冲击韧性低值分析

冲击韧性低值分析
1 冲击韧性
1.1 冲击载荷
冲击载荷是指一个一定质量的物体以一定的速度冲击试样所施加的载荷。

目的是实现高速加载，在极短的时间内将载荷加至特定的数值。

加载速度的增高将引起金属塑性行为和断裂行为的改变。

在金属材料的研究领域中，通常用材料的应变速率来描述加载的速度。

各种加载方式相对应的应变速率
应变速率（s-1）加载方式
10-8~10-5恒载荷蠕变
10-5~10-1静态拉伸
10-1~102动态拉伸或压缩
102~104机械冲击
104~108爆炸冲击
冲击加载时，金属塑性变形的应变率增长落后与载荷速率的增长。

而且塑性变形来不及快速传播，应变不是均匀的分布在金属整个体积内。

在高的应变速率下，材料的屈服强度增大。

甚至，当应变速率足够高时，可能在尚无明显的塑性变形之前就发生脆性断裂。

1.2 冲击试样的断裂过程
冲击试样在冲击载荷下的变形和断裂包括弹性变形、塑性变形、裂纹的形成和裂纹的扩展几个阶段。

由于缺口的存在，塑性变形只局限在缺口附近的区域。

缺口越深越尖锐，参与塑性变形的体积越小。

2 韧性的影响因素
2.1 化学成分
低合金高强度与其他微合金钢一样，都是在传统C-Mn钢的基础上进行合金设计，加入微量的Nb、V、Ti或少量的Mo、Ni、Cr、Cu等元素，组成不同强度等级的钢种。

1、C
碳是提高管线钢强度最传统、最经济的元素，同时也是影响焊接性能最敏感的元素。

随着碳含量的增加，钢的冲击韧性明显下降，偏析加剧，抗HIC和SSC 的能力也下降，因此，提高管线钢的韧性，最根本的途径是降低碳含量。

管线钢的发展方向是逐步趋向低碳和超低碳的，含碳量从最初的大于0.1%逐步降低，现在最低可达到0.01%。

低的碳含量利于提高管线钢的塑性、韧性、和减小偏析，易于焊接，但是为弥补由此带来的强度损失就必须添加其他合金元素，通过微合金化及新的机械热处理技术实现多种强化机制来提高钢的强度。

2、Mn
Mn具有较强的固溶强化作用，对于管线钢的强度提高有很大贡献；其还可降低γ-α相变温度，可以细化铁素体晶粒；适量的Mn可提高韧性，降低钢的韧脆转变温度；在冶炼中Mn能够起到脱硫作用，可以防止热裂。

因此，低C高Mn是现代管线钢合金设计的基本理念。

但是，Mn含量过大会导致控轧钢板的中心偏析严重，造成材料各项力学性能差异严重，并会导致管线钢抗HIC下降。

根据管线钢板厚和强度的不同要求，钢中Mn的质量分数一般为1.2%—2.0%。

强度级别不同的管线钢含Mn量有一定的差异，X70的含Mn量低于X80和X100。

为了阻止Mn的过分偏析，X80和X100中Mn含量增加的同时其他合金元素也相应增加。

3、P、S
硫和磷是钢中不可避免的杂质元素，含量需要严格控制，二者含量的增加均会使材料对裂纹的抵抗力明显减小，降低材料的冲击韧性。

S常以条状硫化物的形态存在，它破坏了钢的连续性，显著降低钢的横向延展性和韧性；而且容易在钢的轧制方向产生氢致裂纹，因此要减少条状硫化物的数量或改变其形态。

P是一种极易偏析的元素，P元素在轧制时的偏析倾向很大，它主要恶化管线钢的抗氢致裂纹能力和抗应力腐蚀能力，同时升高管线钢的韧脆转变温度，使管线钢发生冷脆的趋势加大，增加了安全隐患。

4、B
在微合金高强度钢中加入少量的硼元素，可以降低碳当量和提高焊接性。

B 含量在0.001%时就可使钢的显微组织全部转变为贝氏体，过量的硼显然可以较
显著地提高强度，但却降低韧性，特别是对脆性转变温度的影响更大。

此外，在含Nb或Ti的钢中加入少量B，可以进一步提高奥氏体的再结晶温度，并降低奥氏体的转变温度，更有利于晶粒细化和组织强化。

用B进行组织强化的管钱钢必须严格控制碳含量和氮含量，并以Ti固定氮，防止Fe23(CB)6和BN的出现而影响硼的作用。

5、Nb、V、Ti
这三种元素均有细化晶粒和沉淀强化作用。

沉淀强化在提高屈服强度的同时，使韧性有所降低，然而，某些情况下，可由沉淀物引起的附加晶粒细化作用来补偿。

Nb要充分发挥其强化作用，首先必须固溶于γ-Fe中，由于Nb原子比Fe原子大得多，因而溶于γ-Fe中的含量十分有限，在低碳钢中一般不会超过0.04％。

这种固溶铌在加热过程中可以阻碍奥氏体晶粒长大，在随后的控轧控冷过程中会在位错、亚晶界、晶界上沉淀析出铌的碳、氮化物，阻碍奥氏体动态再结晶，以利于晶粒细化。

V在微合金化元素中具有最高的溶解度，是微合金钢最常用、最有效的强化元素之一。

但当V单独加入时，由于V固溶得多，析出却很少，强化效果得不到有效发挥。

氮是含钒微合金钢中一种十分有效的合金化元素，其与钒具有较强的亲和力，所以V的作用是通过形成V(C、N)来影响钢的组织和性能的。

有研究表明，V(C、N)颗粒大部分是在先共析铁素体内弥散析出，在珠光体内的铁素体区也有析出，析出相的沉淀强化作用可同时强化铁素体和珠光体。

Ti在钢中主要以TiN出现，很稳定且不易分解。

TiN在1400℃的高温下，仍表现很高的稳定性，从而有效地抑制奥氏体在高热输入下的晶界迁移和晶粒长大。

Ti含量在0.08％以下时靠晶粒细化，而超过0.08％后以析出强化为主。

6、Mo
Mo元素使C曲线中的珠光体转变右移，但对贝氏体转变的推迟较小，同时升高珠光体最大转变速度的温度，降低贝氏体最大转变速度的温度，从而把珠光体转变和贝氏体转变的C曲线明显分离开来。

使得在相同的冷却条件下更容易发生贝氏体转变，阻碍了先共析铁素体的析出和长大，促进具有高密度位错亚结构的
针状铁素体形成，提高了管线钢的冲击韧性。

随着Mo的质量分数的增加，钢中针状铁素体的含量增加，钢的屈服强度、抗拉强度提高,而且抗拉强度的提高幅度要高于屈服强度, 屈强比随钼的加入而降低。

但钼的质量分数过高时,组织中会出现贝氏体和M-A组织，强度提高趋缓,但韧性损失较大。

所以，在X80中Mo含量一般为0.15%~0.3%，在X100中Mo含量一般控制在0.2%~0.3%。

此外，Mo元素可以减弱铸坯凝固时固、液两相区中柱状晶间金属液体的流动，减轻铸坯偏析，起到了抑制带状组织形成的作用，从而提高管线钢的断裂韧性。

7、Cu、Cr、Ni
主要是强化基体的作用。

铜元素可以降低氢在钢中的渗透速率和提高钢的抗HIC性能和抗腐蚀能力。

Ni元素对组织有明显的晶粒细化作用，而且可以降低奥氏体转变温度，减少先共析铁素体含量，增加层错能，促进低温时螺型位错交滑移，增加裂纹扩展的消耗功，具有良好的局部止裂和较高的低温韧性。

管线钢中加入少量的Cr，可以形成致密氧化膜Cr2O3，提高管线钢的耐腐蚀性和高温抗氧化性。

但Cr元素的加入会提高钢的淬硬倾向，影响焊接性能。

另外，Cr含量对焊接接头热影响区和熔合区冲击韧性影响较大，均随Cr 含量增加呈下降趋势。

所以低合金耐蚀管线钢设计Cr含量宜保持在0.1wt%-0.3wt%，可具有较好的焊接性能。

2.2 显微组织
魏氏组织
含碳质量分数小于0.6%的亚共析钢由高温快速冷却时，先共析铁素体从奥氏体晶界沿着奥氏体的一定晶面向晶内生长，呈针片状析出。

在OM下为从奥氏体晶界生长出来的铁素体几乎平行，呈羽毛状或三角形，其间存在着珠光体组织，这种组织为魏氏组织。

魏氏组织的铁素体是按贝氏体切边共格机理形成的，所以有人认为魏氏组织的铁素体相当于无碳贝氏体。

魏氏组织的形成与钢中质量分数，奥氏体晶粒度及奥氏体冷却速度有关。

奥氏体晶粒越粗大，越容易形成魏氏组织，所以魏氏组织最容易出现在过热钢中。

经锻造、热轧、焊接的中低碳钢中晶粒往往很粗大，空冷之后容易出现魏氏组织。

魏氏组织常伴随奥氏体晶粒粗大而出现，严重降低钢的机械性能，尤其是塑性和冲击韧性，使韧脆转变温度升高。

消除魏氏组织的常用方法是采用细化晶粒的正火、退火以及锻造等，如程度严重还可以采用二次正火。

带状组织
带状组织的形成主要是凝固时溶质元素在树枝晶间区域富集偏聚，热轧时表面等轴晶区和内部柱状晶区都被拉长成带状。

带状组织对钢的性能也有较大的影响，由于带状组织相邻带的显微组织不同，性能也不相同，在外力作用下性能低的带易暴露出来，而且强弱带之间会产生应力集中，故而造成总体力学性能降低，并具有明显的各向异性，带状组织是造成Q345E 钢低温冲击性能体较低的原因之一。

晶粒度
2.3 缺陷
2.3.1 夹杂物：
钢中非金属夹杂物对机械性能的影响是由于它破坏了钢基体的连续性，引起应力集中，促进裂纹形成，表现为降低钢的塑性、韧性和疲劳强度，造成钢板性能的各向异性。

粗大的延伸很长的条带状夹杂物和点链状夹杂物对塑性的危害很大。

A类：硫化物
B类：氧化铝
C类：硅酸盐
2.3.2 中心偏析
在连铸过程中，连铸坯的柱状晶均匀向中央发展，在柱状晶前沿不断富集的偏析元素被推向中心区。

当中心部分凝固收缩时，液相穴底部富集有合金元素和杂质的钢液其中堆补，加剧了连铸坯的偏析。

由于成分的偏析，使得芯部的相变特性不同于周边，在轧制和冷却后，芯部所形成的相变组织有别于周边组织，形成组织偏析带。

2.3.3。