1 兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室 兰州 7300502 兰州理工大学材料科学与工程学院 兰州 730050
1 State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Nonferrous Metal, Department of Materials Science and Engineering, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China2 Department of Materials Science and Engineering, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China
中图分类号:TG111
文章编号:0412-1961(2017)11-1427-18
版权声明:2017 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
基金资助:国家自然科学基金项目Nos.51675255和51761027
作者简介:
作者简介 陈剑虹,男,1937年生,教授
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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：解理断裂;断裂过程;临界事件;断裂准则
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：cleavage fracture;fracture process;critical event;fracture criteria
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。
图1 解理裂纹形态[8]
Fig.1 Appearance of cleavage crack[8](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。
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 冲击韧性-温度转变曲线[8]
Fig.2 Impact toughness-temperature transition curves[8] (Et—total charpy energy, T—test temperature, (a)—upper shelf, (b)—transition region, (c)—lower shelf, 1—material with the test temperature of -50 ℃ higher than the "transition temperature" notified by the red bar on curve 1, 2—the material with the test temperature of -50 ℃ near to the "transition temperature" notified by the black bar on the red transition curve 2, 3—the material with the test temperature of -50 ℃ lower than the "transition temperature" notified by the black bar on the blue transition curve 3)
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[8] (Arrow denotes the initiation origins of cleavage fracture, red region denotes critical facet of cleavage fracture)
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[11]
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[11]
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[11]
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。
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。
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：
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。
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 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[8](c) stress distribution ahead of a precrack with stress triaxiality[8]
表1 所使用材料的化学成分
Table 1 Chemical compositions of used materials (mass fraction / %)
图8 在-130 ℃断裂的C-Mn钢裂纹尖端张开位移(COD)试样的断口[8]
Fig.8 Fracture surface of a C-Mn steel crack opening displacement (COD) specimen fractured at -130 ℃[8](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
图9 解理断裂过程简图[8]
Fig.9 Schematics showing the cleavage fracture process[8](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 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[8](b) tracing back the river pattern strips on the fracture facets to find the origin particle of cracking initiation[8](c) measuring its distance Xf from the notch root
图11 几种起裂微观裂纹的图片[8]
Fig.11 Several types of entities of crack initiation[8](a) plastic slip-induced cracking martensite-austenite (M-A) block(b) shear stress-induced fiber-loading cracking M-A flake(c) blocky M-A constituent-induced ferrite delamination(d) decohesion of an inclusion(e) cracking induced by carbide particle(f) cracking induced by pearlite column
图12 裂纹起裂机理的简略描述 [8]
Fig.12 Schematic manifesting of the mechanisms of crack initiation[8](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 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[8]
Fig.13 A typical fracture surface showing the case of cleavage microcracking nucleated by stress triaxiality-induced delamination induced by a blocky M-A[8](a) river-pattern strips originating from the blocky M-A that initiates the cleavage fracture(b) close look of the M-A with a thin foil of bainite matrix on its surface(c) M-A block and thin foil on it(d) carbon map by scanning Auger electron probe
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[8]
Fig.14 Schematics of metallographic section cut perpendicularly to the fracture surface (a) and the crack retained close to the fracture surface (b)[8]
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[8]
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)[8]
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[8]
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)[8]
图17 缺口试样中解理断裂起裂于粗大晶粒区[8]
Fig.17 Crack initiated in the coarsest grains in notched specimen[8](a) coarse grain in the cleavage fracture initiation origins in four point bending specimen(b) coarse grain in the cleavage fracture initiation origins in Charpy toughness 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：
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。
式中,E为弹性模量,γp为塑性变形能,ν为Poisson比。
图18 测得焊缝金属的σf和晶粒尺寸分布直方图[8]
Fig.18 Measured σf and the histogram of grain size distributions for Ti-B weld metal (a) and C-Mn weld metal (b)[8] (σf max—maximum σf, σf min—minimum σf)
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：
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
裂纹起裂准则
防止裂纹核钝化准则
防止裂纹核钝化准则
裂纹扩展准则
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。
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。
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[8]
Fig.19 Schematics of measuring σf (a) and measuring εpc (b)[8] (σyymax—maximum tensile normal stress, σf—cleavage fracture stress, σyyi—tensile normal stress at initiation origin location, Xma—the location of maximum tensile normal stress, εpc—critical plastic strain)
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。
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 裂纹尖端前沿σyy的分布[8]
Fig.20 Distribution of σyy ahead of a crack tip[8] (X—distance from precrack tip, σf′—assumed cleavage fracture stress)
(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。
(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。
(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。
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。
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。
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[8]
Fig.21 Results of three point bending (3PB) precracked specimens unloaded at applied load of 6.86 kN[8](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)
(1) 外加载荷小于6.86 kN (J积分J=6.30 kN/m)
(2) 外加载荷为8.82 kN (J=10.91 kN/m)~9.80 kN (J=13.78 kN/m)
(2) 外加载荷为8.82 kN (J=10.91 kN/m)~9.80 kN (J=13.78 kN/m)
图22 3PB预裂纹试样在外加载荷为9.80 kN卸载时的结果[8]
Fig.22 Results of 3PB precracked specimens unloaded at applied load of 9.80 kN[8](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)
(3) 外加载荷为12.74 kN (J=24.71 kN/m)
图23 3PB预裂纹试样在外加载荷为12.74 kN卸载时的结果[8]
Fig.23 Results of 3PB precracked specimens unloaded at applied load of 12.74 kN[8](a) precrack tip configuration observation(b) FEM simulations of fracture behavior at precrack tip(c) FEM calculations of stress and strain distributions
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。
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。
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)[8]
图25 焊缝金属T5-21 和DM4-1的微观组织[8]
Fig.25 Microstructures of weld metals DM4-1 (a) and T5-21(b)[8]
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
Note: T5-21—tungsten insert gas welding (TIG) weld metal, DM4-1—metal active gas arc welding (MAG) weld metal, D—average bainite packet size, Fb—area fraction of bainite,Cv(-50 ℃)—charpy toughness at -50 ℃
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。
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。
图26 母材和DM4-1中的残留裂纹[8]
Fig.26 Retained cracks in base metal (a) and DM4-1 (b)[8]
图27 随机测定的残留裂纹和贝氏体团尺寸[8]
Fig.27 Random measure retained crack and bainite colony sizes in base metal (a) and DM4-1 (b)[8]
图28 DM4-1和T5-21贝氏体团尺寸直方图[8]
Fig.28 Histogram of bainite colony size in DM4-1 (a) and T5-21 (b) [8]
图29 DM4-1和T5-21的EBSD图和晶粒取向直方图[8]
Fig.29 EBSD maps (a, b) and grain misorientations (c, d) in DM4-1 (a, c) and T5-21 (b, d) [8] (Blue line in Figs.29a and b presenting the misorientation angles larger than 15°)
图30 DM4-1和T5-21贝氏体板条的宽度[20]
Fig.30 Width of bainitic laths in DM4-1 (a) and T5-21 (b) measured by TEM[20]
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)
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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.
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