断裂机理（通用6篇）
断裂机理 篇1
1 钢丝绳的断裂机理
在使用过程中, 钢丝绳的受力状况是很复杂的。如在吊装时, 钢丝绳同时承受五种力的作用:1) 由吊装重物引起的拉应力;2) 因钢丝绳缠绕在卷筒和滑轮上引起的弯曲应力;3) 因钢丝绳与卷筒和滑轮相对滑动引起的磨擦力;4) 起吊开始和停止时, 因加载和卸载产生振动而引起的冲击力;5) 由重物振动而引起的钢丝绳钢丝间的挤压力。这五种力共同叠加作用于钢丝绳上, 使钢丝绳磨损和疲劳。当磨损和疲劳超过钢丝绳的磨损极限或疲劳强度极限值时, 就使钢丝绳断裂。
另外, 钢丝绳处于露天环境, 易受腐蚀气体、灰尘和雨、雪侵蚀, 若不注意防护, 将使钢丝绳锈蚀, 大大降低了承载能力, 作业中更易断裂。
减少上述五种力的作用和锈蚀的影响, 是制定防止钢丝绳断裂技术措施的出发点。
2 防止钢丝绳断裂的措施
2.1 正确选择钢丝绳型号
钢丝绳的型号较多, 不同型号的钢丝绳有不同的用途, 若选型错误将会导致钢丝绳过早断裂。但是, 不少施工单位对此认识不足, 没有按起重要求选择合适型号的钢丝绳, 结果酿成了断绳事故。现将按起重要求正确选择钢丝绳的要点阐述如下。
按钢丝绳的捻制方向分, 钢丝绳可分为交互捻 (钢丝绳钢丝捻的方向和绳股捻的方向相反) 、同向捻 (钢丝绳中钢丝捻的方向和绳股捻的方向一致) 、多层股 (由两层及两层以上的绳股组成, 其相邻层股的捻向相反) 三种。
同向捻钢丝绳比较柔软, 表面比较平整, 它和卷筒及卷筒的接触面比较大, 因此较耐磨, 但易松散和产生扭结卷曲, 吊装时易旋转, 所以不宜作吊装用绳;交互捻钢丝绳较硬, 强度较高, 吊重物时不易扭结和旋转, 适宜作吊装用绳;多层股钢丝绳又称为不旋转钢丝绳, 尤宜用作吊车用绳。
2.2 防止乱绳
国产的吊车, 卷扬机上多无排绳装置致使钢丝绳在卷筒上缠绕时不整齐, 特别是未按钢丝绳的捻向和卷筒转向正确缠绳时, 极易产生乱绳 (钢丝绳跳槽) , 加速了钢丝绳的磨损并增大了起重阻力, 甚至会引起钢丝绳撞击卷筒筒边, 使钢丝绳断裂或卷筒边破裂, 造成吊装事故。
为了防止乱绳发生, 可采取如下措施。
1) 钢丝绳缠绕在卷筒上时, 要根据钢丝绳是右捻还是左捻, 卷筒是正转还是反转采用不同的缠绕方法, 如用右捻钢丝绳上卷 (从卷筒上面放出钢丝绳的是上卷, 从卷筒下面放出钢丝绳的是下卷) , 钢丝绳一端固定在卷筒左边, 由左向右卷;用右捻钢丝绳下卷, 钢丝绳一端固定在卷筒右边, 由右向左卷;用左捻钢丝绳上卷, 钢丝绳一端固定在卷筒右边, 从右向左卷;用左捻钢丝绳下卷, 一端固定在卷筒左边, 由左向右卷。采用上述缠绕方法的好处是:在吊装时钢丝绳的拉力放松时, 已缠在卷筒上的钢丝绳仍会互相紧靠在一起, 成为平整的一层。这是因为钢丝绳拉力放松时, 绳股会稍微扭转回来一些, 而使绳圈互相靠拢, 不易乱绳, 否则, 每次拉力停止时, 已缠绕好的钢丝绳会自行散开, 当卷筒再旋转, 就会使钢丝互相错叠, 产生乱绳。
2) 除正确缠绳外, 还可在卷筒上加装排绳装置, 如双向螺杆导向装置或用拨叉自动拨向的多层卷绕排绳装置。
2.3 合理选择滑轮
用提升架、桅杆吊、斜坡卷扬等起重机具提升重物时, 钢丝绳除在卷筒上缠绕外, 还与导向、游动滑轮相接触, 承受由此而产生的弯曲应力和磨损, 合理地选择滑轮直径和材质, 可以减少钢丝绳所承受的弯曲应力和磨损, 防止钢丝绳断裂。
钢丝绳与滑轮接触, 其承受弯曲应力值δ弯的大小, 与滑轮直径有关, 其关系式为:
式中:β——钢丝绳结构系数, 当采用6×19+1型时, β≈0.78;
E——钢丝绳弹性模数, E=196000MPa;
δ——钢丝绳丝径, mm;
D——滑轮直径, mm。
当δ弯等于钢丝抗拉极限强度的10%, 可以获得最佳使用寿命。将此值代入 (1) 式可得滑轮最佳直径。另外, 滑轮槽最佳直径应比钢丝绳直径大1~2.5mm。
在施工中, 还必须严禁使用边缘破损的滑轮。因为这类滑轮极易磨断钢丝绳。另外, 导向滑轮还应栓牢, 否则会使吊装重物晃动坠落, 造成振动过大断绳。
2.4 防止误操作
在施工工地, 因无证操作人员或有证操作人员误操作造成的断绳事故屡见不鲜。如某工地, 一塔吊司机请假, 无操作证的班长自行操作, 因未经正规培训, 按错按扭, 造成过卷, 将钢丝绳拉断, 塔吊倒塌。所以, 坚持有证作业和严禁违章作业是保证钢丝绳不发生事故性断裂的根本措施之一。
2.5 严禁超载
老式起重机无负荷限制器等防超载警报装置。所以在吊装中, 常因为估算重物重量偏小或因斜吊引起超载而发生断绳, 特别是使用残旧或锈蚀严重的钢丝绳时更易断裂。
为防止超载断绳, 应对无负荷限制器的起重机械进行改善性修理, 加装负荷限制器等防超载警报装置。但是, 应当指出, 并非装了上述装置就万事大吉, 若对警报装置不按期进行维修检查, 则装置会失灵, 超载也不报警, 则更容易发生事故。对无超载警报装置的起重机具, 应注意观察钢丝绳表面状况, 若发现绳股间有大量的油挤出来, 则表明钢丝绳负荷已相当大, 应立即停止作业, 校核负荷, 若已超载, 应减载或换绳。
2.6 避免钢丝绳带电
当移动吊车吊臂与电线相碰或塔吊拖曳电缆被拉断, 电缆断头与塔身金属构件或铁轨相碰, 均会使吊车金属构件及钢丝绳带电, 若钢丝绳又与附近的金属结构物相碰, 则会产生火花放电而烧断钢丝绳。
为避免钢丝绳带电, 可采取下列措施。
1) 严禁移动式吊车在电线禁区作业。如当输电线电压为380V时, 起重机吊杆最高点与电线之间的垂直距离不少于1m, 水平距离不少于1.5m, 两种距离要求必须同时满足。若因吊装现场条件限制, 无法满足上述距离要求, 则应设法让输电线路停电, 以确保吊装时安全作业。
2) 在塔吊轨道上应设置挡板 (或挡车器) , 防止塔吊行驶超电缆长度而拉断电缆。
3) 在塔吊电源箱安设漏电保护器, 一旦塔吊金属构件带电会自动切断电源。
2.7 保证润滑
试验证明, 涂敷润滑脂的钢丝绳的耐疲劳强度比未涂润滑脂的钢丝绳的耐疲劳强度高2倍以上。因为涂油的钢丝绳在其表面和缝隙中能保持一层油膜, 防止潮气及腐蚀性介质的侵蚀, 可以降低钢丝绳位移时热摩擦的影响, 减少钢丝绳与卷筒、滑轮、托辊接触时的摩擦损耗。现场使用证实, 卷扬机用钢丝绳, 按期加涂润滑油后, 钢丝绳使用寿命延长一倍以上。
2.8 防止冲击
起重作业中, 重物的冲击荷载往往比正常负荷大2~6倍, 使钢丝绳断裂。
在吊装时, 防止钢丝绳冲击的办法如下。
1) 吊装摸板、钢筋、钢管等散件时, 要捆扎牢固才起吊, 以防吊装中散脱而引起大的冲击。
2) 起重较重的物件时, 当载物离地10~15cm后应暂停片刻, 确认安全后再吹哨起吊, 提升中要匀速上升, 禁止突然变速, 以防产生冲击。
3) 绑扎重物时, 必须先确定重物的重心, 把吊索绑在与重物重心成一铅垂线的地方, 否则, 重物起吊后要发生转动, 极易扭断钢丝绳。
3 结束语
总之, 钢丝绳在港口起重机械、建筑升降机、电梯等方面被广泛使用, 在生产中由其引发的事故也不少。作为使用管理者, 必须了解其结构及作用, 做到选型正确, 了解其断裂机理, 加强防范, 正确使用以减少事故发生。本文是在实践基础上对钢丝绳断裂机理、防范措施、正确选型及使用的浅析, 具有一定的参考意义。
断裂机理 篇2
关键词：扁平接链环,输送
1矿用扁平接链环发展背景
自二十世纪初期英国出现矿用刮板输送机始,矿用接链环作为圆环链之间的连接传输介质在煤矿生产中使用。如今,矿用接链环被广泛应用在刮板输送机、转载机、刨煤机、滚筒采煤机牵引链等多种煤矿设备中,在煤炭运输工作中起着举足轻重的作用。
为适应机械化大生产的需要,矿用接链环由最初的Φ10、Φ14、Φ18,发展到现在的Φ38、Φ42、Φ48等超大规格高强度扁平接链环。接链环材质由普通钢材转变为有特殊功用的优质合金钢。通过开发不同形式的接链环,满足矿用设备中链条不同布置形式的要求,提高产品的可靠性和使用周期。
我国的矿用接链环生产工艺是随着我国煤矿综采机械化及矿用设备国产化的发展而发展的。自上个世纪70年代,我国引进国外先进的生产工艺及设备,逐步开始生产国产化。经过近半个世纪的发展,我国的矿用接链环生产及工艺水平已接近国际先进水平。
针对使用方式及对接链环强度、使用寿命等要求的不同,接链环的形式及加工工艺一直在发展改进,目前为止已形成如图1所示的生产工艺流程。
未来矿用接链环将朝着更高耐磨性、更合理延展性、更高使用寿命、更易储存和更高抗腐蚀性方向发展,同时,特种接链环的加工工艺将得到更好的发展,以适应不同工作环境要求,更好地服务于采矿事业。
2矿用扁平接链环技术要求
矿用扁平接链环的工作原理是通过安装使圆环链的首尾相互连接,在电机等动力源的驱动下,带动刮板克服摩擦阻力及重力,实现输送载荷的目的。工作过程中,接链环要克服摩擦阻力,承受静载荷和动载荷。
为实现矿用扁平接链环承载能力大、耐磨性强、冲击韧性好、疲劳寿命长等功能要求,不同规格的接链环需要满足一定的机械性能要求,具体见表1。
3接链环断裂主要表现形式
针对不同的链条配备,需要使用不同的专用接链环,目前常见的接链环有齿形接链环和锁型接链环(立式接链环),如图2、图3。齿形接链环可以水平、垂直安装使用,锁型接链环(立式接链环)只可垂直安装使用。
1断齿:此种断环形式主要发生在齿形接链环。具体表现在接链环从齿根处产生断裂(如图4)。
2弯曲变形:此种断环形式主要发生在锁型接链环(立式接链环)。表现在接链环受力向外侧弯曲变形(如图5)。
4接链环断环机理分析
4.1齿形接链环断齿原因分析
1接链环制造缺陷。齿形接链环是将链条钢锻造成毛坯,机加工弧齿后,再经热处理、预拉伸等工艺成形。在加工弧齿时,若齿根处圆弧过渡较小或者过渡尖锐,那么在热处理淬火过程中容易产生应力集中,如不采取任何释放应力的有效措施,在应力集中点便会产生微裂纹,随着应力的不断释放,裂纹扩展延伸,此时,当接链环受到相对较小的负荷时,就会发生断裂。一般这种制造缺陷会导致接链环在投入使用早期发生断齿现象。
2弹性销安装不到位。齿形接链环在井下使用时,若弹性销安装不到位,会造成定位销脱落,此时若没有及时发现并更换,会导致接链环断裂。
正常情况下,接链环两半环安装在一起,靠定位销固定,应是配合紧密的。如果弹性销安装不到位,就起不了定位、固定作用。工作时,受外力作用,定位销松动甚至脱落。此时,随设备高速运转的接链环,不能保证其两半接链环在紧密配合的情况下正常工作,久之两半接链环弧齿与弧齿之间产生明显的错位、间隙,致使两半环配合过松,弧齿与弧齿之间便会发生碰撞与冲击,强度明显下降,最终导致弧齿断裂。
在安装时,弹性销靠专用冲销冲入足够深度,保证冲入的弹性销将定位销内部钢珠完全顶出,使弹簧被钢珠撑开,卡在接链环定位销孔的沟槽内,才能起到固定作用(如图6)。
3磨损严重。当齿形接链环垂直安装使用时,其与输送机中板相接触的一侧,在运行过程中持续磨损。当达到一定磨损量的时候,接链环齿根与接链环背侧之间的厚度被磨的过薄(如图7)。据不完全统计,磨损严重时厚度仅为4mm,这种情况下,接链环强度很低,继续使用很容易发生断裂,应立即更换。一般这种情况多发生在使用后期。
4.2锁型(立式)接链环断裂原因分析
(1)接链环设计制造缺陷。
与齿形接链环相同,锁型接链环也需经过锻造、机加工、热处理、预拉伸等制造工序。加工时,若两半环相“扣合”的部位强度不够或者过渡尖锐,导致接链环使用时不能承受较大的拉伸载荷,致使接链环从薄弱点断裂,最终结果是两半环向外侧弯曲变形。
2接链环两半环未配对安装。
接链环在出厂前都需经过拉伸处理,达到拉伸负荷并且不断裂的接链环才能满足出厂使用要求。每个接链环经拉伸校正后,其两半环配合紧密。若在安装使用的过程中,任意交换组件,导致两半环配合不佳,影响接链环整体强度,使用时便容易发生断裂。
3弹性销未按要求安装、使用。
与齿形接链环不同,锁型接链环没有定位销,其弹性销直接安装在接链环上(如图8),两半环靠弹性销锁紧,不同规格的接链环配套使用的弹性销其长短也不相同。实际井下使用时,往往由于弹性销规格、长度分辨不清,存在弹性销未按配套使用要求随意安装的现象,弹性销过长影响接链环正常使用,过短又起不到锁紧作用。这是导致接链环发生断裂的又一原因。
另外,实际生产中,有时需要接链环重复拆装,作为锁紧用的弹性销,在每次拆卸完接链环再组装时,需要重新更换。因为一经使用的弹性销,已经发生了变形,若再次使用,容易发生脱落,接链环失去锁紧作用,最终导致断裂。
4.3其它断裂原因
使用过程中由于链条张紧力过小,导致链条过松或出现堆链、刮卡、堵塞等情况,也会造成接链环过早损坏断裂。另外,接链环在暴晒、雨水浸泡等恶劣条件下存储以及在腐蚀情况比较严重的工矿下使用,会造成接链环的应力腐蚀性断裂。
5防范措施
1产品的加工和成形工艺复杂程度,以及工艺技术的改进及工艺参数的优化对于产品的制造精度和质量稳定性有决定性作用。接链环毛坯锻造时,往往出现锻造白点、内部裂纹和残余缩孔、严重偏折等质量缺陷。为消除缺陷,尽可能使用足够能力的锻压设备,保证锻件内部充分锻透。另外,接链环毛坯非加工表面上的缺陷要清理干净并圆滑过渡,防止在热处理阶段产生应力集中,使接链环过早断裂。
2为进一步改善材料的机械性能,消除接链环毛坯锻造过程所产生的内应力,可采取适当的正火工艺,同时起到细化晶粒、均匀组织、改善钢毛坯的切削加工性能等作用。接链环在出厂前表面可进行抛光、防腐等处理,提高产品的耐腐蚀性能。
3安装铺设时,刮板间距严格按照操作使用说明书要求安装,运行过程中,随时检查刮板链能否顺利通过链轮,确保配合正常。输送机在运输过程中应尽量避免别卡,否则会出现因受力过大导致接链环断裂。若刮板机在运转过程中存在速度不均匀现象,应及时检查、排除,避免接链环发生疲劳性断裂。
4定期检查接链环磨损和损坏情况,随时检查接链环弹性销是否发生断裂或脱落,及时更换、安装,确保销子安装到位并处于锁紧状态。另外,弹性销必须和接链环按规格大小配套使用,接链环弹性销根据规格不同其长度是不一样的,不同规格之间不能互换,过长或过短的弹性销装入接链环会影响其正常使用。并且,新安装接链环时通常需要装配一个新销子。
6结语
矿用扁平接链环作为连接两条圆环链的装置,可以方便、快速的进行拆装。井下使用时,要定期检查接链环的使用情况,出现问题,根据实际分析查找原因,采取合理、有效的措施,保证生产的安全、可靠、高效运行。
参考文献
[1]邓文英,郭晓鹏.金属工艺学[M].高等教育出版社.
[2]刘鸿文.材料力学Ⅰ[M].第四版,高等教育出版社.
断裂机理 篇3
镁合金具有密度小、比强度高、比刚度高等优异性能。 但其强度不高,高温性能较差,大大限制了其应用。由于稀土元素与镁的原子半径相差在±15%范围内,在镁中有较大固溶度,具有良好的固溶强化、沉淀强化作用,因此稀土镁合金可以有效地改善镁合金的组织和微观结构、提高镁合金室温及高温力学性能、增强镁合金耐蚀性和耐热性等;稀土元素原子扩散能力差,对提高镁合金再结晶温度和减缓再结晶过程有显著作用［１，２］。因此在镁合金领域开发出一系列含稀土的镁合金,使它们具有高强、耐热、耐蚀等性能,有效地拓展镁合金的应用领域［３］。
本工作以Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.4Zr稀土镁合金为研究对象,研究其高温拉伸下的力学曲线,观察显微组织,分析稀土镁合金的断裂机制。
1实验
本实验研究的是镁合金的拉伸断裂机理,实验选取的变形温度为350℃、400℃;应变速率为2mm/min;把试样装在DDL50电子万能试验机上,设定加载速率,使它受到缓慢增加的拉力,计算机控制系统自动采集力传感器的拉力F信号和位移传感器的S信号,拉伸断裂之后再用JSM-6700F场发射扫描电子显微镜扫描断口进行分析。
实验材料采用64mm×13mm×2mm(长×宽×高)的3种不同形状的片状镁合金Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.4Zr试样, 其成分如表1所示。试样的形状如图1所示。
2结果与分析
2.1稀土镁合金拉伸变形行为
稀土元素可以细化、强化镁的特性。加入稀土后,镁合金的优良特性得以保留,并且获得了耐热强度高、蠕变性能好等一系列良好性能,应用市场日趋广阔。在镁合金中添加稀土元素,可以很大程度上提高镁合金室温和高温的力学性能,尤其是在强度方面,效果更显著。将稀土元素加入镁合金熔体具有除氢、除铁、除氧、除硫、除夹杂物的效果,进而改善合金组织状态,提高力学性能。同时,稀土元素可以减小镁合金的凝固区间,降低产生显微疏松和热裂纹的可能性［４］。在Mg-Y二元合金系中添加Zn、Nd、Gd和Zr等元素能大幅度提高合金中析出相的体积分数,提高稀土镁合金的力学性能。Zn的添加对Mg-Gd-Y-Zr合金性能会产生影响, Zn的添加虽然降低了合金在铸态下的强度,但是添加0.3%~1% Zn(原子分数)的合金经过轧制后强度和延伸率都有明显的上升。
由图2可知,3种不同试样断裂前所受应力状态不同,因此其断裂前表现的塑性也不同。随着角度的增加,载荷-位移曲线越来越低,最高载荷逐渐减小,试样中心的三轴应力度逐渐减小而断裂应变增大。温度相同时,0°的试样真实应力低,塑性较好。有角度的试样塑性较差,这是由于有角度的试样容易产生应力集中,应力集中达到屈服强度时产生塑性变形,改变了有角度试样前方的应力状态,使得试样的屈服应力比单向拉伸时要高,即产生所谓的缺口“强化”现象,故在整体上表现出没有0°试样真应力低。0°试样的应变值可达到较高的值,有角度的试样其值较低,这是由于角度的存在,应变发生了变化,促使微孔的形核长大和聚合的速度加快,尤其是微孔横向长大速度加快,造成试样提前发生断裂。
同一试样,随着温度的升高,塑性增强,材料的拉力降低。这主要是由于随着温度的升高,发生了回复和再结晶。 回复能使变形金属稍许得到软化,再结晶则能完全消除变形金属的加工硬化,使金属和合金塑性显著提高,实际应力显著降低;温度升高,临界切应力降低,滑移系增加,因为温度升高,原子的动能增大,原子间的结合力变弱,使临界切应力降低,同时,在高温时还可能出现新的滑移系;新的塑性变形方式的发生,当温度升高时,原子热振动加剧,晶格中的原子处于不稳定的状态［５］。当温度较高时晶界的强度比晶粒本身下降得快,不仅减少了晶界对晶内变形的阻碍作用,而且晶界本身也易于发生滑动变形。另外,由于高温时原子的扩散作用加强,在塑性变形过程中出现的晶界在很大程度上得到消除。这一切使金属和合金在高温下有良好的塑性和低的实际应力。
2.2拉伸宏观断口分析
拉伸断裂后的宏观断口如图3(左350 ℃,右400 ℃)所示,从断口的外形上看,0°试样的断口上呈灰色纤维状,断口均比较粗糙,而45°和90°的试样断口比较光滑,主要是因为0°试样的断裂是正应力产生的,而45°和90°试样的断裂主要是由于剪应力产生的。90°试样的断口呈明显的人字形。350 ℃与400 ℃的断口比较,其断面较平整些。
2.3微观断口分析
对镁合金来说,细晶强化是一种非常重要的提升力学性能的方式。细晶强化的基本机理是通过减小镁合金的晶粒尺寸,增加镁合金单位体积内的晶界面积,增大滑移的难度, 使得应力更加集中,激活更多的滑移系,让镁合金的变形更加均匀,从而提升强度和韧性。镁合金中添加少量稀土,能够使晶粒细小、熔体净化、第二相性质与形貌改变,提升合金的性能。同时,稀土还能够弱化镁合金在变形加工时产生的织构,减少各向异性,从而提高其成形性能。由于Y元素可以减少固液界面张力、形核能、临界形核半径,而这些都对形核以及组织细化有益［６］,因此加入Y后通过形成细晶强化和第二相强化,有效改善了合金的力学性能。此外,在Mg-Zn- Zr系ZK60变形镁合金中添加Y和Nd,通过热轧及热处理, 发现其对铸态合金组织均起到细化作用,大幅提升合金的室温断裂强度。
根据金属完全断裂前的总变形量(宏观变形量)断裂可分为两大类:脆性断裂和延性断裂。多晶金属的断裂,依断裂路径的走向,可分为穿晶断裂和晶间断裂,穿晶断裂又可分为解理和剪切。
镁合金在室温和高温下拉伸断裂处均没有明显的劲缩现象。以AZ80镁合金为例,室温下,镁合金的断口由粗糙的小颗粒组成,并呈现出许多短而弯曲的撕裂棱,撕裂棱两边由大小不一的解理台阶构成,在断口上有二次裂纹,呈较强的沿晶脆性断裂。温度升高时,断口分布着众多深浅不一的韧窝,表明在断裂失效前发生了较大的塑性变形,断口形貌为具有一定塑性变形的解理特征［７］。
稀土镁合金在室温下的拉伸断口表现出脆性断裂的特征,整个断口在宏观上看来十分平整,在扫描电镜下广泛分布着片状的花样,没有见到韧窝的存在。当温度提高后,合金表现出韧脆混合断裂的特征,从宏观上来看断口表面参差不齐,在扫描电镜下可以在断口的局部观察到浅而小的韧窝分布［８］。随着温度的升高,合金进入多系滑移阶段,基面、棱柱面和锥面的滑移系都能启动,合金的断裂机制为微孔聚集型断裂;当温度达到350 ℃以上时,由于动态再结晶的发生, 细小晶粒能非常容易地进行晶界滑移变形,合金的断裂机制为沿晶剪切断裂［９］。
如图4(a)和(b)所示,0°试样在350 ℃和400 ℃时,断口均有明显的韧窝,为韧性断裂。在400 ℃时,韧窝增多,而且韧窝较深。因此0°试样的裂纹产生及扩展都是在正应力作用下完成的,正应力较大。如图5(a)和(b)所示,45°试样在温度为350 ℃ 和400 ℃ 时断口有大量的韧窝,且呈半椭圆型,而图5(b)的韧窝数量较多。45°试样拉伸中既有正应力也有剪切应力,与0°试样产生的裂纹的方式不同,45°试样的裂纹是在剪应力作用下产生,而在正应力作用下扩展的,其断裂方式是由剪切应力诱导的韧性断裂［１０］。图5(a)中有明显的撕裂棱,断裂机制是混合型断裂。如图6(a)和6(b)所示,90°试样在350 ℃ 和400 ℃的断裂形貌均是比较平整光滑的区域组成,断口上几乎没有韧窝,拉伸试样中的剪应力很大,所以90°试样裂纹的产生及扩展是在剪应力作用下完成的,断裂方式为剪切断裂,断口形貌呈河流状,断裂机制为解理断裂。
同一温度下,不同形状作比较,可以看出试样角度越大, 断裂由韧性断裂逐渐变成解理断裂,这是由于试样角度增大时,最小截面上三轴应力度不同,从而使得试样中的正应力与剪切力比例发生变化,三轴应力度越小,剪应力的比例越大。在350 ℃下0°试样的断裂为韧性断裂,45°和90°试样的断裂均为剪切断裂。
不同温度下,可以看出0°试样在400 ℃时塑性较好,45° 试样在350 ℃时韧窝数量较少,当温度升高到400 ℃时,韧窝数量增加。由此可知,在不同温度下,断裂机制也不同,在400 ℃时,原子热运动的能量增加,使晶间滑移机构、非晶结构、溶解沉淀机构都发挥了作用,在温度升高过程中发生了消除硬化的再结晶软化过程,还可能出现新的滑移系,滑移系的增加意味着塑性变形能力的增加。
3结论
(1)同一试样在不同温度下的塑性不同。温度越高,材料的塑性越好。0°试样在350 ℃和400 ℃时,断口均有明显的韧窝。而在400 ℃时,韧窝增多,而且韧窝较深。
(2)随着试样角度的增加,载荷-位移曲线越来越低,最高载荷逐渐减小,断裂位移越来越大。温度相同时,0°试样的真实应力低,塑性较好,而45°和90°试样的塑性较差。0°试样的应变值可达到较高的值,45°和90°试样其值较低,这是由于角度的存在,应变发生了变化,促使微孔的形核长大和聚合的速度加快,尤其是微孔横向长大速度加快,造成试样提前发生断裂。
断裂机理 篇4
1 实验设备和方法
按照常规的合金熔炼、球化处理和孕育处理工艺制备镍含量(质量分数,下同)分别为0.0%,0.5%,0.7%和0.9%的U形球墨铸铁试块,并使用OBLF-QSN 750电火花直读光谱仪和CS-8800C高频红外碳硫分析仪检测球墨铸铁的化学成分。球墨铸铁试块的化学成分如表1所示。可知,镍含量分别为0.00%,0.46%,0.66%和0.88%,与设计成分基本一致,其他主要元素含量在铁素体基球墨铸铁的成分控制范围内。
使用SRJX-4-13箱式电阻炉对铸态球墨铸铁进行常规两步退火热处理,以消除磷共晶及多余珠光体,获得石墨球均匀分布在铁素体基体上的显微组织;采用WDW-3100微机控制电子万能试验机,HBRV-187.5布洛维硬度计和JBW-300型示波冲击试验机分别对铸态和退火态球墨铸铁的室温拉伸性能、布氏硬度和不同温度下V型缺口夏比冲击性能进行测试;并使用VK-9710型激光共聚焦显微镜和JSM-7001F场发射扫描电子显微镜观察球墨铸铁的显微金相组织及冲击断口形貌。
2 结果与分析
2.1 微观组织
图1为不同镍含量球墨铸铁铸态金相显微组织。可以看出,白色的铁素体基体上弥散分布着深灰色石墨球和黑色珠光体。当镍含量从0.0%增加到0.9%,珠光体含量逐渐增加。与含镍0.0%,0.5%的球墨铸铁相比,镍含量为0.7%时石墨球细小且圆整度较好,数量较多,并且铁素体晶粒变小;当镍含量继续升高,石墨球化率和均匀性下降。研究表明,不同碳当量将导致球墨铸铁中石墨球数量及大小的差异[8,9]。本工作中4种球墨铸铁的碳当量大致相当,分别为4.266%(0.0%Ni试样),4.277%(0.5%Ni试样),4.288%(0.7%Ni试样)和4.319%(0.9%Ni试样)。镍降低奥氏体转变温度,延迟球墨铸铁中奥氏体向铁素体的转变,促使珠光体析出量增加并提高珠光体的稳定性[8,9,10,11,12]。添加镍元素可能间接抑制石墨球和铁素体的形成,导致不同成分球墨铸铁显微组织的差异,而且过量的镍导致碳当量偏离最佳值。因此,镍的微量变化可能改变铸态球铁的微观组织如石墨球大小形态等,对力学性能产生直接影响[13]。
图2为不同镍含量球墨铸铁退火态的金相显微组织。相比于铸态,珠光体含量大幅降低,而残余珠光体的含量随镍含量升高而明显增加。同时,当镍含量达到0.9%时,石墨球的球化率和均匀度下降,并且可观察到锲形等畸形石墨的存在。而长条状、具有尖锐棱角的残余珠光体以及形状不规则的石墨球可能对球铁的力学性能造成不利影响。与无镍球铁相比,含镍球铁中铁素体晶粒变小。
(a)0.0%Ni;(b)0.5%Ni;(c)0.7%Ni;(d)0.9%Ni(a)0.0%Ni;(b)0.5%Ni;(c)0.7%Ni;(d)0.9%Ni
2.2 力学性能
表2中列出了不同镍含量球墨铸铁的室温力学性能。由表2可见,随着镍含量的增加,铸态和退火态球铁的布氏硬度HB分别从含0.0%Ni的148和140增加至含0.9%Ni的168和144,抗拉强度分别由从含0.0%Ni的418.5MPa(铸态),380.2MPa(退火态)增加到含0.9%Ni时的453.1MPa(铸态),391.1MPa(退火态),屈服强度由含0.0%Ni的226.3MPa(铸态),234.5MPa(退火态)先增加到含0.7%Ni时的245.5MPa(铸态),255.5MPa(退火态)再降低到含0.9%Ni时的230.5MPa(铸态)和251.9MPa(退火态)。除含0.9%Ni铸态样品伸长率稍低(15.7%)外,其余伸长率均大于18.0%,退火态试样的伸长率均大于20.0%。
球墨铸铁宏观力学性能受到显微组织如珠光体含量和石墨球形态的影响[5]。相对铁素体而言,珠光体硬而脆,其含量越高,材料的硬度和强度越高,而韧性和伸长率降低。含0.7%Ni退火态试样中铁素体晶粒和石墨球细小,球化率和大小均匀性良好,屈服强度和伸长率最高。
图3是不同镍含量铸态和退火态球墨铸铁的冲击功-温度曲线。可见,冲击功随着测试温度降低而下降,而退火态球铁的冲击功明显优于铸态样品。含镍退火态球铁的低温冲击性能优于无镍球铁。无镍球铁具有明显的冲击断裂温度敏感性,当实验温度从-40℃下降到-70℃时,冲击功从13.21J骤降为6.98J。而含镍球铁在-30～-80℃温度区间内具有优异的冲击性能,特别是0.7%Ni退火态球墨铸铁,-70℃下的冲击功仍高于12J。退火态球墨铸铁的基体组织为铁素体,基体晶粒尺寸和石墨球大小形态影响了球墨铸铁低温冲击性能。
图4为含镍0.7%退火态试样冲击载荷-位移曲线。V型缺口试样在-60℃下受到冲击时(曲线a),进入弹性变形阶段,冲击载荷随位移呈类线性变化;随后发生微量的塑性变形并屈服,载荷达到最大值约16kN,然后载荷逐渐下降,意味着裂纹萌生并开始扩展,直至断裂发生;V型缺口试样在-80℃下承受冲击时(曲线b),首先进入弹性变形阶段,冲击载荷随位移呈类线性变化,达到最大值约11kN后逐渐下降,裂纹萌生并开始扩展直至断裂,下降段曲线未观察到曲线a中的塑性变形段。参照GB/T 19748-2005[14](钢材夏比V型缺口摆锤冲击试验 仪器化试验方法),含镍0.7%退火态试样-60℃时冲击载荷-位移曲线为典型的韧性断裂曲线,而-80℃下断裂形式可能仍保留着部分韧性特征。
2.3 SEM断口形貌
对于无镍退火态球墨铸铁,-40℃下宏观冲击断口形貌凹凸不平,材料在断裂前产生明显的塑性变形,对应较高的冲击功;而-50℃下宏观断口表面平整,说明在断裂前未产生明显塑性变形,对应较低的冲击功。
图5为无镍和含镍0.7%退火态球墨铸铁冲击断口扫描电镜照片。如图5(a)所示,无镍试样-40℃下的冲击断口由大量韧窝和少量河流花样组成,部分区域韧窝大而深,虽然从断口中看出有少量区域属于准解理断裂,但主要还是呈现出韧性断裂的特征。图5(b)是无镍试样-50℃下冲击断口形貌。可知,冲击断口由大量河流花样组成,解理裂纹沿着一定的结晶面穿过相邻的晶粒,与低碳钢的脆性断裂[15]相似。由于这些晶粒间倾斜角度大多较小,相邻晶粒的解理面位向差小,呈近连续状,所以断口较为平齐,仅有少量的韧窝。
图5(c),(d)为含镍0.7%退火态试样-60℃和-80℃时的断口形貌,可以看出其与无镍试样-40℃和-50℃时的断口形貌相似,但含镍0.7%试样在更低的实验温度下韧窝数量更多且更细小,意味着断裂过程裂纹萌生和扩展阻力变大,对应着较高的冲击功。
图6为含镍0.7%退火态试样-60℃和-80℃冲击断口石墨球邻近微区形貌。图6(a)为-60℃时冲击断口石墨球微区形貌。可以看出,石墨球与孔洞壁间有较大的空隙,但仍有部分黏着;石墨球上表面不圆整呈山尖状且整体变形较大,这可能是由于裂纹扩展过程中的塑性撕裂行为所致。由图6(b)可知,-80℃下石墨球与孔洞壁间间隙较小,周围也没有明显的撕裂拉扯痕迹,说明裂纹萌生和扩展过程中阻力较小,很快发生脆性断裂。结合冲击载荷-位移曲线的分析结果,含镍0.7%退火态球铁冲击试样在-60℃下发生韧性断裂,而在-80℃下表现出明显的脆性断裂特征,由此推断其韧脆转变温度低于-60℃。
为进一步研究镍元素对低温断裂机理的影响,对含镍0.7%退火态试样进行了线扫描成分分析,如图7所示。镍元素在球墨铸铁基体中均匀分布,通过固溶强化提高位错运动和增殖的阻力,导致材料的强韧性升高,这也解释了镍含量从0.0%增加到0.7%其屈服强度呈升高趋势的原因。金属的塑性变形是通过晶体内位错运动和位错增殖来实现的[16]。在低温下原子获得能量几率变低,在位错塞积前的弹性能就不易通过相邻晶粒位错运动的激活而松弛。添加镍元素细化了基体中铁素体晶粒,易被激活的位错数量增多,弹性能更易发生松弛。然而,当镍含量达到0.9%时,过多的镍元素固溶于基体中产生晶格畸变,位错运动和增殖较难发生,弹性能不易发生松弛;同时,过多镍恶化残余珠光体形貌及石墨球形态,导致低温冲击性能的降低。
3 结论
(1)镍含量影响球墨铸铁金相组织,珠光体数量随着镍含量升高而增加;过多镍导致残余珠光体形貌及石墨球大小形态的恶化和低温冲击韧性的降低。
(2)适量镍可以对基体产生晶粒细化的有利效果,提高基体的强韧性;采用合适的热处理工艺进一步提高合金的低温冲击性能。
断裂机理 篇5
本工作主要对FGH96高温合金在550,720℃下的低周疲劳断口和组织结构进行分析,利用宏、微观相结合的研究方法,探讨新一代粉末高温合金FGH96的高温低周疲劳行为的内在本质和规律,以期较全面地了解该合金的高温低周疲劳行为,不仅为其工程应用奠定基础,也为该种材料的安全使用提供技术支持[3,4,5]。
1 实验方法
实验所用试样是从FGH96热等静压(Hot Isostatic Pressing,HIP)涡轮盘上切取的,高温低周疲劳实验选用EHF-EA10型电液伺服疲劳试验机,采用控制轴向应变,总应变幅范围为±0.4%～±0.8%,应变比R=-1,实验温度为550,720℃,实验波形为三角波,加载频率为0.333Hz。
将试样断口清洗后在FEI QUANTA600型扫描电子显微镜上对高温低周疲劳的典型断口进行系统的观察,并且利用软件测量断口疲劳扩展区域面积。对一些断裂试样在距离断口表面大约1mm处用线切割机沿与加载轴垂直的方向切取厚度约为0.2mm的薄片,然后用砂纸手工研磨至20μm左右,用离子减薄法对样品进行最终减薄,在JEOL200CX型透射电镜上进行位错结构观察。
2 实验结果与讨论
2.1 疲劳断口分析
分别对合金在550,720℃下的低周疲劳断口进行了扫描电镜分析。从疲劳断口的低倍形貌来看,该合金断口有明显的三个特征区域即疲劳源区、疲劳裂纹扩展区和瞬断区(图1)。两温度下断口起伏均较大,疲劳源区和扩展区断面较平坦,光滑,颜色呈现高温色(550℃时断口呈现蓝色,720℃时断口呈现浅蓝色);瞬断区较粗糙呈纤维状,暗灰色,其中,瞬断区所占断口面积的比例最大。
在550,720℃下合金断裂均为沿周边起源的多源断裂,源区未见明显的冶金缺陷,断裂起源于试样表面的加工缺陷,与较低应变幅比较,在较高应变幅下,试样裂纹源的个数增多即所受应力增大,呈明显的沿周边起源特征,裂纹扩展区面积较小。在裂纹源及其附近区域为明显的穿晶解理特征,疲劳裂纹早期扩展方式均为穿晶型,与实验温度和应变幅无关。
合金疲劳断口裂纹扩展区的放大形貌见图2,可见明显的疲劳条带特征和二次裂纹。其中, 550℃时,在疲劳裂纹扩展区可见到非常清晰的疲劳条带,同时也可发现疲劳条带与穿晶二次裂纹相平行;在720℃时,疲劳条带表面明显覆盖有氧化皮,同时发现沿着合金晶界出现了一些细小的二次裂纹,但从整个断口扩展区形貌来看,沿晶断裂特征并不明显。
大量研究表明,循环塑性变形、蠕变和环境是影响材料高温低周疲劳寿命的最重要的三个因素[6,7,8]。由于合金在较高温度下的疲劳寿命较低(图3),并且合金在本实验条件下蠕变损伤并不明显,可以认为FGH96合金在较高温度下具有较低的疲劳寿命是与氧化损伤和材料的塑性变形密切相关,氧化会降低合金的疲劳寿命是因为它加快了穿晶型裂纹萌生和扩展的速率。
从图3可以看出,在较低应变幅下,合金的疲劳寿命较长,也就是说它在高温下滞留的时间更长,而氧化损伤又是与时间和温度相关的过程,因而在较低的应变幅下合金的疲劳寿命随温度的升高而降低,在此阶段,温度对合金的疲劳寿命起主导作用;同一温度下,较低应变幅在高温下滞留时间较长,也就是说它的氧化损伤效应更明显,但疲劳寿命却比高应变幅的长,这是与合金的循环塑性变形有关。
合金的瞬断区形貌见图4,瞬断区均呈穿晶解理特征,有明显的解理面、解理台阶、二次裂纹和浅韧窝。合金瞬断区的形貌主要与实验温度有关,与应变幅的关系较小。
2.2 位错结构观察
高温低周疲劳变形过程中所发生的组织结构变化是决定合金的循环塑性变形行为乃至断裂行为的重要因素。因此,对FGH96合金在同一温度不同应变幅下疲劳变形后的位错结构进行了透射电镜分析。图5为该合金在720℃,应变幅为0.4%和0.7%时材料内部的微观结构,可见,应变幅为0.4%时,合金中位错密度较低,位错集中分布在无序相γ基体通道中;应变幅为0.7%时,合金中位错密度较高,位错以位错线形式存在,也形成位错扭结和小的无序位错环,此时位错易于发生交滑移甚至是攀移运动而形成波浪状,这些波浪状位错均匀分散于合金中。
可见,合金中位错密度在较高的应变幅下比在较低的应变幅下高得多;在较高的应变幅下,位错发生了交滑移甚至攀移运动,此时位错间以及位错与第二相之间的交互作用都会对位错运动产生强烈的阻碍作用,导致局部应力集中,降低了合金的疲劳寿命。
2.3 疲劳扩展区面积与疲劳寿命的关系
对于大多数工程疲劳断裂,疲劳扩展区的面积可以用疲劳扩展临界裂纹长度ac来表征,代表着构件失稳破坏的开始[9]。
因为undefined
式中:KIC为材料抵抗裂纹失稳扩展的能力;Y为几何形状因子;σc为临界应力。将式(1)两边取对数,得
undefined
由于σundefinedNf=常数[10]
对两边取对数则有lgΔσc∝ -lgNf (3)
因此,lgNf∝ lgac (4)
可见,疲劳扩展临界裂纹长度ac对数与疲劳寿命对数成正比关系即疲劳扩展区面积S与疲劳寿命Nf也成正比关系。因此,可以利用疲劳扩展区面积对数与疲劳寿命对数成正比关系,通过测量疲劳扩展区面积来推测材料的疲劳寿命。
本实验分别选取合金在550℃和720℃下不同应变幅的典型断口进行扩展区面积的测量,图6为lgNf与lgS的关系,根据线形拟合,得到
lgNf=4.645lgS+1.911 r=0.992 (550℃) (5)
lgNf=3.318lgS+1.582 r=0.994 (720℃) (6)
可见,lgNf与lgS成线性正比关系,相关系数分别为0.992和0.994,与理论推导相符,因此,对于该合金可以尝试根据扩展区面积来推算疲劳寿命。从图6还可以发现,在相同寿命下,温度越高,扩展区面积越大;在同一温度下,疲劳寿命越小,扩展区面积越小。
3 结论
(1)FGH96合金的疲劳断口由源区、扩展区和瞬断区三部分组成,瞬断区的面积最大,裂纹沿周边起源,应变幅越高,裂纹源的个数越多,断口特征主要以穿晶解理为主。
(2)FGH96合金在较高温度下具有较低的疲劳寿命是与氧化损伤和材料的塑性变形密切相关;应变幅较小时温度对合金疲劳寿命起主导作用是因为应变幅较小时它在高温下经历的时间更长,氧化损伤的效应更明显;同一温度下,合金在较高应变幅下具有较低的疲劳寿命是与合金的循环塑性变形密切相关。
(3)FGH96合金的位错密度在较高的应变幅下比在较低的应变幅下高得多,在较高应变幅下,位错发生了交滑移甚至是攀移运动。
(4)FGH96合金的疲劳断口扩展区面积与疲劳寿命存在线性对数关系。
摘要：研究了FGH96镍基高温合金在550,720℃条件下应变控制的高温低周疲劳断裂机理。结合断口宏微观观察和位错组织结构观察,探讨了FGH96合金疲劳行为的微观机理,并建立了扩展区面积和疲劳寿命的定量关系,结果表明:FGH96合金的断裂特征以穿晶解理为主;合金在较高温度下具有较低的疲劳寿命是与氧化损伤和合金的塑性变形密切相关;应变幅较小时(<0.6%左右),温度对合金的疲劳寿命起主导作用,氧化损伤效应明显;位错密度在较高的应变幅下比在较低的应变幅下高得多,较高应变幅下,位错发生了交滑移甚至是攀移运动;合金的疲劳断口扩展区面积与疲劳寿命存在线性对数关系。
关键词：镍基高温合金,粉末冶金,高温低周疲劳,微观机理,断口定量分析
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断裂机理 篇6
1 实验部分
1.1 实验原料
3Y-Zr O2 (密度5.88g/cm3, 粒径 0.8 μm, 焦作百利联公司) ;Al2O3 (密度5.88g/cm3, 粒径 0.5μm, 淄博制酸研究所) ;Mg O (分析纯, 国药市售) ;Ce O2 (分析纯, 国药市售) ;Ti O2 (分析纯, 国药市售) ;聚乙烯醇缩丁醛 (航空级, 国药市售) ;无水乙醇 (分析纯, 沈阳试剂二厂) 。
1.2 设备仪器
超声波震荡仪 (上海科导超声仪器有限公司制造, SK2200H型) ;行星球磨机 (南京教学仪器设备有限公司, QM-2SP20 型) ;粉末压片机 (天津教学仪器厂制造) ;高温烧结炉 (郑州威达高温设备有限公司, GW-2A型) ;扫描电镜 (日本日立公司制造, S-3400 型) ;能谱仪 (日本日立公司制造, EDAX-1 型) 。
1.3 制备工艺
用超声波震荡仪对纳米氧化铝粉进行分散。将所有粉料按一定比例加入配制好的聚乙烯醇缩丁醛/ 无水乙醇混合溶液中, 搅拌12 h后, 置于真空干燥箱内烘干。用行星球磨机对干燥后的粉料进行球磨 (150 r/min ;4 h) 并过80 目筛。用粉末压片机将粉料压成 Φ40 mm×8 mm的圆片形坯体 (40 MPa ;15 s) 。在高温烧结炉中进行无压烧结, 升温速率为2 ℃ /min, 温度波动范围 ±2 ℃, 烧结温度1600 ℃, 保温90 min后随炉冷却。
1.4 显微组织检测及能谱分析
用金刚石切片机把样品切成5 mm×5 mm×5 mm的待检试样, 放入装有无水乙醇溶液的烧杯, 用超声波清洗机将试样清洗干净, 再用风筒将其吹干。试样表面经喷金处理后用扫描电镜观察其显微组织结构。同时利用能谱分析仪对试样进行元素分析。
2 实验结果与分析
2.1 Zr O2颗粒在基体中的分布
图1 (a) 为试样的显微组织形貌。从图中我们可以发现, 纳米复相陶瓷基体比较致密, 只有少量由于塑化剂排出而留下的微小孔洞。对显微组织进一步放大观察后我们可以发现, 一些近似球形的颗粒均匀分布在基体晶界处, 其尺寸约为1μm (如图1 (b) 所示) 。
通过对球形颗粒 (如图2 所示) 及基体 (如图3 所示) 进行能谱分析后可知, 球形颗粒区出现了明显的Zr元素富集现象。由于成分中Zr元素的引入只有Zr O2这一种方式, 并且在16002℃无压条件下 Zr O不能发生反应和分解, 所以可以推断出此球形颗粒为Zr O2颗粒。
2.2 Zr O2颗粒的断裂增韧
对断口处的显微形貌 (如图4 所示) 观察后可以发现, 基体呈现层状撕裂形貌。由此可以推断, 裂纹在此处传导时将发生偏转, 这是典型的韧性断裂模式, 断裂所需能量较大。以上现象说明, 基体晶界处的Zr O2颗粒对基体起到了强韧化作用, 基体开裂所需能量增大。
通过对基体晶界处的Zr O2颗粒进行进一步观察后可以发现, 一些Zr O2颗粒完全从基体上剥落下来, 在基体晶粒上还保留了一个相坑 (如图5 (a) 所示) ;一些Zr O2颗粒大部分剥落, 剩余小部分残留在基体相坑中, 其断口表面比较平滑 (如图5 (a) 所示) ;还有一些Zr O2颗粒残留部分断口表面具有方向一致的沟槽, 凸凹不平 (如图5 (b) 所示) 。此为Zr O2颗粒断裂增韧的三种主要方式:颗粒剥落, 颗粒折断, 颗粒撕裂。Zr O2颗粒剥落的主要原因是Zr O2颗粒嵌入两侧基体中的体积大小不等。当Zr O2颗粒受到外加应力载荷时, 嵌入基体较少的一侧与基体分离, 即Zr O2颗粒整体拔出, 在基体上留下一个圆形相坑。由于裂纹从Zr O2颗粒与基体的界面穿过, 即沿晶断裂模式, 消耗能量较低, 对断裂增韧贡献较小。折断的Zr O2颗粒断口较平滑, 而撕裂的Zr O2颗粒断口具有方向一致的沟槽, 凸凹不平。由于裂纹从Zr O2颗粒内部穿过, 即穿晶断裂模式, 消耗能量较高, 需要有更大的载荷作用于球形Zr O2颗粒, 对断裂增韧的贡献较大。
3 结论
(1) 在Zr O2/Al2O3陶瓷中, Zr O2形成球形颗粒分布在基体晶界处, 并对基体起到了强韧化作用, 基体断裂过程中所需能量增加。