高强低碳贝氏体钢拉伸断裂的失效机制

高强低碳贝氏体钢拉伸断裂的失效机制

通过发展和使用强度高、性能好的钢铁材料，可以节省大量木材的消耗，降低资源、能源和环境的压力。因此，hssa钢的组织和质量控制是hssa钢保持良好完整性能力的关键。为了获得良好的完整性和抗渗透性能，hssa钢目前主要采用以针feli体为基础的中低温变相组织。采用微金融化和控屑控制技术（tp），hssa钢的强度水平不断提高。目前，屈服强度可达到800-1kg。然而，随着钢强度水平的提高，一些独特的试验现象暴露出来，以及延长间隙分离就是其中之一。拉伸断口分离是指在拉伸实验中,试样不仅在垂直于拉伸方向的截面发生断裂,而且还会出现较为明显的平行于拉伸方向的裂纹.根据以往的实际生产经验,如果在低强度等级的低合金钢中发生了拉伸或冲击断口分离现象,绝大多数情况是由于钢中出现了较大尺寸或呈链状的夹杂物,或者是形成了异常的带状组织.不过,对于强度等级较高的低合金钢而言,即使在内部缺陷和组织控制良好的情况下,拉伸断口分离现象还是会频繁发生.有学者提出晶粒形状和织构等原因导致的各向异性及在热处理时造成的晶界弱化都会导致钢材发生拉伸断口分离现象.因此,对于发生断口分离的钢铁材料,其服役安全性受到了广泛的关注.到目前为止,对于发生拉伸断口分离的钢材能否被使用的问题仍然没有比较权威的定论,更没有明确的标准来指导如何判定和对待拉伸实验中的断口分离现象.鉴于这种情况,本研究针对800MPa级高强度热轧低碳贝氏体钢,就拉伸断口分离现象进行了综合性的分析和讨论,旨在揭示拉伸断口分离的形成机理和影响要素.1拉伸试验及分析实验材料为工业800MPa级热轧钢板,其化学成分(质量分数,%)为:C0.05,Mn1.3,Si0.3,(Cu+Ni+Cr+Mo)3,(Nb+V+Ti)0.1,Fe余量.钢坯采用转炉、精炼、真空脱气工艺冶炼,铸态板坯厚度270mm,轧制工艺为两阶段控轧控冷工艺:再加热温度1200℃;粗轧温度区间1120—1020℃,精轧温度区间900—820℃;最终钢板厚度30mm;空冷至750℃后进行喷水加速冷却,终冷温度400℃,然后再空冷至室温;最后经过620—650℃的回火处理,回火时间为90min.对该种钢进行了全厚度板拉伸测试,此外,还进行了1/2厚度和1/4厚度取样的直径为10mm的圆棒拉伸测试.为了全面分析分离断面的断裂过程,利用扫描电子显微镜(SEM)对断口的分离面进行了观察,并进一步将试样沿分离面的纵向剖开(剖面平行于拉伸方向),在机械磨制、抛光后用过饱和苦味酸在50℃水浴中进行浸蚀,以表征钢材组织,特别是在拉伸形变后晶界分布的变化.此外,在试样颈缩区和原始钢板处切取方形样品,经机械磨制后进行了X射线衍射(XRD)分析,利用取向分布函数(orientationdistributionfunction,ODF)对钢板在拉伸塑性形变过程中的织构演变进行了表征.为考察实验钢是否在厚度方向上存在强度和塑性与其名义值的差异,对钢板直径为10mm短圆棒试样进行了三主轴方向的拉伸测试,由于试样有效拉伸区较短(约15mm),仅获取了屈服强度、抗拉强度和断面收缩率3个力学性能参数.同时,为了研究在断裂前试样的受力状态,利用有限元模拟软件ANYSY13.0对拉伸颈缩过程进行了模拟研究.选用平面轴对称模型Plane182;拉伸体设定为直径10mm,长度40mm的圆柱体;对材料力学性能进行必要简化,假设材料为各向同性;省略均匀延伸过程,利用微小尺寸差异诱导颈缩,颈缩诱导系数为0.98;以Mises屈服准则表征塑性形变过程中应力应变关系,多次重复实验并对照实测应力应变曲线进行参数修正;最终获得试样的整体应力分布随颈缩发展程度变化的定量模拟结果.2拉伸断口分离的相组织钢板的最终组织为板条贝氏体组织,如图1所示,其原奥氏体晶粒呈扁平状,在3个方向上的平均尺寸分别为:纵向(LD)38μm,横向(TD)22μm,厚度方向(SD)15μm.利用各项常规检测均未在钢中发现异常夹杂物及其它各类有害缺陷.在全厚度板拉伸实验过程中,试样发生了严重的断口分离现象,分离裂纹贯穿试样,其断裂后的宏观形貌如图2所示.由全板厚拉伸实验测得钢的屈服强度为850MPa,抗拉强度为890MPa,断后伸长率达到18%,但是均匀伸长率仅为4%.1/2和1/4厚度取样的圆棒拉伸测试结果与全厚度板拉伸的测试结果基本一致,并且也均发生断口分离现象.通过大量实验观察发现,无论拉伸试样是何种尺寸,发生断口分离的分离面均处于试样厚度1/2处附近,分离面垂直于厚度方向,即平行于轧面.在全厚度板拉伸实验中还观察到这种分离出现在最终断裂前极短时间,但是又明显先于试样的最终断裂,在发生分离时伴随很大的声音且有少量烟雾出现,发生分离后试样随即断为两半.图3为全厚度板拉伸试样分离面的SEM像.可见,分离面具有明显的低塑性解理断裂特征,断面平坦,有类似晶粒形状的凸起和凹陷,几乎没有韧窝,局部放大后可观察到如图3b所示的断裂条纹,与正常的解理断裂条纹不同,这些条纹明显地呈现出平行于拉伸方向的趋势,这种现象可能与拉伸过程中贝氏体板条转动形成的特殊结构有关.图4a为分离面侧剖面的SEM像.在主分离裂纹的附近可以观察到少量二次裂纹,这些二次裂纹均完全平行于主裂纹,并且显现出进一步扩展的趋势.经局部放大观察后可发现,主分离裂纹附近的组织有严重的拉伸塑性形变(图4b).晶界形成了垂直于厚度方向的密排,如图1所示的贝氏体组织及原奥氏体晶粒形态在形变后几乎不可分辨.通过XRD对拉伸形变前后的织构特征进行了分析,选取≤φ2=45°的特征截面进行织构表征,如图4c和d所示.可以看到,原始钢板中虽然已存在<111>∥轧制方向的织构,但是仍有多种其它类型织构同时存在,如<211>∥轧制方向和<490>∥轧制方向,所以织构特征并不明显.但是在颈缩区附近,<111>∥拉伸方向的丝织构成为唯一织构特征,这是典型的由于拉伸形变而形成的织构.图5为主分离裂纹尖端的SEM像.可以看到,主裂纹端部在扩展过程中存在着明显的扭折,这些扭折很好地解释了图3中分离面表面出现凸起和凹陷的现象.裂纹在传播过程中,可能存在沿晶界传播和穿过贝氏体板条束传播2种方式,但是无论以哪种方式转播,都属于脆性开裂的方式.当裂纹受到阻力发生扭折时,扭折幅度都很小,仅有几个微米,这又对应了图3中观察到的较为平整的分离面,也说明这种分离断裂可能是受晶界和贝氏体组织取向共同影响的解理型断裂.此外,因为裂纹在颈缩区边缘停止(图2),因此,此处组织经受的拉伸塑性形变相对较小,经浸蚀后仍可以清楚地观察到原奥氏体晶界和贝氏体晶体学单元的边界.通过以上的观察,基本确定了拉伸断口分离是一种低塑性解理断裂.为了研究这种低塑性断裂是否是由钢板自身在厚度方向上存在性能差异造成的,对钢板进行了三主轴方向的短圆棒拉伸实验,测试结果如表1所示.沿厚度方向的拉伸性能虽然低于纵向和横向,但是差值极小,并无本质性差异.图6显示了三主轴方向拉伸短圆棒试样断裂后的断口形貌.可见,在纵向、横向和厚度方向上该种钢均显示出较高的塑性,断面收缩率都达到60%以上.沿纵向和横向的拉伸试样发生了断口分离,而沿厚度方向的拉伸试样为正常的杯锥型塑性断口.在拉伸断口分离现象中还有一个较令人困惑的问题,即颈缩区产生的侧向拉伸应力究竟是否可以达到使材料断裂的水平.为了定量地表征拉伸颈缩过程中侧向应力的大小,利用有限元模拟软件ANSYS13.0对拉伸颈缩过程进行了模拟实验研究.实验获得的颈缩区应力分布如图7所示.可以看出,无论是主拉伸应力还是侧向拉伸应力,最大值都在颈缩区中心部位形成,这很好地解释了所有分离断裂均出现在试样中心处的原因.侧向拉伸应力和主拉伸应力随名义拉伸应力(外加真实拉伸应力)的变化如图8所示.当颈缩发生后,虽然外加名义拉伸应力是随着应变增加而逐渐降低的,但是拉伸试样颈缩区中心处的真实拉伸应力却仍在急剧增加.形成这种现象的原因一方面是颈缩造成了实际拉伸净截面的减少,以颈缩截面收缩75%(接近实际纵向拉伸实验中测得的面缩率)为例,如果此时名义拉伸应力为500—600MPa(对应实验中试样断裂时的真实外加拉伸应力),则颈缩最小截面的平均真实拉伸应力为名义拉伸应力的4倍,可以达到2GPa以上;另一方面还要注意到,由于颈缩的发生,截面上其实并非均匀受力,往往在中心处形成拉伸应力的最大值,边缘处拉伸应力略低,因此,要估算颈缩区中心处的真实拉伸应力,其实还要在颈缩最小截面的平均真实拉伸应力的基础上,再乘以一个大于1的系数,并且这个系数是随着颈缩的发展而增加的.所以,虽然在进行拉伸实验时测量得到的抗拉强度不超过900MPa,但是在颈缩发生后,颈缩中心部位沿拉伸方向的真实最大拉伸应力可达2—3GPa,甚至更高,而这个应力对应着材料发生断裂时的真实最大应力.通过模拟还基本确定了侧向应力随颈缩发展的基本趋势,可以看出,当颈缩发展到比较严重的程度,颈缩区最大面缩率达到70%以上时,侧向拉应力可以达到主拉伸方向最大真应力的1/4—1/3,完全有可能超过材料的屈服强度甚至抗拉强度.3材料的拉伸变形拉伸断口分离现象之所以受到广泛关注,最重要的原因还是由于在拉伸过程中产生了沿厚度方向的开裂,因此,钢板在厚度方向上的性能,以及钢中是否存在有害夹杂物等隐患受到了强烈的质疑.当然这是出于对材料使用安全性的考虑,因为很多研究都指出带状组织、异常晶粒形态、晶界弱化和存在有害夹杂物是造成拉伸断口分离的重要原因.从本实验的结果看,拉伸断口的分离确实是一种脆性开裂,这与此类钢材的塑性特征并不吻合.模拟颈缩过程的实验结果也表明,侧向应力虽然可以达到屈服点以上,但是远低于材料断裂时的主拉伸应力强度.所以看起来其中存在这样一个矛盾:既然可以证明原始状态的钢板在3个方向上的强度和塑性性能是没有本质性差异的,那么为何在侧向应力远小于主拉伸应力的条件下还会先发生沿侧向的断裂.这其中必然经历了一个材料性能的转变过程,即当发生断口分离时,材料已经从初始状态的各向同性转变为了各向异性,而这种各向异性突出体现在沿厚度方向上塑性和断裂强度的降低.材料厚度方向上性能的改变是在拉伸实验过程中形成的.在拉伸过程中,材料承受了较大的塑性形变,而这种塑性形变的程度在颈缩区,特别是颈缩区中心部位远远超过均匀延伸区.以本实验为例,实验钢测得的拉伸性能中,断后伸长率接近20%,其中包含了均匀延伸和颈缩时的局部延伸,而该类钢的均匀延伸通常不超过5%,来自于颈缩区的局部真实伸长率应该远超过名义上的断后伸长率.还可以用另一种方法来更为精确地估算颈缩区的最大塑性拉伸形变:实验中当材料发生断裂时,断面收缩率一般为70%以上,即使不考虑微孔洞的出现增加了外观体积,以体积不变为原则,材料的最大拉伸形变也可以达到200%以上.因此,在如此大的塑性形变条件下,才会出现如图4b显示的有着严重拉伸形变特征的组织形貌.Tsuji等的研究中也揭示了马氏体结构通过形变形成超细化的晶粒所需的等效塑性形变量为0.8,而铁素体-珠光体结构要发生类似的转变需要等效塑性形变量为4.0以上.由于本实验中所研究的钢材为低碳钢,其板条贝氏体结构更接近马氏体结构,因此,在颈缩区严重拉伸形变的条件下出现了如图4b所示的不同于原始贝氏体的形态结构.在经历了严重的拉伸塑性形变后,材料的织构特征发生了显著变化,如图4c和d所示.在原始状态下,钢板中探测到多种织构,即无明显特征织构;但是在颈缩区,{111}<110>型织构特征被强化,其它织构特征消失,虽然{111}∥轧面型织构被认为是有利于材料各向同性的,但是<110>∥拉伸方向的拉伸丝织构会造成沿拉伸方向的韧化和垂直拉伸方向的脆化.此外还有2个因素不可忽视,首先是颈缩区三向拉伸应力的影响,三向拉伸应力被认为是一种“硬”的应力状态,在这种应力状态下,材料更容易表现出脆性.通过有限元模拟实验可以看到,颈缩区确实处于三向拉伸的应力状态,不仅如此,如果主拉伸应力不能使材料断裂,那么此时“拉伸试样的主拉伸应力”实际意义上是作为导致断裂的“侧向拉伸应力”存在的,出现侧应力高于主应力的情况.这种应力状态在各向同性材料中是很难实现的,而在这种特殊应力状态下,材料会更加倾向于发生脆性断裂.另外,在塑性拉伸形变过程中,钢中的一些被认为无害的微小缺陷,例如小尺寸的长条状MnS,单颗球状Al2O3夹杂物等,也有可能会发展成尺寸较大的,具有各向异性的有害缺陷.如果钢材处于原始状态,其高塑性会抑制这些缺陷形成裂纹并扩展,但是当材料塑性降低时,这些缺陷造成断裂的概率会显著增加,材料的断裂强度甚至可能因此被降低至屈服点以下,因此,有时即使颈缩程度不严重,侧向应力水平不高时仍会有拉伸断口分离现象发生.很多研究都把发生断口分离的原因归结为钢中存在的夹杂物,这种观点自身并没有任何错误,但应当指出的是,某些夹杂物只是在材料塑性降低的情况下才会成为导致材料发生断口分离的裂纹起源,而并非形成拉伸断口分离现象的本质原因.对于拉伸断口分离现象还有一个需要解释的问题,就是分离面的形成总是垂直于厚度方向且平行轧面产生.这个现象的原因主要缘于厚度方向相对其它2个方向屈服强度较低.虽然在强度和塑性上并没有本质性差异,但是毕竟沿厚度方向的屈服强度还是低于纵向和横向的,因此,在沿纵向拉伸并发生颈缩时,往往沿厚度方向的收缩率要大于横向,这会导致在沿厚度方向上形成较大的侧向拉伸应力.此外,从裂纹扩展阻力角度看,经拉伸塑性形变后形成的贝氏体结构也对开裂方向有着显著的影响.对于原始组织而言,无论从织构特征上还是贝氏体单元的形状上都不可能导致强度和塑性上显著的各向异性.这里所谓的贝氏体单元主要指与彼此间可以形成大角度晶界的晶体学单元,这种大角度晶界可能来自于原奥氏体晶界,也可以是相变过程中形成的属于不同Bain组的贝氏体变体之间的界面.很多研究表明,大角度晶界会在裂纹穿过时,对裂纹起到明显的阻碍作用,这个现象在冲击实验中更为明显,而很多材料也正是利用了这个机制达到了大幅度提高韧性的目的.本实验中,在颈缩区产生严重的拉伸塑性形变后,不仅贝氏体单元可以被拉长,而且通过形变过程中的位错塞积作用,使很多小角度晶界转变为了大角度晶界,客观上形成了细化贝氏体单元的效果.与原始状态相比,被细化的贝氏体结构表现出更明显的各向异性,正如图4b所显示的那样,晶界在垂直于厚度方向上形成了非常高的密度,而在拉伸方向上的密度极低.因此,裂纹的扩展路径选择更倾向于平行高密度大角度晶界界面的平面,即平行于轧面的平面.这种现象往往在冲击实验中体现得更为明显,而冲击实验中的断口分离(也包括断口分层)更能体现出材料初始状态下晶界和缺陷的各向异性.虽然冲击断口分离与拉伸断口分离机理相近,但是从实验现象上看,二者的发生并没有必然联系.在文献中也提到了类似的现象,即发生拉伸断口分离的试样不一定会在冲击实验中发生断口分离现象.关注和研究拉伸断口分离现象的根本目的还是在于考察材料沿厚度方向的力学性能是否存在着安全隐患.本实验中所研究的热轧贝氏体板材虽然在纵向的拉伸实验中发生了断口分离,但是通过三主轴方向短试样直接测量的方法,确定了其厚度方向的强度并不显著低于纵向和横向,并且沿厚度方向拉伸断裂的试样为典型的杯锥型断口,具有较高塑性,并非拉伸断口分离时形成的低塑性解理型断口.板材在应用过程中,沿厚度方向几乎不可能直接受到拉应力载荷,因此,在基于应力设计的应用中,这类热轧贝氏体钢板在厚度方向性能上基本不存在安全隐患.由于拉伸断口分离发生在拉伸断裂前极短时间内,所以对诸如屈服强度、抗拉强度、均匀伸长率、断后伸长率及断后截面收缩率等性能指标几乎没有或完全没有影响,在常规力学性能检测中无法体现出断口分离是否意味着钢材厚度方向的薄弱或存在异常缺陷,所以建议在进行拉伸实验时如果发生了断口分离现象,应当进一步进行沿厚度方向的短试样拉伸测试来作为辅助实验,以此来判定钢板厚度方向性能是