高強(qiáng)低碳貝氏體鋼拉伸斷裂的失效機(jī)制

高強(qiáng)低碳貝氏體鋼拉伸斷裂的失效機(jī)制

通過發(fā)展和使用強(qiáng)度高、性能好的鋼鐵材料，可以節(jié)省大量木材的消耗，降低資源、能源和環(huán)境的壓力。因此，hssa鋼的組織和質(zhì)量控制是hssa鋼保持良好完整性能力的關(guān)鍵。為了獲得良好的完整性和抗?jié)B透性能，hssa鋼目前主要采用以針feli體為基礎(chǔ)的中低溫變相組織。采用微金融化和控屑控制技術(shù)（tp），hssa鋼的強(qiáng)度水平不斷提高。目前，屈服強(qiáng)度可達(dá)到800-1kg。然而，隨著鋼強(qiáng)度水平的提高，一些獨(dú)特的試驗(yàn)現(xiàn)象暴露出來，以及延長間隙分離就是其中之一。拉伸斷口分離是指在拉伸實(shí)驗(yàn)中,試樣不僅在垂直于拉伸方向的截面發(fā)生斷裂,而且還會出現(xiàn)較為明顯的平行于拉伸方向的裂紋.根據(jù)以往的實(shí)際生產(chǎn)經(jīng)驗(yàn),如果在低強(qiáng)度等級的低合金鋼中發(fā)生了拉伸或沖擊斷口分離現(xiàn)象,絕大多數(shù)情況是由于鋼中出現(xiàn)了較大尺寸或呈鏈狀的夾雜物,或者是形成了異常的帶狀組織.不過,對于強(qiáng)度等級較高的低合金鋼而言,即使在內(nèi)部缺陷和組織控制良好的情況下,拉伸斷口分離現(xiàn)象還是會頻繁發(fā)生.有學(xué)者提出晶粒形狀和織構(gòu)等原因?qū)е碌母飨虍愋约霸跓崽幚頃r(shí)造成的晶界弱化都會導(dǎo)致鋼材發(fā)生拉伸斷口分離現(xiàn)象.因此,對于發(fā)生斷口分離的鋼鐵材料,其服役安全性受到了廣泛的關(guān)注.到目前為止,對于發(fā)生拉伸斷口分離的鋼材能否被使用的問題仍然沒有比較權(quán)威的定論,更沒有明確的標(biāo)準(zhǔn)來指導(dǎo)如何判定和對待拉伸實(shí)驗(yàn)中的斷口分離現(xiàn)象.鑒于這種情況,本研究針對800MPa級高強(qiáng)度熱軋低碳貝氏體鋼,就拉伸斷口分離現(xiàn)象進(jìn)行了綜合性的分析和討論,旨在揭示拉伸斷口分離的形成機(jī)理和影響要素.1拉伸試驗(yàn)及分析實(shí)驗(yàn)材料為工業(yè)800MPa級熱軋鋼板,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為:C0.05,Mn1.3,Si0.3,(Cu+Ni+Cr+Mo)3,(Nb+V+Ti)0.1,Fe余量.鋼坯采用轉(zhuǎn)爐、精煉、真空脫氣工藝冶煉,鑄態(tài)板坯厚度270mm,軋制工藝為兩階段控軋控冷工藝:再加熱溫度1200℃;粗軋溫度區(qū)間1120—1020℃,精軋溫度區(qū)間900—820℃;最終鋼板厚度30mm;空冷至750℃后進(jìn)行噴水加速冷卻,終冷溫度400℃,然后再空冷至室溫;最后經(jīng)過620—650℃的回火處理,回火時(shí)間為90min.對該種鋼進(jìn)行了全厚度板拉伸測試,此外,還進(jìn)行了1/2厚度和1/4厚度取樣的直徑為10mm的圓棒拉伸測試.為了全面分析分離斷面的斷裂過程,利用掃描電子顯微鏡(SEM)對斷口的分離面進(jìn)行了觀察,并進(jìn)一步將試樣沿分離面的縱向剖開(剖面平行于拉伸方向),在機(jī)械磨制、拋光后用過飽和苦味酸在50℃水浴中進(jìn)行浸蝕,以表征鋼材組織,特別是在拉伸形變后晶界分布的變化.此外,在試樣頸縮區(qū)和原始鋼板處切取方形樣品,經(jīng)機(jī)械磨制后進(jìn)行了X射線衍射(XRD)分析,利用取向分布函數(shù)(orientationdistributionfunction,ODF)對鋼板在拉伸塑性形變過程中的織構(gòu)演變進(jìn)行了表征.為考察實(shí)驗(yàn)鋼是否在厚度方向上存在強(qiáng)度和塑性與其名義值的差異,對鋼板直徑為10mm短圓棒試樣進(jìn)行了三主軸方向的拉伸測試,由于試樣有效拉伸區(qū)較短(約15mm),僅獲取了屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷面收縮率3個(gè)力學(xué)性能參數(shù).同時(shí),為了研究在斷裂前試樣的受力狀態(tài),利用有限元模擬軟件ANYSY13.0對拉伸頸縮過程進(jìn)行了模擬研究.選用平面軸對稱模型Plane182;拉伸體設(shè)定為直徑10mm,長度40mm的圓柱體;對材料力學(xué)性能進(jìn)行必要簡化,假設(shè)材料為各向同性;省略均勻延伸過程,利用微小尺寸差異誘導(dǎo)頸縮,頸縮誘導(dǎo)系數(shù)為0.98;以Mises屈服準(zhǔn)則表征塑性形變過程中應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系,多次重復(fù)實(shí)驗(yàn)并對照實(shí)測應(yīng)力應(yīng)變曲線進(jìn)行參數(shù)修正;最終獲得試樣的整體應(yīng)力分布隨頸縮發(fā)展程度變化的定量模擬結(jié)果.2拉伸斷口分離的相組織鋼板的最終組織為板條貝氏體組織,如圖1所示,其原奧氏體晶粒呈扁平狀,在3個(gè)方向上的平均尺寸分別為:縱向(LD)38μm,橫向(TD)22μm,厚度方向(SD)15μm.利用各項(xiàng)常規(guī)檢測均未在鋼中發(fā)現(xiàn)異常夾雜物及其它各類有害缺陷.在全厚度板拉伸實(shí)驗(yàn)過程中,試樣發(fā)生了嚴(yán)重的斷口分離現(xiàn)象,分離裂紋貫穿試樣,其斷裂后的宏觀形貌如圖2所示.由全板厚拉伸實(shí)驗(yàn)測得鋼的屈服強(qiáng)度為850MPa,抗拉強(qiáng)度為890MPa,斷后伸長率達(dá)到18%,但是均勻伸長率僅為4%.1/2和1/4厚度取樣的圓棒拉伸測試結(jié)果與全厚度板拉伸的測試結(jié)果基本一致,并且也均發(fā)生斷口分離現(xiàn)象.通過大量實(shí)驗(yàn)觀察發(fā)現(xiàn),無論拉伸試樣是何種尺寸,發(fā)生斷口分離的分離面均處于試樣厚度1/2處附近,分離面垂直于厚度方向,即平行于軋面.在全厚度板拉伸實(shí)驗(yàn)中還觀察到這種分離出現(xiàn)在最終斷裂前極短時(shí)間,但是又明顯先于試樣的最終斷裂,在發(fā)生分離時(shí)伴隨很大的聲音且有少量煙霧出現(xiàn),發(fā)生分離后試樣隨即斷為兩半.圖3為全厚度板拉伸試樣分離面的SEM像.可見,分離面具有明顯的低塑性解理斷裂特征,斷面平坦,有類似晶粒形狀的凸起和凹陷,幾乎沒有韌窩,局部放大后可觀察到如圖3b所示的斷裂條紋,與正常的解理斷裂條紋不同,這些條紋明顯地呈現(xiàn)出平行于拉伸方向的趨勢,這種現(xiàn)象可能與拉伸過程中貝氏體板條轉(zhuǎn)動(dòng)形成的特殊結(jié)構(gòu)有關(guān).圖4a為分離面?zhèn)绕拭娴腟EM像.在主分離裂紋的附近可以觀察到少量二次裂紋,這些二次裂紋均完全平行于主裂紋,并且顯現(xiàn)出進(jìn)一步擴(kuò)展的趨勢.經(jīng)局部放大觀察后可發(fā)現(xiàn),主分離裂紋附近的組織有嚴(yán)重的拉伸塑性形變(圖4b).晶界形成了垂直于厚度方向的密排,如圖1所示的貝氏體組織及原奧氏體晶粒形態(tài)在形變后幾乎不可分辨.通過XRD對拉伸形變前后的織構(gòu)特征進(jìn)行了分析,選取≤φ2=45°的特征截面進(jìn)行織構(gòu)表征,如圖4c和d所示.可以看到,原始鋼板中雖然已存在<111>∥軋制方向的織構(gòu),但是仍有多種其它類型織構(gòu)同時(shí)存在,如<211>∥軋制方向和<490>∥軋制方向,所以織構(gòu)特征并不明顯.但是在頸縮區(qū)附近,<111>∥拉伸方向的絲織構(gòu)成為唯一織構(gòu)特征,這是典型的由于拉伸形變而形成的織構(gòu).圖5為主分離裂紋尖端的SEM像.可以看到,主裂紋端部在擴(kuò)展過程中存在著明顯的扭折,這些扭折很好地解釋了圖3中分離面表面出現(xiàn)凸起和凹陷的現(xiàn)象.裂紋在傳播過程中,可能存在沿晶界傳播和穿過貝氏體板條束傳播2種方式,但是無論以哪種方式轉(zhuǎn)播,都屬于脆性開裂的方式.當(dāng)裂紋受到阻力發(fā)生扭折時(shí),扭折幅度都很小,僅有幾個(gè)微米,這又對應(yīng)了圖3中觀察到的較為平整的分離面,也說明這種分離斷裂可能是受晶界和貝氏體組織取向共同影響的解理型斷裂.此外,因?yàn)榱鸭y在頸縮區(qū)邊緣停止(圖2),因此,此處組織經(jīng)受的拉伸塑性形變相對較小,經(jīng)浸蝕后仍可以清楚地觀察到原奧氏體晶界和貝氏體晶體學(xué)單元的邊界.通過以上的觀察,基本確定了拉伸斷口分離是一種低塑性解理斷裂.為了研究這種低塑性斷裂是否是由鋼板自身在厚度方向上存在性能差異造成的,對鋼板進(jìn)行了三主軸方向的短圓棒拉伸實(shí)驗(yàn),測試結(jié)果如表1所示.沿厚度方向的拉伸性能雖然低于縱向和橫向,但是差值極小,并無本質(zhì)性差異.圖6顯示了三主軸方向拉伸短圓棒試樣斷裂后的斷口形貌.可見,在縱向、橫向和厚度方向上該種鋼均顯示出較高的塑性,斷面收縮率都達(dá)到60%以上.沿縱向和橫向的拉伸試樣發(fā)生了斷口分離,而沿厚度方向的拉伸試樣為正常的杯錐型塑性斷口.在拉伸斷口分離現(xiàn)象中還有一個(gè)較令人困惑的問題,即頸縮區(qū)產(chǎn)生的側(cè)向拉伸應(yīng)力究竟是否可以達(dá)到使材料斷裂的水平.為了定量地表征拉伸頸縮過程中側(cè)向應(yīng)力的大小,利用有限元模擬軟件ANSYS13.0對拉伸頸縮過程進(jìn)行了模擬實(shí)驗(yàn)研究.實(shí)驗(yàn)獲得的頸縮區(qū)應(yīng)力分布如圖7所示.可以看出,無論是主拉伸應(yīng)力還是側(cè)向拉伸應(yīng)力,最大值都在頸縮區(qū)中心部位形成,這很好地解釋了所有分離斷裂均出現(xiàn)在試樣中心處的原因.側(cè)向拉伸應(yīng)力和主拉伸應(yīng)力隨名義拉伸應(yīng)力(外加真實(shí)拉伸應(yīng)力)的變化如圖8所示.當(dāng)頸縮發(fā)生后,雖然外加名義拉伸應(yīng)力是隨著應(yīng)變增加而逐漸降低的,但是拉伸試樣頸縮區(qū)中心處的真實(shí)拉伸應(yīng)力卻仍在急劇增加.形成這種現(xiàn)象的原因一方面是頸縮造成了實(shí)際拉伸凈截面的減少,以頸縮截面收縮75%(接近實(shí)際縱向拉伸實(shí)驗(yàn)中測得的面縮率)為例,如果此時(shí)名義拉伸應(yīng)力為500—600MPa(對應(yīng)實(shí)驗(yàn)中試樣斷裂時(shí)的真實(shí)外加拉伸應(yīng)力),則頸縮最小截面的平均真實(shí)拉伸應(yīng)力為名義拉伸應(yīng)力的4倍,可以達(dá)到2GPa以上;另一方面還要注意到,由于頸縮的發(fā)生,截面上其實(shí)并非均勻受力,往往在中心處形成拉伸應(yīng)力的最大值,邊緣處拉伸應(yīng)力略低,因此,要估算頸縮區(qū)中心處的真實(shí)拉伸應(yīng)力,其實(shí)還要在頸縮最小截面的平均真實(shí)拉伸應(yīng)力的基礎(chǔ)上,再乘以一個(gè)大于1的系數(shù),并且這個(gè)系數(shù)是隨著頸縮的發(fā)展而增加的.所以,雖然在進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)時(shí)測量得到的抗拉強(qiáng)度不超過900MPa,但是在頸縮發(fā)生后,頸縮中心部位沿拉伸方向的真實(shí)最大拉伸應(yīng)力可達(dá)2—3GPa,甚至更高,而這個(gè)應(yīng)力對應(yīng)著材料發(fā)生斷裂時(shí)的真實(shí)最大應(yīng)力.通過模擬還基本確定了側(cè)向應(yīng)力隨頸縮發(fā)展的基本趨勢,可以看出,當(dāng)頸縮發(fā)展到比較嚴(yán)重的程度,頸縮區(qū)最大面縮率達(dá)到70%以上時(shí),側(cè)向拉應(yīng)力可以達(dá)到主拉伸方向最大真應(yīng)力的1/4—1/3,完全有可能超過材料的屈服強(qiáng)度甚至抗拉強(qiáng)度.3材料的拉伸變形拉伸斷口分離現(xiàn)象之所以受到廣泛關(guān)注,最重要的原因還是由于在拉伸過程中產(chǎn)生了沿厚度方向的開裂,因此,鋼板在厚度方向上的性能,以及鋼中是否存在有害夾雜物等隱患受到了強(qiáng)烈的質(zhì)疑.當(dāng)然這是出于對材料使用安全性的考慮,因?yàn)楹芏嘌芯慷贾赋鰩罱M織、異常晶粒形態(tài)、晶界弱化和存在有害夾雜物是造成拉伸斷口分離的重要原因.從本實(shí)驗(yàn)的結(jié)果看,拉伸斷口的分離確實(shí)是一種脆性開裂,這與此類鋼材的塑性特征并不吻合.模擬頸縮過程的實(shí)驗(yàn)結(jié)果也表明,側(cè)向應(yīng)力雖然可以達(dá)到屈服點(diǎn)以上,但是遠(yuǎn)低于材料斷裂時(shí)的主拉伸應(yīng)力強(qiáng)度.所以看起來其中存在這樣一個(gè)矛盾:既然可以證明原始狀態(tài)的鋼板在3個(gè)方向上的強(qiáng)度和塑性性能是沒有本質(zhì)性差異的,那么為何在側(cè)向應(yīng)力遠(yuǎn)小于主拉伸應(yīng)力的條件下還會先發(fā)生沿側(cè)向的斷裂.這其中必然經(jīng)歷了一個(gè)材料性能的轉(zhuǎn)變過程,即當(dāng)發(fā)生斷口分離時(shí),材料已經(jīng)從初始狀態(tài)的各向同性轉(zhuǎn)變?yōu)榱烁飨虍愋?而這種各向異性突出體現(xiàn)在沿厚度方向上塑性和斷裂強(qiáng)度的降低.材料厚度方向上性能的改變是在拉伸實(shí)驗(yàn)過程中形成的.在拉伸過程中,材料承受了較大的塑性形變,而這種塑性形變的程度在頸縮區(qū),特別是頸縮區(qū)中心部位遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過均勻延伸區(qū).以本實(shí)驗(yàn)為例,實(shí)驗(yàn)鋼測得的拉伸性能中,斷后伸長率接近20%,其中包含了均勻延伸和頸縮時(shí)的局部延伸,而該類鋼的均勻延伸通常不超過5%,來自于頸縮區(qū)的局部真實(shí)伸長率應(yīng)該遠(yuǎn)超過名義上的斷后伸長率.還可以用另一種方法來更為精確地估算頸縮區(qū)的最大塑性拉伸形變:實(shí)驗(yàn)中當(dāng)材料發(fā)生斷裂時(shí),斷面收縮率一般為70%以上,即使不考慮微孔洞的出現(xiàn)增加了外觀體積,以體積不變?yōu)樵瓌t,材料的最大拉伸形變也可以達(dá)到200%以上.因此,在如此大的塑性形變條件下,才會出現(xiàn)如圖4b顯示的有著嚴(yán)重拉伸形變特征的組織形貌.Tsuji等的研究中也揭示了馬氏體結(jié)構(gòu)通過形變形成超細(xì)化的晶粒所需的等效塑性形變量為0.8,而鐵素體-珠光體結(jié)構(gòu)要發(fā)生類似的轉(zhuǎn)變需要等效塑性形變量為4.0以上.由于本實(shí)驗(yàn)中所研究的鋼材為低碳鋼,其板條貝氏體結(jié)構(gòu)更接近馬氏體結(jié)構(gòu),因此,在頸縮區(qū)嚴(yán)重拉伸形變的條件下出現(xiàn)了如圖4b所示的不同于原始貝氏體的形態(tài)結(jié)構(gòu).在經(jīng)歷了嚴(yán)重的拉伸塑性形變后,材料的織構(gòu)特征發(fā)生了顯著變化,如圖4c和d所示.在原始狀態(tài)下,鋼板中探測到多種織構(gòu),即無明顯特征織構(gòu);但是在頸縮區(qū),{111}<110>型織構(gòu)特征被強(qiáng)化,其它織構(gòu)特征消失,雖然{111}∥軋面型織構(gòu)被認(rèn)為是有利于材料各向同性的,但是<110>∥拉伸方向的拉伸絲織構(gòu)會造成沿拉伸方向的韌化和垂直拉伸方向的脆化.此外還有2個(gè)因素不可忽視,首先是頸縮區(qū)三向拉伸應(yīng)力的影響,三向拉伸應(yīng)力被認(rèn)為是一種“硬”的應(yīng)力狀態(tài),在這種應(yīng)力狀態(tài)下,材料更容易表現(xiàn)出脆性.通過有限元模擬實(shí)驗(yàn)可以看到,頸縮區(qū)確實(shí)處于三向拉伸的應(yīng)力狀態(tài),不僅如此,如果主拉伸應(yīng)力不能使材料斷裂,那么此時(shí)“拉伸試樣的主拉伸應(yīng)力”實(shí)際意義上是作為導(dǎo)致斷裂的“側(cè)向拉伸應(yīng)力”存在的,出現(xiàn)側(cè)應(yīng)力高于主應(yīng)力的情況.這種應(yīng)力狀態(tài)在各向同性材料中是很難實(shí)現(xiàn)的,而在這種特殊應(yīng)力狀態(tài)下,材料會更加傾向于發(fā)生脆性斷裂.另外,在塑性拉伸形變過程中,鋼中的一些被認(rèn)為無害的微小缺陷,例如小尺寸的長條狀MnS,單顆球狀A(yù)l2O3夾雜物等,也有可能會發(fā)展成尺寸較大的,具有各向異性的有害缺陷.如果鋼材處于原始狀態(tài),其高塑性會抑制這些缺陷形成裂紋并擴(kuò)展,但是當(dāng)材料塑性降低時(shí),這些缺陷造成斷裂的概率會顯著增加,材料的斷裂強(qiáng)度甚至可能因此被降低至屈服點(diǎn)以下,因此,有時(shí)即使頸縮程度不嚴(yán)重,側(cè)向應(yīng)力水平不高時(shí)仍會有拉伸斷口分離現(xiàn)象發(fā)生.很多研究都把發(fā)生斷口分離的原因歸結(jié)為鋼中存在的夾雜物,這種觀點(diǎn)自身并沒有任何錯(cuò)誤,但應(yīng)當(dāng)指出的是,某些夾雜物只是在材料塑性降低的情況下才會成為導(dǎo)致材料發(fā)生斷口分離的裂紋起源,而并非形成拉伸斷口分離現(xiàn)象的本質(zhì)原因.對于拉伸斷口分離現(xiàn)象還有一個(gè)需要解釋的問題,就是分離面的形成總是垂直于厚度方向且平行軋面產(chǎn)生.這個(gè)現(xiàn)象的原因主要緣于厚度方向相對其它2個(gè)方向屈服強(qiáng)度較低.雖然在強(qiáng)度和塑性上并沒有本質(zhì)性差異,但是畢竟沿厚度方向的屈服強(qiáng)度還是低于縱向和橫向的,因此,在沿縱向拉伸并發(fā)生頸縮時(shí),往往沿厚度方向的收縮率要大于橫向,這會導(dǎo)致在沿厚度方向上形成較大的側(cè)向拉伸應(yīng)力.此外,從裂紋擴(kuò)展阻力角度看,經(jīng)拉伸塑性形變后形成的貝氏體結(jié)構(gòu)也對開裂方向有著顯著的影響.對于原始組織而言,無論從織構(gòu)特征上還是貝氏體單元的形狀上都不可能導(dǎo)致強(qiáng)度和塑性上顯著的各向異性.這里所謂的貝氏體單元主要指與彼此間可以形成大角度晶界的晶體學(xué)單元,這種大角度晶界可能來自于原奧氏體晶界,也可以是相變過程中形成的屬于不同Bain組的貝氏體變體之間的界面.很多研究表明,大角度晶界會在裂紋穿過時(shí),對裂紋起到明顯的阻礙作用,這個(gè)現(xiàn)象在沖擊實(shí)驗(yàn)中更為明顯,而很多材料也正是利用了這個(gè)機(jī)制達(dá)到了大幅度提高韌性的目的.本實(shí)驗(yàn)中,在頸縮區(qū)產(chǎn)生嚴(yán)重的拉伸塑性形變后,不僅貝氏體單元可以被拉長,而且通過形變過程中的位錯(cuò)塞積作用,使很多小角度晶界轉(zhuǎn)變?yōu)榱舜蠼嵌染Ы?客觀上形成了細(xì)化貝氏體單元的效果.與原始狀態(tài)相比,被細(xì)化的貝氏體結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出更明顯的各向異性,正如圖4b所顯示的那樣,晶界在垂直于厚度方向上形成了非常高的密度,而在拉伸方向上的密度極低.因此,裂紋的擴(kuò)展路徑選擇更傾向于平行高密度大角度晶界界面的平面,即平行于軋面的平面.這種現(xiàn)象往往在沖擊實(shí)驗(yàn)中體現(xiàn)得更為明顯,而沖擊實(shí)驗(yàn)中的斷口分離(也包括斷口分層)更能體現(xiàn)出材料初始狀態(tài)下晶界和缺陷的各向異性.雖然沖擊斷口分離與拉伸斷口分離機(jī)理相近,但是從實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象上看,二者的發(fā)生并沒有必然聯(lián)系.在文獻(xiàn)中也提到了類似的現(xiàn)象,即發(fā)生拉伸斷口分離的試樣不一定會在沖擊實(shí)驗(yàn)中發(fā)生斷口分離現(xiàn)象.關(guān)注和研究拉伸斷口分離現(xiàn)象的根本目的還是在于考察材料沿厚度方向的力學(xué)性能是否存在著安全隱患.本實(shí)驗(yàn)中所研究的熱軋貝氏體板材雖然在縱向的拉伸實(shí)驗(yàn)中發(fā)生了斷口分離,但是通過三主軸方向短試樣直接測量的方法,確定了其厚度方向的強(qiáng)度并不顯著低于縱向和橫向,并且沿厚度方向拉伸斷裂的試樣為典型的杯錐型斷口,具有較高塑性,并非拉伸斷口分離時(shí)形成的低塑性解理型斷口.板材在應(yīng)用過程中,沿厚度方向幾乎不可能直接受到拉應(yīng)力載荷,因此,在基于應(yīng)力設(shè)計(jì)的應(yīng)用中,這類熱軋貝氏體鋼板在厚度方向性能上基本不存在安全隱患.由于拉伸斷口分離發(fā)生在拉伸斷裂前極短時(shí)間內(nèi),所以對諸如屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、均勻伸長率、斷后伸長率及斷后截面收縮率等性能指標(biāo)幾乎沒有或完全沒有影響,在常規(guī)力學(xué)性能檢測中無法體現(xiàn)出斷口分離是否意味著鋼材厚度方向的薄弱或存在異常缺陷,所以建議在進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)時(shí)如果發(fā)生了斷口分離現(xiàn)象,應(yīng)當(dāng)進(jìn)一步進(jìn)行沿厚度方向的短試樣拉伸測試來作為輔助實(shí)驗(yàn),以此來判定鋼板厚度方向性能是