管線鋼沖擊斷口的顯微分析

郭曉靜, 蘇崇濤

(本溪鋼鐵(集團)技術研究院， 本溪 117000)

斷裂韌性是衡量產品性能的一個重要指標，韌性不好的材料斷裂前基本上不產生明顯的宏觀塑性變形，往往表現為突然發生的快速斷裂過程。斷裂韌性一直是管線鋼生產中考核的重要指標，測量鋼材韌性的試驗方法通常是采用夏比沖擊試驗，通過擺錘對V形缺口的試樣進行沖擊，然后以擺錘在沖擊試樣后的能量損失來衡量鋼材韌性的好壞。有研究認為，由于夏比沖擊試樣尺寸小，會造成尺寸效應，特別在低溫沖擊試驗時，不足以保障裂紋的穩態擴展，同時試樣沖擊吸收能量主要作用在裂紋的形成階段，而造成測的是低溫啟裂韌性[1]。因此，采用較大尺寸的落錘撕裂試驗(DWTT)能更為客觀地反映金屬材料的止裂韌性，但是當前落錘撕裂試驗只從斷口形貌上對材料的韌性進行判斷，而不能反映具體的沖擊吸收能量。

為此，筆者對幾個不同牌號的管線鋼試樣進行了常溫擺錘沖擊試驗，通過對沖擊試驗后材料內部結構變化與沖擊吸收能量值的觀察和比較，來了解材料自身性能及微觀組織形態如何對材料的韌性造成影響。

1 試驗方法

將X46、X56、X70、X80管線鋼制作成標準沖擊試樣，試樣長度為55 mm，橫截面為10 mm×10 mm，缺口為V型，在常溫20 ℃下進行沖擊試驗。試驗采用Zwick PSW750型擺錘沖擊試驗機，沖擊能量為600 J。

試樣沖擊完成后在斷裂試樣中心采用線切割將試樣截取、制備成金相試樣，在顯微鏡下對基體和斷口部位的非金屬夾雜物、顯微組織形貌進行觀察。

2 試驗結果及分析

2.1 試驗結果

各試樣的力學性能試驗結果見表1，金相檢驗結果見表2。試樣中的非金屬夾雜物形貌大體一致，略有差異，X46鋼中的夾雜物主要為帶狀氧化物夾雜、少量的條狀硫化物和少量D類球狀氧化物夾雜，而其他3種鋼中夾雜主要為D類球狀氧化物夾雜，如圖1所示。

圖1 管線鋼試樣中的非金屬夾雜物形貌Fig.1 Non-metallic inclusions morphology in the pipeline steel samples:a) banded inclusions; b) spherical inclusions

表1 管線鋼試樣的力學性能試驗結果Tab.1 Mechanical properties test results of the pipeline steel samples

表2 管線鋼試樣沖擊斷口的金相檢驗結果Tab.2 Metallographic examination results of impact fracture surfaces of the pipeline steel samples

管線鋼采用控軋控冷工藝進行生產，為低碳微合金化鋼。該鋼種的碳含量低，因冷卻速率快，組織轉變在貝氏體形成溫度范圍內進行，且在微合金作用下，形成的顯微組織表現出一些特殊的組織形態特征。管線鋼顯微組織按形貌分為多邊形鐵素體、準多邊形鐵素體、粒狀貝氏體、貝氏體鐵素體和針狀鐵素體等[2-3]。不同管線鋼試樣的顯微組織形貌如圖2所示。

圖2 管線鋼試樣的顯微組織形貌Fig.2 Microstructure morphology of the pipeline steel samples：a) X46 steel; b) X56 steel; c) X70 steel; d) X80 steel

2.2 分析與討論

2.2.1 沖擊吸收能量的組成

擺錘沖擊試驗是用沖擊吸收能量反映材料沖擊韌性的好壞，在擺錘沖擊載荷下，受沖擊的試樣通過自身產生變形和斷裂來吸收擺錘沖擊勢能，吸收的勢能即為沖擊吸收能量，這也反映了材料自身沖擊韌性的好壞。儀器化沖擊是常規夏比沖擊定量化發展的質的飛躍，如果將傳統試驗得到的沖擊吸收能量指標轉化為力對位移的積分曲線，縱坐標為刀刃打擊試樣過程中力的變化，橫坐標則是刀刃與試樣打擊點行進的位移，就得到了儀器化沖擊曲線，直觀地揭示了裂紋形成與擴展在夏比沖擊吸收能量的占比，有助于分析材料的啟裂與止裂行為。

圖3為典型的位移與沖擊力分布的示意圖，試樣從受力變形到斷裂可以分為以下幾個部分:We為彈性變形階段所產生的功，產生于試樣彈性變形階段，為可回復的階段；Wd是塑性變形功產生的階段，此階段試樣產生的變形為不可回復的塑性變形；Wp1為裂紋穩態擴展階段，為裂紋萌生階段；Wp2為裂紋剩余擴展階段；Wp3為裂紋撕裂擴展階段[4-5]。

圖3 典型沖擊試樣力-位移示意圖Fig.3 Force-displacement diagram of typical impact sample

以裂紋的產生點為分界，則可以將沖擊吸收能量分為裂紋產生前變形所吸收的能量和裂紋吸收能量進而造成的裂紋擴展兩部分。沖擊吸收能量與材料所能承受的最大拉應力和材料均勻塑性變形能力關系更為密切，抗拉強度與均勻塑性變形能力越好則沖擊韌性越好，在同等抗拉強度下，屈強比越低，均勻延伸率高，韌性越好，反過來，則越差。在當前檢測的幾個鋼種中，由于當前試驗條件中，儀器化示波試驗條件缺乏，無法得到各區域的吸收能量，因此只能從總的吸收能量上去作比較。X46、X56、X70鋼試樣的沖擊吸收能量隨著抗拉強度的增大而增大，但是X80鋼試樣屈強比略大、延伸率較低，雖然強度較高，但是韌性卻較X70鋼試樣要低。在裂紋生成及擴展階段所能吸收的沖擊能量上，除了自身的力學性能外，由于此時處于裂紋生成擴展的非穩定狀態，需要結合材料內部質量、裂紋生成的難易程度及裂紋的擴展情況來進行分析。

2.2.2 鋼中非金屬夾雜物在沖擊過程中的表現

對于一個材料來說，如何避免在沖擊中出現裂紋，使裂紋出現的幾率變小是提高沖擊韌性的關鍵，也就要求材料內部缺陷越少越好，但是材料內部不可避免地會出現各種缺陷，如夾雜、偏析、縮孔等，這些缺陷部位與周圍基體的物理性能不一致，在受到沖擊的作用下，很容易在缺陷部位產生應力集中，充當裂紋源，促進開裂，夾雜物的數量及形態都會對沖擊吸收能量造成影響。

圖4為試樣沖擊斷口處非金屬夾雜物的微觀形貌?？梢娫跀嗫诟浇霈F了一些小裂紋和微孔狀缺陷，這些裂紋里還殘留有部分的非金屬夾雜物，表明了試樣中的夾雜物在沖擊應力作用下，局部發生應力集中，產生了變形，進而碎裂后形成孔洞，形成裂紋并發生擴展。

圖4 管線鋼試樣沖擊斷口的微觀形貌Fig.4 Micro morphology of impact fracture surfaces of the pipeline steel samples:a) X46 steel; b) X56 steel; c) X7 steel; d) X80 steel

不同的夾雜物在斷口附近的表現是不同的，X46鋼中有少量的條狀硫化物、帶狀氧化物和球狀氧化物分布，其他試樣基體中大部分為球狀的氧化物夾雜。條狀夾雜物部位形成多條條狀微裂紋，而在臨近斷口部位點狀氧化物夾雜處則形成孔洞狀或者棒狀的缺陷，缺陷末端較鈍，呈圓弧狀。從不同夾雜物產生裂紋的長短程度來比較，條帶狀夾雜部位產生的裂紋更長、更明顯。條帶狀夾雜邊角部位形態較為尖銳，在尖銳端很容易形成大的應力集中，促進裂紋擴張。

在顯微鏡下觀察，球狀氧化物邊界較平滑。沖擊試驗后，靠近斷口部位有較多的孔洞，孔洞形成原因是球狀夾雜物在沖擊作用下脫落而后形成孔洞，這些孔洞雖然數量多，但是擴張得并不厲害，從應力的角度來看，球狀夾雜物的作用面積較大，沒有尖銳的地方，使得應力沒法集中，所以不容易產生裂紋，且難以擴張[6]。

從以上現象來看,材料內部的非金屬夾雜物在沖擊過程中一定程度上充當了裂紋源的作用，不同類型的夾雜物在外力作用下的擴展是不一樣的，條狀夾雜物更容易產生裂紋，而球狀夾雜物形成的缺陷較難擴展，對沖擊性能的危害較小。

2.2.3 沖擊過程中的組織變化及二次裂紋的擴展

沖擊試驗中，微觀組織表現出阻止裂紋擴展的能力。試樣在沖擊載荷作用下產生裂紋后，不同的組織形態對阻止裂紋擴展的能力不一樣。將試樣在4%(體積分數)的硝酸酒精溶液中浸蝕后，采用光學顯微鏡對試樣沖擊斷口處的組織形貌進行觀察，如圖5所示。

圖5 管線鋼試樣沖擊斷口的顯微組織形貌Fig.5 Microstructure morphology of impact fracture surfaces of the pipeline steel samples:a) X46 steel; b) X56 steel; c) X7 steel; d) X80 steel

X46鋼沖擊斷口處的顯微組織為規則的鐵素體+珠光體，珠光體分布得非常不均勻，局部呈聚集分布狀態或呈條帶狀，在斷口附近的基體上有多條微裂紋正好處于珠光體聚集區，斷口部位也可以看到局部有二次裂紋位于珠光體聚集分布的區域，裂紋較為平直，和基體中微裂紋形貌相似。部分微裂紋產生于珠光體區域內，裂紋末端終止于旁邊的鐵素體。從上述分析來看，裂紋容易在珠光體區域產生，且在珠光體內擴展比較容易，如果珠光體分布均勻，周圍有鐵素體晶粒，則會對裂紋擴張起到一定的限制作用，使裂紋難以擴展。

X56鋼沖擊斷口處的顯微組織為均勻的鐵素體+珠光體，晶粒度為10.8級，較X46鋼的晶粒要細小，珠光體的分布較為彌散，在沖擊力的作用下，局部有少量變形。斷口有部分夾雜物脫落后形成的孔洞狀缺陷，在斷口附近未見有二次裂紋產生，多邊形鐵素體內的位錯密度較低,所以裂紋的擴展較為容易。

X70鋼沖擊斷口處的顯微組織為準多邊形鐵素體+粒狀貝氏體+馬氏體/奧氏體(M/A)組元，斷口部位顯微組織有非常明顯的變形，分布有夾雜物脫落后形成的孔洞。組織以準多邊形鐵素體為主，和多邊形鐵素體相比，準多邊形鐵素體具有較高的位錯密度、亞結構，有的鐵素體晶粒上還分布有M/A組元，這種組織強度比多邊形鐵素體高，同時具有優異的塑性變形能力，內部有較高的位錯密度。其中零星分布少量的M/A組元，使得該鋼具有低的屈強比和高的應變硬化速率[7]，從而使裂紋在微區范圍內的擴展由于形變位錯密度增高而更為困難。

采用掃描電鏡(SEM)對X70鋼沖擊斷口附近的顯微組織進行觀察，局部可以看到有二次裂紋，如圖6所示?？梢钥吹?，裂紋在粒狀貝氏體分布區域中時，裂紋較平直，而在準多邊形鐵素體區域時，裂紋為曲折分布狀態。裂紋在擴展中，隨應變增加，不斷有新的裂紋形成，不同位向裂紋的互相連接或經過晶界和板條束界面時都可能會導致裂紋擴展方向轉向，從而使裂紋的擴展不再平直，而構成曲折的裂紋形貌。裂紋擴展路徑的曲折，使裂紋的擴展難度增加，對裂紋的擴展造成阻礙[8]。由此說明裂紋在擴展過程中，在粒狀貝氏體區域受到的阻礙作用較弱；在準多邊形鐵素體中擴展時，擴展難度較大，該組織具有較好的抵抗裂紋擴展能力。

圖6 裂紋在準多邊形鐵素體和粒狀貝氏體中的擴展形貌Fig.6 Morphology of crack propagation in quasi-polygonal ferrite and granular bainite:a) quasi-polygonal ferrite; b) granular bainite

X80鋼沖擊斷口處的顯微組織為粒狀貝氏體+準多邊形鐵素體+M/A組元，其沖擊韌性較X70鋼的沖擊韌性要低，在斷口部位組織形貌上，X70鋼的斷口部位附近組織有非常明顯的組織變形，X80鋼的韌性斷口部位略有變形，但比X70鋼的要弱。在顯微組織上，X80鋼主要以粒狀貝氏體為主，粒狀貝氏體是中溫轉變產物，其雖然有細小的片層結構，但是由于相鄰片層之間晶體分布取向之間的差異很小，一般是低于15°的小角度晶界，這種小角度的晶界對裂紋的擴展起不到阻礙作用[9-11]。也側面反映了粒狀貝氏體及M/A組元對阻止沖擊裂紋的擴展不利，從而導致了X80鋼的沖擊吸收能量較低。

通過以上幾種管線鋼中夾雜物與顯微組織對裂紋形成與擴展影響情況的比較可知，組織中非金屬夾雜物在沖擊過程中往往容易成為裂紋源或有助于裂紋的擴展，球狀夾雜物較條狀夾雜物在形成裂紋及裂紋擴展上的促進作用較?。徊煌M織在抵抗裂紋擴張能力上，粒狀貝氏體、珠光體較弱，多邊形鐵素體抵抗裂紋擴展的能力較弱，準多邊形鐵素體抵抗裂紋擴展的能力較強；從斷口附近的組織變形上看，部分試樣在斷口部位的組織有明顯的變形，從能量守恒的角度上，組織變形必然會吸收能量，變形也對裂紋的擴展起到緩沖作用，進而對沖擊吸收能量有一定的影響。

3 結論

(1) 沖擊吸收能量與材料所能承受的最大拉應力和材料均勻塑性變形能力關系更為密切。

(2) 材料中的非金屬夾雜物在沖擊過程中易成為裂紋源，條帶狀夾雜物比球狀夾雜物容易在沖擊過程中產生裂紋并擴展。

(3) 沖擊過程中斷口部位組織會產生不同程度的變形，進而影響材料的沖擊吸收能量。

(4) 顯微組織形態會對材料在沖擊過程中的裂紋擴展產生影響，準多邊形鐵素體對裂紋的擴展有較好的阻礙作用。