管线钢冲击断口的显微分析

      将X46、X56、X70、X80管线钢制作成标准冲击试样，在常温20℃下进行冲击试验。试验采用摆锤冲击试验机，冲击能量为600J。

      试样冲击完成后在断裂试样中心采用线切割将试样截取、制备成金相试样，在显微镜下对基体和断口部位的非金属夹杂物、显微组织形貌进行观察。

2.1 试验结果

      各试样的力学性能试验结果见表1，金相检验结果见表2。

表1 管线钢试样的力学性能试验结果

表2 管线钢试样冲击断口的金相检验结果

     试样中的非金属夹杂物形貌大体一致，略有差异，X46钢中的夹杂物主要为带状氧化物夹杂、少量的条状硫化物和少量D类球状氧化物夹杂，而其他3种钢中夹杂主要为D类球状氧化物夹杂，如图1所示。

图1 管线钢试样中的非金属夹杂物形貌

     管线钢采用控轧控冷工艺进行生产，为低碳微合金化钢。该钢种的碳含量低，因冷却速率快，组织转变在贝氏体形成温度范围内进行，且在微合金作用下，形成的显微组织表现出一些特殊的组织形态特征。管线钢显微组织按形貌分为多边形铁素体、准多边形铁素体、粒状贝氏体、贝氏体铁素体和针状铁素体等。不同管线钢试样的显微组织形貌如图2所示。

图2 管线钢试样的显微组织形貌

2.2 分析与讨论

2.2.1 冲击吸收能量的组成

     摆锤冲击试验是用冲击吸收能量反映材料冲击韧性的好坏，在摆锤冲击载荷下，受冲击的试样通过自身产生变形和断裂来吸收摆锤冲击势能，吸收的势能即为冲击吸收能量，这也反映了材料自身冲击韧性的好坏。仪器化冲击是常规夏比冲击定量化发展的质的飞跃，如果将传统试验得到的冲击吸收能量指标转化为力对位移的积分曲线，纵坐标为刀刃打击试样过程中力的变化，横坐标则是刀刃与试样打击点行进的位移，就得到了仪器化冲击曲线，直观地揭示了裂纹形成与扩展在夏比冲击吸收能量的占比，有助于分析材料的启裂与止裂行为。

图3 典型冲击试样力-位移示意图

      图3为典型的位移与冲击力分布的示意图，试样从受力变形到断裂可以分为以下几个部分：W_e为弹性变形阶段所产生的功，产生于试样弹性变形阶段，为可回复的阶段；W_d是塑性变形功产生的阶段，此阶段试样产生的变形为不可回复的塑性变形；W_p1为裂纹稳态扩展阶段，为裂纹萌生阶段；W_p2为裂纹剩余扩展阶段；W_p3为裂纹撕裂扩展阶段。

     以裂纹的产生点为分界，则可以将冲击吸收能量分为裂纹产生前变形所吸收的能量和裂纹吸收能量进而造成的裂纹扩展两部分。冲击吸收能量与材料所能承受的最大拉应力和材料均匀塑性变形能力关系更为密切，抗拉强度与均匀塑性变形能力越好则冲击韧性越好，在同等抗拉强度下，屈强比越低，均匀延伸率高，韧性越好，反过来，则越差。在当前检测的几个钢种中，由于当前试验条件中，仪器化示波试验条件缺乏，无法得到各区域的吸收能量，因此只能从总的吸收能量上去作比较。X46、X56、X70钢试样的冲击吸收能量随着抗拉强度的增大而增大，但是X80钢试样屈强比略大、延伸率较低，虽然强度较高，但是韧性却较X70钢试样要低。在裂纹生成及扩展阶段所能吸收的冲击能量上，除了自身的力学性能外，由于此时处于裂纹生成扩展的非稳定状态，需要结合材料内部质量、裂纹生成的难易程度及裂纹的扩展情况来进行分析。

2.2.2 钢中非金属夹杂物在冲击过程中的表现

     对于一个材料来说，如何避免在冲击中出现裂纹，使裂纹出现的几率变小是提高冲击韧性的关键，也就要求材料内部缺陷越少越好，但是材料内部不可避免地会出现各种缺陷，如夹杂、偏析、缩孔等，这些缺陷部位与周围基体的物理性能不一致，在受到冲击的作用下，很容易在缺陷部位产生应力集中，充当裂纹源，促进开裂，夹杂物的数量及形态都会对冲击吸收能量造成影响。

图4 管线钢试样冲击断口的微观形貌

     图4为试样冲击断口处非金属夹杂物的微观形貌。可见在断口附近出现了一些小裂纹和微孔状缺陷，这些裂纹里还残留有部分的非金属夹杂物，表明了试样中的夹杂物在冲击应力作用下，局部发生应力集中，产生了变形，进而碎裂后形成孔洞，形成裂纹并发生扩展。

     不同的夹杂物在断口附近的表现是不同的，X46钢中有少量的条状硫化物、带状氧化物和球状氧化物分布，其他试样基体中大部分为球状的氧化物夹杂。条状夹杂物部位形成多条条状微裂纹，而在临近断口部位点状氧化物夹杂处则形成孔洞状或者棒状的缺陷，缺陷末端较钝，呈圆弧状。从不同夹杂物产生裂纹的长短程度来比较，条带状夹杂部位产生的裂纹更长、更明显。条带状夹杂边角部位形态较为尖锐，在尖锐端很容易形成大的应力集中，促进裂纹扩张。

     在显微镜下观察，球状氧化物边界较平滑。冲击试验后，靠近断口部位有较多的孔洞，孔洞形成原因是球状夹杂物在冲击作用下脱落而后形成孔洞，这些孔洞虽然数量多，但是扩张得并不厉害，从应力的角度来看，球状夹杂物的作用面积较大，没有尖锐的地方，使得应力没法集中，所以不容易产生裂纹，且难以扩张。

      从以上现象来看，材料内部的非金属夹杂物在冲击过程中一定程度上充当了裂纹源的作用，不同类型的夹杂物在外力作用下的扩展是不一样的，条状夹杂物更容易产生裂纹，而球状夹杂物形成的缺陷较难扩展，对冲击性能的危害较小。

2.2.3 冲击过程中的组织变化及二次裂纹的扩展

      冲击试验中，微观组织表现出阻止裂纹扩展的能力。试样在冲击载荷作用下产生裂纹后，不同的组织形态对阻止裂纹扩展的能力不一样。将试样在硝酸酒精溶液中浸蚀后，采用光学显微镜对试样冲击断口处的组织形貌进行观察，如图5所示。

图5 管线钢试样冲击断口的显微组织形貌

     X46钢冲击断口处的显微组织为规则的铁素体+珠光体，珠光体分布得非常不均匀，局部呈聚集分布状态或呈条带状，在断口附近的基体上有多条微裂纹正好处于珠光体聚集区，断口部位也可以看到局部有二次裂纹位于珠光体聚集分布的区域，裂纹较为平直，和基体中微裂纹形貌相似。部分微裂纹产生于珠光体区域内，裂纹末端终止于旁边的铁素体。从上述分析来看，裂纹容易在珠光体区域产生，且在珠光体内扩展比较容易，如果珠光体分布均匀，周围有铁素体晶粒，则会对裂纹扩张起到一定的限制作用，使裂纹难以扩展。

     X56钢冲击断口处的显微组织为均匀的铁素体+珠光体，晶粒度为10.8级，较X46钢的晶粒要细小，珠光体的分布较为弥散，在冲击力的作用下，局部有少量变形。断口有部分夹杂物脱落后形成的孔洞状缺陷，在断口附近未见有二次裂纹产生，多边形铁素体内的位错密度较低，所以裂纹的扩展较为容易。

     X70钢冲击断口处的显微组织为准多边形铁素体+粒状贝氏体+马氏体/奥氏体(M/A)组元，断口部位显微组织有非常明显的变形，分布有夹杂物脱落后形成的孔洞。组织以准多边形铁素体为主，和多边形铁素体相比，准多边形铁素体具有较高的位错密度、亚结构，有的铁素体晶粒上还分布有M/A组元，这种组织强度比多边形铁素体高，同时具有优异的塑性变形能力，内部有较高的位错密度。其中零星分布少量的M/A 组元，使得该钢具有低的屈强比和高的应变硬化速率，从而使裂纹在微区范围内的扩展由于形变位错密度增高而更为困难。

     采用扫描电镜(SEM)对X70钢冲击断口附近的显微组织进行观察，局部可以看到有二次裂纹，如图6所示。

图6 裂纹在准多边形铁素体和粒状贝氏体中的扩展形貌

     可以看到，裂纹在粒状贝氏体分布区域中时，裂纹较平直，而在准多边形铁素体区域时，裂纹为曲折分布状态。裂纹在扩展中，随应变增加，不断有新的裂纹形成，不同位向裂纹的互相连接或经过晶界和板条束界面时都可能会导致裂纹扩展方向转向，从而使裂纹的扩展不再平直，而构成曲折的裂纹形貌。裂纹扩展路径的曲折，使裂纹的扩展难度增加，对裂纹的扩展造成阻碍。由此说明裂纹在扩展过程中，在粒状贝氏体区域受到的阻碍作用较弱；在准多边形铁素体中扩展时，扩展难度较大，该组织具有较好的抵抗裂纹扩展能力。

     X80钢冲击断口处的显微组织为粒状贝氏体+准多边形铁素体+M/A 组元，其冲击韧性较X70钢的冲击韧性要低，在断口部位组织形貌上，X70钢的断口部位附近组织有非常明显的组织变形，X80钢的韧性断口部位略有变形，但比X70钢的要弱。在显微组织上，X80钢主要以粒状贝氏体为主，粒状贝氏体是中温转变产物,其虽然有细小的片层结构，但是由于相邻片层之间晶体分布取向之间的差异很小，一般是低于15°的小角度晶界，这种小角度的晶界对裂纹的扩展起不到阻碍作用。也侧面反映了粒状贝氏体及M/A组元对阻止冲击裂纹的扩展不利，从而导致了X80钢的冲击吸收能量较低。

     通过以上几种管线钢中夹杂物与显微组织对裂纹形成与扩展影响情况的比较可知，组织中非金属夹杂物在冲击过程中往往容易成为裂纹源或有助于裂纹的扩展，球状夹杂物较条状夹杂物在形成裂纹及裂纹扩展上的促进作用较小；不同组织在抵抗裂纹扩张能力上，粒状贝氏体、珠光体较弱，多边形铁素体抵抗裂纹扩展的能力较弱，准多边形铁素体抵抗裂纹扩展的能力较强；从断口附近的组织变形上看，部分试样在断口部位的组织有明显的变形，从能量守恒的角度上，组织变形必然会吸收能量，变形也对裂纹的扩展起到缓冲作用，进而对冲击吸收能量有一定的影响。