厚规格多相组织X80管线钢DWTT分离裂纹研究

王慧慧，姜金星，高 燕，左秀荣，尹雨群，霍松波，黄凯龙

(1. 郑州大学 材料物理教育部重点实验室，河南 郑州 450052； 2. 南京钢铁股份有限公司，江苏 南京 210035；3. 郑州航空工业管理学院 机电工程学院，河南 郑州 450015)

0 引 言

采用调控多相组织(软、硬相)微观结构的设计思想，改变轧制后的冷却方式，研发出了由软相铁素体和硬相贝氏体构成的第三代高强度、高韧性、低屈强比管线钢[1-2]. 微观结构中软相和硬相之间的相互作用，有利于高强度和低温韧性的良好结合，同时也可以增大裂纹起始能量和裂纹扩展能量，从而提高了低温韧性[3]. 优良的裂纹止裂行为也是高钢级管线钢的重要性能之一. 利用落锤撕裂试验(Drop-Weight Tear Tester, DWTT)研究厚规格多相组织管线钢的止裂韧性时，会在断口表面垂直于主裂纹方向上产生分离裂纹，导致DWTT剪切面积测量不准确[4].

不仅DWTT试验，夏比冲击试验[5]以及拉伸试验[6]等力学性能试验中也伴随有分离裂纹的产生. Mintz[7]和Sun[8]等人研究表明拉伸试验和夏比冲击试验中分离裂纹的产生会改变主裂纹尖端的应力状态，起到增加韧性的作用，提高断裂韧性； 而Sha[9]和Sang[10]等人分别对DWTT和夏比冲击试验中出现的分离裂纹进行了研究，研究得出分离裂纹会恶化低温断裂韧性. 管线钢中带状组织、夹杂物、马氏体-奥氏体(Martensite-Austenite, MA)岛、晶体织构等均可以引起分离裂纹的产生，分离裂纹的影响因素如此复杂，因此有必要对其产生机理进行系统的研究[10].

本文以厚规格多相组织X80管线钢为研究对象，进行DWTT实验，并在金相显微镜和扫描电镜下观察钢板微观组织和DWTT分离裂纹形貌，揭示厚规格多相X80管线钢微观组织与分离裂纹之间的关系. 通过深入地研究分离裂纹，揭示其断裂机制，以期为生产工艺优化奠定基础.

1 实验材料及方法

实验材料为热机械控轧控冷工艺(Thermal Mechanical Control Process, TMCP)生产的多相组织X80管线钢板. 取不同TMCP工艺下生产的两块钢板，分别为1#和2#钢板，厚度均为25.7 mm，其化学成分如表 1 所示. 在JL-100000试验机上进行DWTT，试验温度均为-31 ℃. 在两块钢板宽1/4处取横向试样，分别进行双面减薄，试样尺寸为 305 mm×76.2 mm×19.0 mm，采用V型张角45°压制缺口，试样尺寸如图1 所示.

表 1 X80管线钢化学成分(质量分数，%)

垂直于DWTT断口处取垂直于轧向试样，试样经打磨抛光后用4%的硝酸酒精溶液进行腐蚀处理，在金相显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM)下观察钢板微观组织以及分离裂纹； 用Lepera试剂对试样进行腐蚀，在OM下观察分离裂纹附近MA岛的分布.

图1 DWTT试验试样尺寸示意图Fig.1 Dimensions of DWTT specimen

2 实验结果与分析

2.1 DWTT断口形貌分析

分离裂纹普遍存在于管线钢DWTT断口上，为能准确全面地分析分离裂纹，对两试样DWTT断口中不同位置处分离裂纹进行了研究. 剪切面积分别为92%和75%的1#、2# DWTT试样宏观断口形貌如图2 所示，从图中可以看出，不同位置处分离裂纹形貌不同，1#、2#试样厚度1/2处分离裂纹深度较深、开口程度大，而厚度1/4处分离裂纹深度浅，开口程度小，同时剪切面积为92%的1#试样断口表面分离裂纹数量明显少于剪切面积为75%的2#试样.

图2 1#和2# DWTT试样宏观断口形貌Fig.2 Macroscopic fracture morphology of DWTT samples 1 and 2

DWTT试验时，因试样压制缺口处材料韧性劣化以及根部处弹性变形受缺口的约束，这将导致裂纹起裂时厚度方向变形量较小，形成的离面应力也较小，以至于无法引起分离裂纹的产生，从而缺口根部处主裂纹优先起裂扩展. 随着主裂纹不断扩展，裂纹穿过缺口材料劣化区域后，裂纹尖端变形量开始增大，形成较大的离面应力，在试样厚度1/2处开始产生分离裂纹. 由于试样厚度较大，分离裂纹在厚度1/2处产生后，相继地，厚度1/4处产生了分离裂纹. 随着主裂纹在裂纹稳定扩展阶段的扩展，分离裂纹在试样厚度1/2和1/4处交替出现. 主裂纹扩展至裂纹非稳定扩展阶段，由于压头和弯曲的作用，形成剪切唇，导致此处试样厚度较原始厚度增大，受到其它部位材料的约束，从而产生沿厚度方向的压应力，因此在试样断口的最后阶段，没有分离裂纹的产生[11].

2.2 微观组织观察分析

图3 为1#和2#试样不同厚度处微观组织照片，从图中可以看出，1#和2#试样微观组织均由软相多边形铁素体 (polygonal-like ferrite, PF)、准多边形铁素体 (quasi-polygonal-like ferrite, QPF)、针状铁素体 (acicular ferrite, AF)和硬相粒状贝氏体(granular bainite,GB)、贝氏体铁素体 (bainitic ferrite, BF)、MA岛构成. 在钢板厚度方向上不同位置处微观组织有所差异，即从厚度1/4至厚度1/2，1#试样PF和AF体积分数逐渐增大，而GB、QPF和BF减少； 而2#试样组织中PF、AF、BF体积分数逐渐增大，GB、QPF减少. 两试样GB和PF体积分数均远远大于其他组织，其中2#试样GB体积分数高于1#试样，而1#试样PF体积分数高于2#试样.

图3 1#和2#试样不同厚度处组织SEM照片Fig.3 SEM micrographs of sample 1 and sample 2 in different thickness

3 分离裂纹产生机理研究

两试样受锤击应力时，因应力集中，发生三维塑性变形，主裂纹尖端处于三维应力状态，其中离面应力造成分离裂纹的产生. 当弱界面处的抗拉强度小于离面应力时，弱界面自身则会被离面应力拉开形成分离裂纹. 弱界面通常是一些带状组织、夹杂物等缺陷处，因与基体组织之间存在强度差异，易成为分离裂纹起始位点[11-12].

在图2中1#和2#DWTT断口表面画线部分六个位置处，沿画线方向取垂直于轧向试样，试样经4%硝酸酒精溶液腐蚀后，观察到的分离裂纹周围带状组织分布如图4 所示. 图4(a)、图4(b)、图4(c)分别对应图2中1#试样abc画线位置处，图4(d)、图4(e)、图4(f)分别对应图2中2#试样abc画线位置处. 从图中可以看出，不同位置处带状组织有所不同，分离裂纹多产生于1#, 2#试样厚度1/4，1/2处，且位于带状组织区域，也即分离裂纹多产生于带状组织较严重的部位，并沿带状组织扩展，这说明断口分离的发生与带状组织密切相关.

图4 1#和2#试样DWTT分离裂纹截面宏观照片Fig.4 Macroscopic morphology of the cross-sectional area beneath delamination crack of DWTT sample 1 and sample 2

为了进一步研究带状组织与分离裂纹之间的关系，在OM下对分离裂纹处带状组织进行观察，发现分离裂纹处带状组织主要分为三种类型： 第一种是分离裂纹位于GB带区域，如图5(a)所示； 第二种是分离裂纹处带状组织既有GB带也存在PF带，但分离裂纹发生在GB带与PF带之间，并沿GB带扩展延伸形成，如图5(b)所示； 第三种是分离裂纹处带状组织是由GB带和PF带相互交织构成，如图5(c)所示. 在图5(b)中，第二种分离裂纹处GB带附近存在明显的PF带，而分离裂纹沿GB带形成，表明GB带较PF带更容易引起分离裂纹的产生.

图5 分离裂纹金相照片Fig.5 Optical images of delamination crack

为了研究微观组织与断裂行为之间的关系，对分离裂纹萌生、扩展以及裂纹止裂附近组织进行OM和SEM观察. 图6 为第一种和第三类型的分离裂纹断裂表面形貌，其带状组织分布分别如图5(a)、图5(c)所示. 图6(c)、图6(d)分别是图6(a)、图6(b)中方框放大图，从图中可以看出，两分离裂纹均起始于发生塑性变形的GB带处，如图中箭头所指. 图6(e)、图6(f)分别是两分离裂纹底部SEM照片，从图中可以看出，两处分离裂纹底部形状圆润. 从断裂力学的角度分析这一分离裂纹出现的条件如下

图6 分离裂纹SEM照片Fig.6 SEM micrographs of delamination cracks

因分离裂纹始于贝氏体带，当贝氏体体积分数增大，形成的贝氏体带增多时，可以作为分离裂纹的起始位点将会增多，形成的分离裂纹数量也会增多. 1#试样GB体积分数低于2#，因而分离裂纹数量少于2#. 分离裂纹深度随着主裂纹的传播而增加，开口程度取决于离面应力大小以及主裂纹起裂、加速时的应力状态. 厚度1/2处离面应力最大，随距厚度1/2的距离越远，离面应力越小，表面处离面应力为零. 厚度1/2处形成分离裂纹后，试样被分为两个薄试样，继而在厚度1/4处离面应力出现最大值，但厚度1/4处离面应力小于厚度1/2处，因此对于同一位置处，厚度1/2处分离裂纹开口宽度大于厚度1/4处.

图7 为DWTT断口分离裂纹附近组织SEM照片. 从图7(a)中可以看出，分离裂纹沿GB带扩展时，裂纹保持近直线的扩展路径，以穿晶断裂方式从上至下穿过整个GB内部，且较多数量的MA岛分布在裂纹处. 硬相GB中MA岛以及相邻亚结构晶界取向差别小，对阻碍裂纹扩展的作用较小，因而扩展路径接近平直. 从图7(b)中可以看出，裂纹穿过GB，遇到大尺寸PF时，扩展方向发生偏折，并沿细小的PF晶界平滑扩展. 因微应变多集中于软/硬相之间，软相和硬相之间存在硬度差异，两者之间容易形成裂纹，并沿软硬相间界面传播[13-14]. 从图7(c)中可以看出，裂纹扩展过程中遇到软相PF与硬相GB时，由于PF强度低塑性好，而GB强度高、塑性差，将沿二者之间界面形成裂纹. 从图7(c)和图7(d)中均可以看出，分离裂纹右侧组织发生较严重的塑性变形，裂纹多次在PF与GB交界处发生偏折后，以沿晶断裂方式沿PF晶界传播，同时不断地受大角度PF晶界的阻碍，裂纹连续偏折，提高了裂纹扩展功，最终止裂于GB处.

图7 分离裂纹附近微观组织Fig.7 Optical images of microstructure and crack propagation beneath delamination

图8 为两分离裂纹处扩展阶段以及底部末端MA岛分布图. GB上弥散分布着较多的MA岛，可以看作是一种由铁素体和MA岛组成的复相结构. 从图8(a)中可以看出，GB内部MA岛紧密分布在裂纹边界处，扩展路径平直. 说明分离裂纹经过GB时，沿着MA岛与铁素体界面扩展，又由于MA岛脆且硬，裂纹也容易发生在两个紧密相邻的MA岛之间[15]. 从图8(b)中可以明显地看出，裂纹经过MA岛沿着PF晶界不断扩展. 分离裂纹扩展时不仅发生穿晶断裂，裂纹平直穿过GB，而且也发生沿晶断裂，裂纹沿PF晶界不断地扩展. 分离裂纹扩展不是一种简单的脆性断裂行为，而是穿晶断裂和沿晶断裂同时存在，但是当穿晶裂纹遇到PF时，很快被阻碍，扩展方向发生偏转，导致沿PF晶界扩展，这也与Park[16]等人的研究结果相一致. 从图8(c)和图8(d)中可以看出，PF和GB分布在分离裂纹两侧，裂纹在两软硬相组织间扩展时，沿该界面传播，随着裂纹不断扩展，能量逐渐被消耗，扩展至GB内部时，众多MA岛逐渐钝化裂纹尖端，扩展受阻，最终能量被完全消耗，停滞向前，形成底部形状圆润的分离裂纹.

图8 分离裂纹附近MA岛Fig.8 Optical images of MA constituents beneath delamination

在多相组织X80管线钢中，分离裂纹通过GB发生穿晶断裂，扩展中被PF晶界阻止时，发生沿晶断裂. 细小的PF晶粒其界面作为大角度晶界，迫使裂纹分叉和偏折，只有不断地穿越GB、PF和MA岛等微观组织，以及硬相和软相之间界面，裂纹才能继续扩展下去[17]. 穿过界面数量越多，提高的裂纹扩展功就越显著，韧性越大，DWTT性能越好. 2#试样PF少于1#，而GB多于1#，形成的分离裂纹数量多于1#，因此2#试样剪切面积值低于1#. 多相组织中适量的PF有利于断裂韧性的提高，但当PF过量时，其增强韧性的作用将会消失，反而会降低钢板的断裂韧性[18].

4 结 论

1) 多相组织X80管线钢微观组织包括GB、PF、QPF、BF、AF.

2) 分离裂纹起始于GB带，并沿带状组织扩展，底部形状圆润.

3) 在多相组织中，分离裂纹扩展方向多次偏折，最终止裂于GB处，在扩展过程中，穿过GB内部，发生穿晶断裂，路径平直，说明GB对分离裂纹阻碍作用较小，沿PF发生沿晶扩展，增加了断裂韧性.

4) 多相组织中少量的GB以及适量的PF有利于减少分离裂纹的产生.