现代断裂理论.ppt

实验表明，在腐蚀过程中，和腐蚀介质相接触的阳极金属的界面上往往会形成一层致密的氧化物覆盖层，即所谓的钝化膜，它能阻碍阳极金属的进一步溶解。 但是如果构件受到拉伸应力的作用，则在裂纹端部就会形成一个很高的拉伸应力场。这种高值的拉伸应力，可能使裂纹尖端表面上已经形成的钝化膜破裂。从而使裂纹尖端表面暴露在介质中，并通过阳极过程而不断溶解，于是裂纹也就要不断地向前扩展。这就是应力腐蚀裂纹开裂的阳极溶解过程。 氢脆则是在应力腐蚀过程中，由于阴极放出的原子氢进入金属，使金属原子结合力下降而引起基体脆化，或形成很脆的氢化物，从而导致滞后破坏。原子氢进入钢中也能引起滞后塑性变形，并进而产生氢致裂纹。 此外，构件在含氢环境中工作时，干净的金属表而会吸附介质中的氢而形成原子氢，此种氢原子也能扩散进人金属内部引起滞后塑性变形而导致氢致裂纹成核和扩展。再者，氢脆也可以由在冶炼过程中进入钢水中的氢所引起。 如前所述，各种材料在特定介质中的应力腐蚀裂纹扩展速率da/dt，主要取决于应力强度因子KI值。 但是，影响da/dt的因素还很多。例如温度和气相环境中的湿度，都对da/dt有很大影响。如图所示在室温下，介质湿度对H-11钢的应力腐蚀裂纹扩展速率的影响。由图可以看出，随湿度的增大，da/dt急剧增加，但是，在相对湿度超过60%后，裂纹扩展速率趋向于饱和。究其原因，可能是当相对湿度达到60%以后，由于裂纹顶端会发生水滴凝聚现象，因而在裂尖表面就被覆上一层水膜，如同浸泡在水里一般。 温度对应力腐蚀裂纹的扩展速率也有很大影响。随着环境温度的增高，氢的扩散速度将加快，因此应力腐蚀过程也将加速。如图所示的H-11钢的da/dt随温度的变化情形。试验是分别在水中、饱和水蒸气中和非饱和水蒸气中进行的，应力强度因子KI=32.9MPa·m1/2 。由图可以看出，除了非饱和水蒸汽介质外，da/dt与绝对温度成反比，即与1/T成线性关系。这表明H-11钢在上述介质中的裂纹扩展速率是由热激活过程所控制的。 下面再来讨论如何确定初始裂纹尺寸a0与临界裂纹尺寸ac的问题 临界裂纹尺寸ac：对于低韧性材料，ac应由线弹性断裂判据来确定。而对于高韧性材料，则应该按COD判据或J积分判据以及强度条件σnet=σb来确定。其中σnet为按净截面计算所得之应力。 初始裂纹尺寸a0：在已经检测出裂纹的情况下，应取由检测所得的最大裂纹尺寸作为a0。若在检测中未发现裂纹，则应按检测仪器的灵敏度来确定a0。 例：某压力容器的内径为ф1010mm，壁厚t=85mm，工作压力p=32MPa。材料为14MnMoVB，其屈服极限为σs=720MPa，断裂韧性为δc=0.061mm，弹性模量为E=2.1×105MPa。容器壁上有长为2a=42mm的周向贯穿裂纹，试计算此容器的剩余寿命。 解：容器的中径为： 工作压力下的轴向应力为： 取水压试验压力为p水=42MPa，则水压试验下的轴向应力为： 临界裂纹尺寸应按水压试验下的应力进行计算。又因为是周向裂纹，故可将σz’代入COD公式，于是可得： 对于贯穿裂纹，几何形状因子y=1。若忽略水压试验对疲劳裂纹扩展寿命的影响，则交变应力幅度应按工作压力来计算，即 此外，由实验测得这一材料的c=7.4×10-12，n=3.1。将上述数据以及a0、ac值代入，即可求得裂纹的疲劳扩展寿命为： 若提高材料的断裂韧性，使δc值由原来的0.061mm提高至0.122mm，则临界裂纹尺寸ac也就提高一倍，由原来的152mm增至304mm，可算得裂纹的疲劳扩展寿命为N=15.5×104（次循环）。可见，当材料的韧性提高一倍，临界裂纹尺寸也相应提高一倍，但裂纹扩展寿命却只提高了16%。 反之，若容器材料的韧性保持不变，而使初始裂纹尺寸a0减小一半，即由原来的42mm减至21mm。可计算得裂纹的疲劳扩展寿命为N=22.6×104(次循环)。可见，初始裂纹尺寸减小一半，可使疲劳寿命提高70%。 应当指出的是：前面讨论的是关于穿透裂纹的疲劳扩展问题，在工程中更多遇到的还是表面裂纹和角裂纹问题。对于椭圆或半椭圆裂纹来说，由于裂纹前缘各点的应力强度因子值不同，故其疲劳扩展速率也就各异。因而椭圆或半椭圆裂纹的几何形状（a/c值）在疲劳扩展过程中是变化的，裂纹的几何形状因子y也就不是常数，而是裂纹长度c和深度a的函数。这样一来，疲劳裂纹扩展寿命也就不能按上式直接进行计算了。 因此，为便于计算近似地把几何形状因子y看成为常数。 变幅循环下疲劳裂纹扩展寿命的计算 从过载峰对疲劳裂纹扩展的影响的讨论中可以推断，在变幅疲劳加载下，不同幅度的疲劳循环之间存在着相互影响。若考虑这种影响，疲劳裂纹扩展计算就变得非常复杂。 目前普遍采用的是Miner的线性累积损伤规则，即忽略不同幅度的疲劳循环之间