对于Habr，本文的主题有些不同寻常。 她的启发促使我写下一个简单易懂的愿望，想起在我国，金属科学的水平很高，特别是关于研究高强度材料在载荷作用下的破坏原因的章节。 甚至在我进入LANIT之前，我就一直从事这个主题的研究，但仍然没有对此失去兴趣。 材料破坏的问题也变得越来越重要，因此，我提请您注意高强度钢中出现分层现象的原因。
据认为，材料，特别是高强度钢的破坏几乎在最大载荷下立即发生。 但是，许多破坏案例及其成因研究表明，灾难性破坏可能在达到该最大值之前就已发展。
在第二次世界大战期间，第一次大规模记录了此类破坏的案例。 在美国，Liberty系列海上运输工具是批量生产以供应盟军的，其制造开始广泛用于焊接船体的各个元件（以前，船体板是通过铆接连接的）。 因此，这些船显示出这样的特征，即在经过一两个海道之后，船体上出现了扩展的裂缝，因此它们的进一步操作引起了严重的关注。 甚至在激动的情况下，血管也会破裂成两半。 但是，由于船体中有密闭的舱室，所以两半仍然漂浮并继续独立游泳（受风浪的影响）。
来源后来发现，造成裂纹的原因是缺乏对细节的关注，例如在船体（人孔）中切割各种技术孔。 此类开口不应包含尖角。 尖角像船体中的应力集中器一样，在船体位于波浪的顶部或两个波浪的波峰上时交替出现，有助于疲劳裂纹的逐步发展。 与铆接的焊接体不同，焊接体是一种连续的介质，裂纹可以不受阻碍地传播到该介质中，最终导致失效。
如今，在天然气管道上发现了自发的灾难性破坏的例子，这些管道使用的是由高强度钢制成的大直径管道（1220-1420 mm），该管道是采用受控轧制技术制造的。 管道中的气体在高压（75-100 atm）下泵送。
在某些紧急情况下，观察到裂纹扩展和管道破裂的长度非常大，并以极快的速度发生，几乎像爆炸一样。 显然，这种破坏会带来灾难性的后果。 造成这种损坏的原因是，当其防水性受到干扰时，钢管中会出现微观裂纹，即所谓的应力腐蚀。
看起来100atm的压力似乎并不构成严重的危险，因为它仅对应于10 MPa的负载，并且优质钢管的屈服强度超过400 MPa。 但是，除了气体压力产生的静态应力外，主要气体管道还具有长久的使用寿命，因此与其他金属结构的巨大能量容量也不同。由于大量供应的弹性能量集中在管道金属和泵送的压缩气体中，它们还表现出了能量性质的最明显的大规模效应。通过管道。 例如，在直径为1420 mm，压力为75 atm的管道中，泵送气体中的弹性能的比储备为每米管道51 mJ，在金属本身中仅为0.6 mJ / m。 为了进行比较，在直径为1220 mm的管道中，在55 atm的压力下气体的弹性能供应量仅为26 mJ / m的一半。 因此，长距离输气管道就像一个单一的高应力系统，其行为就像巨型的一件式结构，并经过了强度测试。
随着长时间的静态载荷和加载系统中弹性能量的增加，许多甚至是非常塑性的材料都易于延迟断裂。 这种趋势是由于塑性变形在微观裂纹附近逐渐局部化以及随后在最大应力下的材料中出现断裂而引起的。 在这种情况下，就突然破坏的风险而言，管道材料极为不可预测。 顺便说一下，在铺设Nord Stream 2和Turkish Stream天然气管道时，已考虑到直径较大的天然气管道更容易遭受灾难性破坏的事实-这些管道中的管道直径为1143毫米。
在国内外，已经进行了大量的研究，已经建立了理论基础，这使得确定上述破坏的原因并为预防这种现象提供了建议。 在所有情况下，不受控制的自发断裂的起源都是裂纹核，裂纹核非常细微，在相当长的时间内发展，最终当裂纹开始在钢中以声速传播时，几乎导致了瞬时断裂。
下面，以一个例子为例，我将提供其中一项研究，该研究表明深入研究不受控制的破坏的形成机制的要求。
该案例帮助选择了一个非常有趣的研究对象-一件由中合金钢制成的长零件，厚度为80毫米。 几个这样的零件在加热热处理后在水中淬火时会形成裂纹-在零件厚度的中间分层。 在整个厚度范围内进行淬火时，还会出现零件完全分层的一种情况，伴随有震耳欲聋的裂纹，因此从淬火槽中取出的厚度不是一半，而是一半，而不是工艺过程所规定的。
为了进行研究，选择了裂纹扩展到700至1500毫米的细节。 应当指出的是，这种钢在淬火和高回火后的抗拉强度至少为1300 MPa，并且在淬火状态下的强度甚至更高，因此零件分层以及在其中形成此类扩展裂纹的现象至少引起了意外。
在现代工艺流程中，热或轧制加热后在水中冷却工件的方法非常广泛，从原理上讲会导致很大的热应力，但是如计算所示，这些应力仍低于钢的屈服强度，因此在这种情况下，似乎不会导致零件损坏。
来源材料和研究方法
在最终热处理后，检测到毛坯中的束。 它们沿着对应于钣金轴向部分的长度位于工件的下边缘。 束延伸到一到几厘米的深度，在个别情况下，它们可能导致工件完全分层。
在沿零件下边缘发现分层长度分别为780、1000和1500 mm的三个零件中，采集了250-300x600 mm的样品，这些样品与该层（片材的轴向区域）直接相邻，以及从上边缘取样（以下简称-板的边缘），它对应于铸锭的表面积。
使用磨料切割从样品中切割出模板，然后使用阳极机械切割从中切割样品毛坯，以研究宏观和微观结构，物理和机械性能（相对于轧制平面的横向和垂直方向）。 切下用于评估韧性和应力强度因子的垂直样品，以使缺口位于片材中央部分的滚动平面中。
对这种钢的机械性能（强度，韧性，延展性）的详细研究在从裂纹附近和无缺陷区域切割的样品上没有发现与该等级对应的标称值有任何偏差。 因此，为了确定钢沿着钢板厚度的分层趋势，使用了一种应力强度标准，在断裂力学中用K
1c表示 。 乍一看，该标准的大小为kg / mm
3/2 （MPa / m
1/2 ）。 该标准的物理含义是在材料中存在临界尺寸的裂纹时，由于分离而产生断裂的应力。 进行测试的方式是，通过施加周期性载荷在特殊试样中产生裂纹，然后逐渐对具有裂纹的试样施加逐渐增加的拉伸载荷，观察到裂纹的发展，并在断裂时固定应力值。
用于偏心拉伸测试的样品在构造上相当复杂（因其received语名称为“裤子”），制造起来同样困难（图1）。 根据GOST 25.506-85，它称为类型3，我们使用的样品厚度为25毫米。
图 1.偏心拉伸试验样品
在TsDM-10波轮上施加了疲劳裂纹，其上限为2000-3000，下限为500 kg。 脉动频率为每秒750个循环，脉动数为3-5千。 疲劳裂纹在3000 kg的高载荷下成核，并在2000 kg的高载荷下生长到1.5-2 mm的长度。 为了更方便地观察裂纹的生长，将用煤油稀释的印刷油墨预先滴入槽口中，在槽口的生长过程中将其吸收。 样品测试在DU-19机（法国）上进行，并记录了力-裂纹的开度图。 断裂韧性可通过以下
简单公式估算：
K
1c = [P
/（t * b 1/2 ）] * [29.6
*（l / b） 1/ 2-185.5
*（l / b） 3/2 + 655.7
*（l / b） 5 / 2-1017
*（l / b） 7/2 + 638.9
*（l / b） 1/2 ]，kg / mm 3/2
P-破坏样品的力，kg；
t是样品的厚度，mm；
b是样品的宽度，mm；
l是带有疲劳裂纹的缺口的长度，mm。
钢的宏观和微观结构
被调查部位的分层位于板厚的中央，在不同部位扩散到不同深度，其轨迹具有阶梯状。 在横向模板上的束的顶部未检测到塑性变形的痕迹。 所有研究样品的宏观结构均以致密结构为特征，没有明显的缺陷，例如气泡，偏析条，具有粗糙树枝状结构的区域。
没有观察到在不同区域的微观结构的明显差异。
这种金属的特征是具有明显的带状度（图2），该带状度与钢锭中初始铸造金属的树枝状结构有关，并且是轧制合金钢的特征。 具有各种可蚀刻性的带沿轧制方向伸长，并且显微硬度和合金元素的含量明显不同。 亮带中钼，镍，铜，硅和锰的含量增加（使用X射线微分析法测定），HB硫化物和线型氧化物也富集在其中，并且光束也通过亮带传播。
裂纹轨迹呈阶梯状（图3），没有区域表示断裂前发生宏观塑性变形，在表面观察到许多区域和沟槽，表明断裂为脆性。
图 2. HB的层状结构和位置。 x 100
图 3.裂纹分层的轨迹的性质。 x 1
非金属夹杂物的污染以及HB对载荷作用下钢失效特征的影响
在钢件中发现了沿轧制方向伸长的硫化锰（图4），以及沿轧制方向以链和线形式存在的复合氧化物（图6）。
图 4.硫化物夹杂物的位置。 x400
HB污染是典型的冶炼方法。 在片材的中央区域，塑料硫化物和线状氧化物的厚度污染稍高。 在其中Ni，Mo，Cu，Si，Mn含量增加的带中，硫化物和氧化物相对于带状结构具有选择性（图5）。
图 5.带状结构中氧化物夹杂物的位置。 x400
在横向和垂直冲击试样的粘性杯破裂中，观察到许多HB，主要是硫化物，未检测到裂纹核（图6，图7）。 骨折的相似性质表明破坏是通过HB的积累进行的。
图 7.横向冲击试样的断裂结构。 x800
图 8.垂直冲击试样的断裂结构。 x1600
我们通过在高倍率下观察这些夹杂物，研究了HB对塑性变形和断裂性质的影响。
在垂直试样上，在没有贱金属塑性变形的情况下，在视野内的所有夹杂物上几乎同时发生的硫化物和氧化物的部位形成了脆性裂纹（图9）。
在夹杂物上形成微裂纹的应力要比基体金属塑性变形的应力开始低10-15％，该应力起因于滑痕的出现。 硫化物中产生的微裂纹会在贱金属中引发滑移带，沿其产生进一步增加的裂纹扩展（图9-10）。
图 9.硫化物裂纹的起源（垂直样本，变形= 1％）。 x500
在细长硫化物的生产线上，可以促进将多个微裂纹合并为一个（图11）。
在不存在HBs的区域中，只有当金属耗尽了其塑性裕度时，才能观察到局部塑性变形，并在滑带中形成微裂纹。
图 10.由硫化物裂纹引发的滑移带。 x 500
图 11.硫化物线中出现裂纹。 x 500
机械性能
在三个研究部分的研究区域中，钢在纵向和横向上的力学和塑性特性的概率为0.95。
将钢在横向和垂直样品上相对于轧制平面进行比较时，钢的特征在于其性能显着分散（正如他们所说，性能具有显着的各向异性系数）。 片材轴向部分的塑性明显低于边缘。 在测试垂直样品的强度，延展性和韧性时，这些性能在一定程度上反映了钢形成分层的趋势，但是，在显着性水平为0.8时，计算得出的零件分层长度与垂直方向性能之间的相关系数明显低于表格系数，也就是说，这种依赖性并不重要。
用带有侧凹口和疲劳裂纹的25mm厚的横向样品的偏心张力法测定
K 1c的结果（图12）通过了应力强度因子与钢的屈服强度之比的标准，通过了正确性测试。 如果选择的样品厚度为25 mm，缺口长度为28-30 mm，则横向样品也不满足该标准（需要更大的样品），其测试结果只能用作近似结果。
对于偏心拉力的垂直样品，满足所有必要和充分的测试条件，并且当样品的厚度为25 mm时，结果是正确的（图12）。
图 12.应力强度因子与束的长度的关系（偏心拉力的横向和纵向样本）
参数
K 1c显着标记了同一熔体中轴向区域的金属质量和薄板边缘的质量差异。 即使在高置信度为0.95的情况下，轴和纸张边缘的
K 1c间隔也不重叠，轴向区域中的
K 1c最大值小于纸张边缘的
K 1c最小值。 使用前述延展性和韧性指标不能获得如此明显的性能差异。
零件上的分层长度与轴向区域的
K 1c值之间的相关系数为0.89，证实了这些值之间的关系的可靠性。
更令人信服的是组合参数，该参数具有长度尺寸，并且与胚胎裂缝的长度成正比，能够在低于屈服强度的拉应力水平下自发，自发地传播（图13）。 束的长度与参数（K
1c /
σ2 ）
2之间的相关系数为0.94。 这使我们可以将这种依赖性表示为线性函数。 在束的长度等于零的情况下对该函数进行外推得到一个临界值，在临界值处，束的长度越大，束的概率也等于零。 在轴向区域的平均屈服应力为1120 MPa时，出现分层的可能性接近于零的
K 1c值对应于101 MPa / m
1/2 。
图 13.广义指标与捆束长度的关系（偏心张力，垂直样本）
在钢板中发生分层的原因是金属的机械纤维性质，这是由于金属的树枝状异质性的滚动以及与之相关的非金属夹杂物的分层排列所致。非金属夹杂物和其他异物颗粒的作用降低到夹杂物附近的应力集中，此类颗粒开裂的可能性，夹杂物与钢基之间的连接断开以及所形成的微裂纹的进一步传播，这种裂纹在低于屈服强度的应力下发生。随后，裂纹沿着非金属夹杂物和颗粒基钢界面的累积中最容易的路径传播。所找到的应力强度准则的值表明，在700-800 MPa的应力水平下（尽管钢的屈服强度不小于1050 MPa），如果沿裂纹长度方向的裂纹核尺寸不超过1.3毫米，则该钢仍具有抗裂纹扩展的能力。 13毫米，当超出这些指标时，钢会被破坏。在横向于轧制方向的相同应力水平下，如果槽口的尺寸深度不超过2.5毫米，长度不超过25毫米，则所研究的钢将能够抵抗脆性断裂。上面的抗裂性研究示例清楚地表明，在存在微观间断和非金属夹杂物的情况下，钢的破坏会在低于屈服强度的应力下发生，当在不考虑这种情况的情况下计算结构强度时，会在工作条件下产生材料可靠性的假象。