高強低碳貝氏體鋼拉伸斷裂的失效機制

通過發展和使用強度高、性能好的鋼鐵材料，可以節省大量木材的消耗，降低資源、能源和環境的壓力。因此，hssa鋼的組織和質量控制是hssa鋼保持良好完整性能力的關鍵。為了獲得良好的完整性和抗滲透性能，hssa鋼目前主要采用以針feli體為基礎的中低溫變相組織。采用微金融化和控屑控制技術（tp），hssa鋼的強度水平不斷提高。目前，屈服強度可達到800-1kg。然而，隨著鋼強度水平的提高，一些獨特的試驗現象暴露出來，以及延長間隙分離就是其中之一。拉伸斷口分離是指在拉伸實驗中,試樣不僅在垂直于拉伸方向的截面發生斷裂,而且還會出現較為明顯的平行于拉伸方向的裂紋.根據以往的實際生產經驗,如果在低強度等級的低合金鋼中發生了拉伸或沖擊斷口分離現象,絕大多數情況是由于鋼中出現了較大尺寸或呈鏈狀的夾雜物,或者是形成了異常的帶狀組織.不過,對于強度等級較高的低合金鋼而言,即使在內部缺陷和組織控制良好的情況下,拉伸斷口分離現象還是會頻繁發生.有學者提出晶粒形狀和織構等原因導致的各向異性及在熱處理時造成的晶界弱化都會導致鋼材發生拉伸斷口分離現象.因此,對于發生斷口分離的鋼鐵材料,其服役安全性受到了廣泛的關注.到目前為止,對于發生拉伸斷口分離的鋼材能否被使用的問題仍然沒有比較權威的定論,更沒有明確的標準來指導如何判定和對待拉伸實驗中的斷口分離現象.鑒于這種情況,本研究針對800MPa級高強度熱軋低碳貝氏體鋼,就拉伸斷口分離現象進行了綜合性的分析和討論,旨在揭示拉伸斷口分離的形成機理和影響要素.1拉伸試驗及分析實驗材料為工業800MPa級熱軋鋼板,其化學成分(質量分數,%)為:C0.05,Mn1.3,Si0.3,(Cu+Ni+Cr+Mo)3,(Nb+V+Ti)0.1,Fe余量.鋼坯采用轉爐、精煉、真空脫氣工藝冶煉,鑄態板坯厚度270mm,軋制工藝為兩階段控軋控冷工藝:再加熱溫度1200℃;粗軋溫度區間1120—1020℃,精軋溫度區間900—820℃;最終鋼板厚度30mm;空冷至750℃后進行噴水加速冷卻,終冷溫度400℃,然后再空冷至室溫;最后經過620—650℃的回火處理,回火時間為90min.對該種鋼進行了全厚度板拉伸測試,此外,還進行了1/2厚度和1/4厚度取樣的直徑為10mm的圓棒拉伸測試.為了全面分析分離斷面的斷裂過程,利用掃描電子顯微鏡(SEM)對斷口的分離面進行了觀察,并進一步將試樣沿分離面的縱向剖開(剖面平行于拉伸方向),在機械磨制、拋光后用過飽和苦味酸在50℃水浴中進行浸蝕,以表征鋼材組織,特別是在拉伸形變后晶界分布的變化.此外,在試樣頸縮區和原始鋼板處切取方形樣品,經機械磨制后進行了X射線衍射(XRD)分析,利用取向分布函數(orientationdistributionfunction,ODF)對鋼板在拉伸塑性形變過程中的織構演變進行了表征.為考察實驗鋼是否在厚度方向上存在強度和塑性與其名義值的差異,對鋼板直徑為10mm短圓棒試樣進行了三主軸方向的拉伸測試,由于試樣有效拉伸區較短(約15mm),僅獲取了屈服強度、抗拉強度和斷面收縮率3個力學性能參數.同時,為了研究在斷裂前試樣的受力狀態,利用有限元模擬軟件ANYSY13.0對拉伸頸縮過程進行了模擬研究.選用平面軸對稱模型Plane182;拉伸體設定為直徑10mm,長度40mm的圓柱體;對材料力學性能進行必要簡化,假設材料為各向同性;省略均勻延伸過程,利用微小尺寸差異誘導頸縮,頸縮誘導系數為0.98;以Mises屈服準則表征塑性形變過程中應力應變關系,多次重復實驗并對照實測應力應變曲線進行參數修正;最終獲得試樣的整體應力分布隨頸縮發展程度變化的定量模擬結果.2拉伸斷口分離的相組織鋼板的最終組織為板條貝氏體組織,如圖1所示,其原奧氏體晶粒呈扁平狀,在3個方向上的平均尺寸分別為:縱向(LD)38μm,橫向(TD)22μm,厚度方向(SD)15μm.利用各項常規檢測均未在鋼中發現異常夾雜物及其它各類有害缺陷.在全厚度板拉伸實驗過程中,試樣發生了嚴重的斷口分離現象,分離裂紋貫穿試樣,其斷裂后的宏觀形貌如圖2所示.由全板厚拉伸實驗測得鋼的屈服強度為850MPa,抗拉強度為890MPa,斷后伸長率達到18%,但是均勻伸長率僅為4%.1/2和1/4厚度取樣的圓棒拉伸測試結果與全厚度板拉伸的測試結果基本一致,并且也均發生斷口分離現象.通過大量實驗觀察發現,無論拉伸試樣是何種尺寸,發生斷口分離的分離面均處于試樣厚度1/2處附近,分離面垂直于厚度方向,即平行于軋面.在全厚度板拉伸實驗中還觀察到這種分離出現在最終斷裂前極短時間,但是又明顯先于試樣的最終斷裂,在發生分離時伴隨很大的聲音且有少量煙霧出現,發生分離后試樣隨即斷為兩半.圖3為全厚度板拉伸試樣分離面的SEM像.可見,分離面具有明顯的低塑性解理斷裂特征,斷面平坦,有類似晶粒形狀的凸起和凹陷,幾乎沒有韌窩,局部放大后可觀察到如圖3b所示的斷裂條紋,與正常的解理斷裂條紋不同,這些條紋明顯地呈現出平行于拉伸方向的趨勢,這種現象可能與拉伸過程中貝氏體板條轉動形成的特殊結構有關.圖4a為分離面側剖面的SEM像.在主分離裂紋的附近可以觀察到少量二次裂紋,這些二次裂紋均完全平行于主裂紋,并且顯現出進一步擴展的趨勢.經局部放大觀察后可發現,主分離裂紋附近的組織有嚴重的拉伸塑性形變(圖4b).晶界形成了垂直于厚度方向的密排,如圖1所示的貝氏體組織及原奧氏體晶粒形態在形變后幾乎不可分辨.通過XRD對拉伸形變前后的織構特征進行了分析,選取≤φ2=45°的特征截面進行織構表征,如圖4c和d所示.可以看到,原始鋼板中雖然已存在<111>∥軋制方向的織構,但是仍有多種其它類型織構同時存在,如<211>∥軋制方向和<490>∥軋制方向,所以織構特征并不明顯.但是在頸縮區附近,<111>∥拉伸方向的絲織構成為唯一織構特征,這是典型的由于拉伸形變而形成的織構.圖5為主分離裂紋尖端的SEM像.可以看到,主裂紋端部在擴展過程中存在著明顯的扭折,這些扭折很好地解釋了圖3中分離面表面出現凸起和凹陷的現象.裂紋在傳播過程中,可能存在沿晶界傳播和穿過貝氏體板條束傳播2種方式,但是無論以哪種方式轉播,都屬于脆性開裂的方式.當裂紋受到阻力發生扭折時,扭折幅度都很小,僅有幾個微米,這又對應了圖3中觀察到的較為平整的分離面,也說明這種分離斷裂可能是受晶界和貝氏體組織取向共同影響的解理型斷裂.此外,因為裂紋在頸縮區邊緣停止(圖2),因此,此處組織經受的拉伸塑性形變相對較小,經浸蝕后仍可以清楚地觀察到原奧氏體晶界和貝氏體晶體學單元的邊界.通過以上的觀察,基本確定了拉伸斷口分離是一種低塑性解理斷裂.為了研究這種低塑性斷裂是否是由鋼板自身在厚度方向上存在性能差異造成的,對鋼板進行了三主軸方向的短圓棒拉伸實驗,測試結果如表1所示.沿厚度方向的拉伸性能雖然低于縱向和橫向,但是差值極小,并無本質性差異.圖6顯示了三主軸方向拉伸短圓棒試樣斷裂后的斷口形貌.可見,在縱向、橫向和厚度方向上該種鋼均顯示出較高的塑性,斷面收縮率都達到60%以上.沿縱向和橫向的拉伸試樣發生了斷口分離,而沿厚度方向的拉伸試樣為正常的杯錐型塑性斷口.在拉伸斷口分離現象中還有一個較令人困惑的問題,即頸縮區產生的側向拉伸應力究竟是否可以達到使材料斷裂的水平.為了定量地表征拉伸頸縮過程中側向應力的大小,利用有限元模擬軟件ANSYS13.0對拉伸頸縮過程進行了模擬實驗研究.實驗獲得的頸縮區應力分布如圖7所示.可以看出,無論是主拉伸應力還是側向拉伸應力,最大值都在頸縮區中心部位形成,這很好地解釋了所有分離斷裂均出現在試樣中心處的原因.側向拉伸應力和主拉伸應力隨名義拉伸應力(外加真實拉伸應力)的變化如圖8所示.當頸縮發生后,雖然外加名義拉伸應力是隨著應變增加而逐漸降低的,但是拉伸試樣頸縮區中心處的真實拉伸應力卻仍在急劇增加.形成這種現象的原因一方面是頸縮造成了實際拉伸凈截面的減少,以頸縮截面收縮75%(接近實際縱向拉伸實驗中測得的面縮率)為例,如果此時名義拉伸應力為500—600MPa(對應實驗中試樣斷裂時的真實外加拉伸應力),則頸縮最小截面的平均真實拉伸應力為名義拉伸應力的4倍,可以達到2GPa以上;另一方面還要注意到,由于頸縮的發生,截面上其實并非均勻受力,往往在中心處形成拉伸應力的最大值,邊緣處拉伸應力略低,因此,要估算頸縮區中心處的真實拉伸應力,其實還要在頸縮最小截面的平均真實拉伸應力的基礎上,再乘以一個大于1的系數,并且這個系數是隨著頸縮的發展而增加的.所以,雖然在進行拉伸實驗時測量得到的抗拉強度不超過900MPa,但是在頸縮發生后,頸縮中心部位沿拉伸方向的真實最大拉伸應力可達2—3GPa,甚至更高,而這個應力對應著材料發生斷裂時的真實最大應力.通過模擬還基本確定了側向應力隨頸縮發展的基本趨勢,可以看出,當頸縮發展到比較嚴重的程度,頸縮區最大面縮率達到70%以上時,側向拉應力可以達到主拉伸方向最大真應力的1/4—1/3,完全有可能超過材料的屈服強度甚至抗拉強度.3材料的拉伸變形拉伸斷口分離現象之所以受到廣泛關注,最重要的原因還是由于在拉伸過程中產生了沿厚度方向的開裂,因此,鋼板在厚度方向上的性能,以及鋼中是否存在有害夾雜物等隱患受到了強烈的質疑.當然這是出于對材料使用安全性的考慮,因為很多研究都指出帶狀組織、異常晶粒形態、晶界弱化和存在有害夾雜物是造成拉伸斷口分離的重要原因.從本實驗的結果看,拉伸斷口的分離確實是一種脆性開裂,這與此類鋼材的塑性特征并不吻合.模擬頸縮過程的實驗結果也表明,側向應力雖然可以達到屈服點以上,但是遠低于材料斷裂時的主拉伸應力強度.所以看起來其中存在這樣一個矛盾:既然可以證明原始狀態的鋼板在3個方向上的強度和塑性性能是沒有本質性差異的,那么為何在側向應力遠小于主拉伸應力的條件下還會先發生沿側向的斷裂.這其中必然經歷了一個材料性能的轉變過程,即當發生斷口分離時,材料已經從初始狀態的各向同性轉變為了各向異性,而這種各向異性突出體現在沿厚度方向上塑性和斷裂強度的降低.材料厚度方向上性能的改變是在拉伸實驗過程中形成的.在拉伸過程中,材料承受了較大的塑性形變,而這種塑性形變的程度在頸縮區,特別是頸縮區中心部位遠遠超過均勻延伸區.以本實驗為例,實驗鋼測得的拉伸性能中,斷后伸長率接近20%,其中包含了均勻延伸和頸縮時的局部延伸,而該類鋼的均勻延伸通常不超過5%,來自于頸縮區的局部真實伸長率應該遠超過名義上的斷后伸長率.還可以用另一種方法來更為精確地估算頸縮區的最大塑性拉伸形變:實驗中當材料發生斷裂時,斷面收縮率一般為70%以上,即使不考慮微孔洞的出現增加了外觀體積,以體積不變為原則,材料的最大拉伸形變也可以達到200%以上.因此,在如此大的塑性形變條件下,才會出現如圖4b顯示的有著嚴重拉伸形變特征的組織形貌.Tsuji等的研究中也揭示了馬氏體結構通過形變形成超細化的晶粒所需的等效塑性形變量為0.8,而鐵素體-珠光體結構要發生類似的轉變需要等效塑性形變量為4.0以上.由于本實驗中所研究的鋼材為低碳鋼,其板條貝氏體結構更接近馬氏體結構,因此,在頸縮區嚴重拉伸形變的條件下出現了如圖4b所示的不同于原始貝氏體的形態結構.在經歷了嚴重的拉伸塑性形變后,材料的織構特征發生了顯著變化,如圖4c和d所示.在原始狀態下,鋼板中探測到多種織構,即無明顯特征織構;但是在頸縮區,{111}<110>型織構特征被強化,其它織構特征消失,雖然{111}∥軋面型織構被認為是有利于材料各向同性的,但是<110>∥拉伸方向的拉伸絲織構會造成沿拉伸方向的韌化和垂直拉伸方向的脆化.此外還有2個因素不可忽視,首先是頸縮區三向拉伸應力的影響,三向拉伸應力被認為是一種“硬”的應力狀態,在這種應力狀態下,材料更容易表現出脆性.通過有限元模擬實驗可以看到,頸縮區確實處于三向拉伸的應力狀態,不僅如此,如果主拉伸應力不能使材料斷裂,那么此時“拉伸試樣的主拉伸應力”實際意義上是作為導致斷裂的“側向拉伸應力”存在的,出現側應力高于主應力的情況.這種應力狀態在各向同性材料中是很難實現的,而在這種特殊應力狀態下,材料會更加傾向于發生脆性斷裂.另外,在塑性拉伸形變過程中,鋼中的一些被認為無害的微小缺陷,例如小尺寸的長條狀MnS,單顆球狀Al2O3夾雜物等,也有可能會發展成尺寸較大的,具有各向異性的有害缺陷.如果鋼材處于原始狀態,其高塑性會抑制這些缺陷形成裂紋并擴展,但是當材料塑性降低時,這些缺陷造成斷裂的概率會顯著增加,材料的斷裂強度甚至可能因此被降低至屈服點以下,因此,有時即使頸縮程度不嚴重,側向應力水平不高時仍會有拉伸斷口分離現象發生.很多研究都把發生斷口分離的原因歸結為鋼中存在的夾雜物,這種觀點自身并沒有任何錯誤,但應當指出的是,某些夾雜物只是在材料塑性降低的情況下才會成為導致材料發生斷口分離的裂紋起源,而并非形成拉伸斷口分離現象的本質原因.對于拉伸斷口分離現象還有一個需要解釋的問題,就是分離面的形成總是垂直于厚度方向且平行軋面產生.這個現象的原因主要緣于厚度方向相對其它2個方向屈服強度較低.雖然在強度和塑性上并沒有本質性差異,但是畢竟沿厚度方向的屈服強度還是低于縱向和橫向的,因此,在沿縱向拉伸并發生頸縮時,往往沿厚度方向的收縮率要大于橫向,這會導致在沿厚度方向上形成較大的側向拉伸應力.此外,從裂紋擴展阻力角度看,經拉伸塑性形變后形成的貝氏體結構也對開裂方向有著顯著的影響.對于原始組織而言,無論從織構特征上還是貝氏體單元的形狀上都不可能導致強度和塑性上顯著的各向異性.這里所謂的貝氏體單元主要指與彼此間可以形成大角度晶界的晶體學單元,這種大角度晶界可能來自于原奧氏體晶界,也可以是相變過程中形成的屬于不同Bain組的貝氏體變體之間的界面.很多研究表明,大角度晶界會在裂紋穿過時,對裂紋起到明顯的阻礙作用,這個現象在沖擊實驗中更為明顯,而很多材料也正是利用了這個機制達到了大幅度提高韌性的目的.本實驗中,在頸縮區產生嚴重的拉伸塑性形變后,不僅貝氏體單元可以被拉長,而且通過形變過程中的位錯塞積作用,使很多小角度晶界轉變為了大角度晶界,客觀上形成了細化貝氏體單元的效果.與原始狀態相比,被細化的貝氏體結構表現出更明顯的各向異性,正如圖4b所顯示的那樣,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極低.因此,裂紋的擴展路徑選擇更傾向于平行高密度大角度晶界界面的平面,即平行于軋面的平面.這種現象往往在沖擊實驗中體現得更為明顯,而沖擊實驗中的斷口分離(也包括斷口分層)更能體現出材料初始狀態下晶界和缺陷的各向異性.雖然沖擊斷口分離與拉伸斷口分離機理相近,但是從實驗現象上看,二者的發生并沒有必然聯系.在文獻中也提到了類似的現象,即發生拉伸斷口分離的試樣不一定會在沖擊實驗中發生斷口分離現象.關注和研究拉伸斷口分離現象的根本目的還是在于考察材料沿厚度方向的力學性能是否存在著安全隱患.本實驗中所研究的熱軋貝氏體板材雖然在縱向的拉伸實驗中發生了斷口分離,但是通過三主軸方向短試樣直接測量的方法,確定了其厚度方向的強度并不顯著低于縱向和橫向,并且沿厚度方向拉伸斷裂的試樣為典型的杯錐型斷口,具有較高塑性,并非拉伸斷口分離時形成的低塑性解理型斷口.板材在應用過程中,沿厚度方向幾乎不可能直接受到拉應力載荷,因此,在基于應力設計的應用中,這類熱軋貝氏體鋼板在厚度方向性能上基本不存在安全隱患.由于拉伸斷口分離發生在拉伸斷裂前極短時間內,所以對諸如屈服強度、抗拉強度、均勻伸長率、斷后伸長率及斷后截面收縮率等性能指標幾乎沒有或完全沒有影響,在常規力學性能檢測中無法體現出斷口分離是否意味著鋼材厚度方向的薄弱或存在異常缺陷,所以建議在進行拉伸實驗時如果發生了斷口分離現象,應當進一步進行沿厚度方向的短試樣拉伸測試來作為輔助實驗,以此來判定鋼板厚度方向性能是