陈剑虹
, 曹睿
CHEN Jianhong, CAO Rui
中图分类号: TG111
文章编号: 0412-1961(2017)11-1427-18
通讯作者:
收稿日期: 2017-04-24
网络出版日期: 2017-11-11
版权声明: 2017 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
基金资助:
作者简介:
作者简介 陈剑虹,男,1937年生,教授
展开
摘要
本文为低合金高强钢的解理断裂提出了一个新的理论框架：解理断裂不仅决定下平台的冲击韧性,而且对过渡温度区的韧性也起决定性的作用,因为在这个温度区间韧性取决于先前产生的塑性裂纹扩展的长度,而解理断裂终止了塑性裂纹的扩展,从而决定其长度。解理断裂包含3个不间断的阶段：(1) 裂纹在第二相颗粒起裂成核;(2) 第二相裂纹穿过第二相颗粒和晶粒边界扩展;(3) 晶粒裂纹穿过晶粒边界扩展进入相邻晶粒。本理论框架对整个过程进行了诠释：解理断裂的临界事件是在裂纹形成过程中提供最大困难的阶段,它控制了解理断裂过程,并确认了最薄弱的微观组分及其临界尺寸,这个尺寸决定了微观解理断裂应力σf。在断裂过程研究中最为重要的就是揭示各种条件下断裂的临界事件。提出引发解理断裂的3个准则：(1) 裂纹起裂成核准则;(2) 防止裂纹核钝化准则;(3) 裂纹扩展准则。并由这3个准则形成了一个活性区,在活性区中应力和应变的综合作用可以引发解理断裂,这个活性区被用来建立断裂的统计模型。本研究利用这个新的理论框架进行了8%Ni钢焊缝的实例研究,以说明实验研究的结果。
关键词：
Abstract
Cleavage fracture is the most dangerous form of fracture. Cleavage fracture usually happens well before general yielding at low nominal fracture stress and strain. Cleavage fracture is often spurred by low temperature and determines the toughness in the lower shelf temperature region. This paper describes a new framework for the micromechanism of cleavage fracture of high strength low alloy (HSLA) steel weld metals. Cleavage fracture not only determines the impact toughness in the lower shelf but also plays a decisive role on the impact toughness in the transition temperature region. The toughness is determined by the extending length of a preceding fibrous crack which is terminated by cleavage fracture. Three non-stop successive stages, i.e. crack nucleation, propagation of a second phase particle-sized crack across the particle/grain boundary, propagation of a grain-sized crack across the grain/grain boundary are explained. The "critical event" of cleavage fracture is emphasized which offers the greatest difficulty during crack formation and controls the cleavage process. The critical event indicates the weakest microstructural component and its critical size which specifies the local cleavage fracture stress σf for cleavage fracture. In toughness-study it is paramount important to reveal the critical events for various test specimens. Three criteria for crack nucleation, for preventing crack nucleus from blunting and for crack propagation are testified. An active region specified by these criteria is suggested where the combined stress and strain are sufficient to trigger the cleavage fracture. It can be used in statistical analyses. A case study, using the new framework of micromechanism for analyzing toughness of 8%Ni steel welding metals is presented to analyze the experimental results.
Keywords：
解理断裂是一种最危险的脆性断裂。它可以在很小的宏观变形,远低于宏观屈服载荷下,从微小的缺陷起裂,以极快的速率扩展,在很短的时间里造成灾难性的破坏和人员死亡。由于在韧-脆温度转变区吸收的能量决定于塑性裂纹扩展的长度,而塑性裂纹扩展的长度又决定于解理断裂发生的早晚,因而解理断裂不仅决定下平台的韧性也对转变温度区的韧性起决定性的作用。我国大量的设备用于韧-脆转变区,由于过去多年来对解理断裂缺乏认识,没有采取完备的材料和工艺措施,近年来我国已进入事故高发期。另一方面解理断裂的断裂机理和控制因素又和熟知的韧性断裂决然不同,不取决于第二相颗粒的密度和尺寸而取决于母体的微观组织,当发现材料韧性差时只求减少夹杂物是不够的,因而需要对解理断裂的微观机理进行深入的研究和理解。
解理断裂微观机理研究的一个重要方面是控制其发生的“临界事件”,在上世纪60年代,解理断裂的起裂被认为是临界事件[1,2],到70年代,晶粒(贝氏体团)尺寸裂纹的扩展被认为是临界事件[3,4],而在80年代以后,第二相颗粒尺寸裂纹的扩展被认为是控制解理断裂的临界事件[5,6]。解理断裂研究的第二个重要方面是引发解理的准则,国际上关注的主要准则是裂纹扩展准则σ ≥σf (其中,σ是预裂纹前的正应力,σf是解理断裂应力),由于预裂纹前的正应力峰值不随外加载荷变化,这样在很小载荷下σ ≥σf就能满足。因而解理断裂就可以在很小外加载荷下在离预裂纹很短距离处发生,这不符合实验观察结果。为此Ritchie、Knott和Rice[7]在1973年提出了RKR模型。模型中指出,上述准则必须在一个特征距离Xo上满足,即σ ≥σf (X=Xo)。本文基于30多年的研究工作提出了一个关于解理断裂微观机理的物理模型,包含了解理断裂的物理过程、临界事件和断裂准则。这个模型认为,解理断裂的临界事件是随试件几何形状、温度、应力条件而变化的,在缺口试件中它是晶粒尺寸裂纹的扩展,在预裂纹试件中它是第二相颗粒尺寸裂纹的扩展;而在低温、高速加载时解理断裂的临界事件可以是裂纹的起裂,因而控制解理断裂的微观组织组分也是不同的[8]。由模型揭示的解理断裂的准则提出了一个新的引发解理断裂的理论框架,在这个基础上推导了统计模型,可以从微观参数预测宏观断裂几率[9]。本文着重介绍这个模型形成的科学体系。基于该解理断裂的微观模型可以正确地用微观参量计算宏观性能,并进一步提出控制微观组织从而优化宏观性能的途径。
解理断裂是一种最危险的断裂形式,它被归类为在特定的晶体面上分离的脆性穿晶断裂,在铁素体钢中是{100}面。在微观尺度上表现为具有很少塑性变形痕迹的含有一根或几根直线的折线,如图1a[8]所示。在断口上出现大量的解理断裂小面,面上有由撕裂脊分隔的河流条纹,如图1b[8]所示。
图1 解理裂纹形态[
Fig.1 Appearance of cleavage crack[
(a) metallographic section (b) fracture surface
解理断裂经常发生在整体屈服之前,在很低的断裂载荷和断裂应变下发生。它以极高的速率(1000~3000 m/s),从微小的缺陷扩展,在非常短的时间、在没有预兆的情况下导致灾难性的事故。解理断裂经常由低温引发,并决定低温韧性。1980年冬天在北海,一条6 mm的焊接缺陷引起的解理断裂造成几千吨巨大的挪威钻井架Alexander Kielland在20 min内倾覆,事故造成212名职工中123人死亡。
图2[8]示出了3条冲击韧性-温度转变曲线,描述了在不同温度下吸收的能量。图2中每根曲线均由3部分组成。上平台的断裂模式是韧性破断,韧性破断由孔洞成核、生长、直到孔洞融合而形成,在微观断口上出现大量韧窝(图3a)。上平台的韧性决定于第二相颗粒的大小、密度和母体的塑性。下平台的断裂模式是解理断裂,微观上是解理断口,由第二相颗粒起裂,扩展成一个临界断裂小面(图3b[8]),然后扩展穿过整个试件。控制条件是σyy≥σf (其中,σyy是缺口前方的正应力;σf由临界断裂小面尺寸决定)。下平台解理断裂的机理和上平台韧性破断的机理不同,它不取决于第二相颗粒的密度,而是取决于由微观组织相组分控制的临界断裂小面的尺寸。
图2 冲击韧性-温度转变曲线[
Fig.2 Impact toughness-temperature transition curves[
图3 微观断口形貌
Fig.3 Microscopic fracture surface
(a) dimples of ductile rupture fracture on the upper shelf
(b) cleavage fracture on the lower shelf[
在过渡温度区间的断裂模式是先生成一条塑性裂纹,扩展到一定长度后转变为解理断裂[10]。图4示出了过渡温度区的断裂形貌。图4a和b分别为金相截面上的一条塑性裂纹及断口上塑性裂纹扩展到一定长度后转变为解理断裂的特征形貌。在缺口端部出现宽度为SZW (stretch zone width)的延伸区和长度为SCL (ductile cracking extension length)的塑性裂纹(图4c[11])。
图4 过渡温度区裂纹及断口微观形貌
Fig.4 Crack and fracture surface in the transition region
(a) a fibrous crack on the metallographic sec-tion
(b) a fibrous crack extending to certain length then transiting to cleavage fracture on the fracture surface
(c) stretch zone width (SZW), ductile cracking extension length (SCL), and the cleavage fracture distance (Xf) from cleavage fracture initiation origins to the blunted crack tip[
图5a[11]显示冲击能量随SZW+SCL的长度而增加;图5b[11]示出起裂能量随SZW的增加而增加;图5c[11]显示裂纹扩展能量随塑性裂纹长度SCL的增加而增加。比较图5b和c发现,由塑性裂纹伸长吸收的能量是主要的。图5c中的数据点是由不同线能量的焊缝金属试样在不同温度下测得的,因而图中裂纹扩展功和SCL的近似线性关系说明,对于不同线能量的焊缝金属,在不同温度下,单位SCL伸长吸收的能量是相同的。这样,在过渡温度区测得的总冲击能量就取决于塑性裂纹扩展的长度,而这个长度取决于解理断裂起裂的早晚。因而解理断裂不仅决定了下平台的冲击韧性,而且对过渡区的冲击韧性也起了决定性作用。这就是研究解理断裂之所以重要的原因。
图5 在不同温度下对不同热输入的焊接金属测定的总的冲击能量随延伸区宽度(SZW)和塑性裂纹长度(SCL)的变化,起裂能量随SZW 的变化及裂纹扩展能量随SCL的变化[
Fig.5 Plots of the total impact energy with SZW+SCL (a), crack initiation energy with SZW (b), crack propagation energy with SCL (c) measured at various temperatures in welding metal specimens with various heat input[
解理断裂是由正应力σyy驱动的, 引发解理断裂的临界条件是σyy ≥σf。在缺口或者在预裂纹前沿正应力能够超过屈服强度而不产生滑移是因为产生了三向应力和应力强化。
本工作所使用的冲击试样和缺口弯曲试样的缺口根部,以及裂纹尖端张开位移试样的预裂纹尖端或者前沿均近似处于平面应变状态。由于正应力σyy在缺口前沿沿y方向的分布是不均匀的(图6a),使得沿y方向的横向收缩也不均匀,这样可能使材料分离,如图6b所示。为了保持材料的完整,不仅仅产生主应力σ1,同时产生了横向主应力σ2和σ3,从而形成三向应力度。将三向应力度用σm/σe表示,其中平均应力σm定义为σm=(σ1+σ2+σ3)/3,σe为等效应力,表达为：
图6 缺口根部正应力σyy沿y方向的分布以及沿y方向分布的横向收缩示意图
Fig.6 Schematics of normal stress (σyy) distribution along y direction in front of a notch root (a) and different lateral deformations (reductions) along y direction (b)
由于产生了三向应力度,在同样的正应力σyy下驱动塑性变形的有效应力σe降低,即σe<σ1。
由于σe<σ1,所以τe<τ (其中,τe为等效剪切应力,τ为名义剪切应力)。为了达到同样的有效剪切应力以驱动塑性变形,正应力σ1必须增加到高于屈服强度σy (应力强化),即在缺口前沿σ1>σy,可由下式描述：
其中,σyy为拉伸正应力;σflow为流变应力;Q为应力强化因子,其值为2.5~5,即正应力可以强化到2.5~5倍屈服强度。Q是解理断裂的主要驱动力,也就是引发解理断裂的决定性参数。
图7给出了在缺口和预裂纹前沿正应力的分布图。如图7a所示,不存在三向应力度时,缺口前沿的正应力σyy被削平,其最大值被限制,等于屈服强度σy,而在图7b[8]存在三向应力度的缺口试样中,峰值正应力随外加载荷增加而增加,其值可高达2.6倍屈服强度[8,12]。同时,高应力覆盖的面积也随外加载荷增加而增加。图7c[8]描述了在预裂纹试样中正应力的分布,其峰值正应力可被强化高达5倍屈服强度[8,13],可是与缺口试样不同,其峰值正应力不随外加载荷增加而变化,只是高应力覆盖区面积随载荷增加而增加。
图7 缺口及预裂纹前沿正应力的分布图
Fig.7 Schematic of stress distribution of normal stress ahead of a notch and a precrack (dy—plastic zone size; σ—stress; σy—yield strength; σnom—nominal tensile stress; L—bending load, LGY—general yielding bending load, n—hardening exponents; εp—plastic strain; the values of R are normalized by a parameter "δt=b" which is equal to the crack-tip opening displacement b)
(a) stress distribution of normal stress ahead of a notch without stress triaxiality
(b) stress distribution ahead of a notch with stress triaxiality[
(c) stress distribution ahead of a precrack with stress triaxiality[
实验材料为C-Mn钢(16Mn和16MnR)、低碳低合金高强钢(WCF62)、低合金高强钢焊缝金属及焊接接头(Ti-B和C-Mn)等,其化学成分如表1所示。
表1 所使用材料的化学成分
Table 1 Chemical compositions of used materials (mass fraction / %)
| Material | C | Mn | Si | Mo | S | P | Ti | V | B | O | N | Fe |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| WCF62 | 0.06 | 1.36 | 0.23 | 0.21 | 0.009 | 0.02 | - | 0.03 | 0.0017 | - | - | Bal. |
| 16MnR | 0.18 | 1.40 | 0.36 | - | 0.018 | 0.02 | - | - | - | - | - | Bal. |
| 16Mn | 0.14 | 1.37 | 0.32 | 0.014 | 0.02 | - | - | - | - | - | Bal. | |
| Ti-B weld | 0.06 | 1.45 | 0.48 | - | 0.020 | 0.01 | 0.03 | - | 0.0040 | 0.03 | 0.019 | Bal. |
| C-Mn weld | 0.07 | 1.24 | 0.28 | - | 0.020 | 0.01 | 0.03 | - | - | 0.03 | 0.019 | Bal. |
图8[8]以连续放大的图像显示了典型解理断裂过程的断口。图8a中一个裂纹核 (1.5 μm×2 μm, 箭头所指)在晶粒边界碳化物颗粒起裂并穿过颗粒和相邻晶粒1和2的边界扩展;图8b中晶粒2尺寸的裂纹扩展进入晶粒3~7;图8c中晶粒尺寸裂纹1~7形成一个开裂平台;图8d这个开裂平台(100 μm×200 μm)作为一个Griffith裂纹引发整个试样的宏观断裂。
图8 在-130 ℃断裂的C-Mn钢裂纹尖端张开位移(COD)试样的断口[
Fig.8 Fracture surface of a C-Mn steel crack opening displacement (COD) specimen fractured at -130 ℃[
(a) a crack nucleus (1.5 μm×2 μm, pointed by an arrow) initiated at a grain boundary carbide particle and propagated through boundaries between particle and contiguous ferrite grains 1 and 2
(b) grain 2-sized crack propagating into contiguous grains 3~7
(c) grain-sized cracks 1~7 form a cracking terrace
(d) the formed cracking terrace acting as a Griffith's crack around 100 μm×200 μm in size and triggering the global cleavage fracture of entire specimen
由图8可把解理断裂区分成图9[8]所示的连续、不间断的3个阶段：(1) 裂纹在位错堆积端部的第二相颗粒中起裂并扩展;(2) 起裂的第二相颗粒裂纹立即扩展进入母体晶粒;(3) 晶粒尺寸裂纹扩展进入相邻晶粒,进一步扩展穿过整个试样。
图9 解理断裂过程简图[
Fig.9 Schematics showing the cleavage fracture process[
(a, b) nucleation and extension of a microcrack in a second-phase particle at the end of a dislocation pileup
(c) propagation of the just nucleated second-phase particle-sized crack into the matrix grain
(d) propagation of the grain-sized crack into contiguous grains and then throughout the entire specimen
图10描述了确定裂纹起裂成核位置的程序。首先在低放大倍率下沿Chevron条纹追踪到裂纹起裂的区域(图10a[8]),然后在高放大倍率下沿断裂小面中的河流纹逆向寻找起裂裂纹的原始颗粒(图10b[8]),并测量颗粒离缺口根部的距离,即断裂距离Xf (图10c)。
图10 确定裂纹起裂颗粒的程序
Fig.10 The procedure for locating the crack initiation particle
(a) under low magnification trailing Chevron strips to the crack initiation region[
(b) tracing back the river pattern strips on the fracture facets to find the origin particle of cracking initiation[
(c) measuring its distance Xf from the notch root
图11[8]展示了几种起裂微观裂纹的图片。图11a为塑性滑移引发开裂的块状马氏体-奥氏体(M-A)组元,图11b为在条状M-A组元中由剪应力引发的纤维载荷裂纹,图11c为块状M-A组元引发铁素体分层,图11d为夹杂物颗粒脱离引发的起裂,图11e为开裂的碳化物颗粒引发的起裂,图11f为开裂的珠光体团引发的起裂。
图11 几种起裂微观裂纹的图片[
Fig.11 Several types of entities of crack initiation[
图12[8]描述了裂纹起裂机理。图12a表示位错堆积在第二相颗粒中引发裂纹;图12b表示在条状M-A组元中由表面剪应力引发纤维载荷裂纹;图12c表示表面剪应力引发夹杂物颗粒脱离;图12d表示三向应力引发铁素体母体在M-A边界附近分层。
图12 裂纹起裂机理的简略描述 [
Fig.12 Schematic manifesting of the mechanisms of crack initiation[
(a) dislocation pileup-induced cracking in a second-phase particle (L—length of dislocation pileup, σe—equivalent stress inducing dislocation pileup, c—carbide second phase particle, r—length of carbide second phase particle cracking, σn—a normal stress which produced a crack nucleus in a second phase particle, σ11 —applied tensile normal stress)
(b) surface shear stress (τ) induced fiber-loading cracking in a flaky M-A
(c) surface shear stress-induced decohesion of inclusion
(d) stress triaxiality-induced delamination of ferrite matrix near boundary of M-A block (σzz—tensile stress along crack tip, i.e. along the thickness)
图13[8]描述了一个三向应力引发铁素体母体在M-A边界附近分层的典型例子,其为一个平板试样在-196 ℃进行拉伸实验的断口。图13a显示一个带有河流纹的解理小面始发于一个第二相颗粒。进一步放大发现第二相颗粒表面覆有一个薄层(图13b)。因为M-A组元和铁素体唯一的成分差别是C含量,用Auger电子能谱仪(AES)得到的图13c和d,发现图13d中较亮的部分是C含量较高的M-A岛。上面覆盖的薄膜含C量很低,即图13d中较暗的部分是从母材上撕下来的铁素体薄层。图12d描述了分层的机理：很硬的M-A岛阻止其附近的铁素体横向变形,在一个薄层中产生三向应力,使其分层、剥离,黏附在M-A岛界面上。因而M-A岛越大、越硬就越容易引发解理断裂[14]。
图13 三向应力引发铁素体母体在M-A岛边界附近分层的典型例子[
Fig.13 A typical fracture surface showing the case of cleavage microcracking nucleated by stress triaxiality-induced delamination induced by a blocky M-A[
Smith[15]定义解理断裂的临界事件为：在创建一个实际解理过程的物理模型时,最重要的是确定引发解理裂纹中的临界事件的性质,即确定是裂纹的成核阶段或者是在裂纹扩展中的某一个阶段对解理裂纹的形成提供了最大的困难。
在解理断裂的3个阶段中对裂纹形成提供最大困难的阶段定义为临界事件。解理断裂的临界事件控制断裂过程[16]。裂纹在微观组织组分中成核或者裂纹扩展穿过其边界成为断裂的临界事件。因此临界事件确定了解理断裂过程的最薄弱环节即最薄弱的微观组织组分。在不同温度、不同加载条件下解理断裂的临界事件是不相同的,因而在解理断裂的研究中最重要的是寻找、揭示和确定其临界事件及形成临界事件的最薄弱的微观组织组分。
观察残留裂纹,确定其边界截留了残留裂纹的微观组织组分并测量其尺寸。图14[8]示出了一个垂直于断口面的金相截面,用来观察断口附近的残留裂纹。
图14 垂直于断口面的金相截面和断口附近的残留裂纹示意图[
Fig.14 Schematics of metallographic section cut perpendicularly to the fracture surface (a) and the crack retained close to the fracture surface (b)[
为了确定最薄弱的微观组织组分,图15a[8]示出了用以观察裂纹起裂区微观组织的金相截面示意图,图15b[8]示出了围绕裂纹起裂源的粗大晶粒区的示意图。
图15 观察裂纹起裂区微观组织的金相截面和围绕裂纹起裂点的粗大晶粒区示意图[
Fig.15 Schematics of metallographic section for observing microstructure around the crack initiation site (a) and microstructure around the crack initiation showing large ferrite grains (b)[
图16a和b[8]示出了在缺口试样中残留在晶粒内的裂纹和残留在贝氏体团内的裂纹。它揭示了晶粒(贝氏体团)边界提供了最大阻力,可以推论在铁素体钢缺口试样中解理断裂的临界事件是晶粒(贝氏体团)尺寸的裂纹穿过晶粒/晶粒边界的扩展。最粗大晶粒的尺寸表征了临界事件的尺寸。图16c[8]示出了预裂纹试样中裂纹残留在第二相颗粒中。这意味着最大的困难是第二相颗粒尺寸的裂纹穿过颗粒/晶粒边界的扩展。由图16c可以确定,在预裂纹试样中解理断裂的临界事件是第二相颗粒尺寸的裂纹穿过颗粒/晶粒边界的扩展,最大第二相颗粒的尺寸表征了临界事件尺寸。
图16 缺口试样中残留在晶粒内的裂纹、缺口试样中残留在贝氏体团内的裂纹和预裂纹试样中残留裂纹截留在第二相颗粒中[
Fig.16 Retained crack in ferrite grain for notched specimen (a), retained crack in bainite packet for notched specimen (b) and retained cracks confined in second phase particles in precracked specimens (c)[
从图16可以得到一个重要的结论,即在缺口试样和预裂纹试样中解理断裂的临界事件是不同的。在缺口试样中控制断裂的是最粗大的晶粒,而在预裂纹试样中控制断裂的是第二相颗粒的尺寸。同时在这2种试样中测得的微观解理断裂应力值也不同,在裂纹试样中测得的解理断裂应力σf比在缺口试样中测得的值高几百兆帕。
图17[8]中缺口试样金相截面上观察到裂纹起裂于最粗大的晶粒区,临界事件是最粗大晶粒裂纹的扩展,因此缺口试样解理断裂临界事件的尺寸就是最粗大晶粒的尺寸[17]。
图17 缺口试样中解理断裂起裂于粗大晶粒区[
Fig.17 Crack initiated in the coarsest grains in notched specimen[
由临界事件的尺寸D通过式(3)可以确定缺口试样中微观解理断裂应力σf：
式中,E为弹性模量,γp为塑性变形能,ν为Poisson比。
利用式(3)测得的σf (图18中双向箭头指的范围)和晶粒尺寸分布直方图[8]揭示了,在焊接金属中临界事件尺寸由只占全部晶粒5%的最大晶粒尺寸(在40 μm左右)确定。
图18 测得焊缝金属的σf和晶粒尺寸分布直方图[
Fig.18 Measured σf and the histogram of grain size distributions for Ti-B weld metal (a) and C-Mn weld metal (b)[
在本文作者提出的微观物理模型中提出3个引发解理断裂的准则：
裂纹起裂准则
防止裂纹核钝化准则
裂纹扩展准则
其中,εp是塑性应变,εpc是临界塑性应变,Tc是临界三向应力度。
首先确定裂纹源位置并测量断裂距离Xf (图4c和图10c)。解理断裂应力σf定义为图19a[8]中应力分布曲线在Xf处的纵坐标值,在未测定Xf的情况下用最大拉伸正应力σyymax定义σf。临界塑性应变定义为图19b[8]中应变分布曲线在Xf处的纵坐标值。
图19 测量微观解理断裂应力σf和临界塑性应变εpc的示意图[
Fig.19 Schematics of measuring σf (a) and measuring εpc (b)[
裂纹扩展准则σyy≥σf是解理断裂最重要的准则,式(2)中σyy=Qσy可以写成：σyy=Qσy=σf,Q=σyy/σy=σf/σy。Q是裂纹扩展的决定性参数,它的临界值Qc既代表临界驱动力,Qc=σyy/σy;又代表材料的临界阻力,Qf=σf/σy。因为Qf在评价断裂行为时既含有材料对解理断裂的阻力σf,又含有材料对解理断裂的驱动力σy,所以Qf是比σf更本质、更全面的参数。对于具有确定屈服强度σy的材料要增加韧性,即增加Qc的关键是降低式(3)中临界事件的尺寸D和增加表面能γ,以增加σf。
图20是预裂纹前沿正应力σyy的分布[8]。在预裂纹试样中随着外加载荷的增加(在图7c中由裂纹张开位移b表示)正应力σyy保持常值不变,只是高应力覆盖面积扩大。由准则σyy≥σf和图20推导得到的必然结果是2种情况：
图20 裂纹尖端前沿σyy的分布[
Fig.20 Distribution of σyy ahead of a crack tip[
(1) σyy>σf,即总是存在足以引发解理断裂的正应力。在这种情况下,断裂可以在非常小的外加载荷下,在非常靠近预裂纹尖端处产生,即在解理断裂的最小断裂距离Xfmin接近于0时断裂载荷Pf也接近于0。
(2) σyy<σf′ (σf′为假设的解理断裂应力),即正应力永远不足以引发解理,在这种情况下解理断裂不可能发生。
这2种情况都和实际相驳。为了解决这个问题,RKR 模型[7]提出一个唯象的补充准则：σyy>σf必须在一个“特征距离X0”上满足,即(σyy)at
观察不同载荷下卸载试样裂纹尖端的形态和断裂试样的断口;用ABAQUS 程序模拟一个塑性短裂纹从预裂纹尖端起裂和扩展;并计算短裂纹尖端应力、应变和三向应力度的分布。预裂纹尖端的宽度假设为0.2 μm。
基于准则：εp≥εpc、σm/σe≥Tc、σyy≥σf以及下面的实验和观察提出了一个解理断裂机理新的理论框架[18],图21示出了在载荷P≤6.86 kN的结果。
图21 三点弯曲(3PB)预裂纹试样在外加载荷为6.86 kN卸载时的结果[
Fig.21 Results of three point bending (3PB) precracked specimens unloaded at applied load of 6.86 kN[
(a) precrack tip configuration observation
(b) FEM simulations of fracture behavior at precrack tip
(c) FEM calculations of stress and strain distributions (σm/σe—stress triaxiality, Tc—critical stress triaxiality, vertical line I—drawn from the intersection of the curve εp and the horizontal bar εpc, vertical line P—drawn from the intersection of the curve σyy and the horizontal bar σf (almost the same line through the intersection of σm/σe and the horizontal bar Tc), Xs—distance between I line and P line)
(1) 外加载荷小于6.86 kN (J积分J=6.30 kN/m)
图21a~c[8]分别为三点弯曲预裂纹试样外加载荷为6.86 kN时裂纹尖端构型,裂纹尖端断裂形态有限元(FEM)模拟结果,以及应力、应变分布计算结果。图21c中线I是从曲线εp和横直线εpc的交点画出的垂线,线P是从曲线σm/σe和横直线Tc的交点画出的垂线(或者从曲线σyy和横直线σf的交点画出的垂线,二者很接近)。裂纹可以在线I的左侧εp≥εpc区域I起裂;可以在线P的右侧σm/σe≥Tc和σyy≥σf的区域II扩展。然而如图21所示,当外加载荷小于6.86 kN时,这2个区域被一个小的间隙Xs隔开,解理断裂不能被引发。在裂纹尖端附近区域I只有孔洞产生,这意味着塑性应变足以起裂裂纹核,但是三向应力度不足以阻止其钝化,或者正应力不足以使其扩展。这就证明了裂纹可起裂区和裂纹可扩展区是分离的。随外加载荷增加Xs增加。
(2) 外加载荷为8.82 kN (J=10.91 kN/m)~9.80 kN (J=13.78 kN/m)
图22a~c分别为3PB预裂纹试样外加载荷为9.80 kN时裂纹尖端构型,裂纹尖端断裂形态FEM 模拟结果,以及应力、应变分布计算结果[8]。在预裂纹尖端产生一条短裂纹(图22a),然后短裂纹在预裂纹尖端反复钝化、伸长(图22b),Xs减小直到Xs≈0 (图22c)。εp≥εpc裂纹可以起裂的区域I和σm/σe≥Tc (σyy≥σf)裂纹钝化可以被防止(可以扩展)的区域II重叠,解理断裂可以被引发。
图22 3PB预裂纹试样在外加载荷为9.80 kN卸载时的结果[
Fig.22 Results of 3PB precracked specimens unloaded at applied load of 9.80 kN[
(a) precrack tip configuration observation
(b) FEM simulations of fracture behavior at precrack tip
(c) FEM calculations of stress and strain distributions
(3) 外加载荷为12.74 kN (J=24.71 kN/m)
短裂纹在预裂纹尖端继续伸长并显著钝化,图23a~c分别为3PB预裂纹试样外加载荷为12.74 kN时裂纹尖端构型,裂纹尖端断裂形态FEM模拟结果,以及应力、应变分布计算结果[8]。Xs<0两个区域I和II重叠面积增加。叠加区域形成一个活性区,在这个活性区内引发解理断裂的3个准则都可以满足,如果在此区内存在一个最薄弱的相组分,如最粗大的晶粒,则解理断裂可以被引发。
图23 3PB预裂纹试样在外加载荷为12.74 kN卸载时的结果[
Fig.23 Results of 3PB precracked specimens unloaded at applied load of 12.74 kN[
(a) precrack tip configuration observation
(b) FEM simulations of fracture behavior at precrack tip
(c) FEM calculations of stress and strain distributions
从图21~23可以看到,当外加载荷小于8.82 kN时,3PB预裂纹试样疲劳预裂纹只是简单地钝化,裂纹可以起裂的区域I(εp≥εpc)和裂纹核可以扩展的区域II (σm/σe≥Tc (σyy≥σf))是以间隙Xs隔开的,3个断裂准则在隔开的区域得到满足。起裂的裂纹核不能扩展,只能被钝化,解理断裂不能被引发。外加载荷小于8.82 kN之前隔开2个区域的间隙Xs随外加载荷增加而增加。这就是即使峰值正应力σyy已高于解理断裂应力σf,试样在低载荷下仍然不会发生解理断裂的原因。
当外加载荷增加到高于8.82 kN后,一个短裂纹在预裂纹尖端起裂和扩展,间隙Xs减小,直到载荷达到9.80 kN,Xs<0,εp≥εpc的区域I和σm/σe≥Tc (σyy≥σf)的区域II相互重叠,产生一个活性区,在其中同时满足εp≥εpc和σm/σe≥Tc (σyy≥σf),当存在一个最薄弱相组元时就引发解理断裂。这是HSLA钢在下平台温度区域解理断裂的普遍规律。
上面的模型创立了一个3个准则都满足的活性区,断裂可以在其中引发。图24a[8]以阴影线示出了这个活性区。图24b[8]中这个活性区宽度随外加载荷的增加而增加,由于图24b中断裂几率正比于活性区宽度,因此图24c[8]中的实线和实测结果符合得很好。解理断裂详细的统计模型见文献[9]。
图24 3个准则都满足的活性区(如阴影线所示)示意图,活性区宽度随外加载荷的变化以及断裂几率随外加载荷的变化(实线)和实测结果(圆圈点)[
Fig.24 An active zone (with shaded area) satisfied with three criteria (a) (B—specimen breadth,
从上述模型可以看到,解理断裂是发生在位于活性区内的最薄弱相组元上,当活性区内不存在最薄弱组元时,外加载荷增加使活性区增大,同时向离缺口更远处伸展,直到活性区捕捉到一个最薄弱组元引发解理断裂。由此可见,外加断裂载荷是随最薄弱组元离缺口根部的距离增加而增加的,即试样测得的韧性是最薄弱组元离缺口根部距离的函数,距离越大测得的韧性越高。因而从微观的角度看,宏观韧性没有唯一值,而是一个统计的量。是从一个最低值向上分散的值,这就是宏观韧性测定时出现分散度的根本原因[18,19]。
表2和图25[8]分别是实验所用材料的成分和微观组织。由表2可见,母材和焊缝T5-21都有6%以上的Ni含量,-50 ℃的冲击韧性在160 J以上,而焊缝DM4-1的Ni含量只有3.09%,-50 ℃的冲击韧性仅有24.5 J。成分很小的变化会产生如此大的韧性差距的原因是本研究的主题。
图25 焊缝金属T5-21 和DM4-1的微观组织[
Fig.25 Microstructures of weld metals DM4-1 (a) and T5-21(b)[
表2 钢及焊缝金属成分和冲击韧性、微观参数及力学性能
Table 2 Compositions, micro-parameters and mechanical properties of base metal (BM) and weld metals
| Material | Mass fraction / % | D | σf | Fb | Cv(-50 ℃) | |||||
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| Ni | Cr | C | Si+Mo+Mn+Cu+Nb+V | Fe | μm | MPa | % | J | ||
| BM | 7.58 | 0.60 | 0.08 | 1.77 | Bal. | 20 | 2705 | 42 | 177.3 | |
| T5-21 | 6.34 | 0.73 | 0.05 | 2.46 | Bal. | 30 | 61 | 163.0 | ||
| DM4-1 | 3.09 | 0.69 | 0.06 | 2.71 | Bal. | 60 | 1591 | 74 | 24.5 | |
按照前面提出的理论体系,研究的程序如下：(1) 揭示解理断裂的临界事件,以及最薄弱环节的相成分;(2) 测量比较相关微观组织相组分,特别是临界事件的相组分的尺寸;(3) 观察断口,确定起裂源的位置,精确测定起裂源离缺口根部的距离,即断裂距离Xf;(4) 由FEM计算在缺口前沿的应力、应变分布曲线;(5) 由计算得到的应力分布曲线和测得的断裂距离Xf得到微观解理断裂应力σf;(6) 比较微观参数,分析低韧性的原因,确定引起韧性低值的最薄弱相成分。
观察残留裂纹,由此确定断裂的临界事件。图26[8]揭示残留裂纹限于贝氏体团内。由图26贝氏体团中的残留裂纹和图27[8]中残留裂纹尺寸和最大贝氏体团尺寸之间的对应关系,可以确定解理断裂的临界事件是贝氏体团尺寸的裂纹穿过边界的扩展。组成解理断裂的最薄弱环节的相组分是最大的贝氏体团[21]。
图26 母材和DM4-1中的残留裂纹[
Fig.26 Retained cracks in base metal (a) and DM4-1 (b)[
图27 随机测定的残留裂纹和贝氏体团尺寸[
Fig.27 Random measure retained crack and bainite colony sizes in base metal (a) and DM4-1 (b)[
图28[8]为测得的贝氏体团尺寸,由图28[8]可见DM4-1的晶粒和贝氏体团尺寸显著大于T5-21的相应值。
图28 DM4-1和T5-21贝氏体团尺寸直方图[
Fig.28 Histogram of bainite colony size in DM4-1 (a) and T5-21 (b) [
图29[8]为EBSD图和晶粒取向直方图。由图可知,韧性低的DM4-1的大角度晶界比例反而高于韧性高的T5-21的相应值。
图29 DM4-1和T5-21的EBSD图和晶粒取向直方图[
Fig.29 EBSD maps (a, b) and grain misorientations (c, d) in DM4-1 (a, c) and T5-21 (b, d) [
图30[20]为贝氏体板条宽度。由图可见,DM4-1的贝氏体板条宽度显著大于T5-21的相应值。
图30 DM4-1和T5-21贝氏体板条的宽度[
Fig.30 Width of bainitic laths in DM4-1 (a) and T5-21 (b) measured by TEM[
根据图30的TEM结果,比较发现,韧性差的DM4-1的M-A组元面积比率反而低于韧性高的T5-21。由此可以推论M-A组元面积比率不是决定韧性的决定性因素。
观察断口,确定起裂源位置(如图31a离开缺口根部448 μm的位置处),精确测定起裂源离缺口根部的距离,即断裂距离Xf,并用FEM计算结果得出缺口根部前沿的应力和应变分布,得到微观解理断裂应力σf如图31b所示 (用图19a的方法)。
图31 起裂源位置的确定及缺口根部前沿的应力、应变和三向应力度分布
Fig.31 Locating the crack initiation site (a), stress and strain distributions in front of the notch root by FEM calculation (b)
母材和2种焊缝金属的微观参数、微观解理断裂应力见表2。由表2可知,较高Ni含量的试样对应的贝氏体团尺寸较小、富奥氏体的M-A组元的含量较高。小的贝氏体团尺寸和多的富奥氏体的M-A组元的含量决定了高的解理断裂应力,从而推迟解理断裂的发生,使得材料的冲击韧性较高。
根据上述几个小节,比较2组金属由EBSD测得的大角度晶界没有发现大的区别,而韧性差的DM4-1大角度晶界的密度反而高于韧性高的T5-21。由此可以推论裂纹穿过由EBSD揭示的大角度晶界的扩展不是临界事件。
比较M-A组元面积比率后发现韧性差的DM4-1的M-A组元面积率反而低于韧性高的T5-21。由此可以推论M-A组元面积比率不是决定韧性的决定性因素。
解理断裂的临界事件确认为贝氏体团裂纹穿过其边界的扩展,在BM、T5-21和DM4-1中贝氏体团尺寸变化的顺序和σf及韧性变化的顺序是一致的。这进一步证明了最粗大的贝氏体团是最薄弱环节微观组分。
DM4-1的贝氏体团尺寸明显大于T5-21和母材BM的相应尺寸,使其微观解理断裂应力σf明显低于母材,这是其冲击韧性显著低于后者的主要原因。
T5-21和DM4-1成分的主要差别是Ni含量,分别为6.34%和3.09%。由此可知：在DM4-1焊缝金属中由于降低了Ni含量,生成了粗大的贝氏体团,降低了冲击韧性。
本文描述了一个完整的解理断裂的微观模型,包含解理断裂的物理过程、临界事件和断裂准则,并提出了一个新的引发解理断裂的理论框架,在这个基础上提出了统计模型。用这个模型形成的科学体系分析了焊缝金属少量成分差别引起韧性显著降低的机理。
这个模型是建立在细观层次(0.01~100 μm)上的,有必要进一步在微观层次上深入、完善这个模型。把这个模型形成的科学体系应用到各种材料、各种微观组织,确定并改进其最薄弱组分,从而提高材料性能。
在这个模型中解理断裂应力σf是非常稳定的参数,不随断裂距离、温度、加载速率变化。建议进一步研究用σf作为评价宏观韧性参数的可能性。
The authors have declared that no competing interests exist.
/
| 〈 |
|
〉 |
