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·