球墨铸铁是一种高强度、高韧性的铸铁材料，而且具有良好的加工性能和耐腐蚀性，因此在一些特殊工业领域常被用作钢材的替代品，如清洁能源储运设备、核乏燃料储运容器、铁路及地铁配件、机车及车辆配件等^[1-3]。但是这些构件在寒冷地区服役时，由于材料受到韧脆转变的影响，在冲击载荷作用下易发生脆性断裂。因此，近年来球墨铸铁在低温下的断裂特性及失效机理日益引起人们的重视^[4]。

为避免低温脆断事故的发生，学者们对球墨铸铁材料在不同温度下的冲击断裂行为开展了研究。张宇航等^[5]通过夏比冲击实验发现，铁素体球墨铸铁的冲击韧性随着温度的降低而下降，并且断裂机制也由韧性断裂转为韧脆混合断裂，最终以脆性断裂的形式失效。朱华明等^[6]研究了材料组成成分和组织结构对球墨铸铁低温韧性的影响，发现石墨球的增加可降低材料的韧脆转变温度。郭大展等^[7]研究了缺口类型和温度对球墨铸铁冲击韧性的影响，发现球墨铸铁的塑性随着温度的降低而降低。王强等^[8]针对珠光体率以及石墨数量对球墨铸铁低温（−20 ℃）冲击韧性的影响进行了研究。Baer等^[9]发现不同珠光体含量的球墨铸铁的动态断裂韧性均随温度的降低而降低。Kobayashi等^[10]通过三点弯曲实验研究了球墨铸铁的静态和动态断裂韧性，发现铁素体球墨铸铁在动态加载下的裂纹尖端张开位移小于其静态值。综上可知，球墨铸铁的韧脆转变行为与加载速度和环境温度密切相关。对铸铁材料在低温下的动态断裂特性进行研究，不仅可以了解材料低温脆性的宏观规律和内在机理，而且可以获得材料在复杂加载条件下的动态断裂韧性，从而为材料的工程应用提供重要支撑。

在上述研究中，一般采用MTS-880万能试验机^[11]、摆锤冲击试验机^[12]和夏比冲击试验机^[10]进行加载，因此仍局限于较低的加载速率（<10⁵ MPa·m^1/2/s），而且无法实现对加载波形及材料响应信号的精确测量。另一方面，目前仍缺乏对在不同低温下材料韧脆转变行为的系统研究，材料的动态断裂韧性及其变化规律尚不明确，材料在高加载速率下发生韧脆转变的微观机理也不清楚。因此，如何在低温和高加载速率的耦合条件下实现对材料动态断裂韧性的测试，同时对韧脆转变的内在机理进行研究是亟待解决的重要课题。

本文中采用改进的分离式霍普金森压杆（split Hopkinson pressure bar, SHPB）和配套环境箱实现了高加载速率（>10⁶ MPa·m^1/2/s）和低温（−80 ℃）的耦合加载条件，从而对球墨铸铁的Ⅰ型动态断裂行为进行研究。通过实验-数值法和应变法分别获得材料的动态应力强度因子和试样的起裂时间，最终确定材料的动态断裂韧性。为获得球墨铸铁在不同温度下的动态断裂韧性及韧脆转变行为，分别在20、−40、−60和−80 ℃等4种温度下开展测试研究。同时，采用高速摄像系统对裂纹的起裂及扩展过程进行观测，并对不同温度下的断口形貌进行分析，以期明确球墨铸铁失效模式转变的微观机制。

1.   实验方法

1.1   试样设计

按照GB/T 21143—2014标准加工球墨铸铁材料的三点弯曲试样，其外形尺寸如图1所示。试样裂尖为典型的山形缺口，宽度为0.12 mm，加工方式为钼丝线切割。在此基础上，采用Amsler 100 HFP 5100疲劳试验机（见图2(a)）对试样施加交变循环载荷，预制出疲劳裂纹，见图2(b)。图2(b)展示了在−80 ℃温度下测试后的三点弯曲试样。

图  1  标准三点弯曲试样几何尺寸（单位：mm）

Figure  1.  Geometric dimensions of standard three-point bending specimen (unit: mm)

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图  2  疲劳裂纹的预制

Figure  2.  Prefabrication of fatigue cracks

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1.2   Ⅰ型动态断裂实验方法

动态断裂实验采用改进的SHPB系统和配套设计的环境箱对标准三点弯曲试样进行冲击加载。所采用的入射杆直径为19 mm，加载端为楔形过渡的圆弧，以保证与试样为线接触。将原系统的透射杆替换为特殊设计的固定夹具，并将试样放置于夹具以满足三点弯曲的动态加载要求。常温测试时，通过设计与高速摄像机相配合的反射镜系统，从而实现对试样受载过程的拍摄，实验装置如图3所示。

图  3  实验装置

Figure  3.  Experimental apparatus

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实验时，利用气炮以速度v₀发射子弹，撞击入射杆后形成压缩应力波。当入射波传播到入射杆与试样的界面时，一部分反射回压杆形成反射波，另一部分传入试样，从而实现对试样的冲击加载。通过调节气室压力可以控制子弹的撞击速度。压杆中的入射波${\varepsilon }_{{\mathrm{i}}}\left(t\right)$、反射波${\varepsilon }_{{\mathrm{r}}}\left(t\right)$信号以及试样的起裂信号均由应变片记录。试样上应变片粘贴于距离裂尖约5 mm处。在−40 ℃、1.0 TPa·m^1/2/s条件下获得的典型波形如图4所示。本文中入射杆撞击试样的速度均为13.5 m/s。

图  4  典型实验波形

Figure  4.  Typical waveforms in experiment

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低温实验中采用环境箱进行温度控制，如图5所示。实验时，夹具固定于环境箱内，试样与夹具及压杆端部均紧密贴合。采用PT100温度传感器在距裂纹尖端6 mm以内的试样表面进行测温，并保证实验温度在±1℃的误差范围之内。在试样达到设定温度后，需保温20 min再开展实验，以确保试样内部温度场的均匀性。

图  5  低温动态断裂实验装置

Figure  5.  Dynamic fracture experimental setup at low temperatures

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本文中采用实验-数值法^[13]确定材料的动态应力强度因子曲线，试样的起裂时间采用应变片法确定^[14]。采用ABAQUS/Explicit有限元软件对试样在加载过程的力学响应进行分析，对入射杆、试样和夹具进行三维建模，并将实测的入射应力波施加在入射杆端部作为初始载荷条件，同时根据实际工况对夹具的边界条件进行等效约束。模拟中压杆、夹具及试样均采用线弹性材料模型，具体材料参数见表1。试样与入射杆及支撑端夹具之间的接触条件设置为硬接触。在数值模拟中获得精确的裂尖位移场是确定裂尖应力强度因子的关键。因此，为提高计算精度，在有限元模型中对试样裂尖区域进行了单元网格细化。同时，为保证网格的协调性，由裂尖向试样全局采用了由六面体单元（C3D8R）到楔形单元（C3D6）再到四面体单元（C3D10M）的过渡，如图6所示。图6展示了试样在20 ℃、2.04 TPa·m^1/2/s条件下起裂时刻（50 μs）所对应的裂尖应力场云图，可知此时裂尖局部的应力水平已超过材料的抗拉强度（700 MPa）。而在60 μs时的裂尖处，裂纹已发生明显扩展（裂纹前沿由白色箭头标示），如图6所示。综上可得，通过有限元的计算结果与实验中试样信号的对比来获得的起裂时间（应变法）是可靠的。根据有限元模拟结果，由式(1)~(3)^[15]可获得在20 ℃、2.20 TPa·m^1/2/s条件下，裂尖的Ⅰ型动态应力强度因子曲线，如图7所示。

表  1  不同材料的力学性能参数

Table  1.  Mechanical properties of materials

部件	材料	ρ/(kg·m−3)	E/GPa	μ
入射杆	60Si2Mn	7850	210	0.3
试样	球墨铸铁	7300	164	0.3
夹具	40Cr	7820	199	0.3

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图  6  裂尖应力场云图

Figure  6.  Stress fields at the crack tip

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图  7  动态应力强度因子时程曲线

Figure  7.  History of the dynamic stress intensity factor

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式中：$u(r,\theta ,t)$、$v(r,\theta ,t)$、$w(r,\theta ,t)$为试样裂尖三维空间位移场，${K_{{Ⅰ}}}(t)$、$K_{{Ⅱ}}(t)$分别为Ⅰ、Ⅱ型应力强度因子，G为剪切模量，r为与裂尖的距离，θ为裂纹尖端前方的角度，$\mu$为泊松比。

由于材料脆性较强，试样起裂时裂尖区域仅发生小范围屈服，裂纹快速扩展并引发试样的整体断裂，因此试样上的应变片所测得的起裂信号为一个明显的尖峰。由于在数值模拟中未考虑材料的失效，因此不同于实验中所测的起裂信号，模拟结果中试样上的应变信号呈现持续上升的趋势。基于此，起裂时间被定义为实测的起裂信号与模拟中相应位置处的应变信号的分离点所对应的时刻，如图8所示。基于该起裂时间，可以由动态应力强度因子时程曲线确定球墨铸铁在相应工况下的Ⅰ型动态断裂韧性。

图  8  起裂时刻的确定（20 ℃, 2.2 TPa·m^1/2/s）

Figure  8.  Determination of crack initiation time (20 ℃, 2.2 TPa·m^1/2/s )

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2.   实验结果

2.1   Ⅰ型常温动态断裂实验结果

为保证数据的可靠性，在相同的动态加载条件下完成了4组测试，实验工况及结果见表2，其中加载速率为：

表  2  常温下球墨铸铁的动态断裂参数

Table  2.  Dynamic fracture parameters of nodular cast iron at room temperature

温度/℃	加载速率/(TPa·m1/2·s−1)	起裂时刻/μs	起裂时刻区间/μs	动态断裂韧性/(MPa·m1/2)
20	2.20	53	[50，70]	116.6
20	2.22	50	[50，70]	110.9
20	1.85	62	[50，70]	115.0
20	2.04	50	[50，60]	101.8

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式中：${\dot K_{{\text{Id}}}}$为加载速率，${K_{{\text{Id}}}}$为动态断裂韧性，${t_{\text{f}}}$为断裂时间。由表2可知，球墨铸铁在20 ℃、平均加载速率为2.07 TPa·m^1/2/s的工况下其平均动态断裂韧性为111.1 MPa·m^1/2。根据GB/T 21143—2014的应力状态条件^[16]可知，本文中的试样满足平面应力条件。另外，在试样断口上可观察到剪切唇，这是试样处于平面应力下的典型断口特征。表2中，根据高速摄像的观察结果，将试样开始受载到试样明显发生起裂的时间间隔定义为断裂时间，以验证应变片法获得的起裂时间的准确性。

采用高速摄像机观测试样在常温、动态加载条件下的失效过程，采样频率为10⁵ s⁻¹。由于应力波到达试样时，会在试样加载位置（蓝色圆圈）产生局部变形，因此选取此特征的前一帧作为入射波到达试样的临界时刻，并定义为0 μs，如图9所示。为了准确观察裂纹的扩展过程，取与初始裂纹长度相同长度的红色虚线标记于裂纹上方，并用箭头标出裂尖的实时位置。不难发现，在50 μs时，试样裂尖尚未发生扩展。而在70 μs时，裂尖明显发生移动，表明试样在该工况下经历第1次应力波加载后已经发生起裂，且试样的起裂时刻位于50～70 μs之间。由应变法确定的起裂时间为53 μs，与高速摄影观测结果相吻合，因此验证了应变法确定起裂时间的准确性。在140 μs时，裂纹进一步扩展，而且整体上可观察到随着载荷的增加，裂纹面夹角呈现逐渐增大的趋势。

图  9  高速摄影捕捉的试样裂纹扩展过程

Figure  9.  Crack propagation process of a specimen captured by high-speed photography

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2.2   Ⅰ型低温动态断裂实验结果

为研究球墨铸铁在低温下的韧脆转变行为，分别在−40、−60和−80 ℃这3种温度下，各开展了4组动态断裂实验，试样均完全断裂，实验结果见表3。在上述3种温度条件下，材料的平均动态断裂韧性值分别为33.0、13.3和4.2 MPa·m^1/2。对比表2~3可知，在相同的冲击速度（13.5 m/s）下，试样的起裂时间随着温度的降低而降低，而且材料的韧性相对常温下分别降低了70.3%、88.1%和96.2%，说明材料的断裂韧性存在明显的温度效应。

表  3  低温下球墨铸铁的动态断裂参数

Table  3.  Dynamic fracture parameters of nodular cast iron at low temperatures

温度/℃	加载速率/(TPa·m1/2·s−1)	起裂时间/μs	动态断裂韧性/(MPa·m1/2)	动态断裂韧性平均值/(MPa·m1/2)
−40	1.00	36	36.10	33.00
	0.93	35	32.60
	0.96	43	41.40
	0.71	31	22.00
−60	0.55	25	13.71	13.3
	0.43	26	11.12
	0.58	22	12.85
	0.62	25	15.38
−80	0.34	14	4.70	4.2
	0.32	7	2.27
	0.44	11	4.86
	0.43	12	5.10

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材料在不同温度下的断裂韧性及起裂时间随加载速率的变化规律如图10所示。由图10可知，在相同冲击速度下，随着温度的降低，球墨铸铁的动态断裂韧性不断降低。同时，起裂时间也随之提前，这与Pandouria等^[17]所得到的规律是一致的。在各温度下，材料的动态断裂韧性均随加载速率的提高而提高，但起裂时间的变化趋势较不明显。总体而言，这与高强钢动态断裂韧性的加载速率效应相类似^[13]。

图  10  动态断裂韧性和起裂时间与加载速率的关系

Figure  10.  Relations of dynamic fracture toughness, and crack initiation time with loading rate

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3.   分析及讨论

为了解球墨铸铁Ⅰ型动态断裂韧性的温度效应的内在机理，分别对不同温度下发生失效的试样的进行断口分析。宏观上，疲劳裂纹扩展区呈现灰白色，整体较为平整；动态裂纹扩展区整体颜色较暗且较为粗糙，部分区域有少许光亮，如图11所示。通过对比发现，随着温度由20 ℃降低到−80 ℃，动态裂纹扩展区逐渐由粗糙变得较为平整，而且光亮区域明显增多。这是由于在裂尖拉应力的作用下，低温下的解理平面会增多且表面积增大，因而呈现为较明亮的刻面。通常，延性断裂多呈现粗糙的断口，而相对平直的断口是脆性断裂的典型特征。因此，这也预示材料的失效模式随温度的降低而发生了韧脆转变现象。

图  11  不同温度下的宏观断口及断口表面分区

Figure  11.  Macroscopic fracture and fracture surface partition at different temperatures

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由于疲劳裂纹扩展区可表现出材料在低加载速率下的断口形貌，因此对该区域的微观形貌进行分析，见图12。可以看到，疲劳裂纹的扩展始于石墨球，放大之后可看到石墨球的断裂以及石墨球与基体的分离。疲劳区的断口特征还包括石墨球周围基体的局部塑性变形、基体中的微裂纹以及由石墨球之间基体贯穿而形成的较大裂纹^[18]等。以上特征表明球墨铸铁在常温低速加载下以准解理的形式发生断裂。

图  12  疲劳裂纹的起裂位置及扩展区的断口形貌

Figure  12.  Microscopic morphology of fatigue crack initiation and propagation region

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常温下动态裂纹扩展区的微观形貌见图13。整体上，该区域呈现出延性断裂和脆性断裂相混合的复杂断裂模式。具体表现为，晶界上存在明显的韧窝区，以及断口上有二次裂纹、河流状花样、解理台阶等。密集的韧窝往往出现在石墨的周围以及晶粒边界上（见图13(a)），使得球墨铸铁在常温下表现出明显的延性。此外，由于石墨与基体（G-m）之间的界面结合力较小，且两者的弹性模量不同^[18]，因此裂纹容易在G-m界面处萌生，从图13(b)中可明显观察到石墨沿其边界起裂进而脱离基体的现象。同时，材料基体中可观察到典型的穿晶断裂特性，大量贯穿晶粒的河流花样和解离台阶表明材料在常温下仍存在较强的脆性。综上可知，常温下动态断裂扩展区表现出脆性与延性并存的混合型断裂模式。其中，晶粒边界以及石墨周围的密集韧窝区在形成过程中消耗了较多能量，导致球墨铸铁在常温下的Ⅰ型动态断裂韧性较高。

图  13  动态裂纹扩展区的微观形貌（20 ℃）

Figure  13.  Microscopic morphology of dynamic crack propagation region at 20 ℃

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图14给出了−40和−60 ℃下动态裂纹扩展区的微观形貌。裂纹扩展区存在明显的解理台阶和河流花样等典型的脆性断裂特征（见图14(a)）。与常温下的断口相比，仅在晶界上观察到少量的韧窝，因此材料的延性特征明显减弱（见图14(b)）。这说明低温下球墨铸铁延性特征不明显，主要发生脆性断裂，因此导致材料的动态断裂韧性明显降低。此外，相较于图13～14中的解理平面的表面积明显增加，与图10吻合。随着温度降低至−60 ℃，韧脆转变现象更加明显，如图14(c)所示。

图  14  动态裂纹扩展区的微观形貌

Figure  14.  Microscopic morphology of dynamic crack propagation region

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而当温度达到−80 ℃时，断口呈现出沿晶断裂与穿晶断裂混合的脆性断裂的特征形貌，基本上观测不到韧窝，如图15所示。此时，大量的河流花样出现在穿晶断裂形成的平坦断面上，而解理台阶以一簇相互平行的形式出现在沿晶断裂所形成高度不同的晶面上。整体上，代表韧性的韧窝特征已基本消失，这表明材料的失效机理已从韧性失效转变为脆性失效。

图  15  动态裂纹扩展区的微观形貌（−80 ℃）

Figure  15.  Microscopic morphology of dynamic crack propagation region at −80 ℃

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实验材料中石墨球的大小集中分布在60~120 μm之间，石墨等级为5级^[19]。相对基体而言，尽管石墨含量较低且对球墨铸铁力学性能的影响较小，但其在冲击过程中的作用仍不能被忽略^[20-21]。需要注意的是，石墨球表面并非是平整的球面，而是分布有不规则的凹槽和凸起，如图13所示，因此更容易在石墨周围的基体产生局部应力集中并形成塑性变形。此外，由于相对于晶粒而言晶界强度较低，更易于产生塑性变形，这也是主要在石墨周围及晶界处观察到韧窝的原因。对比图13~15可以看出，随着温度降低，石墨球除与基体分离外还发生了其自身的破碎。这是因为室温下，基体与石墨两者的弹性模量相差较大，裂纹倾向于在G-m边界处断裂。而当温度降低至−80 ℃后，两者的弹性模量的差值减小，裂纹更容易从石墨球的内部起裂^[22]。因此，在室温下主要发生石墨脱离基体的现象，而在低温下则观察到石墨球的破碎。

综上可知，在20、−40和−60 ℃的温度下，球墨铸铁的断口形貌均表现为延性与脆性相结合的微观特征。而当温度进一步降低至−80 ℃时，断口表现出沿晶断裂与穿晶断裂并存的脆性断裂模式，说明此时材料主要表现为以脆性断裂为主导的失效模式。由图16可知，随着温度的降低，韧性特征（韧窝）面积占比逐渐减少，脆性特征（解理台阶和河流花样等）的面积占比逐渐增多。这表明随着温度的降低，脆性断裂模式逐渐占据主导地位，即材料发生了韧脆转变现象。

图  16  温度与不同微观特征面积占比的关系

Figure  16.  Relation between temperature and area proportion of different morphologies

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4.   结　论

本文中采用改进的分离式霍普金森压杆技术和配套环境箱对球墨铸铁进行了不同温度下的动态断裂测试，研究了材料Ⅰ型动态断裂韧性的温度效应，并对断口的微观组织演化情况进行了分析，得到如下主要结论。

(1) 在本实验加载速率下， 20、−40、−60和−80 ℃测得的平均动态断裂韧性值分别为111.1、33.0、13.3和4.2 MPa·m^1/2。

(2)在相同的冲击速度下，球墨铸铁的Ⅰ型动态断裂韧性随温度的降低而降低，起裂时间随温度的降低而提前。在各温度下，球墨铸铁的动态断裂韧性均随着加载速率的提高而提高。

(3) 随着温度的降低，球墨铸铁的宏观断口由粗糙变得相对平整且亮点增多，说明随着温度的降低，材料的失效模式发生了由韧性向脆性的转变。

(4) 在20、−40和−60 ℃等3种温度下，球墨铸铁表现为延性与脆性相混合的断裂模式。随着温度的降低，断口可观测到晶界上韧窝数量的减少、G-m界面断裂的减少、基体上的河流花样以及解理台阶等特征的增多。尤其在−80℃时，断口上基本观测不到韧窝，但河流花样、解理台阶等脆性断裂特征占比明显增多，最终表现为沿晶断裂与穿晶断裂混合的脆性断裂模式。韧脆特征的面积占比随温度的变化趋势也进一步反映了材料的韧脆转变现象。