多相组织管线钢的应变时效敏感性

第36卷第1期 北京科技大学学报 Vol.36 No.1 2014年1月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jan.2014 多相组织管线钢的应变时效敏感性 吴圣杰12)，聂文金1》，尚成嘉，程俊杰)，张宏伟”，张晓兵》 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)江苏省（沙钢）钢铁研究院，张家港215625 3)江苏沙钢集团有限公司总工程师办公室，张家港215625 ☒通信作者，E-mail:cishang(@usth.cedu.cn 摘要通过对多相组织管线钢进行横向预应变模拟管线钢在制管过程中的横向扩径，进而研究横向预应变对多相组织管 线钢横向和纵向拉伸应变行为的影响.发现多相组织X80管线钢在横向预应变后的加工硬化表现出明显的方向性，平行于预 应变方向加工硬化高，但在低于2%预应变条件下屈强比仍能保持在0.95以下.垂直于预应变方向在预应变后仍能保持连续 屈服的拉伸应变特征，具有较低的屈强比（小于0.75）以及高的均匀延伸率.此外通过对预应变后钢板进行时效处理，以此研 究制管后防腐热涂覆对管线钢拉伸应变行为的影响.结果表明多相组织管线钢拥有很好的抗时效稳定性. 关键词管线钢：材料时效：拉伸应变：敏感性分析 分类号TG142.71 Strain aging sensitivity of multi-phase pipeline steel WU Shengjie,NIE Wen-jin'),SHANG Chengjia,CHENG Junjie,ZHANG Hong-wei,ZHANG Xiao-bing 1)School of Material Science and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Institute of Research of Iron and Steel,Jiangsu Sha-Steel Group Co.Ltd.Zhangjiagang 215625,China 3)Chief Engineer Office,Jiangsu Sha-Steel Group Co.Ltd.,Zhangjiagang 215625,China Corresponding author,E-mail:cjshang@ustb.edu.cn ABSTRACT Transversal pre-strain experiments were carried out to investigate the effect of transversal hole enlargement on the tensile strain behavior of multi-phase pipeline steel.Experimental results indicate that the work hardening behavior after pre-strain treatment has directional characterization.When the pre-strain direction parallels to the final tensile strain direction,the work hardening rate is very high.Only when the pre-strain rate is lower than 2%,the yield ratio can keep below 0.95.When the tensile strain direction is perpendicular to the pre-strain direction,the strain-stress curves can maintain a continuous yield character,which has low yield ratio (below 0.75)and high uniform elongation rate.In addition,strain aging treatment was carried out to investigate the effect of anti- corrosion thermal coating treatment on the tensile strain behavior of multi-phase pipeline steel.It is shown that the multi-phase pipeline steel has excellent anti-aging stability. KEY WORDS pipeline steel:aging of materials;tensile strain;sensitivity analysis X80级别管线钢在我国西气东输二线工程得到 向变形所造成的屈曲变形，这就要求钢管在纵向的 广泛应用，强度与韧性指标均达到设计要求，其强化 应力一应变曲线能保持“圆屋顶”状屈服特征，钢管 与韧化机理也得到深入研究-).为满足管线钢在 拥有较低的屈强比以及高的均匀延伸率6-刀 复杂地质环境下的安全服役要求，近年来提出了基 现有的以贝氏体为基体的管线钢在热轧态时， 于应变设计的理念，并己应用于实际的管道工程 通常都能拥有“圆屋顶”状连续屈服特征，但在制管 中.基于应变设计的理念要求钢管能抵抗沿纵 扩径过程中，尤其是在随后的防腐涂覆后，其屈强比 收稿日期：2012-12-10 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2010CB630801) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.01.010:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 1 期 2014 年 1 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 1 Jan． 2014 多相组织管线钢的应变时效敏感性 吴圣杰1，2) ，聂文金1，3) ，尚成嘉1) ，程俊杰3) ，张宏伟1) ，张晓兵3) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 2) 江苏省( 沙钢) 钢铁研究院，张家港 215625 3) 江苏沙钢集团有限公司总工程师办公室，张家港 215625  通信作者，E-mail: cjshang@ ustb． edu． cn 摘 要 通过对多相组织管线钢进行横向预应变模拟管线钢在制管过程中的横向扩径，进而研究横向预应变对多相组织管 线钢横向和纵向拉伸应变行为的影响． 发现多相组织 X80 管线钢在横向预应变后的加工硬化表现出明显的方向性，平行于预 应变方向加工硬化高，但在低于 2% 预应变条件下屈强比仍能保持在 0. 95 以下． 垂直于预应变方向在预应变后仍能保持连续 屈服的拉伸应变特征，具有较低的屈强比( 小于 0. 75) 以及高的均匀延伸率． 此外通过对预应变后钢板进行时效处理，以此研 究制管后防腐热涂覆对管线钢拉伸应变行为的影响． 结果表明多相组织管线钢拥有很好的抗时效稳定性． 关键词 管线钢; 材料时效; 拉伸应变; 敏感性分析 分类号 TG142. 71 Strain aging sensitivity of multi-phase pipeline steel WU Sheng-jie 1，2) ，NIE Wen-jin1，3) ，SHANG Cheng-jia1)  ，CHENG Jun-jie 3) ，ZHANG Hong-wei 1) ，ZHANG Xiao-bing3) 1) School of Material Science and Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Institute of Ｒesearch of Iron and Steel，Jiangsu Sha-Steel Group Co． Ltd． ，Zhangjiagang 215625，China 3) Chief Engineer Office，Jiangsu Sha-Steel Group Co． Ltd． ，Zhangjiagang 215625，China  Corresponding author，E-mail: cjshang@ ustb． edu． cn ABSTＲACT Transversal pre-strain experiments were carried out to investigate the effect of transversal hole enlargement on the tensile strain behavior of multi-phase pipeline steel． Experimental results indicate that the work hardening behavior after pre-strain treatment has directional characterization． When the pre-strain direction parallels to the final tensile strain direction，the work hardening rate is very high． Only when the pre-strain rate is lower than 2% ，the yield ratio can keep below 0. 95． When the tensile strain direction is perpendicular to the pre-strain direction，the strain-stress curves can maintain a continuous yield character，which has low yield ratio ( below 0. 75) and high uniform elongation rate． In addition，strain aging treatment was carried out to investigate the effect of anti￾corrosion thermal coating treatment on the tensile strain behavior of multi-phase pipeline steel． It is shown that the multi-phase pipeline steel has excellent anti-aging stability． KEY WOＲDS pipeline steel; aging of materials; tensile strain; sensitivity analysis 收稿日期: 2012--12--10 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2010CB630801) DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 01． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn X80 级别管线钢在我国西气东输二线工程得到 广泛应用，强度与韧性指标均达到设计要求，其强化 与韧化机理也得到深入研究［1--3］． 为满足管线钢在 复杂地质环境下的安全服役要求，近年来提出了基 于应变设计的理念，并已应用于实际的管道工程 中［4--5］． 基于应变设计的理念要求钢管能抵抗沿纵 向变形所造成的屈曲变形，这就要求钢管在纵向的 应力--应变曲线能保持“圆屋顶”状屈服特征，钢管 拥有较低的屈强比以及高的均匀延伸率［6--7］． 现有的以贝氏体为基体的管线钢在热轧态时， 通常都能拥有“圆屋顶”状连续屈服特征，但在制管 扩径过程中，尤其是在随后的防腐涂覆后，其屈强比

·64· 北京科技大学学报 第36卷 明显提高，应变时效敏感性很差.为解决这一问 (TEM)观察. 题，国内外有了一系列降低应变时效敏感性的实 践回，但对以多边形铁素体、板条贝氏体和弥散分 2实验结果 布的M/A所组成的多相组织管线钢其抗应变时效 2.1X80多相组织钢组织特征以及在拉伸应变条 性能的原理研究还很少.本文以国内某钢厂开发的 件下的力学行为 多相组织管线钢为研究对象，分析了钢板在轧态、预 实验钢热轧态金相组织如图2所示，为典型的 应变状态以及时效状态下的应力应变行为.对多相 铁素体+贝氏体多相组织钢.经mage-tool Plus测 组织管线钢抗应变时效的特征做了原理上的阐述. 量统计得出其中的贝氏体的体积分数约为45%，铁 1 实验材料及方法 素体尺寸在5um左右.图3给出了X80多相组织 钢的Kikuchi衬度图，其中红线代表小于5的小角度 本实验研究的材料为国内某钢厂生产的工业 晶界，而蓝色线代表大于15°的大角度晶界.从图中 X80管线钢，化学成分（质量分数，%）为：C0.06,Si 可以很明显地看出铁素体中主要以大角度晶界为 0.25,Mn1.65,Nb0.08,Cr0.25,Ni0.25,Ti0.015, 主，小角度晶界主要集中在贝氏体中.小角度晶界 F余量.治炼工艺为铁水预处理、转炉冶炼、钢包 的形成主要是由于相邻位错亚晶形成，而大角度晶 精炼和脱气处理，经连铸工序达到高品质钢坯，而后 界则主要是由重合位置点阵形成.此外通过对 经控轧控冷工艺(TMCP)得到22mm厚的多相组织 Kikuchi衬度值归一化后分析（如图4所示）可以明 钢板 显看出衬度值的分布有双峰的现象，而Kikuchi衍 实验将轧制的22mm钢板加工成600mm× 射花样的质量对组织内部缺陷十分敏感.经Wu 90mm×19mm的试样在Instron拉伸试验机上进行 等@的研究表明，衬度值主要以正态分布形式存 垂直于轧向的预应变，整个过程采用自动引伸计，记 在，因此对多相组织钢中的双峰可进行G0ss拟合得 录其应力一应变数据.而后分别横向取样、纵向取样 到高衬度值的铁素体和低衬度值的贝氏体两个独立 (示意图如图1所示).实验对样品分别进行了 的峰值分布.通过积分计算可得铁素体和贝氏体双 0.6%、1%和2%三种不同应变量的预变形.然后将 相的体积分数比分别为52.4%和57.6%，这与金相 预变形的样品置于油浴炉中，以40℃·min-的速率 统计的结果也很吻合 加热到180℃和220℃后保温5min.最后将样品空 冷.经应变时效处理后的样品分别按API标准加工 成标距段为9mm×50mm的标准棒状拉伸样在 Instron拉伸试验机上进行拉伸试验. 衡应变方向 TD 20m 纵向样 横向样 RD 图2X80多相组织钢不同方向立体金相组织 图1预变形取样示意图 Fig.2 3D microstructure of X80 multi-phase steel Fig.I Schematic of pre-strain experiment sampling 实验金相经预磨抛光后，用4%硝酸乙醇腐蚀， 钢板在热轧态下横、纵向的真应力一应变曲线 如图5所示.从图中可以看出其表现为良好的连续 在Zeiss AXIO Imager金相显微镜上进行微观组织观 屈服过程.纵向屈强比R。5/Rm=531/731=0.73, 察.电子背散射花样分析(EBSD)是将机械抛光后 断后伸长率(A)为26.6%，均匀延伸率(UEL)为 的样品再经电解抛光后Zeiss ULTRA-55场发射扫 8.72%:横向屈强比Ra51Rm=562/762=0.74,断后 描电镜上进行，实验步长为0.15um.电解抛光液为 伸长率(A)为33.7%，均匀延伸率(UEL)为 乙醇：高氯酸：丙三醇=8.5：1：0.5（体积比）.实验 8.85%. 后数据采用HKL公司的CHANNEL5软件包处理. 2.2预应变及时效过程对X80多相组织钢横纵向 此外对热轧态和预应变状态下的铁素体位错在 力学行为的影响 JEM-2100F透射电子显微镜下进行透射电镜 为了研究制管扩径以及随后的防腐热涂覆过程

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 明显提高，应变时效敏感性很差［8］． 为解决这一问 题，国内外有了一系列降低应变时效敏感性的实 践［9］，但对以多边形铁素体、板条贝氏体和弥散分 布的 M/A 所组成的多相组织管线钢其抗应变时效 性能的原理研究还很少． 本文以国内某钢厂开发的 多相组织管线钢为研究对象，分析了钢板在轧态、预 应变状态以及时效状态下的应力应变行为． 对多相 组织管线钢抗应变时效的特征做了原理上的阐述． 1 实验材料及方法 本实验研究的材料为国内某钢厂生产的工业 X80 管线钢，化学成分( 质量分数，% ) 为: C 0. 06，Si 0. 25，Mn 1. 65，Nb 0. 08，Cr 0. 25，Ni 0. 25，Ti 0. 015， Fe 余量． 冶炼工艺为铁水预处理、转炉冶炼、钢包 精炼和脱气处理，经连铸工序达到高品质钢坯，而后 经控轧控冷工艺( TMCP) 得到 22 mm 厚的多相组织 钢板． 实验将轧制的 22 mm 钢 板 加 工 成 600 mm × 90 mm × 19 mm 的试样在 Instron 拉伸试验机上进行 垂直于轧向的预应变，整个过程采用自动引伸计，记 录其应力--应变数据． 而后分别横向取样、纵向取样 ( 示意 图 如 图 1 所 示) ． 实验对样品分别进行了 0. 6% 、1% 和 2% 三种不同应变量的预变形． 然后将 预变形的样品置于油浴炉中，以 40 ℃·min － 1 的速率 加热到 180 ℃和 220 ℃后保温 5 min． 最后将样品空 冷． 经应变时效处理后的样品分别按 API 标准加工 成标距段为 9 mm × 50 mm 的标准棒状拉伸样在 Instron 拉伸试验机上进行拉伸试验． 图 1 预变形取样示意图 Fig． 1 Schematic of pre-strain experiment sampling 实验金相经预磨抛光后，用 4% 硝酸乙醇腐蚀， 在 Zeiss AXIO Imager 金相显微镜上进行微观组织观 察． 电子背散射花样分析( EBSD) 是将机械抛光后 的样品再经电解抛光后 Zeiss ULTＲA--55 场发射扫 描电镜上进行，实验步长为 0. 15 μm． 电解抛光液为 乙醇∶ 高氯酸∶ 丙三醇 = 8. 5∶ 1∶ 0. 5( 体积比) ． 实验 后数据采用 HKL 公司的 CHANNEL--5 软件包处理． 此外对热轧态和预应变状态下的铁素体位错在 JEM--2100F 透射电子显微镜下进 行透射电镜 ( TEM) 观察． 2 实验结果 2. 1 X80多相组织钢组织特征以及在拉伸应变条 件下的力学行为 实验钢热轧态金相组织如图 2 所示，为典型的 铁素体 + 贝氏体多相组织钢． 经 Image-tool Plus 测 量统计得出其中的贝氏体的体积分数约为 45% ，铁 素体尺寸在 5 μm 左右． 图 3 给出了 X80 多相组织 钢的 Kikuchi 衬度图，其中红线代表小于5 的小角度 晶界，而蓝色线代表大于 15°的大角度晶界． 从图中 可以很明显地看出铁素体中主要以大角度晶界为 主，小角度晶界主要集中在贝氏体中． 小角度晶界 的形成主要是由于相邻位错亚晶形成，而大角度晶 界则主要是由重合位置点阵形成． 此 外 通 过 对 Kikuchi 衬度值归一化后分析( 如图 4 所示) 可以明 显看出衬度值的分布有双峰的现象，而 Kikuchi 衍 射花样的质量对组织内部缺陷十分敏感． 经 Wu 等［10］的研究表明，衬度值主要以正态分布形式存 在，因此对多相组织钢中的双峰可进行 Goss 拟合得 到高衬度值的铁素体和低衬度值的贝氏体两个独立 的峰值分布． 通过积分计算可得铁素体和贝氏体双 相的体积分数比分别为 52. 4% 和 57. 6% ，这与金相 统计的结果也很吻合． 图 2 X80 多相组织钢不同方向立体金相组织 Fig． 2 3D microstructure of X80 multi-phase steel 钢板在热轧态下横、纵向的真应力--应变曲线 如图 5 所示． 从图中可以看出其表现为良好的连续 屈服过程． 纵向屈强比 Ｒt0. 5 /Ｒm = 531 /731 = 0. 73， 断后伸长率( A) 为 26. 6% ，均匀延伸率( UEL) 为 8. 72% ; 横向屈强比 Ｒt0. 5 /Ｒm = 562 /762 = 0. 74，断后 伸长 率 ( A ) 为 33. 7% ，均 匀 延 伸 率 ( UEL ) 为 8. 85% ． 2. 2 预应变及时效过程对 X80 多相组织钢横纵向 力学行为的影响 为了研究制管扩径以及随后的防腐热涂覆过程 ·64·

第1期 吴圣杰等：多相组织管线钢的应变时效敏感性 ·65· 向垂直时，预变形并没有改变材料连续屈服的拉伸 应变特征，拉伸时材料仍保持很好的“圆屋顶”型的 特征，但预应变使得纵向的屈服强度和抗拉强度都 有所提高，如图6(b)、6(d)和6(f)所示.可见预应 变方向对横纵向力学行为的影响十分显著. 表1给出了不同应变时效状态下，X80多相组 织钢的拉伸力学性能指标.从表中可以看出，预应 104m 变对横向屈服强度的增加明显高于对抗拉强度的增 图3X80多相组织钢电子背散射花样分析的Kikuchi衬度图 加，这就导致横向的屈强比明显下降.且220℃时 Fig.3 Kikuchi map of EBSD for X80 multi-phase steel 效5min也会使材料的屈服强度和抗拉强度都有所 提高，但时效对屈强比的影响很小.从纵向拉伸性 。一原始村度值 拟合村度值 能指标可以看出，预应变后纵向的屈服强度R。s不 低衬度值 仅没有增加，反而比热轧态有所降低，但抗拉强度比 12 高村度值 热轧态都有所提高.这就导致预应变后，材料纵向 9 的屈强比要比热轧态要低。但是，纵向在时效后屈 服强度明显提高，时效对抗拉强度几乎没什么改变， 贝氏体47.6% 铁素体 52.4% 这就导致了应变时效后的屈强比要比预应变状态 要高. 20 4 60 80 1) 归一化后村度值 从横向屈强比的变化可以看出，预应变量的增 图4X80多相组织钢的归一化后Kikuchi衬度值分布 加，直接导致横向屈强比的增加.当预应变增加至 Fig.4 Normalized Kikuchi contrast value distribution of X80 multi- 2%时，横向的屈强比已增加至0.95，达到了抗大变 phase steel 形管线钢基于应变设计的极限.但是，预应变量的 800 增加对纵向的屈强比改变较小，屈强比始终保持在 700 0.75以下，完全符合抗大变形管线钢的设计要求. 600 横向力学行为 纵向力学行为 3分析讨论 400 传统的观点1切认为应变时效后应力一应变曲 图300 线出现屈服平台主要是由于Cotr©ll气团钉扎位错 200 导致，而本文所讨论的多相组织在预应变后表现出 100 了很好的低时效敏感性应该与多相组织的力学行为 4 6 8 10 有关. 应变/% 3.1多相组织钢应变敏感性 图5X80多相组织钢拉伸应力一应变曲线 本文实验结果表明，预应变对多相组织钢屈 Fig.5 Strain-stress behavior of X80 multi-phase steel 服有非常重要的影响.Kumar等对铁素体/贝 对X80管线钢力学行为的影响，分别对比了X80热 氏体多相组织钢的拉伸变形过程研究表明变形可 轧态，不同预变形条件以及预变形后在220℃时效 分为三个阶段：(1)铁素体的塑性变形阶段：(2) 5min后的拉伸力学性能，结果如图6所示. 铁素体受贝氏体约束的塑性变形阶段：(3)当应力 从图6中可以很明显看出，当预应变方向与最 集中最终达到或超过贝氏体相的临界塑性变形应 终拉伸变形方向一致时，预应变使得原本连续屈服 力时，贝氏体相与铁素体相均同时进行塑性变形， 拉伸应变出现了屈服平台，如图6(a)、6(c)和6(e) 表现为双相钢应变硬化的第三阶段.聂文金等的 所示.预应变为0.6%（如图6(a)所示）预应变后出 对多相组织钢屈服行为的研究也揭示了软硬相体 现屈服平台但没有上屈服点，时效处理后有明显的 积分数对加工硬化指数的影响以及屈服前期软硬 上屈服点出现.当预变形量为1%和2%时（如 相的屈服行为 图6(c)和6(e)所示)，预应变以及时效后都没有上 根据马鸣图等的观点，材料屈服是大量的可 下屈服点的出现.当预应变方向与最终拉伸变形方 动位错扫过相当大面积运动的结果.因此，铁素体

第 1 期 吴圣杰等: 多相组织管线钢的应变时效敏感性 图 3 X80 多相组织钢电子背散射花样分析的 Kikuchi 衬度图 Fig． 3 Kikuchi map of EBSD for X80 multi-phase steel 图 4 X80 多相组织钢的归一化后 Kikuchi 衬度值分布 Fig． 4 Normalized Kikuchi contrast value distribution of X80 multi￾phase steel 图 5 X80 多相组织钢拉伸应力--应变曲线 Fig． 5 Strain-stress behavior of X80 multi-phase steel 对 X80 管线钢力学行为的影响，分别对比了 X80 热 轧态，不同预变形条件以及预变形后在 220 ℃ 时效 5 min后的拉伸力学性能，结果如图 6 所示． 从图 6 中可以很明显看出，当预应变方向与最 终拉伸变形方向一致时，预应变使得原本连续屈服 拉伸应变出现了屈服平台，如图 6( a) 、6( c) 和 6( e) 所示． 预应变为 0. 6% ( 如图 6( a) 所示) 预应变后出 现屈服平台但没有上屈服点，时效处理后有明显的 上屈 服 点 出 现． 当 预 变 形 量 为 1% 和 2% 时 ( 如 图 6( c) 和 6( e) 所示) ，预应变以及时效后都没有上 下屈服点的出现． 当预应变方向与最终拉伸变形方 向垂直时，预变形并没有改变材料连续屈服的拉伸 应变特征，拉伸时材料仍保持很好的“圆屋顶”型的 特征，但预应变使得纵向的屈服强度和抗拉强度都 有所提高，如图 6( b) 、6( d) 和 6( f) 所示． 可见预应 变方向对横纵向力学行为的影响十分显著． 表 1 给出了不同应变时效状态下，X80 多相组 织钢的拉伸力学性能指标． 从表中可以看出，预应 变对横向屈服强度的增加明显高于对抗拉强度的增 加，这就导致横向的屈强比明显下降． 且 220 ℃ 时 效 5 min 也会使材料的屈服强度和抗拉强度都有所 提高，但时效对屈强比的影响很小． 从纵向拉伸性 能指标可以看出，预应变后纵向的屈服强度 Ｒt0. 5不 仅没有增加，反而比热轧态有所降低，但抗拉强度比 热轧态都有所提高． 这就导致预应变后，材料纵向 的屈强比要比热轧态要低． 但是，纵向在时效后屈 服强度明显提高，时效对抗拉强度几乎没什么改变， 这就导致了应变时效后的屈强比要比预应变状态 要高． 从横向屈强比的变化可以看出，预应变量的增 加，直接导致横向屈强比的增加． 当预应变增加至 2% 时，横向的屈强比已增加至 0. 95，达到了抗大变 形管线钢基于应变设计的极限． 但是，预应变量的 增加对纵向的屈强比改变较小，屈强比始终保持在 0. 75 以下，完全符合抗大变形管线钢的设计要求． 3 分析讨论 传统的观点［11--13］认为应变时效后应力--应变曲 线出现屈服平台主要是由于 Cottrell 气团钉扎位错 导致，而本文所讨论的多相组织在预应变后表现出 了很好的低时效敏感性应该与多相组织的力学行为 有关． 3. 1 多相组织钢应变敏感性 本文实验结果表明，预应变对多相组织钢屈 服有非常重要的影响． Kumar 等［14］对铁素体 /贝 氏体多相组织钢的拉伸变形过程研究表明变形可 分为三个阶段: ( 1) 铁素体的塑性变形阶段; ( 2) 铁素体受贝氏体约束的塑性变形阶段; ( 3) 当应力 集中最终达到或超过贝氏体相的临界塑性变形应 力时，贝氏体相与铁素体相均同时进行塑性变形， 表现为双相钢应变硬化的第三阶段． 聂文金等［15］ 对多相组织钢屈服行为的研究也揭示了软硬相体 积分数对加工硬化指数的影响以及屈服前期软硬 相的屈服行为． 根据马鸣图等［16］的观点，材料屈服是大量的可 动位错扫过相当大面积运动的结果． 因此，铁素体 ·65·

·66· 北京科技大学学报 第36卷 800 800r b 700 700 600 600 500 美00 400 热轧态 ☒300 热轧态 200 一·0.6%预应变 200 0.6%预应变 100 0.6%应变后时效 100 一0.6%应变后时效 1234567891012 0%12345678910112 应变/% 应变/辱 800 800 (e) 700 700 600 600 400 美0 400 国300 一热轧态 因300 热轧态 200 1.0%预应变 1.0%预应变 200 1.0%应变后时效 100 1.0%应变后时效 100 0012345678910112 0012345678910112 应变% 应变% 800 800 (f) 700 700 (e) 600 600 500 ,400 400 300 一热轧态 300 一热轧态 2.0%预应变 2.0%预应变 200 2.0%应变后时效 200 2.0%应变后时效 100 100 001234567891012 0123456789101112 应变% 应变% 图6X80多相组织钢在不同应变时效状态下应力-应变行为.应变时效后横向性能：(a)0.6%:(c)1.0%:(e)2.0%. 应变时效后纵向 性能：(b)0.6%:(d)1.0%:(02.0% Fig.6 Strain-stress behavior of multi-phase steel under different strain aging conditions.Transverse properties after pre-strain:(a)0.6%:(c) 1.0%;(e)2.0%.Longitudinal properties after pre-strain:(b)0.6%:(d)1.0%(f)2.0% 表1X80多相组织钢在不同应变时效状态下的拉伸性能指标 Table 1 Tensile properties of X80 multi-phase steel after pre-strain and strain aging 横向拉伸性能指标 纵向拉伸性能指标 不同状态 Ro.s/MPa R/MPa UEL/% 屈强比R./MPa R/MPa UEL/% 屈强比R.5/Ra.5R2oIRu.0 热轧态 545 723 10.3 0.75 530 709 10.6 0.75 1.16 1.08 0.6%预应变 632 732 6.5 0.86 505 732 10.8 0.69 1.22 1.09 0.6%应变后时效 664 754 7.0 0.88 551 732 9.2 0.75 1.15 1.08 1.0%预应变 664 745 7.8 0.89 500 738 10.0 0.68 1.28 1.10 1.0%应变后时效 680 753 8.3 0.90 591 736 7.7 0.80 1.12 1.06 2.0%预应变 714 756 7.0 0.94 514 736 8.3 0.70 1.31 1.10 2.0%应变后时效 732 768 6.2 0.95 545 728 6.7 0.75 1.24 1.07 中可动位错密度是决定多相组织管线钢最终屈服过 定位错A在z轴上，位错B的坐标为(x,y).他们的 程的本质因素.多相组织钢在横向扩径预变形过程 滑移面都平行于x-z面，则位错A对位错B的作用 中，铁素体发生塑性变形，根据晶体滑动的右手定 力可表示为图 则，沿横向变形的铁素体在纵向会产生大量的刃型 (F）A6= CbabBx(22-y2) 位错).为了将问题简单化，假定预变形产生的刃 2m(1-)(x2+y2)2 (1) 型位错为位错A,而后同向拉伸变形产生位错为B. 式中，F为位错A对位错B的作用力，G为弹性模 设位错A和位错B的柏氏矢量分别为b,和bg:设 量，v为泊松比

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 6 X80 多相组织钢在不同应变时效状态下应力--应变行为． 应变时效后横向性能: ( a) 0. 6% ; ( c) 1. 0% ; ( e) 2. 0% ． 应变时效后纵向 性能: ( b) 0. 6% ; ( d) 1. 0% ; ( f) 2. 0% Fig． 6 Strain-stress behavior of multi-phase steel under different strain aging conditions． Transverse properties after pre-strain: ( a) 0. 6% ; ( c) 1. 0% ; ( e) 2. 0% ． Longitudinal properties after pre-strain: ( b) 0. 6% ; ( d) 1. 0% ; ( f) 2. 0% 表 1 X80 多相组织钢在不同应变时效状态下的拉伸性能指标 Table 1 Tensile properties of X80 multi-phase steel after pre-strain and strain aging 不同状态 横向拉伸性能指标 纵向拉伸性能指标 Ｒt0. 5 /MPa Ｒm /MPa UEL /% 屈强比 Ｒt0. 5 /MPa Ｒm /MPa UEL /% 屈强比 Ｒt1. 5 /Ｒt0. 5 Ｒt2. 0 /Ｒt1. 0 热轧态 545 723 10. 3 0. 75 530 709 10. 6 0. 75 1. 16 1. 08 0. 6% 预应变 632 732 6. 5 0. 86 505 732 10. 8 0. 69 1. 22 1. 09 0. 6% 应变后时效 664 754 7. 0 0. 88 551 732 9. 2 0. 75 1. 15 1. 08 1. 0% 预应变 664 745 7. 8 0. 89 500 738 10. 0 0. 68 1. 28 1. 10 1. 0% 应变后时效 680 753 8. 3 0. 90 591 736 7. 7 0. 80 1. 12 1. 06 2. 0% 预应变 714 756 7. 0 0. 94 514 736 8. 3 0. 70 1. 31 1. 10 2. 0% 应变后时效 732 768 6. 2 0. 95 545 728 6. 7 0. 75 1. 24 1. 07 中可动位错密度是决定多相组织管线钢最终屈服过 程的本质因素． 多相组织钢在横向扩径预变形过程 中，铁素体发生塑性变形，根据晶体滑动的右手定 则，沿横向变形的铁素体在纵向会产生大量的刃型 位错［17］． 为了将问题简单化，假定预变形产生的刃 型位错为位错 A，而后同向拉伸变形产生位错为 B． 设位错 A 和位错 B 的柏氏矢量分别为 bA和 bB ． 设 定位错 A 在 z 轴上，位错 B 的坐标为( x，y) ． 他们的 滑移面都平行于 x － z 面，则位错 A 对位错 B 的作用 力可表示为［18］ ( Fx ) A→B = GbAbB 2π( 1 － ν) ·x( z 2 － y 2 ) ( x 2 + y 2 ) 2 ． ( 1) 式中，Fx为位错 A 对位错 B 的作用力，G 为弹性模 量，v 为泊松比． ·66·

第1期 吴圣杰等：多相组织管线钢的应变时效敏感性 ·67· 为了讨论方便，用n=x/y带入(1)式得 定平衡位置，稍有偏离则会受到位错A回复到x=0 Gbabsn(n2-1) (F)=21-‘2+}. (2) 位置的作用力. 图8给出了预应变过程中位错组态的变化.可 Gb,b。、一为单位常量k,将F,和n的关系作 以明显地看出在轧态下铁素体中的位错密度较低且 设定2m1-y 大多集中在铁素体晶界附近.当铁素体中发生预应 图如图7所示.其中当位错A和位错B的柏氏矢量 变后，铁素体中的位错出现塞积，位错平行排列.此 同号时，两者之间的作用力如实线所示；若两者的柏 时铁素体中平行位错之间的阻力增大，同向加载使 氏矢量反号时，其相互之间的作用力如虚线所示. 得原先可动位错密度降低，从而出现屈服平台：而垂 0.4 直于平行位错塞积放下加载则位错阻力降低，出现 0.3 连续屈服的特征 0.2/ 然而在实际的过程中，很难做到位错A和位错 0.1 B完全平行.当位错A和位错B不平行时，两位错 o 则会发生相互交割.位错的交割产生割阶同样增加 -0.1 -0.2 位错运动的阻力 -03 以上的位错之间相互作用模型很好解释了管线 -0401之4n56789 钢在横向预应变后的同向拉伸变形行为.横向预应 图7两平行刃型位错的相互作用力 变后位错滑移受阻，此后在同向拉伸过程中位错出 Fig.7 Interaction force between two parallel edge dislocations 现塞积，可动位错密度降低，只有在应力进一步上 升，克服位错运动阻力的情况下才能继续发生塑性 从图7中可以看出位错A的存在对于位错B 变形，从而导致宏观上出现屈服平台；而对于垂直轧 (无论同号或是反号)在滑移面的运动都会有附加 向拉伸变形，其预变形产生的位错并没有使得最终 阻力.只有当位错B位于n=0(即x=0)或是n=1 拉伸过程中的可动位错密度降低，只是由于位错的 (即x=y)时，其受位错A的阻力为零.位错B位于 交割使得位错在滑移过程中阻力增大.这也就导致 x=y处，其处于准稳定位置，稍有偏离就会受到位 了预应变后纵向屈服强度和屈强比提高，但仍保持 错A的阻力作用；而位错B位于x=0处，则处于稳 良好的连续屈服特征， 平行位错 200nm 200nm 图8预应变对多相组织钢中铁素体位错组态的影响的透射电镜观察照片.()热轧态下原始可动位错：(b)1.0%预应变条件下铁素体 中平行位错 Fig.8 TEM images showing dislocation evolution during prestrain process in ferrite:(a)original mobile dislocation at the rolled condition:(b)dis- location pile in ferrite after 1.0%pre-strain 3.2多相组织钢时效敏感性 其中贝氏体内部富含了大量的位错和碳氮间隙 多相组织管线钢中铁素体为高温相变产物，且 原子 在相变过程中会不断向周围的奥氏体中排碳：而 由于预变形只是使得屈服强度较低的铁素体发 贝氏体为低温相变产物，且由富碳奥氏体转变而来， 生塑性变形，并使得铁素体内部产生位错塞积；而贝

第 1 期 吴圣杰等: 多相组织管线钢的应变时效敏感性 为了讨论方便，用 n = x /y 带入( 1) 式得 ( Fx ) A→B = GbAbB 2π( 1 － ν) ·n( n2 － 1) ( n2 + 1) 2 ． ( 2) 设定 GbAbB 2π( 1 － ν) y 为单位常量 k，将 Fx和 n 的关系作 图如图 7 所示． 其中当位错 A 和位错 B 的柏氏矢量 同号时，两者之间的作用力如实线所示; 若两者的柏 氏矢量反号时，其相互之间的作用力如虚线所示． 图 7 两平行刃型位错的相互作用力 Fig． 7 Interaction force between two parallel edge dislocations 从图 7 中可以看出位错 A 的存在对于位错 B ( 无论同号或是反号) 在滑移面的运动都会有附加 阻力． 只有当位错 B 位于 n = 0( 即 x = 0) 或是 n = 1 ( 即 x = y) 时，其受位错 A 的阻力为零． 位错 B 位于 x = y 处，其处于准稳定位置，稍有偏离就会受到位 错 A 的阻力作用; 而位错 B 位于 x = 0 处，则处于稳 定平衡位置，稍有偏离则会受到位错 A 回复到 x = 0 位置的作用力． 图 8 给出了预应变过程中位错组态的变化． 可 以明显地看出在轧态下铁素体中的位错密度较低且 大多集中在铁素体晶界附近． 当铁素体中发生预应 变后，铁素体中的位错出现塞积，位错平行排列． 此 时铁素体中平行位错之间的阻力增大，同向加载使 得原先可动位错密度降低，从而出现屈服平台; 而垂 直于平行位错塞积放下加载则位错阻力降低，出现 连续屈服的特征． 然而在实际的过程中，很难做到位错 A 和位错 B 完全平行． 当位错 A 和位错 B 不平行时，两位错 则会发生相互交割． 位错的交割产生割阶同样增加 位错运动的阻力． 以上的位错之间相互作用模型很好解释了管线 钢在横向预应变后的同向拉伸变形行为． 横向预应 变后位错滑移受阻，此后在同向拉伸过程中位错出 现塞积，可动位错密度降低，只有在应力进一步上 升，克服位错运动阻力的情况下才能继续发生塑性 变形，从而导致宏观上出现屈服平台; 而对于垂直轧 向拉伸变形，其预变形产生的位错并没有使得最终 拉伸过程中的可动位错密度降低，只是由于位错的 交割使得位错在滑移过程中阻力增大． 这也就导致 了预应变后纵向屈服强度和屈强比提高，但仍保持 良好的连续屈服特征． 图 8 预应变对多相组织钢中铁素体位错组态的影响的透射电镜观察照片． ( a) 热轧态下原始可动位错; ( b) 1. 0% 预应变条件下铁素体 中平行位错 Fig． 8 TEM images showing dislocation evolution during pre-strain process in ferrite: ( a) original mobile dislocation at the rolled condition; ( b) dis￾location pile in ferrite after 1. 0% pre-strain 3. 2 多相组织钢时效敏感性 多相组织管线钢中铁素体为高温相变产物，且 在相变过程中会不断向周围的奥氏体中排碳［18］; 而 贝氏体为低温相变产物，且由富碳奥氏体转变而来， 其中贝氏体内部富含了大量的位错和碳氮间隙 原子． 由于预变形只是使得屈服强度较低的铁素体发 生塑性变形，并使得铁素体内部产生位错塞积; 而贝 ·67·

·68· 北京科技大学学报 第36卷 氏体由于其屈服强度较高，在预应变阶段贝氏体只 (缪成亮，尚成嘉，曹建平，等.HTPX80管线钢的品粒细化 发生弹性变形的.从0.6%的预应变后时效过程中 与组织控制.钢铁，2009,44(3)：62) 4]Ishikawa N,Okatsu M,Endo S,et al.Design concept and produc- 出现上下屈服点这一现象中可以看出，较小预应变 tion of high deformability linepipe /Proceedings of the ASME In- 条件下Cottrell对可动位错有一定的钉扎作用.当 ternational Pipeline Conference.Calgary,206:215.doi:10. 预应变增加到1%和2%后，并没有出现上下屈服点 1115/P℃2006-10240 的现象，表明在较大预应变状态下Cottrell气团对可 [5]Okatsu M,Shikanai N,Kondo J.Development of a high deform- 动位错的钉扎作用减弱.这也进一步说明X80管线 ability linepipe with resistance to strain-aged hardening by HOP. JFE Tech Rep,2008 (12):8 钢中铁素体的间隙原子浓度低，Cottrell气团作用较 [6]Li H L,Li X,Ji L K,et al.Strain-based design for pipeline and 弱。因此纵向在预应变后时效，依然保持良好的连 development of pipe steels with high deformation resistance.Wel- 续屈服特征.同理横向在时效后的拉伸过程中，Co- ded Pipe Tube,2007(5):5 心ll气团作用较弱，对横向的力学行为尤其是屈服 (李鹤林，李霄，吉玲康，等.油气管道基于应变的设计及抗 大变形管线钢的开发与应用.焊管，2007(5)：5) 过程影响也较弱.最终时效对预应变后的屈服强度 7]Li H L.Ji L K.The key technology of the second west-east high 和屈强比改变都较小 strength and toughness welded pipe and protect the safe operation 综上所述，X80多相组织的屈服过程与铁素体 of pipelines.World Steel.2009(1):56 中的可动位错密度有关，位错塞积或是Cottrell气团 (李鹤林，吉玲康。西气东输二线高强韧性焊管及保障管道安 全运行的关键技术.世界钢铁，2009(1)：56) 都可能导致铁素体中可动位错密度的降低.在本文 [8] Zhao W G,Chen M,Chen S H,et al.Static strain aging behavior 讨论的多相组织X80管线钢中，预应变导致铁素体 of an X100 pipeline steel.Mater Sci Eng A,2012,550:418 横向位错塞积是使得X80管线钢横向出现屈服平 Liu Z W,Guo H,Shang C J.Study on strain aging of X80 pipe- 台的根本原因，而时效过程中产生的Cottrel气团作 line steel with high Nb.Welded Pipe Tube,2011 (5):12 (刘振伟，郭晖，尚成嘉.高NX80管线钢的应变时效研究 用对于多相组织力学行为影响较弱，这也是多相组 焊管，2011(5)：12) 织X80管线钢表现出较低应变时效敏感性的根本 [10]Wu J H,Wray P J,Garcia C I,et al.Image quality analysis:a 原因. new method of characterizing microstructures.IS//Int,2005,45 (2):254 4结论 [11]Taheri A K,Maccagno T M,Jonas J J.Dynamic strain aging and the wire drawing of low carbon steel rods.IS/J Int,1995,35 (1)多相组织X80管线钢在预应变后的加工 (12):1532 硬化表现出明显的方向性，平行于预应变方向加工 [12]De A K,De Blauwe K,Vandeputte S,et al.Effect of dislocation 硬化高，但在低于2%预应变条件下，屈强比仍能保 density on the low temperature aging behavior of an ultra low car- 持在0.95以下：而垂直于预应变方向在预应变后仍 bon bake hardening steel.JAlloys Compd,2000,310(1):405 h3] Davies R G.Early stages of yielding and strain aging of a vanadium- 能保持连续屈服的拉伸应变特征，具有较低的屈强 containing dual-phase steel.Metall Trans A,1979,10(10):1549 比（小于0.75）以及高的均匀延伸率. 04] Kumar A,Singh S B,Ray R K.Influence of bainite/martensite- (2)多相组织X80管线钢应变时效敏感性低， content on the tensile properties of low carbon dual-phase steels 平行于预应变方向时效后屈服强度和屈强比上升很 Mater Sci Eng A,2008,474(1/2):270 [05] Nie W J,Shang C J,Guan H L,et al.Control of microstructures 小，而垂直于预应变方向时效后仍具有良好的抗变 of ferrite/bainite (F/B)dual-phase steels and analysis of their 形能力 resistance to deformation behavior.Acta Metall Sin,2012,48 (3):298 参考文献 (聂文金，尚成嘉，关海龙，等.铁素体/贝氏体(F/B)双相钢组 [Shang C J,Wang X X,Liu Q Y,et al.Weldability of high niobi- 织调控及其抗变形行为分析.金属学报，2012,48(3)：298) um X80 pipeline steel /International Seminar on Welding of ǖ6] Ma M T,Wu B R.Dual Phase Steel Physical and Mechanical Pipeline Steel.Arasa,2011 Metallurgy.2nd Ed.Beijing:Metallurgical Industry Press, Shang C J,Yang S W,Wang X M,et al.A bainite/ferrite dual- 2009:286 phase low carbon microalloying steel with high strength and ductili- (马鸣图，吴宝榕.双相钢-物理和力学治金.2版.北京：治 ty.J Univ Sci Technol Beijing,2003,25(3):288 金工业出版社，2009：286) (尚成嘉，杨善武，王学敏，等.新颖的贝氏体/铁素体双相低 [17]Yu Y N.The Foundation of Material Science.Beijing:High Ed- 碳微合金钢.北京科技大学学报，2003,25(3)：288) ucation Press,2006:450 B]Miao CL,Shang C J,Cao J P,et al.Grain refinement and micro- (余永宁.材料科学基础.北京：高等教育出版社，2006：450) structure control of HTP X80 pipeline steel./ron Steel,2009,44 [18]Bhadeshia H D K H.Bainite in Steels.2nd Ed.London:The (3):62 Cambridge University Press,2001:142

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 氏体由于其屈服强度较高，在预应变阶段贝氏体只 发生弹性变形［15］． 从 0. 6% 的预应变后时效过程中 出现上下屈服点这一现象中可以看出，较小预应变 条件下 Cottrell 对可动位错有一定的钉扎作用． 当 预应变增加到 1% 和 2% 后，并没有出现上下屈服点 的现象，表明在较大预应变状态下 Cottrell 气团对可 动位错的钉扎作用减弱． 这也进一步说明 X80 管线 钢中铁素体的间隙原子浓度低，Cottrell 气团作用较 弱． 因此纵向在预应变后时效，依然保持良好的连 续屈服特征． 同理横向在时效后的拉伸过程中，Cot￾trell 气团作用较弱，对横向的力学行为尤其是屈服 过程影响也较弱． 最终时效对预应变后的屈服强度 和屈强比改变都较小． 综上所述，X80 多相组织的屈服过程与铁素体 中的可动位错密度有关，位错塞积或是 Cottrell 气团 都可能导致铁素体中可动位错密度的降低． 在本文 讨论的多相组织 X80 管线钢中，预应变导致铁素体 横向位错塞积是使得 X80 管线钢横向出现屈服平 台的根本原因，而时效过程中产生的 Cottrell 气团作 用对于多相组织力学行为影响较弱，这也是多相组 织 X80 管线钢表现出较低应变时效敏感性的根本 原因． 4 结论 ( 1) 多相组织 X80 管线钢在预应变后的加工 硬化表现出明显的方向性，平行于预应变方向加工 硬化高，但在低于 2% 预应变条件下，屈强比仍能保 持在 0. 95 以下; 而垂直于预应变方向在预应变后仍 能保持连续屈服的拉伸应变特征，具有较低的屈强 比( 小于 0. 75) 以及高的均匀延伸率． ( 2) 多相组织 X80 管线钢应变时效敏感性低， 平行于预应变方向时效后屈服强度和屈强比上升很 小，而垂直于预应变方向时效后仍具有良好的抗变 形能力． 参 考 文 献 ［1］ Shang C J，Wang X X，Liu Q Y，et al． Weldability of high niobi￾um X80 pipeline steel / / International Seminar on Welding of Pipeline Steel． Arasa，2011 ［2］ Shang C J，Yang S W，Wang X M，et al． A bainite /ferrite dual￾phase low carbon microalloying steel with high strength and ductili￾ty． J Univ Sci Technol Beijing，2003，25( 3) : 288 ( 尚成嘉，杨善武，王学敏，等． 新颖的贝氏体/铁素体双相低 碳微合金钢． 北京科技大学学报，2003，25( 3) : 288) ［3］ Miao C L，Shang C J，Cao J P，et al． Grain refinement and micro￾structure control of HTP X80 pipeline steel． Iron Steel，2009，44 ( 3) : 62 ( 缪成亮，尚成嘉，曹建平，等． HTP X80 管线钢的晶粒细化 与组织控制． 钢铁，2009，44( 3) : 62) ［4］ Ishikawa N，Okatsu M，Endo S，et al． Design concept and produc￾tion of high deformability linepipe / / Proceedings of the ASME In￾ternational Pipeline Conference． Calgary，2006: 215． doi: 10． 1115 /IPC2006--10240 ［5］ Okatsu M，Shikanai N，Kondo J． Development of a high deform￾ability linepipe with resistance to strain-aged hardening by HOP． JFE Tech Ｒep，2008( 12) : 8 ［6］ Li H L，Li X，Ji L K，et al． Strain-based design for pipeline and development of pipe steels with high deformation resistance． Wel￾ded Pipe Tube，2007( 5) : 5 ( 李鹤林，李霄，吉玲康，等． 油气管道基于应变的设计及抗 大变形管线钢的开发与应用． 焊管，2007( 5) : 5) ［7］ Li H L，Ji L K． The key technology of the second west-east high strength and toughness welded pipe and protect the safe operation of pipelines． World Steel，2009( 1) : 56 ( 李鹤林，吉玲康． 西气东输二线高强韧性焊管及保障管道安 全运行的关键技术． 世界钢铁，2009( 1) : 56) ［8］ Zhao W G，Chen M，Chen S H，et al． Static strain aging behavior of an X100 pipeline steel． Mater Sci Eng A，2012，550: 418 ［9］ Liu Z W，Guo H，Shang C J． Study on strain aging of X80 pipe￾line steel with high Nb． Welded Pipe Tube，2011( 5) : 12 ( 刘振伟，郭晖，尚成嘉． 高 NbX80 管线钢的应变时效研究． 焊管，2011( 5) : 12) ［10］ Wu J H，Wray P J，Garcia C I，et al． Image quality analysis: a new method of characterizing microstructures． ISIJ Int，2005，45 ( 2) : 254 ［11］ Taheri A K，Maccagno T M，Jonas J J． Dynamic strain aging and the wire drawing of low carbon steel rods． ISIJ Int，1995，35 ( 12) : 1532 ［12］ De A K，De Blauwe K，Vandeputte S，et al． Effect of dislocation density on the low temperature aging behavior of an ultra low car￾bon bake hardening steel． J Alloys Compd，2000，310( 1) : 405 ［13］ Davies Ｒ G． Early stages of yielding and strain aging of a vanadium￾containing dual-phase steel． Metall Trans A，1979，10( 10) : 1549 ［14］ Kumar A，Singh S B，Ｒay Ｒ K． Influence of bainite /martensite￾content on the tensile properties of low carbon dual-phase steels． Mater Sci Eng A，2008，474( 1 /2) : 270 ［15］ Nie W J，Shang C J，Guan H L，et al． Control of microstructures of ferrite /bainite ( F /B) dual-phase steels and analysis of their resistance to deformation behavior． Acta Metall Sin，2012，48 ( 3) : 298 ( 聂文金，尚成嘉，关海龙，等． 铁素体/贝氏体( F/B) 双相钢组 织调控及其抗变形行为分析． 金属学报，2012，48( 3) : 298) ［16］ Ma M T，Wu B Ｒ． Dual Phase Steel Physical and Mechanical Metallurgy． 2nd Ed． Beijing: Metallurgical Industry Press， 2009: 286 ( 马鸣图，吴宝榕． 双相钢--物理和力学冶金． 2 版． 北京: 冶 金工业出版社，2009: 286) ［17］ Yu Y N． The Foundation of Material Science． Beijing: High Ed￾ucation Press，2006: 450 ( 余永宁． 材料科学基础． 北京: 高等教育出版社，2006: 450) ［18］ Bhadeshia H D K H． Bainite in Steels． 2nd Ed． London: The Cambridge University Press，2001: 142 ·68·