断裂韧度与钢组织性能的关系

2007年11月第2卷 第4期
失效分析与预防
N ove m ber ,2007V o.l 2,N o .4
[收稿日期] 2007年2月26日 [修订日期] 2007年3月28日
[作者简介] 郭峰(1982年-),男,硕士研究生,主要从事金属材料方面的研究。

断裂韧度与钢组织性能的关系
郭 峰,李 志
(北京航空材料研究院,北京 100095)
[摘 要] 本文阐述了断裂韧度与材料本征因素和基本力学性能的关系。

合金成分、微量元素、夹杂物和第二相、显微组织与晶粒度是控制断裂韧度的关键因素,提出了改善断裂韧度的一些思路和方法,如改善晶界状态、细化晶粒尺寸、控制夹杂物的含量、变性变质夹杂物、改善材料组织结构都能改善材料的断裂韧。

断裂韧度既是强度、塑性、冲击韧性的综合反映,同时具有独立的力学意义,断裂韧度与材料力学性能之间的关系使经济、有效地预测断裂韧度成为可能。

[关键词] 断裂韧度;材料因素;力学性能
[中图分类号] O346.1 [文献标识码] A [文章编号] 1673-6214(2007)04-0059-06
Correl ation between K I C and M icrostructure and Properties of Steels
GUO Feng ,LI Zhi
(B eijing Institute of A eronauticalM aterials ,B ei j i ng 100095,Ch i na)
Abstrac t :In t h i s paper ,the re l ations a m ong fract ure t oughness ,the essential factors and the basic m echan i ca l properti es of the m ater i a ls are i ntroduced .The key factors o f a ffecti ng t he facture toughness a re all oy com ponent ,m icro ele m ent ,i nclus i ons ,the second phases ,m i crostructure and the g ra i n size .Som e thoughts and me t hods tha tm ay i m prove t he fracture toughness o f the ma -ter i a l s are put f o r w ard ,for exa m ple ,am end i ng the state of the g ra i n i nte rface ,m aki ng t he gra i n size s m a l,l controlling t he con -tent o f t he i nclusi ons ,chang i ng the i ncl usion estate ,i m prov i ng the m ater i a lm icrostruct ure and so on .F rac t ure t oughness is not on l y t he i nteg rated refl ection of streng t h ,plasti c and i m pact toughness o f the m ater i a ls ,but a lso a spec ialty mechan i ca l property .T he relation bet ween the fracture toughness and o t her m echanical properti es m ake it possi ble to forecast the fracture toughness e -conom i ca lly and effec tive l y .
K ey word s :fract u re t oughness ;m ate rials factors ;mechan i ca l property
1 引言
金属材料的失效是由于材料表面或内部裂纹(群)的萌生和扩展,随着裂纹的扩展,裂纹前端
的应力强度因子将达到临界应力强度因子,即材料的 断裂韧度 ,裂纹将迅速扩展而导致材料抵抗断裂的能力下降和丧失。

因此,研究断裂韧度的影响因素,对于失效分析和预防有重要意义。

Griffth 于1920年根据能量原理提出的断裂准则表明:当裂纹扩展释放的能量超过了相同裂纹增量所需的表面能时,裂纹将失稳扩展。

30年
后,O ro w an 通过对金属材料裂纹扩展的研究,指出裂纹扩展尖端产生一个塑性区。

因此,在G rif-f th 判据基础上,提出塑性功和表面能成为裂纹失稳扩展的阻力。

众所周知,实际材料总是不可避免地带有裂纹缺陷或容易产生裂纹缺陷,这样,在设计材料时必须考虑已具有裂纹的条件下的力学性能指标即断裂韧度。

平面应变断裂韧度K I C 是在断裂力学的基础上建立起来的表征实际含裂纹构件抵抗裂纹失稳扩展的力学性能指标,其物理意义表示平面应变临界强度因子,即平面应变条件下,构件在静载荷作用下裂纹开始失稳扩展的K I (张开型裂纹的临界应力强度因子)。

失效分析与预防第2卷
随着钢强度的日益提高,仅以考虑常规强度理论为基础的传统设计思想显然已经无法解释许多钢构件的实际失效原因,进一步来讲,对于考虑断裂韧度的重要性更加突出,也更加苛刻。

实际材料中总存在裂纹萌生点,这样,为了充分发挥高强度,抑制阻碍裂纹的失稳扩展就显得意义重大,使之具有高强高韧性,这也是21世纪材料发展的机遇与挑战。

可以想象,当钢的强度接近其某一强度极限时,对于微小裂纹的生成与扩展将非常敏感,因此,从各种因素提高断裂韧度,以期达到优良的综合性能满足使用要求,是目前材料发展的关键。

从材料科学本身的角度,分析断裂力学关于断裂韧度的发展可以看出,提高裂纹失稳扩展的阻力可以从合金成分、微量元素、夹杂物、第二相、显微组织与晶粒度等材料本征因素改善断裂韧度。

材料的性能由组织决定,其力学性能具有相关性和可推测性,已有的试验和分析也表明,断裂韧度反映了材料的强度和塑性[1,2],同时也应作为一个独立的力学性能指标来看待。

为了防止低应力脆断失效破坏,在设计和选材时根据断裂韧度可以定量计算构件的最大工作应力和裂纹尺寸,确定构件的安全承载能力,为建立无损检测标准提供科学依据,而且,根据断裂韧度还可以评定材料在构件中的脆断倾向,指导强韧化工艺,所以断裂韧度在工程上具有独立的科学意义,是材料的一项重要的损伤容限性能。

2 影响断裂韧度的材料因素
组织决定性能,在材料成分确定的基础上,合理的工艺手段能够保证所需性能的相关组织。

理论和实践表明:合金成分、微量元素、夹杂物、第二相、显微组织与晶粒度是影响断裂韧度的关键因素。

2.1 合金成分
研究钢的成分对断裂韧度的影响,要考虑合金元素对强度、塑性和韧性的综合作用,如单一合金元素单独的作用以及几种合金元素共同存在时的共同作用。

通常淬火回火处理的结构钢主要是靠淬火形成马氏体型的过饱和碳的固溶体进行强化,用回火降低一定强度获得必要的塑性韧性,因而碳是最主要的影响强度韧性的元素,其它合金元素的作用主要是改善钢的淬透性,减少和避免非马氏体组织(如上贝氏体中的先共析铁素体大大降低钢的断裂韧度)。

回火处理降低马氏体的碳浓度,减少晶格畸变,改善基体断裂韧度,但析出的碳化物又容易形成裂纹核心,因此为了保证高强度的同时具有高的断裂韧度,我们加入一些合金元素,如M o、Co、N i、S i等等,使其在获得无碳或极少碳的马氏体之后的时效过程中,形成各种细小的金属间化合物颗粒以进一步强化金属,这些细小颗粒一般不会形成裂纹核心,因而大大提高了钢的断裂韧度。

TR I P钢的合金化原则,则是要调节奥氏体有恰当的稳定性,既不要过于稳定,以至在变形开裂过程中不发生马氏体相变;也不要过于不稳定,降低相变诱生塑性韧性的效果。

基体钢保持了与高速钢基体相当的高强度并有一定的高韧性,而大大减少了高速钢中的脆性相,因此不同的强韧化方式中,合金元素所起的作用也有差别。

一般合金元素对于断裂韧度的主要影响如下:
碳:随其含量的增加,对断裂韧度有很大程度的削弱。

一方面成为固溶强化元素,降低晶格结合力,使裂纹失稳扩展阻力减小;另一方面形成的碳化物往往成为裂纹萌生的核心,缩短裂纹萌生寿命,减小断裂韧度。

因此,一般在保证强度的同时,使碳含量尽量的处于低成分点。

图1为0.24%和0.44%碳含量的N i C r M o结构钢K I C断口形貌,可以发现随碳含量的增高韧窝变浅,而且断口形貌发生了变化,由韧窝形貌向沿晶断裂和韧窝混合断裂转变[3]。

镍:有效的韧化元素,降低脆化转化温度,稳定奥氏体,是提高钢本征韧性的一个元素。

因此,含有一定量的镍元素,对于提高断裂韧度是有益的。

铬:能够改善腐蚀环境中的断裂韧度,因此,对于腐蚀环境下工作的材料,添加一定量的铬从而可以提高断裂韧度。

硅:能够推迟回火脆性和脆性转化温度,这样在一定程度上扩大了回火温度区间,从而可以在保证强度的同时还能够获得高的断裂韧度。

2.2 微量元素
微量元素的偏聚、贫化对于材料的断裂韧度起关键的作用,受冶炼工艺和热处理制度的影响,
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第4期郭 峰、李 志:断裂韧度与钢组织性能的关系
微量元素总是存在非均匀分布,由此发生的断裂往往为脆性断裂,断裂韧度比较低。

分析断口可知晶界的结合强度受溶质原子成分的富集或贫化影响很大,其晶界处经常偏聚一些微量元素如磷等。

现在绝大部分学者认为第二类回火脆性便是如此。

对于晶界元素偏聚问题,1957年,M c lean 根据平衡热力学,提出了解释晶界偏聚的第一原则。

Seah等[4]从能量的观点出发,演绎出表象方程,然后采用准化学处理及实验数据估算方程的参量,给出了杂质在晶界偏聚对断裂功的关系式,据此判断杂质对晶界是韧化还是脆化,也即是强化晶界结合还是弱化晶界结合。

梁成广[5]在此基础上,通过改善晶界化学成分改善了晶界结合强度,从而减轻沿晶断裂倾向,提高断裂韧度。

图1 裂纹扩展断口形貌Fig.1 Fracture s u rface of t he sa mp le
Tro i a no模型认为,沿晶断裂是由于偏聚的杂质与基体最近邻原子之间形成的化学键低于近邻基体原子间的键合强度。

Br i a n t和M ess m er模型提出,杂质原子在晶界偏聚引起杂质原子与其近邻基体原子之间发生电荷转移,若近邻基体原子的价电荷转移给杂质原子而使自身的价电荷减少,则该基体原子间键合减弱而造成晶界原子断裂,反之对应的是强化晶界。

金属原子间的结合能可以反映金属的强度,原子间的结合能为负值,其绝对值越大金属的强度就越高,因此可以用晶界附近原子的结合能来表征晶界结合强度。

通过研究贵金属的晶界偏析引起的断裂模型发现,凡是能使合金晶格常数增大的溶质原子,在晶界上偏析将使晶界原子的结合能绝对值减小,反之使其增大,这样可以预测断裂方式,提高断裂韧度。

近来对沿晶断口进行离子探针质谱分析,结果[6,7]表明,微量的稀土元素在晶界的偏聚,可以减轻硫和磷在晶界的偏聚,稀土和硫磷相互作用,降低了他们在钢中的活度,有利于降低晶界硫磷的平均偏聚浓度;其次稀土和硫磷之间的电负性差大于硫磷和铁之间的电负性差,稀土和硫磷之间强的相互作用,减弱了硫磷与基体铁原子之间的相互作用,减少了硫磷有害的脆化作用。

文献[8]利用位错模型构造纯净的和稀土及杂质偏聚的晶界模型,通过研究其环境敏感镶嵌能和键级积分(BOD)进行计算,结果也表明钢中同时存在稀土和硫磷杂质时,稀土首先偏聚于晶界。

因此减少杂质元素含量,控制杂质元素的偏聚,添加有益的微量元素改善晶界性质,对于提高断裂韧度是有积极意义的。

2.3 夹杂物和第二相
钢在冶炼过程中不可避免产生的夹杂物会损害钢的断裂韧度,尤其随强度的增加而增加的情况下。

钢中的夹杂物如硫化物、氧化物等往往偏析于晶界,导致晶界弱化,增大沿晶断裂的倾向性,而在晶内分布的夹杂物则常常起着缺陷源的作用,往往是裂纹萌生的地方。

因此,在一般情况下,夹杂物的存在往往导致材料断裂韧度的下降。

球形夹杂的边缘呈弧状(夹角为钝角),导致应力较为分散;针状或长条状夹杂的边缘有些为锐角,他们周围的应力比球形夹杂的集中,所以球形夹杂对断裂韧度的影响远比针状或长条状夹杂的
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失效分析与预防第2卷
小。

钢中加入稀土可使长条状M nS变成球状RE2S3,从而提高钢的断裂韧度,特别是横向断裂韧度。

关于夹杂物类型对断裂韧度的影响,一般氮化物夹杂类的危害程度小于硫化物,与基体结合强的、亲合力大的夹杂物,其断裂韧度要大于结合力弱的夹杂物材料断裂韧度。

M aloney和Garr-i son[9]在HY180钢中添加T i生成与基体有较强亲合力的夹杂物,其断裂韧度几乎提高了两倍。

他们分析认为这是由于生成了与基体具有较强亲合力的T i2CS,在塑性变形过程中缺陷难以产生,故而显著的提高了断裂韧度。

对于夹杂物的体积分数和夹杂物的平均间距与断裂韧度的关系,根据R ice和Johnson[10]进行的理论工作和B ir k le和Spitzi g[11]所做实验研究,指出断裂韧度与夹杂物的平均间距(d)有着良好关系,根据R ice早期的公式可以看出,夹杂物平均间距越大,断裂韧度越高,G arrison和M oody[12]认为K IC是受微细组织和夹杂物的平均间距所决定的因素X0(R v/R1)(其中X0是夹杂物的平均间距,R v/R1表示夹杂物产生间隙成长的因素)所控制的,X0(R v/R1)值越大,断裂韧度值就越高。

因此,产生微小间隙的夹杂物间距是控制钢的断裂韧度的关键因素。

H anderhan[13]根据这一结果,在低硫钢中添加La 使钢的断裂韧度产生显著的提高。

分析表明,在夹杂物体积分数相差不大的情况下,正是由于增大了平均间距,断裂韧度值才取得显著提高。

文献[14]按Kra fft公式计算的K I C值与实验获得了比较好的近似,发现断裂韧度与夹杂物平均自由程和过渡区平均宽度一致性比较好。

一般钢中都会含有第二相颗粒,为了有效阻止位错运动,这些颗粒必需是弥散分布且通常处于亚微米级范围,如碳化物。

如果尺寸比较大,又比较硬,当位错运动遇到第二相时,若不能切过去,就会在异相界面上塞积,引起应力集中,这样容易导致裂纹形核和扩展。

脆性第二相由于其键合力低或者是在软基体中的第二相,则应变集中引起的高应变会导致微裂纹在第二相中形核扩展,这样当材料发生塑性变形时,材料中的夹杂物和第二相颗粒发生断裂或从基体中分离,由此容易引起孔洞长大和实际的粗化最终导致发生断裂,如钢中的脆性碳化物,对裂纹扩展阻力小,使韧性降低。

碳化物含量越高,K I C值越低,但碳化物大于一定量时,对K I C起作用的是碳化物的形态和分布[15],球形脆相或细小的颗粒状脆性相对材料K IC的有害作用少。

如硫化物加载一般成长条状分布,使横向韧性下降,加入Zr和稀土元素可使片状硫化物球化而大大提高钢的横向韧性。

韧性第二相往往会加大裂纹扩展的阻力使裂纹扩展终止或改变方向,从而增加提高材料的断裂韧度。

2.4 显微组织
材料成分、热处理工艺以及其他方式的处理决定了材料的组织结构,对于钢来说,微观上将具有不同的位错滑移特征。

一般来说,如果显微组织使得位错滑移不均匀,应变集中在少数滑移带内,会造成局部应力集中,当应力集中等于原子键合力时就会导致微裂纹形核,降低材料的断裂韧度。

马氏体的组织形态有两种:含有大量位错的板条马氏体和含有孪晶的片状马氏体。

孪晶使材料的滑移系减少,而且能够产生微裂纹。

因此,片状马氏体的断裂韧度比板条马氏体的断裂韧度低。

在强度水平大致相等的条件下,低碳马氏体的断裂韧度显著高于中碳马氏体的断裂韧度,因为前者的精细结构为位错型,而后者的精细结构为位错和孪晶型的混合型。

对于贝氏体、上贝氏体中在铁素体片层之间有碳化物析出,其断裂韧度比回火马氏体差;下贝氏体的碳化物是在铁素体内部析出的,形貌类似回火马氏体,其断裂韧度高于上贝氏体,甚至高于孪晶马氏体,与板条状马氏体的断裂韧度相近。

当马氏体基体上具有一定的残余奥氏体或逆转变奥氏体时,奥氏体作为韧性相,可提高材料的断裂韧度。

奥氏体相之所以提高材料的断裂韧度,是因为:裂纹扩展遇到韧性相时裂纹尖端钝化,而韧性相塑性变形要消耗能量,使裂纹扩展受阻;奥氏体韧性相使裂纹改变方向或分叉,从而松弛了能量,提高韧性;裂纹尖端的应力集中使奥氏体组织切变而形成马氏体,这种局部的相变要消耗很多能量而使K IC提高,虽然形成的马氏体对裂纹扩展的阻力小于奥氏体对裂纹扩展的阻力而使K IC下降,但一般前者的效果大,所以应力诱发马氏体相变的总效果仍使材料的断裂韧度明显提高。

图2为高CoN i超高强度钢基体组织板条马
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第4期郭 峰、李 志:断裂韧度与钢组织性能的关系
氏体,图3为该钢回火时板条马氏体界面间的逆转变奥氏体,呈薄膜状,该钢在强度为2000M Pa 的同时,断裂韧度可以达到110MPa M以上,具有优异的力学综合性能。

板条马氏体基体提供了良好的强度和韧性,同时界面间析出的稳定逆转变奥氏体是良好的韧性相,从而使材料具有了高的断裂韧度[16],所以良好的基体组织和一定含量的韧化相对于提高断裂韧度是有益的。

2.5 晶粒度
晶界是原子排列紊乱的区域,加上相邻晶粒的取向不同,当塑性变形由一个晶粒穿过晶界进入另一个晶粒时,由于晶界阻力大,穿过晶界困难,另外穿过晶界后滑移方向又需改变,因此和晶内的变形相比,这种穿过晶界而又改变方向的变形需要更大的能量。

塑性变形能是裂纹扩展阻力的主要部分,裂纹扩展阻力增大,K IC也增大。

如果材料晶粒越细,则晶界面积越大,故在一定区域内形变进而裂纹失稳扩展所消耗的能量就越大,即K IC就越大。

另外晶粒变细,单位面积内总晶界面积增加,在材料中杂质浓度一定的条件下杂质在晶界上偏析的浓度就会降低,而造成沿晶脆性的主要原因之一就是有害杂质在晶界上平衡偏析的浓度过高,因此,细化晶粒可降低偏析浓度,有助于减轻沿晶脆断倾向,提高K I C。

图4为高Co N i超高强度钢的K IC断口SE M 照片,试样经过1200 /8h空烧后,有大量的沿晶断裂,分析表明正是由于高温空烧引起了晶粒长大,杂质元素偏聚,同时大量的析出相在晶界析出(图5),从而改变了晶界状态,损害了材料的断裂韧度。

因此晶界状态对断裂韧度有重要影响。

可以看出,影响材料断裂韧度的内部因素主要是晶粒尺寸及晶界状态,杂质及夹杂物第二相
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的含量和分布,组织结构。

改善晶界状态,细化晶粒尺寸,控制夹杂物的含量,变性变质夹杂物,改善材料组织结构都能改善材料的断裂韧度。

3 断裂韧度与其他力学性能的关系
3.1 断裂韧度与强度、塑性的关系
对于韧性断裂,R ice早期提出:
K IC=2E vs S(1)式中E为试样的弹性模量, vs为屈服强度,都为强度指标,S为夹杂物平均间距。

K rafft修正模型:
K IC= vs+ b+E n
2
(2 d T)1/2(2)
式中n为应变硬化指数,属强度因素,d T为断裂过程区尺寸。

H ahn和Rosenfield模型:
K I C 5n(2
3
f E s)(3)
对于脆性断裂,有模型:
K IC=2 9 s[exp( f
s-1)]
1/2
o
1/2(4)
式中 o为裂纹尖端曲率半径,材料塑性越好则 o 越大。

根据上面讨论可以得出,材料的断裂韧度是依赖强度和塑性的一种性能。

单纯的提高强度或塑性都不可能提高断裂韧度。

一般实际中总有这样的规律:强度升高,塑性降低,断裂韧度值下降,因此制定合理的强韧化工艺,使强度和塑性达到良好的配合,才可以提高断裂韧度。

3.2 断裂韧度和冲击韧度之间的关系
材料的断裂韧度K I C和缺口冲击韧性(CV N)都是材料的断裂韧度指标,一般冲击韧性高的材料其断裂韧度也比较高,因而之间可能存在一定的关系。

Barson、Ro lfe、Novak对屈服强度为758M Pa~1696M Pa、断裂韧度为95.6M Pa m~ 270M Pa m、CV N高阶值以及 s之间的经验公式得出:
K IC=0 79[ s(CV N-0 01 s)]1/2(5)但是材料的断裂韧度K I C和缺口冲击韧性(CV N)两者是有明显区别的:冲击韧性(CV N)是在冲击条件下测得的打断试样所吸收的功,而断裂韧度K IC则是在缓慢加载条件下测得的;测定断裂韧度K IC时,裂纹尖端曲率半径趋近于零,而冲击试验缺口曲率半径大得多,因此应力集中程度不同;冲击韧性包括材料从弹性形变到产生裂纹直至断裂时的所有能量消耗,而断裂韧度只反映裂纹失稳扩展过程所消耗的能量。

所以,目前对于断裂韧度和冲击韧性之间的关系,仍在实验数据拟合阶段,而缺乏足够的理论和实际依据,但对于某些材料还是具有实际意义的。

4 结论
1)材料因素改善断裂韧度的本质思路就是通过调整成分、工艺,使服役的材料组织状态能够减小局部应力集中,增大裂纹形核和扩展阻力,并延长或优化裂纹扩展路径,这样才能够获得理想的断裂韧度,从而提高实际服役构件预防失效的能力;
2)断裂韧度与材料力学性能之间的关系使我们能够以更加经济,准确,有效的途径去预测断裂韧度,提高材料的断裂韧度;同时也有利于弄清材料内部的本质因素,指导材料设计。

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(下转第54页)
5 建议
从上述失效案例中可以看出,虽然K i k endall 效应是Au-A l键合系统中不可避免的问题,但是对于镀Au层厚度适当的Au-A l键合系统来说,K i k enda ll效应仅仅是降低了Au-A l键合系统的键合强度,器件的最终失效与器件封装过程中封入过多水汽,导致A l的腐蚀产物生成有直接关系。

因此,在器件生产过程中,要严格控制器件生产工艺环境中的水汽、腐蚀性介质的含量,避免由于腐蚀而导致A u-A l键合系统中的内引线发生脱键失效。

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