球墨鑄鐵在低溫及沖擊載荷下的韌脆轉變行為

中圖分類號：0347.3 國標學科代碼：13015 文獻標志碼：A

Ductile-brittle transition behaviors of nodular cast iron under low temperature and impact loading

ZHANG Yongxin1，FAN Changzeng2， XU Zejian2，QI Kaili’， ZHOU Zhou1

（1.YanqiLake （Beijing）InstituteofBasic Manufacturing TechnologyResearchCo.，Ltd.，Beijing10140o，China;

2.State KeyLaboratoryofExplosion Scienceand SafetyProtection，BeijingInstituteof Technology University， Beijing 100081， China）

Abstract：Tounderstandthedynamic fracture characteristicsof nodular cast iron structures suchasthe spent nuclear fuel storage and transportation vesels under low temperatures and dynamic loads，the mode I dynamic fracture toughness（DFT）of nodular cast iron was tested at different temperatures （20， -40 0 -60 and -80^°C ）using an improved split Hopkinson pressure bartechnique，and focusedon studying the ductile-britle transitionbehaviorof thematerial. Standard thre-point bending specimens with afatigue crack were pre-fabricated before the experiment.A special fixture was used toreplace the transmitter bar，while the temperature wascontroled byaspeciallydesigned environmentalchamber.Thecrack initiation timeof the specime was determined bythestrain gauge method，andthedynamic stressintensity factor （DSIF）atthecrack tip was determinedusing the experimental-numericalmethod.Mesh refinement andelement transition wereusedatthe crack tipregion to ensure a high-accuracyresult of the displacement field.Onthisbasis，the modeIDFTofthe material was finally determined.Theresults showthat under the same impactvelocity，the DFTandthe fracture initiation timeof nodularcast iron decreasesignificantlywith the decrease in temperature.As the temperature decreases，the macroscopic fracture surfaceof nodularcastironchanges fromrough torelativelyflat，indicatingachangeinthefailure modesofthe material.Theeffctof temperatureonthe failure mode is further verifiedbyquantitative microscopic analysis offracturesurfaces.Asthe temperature decreases，the number ofdimples on the fracture surface decreases，while river pattems and cleavage steps increase.It means thattheductilityofeateraliseakeduttebtleessisancdatlowtempeatures.isutilbitltrasiio phenomenon is consistent with the tendency of the measured toughness of the material.

Keywords：nodular cast iron; temperature effect; mode I dynamic fracture toughness; ductile-britle transition

球墨鑄鐵是一種高強度、高韌性的鑄鐵材料，而且具有良好的加工性能和耐腐蝕性，因此在一些特殊工業領域常被用作鋼材的替代品，如清潔能源儲運設備、核乏燃料儲運容器、鐵路及地鐵配件、機車及車輛配件等[1-3]。但是這些構件在寒冷地區服役時，由于材料受到韌脆轉變的影響，在沖擊載荷作用下易發生脆性斷裂。因此，近年來球墨鑄鐵在低溫下的斷裂特性及失效機理日益引起人們的重視[4]。

為避免低溫脆斷事故的發生，學者們對球墨鑄鐵材料在不同溫度下的沖擊斷裂行為開展了研究。張宇航等5通過夏比沖擊實驗發現，鐵素體球墨鑄鐵的沖擊韌性隨著溫度的降低而下降，并且斷裂機制也由韌性斷裂轉為韌脆混合斷裂，最終以脆性斷裂的形式失效。朱華明等研究了材料組成成分和組織結構對球墨鑄鐵低溫韌性的影響，發現石墨球的增加可降低材料的韌脆轉變溫度。郭大展等[]研究了缺口類型和溫度對球墨鑄鐵沖擊韌性的影響，發現球墨鑄鐵的塑性隨著溫度的降低而降低。王強等8針對珠光體率以及石墨數量對球墨鑄鐵低溫（ -20^°C ）沖擊韌性的影響進行了研究。Baer等發現不同珠光體含量的球墨鑄鐵的動態斷裂韌性均隨溫度的降低而降低。Kobayashi等[]通過三點彎曲實驗研究了球墨鑄鐵的靜態和動態斷裂韌性，發現鐵素體球墨鑄鐵在動態加載下的裂紋尖端張開位移小于其靜態值。綜上可知，球墨鑄鐵的韌脆轉變行為與加載速度和環境溫度密切相關。對鑄鐵材料在低溫下的動態斷裂特性進行研究，不僅可以了解材料低溫脆性的宏觀規律和內在機理，而且可以獲得材料在復雜加載條件下的動態斷裂韌性，從而為材料的工程應用提供重要支撐。

在上述研究中，一般采用MTS-880萬能試驗機[1、擺錘沖擊試驗機[1]和夏比沖擊試驗機[10進行加載，因此仍局限于較低的加載速率 （lt;10⁵MPa?m^1/2/s） ，而且無法實現對加載波形及材料響應信號的精確測量。另一方面，目前仍缺乏對在不同低溫下材料韌脆轉變行為的系統研究，材料的動態斷裂韌性及其變化規律尚不明確，材料在高加載速率下發生韌脆轉變的微觀機理也不清楚。因此，如何在低溫和高加載速率的耦合條件下實現對材料動態斷裂韌性的測試，同時對韌脆轉變的內在機理進行研究是亟待解決的重要課題。

本文中采用改進的分離式霍普金森壓桿（split Hopkinson pressure bar，SHPB）和配套環境箱實現了高加載速率 （gt;10⁶MPa?m^1/2/s） 和低溫 （-80°C 的耦合加載條件，從而對球墨鑄鐵的I型動態斷裂行為進行研究。通過實驗-數值法和應變法分別獲得材料的動態應力強度因子和試樣的起裂時間，最終確定材料的動態斷裂韌性。為獲得球墨鑄鐵在不同溫度下的動態斷裂韌性及韌脆轉變行為，分別在20、 ^-40 、^-60 和 -80°C 等4種溫度下開展測試研究。同時，采用高速攝像系統對裂紋的起裂及擴展過程進行觀測，并對不同溫度下的斷口形貌進行分析，以期明確球墨鑄鐵失效模式轉變的微觀機制。

1實驗方法

1.1 試樣設計

按照GB/T21143—2014標準加工球墨鑄鐵材料的三點彎曲試樣，其外形尺寸如圖1所示。試樣裂尖為典型的山形缺口，寬度為 0.12mm ，加工方式為鉬絲線切割。在此基礎上，采用Amsler100HFP5100疲勞試驗機（見圖2（a））對試樣施加交變循環載荷，預制出疲勞裂紋，見圖2（b）。圖2（b）展示了在-80°C 溫度下測試后的三點彎曲試樣。

1.2 I型動態斷裂實驗方法

動態斷裂實驗采用改進的SHPB系統和配套設計的環境箱對標準三點彎曲試樣進行沖擊加載。所采用的入射桿直徑為 19mm ，加載端為楔形過渡的圓弧，以保證與試樣為線接觸。將原系統的透射桿替換為特殊設計的固定夾具，并將試樣放置于夾具以滿足三點彎曲的動態加載要求。常溫測試時，通過設計與高速攝像機相配合的反射鏡系統，從而實現對試樣受載過程的拍攝，實驗裝置如圖3所示。

實驗時，利用氣炮以速度 u₀ 發射子彈，撞擊入射桿后形成壓縮應力波。當入射波傳播到入射桿與試樣的界面時，一部分反射回壓桿形成反射波，另一部分傳入試樣，從而實現對試樣的沖擊加載。通過調節氣室壓力可以控制子彈的撞擊速度。壓桿中的入射波 ε_i（t） 、反射波 ε_r（t） 信號以及試樣的起裂信號均由應變片記錄。試樣上應變片粘貼于距離裂尖約 5mm 處。在 -40ΩC，1.0TPa?m^1/2/s 條件下獲得的典型波形如圖4所示。本文中入射桿撞擊試樣的速度均為 13.5m/s 。

低溫實驗中采用環境箱進行溫度控制，如圖5所示。實驗時，夾具固定于環境箱內，試樣與夾具及壓桿端部均緊密貼合。采用PT100溫度傳感器在距裂紋尖端 6mm 以內的試樣表面進行測溫，并保證實驗溫度在 ±1^°C 的誤差范圍之內。在試樣達到設定溫度后，需保溫 20min 再開展實驗，以確保試樣內部溫度場的均勻性。

本文中采用實驗-數值法[13]確定材料的動態應力強度因子曲線，試樣的起裂時間采用應變片法確定[14]。采用ABAQUS/Explicit有限元軟件對試樣在加載過程的力學響應進行分析，對入射桿、試樣和夾具進行三維建模，并將實測的入射應力波施加在入射桿端部作為初始載荷條件，同時根據實際工況對夾具的邊界條件進行等效約束。模擬中壓桿、夾具及試樣均采用線彈性材料模型，具體材料參數見表1。試樣與入射桿及支撐端夾具之間的接觸條件設置為硬接觸。在數值模擬中獲得精確的裂尖位移場是確定裂尖應力強度因子的關鍵。因此，為提高計算精度，在有限元模型中對試樣裂尖區域進行了單元網格細化。同時，為保證網格的協調性，由裂尖向試樣全局采用了由六面體單元（C3D8R）到楔形單元（C3D6）再到四面體單元（C3D10M）的過渡，如圖6所示。圖6展示了試樣在 20^qC 、2.04TPa?m^1/2/s 條件下起裂時刻（ 50μs） 所對應的裂尖應力場云圖，可知此時裂尖局部的應力水平已超過材料的抗拉強度（ 700MPa ）。而在60μs 時的裂尖處，裂紋已發生明顯擴展（裂紋前沿由白色箭頭標示），如圖6所示。綜上可得，通過有限元的計算結果與實驗中試樣信號的對比來獲得的起裂時間（應變法）是可靠的。在試樣滿足平面應力條件的I型動態斷裂實驗（ θ=π 中，結合試樣裂尖三維空間位移場，可獲得動態應力強度因子的計算公式[15]：

式中： u（r，θ，t），ν（r，θ，t），w（r，θ，t） 為試樣裂尖三維空間位移場， K_I（t），K_II（t） 分別為I、 I 型應力強度因子， G 為剪切模量， r 為與裂尖的距離， θ 為裂紋尖端前方的角度， μ 為泊松比。

根據有限元模擬結果，由式 （1）～（3）^[15] 可獲得在 20°C，2.20TPa?m^1/2/s 條件下，裂尖的I型動態應力強度因子曲線，如圖7所示。

由于材料脆性較強，試樣起裂時裂尖區域僅發生小范圍屈服，裂紋快速擴展并引發試樣的整體斷裂，因此試樣上的應變片所測得的起裂信號為一個明顯的尖峰。由于在數值模擬中未考慮材料的失效，因此不同于實驗中所測的起裂信號，模擬結果中試樣上的應變信號呈現持續上升的趨勢。基于此，起裂時間被定義為實測的起裂信號與模擬中相應位置處的應變信號的分離點所對應的時刻，如圖8所示。基于該起裂時間，可以由動態應力強度因子時程曲線確定球墨鑄鐵在相應工況下的I型動態斷裂韌性。

圖8起裂時刻的確定 0Fig.8Determination of crack initiation time（20

2實驗結果

2.1I型常溫動態斷裂實驗結果

為保證數據的可靠性，在相同的動態加載條件下完成了4組測試，實驗工況及結果見表2，其中加載速率為：

式中： 為加載速率， K_Id 為動態斷裂韌性， t_f 為斷裂時間。由表2可知，球墨鑄鐵在 20°C 、平均加載速率為 2.07TPa?m^1/2/s 的工況下其平均動態斷裂韌性為 111.1MPa?m^1/2 。根據GB/T21143—2014的應力狀態條件[16]可知，本文中的試樣滿足平面應力條件。另外，在試樣斷口上可觀察到剪切唇，這是試樣處于

平面應力下的典型斷口特征。表2中，根據高速攝像的觀察結果，將試樣開始受載到試樣明顯發生起裂的時間間隔定義為斷裂時間，以驗證應變片法獲得的起裂時間的準確性。

采用高速攝像機觀測試樣在常溫、動態加載條件下的失效過程，采樣頻率為 10⁵s^-1 。由于應力波到達試樣時，會在試樣加載位置（藍色圓圈）產生局部變形，因此選取此特征的前一幀作為入射波到達試樣的臨界時刻，并定義為 0μs 0如圖9所示。為了準確觀察裂紋的擴展過程，取與初始裂紋長度相同長度的紅色虛線標記于裂紋上方，并用箭頭標出裂尖的實時位置。不難發現，在50μs 時，試樣裂尖尚未發生擴展。而在 70μs 時，裂尖明顯發生移動，表明試樣在該工況下經歷第1次應力波加載后已經發生起裂，且試樣的起裂時刻位于 50～70μs 之間。由應變法確定的起裂時間為 53μs 與高速攝影觀測結果相吻合，因此驗證了應變法確定起裂時間的準確性。在 140μs 時，裂紋進一步擴展，而且整體上可觀察到隨著載荷的增加，裂紋面夾角呈現逐漸增大的趨勢。

2.2 I型低溫動態斷裂實驗結果

為研究球墨鑄鐵在低溫下的韌脆轉變行為，分別在-40、 ^-60 和 -80^°C 這3種溫度下，各開展了4組動態斷裂實驗，試樣均完全斷裂，實驗結果見表3。在上述3種溫度條件下，材料的平均動態斷裂韌性值分別為33.0、13.3和 4.2MPa?m^1/2 。對比表 2～3 可知，在相同的沖擊速度（ 13.5m/s ）下，試樣的起裂時間隨著溫度的降低而降低，而且材料的韌性相對常溫下分別降低了 70.3% / 88.1% 和 96.2% ，說明材料的斷裂韌性存在明顯的溫度效應。

材料在不同溫度下的斷裂韌性及起裂時間隨加載速率的變化規律如圖10所示。由圖10可知，在相同沖擊速度下，隨著溫度的降低，球墨鑄鐵的動態斷裂韌性不斷降低。同時，起裂時間也隨之提前，這與Pandouria等[17]所得到的規律是一致的。在各溫度下，材料的動態斷裂韌性均隨加載速率的提高而提高，但起裂時間的變化趨勢較不明顯。總體而言，這與高強鋼動態斷裂韌性的加載速率效應相類似[13]。

3分析及討論

為了解球墨鑄鐵I型動態斷裂韌性的溫度效應的內在機理，分別對不同溫度下發生失效的試樣的進行斷口分析。宏觀上，疲勞裂紋擴展區呈現灰白色，整體較為平整；動態裂紋擴展區整體顏色較暗且較為粗糙，部分區域有少許光亮，如圖11所示。通過對比發現，隨著溫度由 20% 降低到 -80°C ，動態裂紋擴展區逐漸由粗糙變得較為平整，而且光亮區域明顯增多。這是由于在裂尖拉應力的作用下，低溫下的解理平面會增多且表面積增大，因而呈現為較明亮的刻面。通常，延性斷裂多呈現粗糙的斷口，而相對平直的斷口是脆性斷裂的典型特征。因此，這也預示材料的失效模式隨溫度的降低而發生了韌脆轉變現象。

由于疲勞裂紋擴展區可表現出材料在低加載速率下的斷口形貌，因此對該區域的微觀形貌進行分析，見圖12。可以看到，疲勞裂紋的擴展始于石墨球，放大之后可看到石墨球的斷裂以及石墨球與基體的分離。疲勞區的斷口特征還包括石墨球周圍基體的局部塑性變形、基體中的微裂紋以及由石墨球之間基體貫穿而形成的較大裂紋[8]等。以上特征表明球墨鑄鐵在常溫低速加載下以準解理的形式發生斷裂。

常溫下動態裂紋擴展區的微觀形貌見圖13。整體上，該區域呈現出延性斷裂和脆性斷裂相混合的復雜斷裂模式。具體表現為，晶界上存在明顯的韌窩區，以及斷口上有二次裂紋、河流狀花樣、解理臺階等。密集的韌窩往往出現在石墨的周圍以及晶粒邊界上（見圖13（a）），使得球墨鑄鐵在常溫下表現出明顯的延性。此外，由于石墨與基體（G-m）之間的界面結合力較小，且兩者的彈性模量不同[18，因此裂紋容易在G-m界面處萌生，從圖13（b）中可明顯觀察到石墨沿其邊界起裂進而脫離基體的現象。同時，材料基體中可觀察到典型的穿晶斷裂特性，大量貫穿晶粒的河流花樣和解理臺階表明材料在常溫下仍存在較強的脆性。綜上可知，常溫下動態斷裂擴展區表現出脆性與延性并存的混合型斷裂模式。其中，晶粒邊界以及石墨周圍的密集韌窩區在形成過程中消耗了較多能量，導致球墨鑄鐵在常溫下的I型動態斷裂韌性較高。

圖14給出了-40和 -60°C 下動態裂紋擴展區的微觀形貌。裂紋擴展區存在明顯的解理臺階和河流花樣等典型的脆性斷裂特征（見圖14（a））。與常溫下的斷口相比，僅在晶界上觀察到少量的韌窩，因此材料的延性特征明顯減弱（見圖14（b））。這說明低溫下球墨鑄鐵延性特征不明顯，主要發生脆性斷裂，因此導致材料的動態斷裂韌性明顯降低。此外，相較于圖 13～14 中的解理平面的表面積明顯增加，與圖10吻合。隨著溫度降低至 -60°C ，韌脆轉變現象更加明顯，如圖14（c）所示。

而當溫度達到 -80°C 時，斷口呈現出沿晶斷裂與穿晶斷裂混合的脆性斷裂的特征形貌，基本上觀測不到韌窩，如圖15所示。此時，大量的河流花樣出現在穿晶斷裂形成的平坦斷面上，而解理臺階以一簇相互平行的形式出現在沿晶斷裂所形成高度不同的晶面上。整體上，代表韌性的韌窩特征已基本消失，

這表明材料的失效機理已從韌性失效轉變為脆性失效。

實驗材料中石墨球的大小集中分布在 60～ 120μm 之間，石墨等級為5級[19]。相對基體而言，盡管石墨含量較低且對球墨鑄鐵力學性能的影響較小，但其在沖擊過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，而是分布有不規則的凹槽和凸起，如圖13所示，因此更容易在石墨周圍的基體產生局部應力集中并形成塑性變形。此外，由于相對于晶粒而言晶界強度較低，更易于產生塑性變形，這也是主要在石墨周圍及晶界處觀察到韌窩的原因。對比圖 13～15 可以看出，隨著溫度降低，石墨球除與基體分離外還發生了其自身的破碎。這是因為室溫下，基體與石墨兩者的彈性模量相差較大，裂紋傾向于在G-m邊界處斷裂。而當溫度降低至 -80°C 后，兩者的彈性模量的差值減小，裂紋更容易從石墨球的內部起裂[22]。因此，在室溫下主要發生石墨脫離基體的現象，而在低溫下則觀察到石墨球的破碎。

綜上可知，在20、-40和 -60^°C 的溫度下，球墨鑄鐵的斷口形貌均表現為延性與脆性相結合的微觀特征。而當溫度進一步降低至 -80°C 時，斷口表現出沿晶斷裂與穿晶斷裂并存的脆性斷裂模式，說明此時材料主要表現為以脆性斷裂為主導的失效模式。由圖16可知，隨著溫度的降低，韌性特征（韌窩）面積占比逐漸減少，脆性特征（解理臺階和河流花樣等）的面積占比逐漸增多。這表明隨著溫度的降低，脆性斷裂模式逐漸占據主導地位，即材料發生了韌脆轉變現象。

4結論

本文中采用改進的分離式霍普金森壓桿技術和配套環境箱對球墨鑄鐵進行了不同溫度下的動態斷裂測試，研究了材料I型動態斷裂韌性的溫度效應，并對斷口的微觀組織演化情況進行了分析，得到如下主要結論。

（1）在本實驗加載速率下，20、 -40 、 ^-60 和 -80^°C 測得的平均動態斷裂韌性值分別為111.1、33.0、13.3和 4.2MPa?m^1/2 。

（2）在相同的沖擊速度下，球墨鑄鐵的I型動態斷裂韌性隨溫度的降低而降低，起裂時間隨溫度的降低而提前。在各溫度下，球墨鑄鐵的動態斷裂韌性均隨著加載速率的提高而提高。

（3）隨著溫度的降低，球墨鑄鐵的宏觀斷口由粗糙變得相對平整且亮點增多，說明隨著溫度的降低，材料的失效模式發生了由韌性向脆性的轉變。

（4）在20、 ^-40 和 -60^°C 等3種溫度下，球墨鑄鐵表現為延性與脆性相混合的斷裂模式。隨著溫度的降低，斷口可觀測到晶界上韌窩數量的減少、G-m界面斷裂的減少、基體上的河流花樣以及解理臺階

等特征的增多。尤其在 -80% 時，斷口上基本觀測不到韌窩，但河流花樣、解理臺階等脆性斷裂特征占比明顯增多，最終表現為沿晶斷裂與穿晶斷裂混合的脆性斷裂模式。韌脆特征的面積占比隨溫度的變化趨勢也進一步反映了材料的韌脆轉變現象。

參考文獻：

[1]張海紅，胡曉明，程久歡.LNG低溫管道材料研究[J].化工科技市場，2010，33（2）：32-41.DOI： 10.3969/j.ssn.1009- 0797.2010.01.057. ZHANG H H， HU X M， CHENGJH. Research on LNG cryogenic pipeline materials[J]. Chemical TechnologyMarket，2010， 33（2）： 32-41.DOI： 10.3969/j.issn.1009-0797.2010.01.057.

[2] 馬敬仲，丁建中，尤其光，等.超低溫高韌性球墨鑄鐵QT400-18AL 的研究及應用[J].鑄造，2012，61（8）：856-861.DOI： 10.3969/j.issn.1001-4977.2012.08.002. MAJZ，DINGJZ，YOUQ G，etal. Studyand applicationof ultra-lowtemperature and high toughness ductile ductile iron QT400-18AL [J]. Foundry Journal Agency，2012， 61（8）： 856-861. DOI： 10.3969/j.issn.1001-4977.2012.08.002.

[3] 葉忠志，張園星.液化天然氣 BOG壓縮機選型分析[J].石油和化工設備，2013，16（3）：61-64.DOI： 10.3969/j.isn.1674- 8980.2013.03.021. YE Z Z， ZHANG Y X. Selection analysis of liquefied natural gas BOG compressor[J].Petroleum and Chemical Equipment， 2013，16（3）： 61-64. DOI： 10.3969/j.issn.1674-8980.2013.03.021.

[4] 陽東升，費珂，何旭東，等.低溫低應力工況下管道材料的應用[J].化工設計，2019，29（3）：29-31，50. YANG D S，FEI K，HE X D，et al. Apication of pipeline materials under low temperature and low stresscondition[J]. Chemical Engineering Design，2019，29（3）： 29-31，50.

[5] 張宇航，郭興春，付彬國，等.鐵素體球墨鑄鐵低溫沖擊韌性[J].科學技術與工程，2022，22（17）：6937-6941. ZHANG Y H， GUO XC，FUBG， et al.Lowtemperatureimpact toughness offerric ductile iron[J].Science Technology and Engineering，2022，22（17）： 6937-6941.

[6] 朱華明，辛國忠，胡茍生，等.鑄態低溫高韌性球墨鑄鐵QT400-18L 缸體的研究及應用[J].鑄造技術，2014，35（1）： 106-108. ZHU HM， XING Z，HU G S，et al. Research and application of QT400-18Lcylinder block of cast ductile iron with low temperature and high toughness [J]. Foundry Technology， 2014， 35（1）： 106-108.

[7] 郭大展，胡志忠，胡明初.球墨鑄鐵沖擊斷裂特性研究[J].現代鑄鐵，1984（1）：4-7. GUO D Z，HUZ Z，HUMC.Study on impact fracture characteristics of ductile iron[J].Modem Cast Iron，1984（1）： 4-7.

[8] 王強，李雷，桃野正.球墨鑄鐵低溫沖擊韌性的研究[J].鑄造，2010，59（2）：193-196. WANG Q，LIL，TAOYZ.Studyonlowtemperature impact toughness ofductile iron[J].Foundry，2010，59（2）：193-196.

[9] BAER W， WOSsIDLO P，ABBASIB，et al.Large scale testingand statistical analysisof dynamic fracture toughnessof ductile cast iron[J].Engineering Fracture Mechanics，29，76（8）：10241036.DOI： 10.1016/j.engfracmch.2009.01.005.

[10]KOBAYASHIT， YAMADAS.Evaluationof satic and dynamicfracture toughnessinductile cast ron[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1994， 25（11）： 2427-2736. DOI： 10.1016/0013-7944（88）90197-X.

[1]CARPENTER S H， ZHU Z. Correlationof theacoustic emisionand the fracture toughnessof ductile nodular cast iron[J]. Journal of Materials Science，1991，26（8）： 2057-2062. DOI： 10.1007/BF00549167.

[12]小林俊郎，陶勇.等溫淬火低合金球墨鑄鐵斷裂韌性的評價[J].國外機車車輛工藝，1988（4）：16-22 XIAO LJL，TAOY.Evaluation of fracture toughnessof isothermal quenching low alloyductile iron[J].Foreign Rolling Stock Technology，1988（4）： 16-22.

[13]FAN C， XU Z，HANY，etal. Study on modeIdynamic fracture characterisics witha mini thre-point bending specimen for thesplit Hopkinsonbar technique[J].Interational Joual ofImpactEnginering，2023：104635.DOI：10.1016/j.jipeng. 2023.104635.

[14]范昌增，許澤建，何曉東，等.加載速率對40Cr鋼 I 型動態斷裂特性的影響[J].爆炸與沖擊，2021，41（8）：083101.DOI： 10.11883/bzycj-2021-0029. FAN C Z， XU Z J， HE X D，et al. Effect of loading rate on the mode I dynamic fracture characteristics of 40Cr steel [J]. Explosion and Shock Waves，2021，41（8）： 083101. DOI： 10.11883/bzycj-2021-0029.

[15]王自強，陳少華.高等斷裂力學[M].北京：科學出版社，2009：24-26.

[16]STANDARDA.1990annual book of ASTM standards：E399-90[R].Philadelphia： American Society for Testingand Materials，2002：13-15.

[17]PANDOURIA AK，TIWARI V.Investigations into the staticand dynamic fracture initiationand propagation toughnessof AA2014-T6 incorporating temperatures efects [J]. Engineering Fracture Mechanics， 2023， 281：109136.DOI： 10.1016/j engfracmech.2023.109136.

[18]高民強.V法鑄造制備高強度高韌性球墨鑄鐵缸套的研究[D].沈陽：沈陽工業大學，2016：22-29.

[19] 國家市場監督管理總局和國家標準化管理委員會.球墨鑄鐵金相檢驗：GB/T9441—2021[S].北京：中國標準出版社， 2021.

[20] LEES C，HSUCH，FENGHP，et al.Influence ofcasting sizeand graphite nodulerefinementon fracture toughessof austempered ductileiron[J].Metalurgicaland MaterialsTransactionsA，1998，29（10）：2511-2521.DOI：10.17/s66- 998-0223-x.

[21]MOTTITSCHKAT，PUSCHG，BIERMANN H，et al. Influenceof graphitespherical sizeonfatiguebehaviourand fracture toughness of ductilecastironEN-GJS-400-18LT[J].Journal of PhysicsConference，2012，103（1）：87-96.DOI： 10.3139/146.110636.

[22]NILSSONKF，BLAGOEVA D，MORETTOP.An experimentaland numerical analysis tocorrelate variationinductilityto defects and microstructure in ductilecast ironcomponents[J].Enginering Fracture Mechanics，26，73（9）：113357.DOI： 10.1016/j.engfracmech.2005.12.005.

（責任編輯 王易難）