不鏽鋼材料斷裂的基本分析
不鏽鋼材料斷裂的基本分析
用於各行業(yè)的鋼材品種達數(shù)千種之多。每種鋼材都因不同的性能、化學成分或合金種類和含量而具有不同的商品名稱。雖然斷裂韌性值大大方便了每種鋼的選擇，然而這些參數(shù)很難適用於所有鋼材。
主要原因有：**，因為在鋼的冶煉時需加入一定數(shù)量的某種或多種合金元素，成材後再經(jīng)簡單熱處理便可獲得不同的顯微組織，從而改變了鋼的原有性能；**，因為煉鋼和澆注過程中產(chǎn)生的缺陷，特彆是集中缺陷（如氣孔、夾雜等）在軋製時極其敏感，並且在同一化學成分鋼的不同爐次之間，甚至在同一鋼坯的不同部位發(fā)生不同的改變，從而影響鋼材的質(zhì)量。
由於鋼材韌性主要取決於顯微結構和缺陷的分散（嚴防集中缺陷）度，而不是化學成分。所以，經(jīng)熱處理後韌性會發(fā)生很大變化。要深入探究鋼材性能及其斷裂原因，還需掌握物理冶金學和顯微組織與鋼材韌性的關係。
1. 鐵素體-珠光體鋼斷裂
鐵素體-珠光體鋼占鋼總產(chǎn)量的絕大多數(shù)。它們通常是含碳量在0.05%～0.20%之間的鐵-碳和為提高屈服強度及韌性而加入的其它少量合金元素的合金。
鐵素體-珠光體的顯微組織由BBC鐵（鐵素體）、0.01%C、可溶合金和Fe3C組成。在碳含量很低的碳鋼中，滲碳體顆粒（碳化物）停留在鐵素體晶粒邊界和晶粒之中。但當碳含量高於0.02%時，絕大多數(shù)的Fe3C形成具有某些鐵素體的片狀結構，而稱為珠光體，同時趨向於作為“晶粒”和球結（晶界析出物）分散在鐵素體基體中。含碳量在0.10%～0.20%的低碳鋼顯微組織中，珠光體含量占10%～25%。
儘管珠光體顆粒很堅硬，但卻能非常廣泛地分散在鐵素體基體上，並且圍繞鐵素體輕鬆地變形。通常，鐵素體的晶粒尺寸會隨著珠光體含量的增加而減小。因為珠光體球結的形成和轉化會妨礙鐵素體晶粒長大。因此，珠光體會通過升高d-1/2（d為晶粒平均直徑）而間接升高拉伸屈服應力δy。
從斷裂分析的觀點看，在低碳鋼中有兩種含碳量範圍的鋼，其性能令人關注。一是，含碳量在0.03%以下，碳以珠光體球結的形式存在，對鋼的韌性影響較小；二是，含碳量較高時，以球光體形式直接影響韌性和夏比曲線。
2. 處理工藝的影響
實踐得知，水淬火鋼的衝擊性能優(yōu)於退火或正火鋼的衝擊性能，原因在於快冷阻止了滲碳體在晶界形成，並促使鐵素體晶粒變細。
許多鋼材是在熱軋狀態(tài)下銷售，軋製條件對衝擊性能有很大影響。較低的終軋溫度會降低衝擊轉變溫度，增大冷卻速度和促使鐵素體晶粒變細，從而提高鋼材韌性。厚板因冷卻速度比薄板慢，鐵素體晶粒比薄板粗大。所以，在同樣的熱處理條件下厚板比薄板更脆性。因此，熱軋後常用正火處理以改善鋼板性能。
熱軋也可生產(chǎn)各向異性鋼和各種混合組織、珠光體帶、夾雜晶界與軋製方向一致的定向韌性鋼。珠光體帶和拉長後的夾雜粗大分散成鱗片狀，對夏比轉變溫度範圍低溫處的缺口韌性有很大影響。
3. 鐵素體-可溶合金元素的影響
絕大多數(shù)合金元素加入低碳鋼，是為了生產(chǎn)在某些環(huán)境溫度下的固溶體硬化鋼，提高晶格摩擦應力δi。但目前還不能僅用公式預測較低屈服應力，除非已知晶粒尺寸。雖然屈服應力的決定因素是正火溫度和冷卻速度，然而這種研究方法仍很重要，因為可以通過提高δi預測單個合金元素可降低韌性的範圍。
鐵素體鋼的無塑性轉變（NDT）溫度和夏比轉變溫度的回歸分析至今尚無報導，然而這些也**於加入單個合金元素對韌性影響的定性討論。以下就幾種合金元素對鋼性能的影響作簡要介紹。
1）錳。絕大多數(shù)的錳含量約為0.5%。作為脫氧劑或固硫劑加入可防止鋼的熱裂。在低碳鋼中還有以下作用。
◆ 含碳量0.05%鋼，空冷或爐冷後有降低晶粒邊界滲碳體薄膜形成的趨勢。
◆ 可稍減小鐵素體晶粒尺寸。
◆ 可產(chǎn)生大量而細小的珠光體顆粒。
前兩種作用說明NDT溫度隨著錳量的增加而降低，後兩種作用會引起夏比曲線峰值更尖。
鋼含碳量較高時，錳能顯著降低約50%轉變溫度。其原因可能是因珠光體量多，而不是滲碳體在邊界的分布。必須注意的是，如果鋼的含碳量高於0.15%，高錳含量對正火鋼的衝擊性能影響起到了決定性作用。因為鋼的高淬透性引起奧氏體轉變成脆性的上貝氏體，而不是鐵素體或珠光體。
2）鎳。加入鋼中的作用似錳，可改善鐵-碳合金韌性。其作用大小取決於含碳量和熱處理。在含碳量（約0.02%）很低的鋼中，加入量達到2%就能防止熱軋態(tài)和正火鋼晶界滲碳體的形成，同時實質(zhì)降低開始轉變溫度TS，升高夏比衝擊曲線峰值。
進一步增加鎳含量，改善衝擊韌性效果則降低。如果這時含碳量低至正火後無碳化物出現(xiàn)時，鎳對轉變溫度的影響將變得很有限。在含碳約0.10%的正火鋼中加入鎳，*大的好處是細化晶粒和降低遊離氮含量，但其機理目前尚不清楚。可能是由於鎳作為奧氏體的穩(wěn)定劑從而降低了奧氏體分解的溫度。
3）磷。在純淨的鐵-磷合金中，由於鐵素體晶界會發(fā)生磷偏析降低了抗拉強度Rm而使晶粒之間脆化。此外，由於磷還是鐵素體的穩(wěn)定劑。所以，加入鋼中將大大增加δi值和鐵素體晶粒尺寸。這些作用的綜合將使磷成為極其有害的脆化劑，發(fā)生穿晶斷裂。
4）矽。鋼中加矽是為了脫氧，同時有益於提高衝擊性能。如果鋼中同時存在錳和鋁，大部分矽在鐵素體中溶解，同時通過固溶化硬化作用提高δi。這種作用與加入矽提高衝擊性能綜合的結果是，在穩(wěn)定晶粒尺寸的鐵-碳合金中按重量百分比加入矽，使50%轉變溫度升高約44℃。此外，矽與磷相似，是鐵素鐵的穩(wěn)定劑，能促進鐵素體晶粒長大。按重量百分數(shù)計，矽加入正火鋼中將提高平均能量轉換溫度約60℃。
5）鋁。以合金和脫氧劑的作用加入鋼中有以下兩方麵的原因：**，與溶體中的氮生成AlN，去除遊離氮；**，AlN的形成細化了鐵素體晶粒。這兩種作用的結果是，每增加0.1%的鋁，將使轉變溫度降低約40℃。然而，當鋁的加入量超過了需要，“固化”遊離氮的作用將變?nèi)酢?br>
6）氧。鋼中的氧會在晶界產(chǎn)生偏析導致鐵合金晶間斷裂。鋼中氧含量高至0.01%，斷裂就會沿著脆化晶粒的晶界產(chǎn)生的連續(xù)通道發(fā)生。即使鋼中含氧量很低，也會使裂紋在晶界集中成核，然後穿晶擴散。解決氧脆化問題的方法是，可加入脫氧劑碳、錳、矽、鋁和鋯，使其和氧結合生成氧化物顆粒，而將氧從晶界去除。氧化物顆粒也是延遲鐵素體生長和提高d-/2的有利物質(zhì)。
4. 含碳量在0.3%～0.8%的影響
亞共析鋼的含碳量在0.3%～0.8%，先共析鐵素體是連續(xù)相並首先在奧氏體晶界形成。珠光體在奧氏體晶粒內(nèi)形成，同時占顯微組織的35%～100%。此外，還有多種聚集組織在每一個奧氏體晶粒內(nèi)形成，使珠光體成為多晶體。
由於珠光體強度比先共析鐵素體高，所以限製了鐵素體的流動，從而使鋼的屈服強度和應變硬化率隨著珠光體含碳量的增加而增加。限製作用隨硬化塊數(shù)量增加，珠光體對先共析晶粒尺寸的細化而增強。
鋼中有大量珠光體時，形變過程中會在低溫和/或高應變率時形成微型解理裂紋。雖然也有某些內(nèi)部聚集組織斷麵，但斷裂通道*初還是沿著解理麵穿行。所以，在鐵素體片之間、相鄰聚集組織中的鐵素體晶粒內(nèi)有某些擇優(yōu)取向。
5. 貝氏體鋼斷裂
在含碳量為0.10%的低碳鋼中加入0.05%鉬和硼可優(yōu)化通常發(fā)生在700～850℃奧氏體-鐵素體轉變，且不影響其後在450℃和675℃時奧氏體-貝氏體轉變的動力學條件。
在大約525～675℃之間形成的貝氏體，通常稱為“上貝氏體”；在450～525℃之間形成的稱為“下貝氏體”。兩種組織均由針狀鐵素體和分散的碳化物組成。當轉變溫度從675℃降至450℃時，未回火貝氏體的抗拉強度會從585MPa升高至1170MPa。
因為轉變溫度由合金元素含量決定，並間接影響屈服和抗拉強度。這些鋼獲得的高強度是以下兩種作用的結果：
1）當轉變溫度降低時，貝氏體鐵素體片尺寸不斷細化。
2）在下貝氏體內(nèi)精細的碳化物不斷分散。這些鋼的斷口特征在很大程度上取決於抗拉強度和轉變溫度。
有兩種作用要注意：**，一定的抗拉強度級彆，回火下貝氏體的夏比衝擊性能遠遠優(yōu)於未回火的上貝氏體。原因是在上貝氏體中，球光體內(nèi)的解理小平麵切割了若乾貝氏體晶粒，決定斷裂的主要尺寸是奧氏體晶粒尺寸。
在下貝氏體中，針狀鐵素體內(nèi)的解理麵未排成一直線，因此決定準解理斷裂麵是否斷裂的主要特征是針狀鐵素體晶粒尺寸。因為這裡的針狀鐵素體晶粒尺寸僅為上貝氏體中的奧氏體晶粒尺寸的1/2。所以，在同一強度級彆，下貝氏體轉變溫度比上貝氏體低許多。
除了上麵的原因之外是碳化物分布。在上貝氏體中碳化物位於晶界沿線，並通過降低抗拉強度Rm增加脆性。在回火的下貝氏體中，碳化物非常均勻地分布的鐵素體中，同時通過限製解理裂紋以提高抗拉強度並促進球化珠光體細化。
**，要注意的是未回火合金中轉變溫度與抗拉強度的變化。在上貝氏體中，轉變溫度的降低會使針狀鐵素體尺寸細化同時升高延伸強度Rp0.2。
在下貝氏體中，為獲得830MPa或更高的抗拉強度，也可通過降低轉變溫度提高強度的方法實現(xiàn)。然而，因為上貝氏體的斷口應力取決於奧氏體晶粒尺寸，而此時的碳化物顆粒尺寸已經(jīng)很大，因此通過回火提高抗拉強度的作用很小。
6. 馬氏體鋼斷裂
碳或其它元素加入鋼中可延遲奧氏體轉變成鐵素體和珠光體或貝氏體，同時奧氏體化後如果冷卻速度足夠快，通過剪切工藝奧氏體會變成馬氏體而不需進行原子擴散。
理想的馬氏體斷裂應具有以下特征：
◆ 因為轉變溫度很低（200℃或更低），四麵體鐵素體或針狀馬氏體非常細。
◆ 因為通過剪切發(fā)生轉變，奧氏體中的碳原子來不及擴散出晶體，使鐵素體中的碳原子飽和從而使馬氏體晶粒拉長導致晶格膨脹。
◆ 發(fā)生馬氏體轉變要超過一定的溫度範圍，因為初始生成的馬氏體片給以後的奧氏體轉變成馬氏體增加阻力。所以，轉變後的結構是馬氏體和殘餘奧氏體的混合結構。
為了保證鋼的性能穩(wěn)定，必須進行回火。高碳（0.3%以上）馬氏體，在以下範圍內(nèi)回火約1h，經(jīng)曆以下三個階段。
1）溫度達到約100℃時，馬氏體某些過飽和碳沉澱並形成非常細小的ε-碳化物顆粒，分散於馬氏體中而降低碳含量。
2）溫度在100～300℃之間，任何殘餘奧氏體都可能轉變成貝氏體和ε-碳化物。
3）在第3階段回火中，大約200℃起取決於碳含量和合金成分。當回火溫度升至共析溫度，碳化物沉澱變粗同時Rp0.2降低。
7.中強度鋼（620MPa<Rp0.2<1240MPa）斷裂
除了消除應力提高衝擊韌性之外，回火還有以下兩種作用：**，轉變殘餘奧氏體。殘留奧氏體將在低溫約30℃轉變成韌性針狀下貝氏體。在較高的溫度如600℃，殘餘奧氏體會轉變成脆性的珠光體。因此，鋼在550～600℃進行**次回火，在300℃進行**次回火，以避免形成脆性珠光體，稱這種回火製度為“二次回火”。
**，增加彌散性碳化物含量（抗拉強度Rm增加），降低屈服強度。如果升高回火溫度，兩者都將會引起衝擊，轉變回火範圍降低。因為顯微組織變精細，在同樣強度級彆，將提高抗拉塑性。
回火脆性是可逆的。如果回火溫度高到超過了臨界範圍而降低了轉變溫度，可將材料再加熱後在臨界範圍處理，回火溫度才可以再升高。如果出現(xiàn)微量元素，表明脆性將得到改善。*重要的微量元素是銻、磷、錫、砷，加上錳和矽都有去脆作用。如果其它合金元素存在，鉬也能降低回火脆性，同時鎳和鉻也有一定的作用。
8. 高強度鋼（Rp0.2>1240MPa）斷裂
高強鋼可通過以下方法進行生產(chǎn)：淬火和回火；淬火和回火前奧氏體變形；退火和時效生產(chǎn)沉澱硬化鋼。此外，還可通過應變和再回火或回火期應變，都可進一步提高鋼的強度。
9. 不鏽鋼斷裂
不鏽鋼主要由鐵-鉻、鐵-鉻-鎳合金和其它改善力學性能與抗蝕能力的元素組成。不鏽鋼防蝕是因為在金屬表麵生成了可防止進一步氧化的鉻氧化物—不可滲透層。
因此，不鏽鋼在氧化氣氛中能防止腐蝕並使鉻氧化物層得到強化。但在還原氣氛中，鉻氧化層受到損害。抗蝕性隨著鉻、鎳含量增加而增加。鎳可**提升鐵的鈍化性。
增加碳是為了改善力學性能和保證奧氏體不鏽鋼性能的穩(wěn)定。一般說來，不鏽鋼利用顯微組織進行分類。
◆ 馬氏體不鏽鋼。屬於鐵-鉻合金，可進行奧氏體化和後序熱處理生成馬氏體。通常含鉻12%，含碳0.15%。
◆ 鐵素體不鏽鋼。含鉻約14%～18%，碳0.12%。因為鉻是鐵素體的穩(wěn)定劑，奧氏體相被超過13%的鉻徹底抑製，因而是完全的鐵素體相。
◆ 奧氏體不鏽鋼。鎳是奧氏體的強穩(wěn)定劑，因此，在室溫、低於室溫或高溫狀態(tài)下，鎳含量為8%，鉻含量為18%（300型）能使奧氏體相非常穩(wěn)定。奧氏體不鏽鋼類似於鐵素體型，不能通過馬氏體轉變而硬化。
鐵素體和馬氏體不鏽鋼特征，如晶粒尺寸等與同級彆的其它鐵素體鋼和馬氏體鋼相似。
奧氏體不鏽係FCC結構，在冷凍溫度下都不可能解理斷裂。大型件冷軋80%後，310型不鏽鋼有極高的屈服強度和缺口敏感性，甚至在溫度低至-253℃還具有1.0的缺口敏感性比。因此，可用於導彈係統(tǒng)的液氫貯存箱。相似的301型不鏽鋼可用於溫度低至183℃的液氧貯存箱。但在這些溫度以下是不穩(wěn)定的，如發(fā)生任何塑性變形，不穩(wěn)定的奧氏體都會變成脆性的非回火馬氏體。絕大多數(shù)奧氏體鋼用於防腐環(huán)境，被加熱至500～900℃溫度範圍，鉻碳化物會沉澱在奧氏體晶界，結果使晶界附近範圍內(nèi)的鉻層被完全耗儘。該部位非常容易受到腐蝕和局部腐蝕，如果存在應力，還可導致晶脆性斷裂。
為了減輕上述危害，可加入少量性能強於鉻碳化物的元素，例如鈦或鈮，與碳形成合金碳化物，防止鉻被耗儘和隨之而致的應力腐蝕裂紋。常稱這種處理為“穩(wěn)定化處理”。
奧氏體不鏽鋼也常用於高溫，如壓力容器，防止和滿足抗腐蝕和抗蠕變。某些鋼種因為在焊後熱處理和高溫環(huán)境下對熱影響區(qū)及其附近的裂紋十分敏感。所以，當焊接再加熱時，受高溫作用，鈮或鈦碳化物會在晶粒內(nèi)和晶界沉澱，導致裂紋產(chǎn)生而影響使用壽命，這必須給予高度重視。
