毕业设计（论文）400MPa超级钢疲劳性能的研究.doc

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1、1 前言1.1 选题背景 钢铁是人类赖以生存和发展的一类重要的工程材料，也是建设现代化社会必不可少的材料。纵观国内外以及未来，钢铁在21世纪乃至以后仍然是主要的工程材料。 钢铁材料在人类科技进步发展史中发挥着十分巨大的作用，目前钢铁工业从二十世纪七十年代的支柱产业已发展转变为满足经济发展的基础产业地位。随着航空、航天等高新技术的迅猛发展，钢铁材料特殊的经济战略地位更加日渐突出。它成本低廉、工艺成熟、可回收性好，符合可持续发展战略。即使是在人类科技文明高度发展的今天钢铁材料的作用仍然无法被其它材料所取代，所以人们对钢铁材料的研究始终抱有极大的热情，而目前这种热情似乎又有进一步的高涨。90年代末期

2、的调查结果表明，各用钢行业在新世纪都要求一些高难度的新品种。从日本开发超级钢开始，目前世界各主要钢铁生产国正朝着“高洁净、均匀化、超细晶”的技术方向来发展新一代钢铁材料。在可预见的将来，钢铁材料将继续是工程合金中最重要的成员，无疑它也将是世界上最普通但用途最广的制造材料。通过对世界钢铁工业发展历史的简单回顾，不难看到注重成本，保证质量，不断满足新的需求始终是钢铁工业发展的核心。中国目前是世界第一产钢大国，年钢产量达到3亿多吨，居世界第一位。我国是钢铁大国，但不是钢铁强国。所以“控制质量，调整结构，提高效益”是中国迈入新世纪初期钢铁工业的工作目标1。在目前世界经济全球一体化的潮流下以及我国加入W

3、TO 以后所面临的挑战与机遇，我们必须加强科技开发，努力降低成本，提高钢材的质量，使国产钢材在国际市场上更具竞争力，努力向钢铁强国迈进。中国钢铁强国的出现，其标志之一就是新一代钢铁材料的普及率。我国“八五”、“九五”及“973”等计划都把新型钢铁材料的研究列为其中重点攻关项目之一。以高洁净度、高均匀度、组织细小为主要特征的新一代高强度低合金钢就是在这样的大背景下开发研制的。目前已取得了令人振奋的阶段性成果，400MPa、800MPa、1500MPa级中、高强度以及超高强度原型钢相继问世。在这种形势下，我们迫切需要对这种新一代钢铁材料的物理化学冶金过程、显微组织结构以及各种力学性能进行全面、深入

4、、细致的认识与了解。据统计在各类机件破坏中，有8090是疲劳断裂，而且疲劳断裂多是在没有征兆的情况下突然发生的，所以危害性很大2。因此，如果一种钢铁材料不具备较高的疲劳寿命，那么它也很难变为汽车、轮船、桥梁等现代化设施为工业所应用，同样超级钢也不例外。通过超级钢的疲劳性能的研究，将有助于推进超级钢的开发和工业应用进程，并最终会推进国民经济的发展。超级钢是20世纪90年代末为更好地利用钢铁材料在使用性能上的优势，并进一步改进传统钢铁材料的一些不足，减少材料消耗，降低能耗而研制的新材料，其研究的最终目标是使钢铁的实用强度和寿命加倍。ANS400超级钢主要应用于工程结构用钢和汽车横梁等，在服役的过程

5、中往往承受着周期性的载荷作用，本论文的主要目的就是对该超级钢在恒应力幅控制下的疲劳性能进行测试，得到试验材料的裂纹扩展速率da/dN 与应力强度因子幅K的关系曲线、应力S与循环次数N的关系曲线以及材料的循环特性和疲劳源的特征等，从而为这种材料在以后的实际应用中提供技术依据。1.2 国内外钢铁材料的发展情况目前，国际上新一代钢铁材料的研究非常活跃，日本、韩国和欧洲多国均投巨资开展研究，并已取得了重大进展。我国新一代钢铁材料的研究起步虽然稍晚，但势头很好，前景可期。1.2.1 国内的研究现状及进展 我国于1998年启动了“新一代钢铁材料重大基础研究”的“973项目”。国家财政从1998年起5年内累

6、计投入25亿元用于该项目。该项目的最终目标是将占我国钢产量60%以上的碳素钢、低合金钢和合金结构钢等“三类”钢的强度和寿命提高一倍。如果采用新钢种取代三类钢中50 %的传统钢材，则每年可少用1500万吨钢，其直接经济效益达450亿元，间接经济效益更为显著，如可减少钢厂建设矿山的基建投资，减少资源损失和对生态环境的污染等。目前，我国超级钢的生产及推广应用取得了重要进展：实现系列超级钢的大批量工业生产；在各行各业中得到广泛应用。本年度我国累计生产并推广应用400MPa和500MPa超级钢超过25万吨。 400MPa超级钢热轧带钢首先在宝钢2050热连轧生产线上实现了工业生产。此外，本钢、鞍钢、珠钢

7、和武钢等厂家也分别实现了400MPa超级钢带钢的大批量生产，实现了节省合金元素、大幅度降低钢材成本的目标。总得来说，超级钢研究已经取得了重大进展，特别是东亚的日、韩两国，均完成了前半期的研究，并开始在现场轧机上轧出了超细晶粒钢。日本在实验室研究中，甚至用小规格试样获得了平均晶粒0.5m的超细晶。我国超级钢研究起步虽然稍晚，势头非常好。1.2.2 国外的研究现状及进展 在超级钢研究中，以日本、韩国、中国为代表的东亚居世界领先水平，研究和学术交流也最为活跃。在实际轧机上生产的超细晶粒钢分别达到3m、4m、5m。日本是对超级钢研究着手较早、成果比较显著的国家。日本国立金属材料技术研究所于1997开发

8、出强度相当于现有钢铁材料2倍的超级钢，用于道路、桥梁、高层建筑等基础设施建材的更新换代。截至2002年，该计划的第一期五年计划实施告一段落，基本达到预期目标。韩国于1997年开始了名叫“HIPER -21”的项目，主要研究开发800MPa级结构钢、600MPa级耐候钢和1500MPa级的螺栓钢，项目定于2007年完成。项目分为两个阶段，第一阶段是试制抗拉强度60kg/mm2的建筑用钢板和具有超级焊接强度的高氮钢板。这两种钢板的试验已于2001年6月底完成。为了获得高硬度，这种新材料采用低温轧制。这种工艺节省了能源，细化了材料内部晶粒尺寸，强度亦增强很多。由于新材料使用的合金元素很少，因此，焊接

9、时无需退火，缩短了制造周期，降低了成本。他们研制的超细晶粒钢的平均晶粒直径在钢板表面已达到23m，在钢板中心部位为5m。20032007年的第二期研究将在第一期取得成果的基础上，进行以下4 个方面的研究：(1)研究开发出新的超细晶粒钢的生产方式；(2)开发出新的超细晶粒钢生产方式的中间试验设备；(3)进行超细晶粒钢生产技术的鉴定；(4)开展在大型结构件中应用超细晶粒钢的研究等。在欧洲，从2000年起，作为一年期的EU项目，他们调查了1m晶粒钢的性能，并以评价其有效性为目的，进行了以大压下冷轧+退火为中心的研究。并且从2001年启动了时间为3年的以民间企业和大学为中心的ECSC(欧洲煤钢联盟)项

10、目，以钢的高强度化为主要着眼点，开展了微细结构控制技术的开发，项目成果的应用领域将涉及汽车、建筑、社会基础设施、管线等。其目标是研制出实用化的23m晶粒的钢，为此而开发了超高速冷却法，没有对整个生产工艺作大幅度变动，从热轧材料到生产过程、测控等各环节都在进行高效率的研究开发。钢的焊接性受到重视，正开展用冲孔栓接代替点焊的实验。从2002年到2007年开始新的ECSC2002项目，探索钢的高性能、耐久性、可循环使用性等。美国至今尚未见到有关超细晶粒钢的研究项目，但克林顿总统在2000年全美纳米技术研创大会上发表的讲话中说，开发10倍于钢铁的强度、而重量仅是其几分之一的材料，是一个伟大的挑战。其研

11、究开发动向也值得我们关注。1.3 超级钢的性能和特点九十年代后期，我国开始开发晶粒尺寸在微米级或亚微米级的超级钢。它通过特殊的冶炼和轧制方法得到，具有超洁净度、超均匀性和超细晶粒组织（晶粒尺寸在微米级或亚微米级），高强度和高韧性比常用钢材提高一倍。1 超洁净度超级钢要求超洁净度，其性能的提高最终是以钢材具有一定的洁净度为前提3，60 年代以来，二次冶金和精炼技术的发展使钢材的洁净度有了明显提高。真空冶金的发展，使杂质的极限含量达到很低的水平。高洁净度下，高纯铁呈现如同不锈钢一样的耐大气腐蚀性能，在长期海洋大气环境下，铁带仍呈光亮明镜表面。这说明钢的高洁净度将改变传统钢铁材料的许多性能。根据我国

12、超级钢材料的研究计划，所谓提高洁净度，是指减少S、P、N、H 和 O杂质组元的含量。但从焊接性考虑，C、Si、Mn元素对焊接接头的组织和性能亦有很大的影响。2 超均匀性超级钢的另一特征是超均匀性。现代钢铁材料生产流程已向高洁净化、快速、紧凑化、连续和热衔接化以及短流程化发展，这必然导致钢铁材料组织结构向远离平衡态发展。超级钢的研制目标之一就是保证消除宏观偏析，创造出高均质的钢铁材料。目前通过对钢铁材料凝固技术的研究，并采用电磁冶金新工艺，可以实现连铸坯中形成90%以上的等轴晶，从而得到组织成份均匀的钢铁材料。3 超细晶粒组织从目前金属材料领域来看，要想大幅度同时提高材料的强度和韧性，最好的方法

13、是细化晶粒。金属材料近几十年的演变，利用零维缺陷，一维缺陷和二维缺陷诸因素中，只有细化晶粒才能同时既提高材料的屈服抗力，又提高材料的韧性4。几十年工业界的努力，把钢的晶粒细化到2030m，而最细可达10m以下。但是另一方面，钢材的晶粒细化受到了工厂实际生产条件和产品尺寸的限制，而要使钢材晶粒超细化更要受到经济条件方面的限制。4 高强度和高韧性钢铁材料最重要的力学性能指标是屈服强度和冲击韧脆转折温度5。对于超级钢来说，提高其屈服强度，降低其冲击韧脆转折温度是研究和开发的重点。众所周知，钢材的强化取决于钢中晶体缺陷，主要是位错的密度、组态以及与此有关的运动的难易。而位错的这些特征，尤其是运动的难易

14、，又取决于该钢材具有的晶粒及亚晶粒尺寸、形态、第二相的性质、数量、分布特征等微观组织结构因素以及其间的相互作用。凡是使位错运动受到阻碍的因素，都导致钢的强化6。据此，钢铁材料的强化机制包括晶粒细化强化、沉淀强化、固溶强化和位错强化等。而韧性是指在外力作用下，材料从变形到断裂过程吸收能量的能力。细化晶粒是唯一能同时提高强度和韧性的方法。钢材的晶粒细化强化可以用 Hall-Petch 公式(1-1)来描述7： y=0+kyd-1/2 (1-1)式中y是屈服应力，0为内摩擦应力，ky为常数，d为晶粒直径晶粒细化降低冲击韧脆转折温度可由下式(1-2)描述8： T=T0-kd-1/2 (1-2)式中k和

15、T0是常数。细化晶粒对钢材的强度和韧性做出了很重要的贡献。目前，对于超级钢而言，细化晶粒是其追求的主要目标。1.4 超级钢的应用前景 超级钢作为新一代的钢铁材料，可用于汽车、道路、桥梁、高层建筑等许多方面。若将超级钢应用于汽车制造中， 9可有效地减轻车体重量，减少能源消耗和环境污染。截止到2002年11月，宝钢累计生产400MPa级超强钢5800，该产品分别被一汽、东风等汽车制造厂应用到冲压卡车底盘横梁、纵梁等数十种零件上，并获得了极大的成功。若将其应用到道路、桥梁、高层建筑等方面， 10不仅可以减轻零件的重量，还可以延长这些基础设施更新换代的时间，有效节约能源。此外，若将耐热钢用于火力发电，

16、可有效的提高发电效率，日本已经计划建设超临界压力发电厂，把转动涡轮的蒸汽温度提高到923，压力提高到35.5MPa。一旦建成这种发电厂，其发电效率就能从原有发电厂 (811，24.9MPa)的39.8 %提高到43%，既节约了煤炭等燃料的消耗，二氧化碳等污染物的排放量也能大幅度减少，可谓节能、环保一举两得。另外，超级钢在其他行业中也有广阔的应用前景。过去依靠添加微合金元素来改善性能的造船用钢、桥梁用钢、容器用钢等均可考虑通过细化晶粒来提高强度，改善韧性，保证性能，并可节省微合金元素，降低成本，增强产品的市场竞争能力。综上所述，超级钢不仅具有优异的性能 ，同时还符合节能和环保要求，因此 ，可以断

17、定 ，在不久的将来，超级钢必将得到广泛的应用。国内外对超细晶粒钥的研究仅限于在静态载荷下力学性能，对材料在交变载荷下的疲劳性能研究还没有报道，但是低合金高强度钢和CSP热轧高强度汽车板主要作为结构用钢在服投的过程中往往处于很复杂的应力状态下，据统计，在材料失效过程中80%以上属于疲劳破坏。所以，本论文对400MPa级低合金高强度钢的低周疲劳性能及其循环特性进行了深入的研究，通过低周疲劳试验得到了材料的疲劳寿命应变曲线及其数学模型。研究超细晶粒钢的低周疲劳性能具有很大的工程实际意义，为以后在实际应用中充分发挥材料潜力、提高材料工作参数、工程构件的有限寿命设计、保证材料服役时安全可靠性、采用先进设

18、计方法等方面，均具有很大的技术指导意义。1.5 金属疲劳的研究1.5.1 疲劳的定义及研究的意义：构件受交变载荷时，在远低于其屈服强度的条件下产生裂纹，直至失效的现象称为疲劳。如前所述，现代工业各领域中约有80%以上的结构破坏是由疲劳失效引起的。金属疲劳这一主要的失效形式也随之被人们发现并得到广泛深入的研究。金属的疲劳极限，成为人们广泛应用的设计指标，疲劳设计已成为结构可靠性的关键。对于疲劳破坏这一复杂现象，已经从材料学及力学两个方面分别进行了深入的研究。从力学方面，设计了专用的疲劳试验机，建立材料的 S-N曲线，并测定其疲劳极限，本论文就是从力学这一方面采用PLG-100高频疲劳试验机对40

19、0MPa的超级钢进行研究，以测定材料的da/dN-K关系曲线、S-N曲线，通过断口微观组织的观察和分析，确定裂纹成核机理。1.5.2 金属疲劳破坏的特点 在疲劳破坏的三个阶段中，疲劳裂纹源一般总是出现在应力最高的部位。如果结构是光滑完美的，那么就会大幅度提高结构的疲劳寿命，然而在实际的结构中各种缺陷是不可避免的，缺陷存在的地方就是最薄弱的环节，一般又是产生应力集中的地方，所以也往往是裂纹起源地。因此在实际工程中承受动载荷的结构，疲劳破坏是很常见的现象。金属的疲劳破坏有如下所述几个特点：1. 材料承受疲劳载荷断裂前并无明显的宏观塑性变形，断裂前没有明显的预兆，而是突然地破坏。即使一个在静载下有大

20、量塑性变形的塑性材料，在疲劳载荷下也显示出类似脆断的宏观特征。但是疲劳断裂和脆断不同，从宏观断口上可以看出疲劳裂纹缓慢扩展的过程，呈现贝壳状条痕，而从徽观的电子断口金相中可以看出疲劳裂纹尖端有明显的塑性变形以及裂纹每周扩展的距离。它常常有清楚的疲劳条纹而不呈现脆断时所特有的河流花样，舌状等结构11。2. 引起疲劳断裂的应力很低，常常低于静载时的屈服强度。这是因为疲劳破坏是从局部薄弱地区开始的，这些地方的应力集中很高，这可能是由于缺口、沟槽或零件的几何形状而造成的应力集中，或者是由于材料的内部缺陷而造成。疲劳裂纹在局部地区形成后，经过很多周次的循环，逐渐扩展到剩余下的截面不再能承受该负荷时便突然

21、断裂 。3. 疲劳破坏能清楚地显示出裂纹的发生、扩展和最后断裂三个组成部分。虽然其它加载方式如静载、冲击负荷引起的破坏，从断裂的物理过程来说，也有裂纹的萌生，发展，直至最后断裂，但在力学测试上尚存在一定困难12，或者虽然可以区分萌生与发展两个阶段，但不能定量地计算其对寿命的贡献，而现今的疲劳测试技术则已能揭示疲劳裂纹扩展的不同阶段。1.5.3 疲劳断口分析13 疲劳断口上一般包括三个部分：（1）裂纹源区：在循环加载下，由于物体的最高应力通常产生于表面或近表面区，该区存在的驻留滑移带、晶界和夹杂，发展成为严重的应力集中点并首先形成微观裂纹。此后，裂纹沿着与主应力约成45角的最大剪应力方向扩展，裂

22、纹长度大致在0.05毫米以内，发展成为宏观裂纹。（2）裂纹扩展区：裂纹基本上沿着与主应力垂直的方向扩展（3）瞬断区：当裂纹扩大到使物体残存截面不足以抵抗外载荷时，物体就会在某一次加载下突然断裂。如图1.1所示，疲劳源区通常面积很小，色泽光亮，是两个断裂面对磨造成的；疲劳裂纹扩展区通常比较平整，具有表征间隙加载、应力较大改变或裂纹扩展受阻等使裂纹扩展前沿相继位置的休止线或海滩花样；瞬断区则具有静载断口的形貌，表面呈现较粗糙的颗粒状。如果裂纹源处于表面，裂纹源一般产生在表面缺陷部位、应力集中部位和夹杂及第二相处；如果是在材料的内部产生，大多是产生于气孔，原有的微小裂纹及夹杂和第二相处。裂纹扩展区裂

23、纹源区瞬断区图1.1 超级钢板疲劳断口的三区1.5.4 疲劳裂纹萌生和发展的微观机理 (1) 疲劳裂纹的萌生 对宏观均匀的材料，一般疲劳裂纹总形成于表面，只有接触疲劳的显微裂纹起源于表面以下发生最大切应力的地方。疲劳裂纹在表面形核，可能有三种位置： 表面滑移带，即所谓驻留滑移带处； 在晶界或孪晶界处。对高应变幅，裂纹形核于晶界是很典型的，特别是在高温下； 在表面夹杂或第二相与基体的界面。在交变载荷下，材料发生塑性变形与在静载情况下有些不同，其形成的滑移带只在某些晶粒内出现，而不是均匀分布的。滑移带细而且密，经抛光后腐蚀，仍然保留原来的痕迹，如再循环一周两次，又可见到显现的滑移带仍位于原来的位置

24、。这称为驻留滑移带。它有以下特性14： 驻留滑移带是在一定的应力幅或者应变幅下形成的，当应变幅低于约10-5，驻留滑移带就不会形成； 驻留滑移带形成之后，整个材料的塑性变形大都集中于驻留滑移带内，造成材料的“软化”现象。这种情况和低碳钢的出现屈服平台的现象相类似。只有在更大的应力幅或应变幅时，例如当应变幅在约10-2时，才会继续呈现形变硬化； 驻留滑移带首先在表面形成，随着应变幅或循环周次的增加，逐渐向试样内部延伸，直到扩展到试样的整个体积； 驻留滑移带比周围的基体软，就像一个在较硬的基体中夹着软夹心的 “三明治”一样。电镜观察表明，驻留滑移带的位错结构是由一些刃位错组成位错墙，位错墙的位错密

25、度很高，而位错墙之间的地带，位错密度很低，那里可自由变形，变形几乎都聚集在这些地区，见图1.2。这样当表面驻留滑移带形成后，由于不可逆的反复变形，便在表面形成了挤出带或侵入沟。而侵入沟就像很尖锐的缺口，造成很高的应力集中，疲劳裂纹就在该处萌生。图1.2 驻留滑移带的位错结构McEvily和Machlin曾以LiF和NaCl单晶体作实验，发现在这类材料中很少看到侵入沟，也难以产生疲劳失效14，而在AgCl等晶体中却很容易看到典型的表面挤出带和侵入沟。疲劳裂纹的形成和交滑移的难易程度有关，容易交滑移的或层错能高的金属或单相合金，容易形成疲劳裂纹。(2) 疲劳裂纹的扩展151617当在表面形成显微裂

26、纹之后，裂纹形核阶段便告结束。裂纹传播分为两个阶段。第一阶段沿着最大切应力的滑移平面，和拉应力方向形成45o的方向发展，这时的裂纹在表面原有多处，但大多数显微裂纹较早地就停止扩展，呈非扩展裂纹。只有少数几个可延伸到几十个微米的长度（也就是约23个晶粒范围）。当长度再增加，裂纹便转向和拉应力方向相垂直，这就是裂纹扩展的第二阶段。在第二阶段通常只有一个裂纹扩展。如图1.3所示：裂纹从第一阶段转到第二阶段的早迟，决定于材料和应力幅两个因素。图1.3 疲劳裂纹扩展的两个阶段示意图在一般的材料中，第一阶段的长度都是很短的。但在一些高强度Ni基合金中，第一阶段可长达毫米的数量级，有时甚至只有第一阶段。应力

27、幅较低时，第一阶段便较长。虽然裂纹扩展第一阶段的长度甚短，但扩展速率却非常缓慢，所以在光滑试样中，第一阶段所消耗的循环周次可以占整个疲劳寿命的大部分。相反，在尖锐的试样中，第一阶段则小到可以忽略，整个的疲劳裂纹传播就是第二阶段。裂纹的第一阶段扩展是由切应力分量控制的，而第二阶段则由拉应力控制，第二阶段中可观察到疲劳条纹，这是裂纹扩展的直接证明。1.6 材料组织结构对疲劳的影响钢铁材料疲劳问题的研究可追溯到十九世纪上半叶18。从最初的表观性试验到探讨材料内部显微组织结构变化，材料疲劳与断裂的研究已经经历了几个阶段。目前，人们已经认识到在循环载荷作用下，金属多晶材料的许多晶粒内部会出现滑移带。这些

28、滑移带会在疲劳形变中继续变化，并导致形成裂纹，试样的突然破坏是由某条起主导作用的裂纹向前扩展造成的。现在，人们又发展了塑性应变造成损伤的理论，可以较好的定量描述裂纹扩展的速率。Ritchie在研究硅改进型AISI4340（300M）钢时发现疲劳门槛值和邻近门槛值的裂纹扩展速率受载荷的平均应力、材料的强度、晶粒尺寸和洁净度的影响，疲劳门槛值与钢的强度具有反向关系。研究表明，循环软化、原始奥氏体晶粒的粗化和控制晶界间杂质均可增加疲劳门槛附近的裂纹扩展阻力，然而，在裂纹的稳定扩展阶段，这些因素的作用刚好相反。Fukuoka 等人研究了SA508高强度钢（含碳0.25%）疲劳裂纹尖端塑性变形区的组织结

29、构，他们发现裂尖塑性区中位错胞的取向差对裂纹的扩展起着非常重要的作用，位错胞间的取向差随裂纹尖端强度因子的变化存在着一个基本固定的数，这个数是 4o5o，当取向差大于这个数时，裂纹将发生扩展，于是他们提出裂尖塑性区位错胞取向差大于4o是裂纹扩展的先决条件19。Komotor 等人研究了含碳为0.45的普通结构钢经超快速感应加热淬火表面强化后的疲劳性能，他们的研究表明，当硬化层较浅时，对于钢的107 疲劳强度改善不大，尽管此时表面残余压应力高达1000MPa。这是因为疲劳裂纹此时起源于硬化层里边的基体，即所说的内部断裂模式。当硬化层深度达到1.8mm时，疲劳强度有明显改善，这时疲劳裂纹起源于硬化

30、层内部的夹杂物20。Ranson发现在循环变形中，非金属夹杂物的延性与横向较低的疲劳性能有关，当通过真空重熔技术尽量除去非金属夹杂物以后，钢的横向疲劳性能接近纵向的水平。根据 Kiessling 的研究，钢中对疲劳性能最有害的夹杂物依次是Al2O3、SiO2和Ti，MnS的危害性最小，Al2O3夹杂是块状的硬、脆相，裂纹经常被观察到在它与基体的尖角边界处形核，而MnS夹杂可以很容易地变形，没有发现裂纹在它的界面处形成。Brooksbank 和 Andrens 的研究表明，由于夹杂物与基体的热膨胀系数不一样，材料内部将有内应力产生，根据它的热膨胀系数相对基体的大小，这些应力既可以是正的也可以互相

31、抵消而为零。硫化物一般不会产生内应力，而氧化物则可因膨胀引起应力。结构材料的疲劳寿命受夹杂物与基体结合面强度的影响。当夹杂物与基体的结合面强度较高时，夹杂物粒子将发生断裂，这会加速疲劳裂纹的扩展，从而缩短构件的使用寿命。如果结合面强度较弱，夹杂物与基体的分离将对裂尖起到的屏蔽作用，这将减小有效裂纹扩展驱动力，氧化物周围的体积膨胀所造成的应力能够导致夹杂物与基体结合面的强度增加，于是引起氧化物断裂从而促进了裂纹的扩展21 。D.VWilson22等人根据自己及别人的实验结果，把疲劳强度cf与晶粒尺寸的关系，整理成式1-5的形式，并认为图中的直线可用Hall-Petch关系来描述cf=i+kcd-

32、1/2(1-5)式中i是与晶粒尺寸无关的摩擦力；Kc是由晶粒尺寸决定的常数。由图1.4可以看出，曲线1（退火状态）的数据与Hall-Patch关系符合得很好。曲线3和曲线4（淬火时效态）在Kc变化不大的情况下，后者cf较前者高，这是由于弥散硬化应变时效的结果。横崛武夫23也曾经引用Hendns等人的证据，并指出Armco铁的晶粒尺寸的平方根和疲劳强度呈线形关系。图1.4 0.1%C钢室温拉-拉疲劳实验的Hall-Patch图1。2:退火，缓冷；3:6000C淬火；4:6000C淬火，890C时效；6:低于拉伸屈服；7:拉伸S.Oki，S.Ogawa等还指出，疲劳极限wo(MPa)和平均自由铁素

33、体路径或铁素体晶粒尺寸f之间的关系可以表示为：wo3.7*f=1.32104(1-6)的形式，且当马氏体的硬度在HV260-375的范围时，无论马氏体的硬度及体积比如何，此关系均适合。对于共析钢，疲劳强度与珠光体的片间距有关13： 珠光体组织的疲劳强度与其等温形成温度有关，等温形成温度越低，抗疲劳性 能越好，直到出现珠光体与贝氏体的棍合组织时才偏离疲劳极限与形成温度间的线性关系24； 粒状珠光体组织与等强度的片状珠光体组织相比较，具有更高的疲劳强度； 粒状珠光体组织的疲劳裂纹扩展速率低于层片状珠光体组织。上述讨论表明了晶粒细化对高周疲劳强度的有利影响。其影响程度取决于材料及基体的晶体结构、试样

34、尺寸和应力集中因素。当存在应力集中时，晶粒度对疲劳强度的影响要减弱，但是细晶粒仍然表现出较高的疲劳强度。晶粒度对疲劳强度的显著影响，最主要的也许是由于晶界的作用，正如Manson所指出的，在一定意义上，晶界可能被视为裂纹的阻止者。如果已有一些裂纹，则细小晶粒意味着更多的裂纹阻止者和更短的裂纹长度。此外，细晶粒也意味着材料的整个加工工艺过程都是良好的，为材料具有更高的疲劳性能准备条件。1.7 本文主要的研究内容本文针对400MPa的超级钢，利用PLG-100高频疲劳实验机和FTM100液压伺服型振动式疲劳实验机，主要研究内容如下： 通过疲劳裂纹扩展实验，确定裂纹扩展速率； 利用PLG-100高频

35、疲劳实验机，通过恒应力幅疲劳试验得出ANS400的da/dN -K关系曲线 ，并确定出da/dN与K关系方程中的C和m值； 利用FTM100液压伺服型振动式疲劳实验机 ，通过实验，绘出ANS400钢的S-N曲线，并得出ANS400钢的疲劳强度； 对疲劳断口的微观组织进行分析，确定裂纹产生的机理。2 400MPa超级钢裂纹扩展速率本论文依据GB6398-2000金属材料疲劳裂纹扩展速率试验方法25，对400MPa的超级钢的疲劳裂纹扩展速率进行了测定，并确定了da/dN与K的关系曲线及二者关系方程中的C和m值。2.1 试验材料及设备2.1.1 试验材料试验用料为400MPa超级钢。试验钢的化学成分

36、如表2.1所示。 表2.1 试验用钢化学成分 （wt%）CSiMnPSANS400钢0.120.111.180.0110.006试验钢的金相组织见图2.1，ANS400钢的显微组织为铁素体+珠光体，晶粒平均直径为78m。 图2.1 ANS400金相组织疲劳试验的试样是按照国标GB/T 6398-2000的标准加工而成，经过铣削、精车和精磨后，再用抛光的方法进行工作部分表面的精加工，最后再通过线切割加工进行切口的制备。 (1) 试样形状 按照GB/T6398-2000的规定，本论文选取标准SE(B)试样做为试验试样，标准SE(B)试样如图2.2所示，跨距S取4W。 图2.2 疲劳试验试样规格(2

37、) 试样尺寸(1)试样厚度B：试样厚度的范围为: 0.2WBW；(2)试样宽度W：SE(B)试样的最小宽度W的选择是根据规定非比例拉长应力以及预期的最大应力强度因子的极限值KmaxL和比值a/w的极限值获得。(3) 试样切口(1)切口长度：SE(B)试样的切口长度an大于0.1W，小于或等于0.15W；(2)切口制备：试样切口可通过铣切、线切割和其他方法加工而成。图2.3给出了各种不同的切口几何形状。为便于预制出合格的疲劳裂纹，本试验在热处理后进行线切割加工，切口根部曲率半径小于或等于0.08mm（在预制出合格的疲劳裂纹的前提下曲率半径可以稍大一些）；铣切的人字形切口及其他加工的切口形状其根部

38、曲率半径小于或等于0.25mm。按照如上所述试验过程，本实验得出的试件尺寸及预制裂纹如表2.2所示：表2.2 试件各部分尺寸厚度B/mm宽度W/mm切口长度/mm切口曲率半径/mm预制裂纹长度/mm8303.750.062(4) 试样的残余应力试样不可避免的会存在残余应力，它有可能引起疲劳裂纹扩展速率的变化。通过选择合适的试样形状和尺寸及合理的试样加工与热处理工艺等，使残余应力对疲劳裂纹扩展速率的影响减至最小。(5) 试样的厚度效应疲劳裂纹扩展速率并非总是与试样的几何形状无关，试样厚度的变化对疲劳裂纹扩展速率的影响有可能增大、减小或者保持不变，因此，对试样的厚度效应应当引起注意。(6) 裂纹的

39、闭合效应 裂纹闭合是指循环的卸力过程中裂纹面接触并且力通过裂纹而传递的一种现象，因此裂纹闭合提供了解释长裂纹与小裂纹不同的扩展行为的依据，它是通过有效应力强度因子范围来表征的。 图2.3 切口详图及最小疲劳预裂纹长度的要求图2.4给出了试验用缺口试件图，如下所示： 图2.4 缺口试样2.1.2 试验设备试验允许在不同类型的拉压疲劳试验机上进行，但是必须满足： 试验机的加力系统应有良好的同轴度，使试样受力对称分布； 按照GB/T16825在静态下检验力值，最大允许误差为1%；按照JJG556在动态下检验力值最大允许误差为3%；本试验采用PLG-100高频疲劳试验机，如图2.5所示。试验机频率为8

40、0250HZ。本文的疲劳试验采用80HZ的频率，加载方式为单向脉动负荷的加载方式，应力比R=0.05；试验环境为标准大气压，温度为室温。图2.5 PLG-100高频疲劳试验机2.1.3 加力装置三点弯曲加力装置按照图2.2的要求，加力线和支撑线的圆柱直径取W/8，跨距S取4W，圆柱与试样的接触应设计得使摩擦减至最小。本实验试件的加力装置图如图2.6所示。 图2.6 SE(B)试样加力装置2.2 试验过程2.2.1 试样制备按照GB/T 6398-2000的标准，预制疲劳裂纹的加力要求及裂纹长度要求如下： 1) 预制疲劳裂纹的加力要求： 预制疲劳裂纹时应使最大力Pmax的误差控制在5%以内； 预

41、制疲劳裂纹最后一级的最大力值不得超过开始记录实验数据时的最大值； 为减少预制疲劳裂纹所用时间，可以先用比试验最大力值较高的力产生疲劳裂纹，但是必须把较高的力分级降到试验最大力值，每级下降率不得大于20%。2) 预制疲劳裂纹长度的要求： 在前后表面上从切口顶端到疲劳裂纹尖端测量裂纹长度。测量准确到0.1mm或0.002W中较大者；所测各个裂纹长度均应大于0.1B和切口宽度h，但不得小于1mm； 若前后表面裂纹长度测量值之差超过0.25B，则预制裂纹无效。在本次试验中，预制裂纹的最大力Pmax选取9.5kN，略大于试验用最大力8 kN，并且分三级将预制裂纹的最大力降至试验最大力值，即8 kN。依照

42、国标的标准，试验用试样预制裂纹的长度取2mm。2.2.2 裂纹扩展速率试验 (1) 基本理论 疲劳裂纹扩展速率指构件应力循环一次疲劳裂纹开裂的长度，它反映了构件疲劳性能的好坏，扩展速率高，疲劳寿命就短，疲劳性能差。反之，疲劳寿命就长，疲劳性能就好。疲劳裂纹扩展速率用da/dN表示，它是裂纹尖端应力强度因子范围K的函数。da/dN与K的关系在坐标图上是一条反S型曲线。如图2.7所示。 图2.7 da/dN-K关系曲线 这条da/dN-K曲线可以划分为三个区域：区、区和区。区为低速率区。这个阶段的裂纹扩展往往是不连续的，材料的微结构、平均应力及环境因素对扩展速率的影响较大。区域中da/dN-K 曲

43、线较陡，存在着一个应力强度因子幅度的门槛值Kth ，当K Kth 时，裂纹将不发生扩展。在空气介质中满足平面应变条件的情况下，当da/dN =10-810-7mm/cycle 时，即认为其K 值接近于Kth 。区为中速扩展区。此时裂纹扩展速率一般在10-510-2mm/cycle 的范围内。大量实验研究表明，在这个区域内da/dN与K 的关系在双对数坐标上呈线性关系。此区的裂纹扩展速率可以用著名的 Paris 公式表示：da/dN= C(K)m （3-1）式中，K 应力强度因子范围，K = Kmax Kmin ；C、m 由试验确定的材料常数，m 为直线部分的斜率。含裂纹工程构件疲劳寿命估算中最

44、有用的就是区域的da/dN-K关系和区域中的门槛值Kth 。对于区域的裂纹扩展速率已经进行了十分广泛的研究，有比较成熟的标准试验方法。区是高速率区。因为裂纹扩展速率很高，因此区的裂纹扩展寿命很短，在计算分析疲劳裂纹扩展寿命时可以将其忽略。这一区域主要是断裂韧性 KIC或KC控制。(2) 试验基本情况 本试验是在PLG-100高频试验机上进行的。试验前将试样表面打磨光，然后从切口顶端开始画出间距为1mm的刻度线，以便确定预制的疲劳裂纹长度和记录裂纹扩展性能。在试验过程中逐一记录裂纹长度ai及相应的载荷循环次数Ni，其中裂纹长度ai采用10倍放大镜监测，载荷循环次数Ni由试验机自动显示。当裂纹扩展

45、到（0.6-0.7）W时停止试验。试验时应力比为R=0.05，最大载荷为8kN，最小载荷为0.4KN，加载频率为80-85HZ。将裂纹长度a与循环数N的记录值随时标在坐标纸上。试件在高频疲劳试验机上经过疲劳试验后的试样如图2.7所示。 图2.7 疲劳试验后的试样2.2.3 试验结果将试验过程中记录下的各组裂纹扩展长度a和对应的循环次数N在坐标纸上画出a-N 曲线，把a作为纵坐标，循环次数N作为横坐标得到一条曲线，如图2.8所示： 图2.8 a-N曲线按实验数据，采用曲线拟和的方法，首先将a-N 曲线进行一次拟合，拟合后的曲线图如图2.9中虚线所示。 图2.9 a-N拟合曲线 利用软件Origin7.0可以得到a-N曲线的拟合方程。a = A1*exp(-N/t1) + a0 （3-2）其中a0=5.558 A1=0.0801t1=-47.5628 将式（3-2）对循环次数N求导，得到da/dN的方程da/dN = -A1*exp(-N/t1)/ t1，计算出（da/dN）i。如