两种钢夏比V型冲击试验裂纹形成能量与扩展能量之间的关系

2020-04-23敬仕煜刘学政

理化检验(物理分册) 2020年4期

敬仕煜刘学政刘霞钟扬

(1. 东方电气集团东方锅炉股份有限公司, 自贡 643001；2. 机械工业高温高压材料与焊接工程实验室, 自贡 643001)

金属材料的冷脆及韧脆转变是一个非常重要的特性，也是一个复杂的系统问题。评价冷脆的方法很多，其中夏比V型冲击试验最简便、应用最广泛。冲击断裂是裂纹形成与扩展的结果，对应裂纹形成能量Wi和裂纹扩展能量Wp。研究两部分能量之间的关系，谁主导或控制总冲击吸收能量的变化，以及二者随温度的变化规律，将对材料冷脆抗力的判据及其提高途径提供有益的依据。

承压设备特别是低温压力容器曾出现过不少重大脆断事故，所以设计规范和标准都格外重视材料的韧性及其韧脆转变。笔者以两种承压设备用钢为对象(Q245R钢和13MnNiMoR钢,这两种材料均具有明显冷脆倾向，且一个强度较低，一个较高，可较好地代表压力容器用钢系列)，采用仪器化冲击试验方法，进行不同温度下的系列冲击试验，以探讨裂纹形成能量与裂纹扩展能量之间的关联。

1 试验材料与试验方法

1.1 试验材料

试验材料为承压设备用Q245R钢和13MnNiMoR钢，这两种材料的化学成分如表1所示，符合GB/T 713—2014《锅炉和压力容器用钢板》对Q245R钢和13MnNiMoR钢的成分要求。前者为碳钢钢板，厚25 mm，正火态，显微组织为铁素体+珠光体，晶粒度7.5级；后者属合金钢钢板，厚145 mm，显微组织为贝氏体+铁素体，晶粒度8.5级。

表1 试验材料的化学成分(质量分数)Tab.1 Chemical compositions of the test materials (mass fraction) %

1.2 试样制备

试样沿钢板横向截取，Q245R钢试样取自钢板厚度1/2处，13MnNiMoR钢取自钢板厚度1/4处，V型缺口垂直于钢板表面，试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm。试样表面使用磨床磨光，再使用专用成形铣刀加工缺口，放置于投影仪下放大50×检查，缺口底部高度为(8±0.025) mm，加工质量符合GB/T 229—2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》的技术要求。

1.3 试验方法

试验共分为两个大组进行，如表2所示。试验方法按GB/T 19748—2005《钢材夏比V型缺口摆锤冲击试验仪器化试验方法》进行，试验设备为德国Zwick/Roell仪器化冲击试验机，型号为RKP450，摆锤刀刃2 mm，锤头最大冲击能量450 J，冲击速度5.2 m·s-1，低温冷却介质为酒精，室温以上加热介质为水，用数显温度计测温，不给予温度补偿，试样从介质中移出到打断时间为5 s内。试验机自动采集载荷-位移曲线，识别冲击曲线特征点，记录冲击吸收能量KV2，并分拆为裂纹形成能量Wi和裂纹扩展能量WP，试验结束后，还需要测量韧性断面率。

表2 试验方案Tab.2 Test scheme

冲击试验是在动载下进行，误差来源较多，试验结果可能存在离散。基于此，为尽可能消除外因干扰，每一试验温度下试验9个试样，并在数据处理时去除一个最高值和一个最低值。虽然这样的处理方式欠严谨，但仍可视为减少试验误差的简单方法。

2 试验结果

图1为Q245R钢夏比V型冲击试验的结果，图2为13MnNiMoR钢夏比V型冲击试验的结果。图中反映冲击吸收能量KV2与温度t关系的KV2-t曲线、反映裂纹形成能量Wi与温度t关系的Wi-t曲线采用手工拟合。鉴于KV2=Wi+Wp(后文将述及)，未绘制裂纹扩展能量Wp与温度t关系的WP-t曲线。表3和表4分别为Q245R钢和13MnNiMoR钢的夏比冲击试验结果平均值。

图1 Q245R钢冲击吸收能量与温度的关系Fig.1 The relationship between impact absorption energy and temperature of Q245R steel

图2 13MnNiMoR钢冲击吸收能量与温度的关系Fig.2 The relationship between impact absorption energy and temperature of 13MnNiMoR steel

表3 Q245R钢夏比冲击试验结果(平均值)Tab.3 Charpy impact test results of Q245R steel (average value)

表4 13MnNiMoR钢夏比冲击试验结果(平均值)Tab.4 Charpy impact test results of 13MnNiMoR steel (average value)

3 分析与讨论

3.1 Wi与Wp的确定方法

仪器化冲击试验记录了试验过程的载荷-位移曲线，提供了缺口根部钝化、拉长、裂纹形成与扩展等不同阶段冲击能量的变化信息，载荷-位移曲线是试样静态断面特征在裂纹行为上的动态反映，因此仪器化冲击曲线各阶段变化与冲击断口形貌有较好的对应关系[1]。根据载荷-位移曲线，考虑叠加在曲线上的信号震荡，可以拟合再现屈服力Fgy、最大力Fm、不稳定裂纹扩展起始力Fiu等特征值，并可将一次冲击断裂的冲击吸收能量KV2进行拆分。此外，相关争议也仍然存在，主要是各特征值的物理意义、裂纹萌生或裂纹形成的时机以及按载荷参量定义吸收能量等[2-4]。

多数研究者认为，当载荷达到最大力Fm时，裂纹在缺口处出现，裂纹萌生与缺口处一定范围内塑性变形相关，因此把冲击最大力Fm作为裂纹形成的依据。之后，载荷逐渐下降，裂纹稳定扩展到临界长度，对应断口上的指甲状纤维区域。再之后，载荷急剧下降，裂纹失稳快速扩展，对应断口上的晶状平断区。GB/T 19748—2005亦采用这一观点，把最大力之前消耗的能量称为裂纹形成能量Wi，最大力之后消耗的能量称为裂纹扩展能量Wp。图3示意了本次试验中Wi和Wp的确定方法，试验机自带软件读取，且KV2=Wi+Wp。

图3 冲击试验曲线Wi和Wp的确定方法Fig.3 Wi and Wp determination method of impact test curve

顺便说明，Wp可进一步细分为稳定裂纹扩展能量(从Fm至Fiu)、不稳定裂纹扩展能量和拉延撕裂能量(从Fiu至试样断裂)。通常，由于后两部分能量很小，且裂纹快速扩展，失效已成事实，研究得不多。在本次试验中，Wp将作为一个整体项进行讨论。要注意的是，低温时，Wp值很小，如表3～表4中低温区段。此时，稳定裂纹扩展能量为0，Wp代表的恰恰是后两部分的能量，这很容易从冲击试验曲线中分辨出来。

3.2 各类冲击值与温度关系及其相互关系

3.2.1 裂纹形成能量Wi与温度的关系

由图1和图2可知，反映冲击吸收能量与温度关系的KV2-t曲线呈S形，与标准GB/T 229—2007中所示韧脆转变曲线吻合良好，呈现上平台区、转变区、下平台区。反映裂纹形成能量与温度关系的Wi-t曲线亦呈S形，但是这两条S曲线却不同步。

对于Q245R钢，在KV2-t曲线上平台区以及紧邻上平台的转变区范围内(t≥0 ℃)，Wi基本不随t变化，表现为一恒定值，约57 J。同样，对于13MnNiMoR钢，在上平台区以及紧邻上平台的转变区范围内(t≥-20 ℃)，Wi基本恒定，约72 J。

鄢文彬等[5]研究了40Cr钢和20Cr钢在低温下冲击断裂时的裂纹萌生与扩展，发现韧脆转变区范围内，裂纹形成能量变化不大，或基本保持恒定。这一结果与本次试验结果相似，所不同的是，本次试验观察到的Wi基本恒定的温度区间，仅在韧脆转变曲线上平台区以及紧邻区域，而不是整个韧脆转变范围内。

裂纹形成能量Wi基本恒定的原因尚不清楚，也未见相关报道，笔者尝试以冲击试验曲线的变化来探讨这一问题。图4和图5分别为Q245R钢和13MnNiMoR钢的典型载荷-位移曲线，可见随着温度降低，屈服力Fgy明显上升，载荷-位移曲线整体升高；同时，位移减小，表明试样变形减小。冲击曲线随温度的变化规律，与低温拉伸试验基本一致。仪器化冲击获得的屈服力Fgy与单轴拉伸获得的动态屈服强度Rpd具有较强的关联特征[6]。

图4 不同温度下Q245R钢的冲击试验曲线Fig.4 Q245R steel tensile test curve at different temperatures

图5 不同温度下13MnNiMoR钢的冲击试验曲线Fig.5 13MnNiMoR steel tensile test curve at different temperatures

冲击吸收能量是载荷与变形(包括弹性变形和塑性变形，且通常以塑性变形为主，以下以塑性变形代指总变形)的函数，即载荷和加载点位移的积分，二者的变化决定载荷-位移曲线的形态。对于Q245R钢，当t≥0 ℃时，如0, 20 ℃两条曲线，具有明显的稳定裂纹扩展阶段。0 ℃曲线的屈服力Fgy、最大力Fm明显高于20 ℃曲线的，而最大力Fm出现的时间则早于20 ℃曲线的。以两条曲线各自最大力作为参考点，则一个载荷高、塑性低，另一个载荷低、塑性好，两方面因素共同作用，导致最大力Fm下的面积积分基本相同，即Wi基本恒定。同样，对于13MnNiMoR钢，对比0, 40 ℃两条曲线，基本与Q245R钢完全一致，Wi亦基本恒定。总之，受试验温度影响，试样缺口处一定范围强度、塑性同时变化，二者互为因果，相辅相成，影响着裂纹形成时间，致使裂纹形成能量Wi基本恒定。

由图1和图2还可知，随着试验温度进一步降低，Wi-t曲线从上平台进入转变区，Wi快速减小，并逐步与KV2-t曲线同步。这一阶段，表征着裂纹扩展能量Wp首先被耗尽(或Wp趋近于0)，KV2的下跌主要或全部由Wi构成。追溯到冲击试验曲线上，如图4中-20，-40 ℃曲线，图5中-40，-60 ℃曲线，低的温度致使包括屈服力在内的载荷曲线升高，塑性变形急剧减小，载荷的升高不足以弥补塑性的减小，导致最大力下面积积分迅速减少，Wi明显减小。

温度再下降，试样完全脆化，缺口底部塑性区尺寸进一步减小，甚至可能减小到晶粒大小的数量级，Wi很小并趋近于0，Wi-t曲线进入下平台，并与KV2-t曲线交织在一起。

3.2.2 裂纹形成能量Wi与裂纹扩展能量Wp的关系

温度对钢的特性以及夏比V型冲击缺口行为的影响十分显著。随着温度降低，断裂从韧性转为脆性，断口形貌从韧窝转为准解理、解理。反映到载荷-位移曲线上，则曲线形态改变，各物理参量特征点所对应的能量值改变。

在KV2-t曲线上平台区，KV2达到极值且波动较小，KV2=Wi+Wp，Wi基本恒定，则Wp也波动较小。不过，载荷-位移曲线的形态却有变化。温度升高，载荷有下降趋势，而塑性变形则有增长趋势。此外，不稳定裂纹扩展起始力Fiu逐渐不明显或消失，标志着试样不再发生裂纹失稳快速扩展现象，表现为百分之百韧性断裂。

离开上平台，进入转变区。刚开始，如图1和图2所示，Wi仍然恒定，KV2减少消耗Wp，载荷-位移曲线中稳定裂纹扩展阶段明显缩短，如图4和图5所示。接下来，稳定裂纹扩展阶段消失，载荷升高途中，名义屈服应力叠加应力集中效应到达或超过材料强度，断裂发生，Wi开始减少。

总体来说，材料的韧脆转变可以这样来描述：在KV2-t曲线的上平台温度区间，Wi基本恒定，KV2和Wp波动较小。接下来，随温度下降，Wp减少主导KV2减少，Wi仍然保持恒定。之后，Wp消耗殆尽，Wi主导KV2减少，直至Wi耗尽。对应到断口形貌上，材料从百分之百韧性断裂，转入韧性为主、脆性为主，直至完全脆化。这一过程说明，材料从韧向脆的转变，始作俑者是裂纹扩展能量Wp的转变，这是材料韧脆转变的关键或本质所在。

有研究表明，在韧脆转变区间，或上平台，试样的止裂性能由裂纹扩展能量主导[7]。在这个温度范围，冲击加载最大力Fm高于较低的屈服力Fgy，试样发生显著的弯曲变形，缺口根部拉长形成孔洞等微裂纹的过程基本一致。冲击吸收能量KV2的高低主要反映在裂纹扩展的阻力行为上。而在下平台区，或靠近下平台区，材料因冷脆影响，缺口根部易发生线弹性脆断，与应力强度因子有关的屈服力急剧升高，冲击力高于屈服力即发生解理断裂，此时冲击吸收能量KV2主要由裂纹形成能量决定。

3.3 材料冷脆抗力判据及提高途径的一点思考

工程实践中，为确保设备安全，防止材料冷脆断裂，在综合考虑服役条件基础上，规范和标准都提出了冷脆抗力判据，且通常是对夏比V型冲击吸收能量要求。

一般来说，钢的韧性是强度与塑性的综合体现，而强度与塑性往往是一对矛盾体。对于材料工作者来说，如何在强度与塑性之间找到最佳契合点，并有效韧化，成为关乎设备安全和推动材料进步的重要途径之一。

冲击试验的载荷-位移曲线，其本身就是强度与塑性的关系。与拉伸试验中强度与塑性的区别，仅在于弯曲动载荷一次冲击下的缺口效应与行为，例如抑制主应力方向的与变形相联系的多向应力、缺口底部的应力集中等。冲击曲线定量解析了强度及韧性，能够为材料成分配比、轧制工艺、热处理制度制定提供客观详实的依据[8]。

由表3和表4可知，两种材料的最大裂纹形成能量Wi，也就是前文提到的基本恒定值，分别为57 J和72 J左右。而规范和标准对于冲击吸收能量KV2的要求值一般不高于47 J。那么，是否可以认为，裂纹形成能量已经足够，裂纹扩展能量已属过剩呢？对于这样的看法，笔者有不同意见。以Q245R钢为例，KV2为57 J时，其冲击试验曲线大致相当于图4中的-20 ℃曲线，或者-20 ℃与-40 ℃曲线之间的曲线，KV2值主要或全部由Wi构成。此时，缺口处塑性变形受到约束，材料发生整体屈服而应力升高，裂纹刚刚形成，断裂突然发生。经验告诉我们，这样方式的断裂，随机性很大，材料的韧性裕度、或者说容错能力都较低。

笔者认为，符合期望的材料，应该具有适当的稳定裂纹扩展阶段。也就是说，裂纹扩展能量Wp应保持一个合适值。当然，也并非说稳定裂纹扩展阶段越宽越好，Wp值越大越好，因为这可能牺牲了材料的强度。按照这样的观点，可以对本试验中两种材料的韧性控制水平作一个初步的评价。

对Q245R钢，冲击试验温度为0 ℃时，其具有一定裕度的稳定裂纹扩展阶段，Wp为51 J，韧性断面率为59%，材料韧性控制良好。对13MnNiMoR钢，冲击试验温度为0 ℃时，稳定裂纹扩展阶段较宽，Wp为105 J，韧性断面率为76%，说明韧性裕度太大，材料强度还有提升空间，可进一步优化，比如对化学成分碳、锰予以调整。