冲击韧性

2024-05-10

冲击韧性（精选三篇）

冲击韧性篇1

1 实验方案

1.1 试样制备

选取三种指定钴含量和指定硬度的聚晶金刚石-硬质合金复合片 (PDC) 衬底 (具体参数见表1、表2、表3) 。每种取一半完全按照PDC复合片的生产工艺进行高温高压处理 (如图1所示) :组装块在6×8MN铰链式六面顶液压机上进行高温高压合成, 合成压力为5.5~6GPa, 合成温度为1450℃, 保温时间分别为300s;另一半作为对比不做任何处理[1]。

1-导电钢圈;2-钛片;3-碳片;4-盐管;5-金刚粉末;6-硬质合金圆片;7-碳管;8-叶蜡石块;9-叶蜡石粉圈

1.2 性能检测

将高温高压处理后的样品抛光腐蚀, 观察金相并用图形处理软件观察高压后的钴含量[2], 在其中选取两组不同钴含量的样品, 并在未经处理的样品中选取两组相同钴含量的样品。将所有试样在冲击试验机上进行抗冲击性能测试。用冲击试验机测试以上所有样品的抗冲击次数。其结果如表3所示。

该冲击试验机原理如图3所示:

2 实验结果

3 结果分析与讨论

3.1 不同钴含量硬质合金衬底在高温高压环境下冲击韧性的变化

冲击韧性其实就是材料在受冲击破坏前吸收能量和进行塑性变形的能力, 当试样受冲击破坏时, 会存在多种断裂方式。WC晶粒是解里断裂, WC晶粒之间是边界断裂, 在粘结金属钴中则是剪切断裂, 一般来说, WC晶粒度越大, 解理断裂量越多, 边界断裂量越少。而剪切断裂量则是随着粘结金属钴含量的增加而增加的。在承受冲击的过程中, 绝大多数冲击能量由钴相剪切, 变形和断裂来吸收, 而解理断裂和边界断裂所吸收的冲击能量是很少的。因此, 钴相的含量以及钴相的分布是决定WC-Co硬质合金冲击韧性的主要因素。WC晶粒尺寸也会影响其冲击韧性。表1中未经过处理的一组试样正好说明了这一结果;在表1中经过高温高压处理的一组试样中, 冲击韧性同样和钴含量成正比, 相关研究表明[3], 在PDC复合片压制过程中, 钴会向金刚石层扩散, 表1中表明同一试样经过高温高压后, 冲击韧性有所降低。

3.2 不同硬度硬质合金衬底在高温高压环境下冲击韧性的变化

硬质合金的硬度对其冲击韧性的影响主要体现在WC晶粒解理断裂方面, 由于WC晶粒之间是边界断裂, 所以WC晶粒的大小和分布均匀性在某一范围内与其冲击韧性成正比。硬质合金的硬度随着钴含量的增加或WC晶粒的增大其硬度下降[4]。相关研究表明:WC晶粒的长大趋势随着烧结温度的升高而增大。表2中经过高温高压处理的一组数据显示硬质合金的硬度和冲击韧性成反比。其原因是由于WC在液相钴中的溶解度和溶解速度也随着温度的升高而增大, 经过高温再次烧结的硬质合金基体的晶粒尺寸会有所减小, 硬度越大的硬质合金晶粒尺寸减小的趋势越厉害[5]。且此时钴 (Co) 会向金刚石层有少量渗透, 导致硬质合金基体的钴相减少, 边界断裂所需要的能量减小, 使得硬质合金衬底的冲击韧性有所下降。

3.3 高压后钴含量与未经过高压的同一钴含量的硬质合金衬底冲击韧性的变化

表3中结论显示在高压后对比相同钴含量的硬质合金试样, 没有高温高压处理过的硬质合金冲击韧性较高。事实上, 由于高压过程中总有钴的析出, 所以高压处理的一组试样在处理之前钴含量一定比不经处理的一组要略高, 此结果与表1的结论不符。事实上, 在硬质合金的再次烧结过程中, 钴向金刚石层扩散对冲击韧性的影响是次要的。综合分析表1和表3, 结果显示硬质合金的再次烧结 (高温高压处理) 会使大颗粒WC在液相钴中的溶解量减少, 并且溶解速度下降, 因此抑制了大颗粒WC的聚集再结晶和液相重结晶。此时小颗粒WC仍能溶解于液相钴中并聚集再结晶。总体来说就是这组试样的WC颗粒平均直径下降, 从而使得试样边界断裂所需要的能量减小, 冲击韧性下降。

4 结论

(1) 硬质合金在不经过高温高压处理条件下, 其冲击韧性在一定范围内与钴含量、硬度成正比;

(2) 硬质合金在经过高温高压处理后, 其冲击韧性在一定范围内与钴含量成正比, 与硬度成反比;

(3) 同一钴含量的硬质合金, 在WC平均晶粒区别不大的情况下, 经过高温高压处理的硬质合金冲击韧性有所降低。

摘要：文章用PDC复合片的合成方法对不同钴含量的硬质合金衬底进行高温高压处理。比较了不同钴含量、不同硬度的硬质合金衬底在高温高压前后冲击韧性的变化。结果显示:不经过高温高压处理的硬质合金衬底冲击韧性在一定范围内与钴含量成正比, 经过高温高压处理后的硬质合金衬底的冲击韧性有所下降。

关键词：PDC复合片,硬质合金,高温高压,冲击韧性

参考文献

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冲击韧性篇2

关键词：高强耐磨钢；焊缝组织；冲击韧性

中图分类号： TG457.11

Abstract： 1 200 MPa highstrength wearresistant steel was welded by gas metal arc welding （GMAW） with different heat input without preheating，and Charpy impact test was done on samples. Microstructure of weld metal and fracture morphology were investigated by means of optical microscopy and scanning electron microscopy （SEM）. The test results indicate that the weld metal is composed of acicular ferrite （AF） and proeutectoid ferrite （PF）. With the increasing of heat input， the percentage of acicular ferrite decreases while the percentage of proeutectoid ferrite increases， consequently， the impact toughness of welding joint declines. Impact test at different temperature shows that the impact toughness of weld metal is much higher than base metal.

Key words： highstrength wearresistant steel； microstructure of weld metal； impact toughness

0前言

高强耐磨钢具有高韧性，高强度等特性，符合现代钢结构发展的高性能、低成本、低自重的要求[1]。实践表明，生产中的焊接加工是影响高强度钢结构质量的关键，是生产工艺中面临的主要问题，而且低合金高强钢焊接接头的韧性历来都是焊接结构使用性能的主要指标，尤其对1 200 MPa级以上的低合金高强耐磨钢的结构，如何提高焊接接头的韧性就更显得非常重要，它关系到产品构件在服役期间的稳定性和安全性[2]。

现代工程机械用钢的强度正在逐步向1000MPa以上级别迈进，为了降低焊接接头的冷裂倾向和淬硬倾向，提高焊接接头的韧性，母材与焊材的“低强匹配”广泛应用于低合金高强耐磨钢的焊接中[3，4]。因此，焊缝极有可能成为焊接接头的薄弱环节，其冲击韧性以及断裂机制的研究也就显得尤为重要。

本文采用GMAW方法对1 200 MPa高强耐磨钢进行多层多道焊接工艺性试验及夏比冲击试验，并利用金相显微镜和SEM扫描电镜观察显微组织及冲击断口形貌，分析了该1 200 MPa高强耐磨钢GMAW焊接接头焊缝显微组织分布，冲击吸收能量变化以及断口形貌。并以此研究1 200 MPa高强耐磨钢的冲击韧性与断裂机制。试验结果为合理选择焊接工艺参数，得到足够强度韧性的焊接接头，提供了重要的试验及理论依据。

1试验材料及方法

焊接工艺性试验所采用母材为1 200 MPa高强耐磨钢，化学成分如表1所示，抗拉强度为1 200 MPa，出货状态为淬火+回火；所用焊丝抗拉强度为500 MPa，化学成分如表2所示，焊丝直径为1.2 mm。焊接试板尺寸为 300 mm×150 mm×12 mm，采用铣边机加工 V 形坡口，坡口角度为 225°，装配间隙为 8 mm。焊前不预热，采用GMAW焊接方法进行多层多道焊，保护气体为100%CO2 ，采用不同焊接热输入（9.7和15.5 kJ/cm）进行试验，具体试验工艺参数如表3所示。

试板焊好以后经锯割成金相试样，经打磨，抛光和2%硝酸酒精溶液腐蚀20～25 s后用XJP-6A金相显微镜和日立SEM6610扫描电镜观察焊缝显微组织；按照GB/T2650—2008进行V形缺口夏比冲击试验，冲击试验温度为-20 ℃和-40 ℃。采用日立SU-70热场发射扫描电镜观察断口形貌。

2试验结果及分析

2.1焊缝微观组织

在光学显微镜下观察两种不同焊接热输入下的焊缝显微组织，如图1所示。

两种焊接热输入下，焊接接头焊缝区组织均主要由针状铁素体（AF）和先共析铁素体（PF）组成。当焊接热输入为9.7 kJ/cm时，焊缝区针状铁素体晶粒细小，所占比例较高，先共析铁素体呈条状分布，只有极少量侧板条铁素体（FSP）存在（图1a）。当焊接热输入增大到15.5 kJ/cm时，针状铁素体晶粒开始长大，占焊缝组织比例明显减小，先共析铁素体粗化，部分呈块状分布，比例迅速增大，并且粗化的侧板条铁素体也开始增多（图1b）。

焊缝组织中针状铁素体及先共析铁素体晶粒的长大与分布比例变化均是由焊接热输入增大引起。焊接热输入的增大使得焊缝金属在高温区停留时间延长，冷却速度减慢，有利于先共析铁素体的长大，先共析铁素体长大并聚合后呈块状分布。针状铁素体组织多形核于奥氏体晶粒内的夹杂物上，其晶粒细小均匀，晶粒边界交角大，强度和韧性均较高，且为连锁结构，能很好地阻止裂纹的扩展，而先共析铁素体（特别是块状分布的先共析铁素体）由于晶粒粗大，裂纹扩展时改变方向的次数少，阻力小。因此先共析铁素体对裂纹的阻碍作用远远低于针状铁素体。因此先共析铁素体比例的增大将会降低焊缝组织的冲击韧性。

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在扫描电镜下观察焊缝组织中针状铁素体及夹杂物，如图2所示。扫描电镜下可见针状铁素体分布方向各异，大小长短不一，在部分晶粒晶界处可以看见白色球状夹杂物（图2a）。增大放大倍数（图2b），可以发现分布更多的球状夹杂物，球状夹杂物更密集的地方针状铁素体更加细小。

焊缝组织中的球状夹杂物主要是焊接过程中元素反应形成的氧化物、硫化物和碳氮化物。这些夹杂物既成为针状铁素体的形核中心，也会成为韧性断裂的韧窝核心，提高焊缝区的冲击韧性。针状铁素体形态与方向各异会使得焊缝中裂纹拓展路径更加曲折，从而消耗更多的能量，进一步提高焊缝的抗裂性和韧性[5]。

2.2焊缝区冲击韧性

分别对两种焊接热输入下焊接接头的焊缝区进行V形缺口夏比冲击试验，试验温度为-20℃和-40℃，所得结果如表4所示。据表4可知，焊接热输入增大，试验温度的降低，均使得焊缝区冲击韧性明显下降，但是在较高焊接热输入（15.5 kJ/cm）下焊接接头的焊缝区在-40 ℃时冲击吸收能量平均值仍然能达到67 J，而母材在0 ℃下的冲击吸收能量仅为52 J，所以焊缝区表现出良好的冲击韧性。

焊缝区的冲击韧性主要是由其显微组织决定的。焊接热输入增大导致焊缝冲击韧性下降的主要原因是针状铁素体所占比例减小以及先共析铁素体聚集长大呈块状分布降低了焊缝对裂纹的抗力。块状铁素体与邻近组织形变不协调，容易在相界处产生裂纹，降低了其冲击韧性。此外，所用焊丝P、S含量较低，且焊缝金属晶粒较细小，也有利于焊缝区在-40 ℃仍然保持较高的冲击韧性。

2.3焊缝区断口形貌与断裂机制

扫描电镜下观察焊接接头断口形貌，如图3所示。冲击断口放射区呈现典型的准解理形貌，解理刻面层次不平，并有少量河流花样和较多的白色撕裂脊存在，撕裂脊边界处存在少量大而深的韧窝（图3a），且随焊接热输入增大，出现面积较大的白色剪切断裂带（图3c），其撕裂脊处韧窝也明显减小。断口纤维区呈现出典型的韧窝断裂特征，分布有大小不等的韧窝，大韧窝边界处分布有不少细小的韧窝带，韧窝中心可见明显的球状夹杂物。随焊接热输入增大，韧窝变得更加小而浅。

准解理断裂属于穿晶断裂，相对于解理断裂，其断裂过程并不连续，典型特征为对脆性区裂纹的扩展有明显的阻碍作用的撕裂脊。比较图3a和图3c，当焊接热输入为15.5 kJ/cm时，放射区解理刻面更为平顺，解理台阶更小，撕裂脊处韧窝细小，说明此区域塑性变形更小，对裂纹的阻碍能力较弱，特别是白色剪切断裂带的出现使得断口呈现出一定的脆性断裂特征，进一步降低的焊缝区的冲击韧性。而焊接热输入为9.7 kJ/cm时，解理刻面的层次更高，解理台阶也更高，白色撕裂棱上的韧窝大而深，这说明裂纹扩展路径更加曲折。结合焊缝组织，表明晶粒尺寸较小的针状铁素体在裂纹的扩展过程中能起到较好的阻碍作用，宏观表现为更加优异的抗裂性和冲击韧性。

韧窝是金属材料塑形断裂的主要微观特征，它是材料在微小范围内塑性变形产生的显微孔洞，经形核，长大，聚集且最后相互连接起来，最终断裂后在断口表面所留下的痕迹，所以韧窝断口也称为微孔聚集性断口[6]。韧窝的宽度与深度反映了材料的塑性。如图3b焊接热输入为9.7 kJ/cm时，大尺寸韧窝较多，中间分布少量小韧窝，并可见明显的显微孔洞；当焊接热输入增大到15.5 kJ/cm时（图3d），焊缝断口韧窝较浅，小尺寸韧窝较多，大尺寸韧窝减少，大尺寸韧窝被小尺寸韧窝环绕包围。结合显微组织特征可以推断，大韧窝区对应焊缝组织中的针状铁素体，而在晶界上析出的先共析铁素体则是小韧窝区形成的原因。部分韧窝底部出现的球状夹杂物是焊接过程中反应产生的氧化物、硫化物和碳氮化物等，尺寸较小，有利于韧窝的形成，提高材料的韧性。

韧窝当中出现的微孔和球状夹杂物说明韧窝产生的机理是微孔聚集型断裂，断口中不同尺寸韧窝的形成是由于裂纹在先共析铁素体和针状铁素体中扩展需要不同能量造成的。先共析铁素体对裂纹的抵抗力较弱，裂纹穿过时需要的能量较小，扩展速度也较快，从而形成的韧窝小而浅；而晶内针状铁素体晶粒尺寸小，排列杂乱无章，晶界曲折不平，裂纹穿过时需要的变形功也就较大，从而消耗更多的能量，促进了大而深韧窝的形成[7]。结合显微组织与断口形貌，焊接热输入增大导致的焊缝组织先共析铁素体比例增大与针状铁素体比例减小，是造成焊缝冲击韧性下降的首要原因。

3结论

（1） 1 200 MPa高强耐磨钢GMAW焊接接头焊缝组织主要为针状铁素体和先共析铁素体，并伴有少量侧板条铁素体；焊接热输入的增大使得焊缝中针状铁素体所占比例减小；SEM下可在针状铁素体和先共析铁素体晶界处观察到球状夹杂物，这些球状夹杂物是焊缝组织的形核中心。

（2）随焊接热输入的增大和冲击试验温度的降低，焊缝区的冲击吸收能量减小，但最低平均冲击吸收能量为67 J，高于母材的冲击吸收能量，表现出良好的冲击韧性。

（3）焊缝区冲击断口放射区为准解理断裂，纤维区为韧窝断裂；随焊接热输入增大，断口准解理区出现剪切断裂带，其韧性因此下降；先共析铁素体比例的增大使得焊缝组织对裂纹扩展的抵抗力下降，纤维区韧窝变得小而浅，也是焊缝区韧性下降的原因。参考文献[1]邓磊，尹孝辉，袁中涛，等. 焊接热输入对800 MPa级低合金高强钢焊接接头组织性能的影响[J]. 热加工工艺，2015（1）： 36-38.

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[6]尹士科，喻萍，王移山. 焊接接头的抗动载断裂特性[J]. 机械制造文摘—焊接分册，2014（6）： 1-6.

[7]蒋庆磊. 800 MPa高强钢GMAW接头组织性能及精细结构研究[D]. 济南：山东大学， 2011.

收稿日期： 2015-02-04

管彦朋简介： 1989年出生，硕士研究生，主要从事低合金高强钢焊接研究，已发表论文2篇。

Q235钢力学性能非线性超声测量技术研究

王晓林1，苑美实1，房金秋1，李栋山2 （1. 黑龙江省电力科学研究院，黑龙江哈尔滨 150030； 2.北京日泰科技有限公司，北京 100012）

摘要：广泛采用的Q235钢在服役过程中力学性能持续改变，结构可靠性发生变化。研制针对Q235钢力学性能的在线无损测量方法，对在役结构可靠性评估具有重要意义。研究了运用非线性超声技术在线测量Q235钢力学性能的可行性，考察了非线性超声测试数据的可重复性以及非线性因子与力学参量的相关性。结果显示，Q235钢的超声非线性因子与压缩比之间存在二次多项式相关性，与塑性应变之间存在线性对应关系。

关键词：非线性超声；力学性能； Q235

中图分类号： TG442

Measuring mechanical properties of Q235 steel by nonlinear ultrasound

Wang Xiaolin1， Yuan Meishi1，Fang Jinqiu1， Li Dongshan2

（1. Heilongjiang Electric Power Research Institute， Harbin 150030， China； 2. Beijing Suntesting

Technology Company Limited， Beijing 100012， China）

Abstract： The mechanical properties of widely used Q235 steel continue changing by environmental stress during its service， which may undermine the reliability of structure. Developing nondestructive measuring method for its mechanical properties is valuable to the structural reliability assessment. In the present paper， the feasibility of nondestructive measuring the mechanical properties of Q235 steel was studied by nonlinear ultrasonic technology， the precision of nonlinear factor measurement and the correlation of nonlinear factor with mechanical parameters were also investigated. The results show that there exists polynomial correlation of ultrasonic nonlinear factor with the compression ratio of Q235 steel and linear correlation between ultrasonic nonlinear factor and plastic strain.

Key words： nonlinear ultrasound； mechanical properties； Q235

0前言

结构材料的力学性能无损测量技术在提高产品质量和在役结构力学可靠性预测精度方面具有重要价值，是一直以来的研究热点[1]。当前，广义的材料力学性能无损测量技术包括两种类型，即微损法及无损法。微损法包括微小试样法、循环硬度法和压痕法等方法，此类方法仅对构件材料的局部微小表面形成损伤，通常不会对结构整体性能产生显著影响，但是由于测试范围仅限于材料的局部微小表面，测量值与构件整体性能相差较大。无损法主要包括非线性超声波测量法、涡流法、巴克豪森法和金属磁记忆法等，这些方法在对构件的力学性能进行测量的过程中完全不会对构件材料产生损伤，测量值能够反映构件整体的力学性能，近期得到了广泛的关注[2]。在无损检测方法中，非线性超声测量法较为成熟，测量结果更为接近实际情况[3-4]。本文采用非线性超声技术对广泛应用于建筑及工程结构的Q235钢的力学性能进行测试研究，探索该技术的可行性。

1非线性二次因子β测算基本理论

对于非线性声波，应力应变具有如下关系[5]： σ=Aε+12Bε2+… （1）式中σ——应力；

ε——应变，即位移梯度u/x；

A——二次项系数；

B——u/x中的三次项系数。

忽略体积力，一个固体单元的运动方程可以表示如下：

ρ2ut2=σx （2）

式中ρ——材料的密度；

x——声波的传播距离；

u——在x方向的位移。

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对于在一维方向传播的纵波（u=A1sinωt，A1是振幅，ω是角频率），通过各向同性材料时，应变与位移存在如下关系：ε（x，t）=u（x，t）/x。

将式（1）代入式（2）得： ρ2ut2=A2ut2+Bux2ut2 （3）假设方程（3）存在一个摄动解，经过两次迭代后，该摄动解变为： u（x，t）=A1sin（kx-ωt）-1B8Ak2A21x cos[2（kx-ωt）]+… （4）式中k——波数。

二次谐波振幅A2可表示为： A2=18BA A21k2x（5）在式5中，（B/A）项代表非线性系数β，经变形后，

β=8k2x A2A21 （6）

因此，一种材料的因子可以通过测量材料的基波振幅和二次谐波的振幅后计算获得[3， 4]。

2试验材料及方法

2.1试件准备

将厚度为50 mm的经过退火处理的Q235钢板进行冷轧，分别获得50 mm、45 mm、40 mm、35 mm、30 mm和25 mm六种厚度钢板。参照《GB/T 7314 ——2005金属材料室温压缩试验方法》每种厚度钢板取5个标准压缩试样，所有压缩试样具有相同的尺寸，即10 mm×25 mm，试样轴线平行于钢板厚度方向。通过测定每种厚度试样的屈服点，可以确定不同厚度钢板的塑性变形程度。

本文采用压缩试验而非拉伸试验方法主要基于以下考虑：①压缩试验曲线更接近真实应力应变曲线；②避免对单一试样在拉伸过程中因厚度、表面状态、几何形状等的变化对超声测量带来额外的误差；③对承压结构塑性变形状态的评估更具实际意义。本文将经冷轧后钢板厚度的减少量与钢板原始厚度的比值定义为压缩比，用百分数表示。

2.2β因子测算

非线性超声测试系统配置如图1所示，超声信号的发生、控制、采集及处理均采用Ritec公司生产的RAM-5000 SNAP非线性高能超声测试系统进行。试验采用5 MHz单频直探头发射5个周期以上长度的连续超声波，采用中心频率为10 MHz的宽频直探头接收二次谐波信号，通过数字示波器和电脑显示和记录一次和二次谐波信号幅值，再根据公式（6）计算二次因子β。为了避免电力转换带来的不便，本文直接对β因子进行归一化处理，结果以归一化β因子给出。

图1Q235钢屈服强度非线性超声波测试系统示意图

2.3试验次序

首先对每种厚度钢板进行5次β因子测试，然后将对应不同厚度的压缩试样在万能试验机上上进行压缩试验，最后进行数据分析与处理。

3试验结果分析

图2为对10%压缩比的试样进行非线性超声波测试获得的超声波信号频谱图。图中非常清楚地显示了二次谐波信号，但二次谐波信号的幅值很小，极易受到杂波信号的干扰。Ritec SNAP 5000系统具有超强的信号处理功能，对同一种试样进行反复测试，获得的β因子的相对误差均小于1%，具有很好的测量精度。

图3给出了压缩比从0%增加到50%时，Q235钢的压缩比与归一化β因子的对应关系。图中显示，在Q235钢几乎没发生机械形变的条件下，当有限振幅超声波穿过材料时也会产生二次谐波振幅，表明了二次

图2 非线性超声波信号频谱图图3归一化β因子与压缩比之间的关系曲线

Q235钢板在冷轧过程中发生冷作硬化，随着压缩比的增大，屈服点提高。反过来依据每种厚度钢板获得的屈服强度，就可以通过Q235真应力-真应变曲线确定每种厚度钢板发生的塑性应变。图4显示塑性应

图4塑性应变与归一化β因子之间的关系变与归一化β因子之间存在线性对应关系的可能性非常大，采用线性拟合，相关性系数达到0.996以上。此结果很好的印证了Yost等人提出的非线性超声二次因子的与材料的塑性变形呈正比关系理论[6-7]。

4结论

（1）采用Ritec公司的RAM-5000 SNAP非线性超声检测系统，并采用5 MHz有限振幅超声波能够在Q235材料中激发出可检测的二次谐波信号，获得的信号误差小于1%；

（2）在Q235钢0%～50%压缩比范围内，二次谐波信号的强度与压缩比之间存在可用二次二项式逼近的正比例关系；

（3）Q235钢板的塑性应变与非线性超声二次因子之间存在正线性对应关系。

参考文献[1]李常武. 基于无损检测的结构钢机械性能退化研究[D]. 北京：北京交通大学， 2013.

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[7]John H.Cantrell.Nondestructive evaluation of metal fatigue using nonlinear acoustics[J].Review of Progress in Quantitative Nondestructive Evaluation，2009，28：19-32.

收稿日期： 2015-02-05

王晓林简介： 1975年出生，博士，高级工程师；主要从事电站金属材料监督检测方面的工作。

冲击韧性篇3

多场合的应用对玻璃钢的力学性能要求很高, 而力学性能的优劣需要用力学性能试验来证明, 因此力学性能试验数据的准确性显得尤为重要, 试验数据的准确性与所用的计量仪器是否准确以及测量不确定度是否合理密切相关, 对玻璃钢制品冲击韧性试验结果有影响的因素很多, 除了原材料配比不同导致冲击性能不同外, 还有很多其它因素, 如测量的重复性, 仪器的精度等, 因此, 有必要对这些影响试验结果的因素进行研究。

1 方法概述

根据GB/T1451-2005《纤维增强塑料简支梁式冲击韧性试验方法》, 在环境温度为23℃, 湿度为53%的条件下测量了一种玻璃纤维增强塑料的冲击韧性, 相关实验数据及计算结果见表1:测量开有“V”形缺口的试样 (如图1所示) 缺口处的宽度和缺口处的最小厚度, 精确到0.01mm, 将试样两端水平放置在支撑物上, 缺口背向冲击摆锤, 摆锤向试样中间撞击一次 (如图2所示) , 使试样受冲击时产生应力集中而迅速破坏。记录冲击冲断试样所消耗的功, 带入计算公式得出冲击韧性计算结果。实验使用的仪器为XJJ-50型冲击韧性试验机, 测量范围为0~15J, 示值误差为0.15J, 游标卡尺, 测量范围为0~150mm, 示值误差为0.01mm。

2 数学模型

冲击韧性的计算公式为:

ak为冲击韧性, 单位为千焦耳每平方米 (k J/m2) ;A为冲断试样所消耗的功, 单位为焦耳 (J) ;b为试样缺口处的宽度, 单位为毫米 (mm) ;d为试样缺口处的最小厚度, 单位为毫米 (mm) 。

根据上式可知, 在检测过程中主要有:[1]冲击试验机和游标卡尺的误差引起的不确定度, 称之为B类标准不确定度。 (2) 试样宽度、厚度以及冲击功的测量重复性引起的不确定度, 称之为A类标准不确定度。

3 不确定度的评定

3.1 测量不确定度的评定方法

A类标准不确定度分量是用统计分析法来评定的, 可用平均值的标准差s与测量次数的开方n1/2的比值来计算, 即

B类标准不确定度的分量不能用统计分析法评定, 而是基于其它方法估计概率分布或分布假设来评定标准差并得到标准不确定度, 若只是考虑仪器本身的误差, 可以得到B类标准不确定度分量为

式中:a是指仪器本身的误差值, k的取值与仪器误差分布的特性有关。

3.2 测量不确定度的评定

(1) 试样宽度b测量不确定度

游标卡尺示值误差引起的不确定度u (b 1) , 试验用游标卡尺示值误差为0.01mm, 由此可得游标卡尺引起的标准不确定度为