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金属断裂机理_工学_高等教育_教育专区

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金属断裂机理_工学_高等教育_教育专区。金属断裂机理综述


1 金属的断裂综述 断裂类型根据断裂的分类方法不同而有很多种, 它们是依据一些各不相同的 特征来分类的。 根据金属材料断裂前所产生的宏观塑性变形的大小可将断裂分为韧性断裂 与脆性断裂。韧性断裂的特征是断裂前发生明显的宏观塑性变形,脆性断裂在断 裂前基本上不发生塑性变形,是一种突然发生的断裂,没有明显征兆,因而危害 性很大。通常,脆断前也产生微量塑性变形,一般规定光滑拉伸试样的断面收缩 率小于 5%为脆性断裂;大于 5%为韧性断裂。可见,金属材料的韧性与脆性是 依据一定条件下的塑性变形量来规定的,随着条件的改变,材料的韧性与脆性行 为也将随之变化。 多晶体金属断裂时,裂纹扩展的路径可能是不同的。沿晶断裂一般为脆性断 裂,而穿晶断裂既可为脆性断裂(低温下的穿晶断裂),也可以是韧性断裂(如 室温下的穿晶断裂)。沿晶断裂是晶界上的一薄层连续或不连续脆性第二相、夹 杂物,破坏了晶界的连续性所造成的,也可能是杂质元素向晶界偏聚引起的。应 力腐蚀、氢脆、回火脆性、淬火裂纹、磨削裂纹都是沿晶断裂。有时沿晶断裂和 穿晶断裂可以混合发生。 按断裂机制又可分为解理断裂与剪切断裂两类。 解理断裂是金属材料在一定 条件下(如体心立方金属、密排六方金属与合金处于低温、冲击载荷作用),当 外加正应力达到一定数值后,以极快速率沿一定晶体学平面的穿晶断裂。解理面 一般是低指数或表面能最低的晶面。对于面心立方金属来说,在一般情况下不发 生解理断裂,但面心立方金属在非常苛刻的环境条件下也可能产生解理破坏。 通常,解理断裂总是脆性断裂,但脆性断裂不一定是解理断裂,两者不是同 义词,它们不是一回事。 剪切断裂是金属材料在切应力作用下, 沿滑移面分离而造成的滑移面分离断 裂,它又分为滑断(又称切离或纯剪切断裂)和微孔聚集型断裂。纯金属尤其是 单晶体金属常发生滑断断裂;钢铁等工程材料多发生微孔聚集型断裂,如低碳钢 拉伸所致的断裂即为这种断裂,是一种典型的韧性断裂。 根据断裂面取向又可将断裂分为正断型或切断型两类。 若断裂面取向垂直于 最大正应力,即为正断型断裂;断裂面取向与最大切应力方向相一致而与最大正 应力方向约成 45°角,为切断型断裂。前者如解理断裂或塑性变形受较大约束 下的断裂,后者如塑性变形不受约束或约束较小情况下的断裂。 按受力状态、环境介质不同,又可将断裂分为静载断裂(如拉伸断裂、扭转 断裂、 剪切断裂等)、 冲击断裂、 疲劳断裂; 根据环境不同又分为低温冷脆断裂、 高温蠕变断裂、应力腐蚀和氢脆断裂;而磨损和接触疲劳则为一种不完全断裂。 常用的断裂分类方法及其特征见下。 1 断裂分类及其特征 分类方法 根据断裂前 塑性变形大 小分类 根据断裂面 的取向分类 根据裂纹扩 展的途径分 类 解理断裂 根据断裂机 理分类 微孔聚集型 断裂 纯剪切断裂 无明显塑性变形 沿解理面分离,穿晶断裂 沿晶界微孔聚合,沿晶断裂 在晶内微孔聚合,穿晶断裂 沿滑移面分离剪切断裂(单晶体) 通过缩颈导致最终断裂(多晶体、高纯金属) 韧性断裂 正断 切断 穿晶断裂 沿晶断裂 名 称 特 征 结晶状 断裂前产生明显的塑性变形,断口形貌是暗灰色 纤维状 断裂的宏观表面垂直于σmax 方向 断裂的宏观表面平行于τmax 方向 裂纹穿过晶粒内部 裂纹沿晶界扩展 脆性断裂 断裂前没有明显的塑性变形,断口形貌是光亮的 2 微孔聚合断裂机制 2.1 相关概念 定义:微孔聚合型断裂过程是在外力作用下,在夹杂物、第二相粒子与基体 的界面处,或在晶界、孪晶带、相界、大量位错塞积处形成微裂纹,因相邻微裂 纹的聚合产生可见微孔洞,以后孔洞长大、增殖,最后连接形成断裂。 微孔萌生的时间:若材料中第二相与基体结合强度低,在颈缩之前;反之, 在颈缩之后。 微孔萌生成为控制马氏体时效钢断裂过程的主要环节 微孔聚合型断裂形成的韧窝有三种: 1)拉伸型等轴状韧窝; 2)剪切型伸长韧窝; 3)拉伸撕裂型伸长韧窝。 韧窝的大小和深浅取决于第二相的数量分布以及基体的塑性变形能力, 如第 2 二相较少、分布均匀且基体塑性变形能力又强,那么韧窝大而深;若基体的加工 硬化能力很强,韧窝大而浅。 2.2 断口形貌特征 A 种(15 mA cm?2)变体钢断裂面的形貌---兼有微孔聚合断裂和解理断裂 3 B (30 mA cm?2)种变体钢断裂面形貌---兼有韧窝和二次裂纹 以上图片是对“800 CCMnCSi 超强度钢(TRIP 800 steels) ”的 A、B 两种 变体钢试样进行拉伸试验的断口形貌, 括号中标注的是实验具体使用的电流密度 值。 本实验研究氢含量对 TRIP 800 steels 性质和断口形貌的影响,上面图 2-1 说明氢含量高使得断口表现出了较多较浅的韧窝, 韧窝浅因为氢脆效应降低了材 料的塑性变形能力。另外,图 2-2 是在加入了氢吸收促进剂之后的断裂形貌,除 了有韧窝出现,还有了二次断裂,并且产生于夹杂物(即氢吸收促进剂)旁边。 2.3 微孔聚合断裂机制 微孔聚集断裂为剪切断裂的一种形式,微孔聚集断裂是材料韧性断裂的 普遍形式,其断口在宏观上常呈现暗灰色、纤维状,微断口特征花样则是 端口上分布大量“韧窝”,微孔聚集断裂过程包括微孔形核、长大、聚合 直至断裂。 微孔聚合断裂过程 4 由于应力状态或加载方式的不同, 微孔聚合型断裂所形成的韧窝可有三种类 型:(1)拉伸型的等轴状韧窝。裂纹扩展方向垂直于最大主应力 σmax,σmax 是均 匀分布于断裂平面上,拉伸时呈颈缩的试样中心部分就显示这种韧窝状。 (2)剪切型的伸长韧窝。在拉伸试样的边缘,两侧均由剪应力切断,显示这种韧 窝形状,韧窝很大如卵形,其上下断面所显示的韧窝,其方向是相反的。 (3)拉伸撕裂的伸长韧窝。产生这种韧窝的加载方式有些和等轴状韧窝类似,但 是等轴状韧窝可以认为是在试样中心加拉伸载荷的, 而拉伸型韧窝是在试样边缘 加载的,因而 σmax 不是沿截面均匀分布的,在边缘部分应力很大,裂纹是由表 面逐渐向内部延伸的,好像我们把粘着的两张纸,从一端把它们逐渐撕开一样故 称拉伸撕裂型。表面有缺口的试样或者裂纹试样,其断口常显示这种类型。这种 类型的韧窝,韧窝小而浅,裂纹扩展快,故在宏观上常为脆断,所以不要把微孔 聚合型的微观机制都归之为韧断,这也是宏观和微观不能完全统一之处。 SPA-H 集装箱板断口形貌 700× 上图为拉伸断口形貌,断裂全部为韧性断裂,断口呈韧窝状,夹杂物少。 2.4 断口形貌分析 图 4 与图 5 分别给出了复合材料室温和高温拉伸后试样的断口形貌。 可以看 出,室温条件下,TMC1 为韧性断裂,其断口有许多较浅的韧窝,而 TMC2 为典 型脆性断裂, 其断口存在河流花样以及脆性解离面。 与等轴组织较浅的韧窝相比, TMC1 的层片状组织的增强体附件韧窝相对较深且较细小,这主要是因为层片组 织对源自增强体断裂的裂纹具有很好的阻碍作用。同样,从断口来看,层片组织 5 的 TMC2 较等轴组织的延性要略好, 这些结果与力学性能是一致的。 高温条件下, 两种热处理下的 TMCs 都表现出明显的延性断裂特征,并且温度越高韧窝越深。 而由于层片组织不利于协调变形,因而塑性韧窝不易聚集长大,故表现出的相对 细小的韧窝。 不同组织的复合材料室温拉伸的扫描电镜断口形貌 不同组织的复合材料高温拉伸的扫描电镜断口形貌 6 3 解理断裂 3.1 形貌特征 解理断裂的端口形貌是河流状花样。解理台阶、河流花样以及舌状花样都是 解理断裂的基本微观特征。 3.2 形成原理 解理断裂是在正应力作用产生的一种穿晶断裂, 断裂面沿一定的晶面发生的, 这个平面叫做解理面。 解理台阶是沿两个高度不同的平行解理面上扩展的解理裂 纹相交时形成的。形成过程有两种方式:通过解理裂纹与螺型位错相交形成;通 过二次解理或撕裂形成。 第一种,当解理裂纹与螺型位错相遇时,便形成一个台阶,裂纹继续向前扩 展,与许多螺型位错相交便形成众多台阶,他们沿裂纹前端滑动而相互交汇,同 号台阶相互汇合长大,异号台阶相互抵消,当汇合台阶足够大的时候便在电镜下 观察为河流状花样。 第二种, 二次解理是指在解理裂纹扩展的两个互相平行解理面间距较小时产 生的,但若解理裂纹的上下两个面间距远大于一个原子间距时,两解理裂纹之间 的金属会产生较大的塑性变形, 结果由于塑性撕裂而形成台阶, 称为撕裂棱晶界。 舌状花样是由于解理裂纹沿孪晶界扩散留下的舌头状凹坑或凸台, 故在匹配断口 上“舌头”为黑白对应的。 42CrMo 钢的冲击试样断口的解理断口微观形貌 3.3 解理断口形貌特征 7 3.3.1 河流花样(riverpattern) 解理断口电子图像的主要特征是“河流花样”, 河流花样中的每条支流都对 应着一个不同高度的相互平行的解理面之间的台阶。解理裂纹扩展过程中,众多 的台阶相 互汇合,便形成了河流花样。在河流的“上游”,许多较小的台阶汇 合成较大的台阶,到“下游”,较大的台阶又汇合成更大的台阶。河流的流向恰 好与裂纹扩展方 向一致。所以人们可以根据河流花样的流向,判断解理裂纹在 微观区域内的扩展方向。 3.3.2 舌状裂面 解理裂纹与孪晶(见孪生)相遇时可沿孪晶面形成局部裂纹, 它发展到一定 程度后与解理面上的裂纹相连通,形成像躺在解理面上的舌状裂面。这种裂面在 低温高速加载的条件下最易发生。 3.3.3 解理扇 台阶状解理裂纹不能直接通过晶界扩展到相邻晶粒中去, 只能在晶界附近相 邻晶粒内某些区域形成一些新裂缝, 它们在传播过程中汇集成河流状花样并形成 扇面形向四周扩展。“河流”上游即解理扇,扇柄处是裂纹源,扇面下游即裂纹 8 扩展方向。 3.4 准解理 准解理断裂介于解理断裂和韧窝断裂之间,它是两种机制的混合。准解理与 解理的共同点:都是穿晶断裂;有小解理面;有台阶或撕裂棱及河流状花样。不 同点:准解理小刻面不是晶体学解理面;真正解理裂纹常源于晶界,而准解理裂 纹则常源于晶内硬质点,形成从晶内某点发源的放射状河流花样。 它是另一种型式称准解理断裂,其断裂面上显现有较大的塑性变形,特征是 断口上存在由于几个地方的小裂纹分别扩展相遇发生塑性撕裂而形成的撕裂岭。 准 解理断裂面不是一个严格准确的解理面,有人认为准解理断裂是解理和微孔 聚合的混合机制,它常见于淬火回火钢中。 4 沿晶断裂 4.1 概念 沿晶断裂是指裂纹在晶界上形成并沿晶界扩展的断裂形式。 金属材料中的裂纹沿晶界扩展而产生断裂。当沿晶断裂断口形貌呈粒 状时又称晶间颗粒断裂。多数情况下沿晶断裂属于脆性断裂,但也可能出 现韧性断裂,如高温蠕变断裂。 在多晶体变形中,晶界起协调相邻晶粒变形的作用。但当晶界收到损 伤,其变形能力被削弱,不足以协调相邻晶粒的变形时,便形成境界开裂。 裂纹扩展总是沿阻力最小的路径发展,遂表现为沿晶断裂。 9 钼的沿晶断裂 4.2 形成原因 产生沿晶断裂一般有如下原因: 1 ) 晶界上存在有脆性沉淀相 ( 杂质和合金元素在晶界偏析,致使晶界弱化 ;(3 ) 热应力作用 环境引起的沿晶蚀用 ; (5)晶界有弥散相析出。 ; (2 ) ; (4) 4.2.1 晶界上有脆性沉淀相 如果脆性相在晶界面上覆盖得不连续,例如 AIN 粒子在钢的晶界面上 的分布,将产生微孔聚合型沿晶断裂;如果晶界上的脆性沉淀相是连续分 布的,例如奥氏体 Ni―Cr 钢中形成的连续碳化物网状,则将产生脆性薄层 分裂型断裂。 4.2.2 晶界有使其弱化的夹杂物 如钢中晶界上存在 P、S、As、Sb、Sn 等元素。有害元素沿晶界富集, 降低了晶界处表面能,使脆性转变温度向高温推移,明显提高了材料对温 度和加载速率的敏感性,在低温或动载条件下发生沿晶脆断。 10 Ni 原本是穿经断裂 原本是穿经断裂,加入 S 元素后就变为沿晶断裂 4.2.3 热应力作用 材料在热加工过程中,因加热温度过高,造成晶界熔化, 材料在热加工过程中 ,严重减弱了 晶界结合力和晶界处的强度,在受载时,产生早期的低应力沿晶断裂 晶界结合力和晶界处的强度 产生早期的低应力沿晶断裂。 由于淬火工艺不当,产生淬火裂纹,使弹簧在使用时发生断裂 由于淬火工艺不当 使弹簧在使用时发生断裂。断口经 扫描电镜观察,裂源区为具有沿晶断裂特征的淬火裂纹 弹簧在工作时,淬 裂源区为具有沿晶断裂特征的淬火裂纹。弹簧在工作时 火裂纹的尖端成为应力集中区,疲劳裂纹起始于淬火裂纹的尖端 火裂纹的尖端成为应力集中区 疲劳裂纹起始于淬火裂纹的尖端。图中具有 冰糖状特征区为淬火裂纹区,其余区域为疲劳区。 冰糖状特征区为淬火裂纹区 11 4.2.4 环境作用 环境因素与晶界相互作用造成的晶界弱化或脆化, 例如高温蠕变条 件下的晶界弱化,应力腐蚀条件下晶界易于优先腐蚀等,均促使沿晶断 裂产生。 A7075-(a) 和 A7050-(b) 的穿晶断裂 4.2.5 晶界上有弥散相析出 如奥氏体高锰钢固溶处理后, 再加热时沿晶界析出非常细小的碳化 物,从而改变了晶界层材料的性质,这也属于晶界受损伤的情况,虽尚 有一定的塑性变形能力,但一经变形后,沿晶界形成微孔型开裂。 4.3 断裂过程 沿晶断裂的过程包括裂纹的形成与扩展。 晶界受损的材料受力变形 时,晶内的运动位错受阻于晶界,在晶界处造成应力集中,当集中应力 达到境界强度时,变将晶界挤裂。这个集中应力与位错塞积群中的位错 数目和滑移带长度有关,因此沿晶断裂强度与晶粒尺寸符合 Hall-Petch 关系。 4.4 断口宏观形貌 沿晶脆性断裂断口宏观形貌一般有两类:(1)晶粒特别粗大时形成石块 或冰糖状断口;(2)晶粒较细时形成结晶状断口。沿晶断裂的结晶状断口比 解理断裂的结晶状断口反光能力稍差,颜色黯淡。 12 4.5 预防方法 预防沿晶断裂的方法:将金属进行提纯、净化晶界、防止杂质原子在 晶界偏聚或脱溶(见固溶处理)、防止第二相在晶界上析出、改善环境因素 等,均可减少金属发生沿晶脆性断裂的倾向。 5 金属疲劳性断裂 5.1 疲劳原理: 金属疲劳过程的应力状态和应变状态决定了金属材料的组织和性能的变化 规律。在静载单向拉升的变形条件下,金属在宏观上呈现均匀变形,滑移线沿金 属试样表面均匀分布,只有在较大变形量时,变形才集中于试样某一局部区域。 在交变荷载作用下,当应力超过该材料的疲劳极限(小于屈服点)时,应力循环 达到一定次数后,通过金相显微镜和 X-射线的实验观察,可以发现在试样表面 上应力水平较高的区域或较软的部位,产生了集中滑移,形成了式样的不均匀塑 性形变。这种不均匀的塑性变形形成了通常所说的表面挤出峰和挤入槽。挤出峰 和挤入槽是金属弱化部位滑移层见无规则滑移构成的滑移带。 挤入槽构成了试样 的表面裂纹。所以挤出峰和挤入槽是金属疲劳过程导致损伤的滑移条纹,而且也 是疲劳过程中组织结构变化的典型特征。 13 5.1 金属的疲劳断裂: 金属的疲劳断裂过程可以分为疲劳裂纹的形成、 疲劳裂纹的扩展和瞬时断裂 三个阶段。 金属疲劳破坏的起源常在于它的自由表面或它内部的缺陷处, 例如表面刀痕 或夹杂物等, 这种区域的应力较高, 常引起不均匀的塑性变形, 进而形成微裂纹, 这就是疲劳破坏的第一个阶段。接着,在循环应力的作用下,微裂纹缓慢断续地 扩展,这是疲劳破坏的第二个阶段。最后,当裂纹扩展到一定程度时,留下的连 续截面已不胜所加的载荷,就出现突发性断裂。 起源于金属自由表面的疲劳破坏比源于金属内部缺陷的可能性大。因此,除 了合理的设计能减少表面应力集中点,也能有效防止或延迟裂纹的产生和扩展。 5.2 疲劳裂纹的形成 疲劳裂纹最容易在应力最高、强度最弱的部位,以及存在应力集中的地方形 成。例如键槽、刀痕、变断面处和油孔等。 形成疲劳裂纹的方式有:滑移带开裂、夹杂物和基体界面开裂和孪晶、晶界 开裂。 5.2.1 滑移带开裂 在交变载荷作用下,金属表面将产生滑移线,随着循环次数增加,滑移线逐 渐变粗而形成滑移带的独特结构与静载荷条件下的不同,它的分布极不均匀,随 着塑性应变的增大,滑移带数目不是在所有的晶面上平均增加,只是其中个别滑 移带逐渐变宽而成为粗大的滑移带, 在金相显微镜下, 可以明显看到这些滑移带。 由滑移引起的疲劳裂纹, 可以认为是驻留滑移带上的挤入和挤出现象的结果。 在交变荷载的继续作用下,挤入部分向滑移带纵深扩展,从而形成最初的疲劳裂 纹,然后裂纹沿滑移带方向扩展,并穿过晶粒,直至转化成宏观裂纹。 14 由滑移引起的疲劳断裂――挤入、挤出示意图 5.2.2 夹杂物和基体晶面开裂 机械工程使用的金属材料中,都存在非金属杂物。另一方面,为了提高材料 强度的目的,又常引入第二相。这样的非金属夹杂物或第二相,将与基体形成界 面。在交变应力作用下,夹杂物和第二相微粒在界面处与基体分离。此外,夹杂 物和第二相质点本身在交错应力下也可能发生断裂。 这两种情况都能导致疲劳断 裂。 夹杂物与基体界面开裂过程示意图 15 夹杂物造成断裂实物图 5.2.3 晶界开裂 多晶金属的晶界常数是疲劳裂纹成核的区域。在低应力循环荷载下,裂 纹很容易在晶界上形成。当滑移带到达晶界时受阻,在交变荷载继续作用下,滑 移带在晶界上引起的应变将不断增加,从而在晶界前造成位错塞积。当这种位错 塞积形成的应力增大到断裂强度时, 晶界即开裂而形成微裂纹。 金属的晶粒越粗, 晶界上的应变量越大,位错塞积也大,应力集中增高,易于形成裂纹。 晶界开裂机理示意图 5.3 疲劳裂纹的扩展 纹萌生时开始,经过一定条件下的不断扩展,直到发生瞬时断裂为止的整个 过程,一共可以分成微观裂纹扩展、宏观裂纹扩展和瞬时断裂三个阶段。 第 I 阶段:微观裂纹扩展。疲劳裂纹形成后,能沿着与拉应力成 45°角的 16 最大切应力方向扩展。不过这一阶段的扩展速度很低,深度很浅,只有当裂纹扩 展到一定程度后,才转入第 II 阶段。 第 II 阶段:宏观裂纹扩展。在这一阶段中,裂纹将向垂直于拉应力的方向 扩展,它的扩展速度和深度都大于第 I 阶段。 第 III 阶段:瞬时断裂。随着裂纹的不断扩展,残留的截面积不断缩小,应 力则不断增大。当应力超过材料的静强度指标,即强度极限时,最终发生瞬时断 裂。疲劳断裂的宏观断口具有脆性特性,无明显的塑性变形。 疲劳扩展过程示意图 5.4 金属疲劳断裂宏观断口 疲劳断裂宏观疲劳断口可以分为三个区,即源区、扩展区与瞬时断裂区。源 区一般位于试样表面,尤其是存在应力集中的部位,一般比较光亮。疲劳扩展区 紧靠源区,也很光亮、平滑,而且可看到呈贝纹线或海滩花样,即存在一些类似 同心圆的弧线包围源区, 它是应力发生突变和材料组织变化使裂纹改变方向时留 下的裂纹前沿线痕迹。 最后是瞬时断裂区, 它是由于疲劳裂纹扩展至临界长度后, 剩余截面上的真实应力超过材料抗拉强度而发生的静载断裂, 它的断口特征和存 在严重应力集中的低应力脆性断口相似,多出现放射花样。 17 疲劳断口示意图 疲劳破坏过程和断口形状,与零件的工作载荷类型、应力大小和应力集中条 件等有很大关系。 18 不同工作载荷对断口的影响 1. 高应力下的反复弯曲;2.低应力下的反复弯曲;3.高应力下的旋转弯曲;4.低应力下的 旋转弯曲; 5.高应力和低应力集中系数下的旋转弯曲; 6.低应力和低应力集中系数下的旋转 弯曲;7.高应力和高应力集中系数下的旋转弯曲;8.抵应力下的位―压 6 防止金属脆性断裂失效的途径 6.1 材料的设计与制造 防止脆性断裂应控制下列因素来进行合理结构设计,即材料的断裂韧性水 平、构件的工作温度和应力状态、载荷类型及环境因素等。 温度是引起构件脆断的重要因素之一, 设计者必须考虑使构件的工作温度高 于材料的脆性转变温度(Tc)。若所设计的构件工作温度低于 Tc 时,则必须降 低设计应力水平,使应力低于不会发生裂纹的扩展。若其设计应力不能降低,则 应更换材料,选择韧性更高,Tc 更低的材料。在选择材料时,应保证材料具有 良好的强韧性,良好的工艺性能。 从减少构件脆性断裂上,在进行构件设计时,应使缺陷所产生的应力集中减 少到最低限度,如减少尖角及结构尺寸的不连续性,合理布置焊缝的位置。冶金 生产方面要减少钢中的夹杂物、气孔及钢材的表面缺陷。结构加工后不应存在缺 口、凹槽、过深的刀痕等缺陷。焊接时要防止裂纹、焊瘤、未焊透等缺陷,减小 和消除钢结构中的残余应力, 尤其在条件允许的情况下焊接结构应尽量消除焊接 残余应力,这对于防止低温脆断具有非常重要的意义。 6.2 调整化学成分 19 钢的化学成分中的有益元素含量在合金设计中应给以重视,而 C、N、H、O、 P 等有害夹杂含量增加均会提高脆性转变温度,降低冲击韧性,所以应减少其含 量。要对脆断事故进行分析,首先应该要看是否含量超标,不超标时也要考虑合 金配比是否合适,因为成分落在牌号规范内,但配比不合适(如 Mn/C 比),其 工艺性能或使用性能上达不到要求并引起失效的事例是很多的, 如在设计钢的成 分时应尽可能地控制一些对钢的回火脆性影响较大元素的配比, 使钢的回火脆性 不致过大,以及向回火脆性敏感性较大的钢中添加钼和钨,对回火脆性敏感性较 大的铬镍钢,铬锰钢、硅锰钢、铬钒钢等加钼便是如此。 镍被认为是降低钢的脆性转变温度作用最大的元素。 低碳钢的脆性转变温度 因镍量增加而降低,淬火后低温回火的镍钢含 4.5%镍,高温回火的钢含 2.5%镍 时,脆性转变温度可降到最低。在合金结构钢中,铜的作用与镍相似。 锰对钢的脆性转变温度的影响因含量不同而异。低碳钢含锰在 1.5%以下 时可使脆性转变温度降低,所以,降碳增锰可以减少钢中的碳化物、细化晶粒, 有利于低碳钢获得较高的低温冲击韧性, 但含锰高时又使钢的脆性转变温度提高。 此外,钢中偏析、夹杂物。白点、微裂纹等缺陷越多,韧性越低。 综上所述,碳、氮、磷。硅等元素增大钢的冷脆性倾向,镍、少量锰、铜 等元素有利于钢获得较高的低温冲击韧性。 由于合金元素对钢的冷脆性的影响很 复杂,加之还要受其他方面因素的影响,还需具体分折。总之,调整合金元素, 降低杂质含量,提高钢的纯净度是降低材料脆断的有效途径。 6.3 细化晶粒 细化晶粒是控制材料韧性.避免脆断的重要手段。粗晶粒的钢脆性转变温 度较细晶粒的为高, 如粗晶粒的中碳钢的脆性转变温度, 可较细晶粒的钢高 40℃。 细晶粒强化符合 Hall-Petch 关系,当晶粒越细,晶界面积就越大,晶界对位错 运动的阻碍也越大,从而使强度升高。此外,晶粒越细,在一定体积内的晶粒数 目越多,在同样变形量下,变形分散在更多的晶粒内进行,晶粒内部和晶界附近 的应变度相差较小,变形较均匀,相对来说引起应力集中减小,使材料在断裂之 前能承受较大的变形量, 因而有较好的塑性; 又因为晶粒越细, 晶界的曲折越多, 越不利于裂纹的传播。 从而在断裂过程中可吸收更多的能量, 表现出较高的韧性; 当晶粒细小时, 晶界面积增加。 又使晶界杂质浓度减少, 避免产生沿晶脆性断裂。 在铸造生产中可通过加大过冷度,在铸铁中加入硅铁或硅钙合金,在铝合金中加 入钛、锆、钒等或在合金钢中加入碳化物形成元素(Ti、V 等),阻止加热时对 晶粒长大,从而细化晶粒提高韧性。 20 7 断裂实例分析 左图为一种用于制备高分子材料的拉模板, 它是由一种新型合金制成,但其在实验使用过 程中,仅加热了 30 分钟,便发生了断裂;用其 他样品测试也发生了类似情况。这是其中的一 个样品,对其进行分析,以确定开裂的原因。 化学分析鉴定为模切板材料是金属粉末冶金制 得的马氏体不锈钢工具钢,其结构的设计是为 实现良好的耐磨性。 分析过程 图 1 是拉模板的俯视图, 从图中可以看出, 这个裂口起始在外边缘,之后向内延伸, 接触到了挤孔的,并沿着其圆周面发生了 一定的偏折。 图1 图 2 是拉模板的侧面度,显示了断裂的宽 度,这一宽度说明了这部分有着很大的残余应 力 图2 21 图 3 是拉模板入口处 (图 1 的背面) 的照片, 可以发现断裂是由螺丝孔和加热孔之间的窄带 出开始的。 图3 图 4 是局部放大图,可看到,螺丝孔与加热 孔之间的距离很小。 图4 图5 图6 图 5,6 使用立体显微镜(65 倍)对其他加热孔和螺丝孔的观察,得到其低倍的 放大图像,发现全部的窄带部分都出现了不同程度的裂缝 22 因为断口的表面已经被严重氧化, 为了方便下一步的分析,特地将其从 横断面抛开。图 7 标注出了窄带的位 置 图7 刚剖开的断口处尚未被氧化,可 以很好地展现出断裂的表面情况。清 洁试样后,用 SEM 对其进行观察和分 析 图 8 是低倍 SEM 像, 原始的裂纹轮 廓被标记了出来。断裂面是由于实验 室中为剖开试样,而应力过载造成的 图8 通过使用背散射电子(BSE)来增 加 SEM 的放大倍数, 从而得到了图 9, 显示了原始裂纹表面已被氧化 图9 23 图 10 是继续增大 SEM 的放大倍数所得到的 图像, 可以看到原始断裂面的边界处有渗氮层。 对其进行形貌分析,得出结论,裂纹是由右上 方的 V 型角开始,这个角由于不完整的螺纹牙 底(应力集中最高处) 图 10 图 11 真正特征。图 12 渗氮层的内侧也已经被氮气高度氧化了 图 12 图 11 是高放大倍数的渗氮层的剖面图。表面应经氮气被氧化了,这正是断口的 图 13 实验室中的新开的断口,可 以看到,这一端口上没有渗氮层,只 有一个韧窝的结构,没有被氧化,说 明这是个韧性断裂,内部材料并没脆 化 图 13 24 对图 6 中观察得到细微的裂纹进 行横切面的金相分析。首先,要对这 一内侧的表面进行抛光处理,去除大 约 0.002 英尺的厚度,使其达到 ASTM E3-01 的金相分析标准。图 14 是低倍 光镜下窄带的照片,该窄带最窄处只 有 721.9μm。 还可以观察到多出裂纹。 图 14 对裂纹处进一步放大可看到氧化 了的线形裂纹,该裂纹是在 V 型螺纹 的边缘处,其中白色颗粒是碳化物, 可以看出碳化物分密度很高。图 15) ( 图 15 试样的表面被磨平抛光大于 635 μm 的厚度,之后再对其微观结构进 行检测。 16 是 0.025 英寸下的横断 图 面光镜图像,可以很明显观察到一层 渗氮层。 图 16 25 提高光镜放大倍数,显示出螺丝 孔 V 型凹口处的表面(还有一些小裂 纹) 图 17 对同一位置,在腐蚀去表层之后, 得到了图 18,显示出了黑色的氮化物 扩散区域。另外,白色的球状颗粒是 碳化物。 图 18 图 19 是高倍放大后的氮化物层。 白色的球状颗粒是碳化物。沿着晶界 的狭长白色网状结构是氮化铁和碳氮 化合物,这是一层很脆的结构组织。 图 19 26 对螺丝孔的纵向横截面进行金相 分析, 20 在螺纹上也有明显渗氮层 图 图 20 图 21 的高倍放大图像揭示了渗氮 层内部氮化物与碳化物相互交织的网 络 图 21 图 22,,23 的许多裂纹显示了这一结构的脆性。 27 图 24 对表层下微裂纹进行显微努氏硬度测试,测试中对其施加 500g 的载荷,并 将所得结果转换为洛氏硬度 HRC。得到的结果是:渗氮层的硬度极高,达到了 81-84HRC,这也说明了,这一部分具有极大的脆性。而拉模板核心部分的硬度仅 为 44HRC。 核心材料硬度较低,加之氮化的影响,这些极大地降低了材料的耐磨性能。 分析结果 结果表明脆性渗氮层盖,螺丝孔和加热器入口之间的狭窄窄带的横截面面积 太小,而导致破坏模具板。断裂由螺丝孔开始,快速地传播到加热器孔,之后快 速地超越该孔,而传播到毗邻的过薄的窄带。加热器的加热引起了热应力这造成 了非常硬而脆的渗氮层的开裂该合金由于具有一个很高的碳含量, 所以其耐磨性 极佳。而且其中掺杂了钒的碳化物(耐磨常用工具钢的碳化物) ,因为防止了氮 化,所以具有了优异的性能。元件若发生氮化,则其耐腐蚀性降低和基体的硬度 会有所降低。 28 建议改进措施 1.为防止拉模板被氮化,因该在其退火之后立即在 700°F 下两倍回火; 2.加大螺丝孔和加热器孔的距离,从而增大二者的厚度; 3.在起始阶段,应缓慢加热,这样可以降低热应力。 29

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9857a

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