化方式，但在对 结构 强韧性配合要求较高的X80管线钢中还应注意控 02m 0.2m 图6试样的位错密度.(a)1试样：(b)2试样 Fig6 Dislocation density of samples:(a)Sample1;(b)Sample 2 有研究表明]：塑性变形时，在材料表面或晶 增加.高位错密度的材料具有相对较低的屈强比； 界等应力集中处最先产生位错，然后原有位错开始 当位错纠结在一起，将抑制位错的相对滑移，这样的 运动，当应力增值至某一临界值后突然产生大量交 材料具有较高的屈强比，因此2试样的强度可以满 滑移，位错密度骤增，此时虽有位错交割，但不产生 足X80的设计指标要求. 位错纠结现象，之后由位错交滑移及其他位错反应 另外这种胞状结构，可以看成是对晶粒的进一 产生大小不同的位错环，随着变形的继续，这些小位 步细化，使材料的韧性有明显改善，脆性转变温度 错环就像弥散在合金中的粒子一样，作为位错纠结 降低 的中心，一步一步地发展成为位错的胞状结构，强度 位错强化可作为X80管线钢的一种强化方式
图5 析出相结构 Fig．5 Structure of precipitated phase 2＃试样细小的析出相数量较多而且分布弥散 由于 RPC 工艺（弛豫析出控制相变）中钢板弛豫后 水冷［5］有大量细小的析出相粒子（包括（NbTi） （CN）粒子）在板条间析出和在位错上进一步析出 钉扎位错阻碍位错回复过程二者的综合作用使钢 板的强度达到最高点．析出相的析出在提高强度的 同时将使韧性降低而2＃试样析出相细小而弥散 使材料在提高强度的同时牺牲韧性较小．因此2＃ 钢板具有高强度的同时还有很高的韧性．由此可 见析出强化可作为管线钢的一种强化方式但在对 强韧性配合要求较高的 X80管线钢中还应注意控 制析出物的尺寸和分布只有使析出物细小弥散才 能得到性能优越的 X80管线钢． 3∙5 位错形态 通过透射电镜对位错形态进行了观察两种工 艺所形成的位错形态有较大差异2＃试样位错密度 相对较低但可以看到由位错纠结形成的亚结构趋 势轮廓和边界都相对清晰（如图6（b））；1＃试样位 错密度较高未见亚结构的趋势（如图6（a））．2＃试 样的位错纠结在一起已经形成了较明显的胞状 结构． 图6 试样的位错密度．（a）1＃试样；（b）2＃试样 Fig．6 Dislocation density of samples： （a） Sample1＃；（b） Sample2＃ 有研究表明［6］：塑性变形时在材料表面或晶 界等应力集中处最先产生位错然后原有位错开始 运动当应力增值至某一临界值后突然产生大量交 滑移位错密度骤增此时虽有位错交割但不产生 位错纠结现象之后由位错交滑移及其他位错反应 产生大小不同的位错环随着变形的继续这些小位 错环就像弥散在合金中的粒子一样作为位错纠结 的中心一步一步地发展成为位错的胞状结构强度 增加．高位错密度的材料具有相对较低的屈强比； 当位错纠结在一起将抑制位错的相对滑移这样的 材料具有较高的屈强比因此2＃试样的强度可以满 足 X80的设计指标要求． 另外这种胞状结构可以看成是对晶粒的进一 步细化使材料的韧性有明显改善脆性转变温度 降低． 位错强化可作为 X80管线钢的一种强化方式 第8期 任 毅等： 组织形貌对 X80管线钢性能影响 ·801·
.802 北京科技大学学报 第29卷 但对屈强比要求较高的高级别管线钢中，不仅需通 使脆性转变温度进一步降低， 过轧制工艺在钢中形成一定密度的位错，还需主要 控制位错的密度和分布，胞状结构的位错有利于提 参考文献 高管线钢的综合力学性能 [1】王祖滨，东涛.低合金高强度钢.北京：原子能出版社，1996：26 [2]雍歧龙微合金钢一物理和力学冶金·北京：机械工业出版社， 4 结论 1989,135 [3]Rak I.Gliha V,Kocak M.Weldability and toughness assessment (1)综合采用固溶强化、位错强化、析出强化、 of Ti-micro alloyed offshore steel.Metall Mater Trans A,1997. 细晶强化可得到力学性能优越的X80管线钢 28A(1):199 (2)通过大幅度降低碳含量，选择Mn、Mo、Nb、 [4]Motohashi H.Hagiwara N.Masuda T.Tensile properties and Ti等微合金元素的最佳匹配，在适当的轧制工艺下 microstructure of weld metal of X80 steel.Mater Sci Forum. 2003,426/432,4013 可生产针状铁素体为基体的X80;具有细小板条铁 [5]武会宾，尚成嘉超细化低碳贝氏体钢的回火及力学性能·金属 素体晶粒和M/A第二相的管线钢的力学性能 学报，2004,40(11)：1143 更佳， [6]哈宽富，金属力学性质的微观理论，北京：机械工亚出版社 (3)细小而弥散的析出相，有利于提高X80的 1989,278 强度，同时不牺牲其韧性， [7]庄传晶，冯耀荣，霍春勇·国内X80级管线钢的发展及今后的 研究方向-焊管，2005,28(2)：10 (4)大量的位错滑移、纠结，并形成位错胞状结 [8]薛小怀，杨淑芳，吴鲁海，等，X80管线钢的研究进展.上海金 构，可以使X80管线钢获得较高的强度和韧性，并 属，2004,26(2)：45 Effect of structure pattern on the performance of X80 pipeline steel REN Yi,ZHA NG Shuai,WANG Shuang Technical Center of Anshan Iron 8.Steel Co.Ltd.,Anshan 114001.China ABSTRACI The microstructure,dislocation and precipitation phases of X80 pipeline steel produced with dif- ferent processes were analyzed by optical microscope and transmission electron microscope contrastively,and the influence of structure pattern on the performance of X80 pipeline steel was studied combining with tests of me- chanic properties.The result shows that the effects of acicular ferrite grain size,precipitate phrase distribution, dislocation density and form on the material strength,toughness and brittle transmission temperatures were dis- tinct,and solid solution strengthening,fine crystal strengthening,dislocation strengthening and precipitation strengthening were the strengthening ways of X80 pipeline steel. KEY WORDS pipeline steel;acicular ferrite;dislocation:precipitated phase;toughness
但对屈强比要求较高的高级别管线钢中不仅需通 过轧制工艺在钢中形成一定密度的位错还需主要 控制位错的密度和分布胞状结构的位错有利于提 高管线钢的综合力学性能． 4 结论 （1） 综合采用固溶强化、位错强化、析出强化、 细晶强化可得到力学性能优越的 X80管线钢． （2） 通过大幅度降低碳含量选择 Mn、Mo、Nb、 Ti 等微合金元素的最佳匹配在适当的轧制工艺下 可生产针状铁素体为基体的 X80；具有细小板条铁 素体晶粒和 M／A 第二相的管线钢的力学性能 更佳． （3） 细小而弥散的析出相有利于提高 X80的 强度同时不牺牲其韧性． （4） 大量的位错滑移、纠结并形成位错胞状结 构可以使 X80管线钢获得较高的强度和韧性并 使脆性转变温度进一步降低． 参 考 文 献 ［1］ 王祖滨东涛．低合金高强度钢．北京：原子能出版社1996：26 ［2］ 雍岐龙．微合金钢—物理和力学冶金．北京：机械工业出版社 1989：135 ［3］ Rak IGliha VKocak M．Weldability and toughness assessment of T-i micro alloyed offshore steel．Metall Mater Trans A1997 28A（1）：199 ［4］ Motohashi HHagiwara NMasuda T．Tensile properties and microstructure of weld metal of X80 steel．Mater Sci Forum 2003426／432：4013 ［5］ 武会宾尚成嘉．超细化低碳贝氏体钢的回火及力学性能．金属 学报200440（11）：1143 ［6］ 哈宽富．金属力学性质的微观理论．北京：机械工业出版社 1989：278 ［7］ 庄传晶冯耀荣霍春勇．国内 X80级管线钢的发展及今后的 研究方向．焊管200528（2）：10 ［8］ 薛小怀杨淑芳吴鲁海等．X80管线钢的研究进展．上海金 属200426（2）：45 Effect of structure pattern on the performance of X80pipeline steel REN Y iZHA NG ShuaiWA NG Shuang Technical Center of Anshan Iron ＆ Steel Co．Ltd．Anshan114001China ABSTRACT The microstructuredislocation and precipitation phases of X80pipeline steel produced with different processes were analyzed by optical microscope and transmission electron microscope contrastivelyand the influence of structure pattern on the performance of X80pipeline steel was studied combining with tests of mechanic properties．The result shows that the effects of acicular ferrite grain sizeprecipitate phrase distribution dislocation density and form on the material strengthtoughness and brittle transmission temperatures were distinctand solid solution strengtheningfine crystal strengtheningdislocation strengthening and precipitation strengthening were the strengthening ways of X80pipeline steel． KEY WORDS pipeline steel；acicular ferrite；dislocation；precipitated phase；toughness ·802· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
