塑性變形對落錘撕裂試驗異常斷口的影響

許曉鋒，高豹華 編譯

（1.中國石油集團石油管工程技術研究院，西安710065；2.中國石油天然氣管道局第三工程分公司，鄭州451450）

隨著全球市場對天然氣清潔能源需求的不斷增加，輸送天然氣用管線鋼管的強度也隨之增加。止裂能力是高強度管線鋼管運行可靠性最重要的性能指標之一，當焊縫（如環焊縫）發生脆性起裂或是管體發生韌性起裂，控制裂紋的擴展顯得極其重要。

DWTT是評價脆性起裂止裂能力最主要的方法之一。研究表明，全尺寸爆破試驗獲得的韌脆轉變溫度曲線與夏比沖擊試驗結果不同，但與DWTT獲得的結果基本吻合。因此，DWTT用來評價試樣缺口發生脆性起裂時脆性開裂是否向韌性開裂轉變。當管線鋼管DWTT剪切面積大于40%，且全尺寸爆破試驗中裂紋擴展速度小于450 m/s時，裂紋是可控的。考慮到鋼管環向試驗結果的分散性，標準中一般規定DWTT剪切面積不小于85%作為韌性指標。

高強度管線鋼DWTT常出現異常斷口，即在試樣缺口處發生剪切裂紋起裂，并在隨后的斷裂擴展中，在落錘側出現解理斷裂的斷口。關于異常斷口出現的機理，有研究認為是由于落錘沖擊造成加工硬化而形成的。同時，落錘影響區硬度試驗結果表明壓縮預應變造成的加工硬化與異常斷口尺寸相關聯。另有研究認為，落錘側落錘影響區的大量壓縮預應變是三點彎曲和落錘沖擊共同作用造成的。目前，關于DWTT異常斷口的變形行為和形成機理還未徹底研究清楚。

本研究對不同組織管線鋼DWTT變形行為進行了分析，DWTT試樣變形行為通過高速攝影進行記錄并測量，且根據測量的應變計算塑性應變當量，重點分析了主要影響異常斷口形成的因素。

1 試驗材料及過程

1.1 試驗材料

試驗材料的化學成分見表1。原料經轉爐和連鑄，制成240 mm厚板，取中間100 mm厚無中心偏析部分軋制成20 mm厚鋼板并加速冷卻。熱機械軋制（TMCP）和回火處理參數見表2。軋制后所有鋼板均加速冷卻到室溫，粗晶貝氏體（C-B）鋼隨后加熱到500℃進行回火處理，以降低其抗拉強度。鋼板的顯微組織采用光學顯微鏡進行觀察，其強度通過拉伸試驗進行測量，拉伸試樣為橫向圓棒試樣（直徑6mm，標距24 mm），從鋼板厚度方向中間位置取樣并在室溫下進行試驗。

表1 試驗用鋼化學成分 %

表2 試驗用鋼TMCP和回火處理參數

1.2 試樣形狀及尺寸

DWTT在20℃下進行，剪切面積按照API SPEC 5L/ISO 3183的相關規定執行。沿鋼板橫向取樣，試樣形狀及尺寸如圖1所示。

圖1 DWTT試樣形狀及尺寸

1.3 變形行為

為了解變形行為，通過劃分圓形網格（直徑5 mm）和采用高速攝影 （配備18 000幀/s的高速攝像機）對DWTT過程中材料的塑性應變進行研究。通過分析高速攝像機獲得的圖像，測量每個圓形網格長度的變化，計算平行于裂紋擴展的真應變εx和垂直于裂紋擴展的真應變εy。同時，根據測量的真應變計算出塑性應變當量，即落錘沖擊開始時刻到裂紋擴展到測量位置時的累積應變值，通過公式（1）進行計算

式中：dε—塑性應變當量增量；

εz—厚度方向真應變。

根據體積固定不變的條件可按公式（2）計算

dε按 0.5 μs間隔進行計算。

2 試驗結果及討論

2.1 顯微組織和拉伸性能

試驗鋼板壁厚中心區的顯微組織如圖2所示，經不同TMCP和回火工藝獲得不同組織。C-B鋼經1 200℃奧氏體化并在Ar3點以上開始加速冷卻，獲得粗晶貝氏體組織和少量的鐵素體；C-FB鋼經1 200℃奧氏體化并在Ar3點以下開始加速冷卻，獲得粗晶鐵素體-貝氏體組織；FB鋼經1 000℃奧氏體化并在Ar3點以下開始加速冷卻，獲得細晶鐵素體-貝氏體組織。

試驗鋼板抗拉強度和屈服強度如圖3所示。3類鋼板具有相同的抗拉強度，為（645±22）MPa，但屈服強度不同，具有粗晶貝氏體組織的C-B鋼板的屈服強度高于其他2種鋼板。

圖2 試驗鋼板壁厚中心顯微組織

圖3 試驗鋼板抗拉強度和屈服強度

2.2 落錘性能

圖4為3種鋼板在20℃下獲得的DWTT剪切面積。具有鐵素體-貝氏體組織的C-FB和FB鋼的剪切面積是100%，而粗晶貝氏體C-B鋼由于異常斷口的出現剪切面積稍低。圖5是試樣DWTT斷裂形貌，脆性區用虛線進行了標示。從圖5可以看出，C-B鋼和部分C-FB鋼出現了異常斷口，而細晶粒的FB鋼則沒有。C-B鋼中出現的異常斷口降低了DWTT剪切面積值，而C-FB鋼由于異常斷口不在標準評定區域內而未受影響。圖6顯示了異常斷口距離錘擊側的距離。對于C-B鋼，異常斷口距離錘擊側11～21mm或16～22 mm；對于C-FB鋼，異常斷口距離錘擊側9～16 mm。

圖4 試驗鋼板20℃下DWTT剪切面積

圖5 試驗鋼板DWTT斷裂形貌

圖6 異常斷口距離錘擊側的距離

2.3 變形分析

2.3.1 動態應變分析

采用劃分圓形網格和高速攝影的方法對DWTT塑性應變行為進行了研究，來探討其變形規律及對異常斷口的影響。圖7為C-B鋼DWTT試樣錘擊側變形表面典型照片。對距離錘擊側1～16 mm之間的塑性應變進行了測量。真應變εy和塑性應變當量隨時間的變化曲線如圖8所示。結果顯示，變形可大致分為3個區域，即落錘沖擊區、彎曲壓縮區和彎曲拉伸區。

圖7 C-B鋼錘擊側表面隨時間變化的典型照片

圖8 C-B鋼真應變隨時間的變化曲線

2.3.2 落錘影響區域應變分析

如圖8（a）所示，距離錘擊側1 mm，6 mm和11 mm位置的塑性應變是落錘沖擊、彎曲壓縮和彎曲拉伸共同造成的。在大約0.6 ms之前真應變呈正增長，這是因為落錘沖擊造成這些點發生拉伸應變，可從圖8（b）中得到證實，可以看到網格沿垂直裂紋擴展方向發生了伸長。0.6～3 ms時間段由于彎曲壓縮的原因真應變呈負增長。大約5 ms之后由于彎曲拉伸的原因真應變重新向正方向增長。DWTT彎曲變形過程中，壓縮和拉伸區域的中性面隨著裂紋的擴展不斷變化，裂紋擴展減小了試樣彎曲半徑，使拉伸應變向錘擊側不斷靠近。值得注意的是，相比彎曲變形，落錘沖擊造成的塑性應變非常小。

2.3.3 彎曲壓縮區域應變分析

距離錘擊側16 mm，21 mm，26 mm和31mm位置的變形分為彎曲壓縮區和彎曲拉伸區。試樣變形受彎曲的影響，如圖8（b）所示。這表明采用20 mm厚鋼板進行DWT試驗時，距離錘擊側16 mm以上的區域未觀察到落錘沖擊造成的變形。初始階段，由于彎曲壓縮的原因真應變呈負增長。之后，裂紋擴展使試樣彎曲半徑減小，隨著壓縮和拉伸區域的中性面變化逐漸受到彎曲拉伸的作用使真應變呈正增長。

2.3.4 彎曲拉伸區域應變分析

距離錘擊側36 mm以上的區域的變形劃分為彎曲拉伸區，該區域只承受彎曲拉伸的作用，如圖 8（c）所示。

2.3.5 應變對異常斷口的影響

有研究認為，異常斷口受加工硬化的影響。因此，異常斷口的出現與塑性應變當量的大小有關。圖9顯示了塑性應變當量隨時間的變化曲線。測量位置越接近錘擊側，應變當量越大。圖9（a）中大約3 ms之前距離錘擊側6 mm以及11 mm位置的應變當量顯著增長，這是落錘沖擊和彎曲壓縮變形共同作用造成的，但相比彎曲變形，落錘沖擊的貢獻較小；3～6 ms間應變當量緩慢增長，真應變從彎曲壓縮轉變為彎曲拉伸；大約6 ms后由于彎曲拉伸的原因應變當量再次增長。圖9（b）中塑性應變當量由于彎曲壓縮和彎曲拉伸作用不斷增加。圖9（c）中塑性應變當量僅憑借彎曲拉伸作用不斷增加，任何位置都能觀察到由彎曲拉伸造成的應變當量增長。這些結論表明，彎曲造成的變形在異常斷口出現位置占主導地位。

從以上分析可以看出，彎曲變形壓縮應變增加了異常斷口附近區域的塑性應變當量。因此，異常斷口的出現很可能是DWTT中大量壓縮應變造成的，但該問題還有待進一步研究。

圖9 C-B鋼塑性應變當量隨時間的變化曲線

2.4 顯微組織對異常斷口的影響

圖10和圖11為3種鋼真應變εy和塑性應變當量隨時間的變化曲線。圖12給出了距離錘擊側不同位置3種試驗對塑性應變當量的影響。由圖12可以看出，落錘沖擊造成的應變只占很少一部分，在異常斷口出現區域彎曲造成的變形占主導地位。同時，盡管FB鋼承受的變形力與其他兩種鋼相同，但是沒有出現異常斷口。其原因一種是晶粒細化降低了韌脆轉變溫度，另一種是能引起脆性起裂的內部開裂較少。

圖10 三種鋼真應變隨時間的變化曲線

圖11 三種鋼塑性應變當量隨時間的變化曲線

圖12 三種因素對塑性應變當量的影響

3 結 論

（1）粗晶粒回火貝氏體鋼會出現異常斷口，而細晶粒鐵素體貝氏體鋼則不會出現，但是，當晶粒變粗時會有少量異常斷口出現。

（2）DWTT中的變形主要包括3部分，分別為落錘沖擊、彎曲壓縮和彎曲拉伸產生的變形；落錘沖擊對20 mm厚試樣產生的變形局限于距離錘擊側16 mm以內。

（3）彎曲變形產生的塑性應變當量遠大于落錘沖擊的影響；彎曲產生的變形在異常斷口區域占主導地位。