10Cr4Ni4Mo4V钢和Cr4Mo4V钢的特性与断裂行为
10Cr4Ni4Mo4V钢和Cr4Mo4V钢的
特性与断裂行为
叶健熠 王杰君(洛阳轴承研究所 洛阳471039)
谷臣清(西安理工大学 西安710048)
摘 要 对10Cr4Ni4Mo4V钢和Cr4Mo4V钢的特性与断裂行为进行了试验研究。结果表明,10Cr4Ni4Mo4V钢经微氮渗碳热处理后,其表面硬度、残余应力、断裂韧性及裂纹扩展速率均优于Cr4Mo4V钢的。
关键词 钢 特性 断裂韧性 裂纹扩展速率
Characters and Fracture Behavior
of10Cr4Ni4Mo4V S teel and Cr4Mo4V S teel
Ye Jianyi Wang Jie jun
(Luoyang Bearing Researc h Institute,Luoyang,471039)
Gu Chenqing
(Xi an Universi ty of Science and Technol ogy,Xi an,710048)
Abstract The characters and fracture behavior of10Cr4Ni4Mo4V steel and Cr4Mo4V s teel were tested and analyzed. The resul ts show that the surface hardness,remanent stress,fracture toughness and the crack speed of10Cr4Ni4Mo4V steel are superior to those of Cr4Mo4V steel after carboni triding and spheroidal annealing.
Keywords Steel Specific character Fracture toughness Crack speed
航空飞行速率的提高导致轴承在过高DN值设计条件下工作而引发突然断裂破坏,这严重限制了航空发动机运转速度的提高,成为航空事业发展的障碍[1、2]。M50NiL高温渗碳轴承钢是80年代前后美国开发的新型材料。在研究M50NiL 的特性与断裂行为中发现[3],渗碳钢的抗疲劳裂纹扩展的能力明显地优于整体硬化钢的,这与其渗碳淬硬层中残余应力的分布密切相关。在关于疲劳裂纹沿渗碳硬化层扩展的研究中发现,钢中的残余应力场和残余奥氏体在裂纹扩展过程中引发的疲劳裂纹闭合行为对疲劳裂纹沿渗碳层的扩展有重要的影响,并且认为渗层组织中的残余奥
收稿日期:1999-01-04氏体介于30%~50%为最佳[4、5]。但国内对于M50NiL钢的特性与断裂行为的研究甚少,为此,在本文中对我国研制的10Cr4Ni4Mo4V(相当于M50NiL)钢的特性与断裂性能进行了研究,并将其与整体硬化Cr4Mo4V钢进行了对比,旨在为该钢在航空发动机主轴轴承上及其它领域中的应用提供依据。
1 试验
1.1 试验用钢
试验用钢为10Cr4Ni4Mo4V和Cr4Mo4V,化学成分见表1。
第14卷第3期 材 料 开 发 与 应 用 1999年6月
表1 试验用钢的化学成分(w) %钢号C Cr Mo V Ni S P 10Cr4Ni4Mo4V0.13 3.98 4.200.98 3.460.0030.018 Cr4Mo4V0.78 4.22 4.12 1.25-0.010.011
1.2 试样热处理
10Cr4Ni4Mo4V钢先经930 40h微氮渗碳处
理,而后经球化退火处理,最终处理为1080~1090 淬火,500~600 每隔20 确定一回火温度,分别回火3次或5次,每次回火2h。
对Cr4Mo4V钢采用1090 淬火,500~580 每隔20 确定一回火温度,分别回火3次或5次,每次回火2h。
1.3 试验方法
断裂韧性试验参照GB4161-84进行。疲劳裂纹扩展试验温度为25 ,使用电子裂纹扩展测试仪和显微镜跟踪双重检测裂纹扩展长度。在相同热处理工艺条件下取3个试样,断裂韧性试验结果取3个试样的平均值;疲劳裂纹扩展试验结果选取数值分布带中靠近中间值的试验数值。
显微组织及残余奥氏体分析在TE M200C X透射电子显微镜和X射线衍射仪上进行;残余应力用X-75应力测试仪测试;断口用1000B扫描电子显微镜分析;渗碳层的碳、氮含量采用 30mm 100mm试棒经微氮渗碳并球化退火通过机械剥层化学分析检测。
2 试验结果
2.1 10C r4Ni4Mo4V钢的渗层成分及硬度
经微氮渗碳的10Cr4Ni4Mo4V钢的渗层成分检测结果示于图1。由该图可见,渗碳后碳氮总含量最表层高达1.2%~1.4%,然后迅速下降至1.0%~1.1%。氮的渗入深度可达1mm以上,其中含量0.1%以上的层深约0.6mm,覆盖了整个高碳层区。硬度检测结果见图2。由图2可见,经560 5次回火获得的表面硬度最高,HRC在63以上,略高于Cr4Mo4V钢的硬度;心部硬度以540 3次回火的为最高,HRC约为47。
2.2 显微组织及残余奥氏体分析
10Cr4Ni4Mo4V钢经微氮渗碳及热处理后,渗层表面含有渗碳时析出的碳氮化物,其分布均匀,
基本上呈球状,表层以下的高碳层组织为隐晶马
图1 10Cr4Ni4Mo4V钢微氮渗碳成分分布
图2 10Cr4Ni4Mo4V钢微氮渗碳及热处理后的渗层硬度 1-500 ,5次回火;2-520 ,3次回火;
3-540 ,3次回火;4-560 ,5次回火;
5-580 ,3次回火;6-600 ,3次回火
氏体组织加细小粒状未溶碳化物,具备这种组织的层深不小于0.8mm;过渡层组织为以板条马氏体为主的混合马氏体,且分布有少量极细小的未溶碳化物。透射电镜分析表明,高碳层区的隐晶组织为混合马氏体,以孪晶马氏体为主,含部分板条马氏体。对其中的析出相进行衍射分析发现, 560 回火是以M2C型碳化物为主,而540 回火则多见M3C型合金渗碳体。
10Cr4Ni4Mo4V钢残余奥氏体的测试结果见图3。可见,经微氮渗碳及热处理,残余奥氏体稳定性较高;经560 回火,渗层残余奥氏体仍在10%以上。
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材 料 开 发 与 应 用 1999年6月
图3 10Cr4Ni4Mo4V 钢微氮渗碳层中的残余奥氏体 1-500 ,5次回火;2-520 ,3次回火; 3-540 ,3次回火;4-560 ,5次回火
Cr4Mo4V 钢的金相组织为隐晶马氏体加未溶碳化物及残余奥氏体。未溶碳化物中含有分布不均匀的块状一次碳化物。对马氏体中的析出相进行衍射分析发现有MC 型碳化物。
Cr4Mo4V 钢残余奥氏体含量的测试结果见图4,显然经560 以上温度回火,其中的残余奥氏体含量已显著低于10Cr4Ni4Mo4V 钢渗层组织中
的残余奥氏体含量。
图4 Cr4Mo4V 钢淬火回火组织中的残余奥氏体
2.3 残余应力测试结果
残余应力测试结果如图5所示。由该图可见,10Cr4Ni4Mo4V 钢微氮渗碳及热处理后的残余应力在渗碳硬化层中的分布呈倒S 形。在渗层最外部具有高的残余压应力,而内层有一残余应力的峰值区(但仍为压应力,只是其值较低)。该区恰与高残余奥氏体存在区相对应。该峰随回火的温度及次数而变化,回火温度由低向高变化,峰值先是上升,而后又重新下降。此峰过后残余压应
力又重新增大,并于过渡层内出现一应力低谷区(残余压应力最大)。而后残余压应力随距表面深度的增加又逐渐减小,直至心部转变为残余拉应力为止。由图可见,经500 和560 5次回火可
获得较好的残余应力分布。
图5 渗碳层残余应力分布
1-500 ,5次回火;2-560 ,5次回火;
3-540 ,3次回火;4-600 ,3次回火
Cr4Mo4V 钢热处理后的残余应力分布为表层呈现拉应力,而内层存在一个较窄的压应力区,且压应力幅较10Cr4Ni4Mo4V 钢的应力峰区的最小压应力幅还低。5次回火后表面拉应力有一定的降低。
图6 两种钢的断裂韧性
2.4 钢的断裂韧性及断口分析
Cr4Mo4V 钢和10Cr4Ni4Mo4V 钢两者的断裂韧性测试结果有相似性(见图6),5次回火的K IC
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值均高于同温度3次回火的,并且在2次硬化峰值区,K IC 值最低。然而Cr4Mo4V 钢2次硬化峰前的较低温度回火状态的K IC 值明显高于2次硬化峰值下的K IC 值,可是对于10Cr4Ni4Mo4V 钢,这种现象很不明显。从曲线的整个变化过程看,10Cr4Ni4Mo4V 钢的K IC 值要比Cr4Mo4V 钢的高出1倍左右。
通过断口分析发现,10Cr4Ni4Mo4V 钢的裂纹张开前沿为韧窝加准解理混合断口,随着回火温度的升高韧窝逐渐变大,准解理剖面内的河流花样变多,台阶撕断棱增高;Cr4Mo4V 钢的断口为复杂准解理断口。
2.5 钢的疲劳裂纹扩展速率
10Cr4Ni4Mo4V 钢疲劳裂纹沿渗碳硬化层的扩展速率测试结果见图7。其扩展速率变化曲线呈V 字形,与低合金铬镍钼渗碳钢的倒 S 型不完全相同。d a /d N 的低谷值处于接近心部的过渡层区,与残余应力的低谷区一致,这与以往的结果是吻合的[2]。10Cr4Ni4Mo4V 钢经500 5次回火,显示出较低的裂纹扩展速率;经2次硬化峰下限温度(540 )3次回火,呈现出较高的扩展速率;而经上限温度(560 )5次回火,其扩展速率又重新迅速下降;回火温度再升高,扩展速率又有
所回升。
图7 10Cr4Ni4Mo4V 钢疲劳裂纹扩展速率 1-500 ,5次回火;2-520 ,3次回火; 3-540 ,3次回火;4-560 ,5次回火;
5-580 ,3次回火;6-600 ,3次回火
Cr4Mo4V 钢的疲劳裂纹扩展速率在双对数坐
标系中呈线性变化(见图8),显然符合裂纹在一
般均质材料中的扩展规律。但是其扩展速率明显高于10Cr4Ni4Mo4V 钢微氮渗碳层中的扩展速率,相同应力变幅下,约相差一个数量级。
图8 Cr4Mo4V 钢疲劳裂纹扩展速率
3 试验结果分析
3.1 钢中的残余应力分析
渗碳钢的渗层成分从表层至心部是非均匀分布的,碳的含量也同样,因而发生马氏体相变的顺序是由过渡层开始逐渐向表面发展,往往在钢件表层形成较大的残余压应力。然而当渗碳层较厚时,这种相变顺序将复杂化。由于在淬火加热时,内部共析层的奥氏体中合金元素的实际含量有可能高于表面过共析层的,从而导致最终相变不是发生于最表层而是次表层的共析区,残余应力最终以倒 S 形分布。另外,共析区奥氏体的实际含碳量高,往往合金度也较高,因而残余奥氏体含量也较高,而高的残余奥氏体对减缓该区因马氏体相变而引起的残余压应力的下降是有益的。如果回火可引起残余奥氏体向马氏体转变,则又会使该区的残余压应力进一步减小。所以,随着回火温度由500 不断地升高,10Cr4Ni4Mo4V 钢渗层内的残余应力峰先是增高(即残余压应力下降),而后又重新下降(即残余压应力增大)。经微氮渗
碳,钢表层含有微量氮,氮比碳更能降低马氏体相变温度Ms 点,因此氮具有进一步增大钢的表层残余压应力的作用。所以经微氮渗碳及热处理的10Cr4Ni4Mo4V 钢的残余应力场明显优于Cr4Mo4V 钢的。
3.2 试验用钢的断裂韧性
试验结果表明,10Cr4Ni4Mo4V 钢的断裂韧性
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高出Cr4Mo4V钢的约1倍。这显然主要是由于低碳的作用,另外与镍元素的加入亦有关[2]。2次硬化峰值下的断裂韧性下降符合一般钢强度、韧性变化的基本规律。其原因一是马氏体自身的分解对韧性的影响;二是残余奥氏体在回火过程中的相变对韧性的影响。由于淬火Cr4Mo4V钢的残余奥氏体含量远多于10Cr4Ni4Mo4V钢的,所以在2次硬化峰之前的较低温度下回火可保留更多的残余奥氏体,因此其K IC值明显高于2次硬化时的K IC值;而10Cr4Ni4Mo4V钢此阶段由于残余奥氏体量的相对变化较小,其影响亦相对较小,所以其K IC变化也很小。超过2次硬化峰回火温度的过高温回火将促进马氏体的分解,即使残余奥氏体转变成的马氏体也不例外。因而在回火温度高于2次硬化峰值温度后,随着回火温度的进一步升高,两种钢的断裂韧性K IC均呈现迅速升高的趋向。回火次数的增加可使马氏体的分解更趋于充分,因而两种钢的表面K IC随之进一步提高。据此,可以判定10Cr4Ni4Mo4V钢的渗层断裂韧性的变化倾向与Cr4Mo4V钢的一致。
3.3 成分、组织及残余应力对疲劳裂纹扩展的影响
试验结果表明,10Cr4Ni4Mo4V钢微氮渗碳层的疲劳裂纹扩展速率远低于Cr4Mo4V钢的,甚至在其渗碳层的碳氮总含量高出Cr4Mo4V钢的0.2%~0.3%的条件下仍能保持这种相对关系,这不仅证实10Cr4Ni4Mo4V钢渗碳热处理后抗疲劳开裂能力可以比C r4Mo4V钢的更优异,也为使其接触疲劳寿命比Cr4Mo4V钢的更长奠定了基础。
10Cr4Ni4Mo4V钢微氮渗碳硬化层具有比Cr4Mo4V钢低得多的疲劳裂纹扩展速率,这应归因于高的残余应力和残余奥氏体所引起的裂纹尖端的有效应力变幅 K。残余应力变得足够大时, K值降至足够小,甚至接近或低于材料的阈值 K th时就使裂纹停止扩展。残余奥氏体则是通过塑变,一方面引起裂纹尖端应变幅 K的下降而钝化裂纹;另一方面可诱发马氏体相变而引发裂纹闭合。微氮渗碳不仅有助于残余压应力的提高,而且还促进了残余奥氏体的稳定性增加,这显然对疲劳裂纹扩展速率的减缓有积极意义。当然,镍元素改善钢的韧性,对疲劳裂纹的扩展也有减缓效应。因此,微氮渗碳的10Cr4Ni4Mo4V钢具有低的疲劳裂纹扩展速率,是多种因素综合影响的结果。
4 结论
(1)10Cr4Ni4Mo4V钢中的残余应力沿渗层呈倒 S 型分布,即渗层表面具有较大的残余压应力,次表层有一个残余应力的峰值(此时压应力最小),而后随着渗层深度的增加,残余压应力又逐渐增大,到达过渡层区时,出现一个低谷区(此时压应力为最大),随后残余压应力逐渐减小,直至变为拉应力。Cr4Mo4V钢表层呈现为拉应力,内层存在一个较窄的压应力区,随后又呈现为拉应力。
(2)10Cr4Ni4Mo4V钢经微氮渗碳热处理后的断裂韧性K IC值明显高于Cr4Mo4V钢的,在2次硬化峰回火温度下前者高出后者1倍以上;两种钢的断裂韧性随回火温度的变化趋势是一致的,且经5次回火后的断裂韧性均高于同温度下3次回火的。
(3)10Cr4Ni4Mo4V钢的疲劳裂纹扩展速率沿渗层呈 V 字形变化,扩展速率的低谷值滞后于最大残余压应力区约0.5mm左右,并处于接近心部的过渡层区。扩展速率以500 5次回火和560 5次回火的为最低,且较Cr4Mo4V钢的低约1个数量级。
(4)10Cr4Ni4Mo4V钢渗层的疲劳裂纹扩展速率比Cr4Mo4V钢的低得多。这是采用微氮渗碳处理的结果。
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金属材料-准静态断裂韧性测试的方法
ICS 77.040.10 Ref. No. ISO 12135:2002/Cor.1:2008(E) ? ISO 2008 – All rights reserved Published in Switzerland INTERNATIONAL STANDARD ISO 12135:2002 TECHNICAL CORRIGENDUM 1 Published 2008-06-01 INTERNATIONAL ORGANIZATION FOR STANDARDIZATION ? МЕЖДУНАРОДНАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ ПО СТАНДАРТИЗАЦИИ ? ORGANISATION INTERNATIONALE DE NORMALISATION Metallic materials — Unified method of test for the determination of quasistatic fracture toughness TECHNICAL CORRIGENDUM 1 Matériaux métalliques — Méthode unifiée d'essai pour la détermination de la ténacité quasi statique RECTIFICATIF TECHNIQUE 1 Technical Corrigendum 1 to ISO 12135:2002 was prepared by Technical Committee ISO/TC 164, Mechanical testing of metals , Subcommittee SC 4, Toughness testing — Fracture (F), Pendulum (P), Tear (T). Page 1, Clause 2 Replace the reference to ISO 7500-1:— with the following: ISO 7500-1, Metallic materials — Verification of static uniaxial testing machines — Part 1: Tension/compression testing machines — Verification and calibration of the force-measuring system Delete the reference to Footnote 1) and the footnote “To be published. (Revision of ISO 7500-1:1999)”. Page 13, Figure 6 Add “(not to scale)”. Move the note from under the title of Figure 6 to above the title. Page 16, Figure 9, Footnote d) Replace “on” with “or” to give d Edge of bend or straight compact specimen.
钢丝断裂原因分析
钢丝断裂原因分析
一、夹杂物引起断裂 线材中非金属夹杂物的存在，破坏了组织的连续性，起到了一个显微裂纹的作用。当受到外力作用时，在夹杂物的顶端首先产生附加的应力集中。尤其在原奥氏体晶粒交界处出现的大块状、条状或片状碳化物，这些异常碳化物在材料冷变形时，严重地阻塞了位错的移动，致使该处产生应力集中。当应力集中达到一定大小时便会使碳化物开裂，或在碳化物与基体交界处产生裂纹。当裂纹达到失稳状态尺寸，地瞬时产生断裂。 非金属夹杂物的多少是衡量帘线钢质量高低的一个重要因素。在用SEM对断口进行分析的过程中，经常发现非金属夹杂物。在典型的杯锥状断口上有时候就能发现夹杂物，SEM表明大多为三氧化二铝夹杂或其它高熔点脆性夹杂物。其避免主要是通过精炼，使夹杂物变为塑性低熔点夹杂物。 脆性夹杂物是引起钢丝断裂的重要原因之一，而夹杂物引起断裂分为以下几种形势： 1、夹杂物与钢基体之间界面脱开 拉伸过程中，在夹杂物周围的局部加剧了应力集中；裂纹优先在与拉应力垂直的夹杂物与基体的界面产生并沿着夹杂物与钢基体界面扩展，致使夹杂物与基体界面脱开。 2、夹杂物本身开裂
由于脆性较矮杂物本身具有缺陷，在拉伸过程中，在缺陷处产生严重的应力集中，由于局部应力升高而导致夹杂物本身开裂。; 3、混合开裂 钢中非金属夹杂物的形状、分布是没有规律的，因此夹杂物在钢中引起裂纹也是随机性的，取决于夹杂物的性质、尺寸、形状及分布，对于同类型的夹杂物，由于形状、分布和受力方向不同，往往产生断裂的情况也不尽相同，有时两种断裂方式同时存在，有时两种断裂方式交替进行。4、沿两种不同类型夹杂物的相界开裂 钢中经常出现几种夹杂物相共生在一起的复合夹杂物，由于各类夹杂物之间的力学性能和物理性质不同，相界结合力较弱，在拉应力作用下容易从相界开裂。 二、偏析引起的钢丝断裂 在一定程度上，中心偏析对钢丝拉断的危害必脆性夹杂物。因为偏析在更大程度上影响了钢丝的延伸性，从而使塑性变形不能在存在偏析的地方产生。在钢丝最初的拉拔过程中偏析导致小的裂纹的出现，等进入了最终拉拔时就导致了人字形断口(chevroncracks) 在连铸过程中减少中心偏析的途径有以下几个： 1、中心偏析随着中包过热度的降低而降低，因此中包的钢液温度应该尽可能的低；
铝合金结构腐蚀疲劳裂纹扩展与剩余强度研究_张有宏
第28卷 第2期航 空 学 报 Vo l 128No 12 2007年 3月ACT A A ERON A U T ICA ET A ST RO N AU T ICA SIN ICA M ar. 2007 收稿日期:2005-11-18;修订日期:2006-06-12通讯作者:张有宏E -mail:zyhnpu@hotm https://www.wendangku.net/doc/6011933944.html, 文章编号:1000 -6893(2007)02-0332-04铝合金结构腐蚀疲劳裂纹扩展与剩余强度研究 张有宏1,吕国志1,李 仲1,2,陈跃良3,任克亮1 (11西北工业大学航空学院,陕西西安 710072)(21中国飞机强度研究所,陕西西安 710065)(31海军航空工程学院青岛分院,山东青岛 266041) Investigation on Corrosion Fatigue Crack Growth and Residual Strength of Aluminum Alloy Structure ZH A NG You -hong 1 ,LU Guo -zhi 1 ,LI Zho ng 1,2 ,CH EN Yue -liang 3,REN Ke -liang 1 (11Scho ol o f A eronautics,N or thwest Po ly technical U niversity,Xi c an 710072,China) (21A ir cr aft Streng th R esear ch Institute of China,X i c an 710065,China) (31Q ing dao Br anch,Nav al A ero nautical Eng ineering Academy,Qing dao 266041,China) 摘 要:在315%N aCl 腐蚀溶液环境下对含中心孔L Y12CZ 铝合金紧固件的疲劳裂纹扩展进行了试验研究,得到3种不同频率下紧固件的腐蚀疲劳裂纹扩展曲线。试验结果说明,随着频率的增加,腐蚀疲劳裂纹扩展速率逐渐降低,腐蚀溶液中疲劳裂纹扩展速率比在空气中大。以试验数据为基础,结合裂纹扩展分析软件AF GRO W,提出一种可以用数值方法模拟腐蚀疲劳裂纹扩展的方法,模拟结果和试验结果符合较好。对紧固孔试验件利用2种失效模式进行了剩余强度分析,得到腐蚀环境下紧固孔结构的剩余强度曲线。关键词:铝合金;腐蚀疲劳;剩余强度;裂纹扩展;加载频率中图分类号:V 21512;V21615 文献标识码:A Abstract:T he fatig ue cr ack pro pag atio n behavio r o f L Y 12CZ aluminum allo y fastener involving center ho le in 315%N aCl solut ion is investig ated.T he cor rosio n fat igue crack g ro wth cur ves of the specimens at three differ -ent fr equencies are pr esented.Ex per iment al research show s that the cor ro sion fat igue cr ack g row th rate decrea -ses with the incr easing of the loading f requencies,and in co rr osiv e enviro nment,the crack gr ow th rate is lar ger than the rate in air.Based on the ex per iment results,using the A FG RO W so ftwar e,the numer ical simulation met ho d is car ried out to analyze the cor rosion fatig ue crack g row th behavio r;and the pr edict ed r esults are in goo d ag reement w ith the ex perimental r esults.Finally ,the residual strength analy sis o f the specimen using two failur e mo des separ ately is carr ied o ut,and the r esidual st rength curv e of fastener structure in co rr osiv e env -i r onment is obtained. Key words:a luminum allo y;co rr osio n fatigue;r esidual str eng th;cr ack g row th;loading fr equency 在沿海地区服役的老龄飞机,机体结构腐蚀相当严重。腐蚀和疲劳载荷的共同作用严重降低了机体结构寿命和剩余强度,给飞机结构安全性 带来了严重的挑战。在腐蚀环境下疲劳裂纹更易于产生且扩展速率比空气中更快,使得机体结构往往提前失效断裂。但是腐蚀对疲劳寿命和结构安全性的影响尚未完全理解,对机体材料的腐蚀疲劳试验开展得还很少,深入研究腐蚀环境下机体结构的寿命评估问题,成为一个紧迫的任务。在机体结构中,存在大量的通孔紧固件,在沿海腐蚀环境下紧固件处是发生腐蚀损伤的主要位置之一,给整个机体结构带来一定的安全隐患。为此,本文进行了紧固孔的腐蚀疲劳裂纹扩展试验,并利用数值方法对紧固件结构的腐蚀疲劳问题进行 了模拟,为腐蚀环境下服役机体结构的安全性评估提供一定的参考。1 试验及方法 试验件采用含中心孔的LY12CZ 铝合金平板结构。试验件尺寸为300mm @70m m @3m m,中心孔直径为2mm,在中心孔边垂直于加载方向预制两条对称的切口,长度均为1mm 。 在对试验件进行疲劳试验的时候,在试验件夹持处布置自制的透明塑料溶液槽,使其中盛放的315%NaCl 溶液对试验件产生腐蚀作用,进行 试验件的腐蚀疲劳研究。在试验进行过程中,用高倍显微镜测量裂纹长度,直到试验件断裂为止,并记录相应的循环数。利用七点拟合法得到裂纹的扩展速率。 疲劳试验在室温条件下进行,对试验件采用
材料的韧性及断裂力学简介
第二节材料的韧性及断裂力学简介 一、低应力脆断及材料的韧性 人们在对船舶的脆断、无缝输气钢管的脆断裂缝、铁桥的脆断倒塌、飞机因脆断而失事、石油、电站设备因脆断而发生重大事故的分析中，发现了一些它们的共同特点： 1.通常发生脆断时的宏观应力很低，按强度设计是安全的； 2.脆断事故通常发生在比较低的工作温度环境下； 3.脆断从应力集中处开始，裂纹源通常在结构或材料的缺陷处，如缺口、裂纹、夹杂等； 4.厚截面、高应变速率促进脆断。 由此，人们发现了传统设计思想和材料的性能指标在强度设计上的不足，试图提出新的性能指标和安全判据，找到防止脆断的新的设计方法。 传统的强度设计所依据的性能指标主要为弹性模量E、屈服极限σs、抗拉强度σb，而塑性指标延伸率δ和面收缩率φ在设计中只是参考数据，通常还会考虑应力集中现象，即使如此，设计的安全判据仍不足以防止脆断的发生，这说明材料的强度、塑性、弹性这些性能指标还不能完全反映材料抵抗脆断的发生。经过对众多脆断事故的分析和研究，人们提出了一个便于反映材料抗脆断能力的新的性能指标——韧性，从使脆性材料和韧性材料断裂所消耗的能量不同，归纳出韧性的定义为：所谓韧性是材料从变形到断裂过程中吸收能量的太小，它是材料强度和塑性的综合反映。 例如图l-2为球墨铸铁和低碳钢的拉伸曲线，可以用拉伸曲线下的面积来表示材料的韧性，即 图中可见，虽然球墨铸铁的抗拉强度σb比低碳钢高，但其断裂时的塑性应变εp确远较低碳钢小，综合起来看，低碳钢的韧性高。 图1-2 球铁和低碳钢拉伸曲线表示的韧性 材料的韧性可用实验的方法测试和判定。应用较早和较广泛的是缺口冲击试验，这种方法已经规范化。具体方法是将图1-3所示的缺口试样用专用冲击试验机施加冲击载荷，使试 样断裂，用冲击过程中吸收的功除以断口面积，所得即为材料的冲击韧性，以αk表示，单位为J/cm^2。目前国际上多用夏氏V型缺口试样，我国多用U型缺口试样。由于缺口冲击
7075_T651铝合金疲劳特性研究
第30卷 第4期 2010年8月 航 空 材 料 学 报 J OURNAL OF A ERONAUT ICAL MAT ER I A LS V o l 130,N o 14 A ugust 2010 7075-T651铝合金疲劳特性研究 韩 剑, 戴起勋, 赵玉涛, 李桂荣 (江苏大学材料科学与工程学院,江苏镇江212013) 摘要:在不同的应力幅值下测试了7075-T651铝合金的疲劳寿命,拟合试验数据得到合金S -N 曲线,估算疲劳极限为223M P a 。用扫描电镜观察高低应力幅值下的疲劳试样断口,结果表明:合金的加工缺陷或粗大夹杂处往往为裂纹源,裂纹扩展伴随着小平面断裂的发生,高应力幅下疲劳裂纹扩展区出现犁沟和轮胎花样,而低应力幅下的疲劳裂纹扩展区中除有大量疲劳条带外,还出现了疲劳台阶和二次裂纹。合金的疲劳瞬断区则存在着撕裂棱与等轴韧窝。弥散分布的微小析出相对合金的疲劳性能有着积极的影响。关键词:7075-T 651铝合金;S -N 曲线;疲劳断口DO I :1013969/j 1i ssn 11005-505312010141018 中图分类号:TG146121 文献标识码:A 文章编号:1005-5053(2010)04-0092-05 收稿日期:2009-04-21;修订日期:2009-06-16基金项目:国家863高技术研究项目(2007AA 03Z548)作者介绍:韩剑(1984)),男,硕士研究生,从事高强铝合金组织与性能方面的研究,(E -m a il)han ji an_m oon @yahoo .com .cn 通讯作者:戴起勋,男,教授,博士生导师,(E -m ail)qxda i @u j s .edu .cn 。 7075合金是美国较早开发的一种铝合金,是航空航天领域广泛使用的一种轻型结构材料。近年来,因其强度高、重量轻的特性也在其他领域得到广 泛应用,例如攀岩设备及自行车零件都普遍使用7075铝合金 [1~4] 。在对7075合金所开展的研究工 作中,其疲劳性能因与实际应用联系较为密切,是一 个极有理论意义和应用价值的课题,目前虽然已有许多科研工作者对其进行了广泛的研究 [5~8] ,但对 其疲劳断裂机理研究却不多。为了进一步深化研究,充分挖掘7075铝合金的使用潜力,本研究对时效 7075-T651铝合金材料在不同应力幅下的疲劳断裂机理进行了研究。 1 试验材料和方法 试验材料为A lcan 生产的厚度为23mm 的7075-T651铝合金成品板材,合金成分如表1所示。合金抗拉强度达到580M Pa ,屈服强度为570M Pa ,断后伸长率为8%。 表1 试验合金成分(质量分数/%) T able 1 T he component o f alu m i nu m a lloy (m ass fracti on /%) Zn M g Cu M n T i C r N i Fe S i A l 5.68 2.40 1.63 0.14 0.22 0.18 0.044 0.18 0.06 Ba.l 疲劳试验在PLA30050疲劳试验机上进行,参照GB /T 4337)1984制成标准圆棒光滑试样。试验在室温下进行,应力水平设置在518MPa 到200MPa 之间测试轴向应力疲劳性能,疲劳试验的应力比R =-1,即轴向拉压对称加载,控制波形为正弦波,循环加 载频率为20H z 。试样在机器上循环加载直至断裂,记录加载周次。将疲劳断口完整切下,浸于酒精中在超声波清洗仪中清洗,而后在JS M-7001F 型扫描电子显微镜下进行断口形貌观察和分析,并用扫描电镜自 带的I nca Ener gy 350能谱仪作EDS 分析。 2 试验结果与分析 2.1 疲劳寿命曲线 将测得的试验数据拟合得到S-N 曲线(图1),数据点基本平均分布在曲线两侧,较为吻合。S-N 曲线没有水平部分,只是随着应力的降低,循环周次不断增大。通常,如果材料应力循环107 周次不断
影响金属材料疲劳强度的八大因素
影响金属材料疲劳强度的八大因素 Via 常州精密钢管博客 影响金属材料疲劳强度的八大因素 材料的疲劳强度对各种外在因素和内在因素都极为敏感。外在因素包括零件的形状和尺寸、表面光洁度及使用条件等，内在因素包括材料本身的成分，组织状态、纯净度和残余应力等。这些因素的细微变化，均会造成材料疲劳性能的波动甚至大幅度变化。 各种因素对疲劳强度的影响是疲劳研究的重要方面，这种研究将为零件合理的结构设计、以及正确选择材料和合理制订各种冷热加工工艺提供依据，以保证零件具有高的疲劳性能。 应力集中的影响 常规所讲的疲劳强度，都是用精心加工的光滑试样测得的，然而，实际机械零件都不可避免地存在着不同形式的缺口，如台阶、键槽、螺纹和油孔等。这些缺口的存在造成应力集中，使缺口根部的最大实际应力远大于零件所承受的名义应力，零件的疲劳破坏往往从这里开始。 理论应力集中系数Kt ：在理想的弹性条件下，由弹性理论求得的，缺口根部的最大实际应力与名义应力的比值。 有效应力集中系数（或疲劳应力集中系数）Kf：光滑试样的疲劳极限σ-1与缺口试样疲劳极限σ-1n的比值。 有效应力集中系数不仅受构件尺寸和形状的影响，而且受材料的物理性质、加工、热处理等多种因素的影响。 有效应力集中系数随着缺口尖锐程度的增加而增加，但通常小于理论应力集中系数。 疲劳缺口敏感度系数q：疲劳缺口敏感度系数表示材料对疲劳缺口的敏感程度，由下式计算。 q的数据范围是0-1，q值越小，表征材料对缺口越不敏感。试验表明，q并非纯粹是材料常数，它仍然和缺口尺寸有关，只有当缺口半径大于一定值后，q值才基本与缺口无关，而且对于不同材料或处理状态，此半径值也不同。 尺寸因素的影响
综述-铝合金疲劳及断口分析报告
文献综述 （2011级） 设计题目铝合金疲劳及断口分析 学生姓名胡伟 学号201111514 专业班级金属材料工程2011级03班指导教师黄俊老师 院系名称材料科学与工程学院 2015年4月12日
铝合金疲劳及断口分析 1 绪论 1.1 引言 7系铝合金包括Al-Zn-Mg 系和Al-Zn-Mg-Cu 系合金，此类合金具有密度低、比强度高、良好的加工性能及优良的焊接性能等一系列优点。随着应用在铝合金上的热处理工艺及微合金化技术的不断改进，其力学性能被大幅度强化，综合性能也得到了全面提升。在航空航天、建筑、车辆、、桥梁、工兵装备和大型压力容器等方面都得到了广泛的应用。 现代工业的飞速发展，对7 系铝合金的强度、韧性以及抗应力腐蚀性能等提出了更高的要求。但是，存在另外一个现象，在各行各业的领域中，铝合金设备偶尔会出现难以察觉的断裂，在断裂之前很难甚至无法察觉到一点塑性变形。这种断裂形式，对人身以及财产安全造成了不可挽回的损失。经过大量实验表明，这些断裂是由于材料的疲劳引起，材料在交变载荷的长期作用下，表面或者内部，尤其是内部会产生微观裂纹。本文主要研究铝合金疲劳引起的裂纹以及疲劳断口分析，此类研究对于日后的生产安全，有重大意义。 1.2 7系铝合金的发展历史 在20世纪20年代，德国的科学家研制出Al-Zn-Mg系合金，由于该合金抗应力腐蚀性能太差，并未得到产业内应用。在20世纪30年代初一直到二战结束期间，各个国家在研究中发现，Cu元素可以提高铝合金的抗应力腐蚀性能。在此，开发了大量Al-Zn-Mg 系合金，因此忽视了对Al-Zn-Mg 系合金的研究。德、美、苏、法等国在Al-Zn-Mg-Cu 系合金基础上成功地开发了7075 、B93 和D。T。 D683 等合金。目前正广泛应用在航空航天事业上，但是强度、韧性、抗应力腐蚀性能三者之间未能实现最佳组合状态。20世纪50年代，德国
浅论金属材料疲劳断裂的原因及危害
青岛黄海学院机电工程学院2013—2014学年第二学期期中考试 科目：工程材料及机械制造基础 姓名：杜希元 学号： 1101111084 班级： 2011级本科三班 专业：机械制造及其自动化
浅论金属材料发生疲劳断裂的原因及危害 摘要：从人类开始制造结构以来，断裂就是社会面对的一个问题。早在100多年以前，人们就发现了金属疲劳给各个方面带来的损害。但由于技术的落后，还不能查明疲劳破坏的原因，直到显微镜和电子显微镜等高科技器具的相继出现之后，使人类在揭开金属疲劳秘密的道路上不断取得新的成果。本文浅论金属材料发生疲劳断裂的原因及危害，使人们初步了解金属疲劳断裂的相关知识。 关键词：疲劳断裂原因危害 一、金属材料的疲劳现象 工程中有许多金属零件，如齿轮、弹簧、滚动轴承、叶片、发动机曲轴等都是在变动载荷下工作的。根据变动载荷的作用方式不同，金属零件承受的应力可分为交变应力和循环应力。在交变应力下，虽然零件所承受的应力低于材料的抗拉强度甚至低于材料的屈服强度，但经过较长时间的工作后产生裂纹或突然发生完全断裂的现象称为金属的疲劳。 人的疲劳感觉来自于长期的劳累或一次过重的负荷，金属材料也是一样。金属的机械性能会随着时间而慢慢变弱，这就是金属的疲劳。在正常使用机械时，重复的推、拉、扭或其他的外力情况都会造成机械部件中金属的疲劳。这是因为机械受压时，金属中原子的排列会大大改变，从而使金属原子间的化学键断裂，导致金属裂开。 二、金属材料疲劳的种类 金属材料的疲劳现象，按条件不同可分为下列几种： （1）高周疲劳：指在低应力（工作应力低于材料的屈服极限，甚至低于弹性极限）条件下，应力循环周数在100000以上的疲劳。它是最常见的一种疲劳破坏。高周疲劳一般简称为疲劳。 （2）低周疲劳：指在高应力（工作应力接近材料的屈服极限）或高应变条件下，应力循环周数在10000～100000以下的疲劳。由于交变的塑性应变在这种疲劳破坏中起主要作用，因而，也称为塑性疲劳或应变疲劳。
钢丝拉丝脆断原因分析之二
钢丝拉丝脆断原因分析之二 一、夹杂物引起断裂 线材中非金属夹杂物的存在，破坏了组织的连续性，起到了一个显微裂纹的作用。当受到外力作用时，在夹杂物的顶端首先产生附加的应力集中。尤其在原奥氏体晶粒交界处出现的大块状、条状或片状碳化物，这些异常碳化物在材料冷变形时，严重地阻塞了位错的移动，致使该处产生应力集中。当应力集中达到一定大小时便会使碳化物开裂，或在碳化物与基体交界处产生裂纹。当裂纹达到失稳状态尺寸，地瞬时产生断裂。 非金属夹杂物的多少是衡量帘线钢质量高低的一个重要因素。在用SEM对断口进行分析的过程中，经常发现非金属夹杂物。在典型的杯锥状断口上有时候就能发现夹杂物，SEM表明大多为三氧化二铝夹杂或其它高熔点脆性夹杂物。其避免主要是通过精炼，使夹杂物变为塑性低熔点夹杂物。 脆性夹杂物是引起钢丝断裂的重要原因之一，而夹杂物引起断裂分为以下几种形势： 1、夹杂物与钢基体之间界面脱开 拉伸过程中，在夹杂物周围的局部加剧了应力集中；裂纹优先在与拉应力垂直的夹杂物与基体的界面产生并沿着夹杂物与钢基体界面扩展，致使夹杂物与基体界面脱开。 2、夹杂物本身开裂 由于脆性较矮杂物本身具有缺陷，在拉伸过程中，在缺陷处产生严重的应力集中，由于局部应力升高而导致夹杂物本身开裂。 3、混合开裂
钢中非金属夹杂物的形状、分布是没有规律的，因此夹杂物在钢中引起裂纹也是随机性的，取决于夹杂物的性质、尺寸、形状及分布，对于同类型的夹杂物，由于形状、分布和受力方向不同，往往产生断裂的情况也不尽相同，有时两种断裂方式同时存在，有时两种断裂方式交替进行。4、沿两种不同类型夹杂物的相界开裂 钢中经常出现几种夹杂物相共生在一起的复合夹杂物，由于各类夹杂物之间的力学性能和物理性质不同，相界结合力较弱，在拉应力作用下容易从相界开裂。 二、偏析引起的钢丝断裂 在一定程度上，中心偏析对钢丝拉断的危害必脆性夹杂物。因为偏析在更大程度上影响了钢丝的延伸性，从而使塑性变形不能在存在偏析的地方产生。在钢丝最初的拉拔过程中偏析导致小的裂纹的出现，等进入了最终拉拔时就导致了人字形断口(chevroncracks) 在连铸过程中减少中心偏析的途径有以下几个： 1、中心偏析随着中包过热度的降低而降低，因此中包的钢液温度应该尽可能的低； 2、在结晶器和二冷安装电磁搅拌。结晶器的电磁搅拌能够减少中心偏析的程度和范围。电磁搅拌同样可改善V形偏在铸坯中心的存在； 3、尽可能的降低拉速，能够减轻中心偏析程度。 三、马氏体组织造成拉拔脆断 硬线属高碳钢，控制冷却时，若冷却时间太短，对钢材不起作用；若冷却时间太长，就容易引起脆断。在斯太尔摩控制冷却上，穿水冷却是奥氏体急速过冷阶段。它的目的是控制具有高形变能压扁的奥氏体晶粒长大和保留加工硬化的效果，为吐丝温度和后部风冷段控制做准备。轧制硬线错误的指导思想是，企图使线材表面淬成马氏体，然后通过心部自回火方式形成回火马氏体。如果这
金属材料的断裂认识
金属材料的断裂 金属在外加载荷的作用下，当应力达到材料的断裂强度时，发生断裂。断裂是裂纹发生和发展的过程。 1. 断裂的类型 根据断裂前金属材料产生塑性变形量的大小，可分为韧性断裂和脆性断裂。韧性断裂：断裂前产生较大的塑性变形，断口呈暗灰色的纤维状。脆性断裂：断裂前没有明显的塑性变形，断口平齐，呈光亮的结晶状。韧性断裂与脆性断裂过程的显著区别是裂纹扩散的情况不同。 韧性断裂和脆性断裂只是相对的概念，在实际载荷下，不同的材料都有可能发生脆性断裂；同一种材料又由于温度、应力、环境等条件的不同，会出现不同的断裂。 2. 断裂的方式 根据断裂面的取向可分为正断和切断。正断：断口的宏观断裂面与最大正应力方向垂直，一般为脆断，也可能韧断。切断：断口的宏观断裂面与最大正应力方向呈45°，为韧断。 3. 断裂的形式 裂纹扩散的途径可分为穿晶断裂和晶间断裂。穿晶断裂：裂纹穿过晶粒内部，韧断也可为脆断。晶间断裂：裂纹穿越晶粒本身，脆断。 4. 断口分析 断口分析是金属材料断裂失效分析的重要方法。记录了断裂产生原因，扩散的途径，扩散过程及影响裂纹扩散的各内外因素。所以通过断口分析可以找出断裂的原因及其影响因素，为改进构件设计、提高材料性能、改善制作工艺提供依据。断口分析可分为宏观断口分析和微观断口分析。 （1）宏观断口分析 断口三要素：纤维区，放射区，剪切唇。纤维区：呈暗灰色，无金属光泽，表面粗糙，呈纤维状，位于断口中心，是裂纹源。放射区：宏观特征是表面呈结晶状，有金属光泽，并具有放射状纹路，纹路的放射方向与裂纹扩散方向平行，而且这些纹路逆指向裂源。剪切唇：宏观特征是表面光滑，断面与外力呈45°，位于试样断口的边缘部位。 （2）微观断口分析（需要深入研究） 5. 脆性破坏事故分析 脆性断裂有以下特征： （1）脆断都是属于低应力破坏，其破坏应力往往远低于材料的屈服极限。（2）一般都发生在较低的温度，通常发生脆断时的材料的温度均在室温以下20℃。（3）脆断发生前，无预兆，开裂速度快，为音速的1/3。（4）发生脆断的裂纹源是构件中的应力集中处。
45#钢管断裂原因分析
45#钢管断裂原因分析 目录 1.引言 (1) 1.1 45#钢简介 (1) 1.1.1 物理参数 (1) 1.1.2 化学成分 (1) 1.1.4 钢的热处理简介 (1) 1.1.5 热处理后力学性能标准 (3) 1.2 钢管主要生产工艺 (3) 1.3材料的断裂失效 (4) 1.3.1 断裂简介 (4) 1.3.2 断裂的类型及断口特征 (4) 1.3.3 韧性断裂与脆性断裂 (4) 1.3.4穿晶（晶界）断裂与沿晶断裂 (5) 1.3.5剪切断裂和解理断裂 (5) 2 .实验内容 (7) 2.1试验样品及仪器 (7) 2.1.1试验样品 (7) 2.1.2试剂及药品 (7) 2.1.3 实验仪器 (8) 2.2 实验过程 (8) 2.2.1 金相及硬度检测 (8) 2.2.1.1金相试样的线切割制备 (8)
2.2.1.2金相试样的粗磨及抛光 (9) 2.2.1.3腐蚀 (9) 2.2.1.4金相检测 (9) 2.2.1.5硬度检测 (9) 2.2.2 断裂试样的扫描检测 (10) 2.2.2.1断面预处理 (10) 2.2.2.2试样断口扫描 (10) 3实验结果分析与讨论 (11) 3.1断口形貌分析 (11) 3.2金相组织分析 (12) 3.3硬度分析 (13) 结论 (15) 参考文献 ................................................................. 错误！未定义书签。
45#钢管断裂原因分析 1.引言 1.1 45#钢简介 45号钢，是GB中的叫法，JIS中称为：S45C,ASTM中称为1045,080M46,DIN 称为：C45 。国内常叫45号钢，也有叫“油钢”。一般，市场现货热轧居多。冷轧规格1.0至4.0mm之间 1.1.1 物理参数 1.1.2 化学成分 除Fe之外，其他元素及含量如下 1.1.4 钢的热处理简介 45#钢为优质碳素结构钢，含C量为0.45%，属中碳钢，其优点是硬度不高但易于切削加工，缺点是淬火性能不好，所以如果需要表面硬度较高，又希望发挥45#刚优越的机械性能，常将45#钢作调质（先850℃正火，再840℃淬火加600℃回火处理）加表面淬火（加
(完整版)断裂力学试题
2007断裂力学考试试题 B 卷答案 一、简答题（本大题共5小题，每小题6分，总计30分） 1、（1）数学分析法:复变函数法、积分变换；（2）近似计算法：边界配置法、有限元法；（3）实验标定法：柔度标定法；（4）实验应力分析法：光弹性法. 2、假定：（1）裂纹初始扩展沿着周向正应力θσ为最大的方向；（2）当这个方向上的周向正应力的最大值max ()θσ达到临界时,裂纹开始扩展. 3、应变能密度:r S W = ，其中S 为应变能密度因子，表示裂纹尖端附近应力场密度切的强弱程度。 4、当应力强度因子幅值小于某值时，裂纹不扩展，该值称为门槛值。 5、表观启裂韧度，条件启裂韧度，启裂韧度。 二、推导题（本大题10分） D-B 模型为弹性化模型，带状塑性区为广大弹性区所包围，满足积分守恒的诸条件。 积分路径：塑性区边界。 AB 上：平行于1x ，有s T dx ds dx σ===212,,0 BD 上：平行于1x ，有s T dx ds dx σ-===212,,0 5分 δ σσσσΓ s D A s D B s B A s BD A B i i v v v v dx x u T dx x u T ds x u T Wdx J =+=+-=??-??-=??-=???)()(1 122112212 5分 三、计算题（本大题共3小题，每小题20分，总计60分） 1、利用叠加原理:微段→集中力qdx →dK = Ⅰ ?0 a K =?Ⅰ 10分 A
令cos cos x a a θθ==,cos dx a d θθ= ?111sin () 10 cos 22(cos a a a a a K d a θθθ--==Ⅰ 当整个表面受均布载荷时,1a a →. ?12()a a K -==Ⅰ 10分 2、边界条件是周期的: a. ,y x z σσσ→∞==. b.在所有裂纹内部应力为零.0,,22y a x a a b x a b =-<<-±<<±在区间内 0,0y xy στ== c.所有裂纹前端y σσ> 单个裂纹时 Z = 又Z 应为2b 的周期函数 ?sin z Z πσ= 10分 采用新坐标:z a ξ=- ?sin ()a Z π σξ+= 当0ξ→时,sin ,cos 1222b b b π π π ξξξ== ?sin ()sin cos cos sin 22222a a a b b b b b π π π π π ξξξ+=+ cos sin 222a a b b b π π π ξ= + 222 2[sin ()]( )cos 2 cos sin (sin )2222222a a a a a b b b b b b b π π π π π π π ξξξ+=++
金属断裂机理完整版
金属断裂机理 1 金属的断裂综述 断裂类型根据断裂的分类方法不同而有很多种，它们是依据一些各不相同的特征来分类的。 根据金属材料断裂前所产生的宏观塑性变形的大小可将断裂分为韧性断裂与脆性断裂。韧性断裂的特征是断裂前发生明显的宏观塑性变形，脆性断裂在断裂前基本上不发生塑性变形，是一种突然发生的断裂，没有明显征兆，因而危害性很大。通常，脆断前也产生微量塑性变形，一般规定光滑拉伸试样的断面收缩率小于5％为脆性断裂；大于5％为韧性断裂。可见，金属材料的韧性与脆性是依据一定条件下的塑性变形量来规定的，随着条件的改变，材料的韧性与脆性行为也将随之变化。 多晶体金属断裂时，裂纹扩展的路径可能是不同的。沿晶断裂一般为脆性断裂，而穿晶断裂既可为脆性断裂（低温下的穿晶断裂），也可以是韧性断裂（如室温下的穿晶断裂）。沿晶断裂是晶界上的一薄层连续或不连续脆性第二相、夹杂物，破坏了晶界的连续性所造成的，也可能是杂质元素向晶界偏聚引起的。应力腐蚀、氢脆、回火脆性、淬火裂纹、磨削裂纹都是沿晶断裂。有时沿晶断裂和穿晶断裂可以混合发生。 按断裂机制又可分为解理断裂与剪切断裂两类。解理断裂是金属材料在一定条件下（如体心立方金属、密排六方金属、合金处于低温或冲击载荷作用），当外加正应力达到一定数值后，以极快速率沿一定晶体学平面的穿晶断裂。解理面一般是低指数或表面能最低的晶面。对于面心立方金属来说（比如铝），在一般情况下不发生解理断裂，但面心立方金属在非常苛刻的环境条件下也可能产生解理破坏。 通常，解理断裂总是脆性断裂，但脆性断裂不一定是解理断裂，两者不是同义词，它们不是一回事。 剪切断裂是金属材料在切应力作用下，沿滑移面分离而造成的滑移面分离断裂，它又分为滑断（又称切离或纯剪切断裂）和微孔聚集型断裂。纯金属尤其是单晶体金属常发生滑断断裂；钢铁等工程材料多发生微孔聚集型断裂，如低碳钢拉伸所致的断裂即为这种断裂，是一种典型的韧性断裂。 根据断裂面取向又可将断裂分为正断型或切断型两类。若断裂面取向垂直于最大正应力，即为正断型断裂；断裂面取向与最大切应力方向相一致而与最大正应力方向约成45°角，为切断型断裂。前者如解理断裂或塑性变形受较大约束下的断裂，后者如塑性变形不受约束或约束较小情况下的断裂。
钢板断裂分析
摘要：文章针对斯太尔991车发生的进口板簧断裂事故，在分析失效件的基础上，采取有关材料失效分析技术，得出该板簧的早期失效原因，为有效控制产品质量提供了依据。 1 概述 重汽公司技术中心质检所在总后试车场进行斯太尔991车3万km 道路试验中，汽车在行驶至17491km时，车上装用的进口板簧左前板簧第一片断裂，行驶至19696km时后板簧第一片、第二片断裂。为查明失效原因，特对断裂件进行了分析。 2 断口宏观观察 前簧断在离骑马螺栓中心孔350mm处，在板簧受拉面有两个裂纹源，裂纹源产生在直径约3mm的小坑内；断口具有典型早期疲劳失效特征:具有贝壳纹特征的疲劳裂纹扩展区占整个断面的10%左右，瞬断区占90%左右，如图1所示。 后簧第二片断在包耳开卷处，断口为早期疲劳失效特征，断口附近有多处疲劳裂纹源(如图2所示)，且在断口附近有多条与断口同向深度在0.2mm左右的裂纹。
图1 前簧宏观断口(箭头指裂纹源) 图2 后簧第二片宏观断口(箭头指裂纹源) 3 化学成分 化学成分检测结果见表1，符合DIN17222中58CrV4的成分要求。 4 硬度检查 前后簧布氏硬度测量结果为：前簧HB417，后簧HB411。 5 金相检查
(1)前簧 在断裂处附近取样，基体为回火屈氏体组织，表面脱碳层深度为0.21mm。显微硬度检查脱碳层如表2。 在裂纹源小坑处取样，表层为白亮层，白亮层厚度约为0.2mm；对试样进一步腐蚀，经观察得知白亮层为马氏体组织，如图3所示；白亮层显微硬度HV0.2=743，心部基体显微硬度HV0.2=396。 图3 白亮层组织400× (2)后簧 在裂纹附近取样，心部为回火屈氏体组织，表面脱碳层为0.28mm。显微硬度检验脱碳层，结果见表3。
金属材料疲劳研究综述
金属材料疲劳研究综述 摘要：人会疲劳，金属也会疲劳吗？早在100多年前，人们就发现了金属也是会疲劳的，并且发现了金属疲劳带给人们各个方面的危害，所以研究金属材料的疲劳是非常有必要的。本文主要讲述了国内外关于金属疲劳的研究进展，概述了金属产生疲劳的原因及影响因素，以及金属材料疲劳的试验方法。 关键词：金属材料疲劳裂纹疲劳寿命 一．引言 金属疲劳的概念，最早是由J．V．Poncelet 于1830 年在巴黎大学讲演时采用的。当时，“疲劳”一词被用来描述在周期拉压加载下材料强度的衰退。引述美国试验与材料协会( ASTM) 在“疲劳试验及数据统计分析之有关术语的标准定义”( EZ06-72) 中所作的定义: 在某点或某些点承受挠动应力，且在足够多的循环挠动作用之后形成裂纹或完全断裂时，材料中所发生的局部永久结构变化的发展过程，称为“疲劳”。金属疲劳是指材料、零构件在循环应力或循环应变作用下，在一处或几处逐渐产生局部永久性累积损伤，经一定循环次数后产生裂纹或突然发生完全断裂的过程。在材料结构受到多次重复变化的载荷作用后，应力值虽然始终没有超过材料的强度极限，甚至比弹性极限还低的情况下就可能发生破坏，这种在交变载荷重复作用下材料和结构的破坏现象，就叫做金属的疲劳破坏。据统计金属材料失效80%是由于疲劳引起的，且表现为突然断裂，无论材料为韧性材料还是塑性材料都表现为突然断裂，危害极大，所以研究金属的疲劳是
非常有必要的。 由于金属材料的疲劳一般难以发现，因此常常造成突然的事故。早在100多年以前，人们就发现了金属疲劳给各个方面带来的损害。由于但是条件的限制，还不能查明疲劳破坏的原因。在第二次世界大战期间，美国的5000艘货船共发生1000多次破坏事故，有238艘完全报废，其中大部分要归咎于金属的疲劳。2002 年 5 月，华航一架波音747-200 型客机在由台湾中正机场飞往香港机场途中空中解体，19 名机组人员及206名乘客全部遇难。调查发现，飞机后部的金属疲劳裂纹造成机体在空中解体，是导致此次空难的根本原因。直到出现了电子显微镜之后，人类在揭开金属疲劳秘密的道路上不断取得了新的成果，才开发出一些发现和消除金属疲劳的手段。 二．金属疲劳的有关进展 1839年巴黎大学教授在讲课中首先使用了“金属疲劳”的概念。1850一1860年德国工程师提出了应力-寿命图和疲劳极限的概念。1870一1890年间，Gerber研究了平均应力对疲劳寿命的影响。Goodman提出了考虑平均应力影响的简单理论。1920年Griffith发表了关于脆性材料断裂的理论和试验结果。发现玻璃的强度取决于所包含的微裂纹长度，Griffith理论的出现标志着断裂力学的开端。1945年Miner用公式表达出线性积累损伤理论。五十年代，力学理论上对提出应力强度因子K的概念。六十年代，Manson—Coffin公式概括了塑性应变幅值和疲劳寿命之间的关系。Paris在1963年提出疲劳裂纹扩展速率da／dN和应力强度因子幅值?k之间的关系。1974年，美
钢材断裂基本原因分析大全
钢材断裂基本原因分析大全 用于各行业的钢材品种达数千种之多。每种钢材都因不同的性能、化学成分或合金种类和含量而具有不同的商品名称。虽然断裂韧性值大大方便了每种钢的选择，然而这些参数很难适用于所有钢材。主要原因有：第一，因为在钢的冶炼时需加入一定数量的某种或多种合金元素，成材后再经简单热处理便可获得不同的显微组织，从而改变了钢的原有性能；第二，因为炼钢和浇注过程中产生的缺陷，特别是集中缺陷（如气孔、夹杂等）在轧制时极其敏感，并且在同一化学成分钢的不同炉次之间，甚至在同一钢坯的不同部位发生不同的改变，从而影响钢材的质量。由于钢材韧性主要取决于显微结构和缺陷的分散（严防集中缺陷）度，而不是化学成分。所以，经热处理后韧性会发生很大变化。要深入探究钢材性能及其断裂原因，还需掌握物理冶金学和显微组织与钢材韧性的关系。 1. 铁素体-珠光体钢断裂 铁素体-珠光体钢占钢总产量的绝大多数。它们通常是含碳量在0.05%～ 0.20%之间的铁-碳和为提高屈服强度及韧性而加入的其它少量合金元素的合金。 铁素体-珠光体的显微组织由BBC铁（铁素体）、0.01%C、可溶合金和Fe3C 组成。在碳含量很低的碳钢中，渗碳体颗粒（碳化物）停留在铁素体晶粒边界和晶粒之中。但当碳含量高于0.02%时，绝大多数的Fe3C形成具有某些铁素体的片状结构，而称为珠光体，同时趋向于作为“晶粒”和球结（晶界析出物）分散在铁素体基体中。含碳量在0.10%～0.20%的低碳钢显微组织中，珠光体含量占10%～25%。 尽管珠光体颗粒很坚硬，但却能非常广泛地分散在铁素体基体上，并且围绕铁素体轻松地变形。通常，铁素体的晶粒尺寸会随着珠光体含量的增加而减小。因为珠光体球结的形成和转化会妨碍铁素体晶粒长大。因此，珠光体会通过升高d-1/2（d为晶粒平均直径）而间接升高拉伸屈服应力δy。 从断裂分析的观点看，在低碳钢中有两种含碳量范围的钢，其性能令人关注。一是，含碳量在0.03%以下，碳以珠光体球结的形式存在，对钢的韧性影响较小；二是，含碳量较高时，以球光体形式直接影响韧性和夏比曲线。 2. 处理工艺的影响 实践得知，水淬火钢的冲击性能优于退火或正火钢的冲击性能，原因在于快冷阻止了渗碳体在晶界形成，并促使铁素体晶粒变细。