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【MSEA】铁素体钢解理断裂及相关舌状物形成的微观机理
发表时间:2023-09-25 阅读次数:336次

引文格式:

GB/T 7714      

Barik R K, Biswal S, Bhandari K K, et al. Micromechanics of cleavage fracture and the associated tongue formation in ferritic steel[J]. Materials Science and Engineering: A, 2023: 145616.

MLA      

Barik, Rakesh Kumar, et al. "Micromechanics of cleavage fracture and the associated tongue formation in ferritic steel." Materials Science and Engineering: A (2023): 145616.

APA      

Barik, R. K., Biswal, S., Bhandari, K. K., Ghosh, A., & Chakrabarti, D. (2023). Micromechanics of cleavage fracture and the associated tongue formation in ferritic steel. Materials Science and Engineering: A, 145616.

 

背景简介

由于韧脆转变现象,铁素体钢在低温和高应变速率下会发生脆性断裂。在低温断裂力学领域,在控制断裂韧性方面,脆性裂纹扩展主导了裂纹形核机理。因此,提高铁素体钢低温断裂韧性的根本途径是沿裂纹扩展路径施加阻力。

在本研究中,使用低碳多晶铁素体钢进行了夏比冲击试验,研究了其在低温和高应变速率下的解理断裂机理。通过对夏比试样横截面进行电子背散射衍射(EBSD)分析,确定了{100}和{110}晶面对解理裂纹的作用。此外,还对长裂纹前缘含有边缘裂纹的bcc Fe单晶进行了分子动力学(MD)模拟,以解释断裂表面不连续的解理舌状物的形成。

 

成果介绍

(1)夏比试样在-120℃下的断裂表面呈现出解理面,这是穿晶脆性破坏的特征。图1(a)中分别用黄色和红色虚线标记了河流和舌状特征。从放大断口图1(b)中可以观察到,舌状物大多是与裂纹前缘平行排列的不连续凹痕,可以分为挤出型和侵入型。部分舌状物结合并生长到较大的尺寸,以至于它们沿着裂纹路径形成了一个台阶。图1(c)和图1 (d)分别是大舌状物和小舌状物的横截面图。舌尖前部薄孪晶的存在基本上意味着孪晶边界破裂是舌状物形成的起源。图1(e)示意性地说明了混合舌状物的形成,其中解理裂纹持续在两个相邻舌状物之间直线传播。一旦裂纹超过先前的舌状物,它会重新排列平行于主裂纹前缘的裂纹前缘,并在前方形成新的舌状物。这一过程持续产生一系列与主裂纹前缘平行排列的不连续舌状物。

图1 (a-d)SEM图;(e)不连续舌状物形成示意图

(2)从EBSD图中收集了主裂纹路径正下方的铁素体晶粒的晶体取向,如图2(a)所示,用VESTA软件将{100}面裂纹路径与实际裂纹路径进行比较,以计算两者之间的角度偏差,角度偏差的频率分布图如图2(b)所示。分析发现近93%的裂纹路径遵循通常的{100}解理面,从而证实{100}面是铁素体微观结构中的优选解理面,而{110}面解理裂纹的占比率仅为4%,其余3%为沿{112}孪晶面的孪晶界裂纹,上述开裂机理的作用占比如图2(c)所示。

图2 (a)EBSD图;(b){100}裂纹路径与实际裂纹路径之间的角度偏差的频率分布图;(c)不同开裂机理的作用占比

图3(a、c)是发生{112}孪晶界裂纹的铁素体晶粒之一,根据EBSD图,发现裂纹最初在{100}面上扩展,沿{21-1}孪晶面形核为薄裂纹尖端孪晶,随后使裂纹沿孪晶界偏离。EBSD图和相应的SEM图都证明了裂纹尖端前方存在薄孪晶。值得注意的是,在孪晶界裂纹之后,主裂纹在薄孪晶上轻微扩展,如图3(c)所示。类似地,图3(b、d)显示了{110}解理裂纹占主导地位的情况,分析发现{110}解理主要发生在晶粒的{100}面与之前的裂纹面呈现大扭转角时,例如在图3(b、d)中,晶粒1中的(100)裂纹与晶粒2的所有三个{100}面形成大扭转角。因此,裂纹优先在晶粒2的(110)面上扩展,该平面与之前的裂纹平面具有最小的取向角差。最后,晶粒2中的(110)裂纹通过沿着晶粒2的(-110)面剪切而与晶粒3中先前的主裂纹接合。如图3(b)所示,剪切过程伴随着晶粒2的晶体旋转,以使(-110)滑移面与剪切方向平行。

图3 (a、b)A1和A2区域的EBSD图;(c、d)A1和A2区域的SEM图

(3)为了了解孪晶界裂纹形成不连续舌状物的原因,使用LAMMPS软件对bcc Fe进行了分子动力学(MD)模拟,采用嵌入原子方法原子间势(EAM),使用OVITO软件来可视化模拟过程,如图4(c-h)所示。图4(a)中的平均应力-应变曲线显示,在3.3%应变下达到峰值应力后,拉伸应力突然下降,这对应于解理裂纹的扩展。从图4(a)中所示的裂纹扩展的突然增加和图4(b)中的横截面裂纹视图可知,解理裂纹在3.2%的应变值下开始扩展,并持续到3.6%,并且解理裂纹尖端伴随着{112}<111>型孪晶的生长。因此,由于解理裂纹扩展和孪晶生长同时发生,该应变范围可以被视为舌状物形成的活跃区。根据MD模拟结果,不连续舌状物形成的起源在于裂纹尖端孪晶在两个对称的{112}孪晶面上的不连续形核。

图4 (a)平均应力-应变曲线和平均裂纹扩展随应变的变化;(b)裂纹扩展和孪晶生长的横截面;(c-h)模拟过程

结合MD模拟和实验结果,提出了不连续舌状物形成的潜在机理,如图5所示。考虑具有直[110]裂纹前缘的(001)解理裂纹,沿[1-10]方向扩展。根据图4(c),不连续孪晶将首先沿(-112)和(-11-2)对称孪晶面交替形核,穿过整个裂纹前缘。较宽的孪晶往往更容易通过与相邻的同类孪晶聚结而生长,如图4(d、e)所示。此外,解理裂纹主要出现在孪晶较小的裂纹前缘区域,从而产生弯曲的裂纹前缘,如图4(h)所示。同时,孪晶界裂纹也随着(-11-2)孪晶的生长而形核。现在,在施加的I型载荷的作用下,孪晶裂纹区域前部的材料提供了约束效应。这促使孪晶裂纹“嘴”向前打开,形成舌状的孪晶裂纹。由于孪晶裂纹的侧边缘充当解理裂纹生长的钉扎点,弯曲的裂纹前缘倾向于通过与孪晶裂纹边缘附近的[1-10]方向对齐来包裹孪晶裂纹。随后,这些[1-10]裂纹前缘朝着彼此生长,直到它们与之前的孪晶裂纹合并然后分离。从所有孪晶裂纹分离后,解理裂纹产生了一个新的[110]裂纹前缘,在断裂表面留下了一排不连续的舌状物(见图5中的Step5)。然后,新的裂纹前缘进一步扩展,沿其路径产生了一系列不连续的舌状物,就像图1(b)中的实验所显示的那样。

图5 不连续舌状物形成过程

 

致谢

作者感谢印度理工学院提供的研究设施,感谢由国家超级计算任务(NSM)建立的、Pune高级计算发展中心(CDAC)实施的、位于印度理工学院克勒格布尔分校(IIT Kharagpur)的超级计算机。本文通讯作者:Rakesh Kumar Barik(Department of Metallurgical and Materials Engineering, IIT Kharagpur, 721302, West Bengal, India)。

本期小编:姚辰霖(整理)

徐浩波(校对)

王康康(审核)

闵 琳(发布)