断裂机制

断裂机制（精选五篇）

断裂机制 篇1

关键词：断裂力学,失稳机制,模型等效,滑坡,应力强度因子

滑坡是指斜坡或边坡表面岩土体沿着某一破坏面向前发生位移的地质地貌现象及动力学过程, 工程上称为不良地质现象, 它是一种全球泛生型重大地质灾害, 据国土资源部发布的全国地质灾害通报表明, 近十年来我国每年产生滑坡灾害平均10000次以上, 况且滑坡发生时往往带来惨重的损失, 轻则阻断交通, 重则掩埋房屋造成大量的人员伤亡, 如2014年6月30日上午9时许, 云南省福贡县腊吐底村俄玛底木本尼发生重大山体滑坡灾害, 造成15人失踪、3人受伤, 交通中断, 经济损失巨大;2013年1月11日云南省昭通市镇雄县果珠乡高坡村发生山体滑坡, 近10余户村民住房被掩埋, 遇难人数达20人。因此, 进行滑坡失稳机制研究不仅有其科学价值, 更有实际工程价值, 尤其在当今构建和谐社会的大环境下, 关注人民生命财产安全显得尤为重要。

针对滑坡失稳方面的课题, 国内外公开发表的成果较多, 有的也写进了相关规范中, 如对于地方性的规范准则, 重庆市地方标准《地质灾害防治工程设计规范》[1]中给出了滑坡稳定性系数计算方法, 并提出了一些常用的防治工程手段;对于暂时还没写进规范的研究成果也具有潜在实用价值, 如周福川、王小委从断裂力学角度推导了土质滑坡锚杆受拉位移解析表达式, 并对某实际工程案例做了计算分析, 理论计算结果与实测值相近, 显示了理论计算公式的实用性[2];朗惠芳、代彤认为岩质滑坡失稳往往是节理裂隙发育所致, 滑动面岩桥在没有达到岩石抗剪屈服强度的条件下就已经屈服, 从而导致滑坡失稳[3];赵队家等以平面旋转滑坡为研究对象, 认为该类滑坡形成模式包括:下部压密变形—中部牵引蠕动—后缘引张拉裂等过程[4];程谦恭、胡厚田将侧翼锁固平面旋转滑坡变形模式概化为横向均布荷载与轴向受压组合变形的悬臂梁模型, 从能量角度导出了滑坡稳定性系数的解析表达式, 从而定量验证了平面旋转滑坡的动力学机理及稳定性判据;吴永等关注暴雨这一诱发滑坡的最重要因素, 通过算例分析发现震后受损岩坡的裂缝存在一个可在裂隙水作用下自行扩展、贯通软弱夹层的临界深度, 同时也存在一个决定滑坡体稳定与否的软弱夹层渗水区域极限长度;王宝亮等认为滑坡发育机制的核心是滑动带在压剪荷载作用下的断裂扩展, 同时采用极限平衡理论和断裂力学理论建立了滑坡破坏机制的力学分析方法, 分析方法运用于三峡库区故陵滑坡中, 效果良好。

本文拟在前人研究成果的基础上, 深入开展滑坡失稳的断裂机制研究, 以期滑坡稳定性分析能更进一步定量化, 从而推动减灾学科的发展。

1 滑坡失稳机制初探

不同的野外地质环境造就了不同形态的滑坡, 进行滑坡失稳研究首先就是要进行滑坡野外识别工作, 从而形成了不同的滑坡分类标准, 如按滑坡体积分类、滑坡厚度分类和滑坡体物质组成分类等。不管何种分类形式, 一个典型滑坡往往具有标志性的滑动面, 有些滑坡虽然看不出明显的滑动面, 但根据开裂裂缝也能判断出滑动面位置。为分析方便, 建立如图1所示滑坡分析模型, 各部分名称此处不做叙述。

借鉴土力学中关于土体作圆弧滑动方面的知识, 我们将滑坡失稳原因归结为下滑力矩大于阻滑力矩, 从而形成力矩形式下的滑坡稳定性系数表达式, 如公式 (1) , 这也是各种规范中给出的处理思路。

式中, MR为滑坡体沿滑动面的下滑力矩 (k N·m) ;Ms为由滑动面的内聚力和摩擦力形成的阻滑力矩 (k N·m) 。

当由式 (1) 计算得到的Fs>1时, 滑坡处于稳定状态;当Fs<1时, 滑坡处于非稳定状态;当Fs=1时, 滑坡处于极限平衡状态。当然, 这是在未考虑安全储备的情况下给出的判定方式, 在需要考虑安全储备的情况下又另当别论。

虽然上述处理方法是经典的, 也是规范推荐的, 但是很多时候计算的结果并不十分让人满意, 当然很大一部分原因源自实际工程的复杂性, 毕竟现有理论研究的问题都趋于理想化, 但是还有一部分原因来自于我们并没有完全掌握滑坡发生滑动的实质, 即断裂的问题。滑坡发生滑动本质上还是滑动面上未贯通部分发生断裂、扩展, 并最终导致整个滑动面的贯通, 这显然是一个典型的断裂力学问题, 针对滑坡分析模型, 从中提炼相应的断裂分析模型, 对于滑坡失稳机制的研究无疑是积极的。

2 滑坡失稳的断裂力学分析

我们认为未发生滑动的滑坡体滑动面上存在所谓的贯通段和未贯通段, 表现在图1上即为图2所示。

从力学角度来看, 此类典型滑坡滑动面土体单元皆处于压 (拉) 剪应力状态, 因此可以采用同一断裂模型代替分析。我们在滑坡滑动面上包含贯通段一定范围取单元, 建立断裂分析模型, 如图3所示, (a) 类模型是在滑坡顶部滑动面取单元构建的, (b) 类模型是在滑坡中部滑动面取单元构建的, 下面分别针对这两类断裂模型进行求解。

(1) 滑坡顶部滑面处断裂分析模型裂纹尖端应力强度因子求解滑坡顶部滑面处断裂分析模型中的裂纹显然属于边裂纹的情形, 考虑到实际工程中, 裂纹的长度相对于滑坡的宽度可以忽略不计这一事实, 我们将断裂模型的边界视为无限边界, 查阅《应力强度因子手册》, 此模型可按下图方式进行等效。

图4滑坡顶部滑面处断裂分析模型等效处理

等号右边第一个模型中的σ和τ分别按 (3) 、 (4) 式变化

等号右边第二个模型中的σ和τ则分别按 (5) 、 (6) 式变化

针对等号右边第一个模型, 查阅《应力强度因子手册》有

针对等号右边第二个模型, 查阅《应力强度因子手册》有

因此滑坡顶部滑面处断裂分析模型裂纹尖端应力强度因子计算公式如下:

至此, 滑坡顶部滑面处断裂分析模型裂纹尖端Ⅰ型、Ⅱ型应力强度因子皆求解完毕。

(2) 滑坡中部滑面处断裂分析模型裂纹尖端应力强度因子求解

滑坡中部滑面处断裂分析模型中的裂纹可视为无限边界板所含的中心裂纹, 针对此断裂模型, 《应力强度因子手册》中载有现成的计算方法, 如以下两式。

至此, 滑坡中部滑面处断裂分析模型裂纹尖端Ⅰ型、Ⅱ型应力强度因子也求解完毕。

(3) 相当应力强度因子求解

按复合型断裂问题相关理论, 决定复合型裂纹是否扩展的参考量是裂纹尖端相当应力强度因子, 它的计算可按式 (15) 。

式中, KⅠ、KⅡ分别为上面求得的Ⅰ型、Ⅱ型应力强度因子;θ0为裂纹扩展的断裂角 (°) , 计算方法可参考相关书籍, 此处不作赘述。

按 (11) ~ (14) 式可计算两类模型裂纹尖端Ⅰ型、Ⅱ型应力强度因子, 结合式 (15) , 可进一步求得对应的相当应力强度因子, 在获取滑面处岩土体的断裂韧性之后可做断裂稳定性判断, 以此揭示滑坡失稳的断裂机制。

3 结语

本文在总结前人研究成果的基础上, 深入分析了滑坡失稳的断裂机制, 但其中也存在几点缺陷, 总结如下:

(1) 由于滑坡滑面处于岩土体内部, 我们无法预知滑面处的贯通段和未贯通段的具体位置, 这给理论分析带来了极大的障碍, 当然现在有许多探伤设备, 但造价都不低, 精确度也有待提高, 所以这个问题亟待解决。

(2) 在进行断裂稳定性判断的时候需要提前知道滑面处岩土体的断裂韧性, 这一点在实际工程中是较难得到的参数, 况且在取岩土样本的时候带来的扰动有时影响很大。

(3) 查阅《应力强度因子手册》得到的计算公式部分带有近似性。

参考文献

[1]DB50/5029-2004重庆市地方标准:地质灾害防治工程设计规范[S].重庆, 2004.

[2]周福川, 王小委.滑坡治理中的土质锚杆位移研究[J].科学技术与工程, 2014, 14 (15) :295-299.

[3]朗惠芳, 代彤.基于裂纹线场分析法的滑坡失稳机理分析[J].山西建筑, 2009, 35 (17) :105-106.

断裂机制 篇2

海底断裂引起的地震/海啸等灾害有着巨大的破坏性,这使得地震和地质学家越来越关注那些位于海底之下的活动断裂.总结了20世纪90年代以来国外在海底活动断裂研究中常用的技术方法和手段,这些方法包括高分辨率声学探测技术、水下照相/摄像技术、定年技术、海底钻孔取样、GPS变形测量和OBS观测等,而我国也正逐渐拥有和掌握这些技术方法.目前,我国对海底活动断裂的研究尚处于起步阶段.在我国近海海域中,渤海和福建-粤东沿海是强震的多发区,主要与几条规模较大的海底断裂的活动密切相关,如郯庐断裂渤海段,张家口-蓬莱断裂和华南的.滨海断裂等,因此,为了增强对近岸海域地震的预测、评价地震危险性并对地震所造成的灾害进行评估,有必要在上述海域开展海底活动断裂的研究.

作 者：李西双 刘保华 赵月霞 李官保 刘晨光 裴彦良 LI Xi-shuang LIU Bao-hua ZHAO Yue-xia LI Guan-bao LIU Chen-guang PEI Yan-liang  作者单位： 刊 名：海洋地质动态  PKU英文刊名：MARINE GEOLOGY LETTERS 年，卷(期)：2008 24(3) 分类号：P736.1 关键词：海底活动断裂   中国近海   现状  

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断裂机制 篇3

“十三五”规划纲要中强调推进能源革命,加快能源技术创新,建设清洁低碳、安全高效的现代能源体系;提高非化石能源比重,加快发展风能、太阳能、生物质能、水能、地热能;改革能源体制,形成有效竞争的市场机制。其中地热资源是集热、矿、水三位于一体的环保型新能源,地热水除了赋存热能以外,还富含多种微量元素和丰富的矿物质(益于人体健康),目前已广泛应用于饮用、洗浴、医疗、取暖、水产养殖、蔬菜及特色农业种植等行业,在崇尚环保与健康的当今社会越来越受到人们的喜爱。地热资源与其他矿产资源以及其他可再生能源相比,在开发利用方面具有明显的节能环保、高效利用和价廉量稳的优势[1]。充分开发利用地热资源,部分替代煤、石油等化工类资源,既可减轻环境污染,又能缓解煤、电等资源紧张的局面。为此,结合某地质勘查基金项目开展了地热能应用研究工作。

研究工作区位于豫北地区,通过此次预查工作发现汤东断层附近钻孔井温异常。汤东断裂为隐伏深断裂带,处在太行山脉南部附近平原,为太行山脉地质活跃的边缘,容易发生地质板块运动,在豫北平原沿汤阴断陷盆地东侧呈北北东向展布,东盘上升、西盘下降,为张性正断层,目前具有一定活动性,这也是该断裂附近地热异常的一个重要原因。汤东断裂附近地热系统的成因模式是传导和对流双重影响的结果。河南地热资源丰富,加快该地区地热资源的开发利用并加强其监管,必将创造良好的社会及经济效益[2,3]。

1 区域地质特征

预查区位于华北陆块南缘,分属华北坳陷之内黄隆起及周边找煤区的成矿带上。找煤区位于华北板块内,地层分区属华北区华北平原分区豫北小区,具有隆、坳相间之特征,隆起主要有太行和内黄隆起,坳陷主要有汤阴、东明和开封坳陷。内黄隆起区经历了长期、多次的构造运动,使得不同构造体系在该区相互交错、叠加、继承与复合,构成以北北东、北东、北西西、近东西走向复杂多样的断裂构造格局[4]。这些构造体系的生成和发展对有关矿产的生成、富集、储存起着一定的控制作用。隆、坳分布格局决定了找煤区石炭—二叠系含煤岩系南北成带的总体面貌。区内主要含煤地层为石炭—二叠系,含9个煤段(组),煤系地层厚126~400 m,二叠系下统山西组二1煤层为主要可采煤层,煤层厚度一般为1.81~8.19 m。在预查区东南部,即新乡卫辉一带发现地热异常带,为寻找地热资源提供靶区。

1.1 主要构造单元

中朝准地台在本区进一步划为2个二级构造单元。华北坳陷位于京广线以东、确山—固始以北、省内东部广大平原区,向东及北延出省界。坳陷区地表广为第四系覆盖,仅在边缘地带的基岩零星出露[5]。大致以焦作—商丘深断裂为界,以北地区受北北东向深断裂系控制、次级断陷和断隆均为北北东向延伸[6];以南地区,受北西西向深断裂系影响,断隆和凹陷则近东西向或北西西向。据该区华北坳陷内部结构,进一步划分为一个凸起、一个凹陷2个级构造单元:内黄凸起,汤阴凹陷。内黄凸起东、西、南三面分别以长垣大断裂、汤东断裂、焦作—商丘深断裂为界,在浚县附近有寒武系零星出露,其基地为太古界、古生界及新生界新近系和第四系,其西面为汤阴凹陷;汤阴凹陷为第四系覆盖,其基地有中生界侏罗系、白垩系等。

区内主要以煤(伴有煤层气)、石油、铁、铝沉积矿产为主,清洁能源中地热资源也较丰富。

1.2 区域主要深断裂

工作区发育的深断裂主要以北北东向和北西西向断裂为主[7]。其中北北东向在焦作—商丘深断裂以北,华北坳陷东西两侧,包括太行山东麓深断裂带和聊城—兰考深断裂带,对河南省北部自燕山构造旋回以来地质构造演化和矿产的形成与分布具有重要的控制作用。北西西向深断裂带,主要在焦作—商丘深断裂以南,济源—开封凹陷两侧(图1)。

(1)太行山东麓深断裂带。呈近南北向展布在河南省北部太行山东麓、北入河北省、南被焦作—商丘深断裂所限,主要由任村—西平罗大断裂,青羊口大断裂、太行山东麓深断裂组成。①任村—西平罗大断裂。位于深断裂带西侧,呈北北东或近南北向展布,切割太古界—古生界。断面直立或向东陡倾,西盘上升、东盘下降,落差大于1 000 m,构成山区与丘陵分界线[8]。沿断裂航磁异常形态发生规律性变化,上八里—薄壁一带形成狭窄重力梯度陡变带。②青羊口大断裂。呈北北东向展布,切割太古界—新近系。断面向东倾斜,倾角67°,西盘上升,东盘下降,落差数百米至千米以上,为正断层,目前具有一定的活动性,构成汤阴断陷西界和丘陵与平原分界线。沿断裂形成北北东向航磁正异常带和重力梯度陡变带。③太行山东麓深断裂(汤东断层)。为隐伏深断裂带,沿汤阴断陷东侧呈北北东向展布。物探和钻探资料揭示,切割新近系,西侧为北北东向狭长洼地。沿断裂表现为重力、航磁密度陡变带,断面向西陡倾,向下断面有变缓趋势,东盘上升,西盘下降,为张性正断层,目前具有一定活动性[9]。垂直落差一般在1 500~6 000 m。

(2)北西西向深断裂系。区内主要为焦作—商丘深断裂,位于河南省中部中朝准地台区。展布于济源、焦作、新乡、兰考、商丘一带。焦作西部分地段裸露地表,以东隐伏于第四系之下。济源西走向北西西,济源—新乡呈近东西向,新乡以东变为北西西向,总体为北西西向S形[10]。断面以向南陡倾为主,局部地段向北陡倾,南盘下降,北盘上升,落差为1 000~6 000 m。

深断裂带内近代地震活动频繁,深断裂带南端与焦作—商丘深断裂交会处,焦作—新乡一带,太行山东麓深断裂带是近代发震和控震构造带。浚县新镇煤预查中有3个钻孔在汤东断层附近井温显示异常,地温梯度较大。因此,认为其与汤东断层活动性有关[11,12]。

2 地温分布特征

2.1 恒温带的确定

据预查区汤东断层附近的3个钻孔的测井数据统计,该区域恒温带深度约50 m、温度26.9℃。部分测井测温值及孔底附近测井温度值见表1。

2.2 地温梯度分布特征

根据表1所列3个钻孔测温数据,通过式(1)可以进一步获得其地温梯度:

式中,G为地温梯度,t为d深度处的温度,t0为常温带d0处温度值。

经计算得出预查区汤东断层附近zk24xx、zk28xx、zk32xx地温梯度分别为2.92,2.58,2.98℃/hm,均大于2.50℃/hm临界值,属地热异常区。

据地温梯度可估算各深度的地温,所绘制的地温梯度—深度分布如图2所示,纵坐标为每百米温度增加梯度值,横坐标为钻孔深度[13,14,15]。从图2中可看出,在1 300~1 570 m段地温梯度增加较快,对应的地层为石炭系或者奥陶系灰岩段。

3 汤东断裂带地温异常成因

3.1 地质构造

通过某预查区地震地质成果及高分辨率地震剖面,对比区域构造分布图和地温梯度深度曲线图可看出,高地温分布区恰好位于基底构造较发育的汤东断层附近(图3、图4),低地温分布区正是基底构造不发育的地区。

预查区受多种构造体系的影响,覆盖层以下地层内断裂纵横交错,裂隙发育、岩层破碎,深部地热水沿断裂和灰岩的裂隙、洞缝向上运移,受上部透水性差的泥岩顶板的阻碍而集中于奥陶系和石炭系灰岩顶部[16]。热水一方面通过盖层的孔隙和细小裂隙极其缓慢地向上渗透,另一方面其热量也在不断向周围岩层传导,于是在汤东断裂附近形成了地温偏高的异常区。预查区大部分区域基底断裂不太发育,受深部地热水的影响不大,正常情况下地温偏低。

3.2 岩层性质

岩性结构及盖层厚度、完整性是影响地温及地温梯度在纵向上变化的重要因素之一。汤东断裂错断了新生界新近系地层,进一步验证了其活动性。从地温梯度可以看出,在孔底附近地温梯度值偏大,结合地质及钻孔资料分析,该地层岩性为灰岩,局部较破碎,裂隙较发育。

3.3 地热系统的成因机制

预查区地热系统的成因模式是传导和对流双重影响的结果。热对流起主导作用的是地球内部的热经传导至太古界下部;太古界至新近系经历了多次构造运动,其间断裂、裂隙、空隙发育,来自东部、北部和西南部山区并赋存于石炭系、奥陶系及寒武系灰岩中的地下水经加热增温,沿着断裂和裂隙上升至灰岩顶部。灰岩顶部的热水受顶板泥岩(二1煤底板)弱透水层的阻挡,以传导的形式对其断裂周围以上地层施加影响,但是通过预查区其他钻孔资料显示,大多数孔底温度在43~46℃(包括邻近的钻孔),远达不到上述3个钻孔的孔底温度(63℃左右),因此热传导形式在该预查区影响较小。在预查区地热系统的成因机制中对流起主要作用,对流对预查区地温分布的不均一性有重要影响。

4 结语

通过某预查工作中发现汤东断层附近钻孔井温异常,通过预查地震地质、钻探等成果资料综合分析该区域地温梯度、热储结构特征等,研究汤东断层附近地区地热系统的地温梯度分布特征;结合该地区地质构造特征,说明了地热异常带控制因素及地热系统的成因机制。

断裂机制 篇4

烧结Nd-Fe-B被发明后[1],经数十年众多研究人员的共同努力,其性能获得很大提升,实验室的磁能积水平早已达到60 MGOe左右[2],接近其理论极限值(64 MGOe)[3]。该合金磁性能的提高也极大地促进了其应用领域的扩展,但是其脆性大、断裂韧性差等力学性能方面的缺陷也日益突出,这与该材料本身的制备工艺有关[4]。

对于烧结Nd-Fe-B合金,经取向后为各向异性,其热膨胀系数也有区别。此外,成型、烧结等制备阶段亦会导致其内部集聚大量应力,因此所得材料普遍力学性能较差。材料制备中集聚的应力可能是自身应力或者约束应力。前者是材料在承受外界不均匀的应力场或者温度场作用而产生,后者是材料在形成时某个部位或者整体被外力约束而不能自由形变造成的[5],这是其裂纹产生并扩展至最后断裂的主要原因。

烧结Nd-Fe-B合金微观组织主要由Nd2Fe14B相(主相)、富B相和富Nd相构成[6,7],此外氧化物Nd2O3、α-Fe相和外来的掺杂物相及空洞等并非每个样品均可以完整观察到。周寿增[8]指出,Nd14Fe79.4B6.6合金的抗拉强度仅为230.1MPa,抗弯强度约为353.0 MPa,断裂韧性为3.73 MPa·m1/2,极易脆断,原因是Nd2Fe14B晶体结构复杂,滑移系很少,为金属间化合物[9,10]。还有几个原因使得该合金易于沿晶断裂[11,12]:其一,富Nd相在样品晶界上主要以薄片状存在,造成各晶粒间自然分层,结合力较差;其二,富Nd相中氧含量增加,各层之间的结合力会进一步降低;其三,试样中的原始缺陷有应力集中现象。只是Nd-Fe-B合金一般在静态的环境中使用,即使脆性较大也几乎无影响,因此这一缺点难以受到重视,但在高速运转的电机和对尺寸精度要求很高的仪器仪表等领域则不可忽略[13]。为此,本文分析了NdFe-B合金的力学性能,综述了断裂的研究成果,同时介绍了其增韧方式,展望了未来的研究方向。

1 力学性能

Nd-Fe-B合金的强磁性一直是众多研究者和生产者及使用者追逐的目标,因为其最主要的就是作为功能材料,而在结构材料方面所受重视不足。

Nd-Fe-B合金力学性能指标的测试结果如表1所示[14,15],其抗弯强度为200~350MPa,断裂韧性为2.5~5.5MPa·m1/2,低于金属1~2个数量级,与陶瓷材料相近[16],因此和陶瓷材料类似,是一种脆性材料。

从表1中可以看出,第一代、第二代稀土永磁合金的强度只有第三代稀土永磁合金的1/2左右,断裂韧性值也有较大的差距,因此相比较而言,第三代稀土永磁合金的力学性能还有一定优势。

材料容易宏观塑性变形的原因是晶体在密排面上沿密排方向滑移[17],此为微观因素,而烧结Nd-Fe-B合金滑移系很少,所以其塑韧性很差;以Nd2Fe14B金属间化合物为基体,与密排六方结构相似,为层状堆垛,然而其对称性却不如密排六方,所以其滑移系亦低于密排六方结构[8]。

烧结Nd-Fe-B合金具有磁晶各向异性,Nd2Fe14B单晶体的磁致伸缩系数和膨胀的各向异性均较大,并且抗热震性能差,温度变化会有内应力产生,这也是这种合金脆性大的原因。此外,该合金的粉末冶金工艺导致合金内部存在空洞和裂纹等缺陷,组织的连续性被破坏,有效承载面积降低,晶界也被弱化。根据线性断裂力学理论,在脆性材料的破坏过程中,裂纹前端会有应力集中,且不能靠塑性变形缓解,会成为破坏的起源,所以其强度和韧性都下降[18]。

2 断裂

Griffith微裂纹理论指出[19],基于陶瓷材料本身的原因,其内部存在很多的微裂纹,这些裂纹前端容易形成应力集中,在外力的作用下,局部应力超过材料本身的强度时,裂纹会扩展并连接,从而导致材料断裂,其临界应力如式(1)所示。

式中:E为材料强度,MPa,γ为断裂表面能,J·m-2,c为裂纹半长度,m。

在外力作用下,微裂纹发生扩展,其条件是尖端受到的应力大于其强度临界值σc[20],然后产生沿晶脆性方式断裂,但有时也出现个别的穿晶断裂[9]。

张瓦利观察了Nd-Fe-B合金的弯曲断口,发现断口与拉应力方向垂直,且呈结晶状,晶界处出现大量富Nd相颗粒。样品断裂前无塑性变形,当载荷达到最大时,消耗能量与断裂能量一致,符合脆性断裂特征。这种断裂有两个阶段:(1)损伤模式,即3个主相晶粒晶界交隅处的富Nd相集聚,数量逐渐增加,扩展进入2个晶粒之间,引起两晶粒晶界的连接,从而导致微裂纹生成。(2)微裂纹扩展,上一阶段形成的微裂纹在外界持续不断的应力作用下长大到临界尺寸,最后样品发生断裂[12]。这种断裂方式中裂纹的扩展包含了富Nd相晶体内部、沿富Nd相与主相的结合界面和富Nd相作为裂纹源[21]。

Nd-Fe-B合金的断面除与断裂方式有关外,还与合金所处的状态有关[9]。图1是铸态和烧结态Nd-Fe-B合金的SEM照片。

图1(a)中A所示的灰黑色区域是Nd2Fe14B相,B所示的灰白色区域是富Nd相,两相之间通过晶界接触,元素和力学性能不同,接触力弱,受外力作用易脱落。富Nd相以网格存在,格子间为Nd2Fe14B相。理想的格子是完整的,没有缺陷,但是实际上总会有缺陷的存在,受到外力作用时,网格会脱落,Nd2Fe14B相即暴露在外,如图1(a)中的A位置,其表面光滑,为沿晶断裂特征,图1(a)的B区域是薄层富Nd相。观察图1(a)可发现,铸锭全部都是沿晶断裂,此特点有助于其破碎[9]。

Nd2Fe14B相的维氏硬度为6235.94N·mm-2,富Nd相为5947.42N·mm-2,这个差异使其易于脆断,且晶粒的孔洞和夹杂等缺陷也易于使其相互剥离而断裂,但是如果缺陷较多,则有发生穿晶断裂的可能,如图1(b)所示[9]。

Nd2Fe14B相为金属间化合物,是磁性的来源[6,7],在图1(b)中,其外形差异较大,最宽处超过30μm(A区域),最窄处小于20μm(B区域),这种差异引起晶界的同等变化,从而增加了缺陷的数量,并最终降低磁性能,增大了穿晶断裂的可能性。但是实际上绝大多数还是沿晶断裂,与文献[11,12,14][11,12,14]是一致的。而图1(b)中出现的较多穿晶断裂痕迹(A/B区域)似乎与传统规律不符,但仔细观察可以发现,Nd2Fe14B相晶粒内部有很多深黑色点,这种缺陷才是造成穿晶断裂的主要原因,并且大量的不完整缺陷存在也可能造成临近完整晶粒的穿晶断裂(C区域)。

烧结Nd-Fe-B合金的理想微观结构应当是主相晶粒边界光滑无棱角,富Nd相形成连续的网状结构,均匀地将Nd2Fe14B包覆,保证合金的磁性能。尤其重要的是,合金中的缺陷相如图1(b)中的A/B区域所示的深黑色点夹杂和大块的第二相须避免,否则容易造成穿晶断裂和沿晶断裂发生。

3 增韧

针对Nd-Fe-B合金容易脆断的缺点,众多科研工作者提出了大量的增韧措施,主要有两种,其一为合金成分调节,其二是通过工艺控制[22],主要目的就是使晶粒更为细化,晶界更为完整,减少甚至消除缺陷[23,24,25,26,27]。

3.1 成分调节

对Nd-Fe-B合金成分的调节可以起到改善磁性能的效果,这方面已经有了很多的研究[28,29,30,31],而这种方式对力学性能的改善也有一些成果[31,32]。调节成分的元素可在熔炼合金前添加,也可在制粉前添加,前者为熔炼合金化,后者为晶界合金化。

如前分析,Nd-Fe-B合金中Nd-Fe-B相和富Nd相的力学性能差异很大,后者硬度低,但是韧性好。因此,如果增加其含量,则有可能提高合金的断裂韧性[28,29]。富Nd相的来源是合金原材料中的Nd元素,为此,若要增加富Nd相的数量,则应增加合金配比中Nd的含量。富Nd相韧性好,可以消耗裂纹尖端的能量,抑制其扩展,阻止更多裂纹的生成,因此断裂不易发生。

除了Nd含量可以调节Nd-Fe-B合金的力学性能外,其他的一些微量合金元素的添加也可能达到类似的效果,如Nb和Ti等的添加,提高了合金的断裂韧性[30]。不过,其力学性能的改善,可能会导致磁性能的降低,这违背了设计的初衷。对于合金中元素的添加来改善磁性能的研究非常多,也是广大科研工作者的研究重点,而对这些元素的添加所带来的合金力学性能的改善,大家的关注却较少。因此在设计时,应该很好地考虑到二者的匹配,比如合金中Nb含量低于0.44%,可以达到细化主相晶粒,改善合金的微观结构和磁性能的目的,但是如果其含量高于这个值,合金的微观结构和磁性能反而会降低。研究发现,要达到改善其断裂韧性的目的,Nb应该添加到1.5%才会起到比较好的效果[30]。

3.2 添加纤维

除了改变Nd、Nb等元素在合金中的含量可以改善其力学性能外,还可以添加纤维状金属丝,也可以达到类似目的[30,33,34]。金属丝的添加对于合金的本征力学性能不会改变,即根据式(1),其材料强度(E)不变。但金属丝本身韧性较好,其塑性变形会吸收合金相中裂纹扩展所释放的能量,从而终止一部分裂纹的前进,使其不再继续扩展,从而有效提高了合金整体的断裂韧性。

不过,实际上这种效果还是有限的,因为添加的金属丝一般都韧性较好,但熔点较低,在烧结过程中会熔化,最终与合金成为一个整体,对于合金相的完整性会有一定的影响。

3.3 烧结方式

图2显示的是烧结方式对Nd-Fe-B合金断裂方式的影响[20]。

图2 Nd-Fe-B合金的断面:传统方式(a),SPS(b)Fig.2 The fracture surface of Nd-Fe-B alloys:general sintering method(a),SPS(b)

Nd-Fe-B合金常规的烧结过程一般是烧结保温一定时间后用氩气保护继续烧结至结束,当然也有烧结至保温结束一直抽真空的处理方式[35,36,37]。此外,也发展了一些新的烧结技术,比如放电等离子烧结(SPS),其特点是速度快,时间短,温度均匀,尺寸精确可控,并且合金晶粒的生长也可掌控[38,39,40,41,42]。研究表明[20,40,41],这种方式也可提高Nd-Fe-B合金的抗弯强度,并且与传统烧结合金主要是沿晶断裂不同,SPS Nd-Fe-B合金的断面出现了部分穿晶断裂,如图2所示。

3.4 深冷处理

深冷处理对于某些金属和合金改性有一定效果,也可用于Nd-Fe-B合金制备。具体做法是将样品降到100K附近并恒温一段时间,然后自然冷至室温[21]。经测试,样品的韧性保持不变,但是硬度值降低,通过对其断面进行分析,可知沿晶断裂依然是主要的,但是三叉晶界处的主相也可能发生穿晶断裂,原因是富Nd相硬度低、韧性好,在三叉晶界位置形状复杂。经深冷处理合金的硬度值发生了改变,在外力作用下,迫使临近的主相晶粒断开以保证其完整性。但是由于这种较多数量的三叉晶界处的富Nd相堆积较少,因而对于样品整体的韧性改善还是有限的。

对于经过深冷处理后样品硬度缩小和抗弯强度的提高,研究者的解释是:深冷处理导致Nd2Fe14B相晶格常数缩小,晶内富B相析出,并与晶粒表面的富Nd相一同长大,从而减弱了弥散硬化作用,导致样品硬度降低。此外,深冷过程使晶粒择优取向,引起样品抗弯曲强度值增加。因此,深冷处理对样品的断裂方式没有影响,但是根据前述解释可以看出,这个过程可增加细小颗粒状富Nd相的量,孔洞缺陷被填充,数量减少,因此样品的韧性提高[21]。

笔者认为,深冷处理后样品的硬度值降低可能是硬度高的Nd2Fe14B相晶粒热胀冷缩率高,将硬度较低的富Nd相和富B相挤压得相对集中,或者填充到孔洞和裂纹等缺陷中,因此对样品整体硬度进行测定时,显示的平均值将降低。而Nd2Fe14B相的热胀冷缩引起富Nd相和富B相均匀分布,所以其韧性也将降低。

3.5 高压成型

成型工艺对Nd-Fe-B合金的力学性能也有影响[43,44,45]。高压成型技术可以提高粉末冶金制备样品的生坯初始密度,对于合金的最终密度也有提高[46,47,48]。实验证明适当的高压可以改善Nd-Fe-B相和富Nd相的维氏硬度,但是富Nd相的变化值更大[47]。在较高的压力作用时,粉末更为紧密地聚合在一起,提高了样品的维氏硬度。成型压力增大会导致粉末之间滑移[49],并出现微裂纹[50]。这种样品在液相烧结时,富Nd相会熔化而流动,更加容易进入到Nd2Fe14B相晶粒之间,扩大了接触面积,导致样品硬度降低。

此外,生坯在高压中,宏观上会出现变形和裂纹,有的甚至裂开成数块,这种初始缺陷对合金的力学性能影响很大[46]。

4 展望

烧结Nd-Fe-B合金在使用的过程中,韧性差、脆性大的缺点成为在某些领域的障碍,也提高了加工成本。目前较多的研究在一定程度上揭示了该合金的断裂机制,同时也对其增韧技术进行了探讨,取得了较好的效果。但是就目前的成果来看,还没有根本性地改变其脆性大、在高精度仪器仪表及高速电机等领域使用受限的缺点。因此,对于该合金的脆性和断裂机制还需要进一步研究,并且其增韧技术也需要提高,这也是未来研究的重点。在合金中添加增韧元素或者成分,对磁性能会有影响,这不是设计的初衷,而对于工艺的改进研究,会对磁性能和力学性能均有较好的提升,因此未来的增韧研究可以从这方面入手。

摘要：Nd-Fe-B合金磁性能的提升扩大了其应用范围,但也存在韧性差、脆性大、抗震和抗冲击能力差的缺点,使其在机械加工过程中易开裂,降低了成品率和加工精度,提高了生产成本,也限制了其在高精度仪器仪表、高速电机等领域的应用。因而如何提高其力学性能逐渐成为研究的重点,由此需要探索清楚其断裂机制,并采用适当而有效的方法进行该合金的增韧。基于此目的,综述了近年来Nd-Fe-B合金断裂机制方面的研究成果,分析了其主要是沿晶断裂,只是缺陷的存在会增加穿晶断裂的几率。同时,指出了元素的添加和改善制备工艺是合金增韧的两条途径,不过目前并没有从根本上改变其力学性能差的缺点,所以需要在未来的研究中进一步深入,寻求更为行之有效的增韧方式。

断裂机制 篇5

1 实验材料及方法

本研究的实验用材料取自沁北600MW超临界汽轮机高压内缸附铸试块,其冶炼采用碱性电炉进行,并采用氩氧精炼,成分见表1。该材料的力学性能要求为:Rp0.2≥520N/mm2,Rm≥520N/mm2,A≥15%,Z≥40%,Aku≥30J。冲击实验在JB-300B型冲击实验仪上进行,微观组织观察采用Hitachi S570和FEI Sirion扫描电子显微镜,FEI G220 S-TWIN透射电子显微镜等设备进行。材料的热处理工艺见表2。

2 结果与讨论

2.1 材料的力学性能

选定材料的力学性能见表3。

2.2 材料的显微组织

5号试样的金相组织见图1a,由该图可见,该材料的显微组织是回火马氏体,其他试样的显微组织与此相似。10号试样的TEM照片见图1b,由该图可见,该马氏体呈条状,即属于板条状马氏体,板条的宽度约0.5μm左右,具有高密度位错和亚结构,颗粒状析出物呈弥散分布。12号试样的SEM照片见图1c,从图中可以看到白亮状颗粒质点呈弥散分布,颗粒细小,经EDXA能谱分析确定该类颗粒物是碳化物、氮化物以及碳氮化物颗粒,能谱分析结果见表4,相应的能谱图见图2。

2.3 材料断裂特征分析

根据试样断口剪切唇的大小,选取具有代表性的四个试样进行断口形貌分析。图3为试样的宏观断口形貌,由图3a-d可见,试样的剪切唇由小变大,放射区则由大变小,说明材料的冲击韧性随之由小变大,这与表3中的数据相符。

对试样放射区进行SEM形貌观察,实验结果见图4。由图4可见,试样的断口均呈现准解理断裂特征,这与该材料的回火马氏体组织相对应。含有多处河流花样,小平面间的台阶间距较小。小平面之间发生的塑性变形以撕裂的方式相连接,含有一定量的撕裂棱,撕裂棱上含有大量微小的韧窝,说明材料在具有较高强度的同时也具有一定的韧性。10号和12号试样中含有方形颗粒状粒子,根据颗粒的形态,并经EDXA能谱分析,确定该颗粒状粒子主要是TiN晶体颗粒,分析结果见表4中质点1和图2a,其颗粒尺寸大于碳化物尺寸。

2.4 材料强化机制

根据对上述实验结果的分析,可以确定该材料的强化机制包括:马氏体强化、固溶强化、碳化物颗粒强化、氮化物颗粒强化和碳氮化物颗粒强化。

马氏体强化主要是通过碳对马氏体的固溶强化以及马氏体内的高密度位错和亚结构强化形成,利用9%～12%Cr钢奥氏体化后空冷及回火后能获得完全板条状马氏体的性质,使材料具有条状马氏体高强韧性的特点。

固溶强化主要是W和Mo元素的复合添加,使Mo的固溶率提高,使材料的持久强度大大提高。W的加入还使合金由原来的韧窝+准解理型断口变为准解理断口,使材料的综合力学性能提高。

细小的颗粒状碳化物、氮化物和碳氮化物颗粒的生成,使得材料内位错的运动受到这些颗粒质点的阻碍,并对位错的运动起钉扎的作用,从而使材料得到强化,使材料的蠕变强度提高。

通过上述强化机制,使得该材料具有较高的室温强度和高温强度,满足了采用该材料所制高温铸钢件在室温及600℃和25MPa工况下的使用。

3 结论

(1)在本研究的热处理条件下,材料的组织为板条状马氏体,该马氏体中含有大量的高密度位错和亚结构,在该组织中弥散分布着碳化物、氮化物以及碳氮化物颗粒状析出物。

(2)试样的断口为准解理断口,含有一定量的撕裂棱,撕裂棱上含有大量微小的韧窝,说明材料在具有较高强度的同时也具有一定的韧性。

(3)材料的强化机制包括马氏体相强化、固溶强化、碳化物颗粒强化、氮化物颗粒强化和碳氮化物颗粒强化。

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