周二的作业止裂钢的发展和研究

止裂钢的发展和研究
摘要:上世纪50、60 年代大量发生的船舶结构断裂事故掀起了断裂评定研究热潮。

为避免船体结构脆性断裂事故的发生研究人员提出了“止裂”的概念，并相继发展了多种钢板止裂性能评价技术，但研究对象仅限于薄板和中厚板，近年来随着超大型集装箱船的发展，对50 mm 以上厚板止裂性能的评价技术研究又成为热点。

关键字：船用钢；止裂性能；性能研究
abstract：
1引言
上世纪50、60 年代大量发生的船舶断裂事故引起了人们对于船舶结构断裂评定的重视，从保证船舶安全性，防止脆性断裂的角度，要求船舶用钢具有某种级别以上的断裂韧性值。

在预计会产生裂纹的部位和有可能发生大规模断裂的重要部位，都采用 E 级钢这类韧性优良的钢材，并且在造船时，严格管理加工和焊接作业。

因此，可以说产生脆性裂纹的可能性是非常小的。

但是一旦发生脆性裂纹，也要有能力使裂纹的传播停止。

关于抑制钢材脆性裂纹传播的性能（止裂性能）已经进行了很多的研究，规定了抑制大型裂纹传播所必需的钢材的Kca （脆性裂纹传播止裂韧性）值为4 000～6 000 N/mm1.5。

另外，由于焊接残留应力的作用，从焊接区产生的裂纹会向母材一侧扩展。

因此，须通过母材的止裂性能来保证船舶的安全性。

但是，这些研究主要针对厚度为50 mm以下钢板，对厚度为60～80 mm[1,2]的船用厚钢板止裂性问题，研究得很少。

我们对船体钢板的两个要求是: 一是应具有一定的抗开裂性能，二是应具有较好的止裂性能，即一旦裂纹产生，材料应具有将其止住的能力。

因为绝大多数工程结构要经过焊接, 在焊接区不可避免会存在许多缺陷, 很容易引起裂纹起裂扩展。

构件在服役过程中, 这种裂纹以很高的速度进入母材这时再用母材的静态裂纹起裂韧性K Ic来评价结构的断裂风险就不合适了。

在这种裂纹起裂不可预测的情况下, 要求母材能够阻止住快速扩展的裂纹。

这作为灾难性破坏的第二道防线, 对确保工程结构的安全是十分必要的。

因此, 对焊接结构用钢, 止裂性能是
最重要的断裂性能参数, 通常用裂纹止裂韧性K Ia来表示。

从近十年中国造船业占世界造船市场份额的变化可以看出，中国造船业在全球市场上所占的比重正在明显上升，中国已经成为全球重要的造船中心之一。

船舶工业是为航运业、海洋开发及国防建设提供技术装备的综合性产业，对钢铁产业的发展起到了带动作用。

造船行业主要消费的中厚板和型材钢材等品种，国内钢企基本上可以满足我国造船行业钢材消费的要求。

随着今后造船用钢材品种需求的变化，钢铁企业应该对大线能量焊接船板钢、耐腐蚀钢、高强度钢、高止裂性钢板、低温钢、双相不锈钢等品种进行重点关注。

近年, 海上运输量的增加推动了船舶向大型化发展, 特别是对于集装箱船来说, 目前正在建造装载量超万箱的超大型集装箱船。

随着船舶的大型化，造船用钢板也向厚板化的方向发展。

特别是集装箱船，由于其船体结构的要求，在舱口围板、上甲板等部位已经使用厚度达到60～80mm的厚板作为高强度部件。

舱口部件的组合已经采用大线能量焊接技术，但是，伴随着钢板的厚板化，要求钢板进一步适应更大的线能量焊接。

通常建造中型集装箱船的钢板强度要求能承受355 MPa的应力，而大型集装箱船要求能用于焊接热量输入约40 kJ／mm的1次电渣焊接，板厚约60 mm，能承受470 MPa张力的极厚钢板。

极厚钢板在焊接时需要大量的热量，但是热量过高又会对钢板的组织产生影响，损害钢板本身的强度。

在大型集装箱船上，随着极厚板的大量应用，脆性裂纹产生的风险也越来越大。

一旦在极厚板中出现裂纹，该裂纹将会沿着焊缝不断传播并使裂纹转向母材。

另一方面，在满足使用要求的同时，高强度和大厚度使得钢板的受力状态易由平面应力状态转为平面应变状态，材料的抗开裂性能下降。

因此，不论是为了阻止焊接熔合区和热影响区产生的脆性裂纹扩展，还是应力状态转变导致的抗开裂性能下降都对材料的止裂性能提出了更高的要求。

这就要求开发大型集装箱船用高强度止裂厚板关键技术，同时对材料的止裂性能评价方法进行研究。

从保证船舶安全性，防止脆性断裂的角度，要求船舶用钢具有某种级别以上的断裂韧性值。

在预计会产生裂纹的部位和有可能发生大规模断裂的重要部位，必须采用韧性优良和止裂性能好的钢材。

钢材的止裂韧性是表示材料自身阻止裂纹高速扩展的能力。

当构件存在潜在的缺陷或裂纹, 在受到动载及冲击载荷作用时, 裂纹发生高速扩展, 如果材料能在小范围内阻止裂纹的扩展, 就可能防止重大事故的发生, 所以它是靠材料自身阻止裂
纹扩展的能力。

2. 研究内容
1.1成分设计和热机械控制工艺对高强止裂韧性厚板显微结构演变的影响研究
高强度止裂韧性厚板的成分设计及工艺路线必须兼顾防止出现使焊接热影响区韧性变差的粗大奥氏体以及岛状马氏体，同时兼顾止裂性能。

因此, 为了开发出确保焊接时热影响区的韧性、同时具有优良脆性断裂止裂性能，要求低碳含量和较低的碳当量。

为了降低碳当量和制备成本要求钢中合金元素尽可能低。

从确保焊接热影响区韧性并确保止裂特性的观点出发, 作为不依赖添加合金元素的方法, 提高钢止裂性能的有效方法是通过微观组织微细化使韧性提高。

热机械控制轧制工艺是制造高韧性高强度钢板的有效方法。

通过热机械控制处理等工艺引入位错等相变核心来细化晶粒。

为了研究成分设计和热处理工艺对高强止裂韧性厚板性能的影响，并最终确定成分设计方案和优化工艺路线必须对成分设计和热处理工艺对高强止裂韧性厚板显微结构演变的影响进行研究。

1.2织构组织对厚板止裂性能的影响评估
已有研究认为，织构组织不同可使夏氏冲击韧性相同的钢材止裂性能产生很大的差异，具有发达的铁素体加工织构和相变织构的钢板，其止裂性能会有进一步的提高。

为了优化高强度止裂厚板的成分设计及工艺路线有必要对织构组织对厚板止裂性能的影响进行评估。

热机械控制轧制工艺是制造高韧性高强度钢板的有效方法，可以有效地细化晶粒并控制钢板中的织构组织。

但是对厚板来说, 钢板内部的轧制温度不均匀，不能简单按传统的热机械控制轧制的道次设定仅考虑通过表面温度控制终轧道次实现。

为了实现高强度止裂韧性厚板的工艺路线进行优化首先要对织构组织对厚板止裂性能的影响进行详细的评估。

因为形成发达的织构组织需要更高精度的控制轧制和低温轧制，通过控制轧制条件的最佳化，即奥氏体再结晶区、未结晶区以及更低温度区的轧制分配和严格的轧制管理来获得晶粒细化并控制晶粒取向差为15°以上的大角晶界，使厚钢材的止裂性能得到提高。

另外，为了使高强度和高止裂性能兼备，采用了轧后加速冷却工艺。

日本钢管公司( NKK) 最近开发出具有高强度和良好焊接性能的高张力厚钢
板, 可用于建造大型集装箱船。

集装箱船的日趋大型化, 对船体钢板的厚度和强度提出了越来越高的要求。

厚钢板在焊接时, 需要大量的热量, 但是热量过高又反过来会对钢板的组织造成影响, 损害其强度。

为此, 日本钢管公司研究人员不是采用增加碳含量的方法, 而是通过调整钢板中的添加元素, 使其强度大为提高。

通常建造中型集装箱船的钢板强度要求为每平方毫米能够承受3 5 牛顿的张力, 而大型集装箱船则要求在3 9 0 牛顿以上。

该公司开发的新型钢板不仅具有这一强度, 而且即使在用5 0 万焦耳的热量进行焊接时, 也能够防止受热部分变粗。

目前中国制造的集装箱钢板几乎全部从日本进口，少数由武钢生产，其技术条件和牌号如表1所示。

从表1可以看出，目前国内各集装箱厂从日本进口的钢材基本都属于一般低碳钢。

3.裂纹止裂理沦
描述钢中裂纹止裂有三种理论, 分别对应三个止裂韧性参数
① 静态分析— 止裂韧性K Ia 理论
② 动态分析—裂纹扩展断裂韧性K ID 理论
③ 动载/静态裂纹起裂韧性K Id 理论
按能量平衡方法，动态扩展裂纹尖端能量释放率可表示为
da d da d da d G T U
W
D
D D --= （1）
式中，W 、U 、T 分别代表外力功、弹性应变能、动能，上标D 表示动态裂纹扩展。

动态和静态理论的差异主要在于式中各项能量对裂纹快速扩展和止裂过程的贡献上。

2.1静态K Ia 理论
静态裂纹止裂理论是Wells []及Roplinp []基于忽略动能影响的假设而提出的。

根据静态卢纶假设条件，裂纹扩展期间传给结构的动能不返回裂纹尖端，（1）式中da d W D 和da d U D
可由静态分析获得，K 值也可按静态分析计算。

静态理论还假
设了止裂后瞬间裂纹尖端应力强度因子和材料止裂韧性达静态平衡。

因此，静态裂纹止裂判据为
K
K K IA Ia S
I ≡<
⎪⎪⎪⎭⎫
⎝⎛-⎪⎭⎫ ⎝⎛-=da d da d E U W K S
S
I 521υ Crosley []实验室测得K Ia 是材料的特性常数，这一结果有力支持了静态止裂
理论。

但Crosley 实验室只从短裂纹跳跃实验中得到证实，而在长裂纹跳跃情况下，K Ia 不是材料特性常数，说明长裂纹跳跃不符合静态止裂理论假设条件。

静
态分析方法只是英语短裂纹跳跃的情况。

2.2动态K ID 理论
动态理论考虑了弹性能、动能和惯性力的作用。

尤值按全动态分析计算。

动态理论着眼点集中在裂纹扩展过程上, 认为止裂仅仅是过程的终结。

Hahn []的实验研究结果和K anninen []的理论计算结果一致证实动态效应的存在。

研究结果表明动态断裂韧性K ID 并不是材料常数，而是裂纹扩展速度的确定函数。

动态方法中止裂条件表示为
)}({v Min K K ID ID <
此最小动态断裂韧性即为材料的动态止裂韧性，即为K Im 。

Kalthoff 等人[]对光弹性材料的研究结果证实了动态止裂分析方法的正确性，如图1所示。

图中还显示了静态分析与动态分析的差异。

事实上，动态止裂韧性
参数在很多情况下直接作为止裂韧性K Ia ，而静态方法的合理性在于K Ia 是否是K Im 很好的近似值。

图1 静态应力强度因子与实际值比较
2.3 K Id 理论
裂纹止裂的第三种理论是为了为能更方便测量止裂韧性的目的而发展的。

Krafft 和Irwi n[]及Eftis 和Kr afft[]首先发现了随载荷速率变化的起裂韧性K Id 与取决于裂纹扩展速率的动态裂纹扩展断裂韧性有类似的变化趋势，如图2所示。

由此他们提出来用K Id min 代替K ID min 来表征裂纹止裂韧性K Ia 值，即
K Id min = K ID min K IA ≡
这样就可由比较简便的K Id 测量获得难以测试的K Ia 值。

K Id 理论主要困难是载荷速率K 与裂纹速度v 的对应问题。

一般最高能达到的载荷速率为K =
s m MPa 121761010~-⋅⋅，这金对应低裂纹速度s m 1100~10-⋅=ν。

而裂纹快速扩展一般是s m 11000~800-⋅=ν，K ID min 对应s m 1400-⋅=ν。

因此尽管K Id 与K ID 有类似趋势，仍不能直接联系，需对多种做
系统研究以便确定它们之间的关系。

图2 K Id和K ID与速率关系示意图
4.影响止裂韧性因素
止裂韧性用来衡量材料韧性水平高低，所以影响材料韧性的一些因素对K IA 同样起作用。

但K IA有其自身变化特点，随成分、组织结构等因素变化显示与常规韧性指标如A K、K IC等不尽相同的规律。

3.1温度的影响
止裂韧性是材料的温度特性参数，与K IC类似，K Ia随温度变化呈现明显转变特征。

由于高应变速率的影响，K Ia随温度变化显示比K IC更明确的转变特征。

各种材料由于应变速率敏感性的差异，随温度变化止裂韧性呈现不同转变特征。

高强度钢应变速率敏感性小，高温下起裂殖与止裂值接近，随温度降低两者差别增大，导致K Ia显示更明确的转变行为[]。

低中强度钢与上述情况完全相反，低温下随温度升高两者差别增加，进人转变温度范围，速率影响加剧，以致K Ia有时到很高温度时仍不能显示转变特征[]。

K Ia这一温度特征规律指明了高低强度钢止裂韧性测试温度范围: 低中强度钢在图3中“A”温度范围测试，而高强度钢在图4中“B”温度范围测试。

3.2 成分的影响
降低钢中碳含量可显著改善钢的裂纹止裂能力[]。

碳含量的降低减少了钢中
脆性相，从而提高了钢的韧性水平。

N i 是改善钢的低温韧性的有效元素，钢中添加N i 显著提高其止裂性能的[]。

低碳镍钢中，随镍含量增加，脆性裂纹扩展止裂特性呈线性递增规律。

N i 在钢中通过细化晶粒、促进位错交滑移、高镍钢中获得逆转变奥氏体组织等原因改善钢的韧性。

Mn 在铁素体一珠光体钢中减少珠光体区域尺寸，从而改善脆性裂纹起裂、止裂性能[]。

微量元素(N b 、Ti、V 等) 在钢中容易形成脆性相，对韧性改善不利。

Furukimi 等人在研究含泥超低碳镍钢的止裂特性时发现，固溶在基体中的Nb 对钢的止裂能力有不利影响。

但微合金化结合控轧工艺，细化了晶粒，其改善止裂能力的作用往往比固溶时本身的不利影响更为有效。

3 组织的影响
铁素体一珠光体钢中，珠光体尺寸对脆性裂纹扩展止裂特性起决定性作用。

Ohm ori[]研究发现脆性裂纹起裂和止裂温度与珠光体区域平均直径的平方根倒数呈线性关系。

铁素体钢中，通过控轧细化铁素体晶粒可显著提高钢的止裂性能[]。

钢中含有韧性相(如逆转变奥氏体) 时，韧性明显改善。

如9 % N i钢高温回火时得到5 ~ 10 % 逆转变奥氏体相，显著改善了钢的断裂性能。

9 % N i 钢K ID随裂纹速度增加而递增，表明该钢对应变速率不敏感。

这一特性可由奥氏体相相变诱导塑性效应得到解释。

Hasebe在研究低碳镍钢脆性裂纹扩展止裂特性时发现，镍含量高(4 ~ 5 % )时，钢中出现贝氏体组织从而恶化冲击性能，但贝氏体组织对止裂特性没有显著影响。

这表明止裂特性与冲击韧性对组织显示不同敏感性。

总之，钢的化学成分和组织结构对止裂性能起决定性影响。

目前，对各种钢的止裂特性还缺乏一般规律性认识，需对各种材料止裂特性做更深人的研究。

5船用钢止裂性能的实验方法
目前评价船用钢止裂性能的实验方法主要有两类：转变温度型实验方法和断裂力学方法。

5.1 转变温度型试验方法
转变温度型试验方法是目前应用最为广泛，的止裂性能试验方法，主要包
括以罗伯逊试验、ESSO 试验、双重拉伸试验等为代表的大型试验方法［3－5］和以美国海军研究所NRL 开发的落锤、动态撕裂、落锤撕裂为代表的中小型试验方法［6－8］。

其中，大型试验多为非屈服型试验，即施加于试样上的应力低于屈服应力，而中小型试验多为屈服型试验。

5.1.1罗伯逊试验[3]
罗伯逊试验是测定止裂温度的典型试验方法，试验的目的是确定脆性裂纹在钢板中扩展时的应力和温度的临界条件。

试验所采用的试样如图1 所示。

脆性裂纹的产生是通过冲击用液氮冷却至低温的带有缺口的凸缘来实现的。

试样与夹头之间焊有两块比试样薄的连接板，其目的是当试样内部应力还处于弹性范围时，连接板已经屈服，以保证试样中的应力达到均匀分布。

罗伯逊试验分为等温型试验和温度梯度型试验。

等温型试验中，同一试样的温度一致，在外加应力的作用下，根据裂纹通过或不通过试样，可确定止裂温度。

温度梯度型试验是在沿裂纹扩展方向产生一个所需的温度梯度场，然后对试样施加低于屈服应力的某一数值的均匀应力，再冲击低温部位使低温区产生脆性裂纹并沿试样扩展，当裂纹止裂时其前端形状通常为指甲状( 抛物线状) ，罗伯逊最初提出以指甲状曲线焦点处的温度作为止裂温度CAT，后来有的研究人员提出以试样表面剪切唇达到某一特定厚度( 约1．5 mm) 时的位置处的温度作为止裂温度。

通过改变施加在试样上的拉伸应力，可以获得不同的止裂温度，从而建立脆性裂纹扩展时应力和温度的临界条件。

图2 为典型的罗伯逊试验结果，从图中可以看出止裂温度存在一个临界值，低于这一临界温度时，应力随止裂温度缓慢增加; 高于这一临界温度时，应力随止裂温度急剧增大。

罗伯逊试验
5.1.2 ESSO试验
为避免罗伯逊试验中凸缘缺口附近的应力变化，ESSO 试验采用冲击试样边缘预制的V 型缺口或冲击焊接到试验板上的脆性板的缺口来实现脆性裂纹的产生; 为减小冲击
过程对试样中应力分布的影响，ESSO 试验采用了更大宽度的试样( 500—2000 mm)。

如图3所示
典型ESSO 试验结果如图4 所示。

与罗伯逊试验类似，止裂温度也存在一临界值，低于临界温度时，脆性断裂应力基本不变; 高于临界温度时，断裂应力随止裂温度显著增大，这一临界温度称为ESSO 转变温度。

最初Feely 等人认为为避免温度梯度对应力场的影响，ESSO 试验应只在等温条件下进行，因此只发展了等温型ESSO 试验，后来有学者进行了温度梯度型ESSO 试验，发现所得结果与其它温度梯度型试验结果几乎相同，故而提出ESSO试验也可在温度梯度条件下进行，止裂温度为脆性裂纹止裂最前端处的温度。

5.2断裂力学试验方法
转变温度型试验方法确定了应力与温度的临界关系，但并未考虑裂纹长度的影响。

断裂力学试验方法以止裂韧性为指标来评价材料的止裂性能，由于止裂韧性与应力和裂纹长度密切相关，因此通过确定不同温度下的止裂韧性便可比较全面地反映应力、温度和裂纹长度对止裂性能的影响。

自上世纪50 年代以来，已发展了多种评价材料止裂韧性的试验方法，主要可分为两类: 紧凑试样方法( CCA) 和大尺寸试样方法。

，这里以大尺寸试样方法为例
大尺寸试样方法以日本NK 所提出的温度梯度型ESSO 试验方法［14， 15］为代表，试验所采用的试样如图12 所示，试验板的尺寸为500 mm ×500 mm × 原板厚。

在该试验中，连接板的宽度W r 、厚度t r 与试验板的宽度W s 、厚度t s 的关系分别满足W s ≤W r ≤2W s 和0。

8t s ≤t r ≤1．5t s ，同时两个主拉伸夹头之间的距离不小于2000 mm ，其目的是避免由连接板与试验板边界及夹头处反射的应力波对试验结果的影响。

此外，0．3W s － 0．7W s 范围内温度梯度应保持在0 25—0。

35℃ /mm 之间。

止裂性能是通过止裂韧性K ca 进行表征的，其表达式为K ca = σ 其中，σ 为主拉伸应力，a 为裂纹止裂长度，W s 为试样宽度。

对于同种材料，止裂韧性K ca 与止裂温度之间满足关系K ca = K 0exp ( － T 0T k ) ( 2)
其中，T k 为止裂温度，K 0与T 0为材料常数。

通过对大量试验数据的分析，N K 提出对于厚度不超过75 mm 的船用钢板，温度为－ 10℃时的止裂韧性K ca 不小于6000 N/mm 3 /2方能满足止裂性能的要求。

6裂纹止裂在工程结构上的应用
4.1 最大脆性区尺寸的确定
假定构件受拉伸载荷作用, 在给定应力水平下, 能够止裂的裂纹长度2a c 即为即为允许的最大脆性区尺寸。

根据止裂理论可得
⎪⎭⎫ ⎝⎛=σπIA
c K a 2
1
这里为基K IA 体板止裂韧性,σ为残余应力加许用应力。

4.2 裂纹止裂元件(C ra ek A rre ste r)
实际结构设计中, 应用裂纹止裂概念的情况很多。

文献[]描述了船体结构中应用止裂元件的实际设计。

两类典型的止裂元件实例如图 3 所示。

止裂元件通过减少裂纹扩展驱动力, 或使扩展裂纹进人高韧性材料区, 从而提高结构的止裂能力。

图3 两类典型的裂纹止裂元件
4.3 压力容器
止裂研究的直接动力来源于核压力容器的安全评定裂纹l上裂在压力容器上应用最广。

从材料上看, 止裂特性研究主要也是集中在核压力容器钢上。

A S M E 锅炉及压力容器规范第I 篇附录中给出的K IR参考曲线就是由核压力容器用A 53 B钢的动态断裂韧性K Id和止裂韧性K Ia的下限值获得的。

K IR曲线己广泛应用于核压力容器的安全设计。

A S M E锅炉及压力容器规范第班篇附录中还给出了K Ia曲线, 此K Ia曲线用于运转中压力容器的安全检查。

5 采用新技术提高船用厚板止裂性能
热机械控制轧制工艺是制造高韧性高强度钢板的有效方法。

奥氏体未再结晶区的轧制和随后的加速冷却促进了铁素体晶粒的细化和韧性的提高。

为了形成发达的织构组织，就需要更高精度的控制轧制和低温轧制。

在本开发中，通过控制轧制条件的最佳化，即奥氏体再结晶区、未结晶区以及更低温度区的轧制分配
和严格的轧制管理，使厚钢材的止裂性能得到提高。

另外，为了使高强度和高止裂性能兼备，采用了轧后加速冷却工艺。

裂纹止裂是工程结构上最重要的研究课题之一。

钢的止裂韧性可为核压力容器、船体等大型工程结构设计对断裂风险做出更安全、更经济、更合理的估计, 因此加强对材料止裂特性的研究, 开发高止裂性能材料具有重要的工程意义。

止裂韧性测试方法的标准化为研究材料iL 裂特性提供了便利条件。

钢中裂纹止裂特性有其自身的规律性, 目前对各种材料止裂特性还缺乏了解, 迫切需要开展深人研究。

7高止裂性超厚YP460 船用钢板的开发
日本JFE 钢铁公司通过合理调整合金成分、控制轧制条件的最佳化以及采用控制冷却技术。

开发了在防止脆性裂纹传播方面性能优良的超厚(板厚70mm 以上)YP460N/mm2级钢板。

该超厚钢板实现了在具有超过YP460N/mm2高强度的同时具有良好的止裂性能。

该开发钢在通过细化贝氏体组织提高韧性的基础上，积极促进特定织构发展，提高止裂性能，在板厚70mm 的轧制材料上，实现了船体设计温度(-10℃)的止裂性能(Kca)超过15000N/mm2的优良性能。

当采用板厚50-75mm 的超厚钢板时，为了避免强力甲板与舱口围板之间脆性裂纹的相互传播，需要在结构上采取错缝连接等措施，同时必须采用船体设计温度(-10℃)下的抗脆性传播Kca值为6000N/mm3/2以上的钢材。

2013 年 1 月，国际船级协会联合会(IACS)发行了关于适用于超厚钢板的统一规定(UR:Unified Requirement)，规定要求2014 年1 月以后签约建造的集装箱船，如果船体采用板厚50mm 以上、100mm 以下的YP460 钢，除需要采取错缝等结构性对策外，还要求舱口围板和强力甲板采用止裂性能优良的钢种。

因此，需要钢铁企业开发高强度、厚型、高止裂性能的钢种。

关于提高钢材的止裂性能，迄今为止进行了大量研究，主要是通过细化钢的组织的方法。

JFE 钢铁公司着眼于在厚板领域几乎未受到过重视的织构组织，通过有选择性的发展能抑制脆性裂纹直线传播的织构组织，开发出了大幅度提高止裂性能的技术。

通过二次回归分析对韧脆转变温度与织构组织对止裂温度的影响进行了量化评估，提出了参数vTrs(℃)-12·X(100)-22·X(211)(下文中称为Y 指。