畢業(yè)設計（論文）400MPa超級鋼疲勞性能的研究

1、1 前言1.1 選題背景 鋼鐵是人類賴以生存和發(fā)展的一類重要的工程材料，也是建設現(xiàn)代化社會必不可少的材料?？v觀國內外以及未來，鋼鐵在21世紀乃至以后仍然是主要的工程材料。 鋼鐵材料在人類科技進步發(fā)展史中發(fā)揮著十分巨大的作用，目前鋼鐵工業(yè)從二十世紀七十年代的支柱產(chǎn)業(yè)已發(fā)展轉變?yōu)闈M足經(jīng)濟發(fā)展的基礎產(chǎn)業(yè)地位。隨著航空、航天等高新技術的迅猛發(fā)展，鋼鐵材料特殊的經(jīng)濟戰(zhàn)略地位更加日漸突出。它成本低廉、工藝成熟、可回收性好，符合可持續(xù)發(fā)展戰(zhàn)略。即使是在人類科技文明高度發(fā)展的今天鋼鐵材料的作用仍然無法被其它材料所取代，所以人們對鋼鐵材料的研究始終抱有極大的熱情，而目前這種熱情似乎又有進一步的高漲。90年代末期

2、的調查結果表明，各用鋼行業(yè)在新世紀都要求一些高難度的新品種。從日本開發(fā)超級鋼開始，目前世界各主要鋼鐵生產(chǎn)國正朝著“高潔凈、均勻化、超細晶”的技術方向來發(fā)展新一代鋼鐵材料。在可預見的將來，鋼鐵材料將繼續(xù)是工程合金中最重要的成員，無疑它也將是世界上最普通但用途最廣的制造材料。通過對世界鋼鐵工業(yè)發(fā)展歷史的簡單回顧，不難看到注重成本，保證質量，不斷滿足新的需求始終是鋼鐵工業(yè)發(fā)展的核心。中國目前是世界第一產(chǎn)鋼大國，年鋼產(chǎn)量達到3億多噸，居世界第一位。我國是鋼鐵大國，但不是鋼鐵強國。所以“控制質量，調整結構，提高效益”是中國邁入新世紀初期鋼鐵工業(yè)的工作目標1。在目前世界經(jīng)濟全球一體化的潮流下以及我國加入w

3、to 以后所面臨的挑戰(zhàn)與機遇，我們必須加強科技開發(fā)，努力降低成本，提高鋼材的質量，使國產(chǎn)鋼材在國際市場上更具競爭力，努力向鋼鐵強國邁進。中國鋼鐵強國的出現(xiàn)，其標志之一就是新一代鋼鐵材料的普及率。我國“八五”、“九五”及“973”等計劃都把新型鋼鐵材料的研究列為其中重點攻關項目之一。以高潔凈度、高均勻度、組織細小為主要特征的新一代高強度低合金鋼就是在這樣的大背景下開發(fā)研制的。目前已取得了令人振奮的階段性成果，400mpa、800mpa、1500mpa級中、高強度以及超高強度原型鋼相繼問世。在這種形勢下，我們迫切需要對這種新一代鋼鐵材料的物理化學冶金過程、顯微組織結構以及各種力學性能進行全面、深入

4、、細致的認識與了解。據(jù)統(tǒng)計在各類機件破壞中，有8090是疲勞斷裂，而且疲勞斷裂多是在沒有征兆的情況下突然發(fā)生的，所以危害性很大2。因此，如果一種鋼鐵材料不具備較高的疲勞壽命，那么它也很難變?yōu)槠?、輪船、橋梁等現(xiàn)代化設施為工業(yè)所應用，同樣超級鋼也不例外。通過超級鋼的疲勞性能的研究，將有助于推進超級鋼的開發(fā)和工業(yè)應用進程，并最終會推進國民經(jīng)濟的發(fā)展。超級鋼是20世紀90年代末為更好地利用鋼鐵材料在使用性能上的優(yōu)勢，并進一步改進傳統(tǒng)鋼鐵材料的一些不足，減少材料消耗，降低能耗而研制的新材料，其研究的最終目標是使鋼鐵的實用強度和壽命加倍。ans400超級鋼主要應用于工程結構用鋼和汽車橫梁等，在服役的過程

5、中往往承受著周期性的載荷作用，本論文的主要目的就是對該超級鋼在恒應力幅控制下的疲勞性能進行測試，得到試驗材料的裂紋擴展速率da/dn 與應力強度因子幅k的關系曲線、應力s與循環(huán)次數(shù)n的關系曲線以及材料的循環(huán)特性和疲勞源的特征等，從而為這種材料在以后的實際應用中提供技術依據(jù)。1.2 國內外鋼鐵材料的發(fā)展情況目前，國際上新一代鋼鐵材料的研究非?；钴S，日本、韓國和歐洲多國均投巨資開展研究，并已取得了重大進展。我國新一代鋼鐵材料的研究起步雖然稍晚，但勢頭很好，前景可期。1.2.1 國內的研究現(xiàn)狀及進展 我國于1998年啟動了“新一代鋼鐵材料重大基礎研究”的“973項目”。國家財政從1998年起5年內累

6、計投入25億元用于該項目。該項目的最終目標是將占我國鋼產(chǎn)量60%以上的碳素鋼、低合金鋼和合金結構鋼等“三類”鋼的強度和壽命提高一倍。如果采用新鋼種取代三類鋼中50 %的傳統(tǒng)鋼材，則每年可少用1500萬噸鋼，其直接經(jīng)濟效益達450億元，間接經(jīng)濟效益更為顯著，如可減少鋼廠建設礦山的基建投資，減少資源損失和對生態(tài)環(huán)境的污染等。目前，我國超級鋼的生產(chǎn)及推廣應用取得了重要進展：實現(xiàn)系列超級鋼的大批量工業(yè)生產(chǎn)；在各行各業(yè)中得到廣泛應用。本年度我國累計生產(chǎn)并推廣應用400mpa和500mpa超級鋼超過25萬噸。 400mpa超級鋼熱軋帶鋼首先在寶鋼2050熱連軋生產(chǎn)線上實現(xiàn)了工業(yè)生產(chǎn)。此外，本鋼、鞍鋼、珠鋼

7、和武鋼等廠家也分別實現(xiàn)了400mpa超級鋼帶鋼的大批量生產(chǎn)，實現(xiàn)了節(jié)省合金元素、大幅度降低鋼材成本的目標。總得來說，超級鋼研究已經(jīng)取得了重大進展，特別是東亞的日、韓兩國，均完成了前半期的研究，并開始在現(xiàn)場軋機上軋出了超細晶粒鋼。日本在實驗室研究中，甚至用小規(guī)格試樣獲得了平均晶粒0.5m的超細晶。我國超級鋼研究起步雖然稍晚，勢頭非常好。1.2.2 國外的研究現(xiàn)狀及進展 在超級鋼研究中，以日本、韓國、中國為代表的東亞居世界領先水平，研究和學術交流也最為活躍。在實際軋機上生產(chǎn)的超細晶粒鋼分別達到3m、4m、5m。日本是對超級鋼研究著手較早、成果比較顯著的國家。日本國立金屬材料技術研究所于1997開發(fā)

8、出強度相當于現(xiàn)有鋼鐵材料2倍的超級鋼，用于道路、橋梁、高層建筑等基礎設施建材的更新?lián)Q代。截至2002年，該計劃的第一期五年計劃實施告一段落，基本達到預期目標。韓國于1997年開始了名叫“hiper -21”的項目，主要研究開發(fā)800mpa級結構鋼、600mpa級耐候鋼和1500mpa級的螺栓鋼，項目定于2007年完成。項目分為兩個階段，第一階段是試制抗拉強度60kg/mm2的建筑用鋼板和具有超級焊接強度的高氮鋼板。這兩種鋼板的試驗已于2001年6月底完成。為了獲得高硬度，這種新材料采用低溫軋制。這種工藝節(jié)省了能源，細化了材料內部晶粒尺寸，強度亦增強很多。由于新材料使用的合金元素很少，因此，焊接

9、時無需退火，縮短了制造周期，降低了成本。他們研制的超細晶粒鋼的平均晶粒直徑在鋼板表面已達到23m，在鋼板中心部位為5m。20032007年的第二期研究將在第一期取得成果的基礎上，進行以下4 個方面的研究：(1)研究開發(fā)出新的超細晶粒鋼的生產(chǎn)方式；(2)開發(fā)出新的超細晶粒鋼生產(chǎn)方式的中間試驗設備；(3)進行超細晶粒鋼生產(chǎn)技術的鑒定；(4)開展在大型結構件中應用超細晶粒鋼的研究等。在歐洲，從2000年起，作為一年期的eu項目，他們調查了1m晶粒鋼的性能，并以評價其有效性為目的，進行了以大壓下冷軋+退火為中心的研究。并且從2001年啟動了時間為3年的以民間企業(yè)和大學為中心的ecsc(歐洲煤鋼聯(lián)盟)項

10、目，以鋼的高強度化為主要著眼點，開展了微細結構控制技術的開發(fā)，項目成果的應用領域將涉及汽車、建筑、社會基礎設施、管線等。其目標是研制出實用化的23m晶粒的鋼，為此而開發(fā)了超高速冷卻法，沒有對整個生產(chǎn)工藝作大幅度變動，從熱軋材料到生產(chǎn)過程、測控等各環(huán)節(jié)都在進行高效率的研究開發(fā)。鋼的焊接性受到重視，正開展用沖孔栓接代替點焊的實驗。從2002年到2007年開始新的ecsc2002項目，探索鋼的高性能、耐久性、可循環(huán)使用性等。美國至今尚未見到有關超細晶粒鋼的研究項目，但克林頓總統(tǒng)在2000年全美納米技術研創(chuàng)大會上發(fā)表的講話中說，開發(fā)10倍于鋼鐵的強度、而重量僅是其幾分之一的材料，是一個偉大的挑戰(zhàn)。其研

11、究開發(fā)動向也值得我們關注。1.3 超級鋼的性能和特點九十年代后期，我國開始開發(fā)晶粒尺寸在微米級或亞微米級的超級鋼。它通過特殊的冶煉和軋制方法得到，具有超潔凈度、超均勻性和超細晶粒組織（晶粒尺寸在微米級或亞微米級），高強度和高韌性比常用鋼材提高一倍。1 超潔凈度超級鋼要求超潔凈度，其性能的提高最終是以鋼材具有一定的潔凈度為前提3，60 年代以來，二次冶金和精煉技術的發(fā)展使鋼材的潔凈度有了明顯提高。真空冶金的發(fā)展，使雜質的極限含量達到很低的水平。高潔凈度下，高純鐵呈現(xiàn)如同不銹鋼一樣的耐大氣腐蝕性能，在長期海洋大氣環(huán)境下，鐵帶仍呈光亮明鏡表面。這說明鋼的高潔凈度將改變傳統(tǒng)鋼鐵材料的許多性能。根據(jù)我國

12、超級鋼材料的研究計劃，所謂提高潔凈度，是指減少s、p、n、h 和 o雜質組元的含量。但從焊接性考慮，c、si、mn元素對焊接接頭的組織和性能亦有很大的影響。2 超均勻性超級鋼的另一特征是超均勻性?，F(xiàn)代鋼鐵材料生產(chǎn)流程已向高潔凈化、快速、緊湊化、連續(xù)和熱銜接化以及短流程化發(fā)展，這必然導致鋼鐵材料組織結構向遠離平衡態(tài)發(fā)展。超級鋼的研制目標之一就是保證消除宏觀偏析，創(chuàng)造出高均質的鋼鐵材料。目前通過對鋼鐵材料凝固技術的研究，并采用電磁冶金新工藝，可以實現(xiàn)連鑄坯中形成90%以上的等軸晶，從而得到組織成份均勻的鋼鐵材料。3 超細晶粒組織從目前金屬材料領域來看，要想大幅度同時提高材料的強度和韌性，最好的方法

13、是細化晶粒。金屬材料近幾十年的演變，利用零維缺陷，一維缺陷和二維缺陷諸因素中，只有細化晶粒才能同時既提高材料的屈服抗力，又提高材料的韌性4。幾十年工業(yè)界的努力，把鋼的晶粒細化到2030m，而最細可達10m以下。但是另一方面，鋼材的晶粒細化受到了工廠實際生產(chǎn)條件和產(chǎn)品尺寸的限制，而要使鋼材晶粒超細化更要受到經(jīng)濟條件方面的限制。4 高強度和高韌性鋼鐵材料最重要的力學性能指標是屈服強度和沖擊韌脆轉折溫度5。對于超級鋼來說，提高其屈服強度，降低其沖擊韌脆轉折溫度是研究和開發(fā)的重點。眾所周知，鋼材的強化取決于鋼中晶體缺陷，主要是位錯的密度、組態(tài)以及與此有關的運動的難易。而位錯的這些特征，尤其是運動的難易

14、，又取決于該鋼材具有的晶粒及亞晶粒尺寸、形態(tài)、第二相的性質、數(shù)量、分布特征等微觀組織結構因素以及其間的相互作用。凡是使位錯運動受到阻礙的因素，都導致鋼的強化6。據(jù)此，鋼鐵材料的強化機制包括晶粒細化強化、沉淀強化、固溶強化和位錯強化等。而韌性是指在外力作用下，材料從變形到斷裂過程吸收能量的能力。細化晶粒是唯一能同時提高強度和韌性的方法。鋼材的晶粒細化強化可以用 hall-petch 公式(1-1)來描述7： y=0+kyd-1/2 (1-1)式中y是屈服應力，0為內摩擦應力，ky為常數(shù)，d為晶粒直徑晶粒細化降低沖擊韌脆轉折溫度可由下式(1-2)描述8： t=t0-kd-1/2 (1-2)式中k和

15、t0是常數(shù)。細化晶粒對鋼材的強度和韌性做出了很重要的貢獻。目前，對于超級鋼而言，細化晶粒是其追求的主要目標。1.4 超級鋼的應用前景 超級鋼作為新一代的鋼鐵材料，可用于汽車、道路、橋梁、高層建筑等許多方面。若將超級鋼應用于汽車制造中， 9可有效地減輕車體重量，減少能源消耗和環(huán)境污染。截止到2002年11月，寶鋼累計生產(chǎn)400mpa級超強鋼5800，該產(chǎn)品分別被一汽、東風等汽車制造廠應用到?jīng)_壓卡車底盤橫梁、縱梁等數(shù)十種零件上，并獲得了極大的成功。若將其應用到道路、橋梁、高層建筑等方面， 10不僅可以減輕零件的重量，還可以延長這些基礎設施更新?lián)Q代的時間，有效節(jié)約能源。此外，若將耐熱鋼用于火力發(fā)電，

16、可有效的提高發(fā)電效率，日本已經(jīng)計劃建設超臨界壓力發(fā)電廠，把轉動渦輪的蒸汽溫度提高到923，壓力提高到35.5mpa。一旦建成這種發(fā)電廠，其發(fā)電效率就能從原有發(fā)電廠 (811，24.9mpa)的39.8 %提高到43%，既節(jié)約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減少，可謂節(jié)能、環(huán)保一舉兩得。另外，超級鋼在其他行業(yè)中也有廣闊的應用前景。過去依靠添加微合金元素來改善性能的造船用鋼、橋梁用鋼、容器用鋼等均可考慮通過細化晶粒來提高強度，改善韌性，保證性能，并可節(jié)省微合金元素，降低成本，增強產(chǎn)品的市場競爭能力。綜上所述，超級鋼不僅具有優(yōu)異的性能 ，同時還符合節(jié)能和環(huán)保要求，因此 ，可以斷

17、定 ，在不久的將來，超級鋼必將得到廣泛的應用。國內外對超細晶粒鑰的研究僅限于在靜態(tài)載荷下力學性能，對材料在交變載荷下的疲勞性能研究還沒有報道，但是低合金高強度鋼和csp熱軋高強度汽車板主要作為結構用鋼在服投的過程中往往處于很復雜的應力狀態(tài)下，據(jù)統(tǒng)計，在材料失效過程中80%以上屬于疲勞破壞。所以，本論文對400mpa級低合金高強度鋼的低周疲勞性能及其循環(huán)特性進行了深入的研究，通過低周疲勞試驗得到了材料的疲勞壽命應變曲線及其數(shù)學模型。研究超細晶粒鋼的低周疲勞性能具有很大的工程實際意義，為以后在實際應用中充分發(fā)揮材料潛力、提高材料工作參數(shù)、工程構件的有限壽命設計、保證材料服役時安全可靠性、采用先進設

18、計方法等方面，均具有很大的技術指導意義。1.5 金屬疲勞的研究1.5.1 疲勞的定義及研究的意義：構件受交變載荷時，在遠低于其屈服強度的條件下產(chǎn)生裂紋，直至失效的現(xiàn)象稱為疲勞。如前所述，現(xiàn)代工業(yè)各領域中約有80%以上的結構破壞是由疲勞失效引起的。金屬疲勞這一主要的失效形式也隨之被人們發(fā)現(xiàn)并得到廣泛深入的研究。金屬的疲勞極限，成為人們廣泛應用的設計指標，疲勞設計已成為結構可靠性的關鍵。對于疲勞破壞這一復雜現(xiàn)象，已經(jīng)從材料學及力學兩個方面分別進行了深入的研究。從力學方面，設計了專用的疲勞試驗機，建立材料的 s-n曲線，并測定其疲勞極限，本論文就是從力學這一方面采用plg-100高頻疲勞試驗機對40

19、0mpa的超級鋼進行研究，以測定材料的da/dn-k關系曲線、s-n曲線，通過斷口微觀組織的觀察和分析，確定裂紋成核機理。1.5.2 金屬疲勞破壞的特點 在疲勞破壞的三個階段中，疲勞裂紋源一般總是出現(xiàn)在應力最高的部位。如果結構是光滑完美的，那么就會大幅度提高結構的疲勞壽命，然而在實際的結構中各種缺陷是不可避免的，缺陷存在的地方就是最薄弱的環(huán)節(jié)，一般又是產(chǎn)生應力集中的地方，所以也往往是裂紋起源地。因此在實際工程中承受動載荷的結構，疲勞破壞是很常見的現(xiàn)象。金屬的疲勞破壞有如下所述幾個特點：1. 材料承受疲勞載荷斷裂前并無明顯的宏觀塑性變形，斷裂前沒有明顯的預兆，而是突然地破壞。即使一個在靜載下有大

20、量塑性變形的塑性材料，在疲勞載荷下也顯示出類似脆斷的宏觀特征。但是疲勞斷裂和脆斷不同，從宏觀斷口上可以看出疲勞裂紋緩慢擴展的過程，呈現(xiàn)貝殼狀條痕，而從徽觀的電子斷口金相中可以看出疲勞裂紋尖端有明顯的塑性變形以及裂紋每周擴展的距離。它常常有清楚的疲勞條紋而不呈現(xiàn)脆斷時所特有的河流花樣，舌狀等結構11。2. 引起疲勞斷裂的應力很低，常常低于靜載時的屈服強度。這是因為疲勞破壞是從局部薄弱地區(qū)開始的，這些地方的應力集中很高，這可能是由于缺口、溝槽或零件的幾何形狀而造成的應力集中，或者是由于材料的內部缺陷而造成。疲勞裂紋在局部地區(qū)形成后，經(jīng)過很多周次的循環(huán)，逐漸擴展到剩余下的截面不再能承受該負荷時便突然

21、斷裂 。3. 疲勞破壞能清楚地顯示出裂紋的發(fā)生、擴展和最后斷裂三個組成部分。雖然其它加載方式如靜載、沖擊負荷引起的破壞，從斷裂的物理過程來說，也有裂紋的萌生，發(fā)展，直至最后斷裂，但在力學測試上尚存在一定困難12，或者雖然可以區(qū)分萌生與發(fā)展兩個階段，但不能定量地計算其對壽命的貢獻，而現(xiàn)今的疲勞測試技術則已能揭示疲勞裂紋擴展的不同階段。1.5.3 疲勞斷口分析13 疲勞斷口上一般包括三個部分：（1）裂紋源區(qū)：在循環(huán)加載下，由于物體的最高應力通常產(chǎn)生于表面或近表面區(qū)，該區(qū)存在的駐留滑移帶、晶界和夾雜，發(fā)展成為嚴重的應力集中點并首先形成微觀裂紋。此后，裂紋沿著與主應力約成45角的最大剪應力方向擴展，裂

22、紋長度大致在0.05毫米以內，發(fā)展成為宏觀裂紋。（2）裂紋擴展區(qū)：裂紋基本上沿著與主應力垂直的方向擴展（3）瞬斷區(qū)：當裂紋擴大到使物體殘存截面不足以抵抗外載荷時，物體就會在某一次加載下突然斷裂。如圖1.1所示，疲勞源區(qū)通常面積很小，色澤光亮，是兩個斷裂面對磨造成的；疲勞裂紋擴展區(qū)通常比較平整，具有表征間隙加載、應力較大改變或裂紋擴展受阻等使裂紋擴展前沿相繼位置的休止線或海灘花樣；瞬斷區(qū)則具有靜載斷口的形貌，表面呈現(xiàn)較粗糙的顆粒狀。如果裂紋源處于表面，裂紋源一般產(chǎn)生在表面缺陷部位、應力集中部位和夾雜及第二相處；如果是在材料的內部產(chǎn)生，大多是產(chǎn)生于氣孔，原有的微小裂紋及夾雜和第二相處。裂紋擴展區(qū)裂

23、紋源區(qū)瞬斷區(qū)圖1.1 超級鋼板疲勞斷口的三區(qū)1.5.4 疲勞裂紋萌生和發(fā)展的微觀機理 (1) 疲勞裂紋的萌生 對宏觀均勻的材料，一般疲勞裂紋總形成于表面，只有接觸疲勞的顯微裂紋起源于表面以下發(fā)生最大切應力的地方。疲勞裂紋在表面形核，可能有三種位置： 表面滑移帶，即所謂駐留滑移帶處； 在晶界或孿晶界處。對高應變幅，裂紋形核于晶界是很典型的，特別是在高溫下； 在表面夾雜或第二相與基體的界面。在交變載荷下，材料發(fā)生塑性變形與在靜載情況下有些不同，其形成的滑移帶只在某些晶粒內出現(xiàn)，而不是均勻分布的?；茙Ъ毝颐?，經(jīng)拋光后腐蝕，仍然保留原來的痕跡，如再循環(huán)一周兩次，又可見到顯現(xiàn)的滑移帶仍位于原來的位置

24、。這稱為駐留滑移帶。它有以下特性14： 駐留滑移帶是在一定的應力幅或者應變幅下形成的，當應變幅低于約10-5，駐留滑移帶就不會形成； 駐留滑移帶形成之后，整個材料的塑性變形大都集中于駐留滑移帶內，造成材料的“軟化”現(xiàn)象。這種情況和低碳鋼的出現(xiàn)屈服平臺的現(xiàn)象相類似。只有在更大的應力幅或應變幅時，例如當應變幅在約10-2時，才會繼續(xù)呈現(xiàn)形變硬化； 駐留滑移帶首先在表面形成，隨著應變幅或循環(huán)周次的增加，逐漸向試樣內部延伸，直到擴展到試樣的整個體積； 駐留滑移帶比周圍的基體軟，就像一個在較硬的基體中夾著軟夾心的 “三明治”一樣。電鏡觀察表明，駐留滑移帶的位錯結構是由一些刃位錯組成位錯墻，位錯墻的位錯密

25、度很高，而位錯墻之間的地帶，位錯密度很低，那里可自由變形，變形幾乎都聚集在這些地區(qū)，見圖1.2。這樣當表面駐留滑移帶形成后，由于不可逆的反復變形，便在表面形成了擠出帶或侵入溝。而侵入溝就像很尖銳的缺口，造成很高的應力集中，疲勞裂紋就在該處萌生。圖1.2 駐留滑移帶的位錯結構mcevily和machlin曾以lif和nacl單晶體作實驗，發(fā)現(xiàn)在這類材料中很少看到侵入溝，也難以產(chǎn)生疲勞失效14，而在agcl等晶體中卻很容易看到典型的表面擠出帶和侵入溝。疲勞裂紋的形成和交滑移的難易程度有關，容易交滑移的或層錯能高的金屬或單相合金，容易形成疲勞裂紋。(2) 疲勞裂紋的擴展151617當在表面形成顯微裂

26、紋之后，裂紋形核階段便告結束。裂紋傳播分為兩個階段。第一階段沿著最大切應力的滑移平面，和拉應力方向形成45o的方向發(fā)展，這時的裂紋在表面原有多處，但大多數(shù)顯微裂紋較早地就停止擴展，呈非擴展裂紋。只有少數(shù)幾個可延伸到幾十個微米的長度（也就是約23個晶粒范圍）。當長度再增加，裂紋便轉向和拉應力方向相垂直，這就是裂紋擴展的第二階段。在第二階段通常只有一個裂紋擴展。如圖1.3所示：裂紋從第一階段轉到第二階段的早遲，決定于材料和應力幅兩個因素。圖1.3 疲勞裂紋擴展的兩個階段示意圖在一般的材料中，第一階段的長度都是很短的。但在一些高強度ni基合金中，第一階段可長達毫米的數(shù)量級，有時甚至只有第一階段。應力

27、幅較低時，第一階段便較長。雖然裂紋擴展第一階段的長度甚短，但擴展速率卻非常緩慢，所以在光滑試樣中，第一階段所消耗的循環(huán)周次可以占整個疲勞壽命的大部分。相反，在尖銳的試樣中，第一階段則小到可以忽略，整個的疲勞裂紋傳播就是第二階段。裂紋的第一階段擴展是由切應力分量控制的，而第二階段則由拉應力控制，第二階段中可觀察到疲勞條紋，這是裂紋擴展的直接證明。1.6 材料組織結構對疲勞的影響鋼鐵材料疲勞問題的研究可追溯到十九世紀上半葉18。從最初的表觀性試驗到探討材料內部顯微組織結構變化，材料疲勞與斷裂的研究已經(jīng)經(jīng)歷了幾個階段。目前，人們已經(jīng)認識到在循環(huán)載荷作用下，金屬多晶材料的許多晶粒內部會出現(xiàn)滑移帶。這些

28、滑移帶會在疲勞形變中繼續(xù)變化，并導致形成裂紋，試樣的突然破壞是由某條起主導作用的裂紋向前擴展造成的?，F(xiàn)在，人們又發(fā)展了塑性應變造成損傷的理論，可以較好的定量描述裂紋擴展的速率。ritchie在研究硅改進型aisi4340（300m）鋼時發(fā)現(xiàn)疲勞門檻值和鄰近門檻值的裂紋擴展速率受載荷的平均應力、材料的強度、晶粒尺寸和潔凈度的影響，疲勞門檻值與鋼的強度具有反向關系。研究表明，循環(huán)軟化、原始奧氏體晶粒的粗化和控制晶界間雜質均可增加疲勞門檻附近的裂紋擴展阻力，然而，在裂紋的穩(wěn)定擴展階段，這些因素的作用剛好相反。fukuoka 等人研究了sa508高強度鋼（含碳0.25%）疲勞裂紋尖端塑性變形區(qū)的組織結

29、構，他們發(fā)現(xiàn)裂尖塑性區(qū)中位錯胞的取向差對裂紋的擴展起著非常重要的作用，位錯胞間的取向差隨裂紋尖端強度因子的變化存在著一個基本固定的數(shù)，這個數(shù)是 4o5o，當取向差大于這個數(shù)時，裂紋將發(fā)生擴展，于是他們提出裂尖塑性區(qū)位錯胞取向差大于4o是裂紋擴展的先決條件19。komotor 等人研究了含碳為0.45的普通結構鋼經(jīng)超快速感應加熱淬火表面強化后的疲勞性能，他們的研究表明，當硬化層較淺時，對于鋼的107 疲勞強度改善不大，盡管此時表面殘余壓應力高達1000mpa。這是因為疲勞裂紋此時起源于硬化層里邊的基體，即所說的內部斷裂模式。當硬化層深度達到1.8mm時，疲勞強度有明顯改善，這時疲勞裂紋起源于硬化

30、層內部的夾雜物20。ranson發(fā)現(xiàn)在循環(huán)變形中，非金屬夾雜物的延性與橫向較低的疲勞性能有關，當通過真空重熔技術盡量除去非金屬夾雜物以后，鋼的橫向疲勞性能接近縱向的水平。根據(jù) kiessling 的研究，鋼中對疲勞性能最有害的夾雜物依次是al2o3、sio2和ti，mns的危害性最小，al2o3夾雜是塊狀的硬、脆相，裂紋經(jīng)常被觀察到在它與基體的尖角邊界處形核，而mns夾雜可以很容易地變形，沒有發(fā)現(xiàn)裂紋在它的界面處形成。brooksbank 和 andrens 的研究表明，由于夾雜物與基體的熱膨脹系數(shù)不一樣，材料內部將有內應力產(chǎn)生，根據(jù)它的熱膨脹系數(shù)相對基體的大小，這些應力既可以是正的也可以互相

31、抵消而為零。硫化物一般不會產(chǎn)生內應力，而氧化物則可因膨脹引起應力。結構材料的疲勞壽命受夾雜物與基體結合面強度的影響。當夾雜物與基體的結合面強度較高時，夾雜物粒子將發(fā)生斷裂，這會加速疲勞裂紋的擴展，從而縮短構件的使用壽命。如果結合面強度較弱，夾雜物與基體的分離將對裂尖起到的屏蔽作用，這將減小有效裂紋擴展驅動力，氧化物周圍的體積膨脹所造成的應力能夠導致夾雜物與基體結合面的強度增加，于是引起氧化物斷裂從而促進了裂紋的擴展21 。d.vwilson22等人根據(jù)自己及別人的實驗結果，把疲勞強度cf與晶粒尺寸的關系，整理成式1-5的形式，并認為圖中的直線可用hall-petch關系來描述cf=i+kcd-

32、1/2(1-5)式中i是與晶粒尺寸無關的摩擦力；kc是由晶粒尺寸決定的常數(shù)。由圖1.4可以看出，曲線1（退火狀態(tài)）的數(shù)據(jù)與hall-patch關系符合得很好。曲線3和曲線4（淬火時效態(tài)）在kc變化不大的情況下，后者cf較前者高，這是由于彌散硬化應變時效的結果。橫崛武夫23也曾經(jīng)引用hendns等人的證據(jù)，并指出armco鐵的晶粒尺寸的平方根和疲勞強度呈線形關系。圖1.4 0.1%c鋼室溫拉-拉疲勞實驗的hall-patch圖1。2:退火，緩冷；3:6000c淬火；4:6000c淬火，890c時效；6:低于拉伸屈服；7:拉伸s.oki，s.ogawa等還指出，疲勞極限wo(mpa)和平均自由鐵素

33、體路徑或鐵素體晶粒尺寸f之間的關系可以表示為：wo3.7*f=1.32104(1-6)的形式，且當馬氏體的硬度在hv260-375的范圍時，無論馬氏體的硬度及體積比如何，此關系均適合。對于共析鋼，疲勞強度與珠光體的片間距有關13： 珠光體組織的疲勞強度與其等溫形成溫度有關，等溫形成溫度越低，抗疲勞性 能越好，直到出現(xiàn)珠光體與貝氏體的棍合組織時才偏離疲勞極限與形成溫度間的線性關系24； 粒狀珠光體組織與等強度的片狀珠光體組織相比較，具有更高的疲勞強度； 粒狀珠光體組織的疲勞裂紋擴展速率低于層片狀珠光體組織。上述討論表明了晶粒細化對高周疲勞強度的有利影響。其影響程度取決于材料及基體的晶體結構、試樣

34、尺寸和應力集中因素。當存在應力集中時，晶粒度對疲勞強度的影響要減弱，但是細晶粒仍然表現(xiàn)出較高的疲勞強度。晶粒度對疲勞強度的顯著影響，最主要的也許是由于晶界的作用，正如manson所指出的，在一定意義上，晶界可能被視為裂紋的阻止者。如果已有一些裂紋，則細小晶粒意味著更多的裂紋阻止者和更短的裂紋長度。此外，細晶粒也意味著材料的整個加工工藝過程都是良好的，為材料具有更高的疲勞性能準備條件。1.7 本文主要的研究內容本文針對400mpa的超級鋼，利用plg-100高頻疲勞實驗機和ftm100液壓伺服型振動式疲勞實驗機，主要研究內容如下： 通過疲勞裂紋擴展實驗，確定裂紋擴展速率； 利用plg-100高頻

35、疲勞實驗機，通過恒應力幅疲勞試驗得出ans400的da/dn -k關系曲線 ，并確定出da/dn與k關系方程中的c和m值； 利用ftm100液壓伺服型振動式疲勞實驗機 ，通過實驗，繪出ans400鋼的s-n曲線，并得出ans400鋼的疲勞強度； 對疲勞斷口的微觀組織進行分析，確定裂紋產(chǎn)生的機理。2 400mpa超級鋼裂紋擴展速率本論文依據(jù)gb6398-2000金屬材料疲勞裂紋擴展速率試驗方法25，對400mpa的超級鋼的疲勞裂紋擴展速率進行了測定，并確定了da/dn與k的關系曲線及二者關系方程中的c和m值。2.1 試驗材料及設備2.1.1 試驗材料試驗用料為400mpa超級鋼。試驗鋼的化學成分

36、如表2.1所示。 表2.1 試驗用鋼化學成分 （wt%）csimnpsans400鋼0.120.111.180.0110.006試驗鋼的金相組織見圖2.1，ans400鋼的顯微組織為鐵素體+珠光體，晶粒平均直徑為78m。 圖2.1 ans400金相組織疲勞試驗的試樣是按照國標gb/t 6398-2000的標準加工而成，經(jīng)過銑削、精車和精磨后，再用拋光的方法進行工作部分表面的精加工，最后再通過線切割加工進行切口的制備。 (1) 試樣形狀 按照gb/t6398-2000的規(guī)定，本論文選取標準se(b)試樣做為試驗試樣，標準se(b)試樣如圖2.2所示，跨距s取4w。 圖2.2 疲勞試驗試樣規(guī)格(2

37、) 試樣尺寸(1)試樣厚度b：試樣厚度的范圍為: 0.2wbw；(2)試樣寬度w：se(b)試樣的最小寬度w的選擇是根據(jù)規(guī)定非比例拉長應力以及預期的最大應力強度因子的極限值kmaxl和比值a/w的極限值獲得。(3) 試樣切口(1)切口長度：se(b)試樣的切口長度an大于0.1w，小于或等于0.15w；(2)切口制備：試樣切口可通過銑切、線切割和其他方法加工而成。圖2.3給出了各種不同的切口幾何形狀。為便于預制出合格的疲勞裂紋，本試驗在熱處理后進行線切割加工，切口根部曲率半徑小于或等于0.08mm（在預制出合格的疲勞裂紋的前提下曲率半徑可以稍大一些）；銑切的人字形切口及其他加工的切口形狀其根部

38、曲率半徑小于或等于0.25mm。按照如上所述試驗過程，本實驗得出的試件尺寸及預制裂紋如表2.2所示：表2.2 試件各部分尺寸厚度b/mm寬度w/mm切口長度/mm切口曲率半徑/mm預制裂紋長度/mm8303.750.062(4) 試樣的殘余應力試樣不可避免的會存在殘余應力，它有可能引起疲勞裂紋擴展速率的變化。通過選擇合適的試樣形狀和尺寸及合理的試樣加工與熱處理工藝等，使殘余應力對疲勞裂紋擴展速率的影響減至最小。(5) 試樣的厚度效應疲勞裂紋擴展速率并非總是與試樣的幾何形狀無關，試樣厚度的變化對疲勞裂紋擴展速率的影響有可能增大、減小或者保持不變，因此，對試樣的厚度效應應當引起注意。(6) 裂紋的

39、閉合效應 裂紋閉合是指循環(huán)的卸力過程中裂紋面接觸并且力通過裂紋而傳遞的一種現(xiàn)象，因此裂紋閉合提供了解釋長裂紋與小裂紋不同的擴展行為的依據(jù)，它是通過有效應力強度因子范圍來表征的。 圖2.3 切口詳圖及最小疲勞預裂紋長度的要求圖2.4給出了試驗用缺口試件圖，如下所示： 圖2.4 缺口試樣2.1.2 試驗設備試驗允許在不同類型的拉壓疲勞試驗機上進行，但是必須滿足： 試驗機的加力系統(tǒng)應有良好的同軸度，使試樣受力對稱分布； 按照gb/t16825在靜態(tài)下檢驗力值，最大允許誤差為1%；按照jjg556在動態(tài)下檢驗力值最大允許誤差為3%；本試驗采用plg-100高頻疲勞試驗機，如圖2.5所示。試驗機頻率為8

40、0250hz。本文的疲勞試驗采用80hz的頻率，加載方式為單向脈動負荷的加載方式，應力比r=0.05；試驗環(huán)境為標準大氣壓，溫度為室溫。圖2.5 plg-100高頻疲勞試驗機2.1.3 加力裝置三點彎曲加力裝置按照圖2.2的要求，加力線和支撐線的圓柱直徑取w/8，跨距s取4w，圓柱與試樣的接觸應設計得使摩擦減至最小。本實驗試件的加力裝置圖如圖2.6所示。 圖2.6 se(b)試樣加力裝置2.2 試驗過程2.2.1 試樣制備按照gb/t 6398-2000的標準，預制疲勞裂紋的加力要求及裂紋長度要求如下： 1) 預制疲勞裂紋的加力要求： 預制疲勞裂紋時應使最大力pmax的誤差控制在5%以內； 預

41、制疲勞裂紋最后一級的最大力值不得超過開始記錄實驗數(shù)據(jù)時的最大值； 為減少預制疲勞裂紋所用時間，可以先用比試驗最大力值較高的力產(chǎn)生疲勞裂紋，但是必須把較高的力分級降到試驗最大力值，每級下降率不得大于20%。2) 預制疲勞裂紋長度的要求： 在前后表面上從切口頂端到疲勞裂紋尖端測量裂紋長度。測量準確到0.1mm或0.002w中較大者；所測各個裂紋長度均應大于0.1b和切口寬度h，但不得小于1mm； 若前后表面裂紋長度測量值之差超過0.25b，則預制裂紋無效。在本次試驗中，預制裂紋的最大力pmax選取9.5kn，略大于試驗用最大力8 kn，并且分三級將預制裂紋的最大力降至試驗最大力值，即8 kn。依照

42、國標的標準，試驗用試樣預制裂紋的長度取2mm。2.2.2 裂紋擴展速率試驗 (1) 基本理論 疲勞裂紋擴展速率指構件應力循環(huán)一次疲勞裂紋開裂的長度，它反映了構件疲勞性能的好壞，擴展速率高，疲勞壽命就短，疲勞性能差。反之，疲勞壽命就長，疲勞性能就好。疲勞裂紋擴展速率用da/dn表示，它是裂紋尖端應力強度因子范圍k的函數(shù)。da/dn與k的關系在坐標圖上是一條反s型曲線。如圖2.7所示。 圖2.7 da/dn-k關系曲線 這條da/dn-k曲線可以劃分為三個區(qū)域：區(qū)、區(qū)和區(qū)。區(qū)為低速率區(qū)。這個階段的裂紋擴展往往是不連續(xù)的，材料的微結構、平均應力及環(huán)境因素對擴展速率的影響較大。區(qū)域中da/dn-k 曲

43、線較陡，存在著一個應力強度因子幅度的門檻值kth ，當k kth 時，裂紋將不發(fā)生擴展。在空氣介質中滿足平面應變條件的情況下，當da/dn =10-810-7mm/cycle 時，即認為其k 值接近于kth 。區(qū)為中速擴展區(qū)。此時裂紋擴展速率一般在10-510-2mm/cycle 的范圍內。大量實驗研究表明，在這個區(qū)域內da/dn與k 的關系在雙對數(shù)坐標上呈線性關系。此區(qū)的裂紋擴展速率可以用著名的 paris 公式表示：da/dn= c(k)m （3-1）式中，k 應力強度因子范圍，k = kmax kmin ；c、m 由試驗確定的材料常數(shù)，m 為直線部分的斜率。含裂紋工程構件疲勞壽命估算中最

44、有用的就是區(qū)域的da/dn-k關系和區(qū)域中的門檻值kth 。對于區(qū)域的裂紋擴展速率已經(jīng)進行了十分廣泛的研究，有比較成熟的標準試驗方法。區(qū)是高速率區(qū)。因為裂紋擴展速率很高，因此區(qū)的裂紋擴展壽命很短，在計算分析疲勞裂紋擴展壽命時可以將其忽略。這一區(qū)域主要是斷裂韌性 kic或kc控制。(2) 試驗基本情況 本試驗是在plg-100高頻試驗機上進行的。試驗前將試樣表面打磨光，然后從切口頂端開始畫出間距為1mm的刻度線，以便確定預制的疲勞裂紋長度和記錄裂紋擴展性能。在試驗過程中逐一記錄裂紋長度ai及相應的載荷循環(huán)次數(shù)ni，其中裂紋長度ai采用10倍放大鏡監(jiān)測，載荷循環(huán)次數(shù)ni由試驗機自動顯示。當裂紋擴展

45、到（0.6-0.7）w時停止試驗。試驗時應力比為r=0.05，最大載荷為8kn，最小載荷為0.4kn，加載頻率為80-85hz。將裂紋長度a與循環(huán)數(shù)n的記錄值隨時標在坐標紙上。試件在高頻疲勞試驗機上經(jīng)過疲勞試驗后的試樣如圖2.7所示。 圖2.7 疲勞試驗后的試樣2.2.3 試驗結果將試驗過程中記錄下的各組裂紋擴展長度a和對應的循環(huán)次數(shù)n在坐標紙上畫出a-n 曲線，把a作為縱坐標，循環(huán)次數(shù)n作為橫坐標得到一條曲線，如圖2.8所示： 圖2.8 a-n曲線按實驗數(shù)據(jù)，采用曲線擬和的方法，首先將a-n 曲線進行一次擬合，擬合后的曲線圖如圖2.9中虛線所示。 圖2.9 a-n擬合曲線 利用軟件origi

46、n7.0可以得到a-n曲線的擬合方程。a = a1*exp(-n/t1) + a0 （3-2）其中a0=5.558 a1=0.0801t1=-47.5628 將式（3-2）對循環(huán)次數(shù)n求導，得到da/dn的方程da/dn = -a1*exp(-n/t1)/ t1，計算出（da/dn）i。如前所述，da/dn與k的關系在雙對數(shù)坐標上呈線性關系，因此要計算出對應于每個裂紋長度下的k值。根據(jù)斷裂力學理論，標準三點彎曲試樣的裂紋尖端強度因子范圍計算表達式為 k= （3-3）其中， 式中p為試驗加載范圍；s、b、w分別為試件跨度、試件寬度和試件高度；a為裂紋長度。將由式（3-3）求出的ki與對應（da/

47、dn）i數(shù)據(jù)再次進行回歸，即得da/dn與k的關系曲線。但在試驗分析過程中，往往采用雙對數(shù)坐標，因此在本試驗中也計算（lg da/dn）i與（lgk）i的值，試驗計算出的（da/dn）i與ki值以及（lg da/dn）i與（lgk）i值見表2.3。 表2.3 試驗用da/dn及k數(shù)據(jù) 坐標值點數(shù)ki（da/dn）i（lgk）i（lg da/dn）i125.638791.35e-051.408898-4.86967226.853672.01e-051.429004-4.69618327.592572.43e-051.440792-4.614428.090382.88e-051.448558-4.

48、54096528.846133.33e-051.460088-4.47704629.35673.86e-051.467707-4.41312730.660195.08e-051.486575-4.29442832.008496.67e-051.505265-4.17572933.409577.26e-051.523871-4.139191034.871968.23e-051.542476-4.084411136.404969.74e-051.561161-4.011361239.724510.0001131.599059-3.947441341.53470.0001231.618411-3.9

49、1092本次試驗加載應力比r=0.05。疲勞裂紋擴展速率da/dn與強度因子范圍k 的關系見圖2.10。 圖2.10 da/dn-k關系曲線 繪制lgda/dn-lgk曲線，如圖2.11所示。 圖2.11 lg da/dn-lgk關系曲線 圖2.10、圖2.11可以看出，本試驗用試樣的裂紋擴展門檻值kth約為25 mpa m1/2。在此之前，裂紋基本不擴展，并且在kth以下，疲勞裂紋為非擴展性裂紋。當裂紋擴展速率為10-4mm/周時，裂紋擴展速率da/dn和應力強度因子幅k基本上具有線性關系。這相當于如上所述的paris公式（3-1）。對于2.2.2基本理論中所述的區(qū)，在大多數(shù)疲勞過程中，該區(qū)

50、最不重要，在本試驗中，區(qū)沒有出現(xiàn)在圖中。對于由一定材料制成的不同試件，圖2.11所示的疲勞裂紋擴展特性基本是相同的，因為應力強度因子范圍是疲勞裂紋擴展過程中的主要決定因素。這樣，在具體設計中就可以使用以簡單形狀的試件在恒幅條件下測得的裂紋擴展速率隨k而變化的曲線。對于一定的零件和承載情況，只要知道應力強度因子k的表達式，就可以將式（3-1）在初始裂紋長度與最終裂紋長度這兩極限之間進行積分求出該零件的疲勞裂紋擴展壽命。將繪制出的lg da/dn-lgk曲線中取中速擴展區(qū)中直線部分數(shù)據(jù)，回歸得到擬合曲線方程（3-4），并通過線性擬合得到材料常數(shù)c 和m，如圖2.12。 k （3-4）圖2.12 l

51、g da/dn-lgk擬合曲線 lgda/dn-lg曲線經(jīng)線性擬合后得到lgc=-7.80456，計算得c=1.610-8mm/次；擬合后得到的材料的另外一個重要常數(shù)m=2.411。2.3 本章小結本章論述了ans400疲勞裂紋擴展試驗的試驗方法，包括試驗的材料及設備、試驗的過程及結果。1）通過裂紋擴展實驗數(shù)據(jù)，用origin7.0軟件對曲線進行了回歸，得出了da/dn-k 關系曲線；2）在研究paris公式的基礎上，對超級鋼的lgda/dn-lgk關系進行了研究，得出了lgda/dn-lgk的曲線，并取出了二者關系方程中的c和m值；3）本實驗表明，ans400鋼的裂紋擴展門檻值kth為25m

52、pa m1/2。當應力強度因子幅達到37 mpa m1/2時進入穩(wěn)態(tài)擴展階段。3 400mpa超級鋼s-n曲線3.1 實驗方法從所軋制的超級鋼板寬的四分之一處沿橫向截取疲勞實驗試樣。試驗用鋼的化學成分及金相組織與前1章研究裂紋擴展速率時用鋼的各成分及組織均相同。本章就ans400的s-n曲線進行研究，試樣的形狀尺寸圖3.1所示，正弦波形如圖3.2所示。采用等應力幅控制模式。圖3.1 疲勞試樣形狀及尺寸10mm35mm35mm5mm50mm s-n曲線的測定實驗采用ftm100液壓伺服型振動式疲勞實驗機，實驗機頻率為050hz。不同材料的疲勞曲線形式不同，大致分為兩類，一類是曲線從某循環(huán)次數(shù)開始

53、，出現(xiàn)明顯的水平部分，這時疲勞極限具有明顯的物理意義，表征材料對疲勞斷裂的抗力，低于這個應力，材料不會發(fā)生疲勞斷裂；另一類疲勞曲線沒有水平部分，max隨n值的增加不斷降低。鋼鐵材料是屬于具有應變時效的合金，其疲勞曲線屬于第一種類型。以n=5106為基數(shù)測定ans400的疲勞曲線。首先根據(jù)結構鋼疲勞極限與靜強度之間的經(jīng)驗公式：-1p=0.23(s+b)估算出實驗鋼的疲勞極限，以材料的屈服強度為最高應力水平，用單點實驗法測定s-n曲線：在每一個應力水平下試驗一個試樣，從最高應力水平開始，逐級降低應力水平，使應力水平向估算的疲勞極限靠近。在估算的應力水平附近增加試驗點，采用應力升降法使應力向條件疲勞強度逼近。記錄各級應力水平下試樣的疲勞壽命，直至達到條件疲勞壽命。圖3