考虑破坏过程离散性的延性失效分析

考虑破坏过程离散性的延性失效分析

众所周知，塑性变形过程会导致局部位错密度的增加，从而促进亚裂纹的产生和间断扩展，进而产生宏观裂纹[1-3]。塑性基体中裂纹的微跳与胞体达到最小临界尺寸以及在扩展裂纹前胞体结构的次边界的极限变形有关[3]。

延性破坏可被认为是由于材料的塑性耗尽，并在亚微观不连续性顶点处达到临界应力强度系数的结果。因此，在宏观裂纹发展之前，延性和脆性破坏发展的共同特征是延性损失。在第一种情况下，它是在与颈部最小横截面相邻的宏观体积中，在第二种情况下，是在早期产生的扩展的尖锐裂纹顶点处的材料微体积中。在这两种情况下，破坏行为自然伴随着韧性变形能量的迅速释放。平面变形条件下的断裂破坏应力等于或低于材料的屈服强度，即断裂发生时没有裂纹尖端局部体积的变形强化。在断裂时，在延性破坏的情况下，在杯底，宏观破坏时裂纹的跳跃发生在流动应力大于强化材料的流动应力下。

1. 材料和研究方法

研究使用的是工业纯铁，碳含量为0.04%，氮含量为0.006%，氧含量为0.008%。样品在真空中900℃退火2h。

 

图1. ψ（1）, ds/dn（2）, σrm/σZm（3）, σZm（4）, Sf（5）、σi（6）和σb（7）与变形速率的关系

试验使用直径为6 mm、标距长度为65 mm的样品。他们在Instron机器上以1.4·10-5到1.4·10-1sec-1的变形速率受到拉伸直到失效。变形温度范围为-196 ℃～+250 ℃。

试验后，确定了与破坏力矩对应的以下机械性能：相对折减率r破坏应力Sf=Pf/Ff（其中Pf是破坏荷载，Ff是破坏横截面面积）；应力强度σi；最大轴向σZm，颈部最小横截面处的径向σrm'和切向σtm拉伸应力；以及伸长样品颈部最小横截面处的比率σrm/σzm。此外还测定了骨折的微观和宏观参数：锥形杯形骨折平坦部分的直径ds；颈部dn的直径；以及骨折平坦部分的暗区直径d d。

在最大分辨率为150Å的JSM-U3扫描电子显微镜下观察破坏面。在Quantimet-720计算机上对图像进行了定量分析。

为了获得断裂的定量特征，编制了一个按8组以上的尺寸分布的定量计算机程序。结果，Quantimet电传打字机记录了给定尺寸的凹坑数量、凹坑总数、它们的平均尺寸以及凹坑所占的总面积。

为了确定应力水平、变形程度以及应力的轴向、径向和切向分量的分布，使用了Bridgman[4]、Davidenkov[5]和Malinin[6]提出的方程。颈部的几何形状是在一个特殊装置的帮助下研究的[7]。

2. 研究结果及其分析

关于变形速率对与破坏过程有关的力学和断口特征影响的研究表明，在所研究的速率范围内，破坏是延性的，并且在破坏时刻的相对收缩率ψ、杯底直径与直径的比值颈部ds/dn和最小主拉应力与最大σrm/σzm的比值保持不变（图1）。应指出的是，应力σzm'、Sf、σi和σb随着变形率的增加而增加。人们最感兴趣的是比较ds/dn和σrm/σzm与变形率的关系。这些值的恒定性可能不是偶然的，而是反映了破坏规则与试样破坏时颈部最小横截面处应力状态之间的关系。

在[4, 5]中，已经证明在颈部的形成过程中，在其最小横截面处出现了静水拉伸应力，该应力水平在样品轴线上达到最大值。静水压分量的存在解释了颈部中心处的失效来源，以及从断裂平面部分（杯底）到锥形破坏面的过渡，与应力的径向分量损失有关[8]。

对温度对机械性能和断口参数影响的分析表明，根据应力状态，在颈部区域观察到至少三个温度区域，具有明确的微观和宏观断口迹象，反映了从“韧性破坏”到“脆性破坏”的转变。

 

图2. 均匀变形功比与失效功（1）、残余相对延伸率（2）、相对收缩率r（3）、σrm/σzm（4）、σZm（5）、Sf（6）、σi（7）、An（8）、ds/dn（9）、dn（10），ds（11）和dd（12）*温度

如mierofractography分析所示，第一个区域在-100至+150 ℃范围内，对应于纯延性破坏（断裂的凹坑结构），其特征是样品最小横截面中心的应力状态几乎不变（曲线4，图2），相对收缩率（曲线3）、杯底直径（曲线11）、断口平坦区直径（杯底）与颈部直径之比（曲线9），以及塑性变形功与破坏功之比的恒定性（曲线1，图2）。第二个区域位于-150 ℃到-100 ℃的温度范围内，从-100 ℃开始，温度越低，应力的静水压分量所占份额就越小，换句话说，就是最小主应力与最大主应力之比（曲线4，图2）。同时，试样上断裂平坦部分的份额增加（曲线9），断裂处出现脆性成分（剪切面）。当温度为-150 ℃时，断裂的圆锥形部分完全消失，剪切面集中在黑暗中心区域周围的浅色边缘（曲线9-12）。对应于韧脆转变的第三个区域出现在-150 ℃及更低的温度下。该区域的特点是相对收缩率ψ急剧下降（曲线3，图2）。

通过快速降低试样在破坏时的最小横截面上的静水拉伸应力份额（曲线4），以及断裂中心暗部直径的下降（曲线12）以及通过剪切向破坏的过渡，形成颈部（曲线8）。值得注意的是，在-196 ℃温度下，应力（r i、aZm和Sf（曲线5-6）差别不大，为100-110 kg/mm2。其特点是残余相对伸长率（曲线2）、杯底直径与颈部直径之比、最大轴向应力（曲线5）以及均匀变形功与失效功之比（曲线1）之间的关系出现尖锐断裂，（图2）对应于-100 ℃和-150 ℃的温度。

*曲线12似乎被俄罗斯原出版商省略了。

如前所述，失效通常从试样的中心开始，并沿与力施加方向大致垂直的方向传播到表面。当裂纹接近表面时，应力状态发生变化（径向应力分量消失），这种情况类似于一侧带有缺口的板的拉伸情况[9]。然后裂纹开始以30°角扩展，并以45°角到达试样表面。

Williams[10]研究了垂直于拉伸轴的静止裂纹底部的弹性应力分布，并指出能量密度（储存在单位体积材料中的弹性能量）的最大值出现在与裂纹平面成70°角的区域。这证实了在锥体中延性裂纹扩展方向改变之前发生的临界条件的存在。

我们获得的数据可以将纯铁在韧脆转变温度范围和过渡区发生的破坏过程与拉伸试样颈部最小横截面上应力状态的变化联系起来。可以说，随着变形温度速率条件的变化，已经发现了金属和合金延性破坏区域存在的迹象。韧性破坏区域的特征是颈部应力状态下相对收缩率ψ的恒定性以及断口特征。

声学研究[3,11]的数据表明，宏观破坏始于荷载-伸长曲线上的荷载急剧下降，锥形破坏面的形成伴随着宏观裂纹扩展速率的增加和更为脆性的破坏。

失效时声发射的研究结果[3, 11]、用扫描电子显微镜对断裂进行的断口研究以及在Quantimet-720计算机上进行的定量分析使我们有可能提出纯铁延性破坏的以下机理。

在样品颈的最小横截面上，以孔隙和亚裂纹的形式优先发展不连续性。文献[12]表明，即使在变形的初始阶段，亚裂纹也开始按照位错机制形成。Vladimirov[13]假设位错在锐裂纹尖端的圆整和它们向空洞的转变中起着重要作用。此外，孔洞可能是由于夹杂物的开裂而出现的，也可能是由于其物理和力学特性的不同而出现在夹杂物基体边界处。此外，不连续之间材料的延展性耗尽，并且，正如已经确定的[14]，形成了临界尺寸（铁为0.6-1μ）的胞体结构。应该指出的是，不连续性所占的面积在颈部最小横截面面积中是微不足道的一部分，甚至在破坏之前也是如此[15,16]。

 

图3. 凹坑数量与凹坑尺寸的关系直方图

荷载的急剧下降对应于不连续性和宏观裂纹在变形最严重、位错最大的区域快速扩展。

离子密度-细胞结构在垂直于拉伸轴方向上的边界。破坏的主要亚颗粒间特征通过在柱状图上出现的凹坑数量达到1 μ的最大值来确认（图3）。大于1μ的点蚀主要是由夹杂物引起的，0.5-1-μ的点蚀是亚晶间破坏的结果。然后是压力状态的变化。静水拉伸分量的消失会导致maerocrack的传播方向发生变化，这反映在锥形破坏面上的凹坑（它们变长）。

然后，maerocrack通过剪切破裂在最大切向应力的作用面上传播，但不连续面之间连接件的破坏微观特征保持不变-亚颗粒间破坏。平均凹坑尺寸几乎完全不依赖于其在杯底的位置，这迫使我们假设单位裂纹长度扩展所需的能量保持不变。因此，杯底的直径对应于稳定裂纹向快速、不稳定扩展过渡的临界长度。

3. 结论

所进行的实验使我们能够找到纯铁延性破坏区域的边界，在该区域中，相对还原率和应力状态以及断口特征（杯底直径、颈部直径、断口凹坑特征）实际上与外部因素无关。

对颈部形成的延性破坏进行复杂分析（使用扫描电子断口分析、声发射研究和其他方法），可以得出延性破坏的结论在宏观上和微观上都有一个离散的特征。在宏观尺度上在达到临界长度时，宏观经济增长加速到杯底的直径。在微尺度上，离散性会导致散在传播沿细胞位错亚结构边界的亚裂纹。

转载请注明精川材料检测地址：www.jctest.vip