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通过断裂试样断口的宏观和显微分析、显微组织表征、拉伸和冲击试验以及解理断裂应力条件,讨论分析了锌锅用低强度级别钢板弯曲成形断裂的微观解理断裂行为。结果表明,钢板发生解理断裂的微观机制与冲击试样断裂相同,即晶粒尺寸控制的穿过晶界的裂纹扩展是解理断裂的临界事件。粗大的铁素体晶粒的面积分数过高显著降低了裂纹扩展阶段所需的局部解理断裂应力σf。断口宏观分析判断在钢板边部应存在导致应力集中的初始裂纹源,这极大降低了启动解理断裂的断裂应力并同时提高裂纹源前端的正应力σyy,扩大了解理断裂活跃区至初始裂纹前端,从而不可避免地发生脆性解理断裂。 相似文献
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通过拉伸和冲击试验以及OM和SEM的组织观察,研究了不同热处理工艺对3.5Ni低温钢显微组织和力学性能的影响。结果表明:3.5Ni钢正火(Normalizing)态及正火+回火(Normalizing+tempering)态的组织均为铁素体基体加珠光体。冲击韧性随正火温度的升高先增加后降低,正火温度为860℃时,低温韧性最佳;回火后3.5Ni钢塑性和低温韧性明显提高。随着回火温度的升高,带状组织减弱,冲击功增加,当回火温度达到两相区的650℃时,冲击功降低,最佳的回火温度为590~630℃。 相似文献
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通过断裂试样断口的宏观和显微分析、显微组织表征、拉伸和冲击试验以及解理断裂应力条件,讨论分析了锌锅用低强度级别钢板弯曲成形断裂的微观解理断裂行为。结果表明,钢板发生解理断裂的微观机制与冲击试样断裂相同,即晶粒尺寸控制的穿过晶界的裂纹扩展是解理断裂的临界事件。粗大的铁素体晶粒的面积分数过高显著降低了裂纹扩展阶段所需的局部解理断裂应力σf。断口宏观分析判断在钢板边部应存在导致应力集中的初始裂纹源,这极大降低了启动解理断裂的断裂应力并同时提高裂纹源前端的正应力σyy,扩大了解理断裂活跃区至初始裂纹前端,从而不可避免地发生脆性解理断裂。 相似文献
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采用Gleeble研究了大热输入条件下,氮含量对低碳Mo-V-Ti-B微合金钢焊接粗晶热影响区组织和冲击韧性的影响。结果表明,在100 kJ/cm热输入条件下,85 N、110 N和144 N试验钢粗晶热影响区-20℃冲击功分别为186 J、97 J和57 J。随着试验钢中氮含量的增加,试验钢粗晶热影响区冲击功逐渐降低。当氮含量从85 ppm增加至110 ppm时,低碳Mo-V-Ti-B微合金钢焊接粗晶热影响区组织由块状铁素体+大量针状铁素体转变为块状铁素体+少量的针状铁素体,组织发生粗化,故粗晶热影响区冲击功降低。当氮含量从110 ppm进一步增加至144 ppm时,粗晶热影响区组织由块状铁素体+少量的针状铁素体转变为块状铁素体+珠光体,虽然块状铁素体晶粒发生细化,但是粗晶热影响区组织中的“硬相”珠光体的含量增加,并且珠光体尺寸较大,在冲击试样变形过程中“硬相”珠光体与基体形变不协调,从而导致裂纹的萌生,造成冲击功进一步下降。 相似文献
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在室温和低温下对QT400-18L球墨铸铁件进行Charpy冲击试验,采用金相显微镜、扫描电镜对冲击断口形貌进行分析,利用透射电镜对断口附近位错密度进行观察分析,探讨了球墨铸铁低温冲击断裂的机制。结果表明:温度对冲击韧性影响较大,随试验温度的降低,冲击吸收的能量显著减小。观察发现,低温冲击断口表现出两种不同的解理断裂刻面:"连续型"和"不连续型"河流形貌。球墨铸铁中裂纹优先在石墨与铁素体基体界面形成,其次在碳化物与基体界面形成。在低温冲击载荷作用下,活动位错源数量少,发生解理断裂。 相似文献
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《稀有金属》2017,(11)
解理断裂通常发生在体心立方金属和密排六方金属,面心立方的铝合金极少发现解理断裂。通过金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和能谱分析(EDS)等分析方法和冲击试验研究了Si对铸态多组元Al-5Mg-Mn-Cr-Ti焊料断裂韧性损失,着重研究了Si致焊料解理断裂机制。研究发现,当Si含量大于0.5%时面心立方的铝镁焊料中有解理断裂。随焊料中Si含量的增加,Mg2Si金属间化合物相增加,Mg2Si在晶界析出。Mg2Si相室温延展率几乎为零,硬度达HV 450,存在严重的室温脆性。焊料晶粒边界存在的Mg2Si相在应力作用下开裂形成初生裂纹,初生裂纹形成后扩展到相邻α-Al晶粒,α-Al发生断裂,该断裂属于裂纹形核控制断裂。同时Si聚积在α-Al密排面(111)面上,弱化密排面原子结合力,断裂沿α-Al密排面扩展。Si含量从0.15%增加到0.8%时焊料的冲击韧性急剧劣化,冲击功从35 J下降到14 J。断裂特征由延性断裂转变为脆性解理断裂为主的混合型断裂。Si增加,焊料断裂韧性损失严重,Si等于0.5%为焊料韧脆转变的临界点。 相似文献
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采用光学显微镜、扫描显微镜、透射电镜和冲击韧性试验机对07MnCrMoVR钢热影响粗晶区在460~660℃ 2h焊后热处理工艺下的组织性能进行了分析。结果表明,随着焊后热处理温度的升高,焊缝热影响粗晶区-20℃冲击韧性呈现先降低再升高的现象。焊后热处理钢在580℃和620℃出现再热裂纹倾向,冲击试样为脆性断口,解理断裂,沿着晶界出现了微裂纹,主要是因为碳化物沿着晶界析出并长大弱化了晶界的结合能,导致低温冲击韧性出现降低。≥620℃焊后热处理,07MnCrMoVR钢出现再结晶的现象,位错消失,铁素体晶粒合并长大使其低温冲击韧性又重新升高。该钢最优焊后热处理为460~500℃ 2 h。 相似文献
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采用Thermo-Calc热力学软件与试验研究相结合的方法,模拟分析了3种不同铝质量分数的ZG1Cr10NiAlMoVNbN耐热钢在200~1 600 ℃之间存在的平衡相和非平衡凝固过程,研究了3种试验钢的显微组织,并对其进行了冲击试验。结果表明:在1 050 ℃时,质量分数为0.10%的铝试验钢的平衡相为γ单相;质量分数为0.91%的铝试验钢的平衡相为γ相+δ铁素体相;质量分数为3.67%的铝试验钢的平衡相为δ铁素体单相,模拟结果与试验结果较为吻合,同时,随着钢中铝质量分数的升高,冲击功大幅下降,冲击试样的断裂方式由韧窝断裂变为解理断裂。 相似文献
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常规TMCP工艺生产的C-Mn钢厚板出现-40℃低温冲击脆化现象,为了确定引起脆化的微观组织因素,通过实验室重复冲击实验、微观组织的定量化统计分析、断口观察发现钢板不同部位的铁素体晶粒尺寸分布和珠光体含量有极大差别,解理脆性断裂试样铁素体晶粒粗大且服从对数正态分布,珠光体含量高于20%,而韧性断裂试样具有细小均匀的铁素体晶粒,晶粒尺寸服从正态分布,珠光体分布均匀、含量低于10%。经验公式计算表明脆性断裂试样的铁素体晶粒尺寸和珠光体含量使韧脆转变温度比韧性断裂试样高约60℃,因此可以确定铁素体晶粒尺寸和珠光体含量是影响钢的低温脆性的主要因素。靠近钢板表面部位具有与脆性断裂试样类似的微观组织特征,而靠近厚度中间部位具有与韧性断裂类似的微观组织特征,这使得表面与厚度中间部位韧脆转变温度近60℃的差异。厚度方向微观组织差异是由钢板轧后的不同厚度发生相变的过冷度差异引起的,而低温终轧是导致钢板表面温度低而在空冷阶段先发生相变的工艺因素。 相似文献
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全层TiAl基合金室温断裂机制的研究 总被引:1,自引:1,他引:1
通过拉伸、压缩、弯曲实验分析研究了全层(FL)组织TiAl基合金的断裂机制。研究发现:拉伸和压缩时材料抵抗裂纹的扩展能力不同,抗压强度远高于抗拉强度,这是由于两者的变形及断裂机制不同。TiAl基合金拉伸断裂机制为脆性解理断裂,压缩变形断裂是剪应力和正应力共同作用下的断裂,是准解理断裂。TiAl基合金的缺口弯曲断裂方式也为解理断裂,其断裂过程是先在缺口处产生微裂纹,一旦裂纹在缺口根部产生,由于材料已积累足够的能量使得材料快速失稳解理断裂。 相似文献
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在-20℃的低温条件下对系列X52高频焊(HFW)管焊缝试样进行了夏比冲击试验,发现个别样品的冲击功明显低于正常平均值。采用扫描电子显微镜(SEM)、能谱分析仪(EDS)以及电子背散射衍射(EBSD)等显微分析技术研究其异常的原因。结果表明,冲击韧性异常试样的断口为解理或沿晶断裂形貌,在断口裂纹起源处存在夹杂物的偏聚区,焊管基体组织中存在严重的珠光体偏聚区,从而导致焊接过程中在焊缝区域形成珠光体条带组织。而冲击功正常的试样断口为韧窝形貌,基体组织分布均匀。X52焊管焊缝冲击韧性的异常降低主要与母材基体组织分布不均匀和焊接工艺有关。 相似文献
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为了稳定亚温淬火工艺与工业化生产,通过力学性能分析及显微组织观察,对比了正火+亚温淬火+回火、在线淬火+亚温淬火+回火、离线淬火+亚温淬火+回火3种热处理工艺对690 MPa级海洋工程用钢板组织性能的影响。结果表明,采用离线淬火+亚温淬火+回火工艺结果最理想,能够大幅度提高钢板的低温冲击性能和伸长率。同时,还能够获得较低的屈强比,断口形貌全部为韧窝,呈明显的韧性断裂,而且随着亚温保温时间的增加,强度逐渐提高,当保温时间达到30 min以后,强度及条片状铁素体基本不发生变化;采用直接淬火态+亚温淬火+回火虽然可以保证高强度低屈强比,但是冲击功表现较为离散,稳定性欠佳,断口形貌为混合型,以韧性断裂为主;采用正火态+亚温淬火+回火工艺效果最差,尤其是不能保证钢板低温韧性,断口形貌全部为解理,呈明显的脆性断裂,其中片条状铁素体形貌是决定优良低温冲击性能的关键因素。 相似文献