塑性变形对落锤撕裂试验异常断口的影响

许晓锋，高豹华 编译

（1.中国石油集团石油管工程技术研究院，西安710065；2.中国石油天然气管道局第三工程分公司，郑州451450）

随着全球市场对天然气清洁能源需求的不断增加，输送天然气用管线钢管的强度也随之增加。止裂能力是高强度管线钢管运行可靠性最重要的性能指标之一，当焊缝（如环焊缝）发生脆性起裂或是管体发生韧性起裂，控制裂纹的扩展显得极其重要。

DWTT是评价脆性起裂止裂能力最主要的方法之一。研究表明，全尺寸爆破试验获得的韧脆转变温度曲线与夏比冲击试验结果不同，但与DWTT获得的结果基本吻合。因此，DWTT用来评价试样缺口发生脆性起裂时脆性开裂是否向韧性开裂转变。当管线钢管DWTT剪切面积大于40%，且全尺寸爆破试验中裂纹扩展速度小于450 m/s时，裂纹是可控的。考虑到钢管环向试验结果的分散性，标准中一般规定DWTT剪切面积不小于85%作为韧性指标。

高强度管线钢DWTT常出现异常断口，即在试样缺口处发生剪切裂纹起裂，并在随后的断裂扩展中，在落锤侧出现解理断裂的断口。关于异常断口出现的机理，有研究认为是由于落锤冲击造成加工硬化而形成的。同时，落锤影响区硬度试验结果表明压缩预应变造成的加工硬化与异常断口尺寸相关联。另有研究认为，落锤侧落锤影响区的大量压缩预应变是三点弯曲和落锤冲击共同作用造成的。目前，关于DWTT异常断口的变形行为和形成机理还未彻底研究清楚。

本研究对不同组织管线钢DWTT变形行为进行了分析，DWTT试样变形行为通过高速摄影进行记录并测量，且根据测量的应变计算塑性应变当量，重点分析了主要影响异常断口形成的因素。

1 试验材料及过程

1.1 试验材料

试验材料的化学成分见表1。原料经转炉和连铸，制成240 mm厚板，取中间100 mm厚无中心偏析部分轧制成20 mm厚钢板并加速冷却。热机械轧制（TMCP）和回火处理参数见表2。轧制后所有钢板均加速冷却到室温，粗晶贝氏体（C-B）钢随后加热到500℃进行回火处理，以降低其抗拉强度。钢板的显微组织采用光学显微镜进行观察，其强度通过拉伸试验进行测量，拉伸试样为横向圆棒试样（直径6mm，标距24 mm），从钢板厚度方向中间位置取样并在室温下进行试验。

表1 试验用钢化学成分 %

表2 试验用钢TMCP和回火处理参数

1.2 试样形状及尺寸

DWTT在20℃下进行，剪切面积按照API SPEC 5L/ISO 3183的相关规定执行。沿钢板横向取样，试样形状及尺寸如图1所示。

图1 DWTT试样形状及尺寸

1.3 变形行为

为了解变形行为，通过划分圆形网格（直径5 mm）和采用高速摄影 （配备18 000帧/s的高速摄像机）对DWTT过程中材料的塑性应变进行研究。通过分析高速摄像机获得的图像，测量每个圆形网格长度的变化，计算平行于裂纹扩展的真应变εx和垂直于裂纹扩展的真应变εy。同时，根据测量的真应变计算出塑性应变当量，即落锤冲击开始时刻到裂纹扩展到测量位置时的累积应变值，通过公式（1）进行计算

式中：dε—塑性应变当量增量；

εz—厚度方向真应变。

根据体积固定不变的条件可按公式（2）计算

dε按 0.5 μs间隔进行计算。

2 试验结果及讨论

2.1 显微组织和拉伸性能

试验钢板壁厚中心区的显微组织如图2所示，经不同TMCP和回火工艺获得不同组织。C-B钢经1 200℃奥氏体化并在Ar3点以上开始加速冷却，获得粗晶贝氏体组织和少量的铁素体；C-FB钢经1 200℃奥氏体化并在Ar3点以下开始加速冷却，获得粗晶铁素体-贝氏体组织；FB钢经1 000℃奥氏体化并在Ar3点以下开始加速冷却，获得细晶铁素体-贝氏体组织。

试验钢板抗拉强度和屈服强度如图3所示。3类钢板具有相同的抗拉强度，为（645±22）MPa，但屈服强度不同，具有粗晶贝氏体组织的C-B钢板的屈服强度高于其他2种钢板。

图2 试验钢板壁厚中心显微组织

图3 试验钢板抗拉强度和屈服强度

2.2 落锤性能

图4为3种钢板在20℃下获得的DWTT剪切面积。具有铁素体-贝氏体组织的C-FB和FB钢的剪切面积是100%，而粗晶贝氏体C-B钢由于异常断口的出现剪切面积稍低。图5是试样DWTT断裂形貌，脆性区用虚线进行了标示。从图5可以看出，C-B钢和部分C-FB钢出现了异常断口，而细晶粒的FB钢则没有。C-B钢中出现的异常断口降低了DWTT剪切面积值，而C-FB钢由于异常断口不在标准评定区域内而未受影响。图6显示了异常断口距离锤击侧的距离。对于C-B钢，异常断口距离锤击侧11～21mm或16～22 mm；对于C-FB钢，异常断口距离锤击侧9～16 mm。

图4 试验钢板20℃下DWTT剪切面积

图5 试验钢板DWTT断裂形貌

图6 异常断口距离锤击侧的距离

2.3 变形分析

2.3.1 动态应变分析

采用划分圆形网格和高速摄影的方法对DWTT塑性应变行为进行了研究，来探讨其变形规律及对异常断口的影响。图7为C-B钢DWTT试样锤击侧变形表面典型照片。对距离锤击侧1～16 mm之间的塑性应变进行了测量。真应变εy和塑性应变当量随时间的变化曲线如图8所示。结果显示，变形可大致分为3个区域，即落锤冲击区、弯曲压缩区和弯曲拉伸区。

图7 C-B钢锤击侧表面随时间变化的典型照片

图8 C-B钢真应变随时间的变化曲线

2.3.2 落锤影响区域应变分析

如图8（a）所示，距离锤击侧1 mm，6 mm和11 mm位置的塑性应变是落锤冲击、弯曲压缩和弯曲拉伸共同造成的。在大约0.6 ms之前真应变呈正增长，这是因为落锤冲击造成这些点发生拉伸应变，可从图8（b）中得到证实，可以看到网格沿垂直裂纹扩展方向发生了伸长。0.6～3 ms时间段由于弯曲压缩的原因真应变呈负增长。大约5 ms之后由于弯曲拉伸的原因真应变重新向正方向增长。DWTT弯曲变形过程中，压缩和拉伸区域的中性面随着裂纹的扩展不断变化，裂纹扩展减小了试样弯曲半径，使拉伸应变向锤击侧不断靠近。值得注意的是，相比弯曲变形，落锤冲击造成的塑性应变非常小。

2.3.3 弯曲压缩区域应变分析

距离锤击侧16 mm，21 mm，26 mm和31mm位置的变形分为弯曲压缩区和弯曲拉伸区。试样变形受弯曲的影响，如图8（b）所示。这表明采用20 mm厚钢板进行DWT试验时，距离锤击侧16 mm以上的区域未观察到落锤冲击造成的变形。初始阶段，由于弯曲压缩的原因真应变呈负增长。之后，裂纹扩展使试样弯曲半径减小，随着压缩和拉伸区域的中性面变化逐渐受到弯曲拉伸的作用使真应变呈正增长。

2.3.4 弯曲拉伸区域应变分析

距离锤击侧36 mm以上的区域的变形划分为弯曲拉伸区，该区域只承受弯曲拉伸的作用，如图 8（c）所示。

2.3.5 应变对异常断口的影响

有研究认为，异常断口受加工硬化的影响。因此，异常断口的出现与塑性应变当量的大小有关。图9显示了塑性应变当量随时间的变化曲线。测量位置越接近锤击侧，应变当量越大。图9（a）中大约3 ms之前距离锤击侧6 mm以及11 mm位置的应变当量显著增长，这是落锤冲击和弯曲压缩变形共同作用造成的，但相比弯曲变形，落锤冲击的贡献较小；3～6 ms间应变当量缓慢增长，真应变从弯曲压缩转变为弯曲拉伸；大约6 ms后由于弯曲拉伸的原因应变当量再次增长。图9（b）中塑性应变当量由于弯曲压缩和弯曲拉伸作用不断增加。图9（c）中塑性应变当量仅凭借弯曲拉伸作用不断增加，任何位置都能观察到由弯曲拉伸造成的应变当量增长。这些结论表明，弯曲造成的变形在异常断口出现位置占主导地位。

从以上分析可以看出，弯曲变形压缩应变增加了异常断口附近区域的塑性应变当量。因此，异常断口的出现很可能是DWTT中大量压缩应变造成的，但该问题还有待进一步研究。

图9 C-B钢塑性应变当量随时间的变化曲线

2.4 显微组织对异常断口的影响

图10和图11为3种钢真应变εy和塑性应变当量随时间的变化曲线。图12给出了距离锤击侧不同位置3种试验对塑性应变当量的影响。由图12可以看出，落锤冲击造成的应变只占很少一部分，在异常断口出现区域弯曲造成的变形占主导地位。同时，尽管FB钢承受的变形力与其他两种钢相同，但是没有出现异常断口。其原因一种是晶粒细化降低了韧脆转变温度，另一种是能引起脆性起裂的内部开裂较少。

图10 三种钢真应变随时间的变化曲线

图11 三种钢塑性应变当量随时间的变化曲线

图12 三种因素对塑性应变当量的影响

3 结 论

（1）粗晶粒回火贝氏体钢会出现异常断口，而细晶粒铁素体贝氏体钢则不会出现，但是，当晶粒变粗时会有少量异常断口出现。

（2）DWTT中的变形主要包括3部分，分别为落锤冲击、弯曲压缩和弯曲拉伸产生的变形；落锤冲击对20 mm厚试样产生的变形局限于距离锤击侧16 mm以内。

（3）弯曲变形产生的塑性应变当量远大于落锤冲击的影响；弯曲产生的变形在异常断口区域占主导地位。