断口应变定量金相研究
摘要—提出了一种通过测量铁素体晶粒长径比来估算断裂应变的新方法。该方法为不同切口敏锐度的切口试样的断裂应变提供了合适的估算方法。通过对未切口试样的金相分析建立的校准曲线，利用裂缝表面下的平均长径比来推算断裂应变。估计压裂真正的菌株被发现的协议还算良好的测量值在10%的误差范围,可以说,这里介绍的方法可能是一个有用的技术提供一个适当的交配的断裂应变机械组件。
介绍
提出了一种通过测量铁素体晶粒长径比来估算断裂应变的新方法。该方法为不同切口敏锐度的切口试样的断裂应变提供了合适的估算方法。通过对未切口试样的金相检验建立的校准曲线，利用断口下面的平均纵横比来推断断裂应变。估计骨折菌株被发现是相当良好的协议与测量值在10%的误差范围,可以说,这里介绍的方法可能是一个有用的技术提供一个适当的断裂应变估计的机械组件
实验过程
样品和材料
测试材料为抗拉强度为470 MPa的商业结构钢。用Thble 1给出了它的化学组成和力学性能。用于校准程序的无缺口拉伸试样的几何形状
图1 拉伸试样的测量值(尺寸单位为毫米)如图1(a)所示。图1(b)显示了缺口根半径为6mm、3mm、1mm和0.5 mm的拉伸试样。
通过简单地改变切口的敏锐度，可以获得广泛的骨折应变。所有试件均以25毫米厚的板材形式加工，使试件轴与轧制方向平行。
图2 高宽比测量方法，a/b
无切口试样的拉伸试验后,ef ^通过塑料收缩的地区的菌株测定每隔0.5毫米沿着拉伸轴在哪里有效塑性应变在每个部分的直径,和做的是直径和d的初始值在每个部分直径的最终价值。然后，将没有切口的试样在中部纵向切成两部分。对一部分进行抛光和蚀刻，进行金相检验，测量不同塑性应变水平下铁素体晶粒的纵横比。.
在显微图上测量长径比的值，即铁素体晶粒的长轴a与短轴b的比值，如图2所示。在给定视场下，10个铁素体晶粒的平均长径比与塑性应变相关。通过对大范围塑性应变下的长径比的测量，可以绘制出塑性应变与铁素体晶粒长径比的校准曲线。
对于上述的校正程序，可以从塑性应变的体积恒定性得到铁素体晶粒的塑性应变与长径比之间的适当校正曲线。而本研究通过详细的金相检验建立了实验校准曲线，使其更加准确.
切口试样的拉伸试验
在程序的第二部分，对不同缺口强度的缺口试件进行了拉伸试验。最小时间内的平均断裂应变由净面积的减小量(eq(l))确定，该公式用于校准程序。拉伸前后用轮廓投影仪测量直径do和d。然后，将有缺口的试样在中部纵向切开，抛光和蚀刻以测量断口表面下面的铁素体晶粒的纵横比。在切片之前，断口表面被镀镍，以防止在抛光过程中边缘的圆角。因此，通过使用预先建立的校准曲线，从断口表面下的平均长径比的测量中估算了缺口试样的断裂应变。将估算的断裂应变与实测值进行比较，验证了该方法的有效性。.
结果和讨论
校准曲线
图3显示了在不同应变下试件变形的一些典型的微观结构实例。图3(a)显示了在接收条件下的原始微观结构。图3(b)、3(c)和3(d)是伸长的微结构，对应的塑性应变分别为0.32、0.50和0.78。从这些微观组织中可以清楚地看出，塑性应变的增加导致了长径比的变化。因此，在显微照片上仔细检查了大量在不同应变下塑性变形的铁素体晶粒，以确定形状对塑性应变的依赖性。图4显示了这些测量的宽高比作为一个函数的塑性应变。所示实线是使用最小二乘法对每组数据的最佳拟合关系。长径比，确定为铁素体晶粒的长轴与短轴之比，可以很好地表示为塑性应变在整个范围内的函数
y = 1.26 x 4.09。 (2)
式中，y为纵横比，x为塑性应变。
(2)式作为缺口试样断裂应变估计的校准曲线，假设上述关系可推广到多轴塑性应变场。观察结果表明:三轴应力状态对有效塑性应变与维氏硬度数的相关性影响不大，而维氏硬度数与铁素体晶粒的长径比密切相关。
关于高宽比的统计变化，图4中表示了塑料应变为0.0、0、41、0.66和0.85时，高宽比标准差的大小.
测量了切口试样的断裂应变
图5显示了不同切口强度的切口试件的实测断裂应变。最小截面上的有效应力估计近似为
oe/(j =1/(1+ 2R/a) ln(l + a/2R), (3)
其中ae为有效应力，a为最小截面上的真实断裂应力，R为环形切口的轮廓半径，a为裂缝处的最小截面半径。这种分析最初是由Bridgman2对颈拉伸试样的最小截面进行的，是在达到完全塑性条件后对切口试样进行的近似分析。
如图5所示，随着切口敏锐度的增加，切口的断裂应变从0.75逐渐减小到0.25。对于宏观的断裂外观，可以观察到与断裂应变降低相关的明显变化。图6显示了每个试样的裂缝侧面的典型宏观特征。缺口根半径分别为6mm和3mm的试件断口表面呈著名的杯锥状，缺口尖端有一定量的剪切iip。通过微观断口调查，确定了试样的断裂机制为完全韧窝断裂。相比之下，缺口根半径分别为1mm和0.5 mm的试样的破裂表面则表现出明显的解理
方式与波纹的混合破裂。在图7中，断口表面上凹陷破裂的面积被绘制成断裂应变的函数.
缺口试样断裂应变的估算
然后在中间平面纵向切开切口试样，以测量断口表面下的铁素体晶粒的纵横比。为了进行足够准确的分析，沿断裂面以大约相同距离的间隔测量了九个视图的纵横比，包括在缺口尖端剪切唇区测量的两个视图。
图8所示为缺口根半径分别为6mm和0.5 mm的切口试样沿断口表面的塑性应变分布。在最小截面的中心区域，塑性应变几乎是均匀的，而更强的应变集中在缺口根部的shearlip区域。图9显示了每个试样最小截面中心的典型微观结构。从图9中可以看出，长径比的变化与断裂应变的大小有关。因此，将平均纵横比定义为，表示为
AS=AScJc^ASs-fs, ⑷
在长宽比的平均值七视图在中部地区,一部分地区的最低部分,屁股的平均值是长宽比的两个视图的分数是剪切唇区和^剪切唇区。剪切唇区被认为是一个在最小截面上的拉应力方向上的倾斜断裂区域，而在中部区域则是一个大致平坦的区域。金相部分 eq(4)中引入的值在0.17至0.27的范围与缺口根部切口标本6毫米的半径和3毫米和0.11至0.12的范围内取得标本与缺口根半径1毫米和0.5毫米。
关于高宽比的统计变化，将70个铁素体晶粒在中心区域7个视图的高宽比概率分布绘制在对数正态概率图上，如图10所示。中心区域的高宽比分布与这些缺口型的对数正态分布非常接近。与母材的0.52相比，其标准差较小，约为0.62 ~ 0.98。
因此，通过校准曲线，由eq(4)定义的平均纵横比推导出切口试样的断裂应变。图11将估算的断裂应变与测量值进行了对比，其范围约为0.25至0.75。如图11所示，在1%到8的误差范围内，估计值与实测值相当一致
百分比，而不考虑骨折机制或切口敏度的变化。因此，在达到完全塑性条件后，采用上述方法可以对缺口试样的断裂应变进行合理的估计。.
换句话说，在估算塑性应变方面，这种方法优于前面描述的方法，例如激光散斑法、3-5、x射线衍射法、6、7和重结晶法8-11。也就是说，由于激光散斑图的强度分布在大塑性应变区几乎是恒定的，因此激光散斑法不能成功地应用于在较大尺度屈服下失效的元件。同样，在高塑性应变区，x射线半值宽度的变化也较小。然后，在该区域内将估计误差放大。另一方面，由于长径比对塑性应变有显著的依赖性，本文提出的方法可以成功地应用于较宽的塑性应变范围，而无需再结晶方法进行任何热处理。此外，该方法还可用于分析。
由于断口检查是基于断口下的亚表面组织的金相检查，所以即使在断口检查难以应用的情况下，仍然是一种实际的失效。
因此，这种方法可用于提供关于金属构件断裂行为的更积极和定量的信息。这对成功的失效分析是有帮助的。它可以用于分析裂纹尖端局部形成的强应变区域的发展。
结论
提出了一种通过测量铁素体晶粒长径比来估算断裂应变的新方法。缺口拉伸特性的断裂应变估计值与实测值相当吻合，范围在约0.25至0.75之间，误差在10%以内。因此，这里提出的方法可能是一种有用的技术，为提供一个适当的估计金属构件的断裂应变。即使在难以进行断口形貌检测的情况下，这对成功的失效分析也是有帮助的。
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