C-Mn钢及焊缝金属的缺口和裂纹试样的微观断裂行为

本文通过起裂源粒子的特征和尺寸分布、裂源处显微组织和残留裂纹的尺寸分布情况,研究了C-Mn钢和两种焊缝金属的Charpy V,COD和预制裂纹冲击试样的微观断裂行为。发现焊缝中的解理裂纹形核于夹杂物或第二相粒子,母材形核于珠光体团;对于同一材料用缺口试样和裂纹试样测得的微观解理断裂应力的不同值是由于断裂过程中临界事件发生了变化。在-45～-65℃范围内,Charpy V 缺口试样中的临界事件是铁素体晶粒尺寸的微裂纹扩展进入铁素体基体;而在-110℃的裂纹试样中,是第二相粒子尺寸的微裂纹扩展进入临近的铁素体晶粒。临界事件的变化认为与缺口根部和裂纹前端不同的有效剪应力有关。建立Charpy V 和COD实验结果之间关系的条件是有关材料铁素体晶粒和第二相粒子的尺寸应当是类似的。     

球墨铸铁的汽蚀特性研究

针对球铁的汽蚀特性进行了研究,认为球铁中的石墨是球铁的汽蚀破坏源。汽蚀过程为:汽蚀冲击力首先击碎汽蚀面上的石墨并留下坑点和孔洞;孔洞底部基体组织发生变形以及汽蚀面下出现脱体现象;基体组织萌生裂纹;汽蚀裂纹扩展汇交形成层状剥蚀。球铁比普通灰铁具有较优的抗汽蚀性的主要原因,是由两种铸铁不同的石墨形状和结晶过程引起的。回火马氏体球铁具有最优的抗汽蚀性,脱体现象仅发生在1～2个共晶团的间距内,裂纹扩展受马氏体片的掉列方向影响;铁素体球铁具有最差的抗汽蚀性,在铁素体环中裂纹容易形成和扩展。提高球铁抗汽蚀能力的方法就是要消除铁素体环。     

含镍合金球墨铸铁的拉伸断裂行为分析

用扫描电镜研究了含镍合金球铁的拉伸断口特性，根据其延伸率可判断其断裂属于脆性断裂，微观断裂机理是准解理加少部分剪断（有韧窝），韧窝主要分布在石墨球周围的基体中；贝氏体或马氏体针片的细化程度和残奥对主裂纹的扩展有较大影响。用层磨断口及深腐蚀技术，研究了二次裂纹的起裂特点，发现了二次裂纹的萌生有三种方式，用振动汽蚀机测定了合金球铁的抗汽蚀性，指出贝氏体或马氏体针愈细小，分布愈散乱，其抗汽蚀性愈好。还用ＳＥＭ分析了汽蚀裂纹的起裂和扩展特性。     

WCF－62钢微观断裂过程的研究

采用不同裂纹深度试样及不同类型缺口试样对ＷＣＦ－６２铜下平台及转变区的微观断裂过程进行了研究。在下平台区，断裂为应力控制的Ｋ主导过程，裂纹及缺口试样解理的临界过程分别为第二相尺寸及贝氏体束宽度的微裂纹向周围基体的扩展。在转变区，随延性裂纹扩展，裂端三轴应力度增加，裂端主应力的提升由应力强化与应变强化两个因素决定，延性裂尖宽度变化及解理点在裂尖前的分布均具有随机性，从而导致韧性值的分散。     

解理断裂微观准则的研究

对三点弯曲预裂纹试样断口形貌、裂尖附近微孔及残留裂纹进行了观察,并用有限元方法计算了裂尖应力应变场。结果表明,解理点距裂尖存在一个最小距离,在此距离内三轴应力度过低,仅能形成微孔而不能形成解理微裂纹,RKR模型中表述的特征距离并不存在。最小韧性取决于在最小距离上满足解理所需的最小载荷。解理的临界事件是由启裂的第二相尺寸的微裂纹向周围基体的扩展。韧性值的分散和脆性粒子在裂央前的随机分布及微观解理断裂应力的波动有关。     

C－Mn焊缝裂纹试样低温解理断裂机理

在系列低温下，对Ｃ－Ｍｎ焊缝进行了裂纹张开位移（ＣＯＤ）试验，测量了力学性能和断口微观参数，对疲劳裂纹前端形核并长大的微孔和解理微裂改进行了观察。根据实验结果对Ｃ－Ｍｎ焊缝ＣＯＤ试样的低温解理断裂机理进行了分析，发现在低温区，Ｃ－Ｍｎ焊缝的解理断裂临界事件随温度升高发生由起裂控制，第二相、夹杂物尺寸微裂纹扩展控制和铁素体晶粒尺寸微裂纹扩展控制的转变，并对发生这种转变的微观机制进行了分析。     

球化剂对球墨铸铁组织和性能的影响

采用H:0.3%NiMg+1.2%ReMg和T:1.2%Re Mg两组球化剂对铁液进行球化处理,研究两种球化剂对所制备球铁组织和性能的影响。结果表明:H型球化剂对应的组织为球状石墨+珠光体,T型球化剂对应的组织为球状石墨+铁素体基体组织。T球化剂球化的球铁件硬度值和抗拉强度高于H球化剂球化的球铁件,H球化剂球铁试样的冲击韧度大于T球化剂,拉伸断口微观形貌为具有河流花样的解理断口。     

缺口夹角对细观解理断裂应力的影响

用弹塑性有限元 (FEM)方法分析了 C- Mn钢不同缺口夹角 4点弯曲试样(4 PB)缺口前的应力 -应变场分布 .精确测量了解理起裂源距缺口根部的距离和细观解理断裂应力σf.结果表明 :当缺口夹角从 10°增加到 90°时 ,断裂时的高应力、应变分布产生了明显变化 ,而σf 值相对保持不变 ;解理的临界事件也没有变化 ,表现为铁素体晶粒尺寸的裂纹扩展进入邻近基体 .因而 σf 主要由临界裂纹的长度决定 ,缺口夹角及与其相关的高应力体积对σf 的值几乎没有影响     

碳化物粒子尺寸对裂纹断裂韧性的影响

通过对铁素体晶粒尺寸相同、碳化物粒子尺寸不同的两种低合金钢ＣＯＤ裂纹试样断裂韧性的测试，宏微观断口和力学参数的测量，结合断口、金相观察分析，对碳化物粒子尺寸对裂纹断裂韧性的影响及其机理进行了研究．结果表明：在裂纹试样的解理断裂中，临界事件是碳化物粒子尺寸的微裂纹扩展进入铁素体基体．碳化物粒子尺寸在决定局部断裂应力。ｆ和有关的韧性参数中起决定性作用．在铁素体晶粒尺寸和屈服应力相同的条件下，大碳化粒子尺寸的材料具有低的裂纹断裂韧性．     

球墨铸铁疲劳裂纹的发生和发展

本文用线弹性断裂力学原理和方法研究稀土镁球墨铸铁的疲劳断裂问题.试验研究球墨铸铁为铁素体、珠光体以及珠光体加部分牛眼状铁素体等三种不同强度、塑性、韧性配合的基体组织.通过不同加载制度,不同缺口尖锐度试样的疲劳裂纹萌生期N_0、疲劳裂纹扩展速率da/dN、门槛值△K_(th)以及条件疲劳总寿命N_f的测定,得出主要看法为:球铁具有较高的△K_(th)值,随珠光体量增加△K_(?)下降,至80%珠光体后趋向稳定;疲劳裂纹孕育期的大小,在尖锐缺口时主要取决于塑性,较平缓缺口时主要取决于强度.疲劳裂纹扩展速率da/dN随塑性的增加而降低,低周疲劳,尖锐缺口试样,增加塑性有助于疲劳寿命的提高;高周疲劳,钝缺口试样,增加强度有助于疲劳寿命的提高.还通过电境断口分析,就球铁疲劳裂纹萌生、扩展的特征及其微观机制进行了简明的描述和解释.     

铸态铁素体球墨铸铁的疲劳门槛值

通过合理地控制孕育条件和冷却速度，获得了化学成分基本相同，而石墨大小、数量互异的铸态铁素体球铁试样，测定了它们的疲劳门槛值△Ｋｔｈ。结合裂纹附近的金相组织分析发现：在球化良好的情况下，△Ｋｔｈ值有随单位面积石墨球微量Ｎ的减少而增大，或随平均石墨间距Ｓ和平均石墨球径Ｄ的增加而增大的趋势，通过简化的力学模型对这种有悖于一航强度变化规律的反常特性进行了分析讨论，并作了相应的解释。     

焊缝缺口试样解理断裂统计分析和断裂模型

通过大量４ＰＢ试样解理断裂力学和断口参数的统计，发现在缺口前端发生于峰值应力左侧的断裂几率大于右侧，并且随温度的降低发生于左侧的几率增加，解理起裂在离开缺口根部的一个最小距离处才能发生，在某一距离范围内断裂几率最大。通过对上述现象的分析提出缺口试样的解理断裂须满足两个条件，即缺口根部的塑性应变ε＿ｐ大于材料中薄弱环节的起裂塑性应变ε＿（ｐｃ），使解理微裂纹形核；最大正应力σ＿（ｙｙ）大于薄弱环节的解理强度σ＿ｆ，使微裂纹扩展。缺口试样的解理断裂有起裂控制的情形，基于新的断裂物理模型，分析了对起裂点位置的统计结果，以及材料微观断裂力学参数对断裂行为的影响。     

弹击Ly12矩形靶板的裂纹和塑性区的特征分析

用金相学和云纹法分析了予应力Ｌｙ１２矩形靶承受高速弹体穿击区周围裂纹的萌生，扩展和断裂过程，扩展状态和破坏特征，研究表明：冲击载荷引起第２相粒子的振动，形成空洞是裂纹起裂的主要因素，空洞连接成串导致裂纹扩展和断裂；由于ｌｙ１２的第２相位粒子多处于晶界处，导致材料发生洞晶断裂，裂纹尖端塑性区分布成蝶形，裂纹两侧及与裂尖成４５°方向材料的塑性应变较大，裂尖正前向较远处塑性应变小。     

全层TiAl基合金断裂机理的原位拉伸研究

通过对不同缺口类型试样的SEM原位观察分析，研究了全层TiAl基合金的断裂机理．结果表明，在整个断裂过程中：1)几乎都是穿层断裂；2)出现大量的微裂纹．全层TiAl基合金裂纹的形成、扩展有沿层和穿层两种方式，断裂方式取决于拉伸轴与层片位向之间的相应关系，当拉伸轴和层片位向近似平行时，断裂行为是穿层断裂和沿晶断裂行为，断裂过程的驱动力是拉伸应力，缺口类型只影响裂纹的起裂，而对随后的断裂几乎没有影响．     

高强度管线钢的原位拉伸形变分析

运用原位拉伸扫描电子显微镜的观察方法和微观取向分析手段,对比分析了2种高强度级别管线钢X100和X80的动态塑性变形行为.结果表明：X100和X80的微观组织均主要由针状铁素体、粒状贝氏体和M/A岛状组织组成;在拉伸应力的作用下,X100级管线钢的针状铁素体首先发生形变,且随着应变的增加、针状铁素体应变量的累积而导致粒状贝氏体发生形变,其氧化夹杂物成为微裂纹成核的核心,并随着拉伸应力的增加而扩展、连接并导致裂纹贯穿基体,直至失效,在发生形变后,其晶体的{111}晶面沿拉伸形变方向转动;X80级管线钢原位拉伸产生了滑移带,并发生形变,直至断裂.
     

双相非均质材料断裂力学分析

本文以球铁为背景，提出一种分析多夹杂双相非均质材料的力学模型。在脆断情 况下，用弹性力学求解混合边值问题的复变函数方法求得了中心夹杂物及基体的应力 场和位移场的完全解。当中心夹杂远离周围夹杂时，本文的解将退化为双相单夹杂物 的精确解。用本文的解分析了双相非均质材料的各种断裂特征和现象。分析结果与我 们所进行的球铁微观起裂的动态实验观察相符合。     

大断面球铁中黑斑的结构

通过生产及模拟试验,并根据金相和扫描电镜观察,证明大断面球铁铸件中的黑斑是共晶晶粒或称共晶团。光学显微镜观察表明,黑斑中的石墨类似D型分布的厚片状石墨,但深腐蚀试样的扫描电镜观察证明,这种短小的厚片状石墨既不属于一般的片状石墨,也不是孤立的石墨碎块,而是相互联结成一体的珊瑚状石墨。进一步试验表明,每个黑斑内大都有一个星状的石墨核心,珊瑚状石墨从这个核心朝各方向辐射生长。黑斑内的基体组织为铁素体,它是高温相奥氐体的转变产物。珊瑚状石墨在高温时与奥氐体共同由液体中结晶为共晶团,冷却时虽经固态转变,但共晶组织的特征仍基本保留下来。环绕黑斑周围的组织为珠光体加球状或不规则状石墨,它使共晶球团组织衬托得分外明显。     

微观组织对车轮钢力学性能和磨损性能的影响研究

车轮钢和轨道钢的微观组织和力学性能对高铁运行的安全性和服役寿命具有决定性影响。该工作采用淬回火和淬火雾冷两种热处理制度制备了具有等轴状铁素体和粒状渗碳体的回火索氏体车轮钢和片状渗碳体分布在铁素体中的索氏体车轮钢。通过优化热处理制度,两种钢的晶粒均在7级,属于细晶组织。对两种组织的钢进行伸试验,两种钢的拉伸强度大于900 Mpa,延伸率大于15%;由于淬回火车轮钢中颗粒渗碳体的弥散强化作用,其强度比淬火雾冷的车轮钢更高。夏比冲击试验表明,在室温下淬火雾冷的车轮钢冲击吸收功高于淬回火车轮钢,但随着冲击温度的降低,淬火雾冷的车轮钢冲击功幅度下降幅,而淬回火钢一直到-20℃韧性几乎不降低。模拟高铁载荷和时速500 km运行下轮轨接触频率,将两种钢与相同轨道钢配副做滚动接触疲劳试验。结果表明:淬回火车轮钢的疲劳寿命更长,裂纹的萌生主要发生在试样的表面和亚表面夹杂物或应力集中处,在表面萌生的裂纹一般会沿一定的角度向内部扩展,然后沿平行于试样表面进行扩展,最后从试样上撕裂下来。裂纹扩展一般沿着夹杂物与基体界面进行;当夹杂物阻碍裂纹前进时,裂纹会绕过夹杂继续扩展。在摩擦之后,车轮轨与轨道钢的硬度都有1~2HRC的硬度下降,组织成分由于发生了再结晶及塑性变形下,条带状碳化物被碾碎等因素,使其与原始组织有了很大的不同。在硬度为34HRC左右时有最好的抗摩擦性能。     

异形孔在膨胀荷载作用下的定向致裂机制

基于室内相似材料应变试验，对带有尖角的异形孔如正三角孔、等腰直角三角孔、120 °顶角的等腰三角孔在膨胀压力作用下的裂岩机理展开讨论. 在此基础上，使用颗粒流模拟进一步研究了单向致裂效果的最佳角度、双孔的最佳作用间距以及岩石强度对压裂效果的影响. 结果表明，异形孔作用下试样的起裂和破碎时间均短于圆形孔，并且其裂纹的发展是可控的，总是沿着尖角角平分线延长线方向进行. 根据应变的变化，可将试验分为三个阶段.平稳发展阶段，各个方向的应变增长速率几乎没有差别；快速增长阶段，新的破裂面广泛形成且具备一定的方向性；衰弱阶段，断裂不断出现导致能量消散，应变急剧下降. 数值模拟结果表明，双正三角孔间距为7倍正三角形边长时定向效果最佳，岩石强度和致裂效果呈乘幂关系.     

碳化钨粉末的微观结构与工艺参数的关系

本研究的主要目的是研究反应温度对碳化钨粉末性能的影响。为此,选用蓝色氧化钨作原料,用氢气还原,还原温度采用900℃和1050℃。用这两种温度还原出来的钨粉再分别在1700℃、1800℃、1900℃和2200℃进行碳化,碳化团块在球磨机中打碎,过筛,得到平均粒度为15μm的粉末,然后对不同工艺得到的8组碳化钨粉进行X射线分析和扫描电镜观察。为分析湿磨对粉末性能的影响,将这8组粉末分别与10％钴粉在酒精溶液中湿磨24小时,并于X射线分析之前,将混合粉末在10％盐酸溶液中煮沸1小时,以去除钴对衍射线形的干扰。X射线衍射标样选用1050℃还原2200℃碳化的碳化钨粉。为研究碳化钨粉末的断口形貌,将碳化后的碳化钨粉单独球磨1小时,制成扫描电镜试样。 X射线分析时,采用CuKα辐射和石墨晶体单色器,实验前用标准硅试样对衍射仪进行校准。相干散射区和微观应变是根据Stockes方法计算的。由标准试样和被测试样的衍射线形,分离出合成的物理加宽线形的Fourier系数A_L,再根据B.E.Warren和B.L.Averbach提出的分离晶格畸变和晶块细化效应的分析方法,将合成的Fourier系数A_L分离为晶块碎化的Fourier系数A_L~S和晶格应变效应Fourier系数A_L~D,即A_L(hkl)=A_L~S·A_L~D(hkl)。应变系数A_L~D与微观应变<ε~2L>~(1/2)的关系为:A_L~D=exp[-2π~2·ε_L~2·L~2Σh_i~2/a~2],其中Σh_1=4(h~2+hk+k~2)/3+(a/c)~2·L~2。L为垂直衍射面方向相干散射区的长度;a,c为六方晶体的点阵常数.平均有效亚晶尺寸D_e由(dA_L~S/dL)_(L→0)=-1/D_e求出。制作形貌相观察的试样时,用酒精将粉末充份分散在试样台上,在粉末上喷镀金膜以增强导电性。图1和图2为Fourier余弦系数A_L与L的关系,图1中的试样为900℃还原钨经1700℃碳化及2200℃碳化的碳化钨粉(称原生碳化钨粉)。由图中(100)和(300)衍射线的变化趋势可以看出,对应不同的L值,A_L(100)和A_L(300)之间存在差别。从而可知,在原生碳化钨中存在微观畸变,而且这种畸变随碳化温度的提高而下降。各批原生碳化钨的亚晶尺寸和微观应变见表2。图2中的试样为经24小时湿磨后的碳化钨粉。曲线在L→0处变化很陡,说明碳化钨己经得到破碎,亚晶尺寸比原生碳化钨大为减小,微观应变则相应增大,图中高指数曲线的摆动是由于处理漫散射线形分析时本底不易取确切的缘故。比较图1与图2可以看到,结晶较为完整的高温碳化粉末比缺陷较多的低温碳化粉末更易破碎。由图3、图4可知,从低温还原的钨粉所制取的碳化钨,晶体内存在较多的缺陷,随碳化温度的提高结晶趋于完善.比较图3和图4还可见到,从1050℃还原的钨粉制取碳化钨时,提高碳化温度的作用比低温还原钨粉的这种作用要显著。对于1050℃还原生成的钨粉,当碳化温度达到1900℃时,碳化钨结晶已相当完善。比较图5与图6,可以看到亚晶尺寸大的粉末比亚晶尺寸小的粉末易于破碎,后者易于与钻粉冷焊,阻碍表面磨擦破碎过程的进一步进行。图7a为结晶完整的碳化钨晶体形貌相。这种粉末是从1050℃还原的钨粉经2200℃碳化制取的。图中可看到平行于六方晶体底面的生长平台。前述X衍射标样即取自这种粉末。由此形貌可知这种碳化钨晶体已完成了再结晶过程。图7b为1050℃还原的钨粉经1700℃碳化制取的粉末,这种粉末为多晶聚合体。图7c中的粉末试样,其碳化条件与图7a中粉末的碳化条件相同,则是还原温度较低(900℃)。图7d为低温还原(900℃)低温(1700℃)碳化的碳化钨粉。比较图7b和图7d,可以看到虽然两者颗粒尺寸相近,但结晶完整性完全不同,这与前述X射线分析结果十分吻合。比较图7a,b,c,d四张照片可以看出,随碳化温度的提高,晶粒长大,结晶也趋于完善。图8a,8b为粉末的断口形貌,图8a为1050℃还原和1900℃碳化的碳化钨粉,断裂出现在晶粒间的狭窄带(图中c处。图8b为900℃还原1700℃碳化的碳化钨粉,结晶形态差,晶内缺陷多,出现贯穿颗粒的大面积断裂(图中c标记)。图9a,图9b分别为1050℃和900℃还原的钨粉,图中清楚地显示了两种钨粉在结晶形态上的差别。本试验所用的试样均以这两种钨粉为原料,由此可知碳化钨粉末的结构和性能与原始粉末的特性有重大关系。最后应当指出,曾经用本试验的8批粉末在相同压制和烧结条件下制成的硬质合金,其力学性能规律与原始碳化钨中微观应变的规律大致相同,即碳化钨的微观应变越低,结晶越完整,合金的综合性能越好。本试验得到以下四点结论:1)原生碳化钨粉中存在微应变,工艺条件可控制微应变的程度。2)碳化钨粉中的微观结构与钨粉的制取温度和碳化温度有密切的关系,提高反应温度,可使碳化钨结构变得完整,而钨粉的制取温度具有更重要的作用。3)湿磨过程的效率与原始碳化钨粉的结构有关,结构完整的粉末易于破碎。4)碳化钨粉的断裂特征与粉末的内部结构有关,结构缺陷较多的粉末可以发生贯穿多晶聚合体的断裂。