廖書全， 蘆 莎， 孟 羽， 劉朝霞

(江陰興澄特種鋼鐵有限公司， 江蘇 無錫 214400)

引 言

超強(qiáng)度特厚船板鋼用于海洋平臺(tái)、造船行業(yè)、海上及近海設(shè)施及裝備，尤其是關(guān)鍵的支撐部位。船舶逐漸向大型化、輕型化方向發(fā)展，對(duì)鋼板的強(qiáng)度、耐腐蝕性等尤其是韌性提出了更高的要求。韌性材料中最常見的損傷破壞往往是由微裂紋的形核、長大和聚合導(dǎo)致的。由于材料本身的各向異性，不同晶粒間由于晶體取向不同，塑性變形時(shí)滑移系的運(yùn)動(dòng)情況也不同，因而存在晶間的變形不均勻性，這種不均勻的塑性變形對(duì)孔洞長大和聚合的影響是不可避免的[1]。

有效晶粒尺寸、大角度晶界比例及第二相M/A 島的形態(tài)是影響低溫沖擊韌性的主要因素[2]?？锥撮L大和聚合直接影響金屬材料的斷裂過程，以往的研究大多把金屬當(dāng)成各向同性的材料，未考慮晶體取向、晶內(nèi)及晶間的不均勻塑性變形等因素；而事實(shí)上，這些因素決定了孔洞長大和聚合的過程。因此，有必要從微觀的角度來研究晶體取向以及晶粒尺度上的不均勻塑性變形等對(duì)金屬材料斷裂行為的影響。

熱機(jī)械控制加工(TMCP)可能會(huì)導(dǎo)致屈服強(qiáng)度和韌性的各向異性，這取決于化學(xué)成分、微觀結(jié)構(gòu)、晶體結(jié)構(gòu)和夾雜物[3-6]。晶體結(jié)構(gòu)對(duì)貝氏體鋼韌性各向異性，可以通過增加平行于夏比沖擊試樣的斷裂面的{001}劈裂面的百分比和可用的滑移系統(tǒng)用于韌性斷裂來促進(jìn)各向異性。API X100管線鋼沖擊韌性各向異性的原因，Charpy沖擊韌性在相對(duì)于軋制方向的45°處是最差的，因?yàn)榫哂衅叫杏贑harpy試樣斷裂表面的{001}解理面的晶粒在該取向上更多，說明晶體學(xué)取向?qū)g性有重要的影響[6]。多晶體塑性變形的一個(gè)主要特征是變形的各向異性和非均勻性。當(dāng)塑性變形較大時(shí)晶體取向擇優(yōu)分布，多晶體呈現(xiàn)出宏觀各向異性。而各個(gè)晶粒形狀、位向和尺寸上的差距同時(shí)也造成了多晶體塑性變形的非均勻性。裂紋的產(chǎn)生可能是由于隨著累積變形量增加，內(nèi)應(yīng)力激增，在難變形的硬取向晶粒區(qū)或第二相處產(chǎn)生應(yīng)力集中，萌生裂紋[7]。發(fā)現(xiàn)4個(gè)裂紋萌生起點(diǎn)[8]，在持續(xù)滑移帶顯示了引發(fā)的裂紋裂紋方向分布。由于晶體塑性理論可以考慮材料的各向異性和微觀結(jié)構(gòu)，如晶體位錯(cuò)滑移、晶界以及晶粒之間的相互作用的情況，很多學(xué)者用晶體塑性理論研究了孔洞的生長和聚合[9-10]。

1 實(shí)驗(yàn)過程

試驗(yàn)材料取自工業(yè)生產(chǎn)的TMCP 態(tài)的87 mm厚EH47船用特厚鋼板，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 EH47船板鋼化學(xué)成分/%

試樣的制備：對(duì)鋼板縱向板厚1/4位置線切割得到如圖1所示試樣，并在原位拉伸樣品的工作區(qū)兩側(cè)分別切出0.5 mm的缺口，經(jīng)粗磨、細(xì)磨、機(jī)械拋光，硅溶膠去應(yīng)力拋光，采用4%硝酸酒精溶液腐蝕。

圖1 原位拉伸試樣

試驗(yàn)過程：采集拋光并腐蝕過的原位拉伸試樣線切割缺口EBSD數(shù)據(jù)。將試樣固定至原位加載臺(tái)并將相關(guān)設(shè)備參數(shù)校準(zhǔn)之后，將原位加載臺(tái)放入掃描電鏡樣品室中，在掃描電鏡準(zhǔn)備就緒之后，通過電腦軟件控制加載臺(tái)中電機(jī)的轉(zhuǎn)動(dòng)使試樣發(fā)生形變，同時(shí)記錄試樣的載荷-伸長曲線。每當(dāng)載荷增加一定值時(shí)，停止電機(jī)轉(zhuǎn)動(dòng)，用掃描電鏡拍攝該形變量下的同一位置的微觀結(jié)構(gòu)變化，直至試樣斷裂失效。對(duì)采集到的EBSD數(shù)據(jù)采用EDAX OIM Analysis 5.3軟件進(jìn)行處理。原位拉伸實(shí)驗(yàn)SEM原位觀察技術(shù)使得材料在應(yīng)力狀態(tài)下的微觀結(jié)構(gòu)變化得到細(xì)致觀察，為研究材料動(dòng)態(tài)破壞過程、分析失效機(jī)理提供了依據(jù)。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 微觀組織演變和原位拉伸曲線

原位拉伸過程中內(nèi)部的晶粒變形情況：載荷逐步增加到1600 N，試樣表面形貌基本無變化，鐵素體晶粒形狀變化很小。載荷為1750 N時(shí)，在鐵素體內(nèi)部出現(xiàn)少量滑移線，晶粒被略微拉長，這說明鐵素體發(fā)生了一定塑性變形，即發(fā)生屈服。圖中高亮位置為試樣表面突起的區(qū)域，表面浮凸說明不同晶粒沿不同方向變形量不同，組織演變?nèi)鐖D2所示，短的線段表示加載臺(tái)電機(jī)停止轉(zhuǎn)動(dòng)并拍下該狀態(tài)下的微觀結(jié)構(gòu)。

力加載到1160 N，繼續(xù)加載時(shí)載荷反而下降，即使電機(jī)停止轉(zhuǎn)動(dòng)，載荷繼續(xù)下降，直至原位拉伸樣品工作區(qū)發(fā)生斷裂如圖3所示；斷裂的截面微觀形貌由細(xì)小致密的韌窩組成，如圖4所示。

2.2 裂紋萌生位置選擇性

微裂紋發(fā)生過程如圖5所示。晶粒中滑移系統(tǒng)被激活，裂紋沿滑移線和晶界聚合。當(dāng)在表面上觀察到相關(guān)的滑動(dòng)標(biāo)記時(shí)，滑移系統(tǒng)應(yīng)該被激活。

圖2 原位拉伸試樣的載荷-伸長曲線

圖3 原位拉伸試樣斷裂圖

圖4 原位拉伸試樣斷口

圖6為缺口位置所采集的EBSD數(shù)據(jù)的反極圖。不同的顏色表示不同的取向。

結(jié)合裂紋萌生位置的SEM和EBSD數(shù)據(jù)， 發(fā)現(xiàn)裂紋選擇在(112)〈-1-11〉和(111)〈11-2〉取向處萌生，主裂紋的位置在(111)〈11-2〉，避開了〈110〉取向的晶粒。

圖6 原位拉伸試樣缺口處EBSD的反極圖

如圖7所示，在樣品中的EBSD數(shù)據(jù)采集區(qū)域，大部分晶粒Schmid因子在0.426-0.5之間，而裂紋萌生位置處晶粒Schmid因子在0.352-0.389及0.389-0.426范圍內(nèi)，Schmid因子較大的晶粒滑移系統(tǒng)率先被激活發(fā)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。大多數(shù)情況下率先激活的滑移系統(tǒng)通常具有最高的Schmid因子，只有在極少數(shù)情況下除外。值得注意的是，多晶體中的晶粒處于三軸狀態(tài)，并且它們的變形也受到鄰近晶粒變形的影響，這可以解釋Schmid因子不是最高的滑移系統(tǒng)的激活。Schmid因子較小的硬取向晶粒區(qū)隨著累積變形量增加，內(nèi)應(yīng)力激增，裂紋萌生。

圖7 Schmid因子分布

3 結(jié)束語

(1)晶粒中滑移系統(tǒng)被激活后，裂紋沿滑移線和晶界聚合。裂紋萌生的位置具有明顯的選擇性，趨向〈111〉，〈112〉取向，避開了〈110〉取向的晶粒。

(2)整個(gè)所采集的樣品EBSD數(shù)據(jù)中，絕大部分晶粒Schmid因子在0.4295-0.4630及0.423-0.5范圍內(nèi)，而裂紋萌生位置處晶粒Schmid因子在較小范圍內(nèi)(0.352-0.389，0.389-0.426)較大的晶?；葡到y(tǒng)率先被激活發(fā)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。Schmid因子較小的硬取向晶粒區(qū)隨著累積變形量增加，內(nèi)應(yīng)力激增，裂紋萌生。