400MPa超级钢疲劳性能的研究

长 春 工 程 学 院 毕 业 设 计 (论 文)11 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 WTO 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、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。通过超级钢的长 春 工 程 学 院 毕 业 设 计 (论 文)2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，研究和学术交流也长 春 工 程 学 院 毕 业 设 计 (论 文)3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。其研究开发动向也值得我们关注。1.3 超级钢的性能和特点长 春 工 程 学 院 毕 业 设 计 (论 文)4九十年代后期，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，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。凡是使位错长 春 工 程 学 院 毕 业 设 计 (论 文)5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，k y 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 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，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，在长 春 工 程 学 院 毕 业 设 计 (论 文)6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400MPa 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长 春 工 程 学 院 毕 业 设 计 (论 文)7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。1.5.4 疲劳裂纹萌生和发展的微观机理 裂纹扩展区裂纹源区瞬断区图 1.1 超级钢板疲劳断口的三区长 春 工 程 学 院 毕 业 设 计 (论 文)8(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。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。长 春 工 程 学 院 毕 业 设 计 (论 文)9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长 春 工 程 学 院 毕 业 设 计 (论 文)10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