疲劳断裂行为High

1、超高频强度钢的疲劳断裂行为J. Mater. Sci. Technol., Vol.24 No.5, 20081)国家重点实验室的先进加工钢材和产品,北京100081,中国2)国家工程研究中心,北京100081钢铁技术先进,中国3),燕山大学,秦皇岛，中国(4)对金属的中国社会,北京100711,中国 疲劳断裂行为的超高强度钢与不同熔化过程，研究了夹杂物尺寸不同通过用在旋转弯曲疲劳机上多达107循环加载。观察骨折面发射扫描电子显微镜(FESEM)。当它被发现时已经尺寸的夹杂物对疲劳行为未清除。对钢在AISI 4340夹杂物尺寸小于5.5微米，所有的疲劳裂纹除的确做到了包含但不引发的地表和传统从

2、标本的s - n曲线的存在。对65Si2MnWE在100和Aermet钢平均12.2和14.9米，疲劳裂纹在较低的夹杂物引发的s - n曲线应力幅值和逐步进行观测。弯曲疲劳强度的s - n曲线显示一个不断下降和疲劳失效的大型氧化物夹杂源于对60Si2CrVA钢平均夹杂物的尺寸44.4米。在案件的内部骨折在周期超越约1106 65Si2MnWE和60Si2CrVA钢、夹杂物sh-eye经常发现里面和颗粒状明亮的方面(GBF)进行了观察附近约夹杂。GBF尺寸的增加这个循环数的增加对失败的长寿命的政权。结构应力强度因子的价值范围内裂纹萌生施工现场对GBF与Nf几乎不变，几乎是相等的表面夹杂物和内部包

3、含在周期低于约1106。既不sh-eye GBF。也没有观察到100 Aermet钢在目前的研究中。关键词:High-cycle超高强度钢疲劳，夹杂物s - n曲线， 鱼眼骨折1、 介绍High-cycle疲劳(HCF)失败是普通的实用的建筑工程项目的土石方作业。因此，广泛的研究已进行多年了令人满意的理解和解决方案尚未达成。众所周知，有一个很好的旋转弯曲疲劳强度之间的关系， 如光滑的标本和抗拉强度、维氏硬度、高压、或低或中等强度。 对于低或中等强度钢如下w 0.5Rm w 1.6HV （1）在这种情况下，从疲劳裂纹倾向于表面， 因此被称为表面的结构。然而,在较高的拉伸强度范围或维氏硬度、线性相

4、关性没发生，有了更多的散射或甚至星体疲劳强度值。疲劳断裂的起源的高强度钢的表面并不总是，但经常还有一定距离尤其是forhigh-cycle疲劳,因此被称为内部断裂。断裂表面经常展现一个小光滑斑裂纹起源，这是通常的一个叫做“sh-eye”。预防sh-eye肯定会提高骨折的疲劳性能的高强度钢。高强度钢鱼眼骨折来源于内部缺陷，一般多夹杂物1 - 4、7、8，但是在某些情况下是微观缺陷4、5。特别是夹杂物缺陷尺寸和性能,被认为是主要因素sh-eye控制的性能。因此，许多的关注已经支付双方对最小化的大小和数目上的杂质。超高强度钢是一种构成的具有很高的强度和钢的韧性水平10 - 12,广泛应用于生产特别是

5、在太空中构件在焦化循环加载。因此，需要注意了疲劳超高强度钢的断裂行为。在这个研究中，疲劳性能的两种超高强度钢(AISI 4340和Aermet 100)，又有两个轮班替换超高强度钢的种类(60Si2CrVA和65Si2MnWE)测定,通过使用一个旋转两点弯曲疲劳机在高多达107周期循环政权。疲劳裂纹萌生机制研究。2、 实验四种超高强度钢和弹簧钢的dierent融化过程,因此dierent夹杂物特性选取研究。四钢、Aermet 100是双重的真空熔化(真空+ VAR)，AISI 4340是真空感应融化跟随由电渣熔化(ESR),65Si2MnWE +真空电弧炉溶化然后是电渣重熔型(融化电弧炉+ E

6、SR)，和60Si2CrVA通过传统的电弧炉炉熔化加上钢包炉精炼和真空脱气(电弧炉+铅锌矿床+ VD)的过程。所有的钢卷是商业性的热锻造或者是18毫米的滚卷。钢退火柔软，然后加工成形状接近纳洛酮形状的标本和透射电镜(tem)之前，抗拉强度是1835-1985兆帕的Rm回火后,维氏596-632硬度高压是高压。钢微观组织的四个情绪马氏体和少量残余奥氏体的保留。 在旋转的条纹二点弯曲疲劳试验中来观察几何形状和圆棒来评价试样疲劳强度的尺寸，如图1所示：图1 尺寸图所有样品表面在轴向方向用NAL 800号砂纸进行抛光。疲劳试验被进行了多达107次通过使用PQ1 - 6型条纹二点弯曲疲劳试验机设置旋转在

7、5000转/分在空气中升温进行。古雷疲劳强度是由楼梯至少六对方法，以提高旋转冷却器。在fatigue-fractured曲面的形态下观察到发射的扫描电子在骨折处与能量进行了分析色散原子x射线(EDAX)识别其化学成分组成。3、结果和讨论3.1 s - n曲线和疲劳强度 图2(a)-(d)显示s - n曲线进行的前期试验钢。s - n曲线的数据中AISI4340可以被解释成两条直线，像传统的s - n曲线。地平线塔尔线代表疲劳强度有107个周期。然而，对于Aermet 100米和65Si2MnWE，s - n曲线开始大幅回落在循环周期数超出了大约4106和2106有明显区别。这种第二下降的s n

8、曲线特别是在high-cycle曲线ultrahigh-cycle地区一直受到不少学者报道13-15。然而，对于60Si2CrVA,其疲劳寿命继续下降和不存在明显的横向线存在,就像SUP12和SWOSC-V钢的16。 如上所述,夹杂物中有一个很重要的疲劳断裂的作用，和高强度钢可能存在一个临界体积， 和夹杂物下面的疲劳断裂起源，但从标本的夹杂物表面或内部微观缺陷。这一直被许多研究人员所关注。用于表面疲劳断裂和强度满足方程(1)。假设疲劳高强度钢的强度可以预测通过Murakami的参数模型1至13条：式中的R是应力比,这里R=-1；=0.226+HV104 ；area：小缺陷或包裹体的投影面积的平

9、方根，单位为微米；C为对缺陷或夹杂物的相关t响应的位置。因此,临界体积的球形夹杂物可以得到18:对内部的覆盖面的C = 0.969。2-（a）2-（b）2-（C）2-(d)图2(a)-(d)试验钢的s - n曲线，(a) AISI 4340, (b)Aermet 100，(c) 65Si2MnWE, (d) 60Si2CrVA对四个实验钢的于骨折表面夹杂物的来源和计算进行统计。对AISI 4340，夹杂物的的最大值约5.5米，这相当接近in,c曲线。因此,几乎所有的疲劳断口表面矩阵及其引发的疲劳强度非常靠近表面疲劳强度,也就是说,满足Eq。(1)及其疲劳极限仍然存在。对于Aermet 100

10、和65Si2MnWE夹杂物的尺寸比in,c的大100米。因此,大部分的疲劳断口引发的夹杂物在更低的应力幅值和在更长的生命地区。这种内部裂缝发展第二个倾斜造成典型部分他们的疲劳s - n曲线及多元逐步限制消除。对于60Si2CrVA，它有非凡的大型夹杂物；其结果是，所有的疲劳断口除了3个被引发的夹杂物外都是在较高和较低的应力幅值并无明显的水平的一部分可以从它的s - n曲线中得出。根据本研究的结果不同钢铁生产过程形状大小的差异主要原因是四个钢疲劳行为的不同的。我们最近的工作是关于四高强度钢在超高周期下夹杂物的大小的残缺状况。由此产生的疲劳强度值有107个周期是还总结在表3。AISI 4340不仅

11、有最高的疲劳强度还有疲劳强度尽管具有最低的抗拉强度。60Si2CrVA既具有最低的疲劳强度也有疲劳强度比虽然具有较高的抗拉强度。对四个超高强度钢的疲劳强度进行了调查，只有AISI4340符合。尽管Aermet 100具有较良好的展延性和韧性。3.2 疲劳断裂表面 在疲劳试验之后，用探讨骨折FESEM起始地点来对断裂表面上的所有失败的标本进行仔细检查。在图2所示,因为60Si2CrVA断裂起源，大多数都是内部或表面夹杂物在更高和更低的应力幅值；而在AISI 4340，所有的骨折标本来源除1例外其它是表面。对Aermet 100米和65Si2MnWE起源，几乎是内部包裹体断裂在更低的应力幅值；其他

12、的也几乎是表面上有更高的应力幅值。这意味着，对夹杂物AISI 4340疲劳裂纹萌生并不是由计算机控制的包裹体起着控制作用相对于在其他的三钢。在表4中，疲劳裂纹的投影面积包含有大小的平方根。裂缝的起源以及夹杂物相对Al2O3(AlMgCa, Al2O3 MgOCaO), 对65Si2MnWE S和氧化铝夹杂物来说是不同的。唯一的夹杂物在骨折起源是相当少的Al2O3在AISI 4340中。对60Si2CrVA和65Si2MnWE,经常在粗糙的邻近地区有针眼状的夹杂物在约1106周期以外(Figs.35(a)。这个粗糙的地区被命名为ODA被Murakami，被Shiozawa命名为GBF，被Tana

13、ka命名为FCT。本文所建立的是被称为GBF。然而,确实存在，Aermet GBF 100周期可达1107(图5(b)。GBF大小的增加随疲劳寿命增加而增加。然而，没有任何关联的夹杂物尺寸和疲劳寿命显示在图6。图（3）图（4）图（5）图（6）实验数据Murakami解释了GBF的形成，表明它是GBF造成的氢脆化行为,如疲劳,加上含氢量高的原因导致内部缺陷,如夹杂物的钢铁生产过程中,而Sakai表明它是通过启蒙和聚引起的孔隙导致应力集中和夹杂物的不规则形状。此外, Lu解释了这些毛孔形成的原因是由球形碳化物在夹杂物疲劳断裂过程生成的。对65Si2MnWE和 60Si2CrVA两个弹簧钢的碳含量相

14、对比较高,因此GBF可能有着密切的关系,而与硬质合金具有较低碳含量的Aermet 100,所以GBF不存在。然而,作为一种最重要的现象疲劳断裂机制的理解上,特别是对超长生命机制的系统和深入的工作还需要做。3.3 应力强度和疲劳寿命在裂纹萌生考虑钢处应力强度因子，Murakami用公式25进行计算:这里d是夹杂物的缺陷深度，d0是最低限度表面的半径，a是设计应用，C是0.50应力幅值在内部裂纹处和0.65在表面裂纹处，平方根的内部是表面裂纹或者是GBF的数据。图7显示了包裹体和GBF循环数和Kini之间失败关系的测试除AISI4340钢外。对65Si2MnWE和60Si2CrVA内部中夹杂物,K

15、ini高周期循环(Nf 1106cyc)呈现下降趋势随着疲劳寿命的增加。 然而, GBF中 Kini 有几乎是常数和Nf的趋势,它几乎是相等的这被研究人员15、22、23找到，表面夹杂物和内部包含在低于1106周期。GBF 的Kini平均值是4.2 MPam1/2 和 4.8 MPam1/2对于65Si2MnWE和60S2CrVA非常接近平均Kini表面的夹杂物和内部包含在低于1106周期,后面是4.2 MPam1/2和4.7 MPam1/2。它被认为是相关的门槛在GBF Kth应力强度因子范围15,22。Aermet GBF为100,观察到,所以Kini仍然几乎是恒定的平均为27.2 MPa

16、m1/2。为了探讨这一现象尤其是在ultrahigh-cycle机制需要做进一步的工作。图（7） 实验数据4、 结论 (1)对超高强度钢的四个不同冶金质量时,发现夹杂物的尺寸在疲劳行为上未消除。对于它所具有的最小AISI 4340夹杂物的尺寸,几乎所有的疲劳裂纹引发来自表面和传统的s - n曲线的存在。对于65Si2MnWE和Aermet100有没有中夹杂物的尺寸,由疲劳裂纹引发的夹杂物在更低的应力幅值和逐步s - n曲线进行了观察。s - n曲线显示一个不断下降和疲劳失效的大型氧化物夹杂源于对60Si2CrVA,它拥有世界上最大的夹杂物的尺寸。(2)在内部inclusion-induced骨

17、折的情况下在周期大约1106之外，针眼状65Si2MnWE和60Si2CrVA断口上观察到的了。经常发现里面夹杂物颗粒sh-eye和明亮的方面(GBF)进行了观察。GBF的尺寸增加随着Nf寿命的增加。Aermet 100的这2个方面没有观察到。(3)为65Si2MnWE的价值观和60Si2CrVA GBF Kini是几乎恒定的,是与Nf几乎相等的表面夹杂物和内部包含在低于1106周期。(3)对65Si2MnWE和60Si2CrVA，GBF的Kini的实验结果是几乎恒定的,与Nf几乎相等的表面夹杂物和内部包含在低于1106周期。感谢这项工作是国家重点支持的基础研究和中国资助的发展项目 No. 2

18、004C 参考文献1 Y.Murakami, S.Kodama and S.Konuma: Int. J. Fa tigue, 1989, 11(5), .2 Y.Murakami, T.Toriyama, Y.Koyasu and S.Nishida: Tetsu-to-Hagane, 1993, 79(6), 678. (in Japanese) 3 Y.Bergengren, M.Larsson and A.Melander: Fatigue Fract. Engng. Mater. Struct., 1995, 18(10), 1071. 4 T.Abe and K.Kanazawa:

19、 J. Soc. Mat. Sci. Jpn., 1996 45(1), 9. (in Japanese), 5 C.S.Lee, K.A.Lee, D.M.Li, S.J.Yoo and W.J.Nam: Mater. Sci. Eng., 1998, A241, 30. 6 D.Y.Wei, J.L.Gu, H.S.Fang, B.Z.Bai and Z.G.Yang: Int. J. Fatigue, 2004, 26, 437 .7 Z.G.Yang, G.Yao, G.Y.Li, S.X.Li, Z.M.Chu, W.J.Hui, H.Dong and Y.Q.Weng: Int.

20、J. Fatigue, 2004, 26, 959 .8 J.M.Zhang, J.F.Zhang, Z.G.Yang, G.Y.Li, H.Yao, S.X.Li, W.J.Hui and Y.Q.Weng: Mater. Sci. Eng. A, 2005, 394, 126 9 J.S.Park, S.J.Kim, K.H.Kim, S.H.Park and C.S.Lee:10 Liuding WANG, Laizhu JIAG, Ming ZHU and Wang min ZHOU: J. Mater. Sci. Technol., 2005, 21(5), 710. 11 Liud

21、ing WANG, Lin LIU, Chengxi AO, Xiajun LIU, Changle CHEN and Mokuang KANG: J. Mater. Sci. Technol., 2000, 16(5), 491 .12 Liuding WANG, Chengle CHEN, Mokuang KANG: J. Mater. Sci. Technol., 1999, 15(6), 583. 13 Y.Murakami, M.Takada and T.Toriyama: Int. J. Fa tigue, 1998, 16(9), 661. 14 Q.Y.WANG, J.Y.Be

22、rard, A.Dubarre, G.Baudry, S.Rathery and C.Bathias: Fatigue Fract. Eng. Mater. Struct., 1999, 22, 667. 15 Y.Ochi, T.Matsumura, K.Masaki and S.Yoshida: Fa tigue Fract. Eng. Mater. Struct., 2002, 25, 823 .16 T.Abe, Y.Furuya and S.Matsuoka: Fatigue Fract. Eng. Mater. Struct., 2004, 27, 159. 17 Z.G.Yang

23、, S.X.Li, J.M.Zhang, J.F.Zhang, G.Y.Li Z.B.Li, W.J.Hui and Y.Q.Weng: Acta Mater., 2004, 52, 5235,18 J.M.Zhang, Z.G.Yang, S.X.Li, G.Y.Li, W.J.Hui and Y.Q.Weng: Acta Metall. Sim., 2006, 42, 259. (in Chinese)19 J.M.Zhang, S.X.Li, Z.G.Yang, G.Y.Li, W.J.Hui and Y.Q.Weng: Int. J. Fatigue, 2007, 29(4), 765. 20 Y.Murakami