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1、攀研院式样分析273*8.74/X65对所收到的冲击断口试样，经超声波清洗去除断口面上的锈蚀污染后,首先对断口进行了体式显微镜放大检验。其屮断口外貌类似的，只选择了一件或两件试样对断口外貌进行了拍照，随后制备了金相磨片。金相试样经2%硝酸酒精溶液浸蚀后，经显微镜确定了组织特征并对组织特征类似的选择性地拍摄了显微组织照片。全部检验结果连同相应的低倍和高倍照片分述如下：GOF1091,共3个冲击试样6件断口。6个断口都是脆性断裂，没有纤维状及剪切唇的塑性变形特征。从这一组断口的外貌确定已处于韧■脆转变温度以下，其放
2、大的断口外貌见图1。缺口底部的部分断口区的金相组织特征见图缺口背面附近断口边缘的显微组织见图1・2。从浸蚀后的试样可以确定，冲击断裂发生在焊缝靠垫影响区（HAZ）一侧，而不在焊缝中心线上。断口边缘在高倍显微镜下观察而定其组织为不均匀的铁素体（F）+珠光体（P）及少量马氏体（M）,见图1-3o试样母材的组织见1-4,基体组织为铁素体+析出相，但在大晶粒的偏析带上有少量PoGOF109&共3个冲击试样，6个断口。6个断口都显示脆断外貌，比GOF1091的显得更脆，其典型断口外貌见图2。其中一个试样冲击断口没有发生在
3、缺口处，见图24和2・2。测量显示,一边距缺口的长度为23.5mm,另一边为30mm,缺口深度为1.5mm。当属无效试样。从金相试样上受浸蚀的程度确定，该样冲击断裂发生在HA乙见图2・3。其左边是很直的断口面，几乎没有塑性变形。放大观察发现断口边缘有成串状和岛状的马氏体，见图2・4。该组试样的另外两个，完全显示脆断特征。其中Z—的断口外貌见图2・5,断口边缘的金相组织见图2・6,局部放大见图2・7。组织不均匀，基体为铁素体+珠光体，但有少量马氏体。该样母材的组织见图2-8,组织不均匀。GOF1069共3个冲击试
4、样，6个断口，其中有两个为脆断，一个为韧断，见图34。脆断的宏观特征与前述的类似。脆断试样发生在HAZ,缺口未对准焊缝中心，英组织中也有少量马氏体，见图3・2。该试样母材的组织见图3・3,为铁素休+珠光休。但组织不均匀。该组织冲击试样韧断的断在焊缝，其组织见图3・4,多为针状铁素体。GOF-1068,三个冲击试样的断口皆为脆断，其中之一的断口外貌见图4-1o三个试样都断在HAZ,从图牛20可以看出，右边的带状都是母材组织。该试样断口区局部放大见图4・3,除了铁素体+珠光体外，还有少量马氏体。母材组织见图4・4。
5、GOF-1051,只收到5个断口，其中一个试样为韧断，另外3个断口为脆断。图5・1分别显示脆断（右）和韧断（左）的断口外貌。脆断的都发生在HA2,断口边缘很直而平（图5・2）。脆断样断口边缘局部放大的组织见图5・3,同样有马氏体，母材的组织见图5・4。韧断试样焊缝的组织多为针状铁素体，见图5・5。GOF-1090A,有两个试样显示明显的脆断，另一个试样有一定的韧性，见图脆断的都发生在HA乙组织中有少量马氏体，而有一定韧性的试样，在断口边缘有尚未发育完全的针状铁素体（图6-2）o几点看法及建议：1）所收到的试样中
6、，几乎大部分冲击试样制备不标准，多数试样缺口不在试样长度的中心线上，致使弯矩发生变化；有些试样长度不标准,有些试样缺口深度小T*2mmo这些都可能影响材料的冲击结果，并且没有可比性。2）大部分试样缺口不在焊缝上，而使偏至一边的热影响区。3）在开缺口前，应将试样用酸浸蚀，显示岀焊缝后再对焊缝开缺口。4）从焊接工艺上，应将热输入量和冷却速度调整到最佳配合，使焊缝（针对X・65管线钢）获得大量针状铁素体，从而提高冲击韧性。5）在试焊过程中，应实时磨制焊缝的金相试片，先从低倍率显微镜观察焊缝的形状，热影响区宽度，然后在
7、较高倍率显微镜下观察组织组成,再用高倍率显微镜确定针状铁素体的量和分布。对于这种成分的钢，没有针状铁素体，韧性肯定差。6）核查质保书提供的成分，如果钢中的Mn含量低于1.6%,要获得大量针状铁素体就有一定难度。刀最后向厂家索取有关X-65钢的连续冷却转变曲线，尤其用于焊接的连续冷却转变曲线，以利于控制焊后的冷却速度与组织的关系。8）低温冲击的试样当温度达到室温时，会凝结水汽而锈蚀断口面，希望将低温冲击的断口马上放入酒精中，待温度达到室温再取出来吹干。最后放在丙酮中，吹干较容易。要检验断口的试样吹干后，每一个或一
8、对断口用一张干净的纸包起来，以防止断口互相撞击。最后将要检验的断口用一个塑料袋装好并密封。图1GOF-1091的断口外貌Z—图1-1GOF-1091试样缺口底部断口边缘的显微组织7图1-2GOF1091试样靠缺口背面部位的显微组织图1-3GOF-1091试样断口边缘的放大观察图1-4GOF1091试样母材的组织图2GOF-109B的断口外貌之一图2-1GOF-109B冲击试样没断在缺口
