4Cr5MoSiV1热作模具钢700 ℃的低周疲劳行为

工程科学学报 Chinese Journal of Engineering 4Cr5 MoSiV1热作模具钢700℃的低周疲劳行为 赵超黄进峰张津解国良连勇李德晨马昱张尊君高文张程 Low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 hot-work die steel at 700 ZHAO Chao,HUANG Jin-feng.ZHANG Jin,XIE Guo-liang.LIAN Yong.LI De-chen,MA Min-yu,ZHANG Zun-jun,GAO Wen,ZHANG Cheng 引用本文： 赵超，黄进峰，张津，解国良，连勇，李德晨，马昱，张尊君，高文，张程.4C5 MoSiV1热作模具钢700℃的低周疲劳行为仞.工 程科学学报，2020,42(5)：602-611.doi:10.13374.issn2095-9389.2019.06.10.004 ZHAO Chao,HUANG Jin-feng.ZHANG Jin,XIE Guo-liang,LIAN Yong.LI De-chen,MA Min-yu,ZHANG Zun-jun,GAO Wen, ZHANG Cheng.Low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 hot-work die steel at 700 C[J].Chinese Journal of Engineering,2020, 42(5:602-611.doi:10.13374/1.issn2095-9389.2019.06.10.004 在线阅读View online:https::/doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.06.10.004 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 基于应变控制的4Cr5 MoSiV1热作模具钢热机械疲劳行为 Strain-controlled thermal-mechanical fatigue behavior of 4Cr5MoSiVI hot work die steel 工程科学学报.2018,40(1)：76htps/doi.org/10.13374.issn2095-9389.2018.01.010 应力比对TC4钛合金超高周疲劳失效机理的影响 Effect of stress ratio on the very high-cycle fatigue failure mechanism of TC4 titanium alloy 工程科学学报.2019,41(2：254 https:1doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.02.013 基于夹杂-细晶粒区-鱼眼疲劳失效的超长寿命预测模型 Aprediction model for the very high cycle fatigue life for inclusion-FGA(fine granular area)-fisheye induced fatigue failure 工程科学学报.2017,39(4：567 https::/1doi.org10.13374j.issn2095-9389.2017.04.012 两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 High temperature friction and wear properties of two hot work die steels 工程科学学报.2019,41(7)：906 https::/1oi.org/10.13374.issn2095-9389.2019.07.009 GH4169合金高温疲劳裂纹扩展的微观损伤机制 Microscopic damage mechanisms during fatigue crack propagation at high temperature in GH4169 superalloy 工程科学学报.2018,40(7)：822 https:ldoi.org10.13374j.issn2095-9389.2018.07.008 38MnB5热成形钢高温变形行为及本构方程 High-temperature deformation behavior and constitutive relationship of press-hardening steel 38MnB5 工程科学学报.2019,41(4)：470 https:/1doi.org/10.13374.issn2095-9389.2019.04.007

4Cr5MoSiV1热作模具钢700 ℃的低周疲劳行为 赵超 黄进峰 张津 解国良 连勇 李德晨 马昱 张尊君 高文 张程 Low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 hot-work die steel at 700 ZHAO Chao, HUANG Jin-feng, ZHANG Jin, XIE Guo-liang, LIAN Yong, LI De-chen, MA Min-yu, ZHANG Zun-jun, GAO Wen, ZHANG Cheng 引用本文: 赵超, 黄进峰, 张津, 解国良, 连勇, 李德晨, 马昱, 张尊君, 高文, 张程. 4Cr5MoSiV1热作模具钢700 ℃的低周疲劳行为[J]. 工 程科学学报, 2020, 42(5): 602-611. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2019.06.10.004 ZHAO Chao, HUANG Jin-feng, ZHANG Jin, XIE Guo-liang, LIAN Yong, LI De-chen, MA Min-yu, ZHANG Zun-jun, GAO Wen, ZHANG Cheng. Low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 hot-work die steel at 700 ℃[J]. Chinese Journal of Engineering, 2020, 42(5): 602-611. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2019.06.10.004 在线阅读 View online: https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.06.10.004 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 基于应变控制的4Cr5MoSiV1热作模具钢热机械疲劳行为 Strain-controlled thermal-mechanical fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 hot work die steel 工程科学学报. 2018, 40(1): 76 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2018.01.010 应力比对TC4钛合金超高周疲劳失效机理的影响 Effect of stress ratio on the very high-cycle fatigue failure mechanism of TC4 titanium alloy 工程科学学报. 2019, 41(2): 254 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.02.013 基于夹杂-细晶粒区-鱼眼疲劳失效的超长寿命预测模型 Aprediction model for the very high cycle fatigue life for inclusion-FGA (fine granular area) -fisheye induced fatigue failure 工程科学学报. 2017, 39(4): 567 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.04.012 两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 High temperature friction and wear properties of two hot work die steels 工程科学学报. 2019, 41(7): 906 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.07.009 GH4169合金高温疲劳裂纹扩展的微观损伤机制 Microscopic damage mechanisms during fatigue crack propagation at high temperature in GH4169 superalloy 工程科学学报. 2018, 40(7): 822 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2018.07.008 38MnB5热成形钢高温变形行为及本构方程 High-temperature deformation behavior and constitutive relationship of press-hardening steel 38MnB5 工程科学学报. 2019, 41(4): 470 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.04.007

工程科学学报.第42卷.第5期：602-611.2020年5月 Chinese Journal of Engineering,Vol.42,No.5:602-611,May 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.06.10.004;http://cje.ustb.edu.cn 4Cr5 MoSiV1热作模具钢700℃的低周疲劳行为 赵超)，黄进峰2)四，张津，解国良2)，连勇)，李德晨，马旻昱， 张尊君2，高文)，张程) 1)北京科技大学新材料技术研究院，北京1000832)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京1000833)河南科技大学金属材料 磨损控制与成型技术国家地方联合工程研究中心，洛阳471003 ☒通信作者，E-mail:ustbhuangif@163.com 摘要采用轴向应变幅控制的低周疲劳试验研究了总应变幅对4C5 MoSiV1热作模具钢700℃低周疲劳行为的影响，包括 循环应力响应行为、循环应力应变行为、循环迟滞回线和应变疲劳寿命行为等.结果表明：随着总应变幅从02%增大到 0.6%.4C5 MoSiV1钢在700℃时循环应力响应均表现为先循环硬化再循环软化的特性，并且应力幅最大值从220MPa增大 到308MPa.同时.随着总应变幅的增大，4C5 MoSiV1钢在700℃下的低周疲劳寿命由6750循环周次降低到210循环周次， 且其过渡寿命约为1313循环周次.疲劳断口形貌分析结果显示，高温低周疲劳过程中裂纹主要萌生于试样表面处.且随着应 变幅增大，裂纹源逐渐增多，疲劳条纹间距变宽，其断裂方式由韧性断裂转变为脆性断裂.透射电镜分析结果显示，循环软化 可能与板条结构转变为胞状结构、基体发生位错湮灭、碳化物的析出和粗化有关 关键词4C5 MoSiV1钢：高温低周疲劳：循环硬化或软化：疲劳寿命：疲劳断口 分类号TG115.5 Low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 hot-work die steel at 700 C ZHAO Chao,HUANG Jin-feng,ZHANG Jin,XIE Guo-liang,LIAN Yong,LI De-chen,MA Min-yu,ZHANG Zun-jun,GAO Wen,ZHANG Cheng 1)Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 3)National Joint Engineering Research Center for Abrasion Control and Molding of Metal Materials,Henan University of Science and Technology, Luoyang 471003,China Corresponding author,E-mail:ustbhuangif@163.com ABSTRACT 4Cr5MoSiV1 hot-die steel exhibits excellent thermal fatigue and comprehensive mechanical properties,and it is widely used in hot forging die and hot extrusion die.Under actual service conditions,mold cavity temperature reaches 700 C during mold operation.Mold cavity surface produces tension and compression strain owing to acute heat and cooling-constraints of subsurface layer, thereby resulting in local plastic deformation of mold and low-cycle fatigue.Therefore,low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiVI steel at 700 C is studied to provide reference data for component design and life prediction of 4Cr5MoSiVI steel.The effect of total strain amplitude on low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 C has not been studied.The influence of total strain amplitude on the low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiVI steel at 700 C was studied using the low-cycle fatigue test with an axial strain amplitude control,including cyclic stress-response behavior,cyclic stress-strain behavior,cyclic hysteresis loop,and strain-fatigue life behavior. Results show that,with the increase of the total strain amplitude from 0.2%to 0.6%,the cyclic stress responses of 4Cr5MoSiVI steel at 700 C show the characteristics of cyclic hardening and recycling softening,and the maximum stress amplitude increases from 220 MPa 收稿日期：2019-06-10 基金项目：北京市重点实验室基金资助项目(SYS100080419)

4Cr5MoSiV1 热作模具钢 700 ℃ 的低周疲劳行为 赵 超1)，黄进峰2) 苣，张 津1)，解国良2)，连 勇1)，李德晨2)，马旻昱1)， 张尊君2)，高 文1)，张 程3) 1) 北京科技大学新材料技术研究院，北京 100083 2) 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京 100083 3) 河南科技大学金属材料 磨损控制与成型技术国家地方联合工程研究中心，洛阳 471003 苣通信作者，E-mail：ustbhuangjf@163.com 摘    要    采用轴向应变幅控制的低周疲劳试验研究了总应变幅对 4Cr5MoSiV1 热作模具钢 700 ℃ 低周疲劳行为的影响，包括 循环应力响应行为、循环应力应变行为、循环迟滞回线和应变疲劳寿命行为等. 结果表明：随着总应变幅从 0.2% 增大到 0.6%，4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时循环应力响应均表现为先循环硬化再循环软化的特性，并且应力幅最大值从 220 MPa 增大 到 308 MPa. 同时，随着总应变幅的增大，4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 下的低周疲劳寿命由 6750 循环周次降低到 210 循环周次， 且其过渡寿命约为 1313 循环周次. 疲劳断口形貌分析结果显示，高温低周疲劳过程中裂纹主要萌生于试样表面处，且随着应 变幅增大，裂纹源逐渐增多，疲劳条纹间距变宽，其断裂方式由韧性断裂转变为脆性断裂. 透射电镜分析结果显示，循环软化 可能与板条结构转变为胞状结构、基体发生位错湮灭、碳化物的析出和粗化有关. 关键词    4Cr5MoSiV1 钢；高温低周疲劳；循环硬化或软化；疲劳寿命；疲劳断口 分类号    TG115.5 Low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 hot-work die steel at 700 ℃ ZHAO Chao1) ，HUANG Jin-feng2) 苣 ，ZHANG Jin1) ，XIE Guo-liang2) ，LIAN Yong1) ，LI De-chen2) ，MA Min-yu1) ，ZHANG Zun-jun2) ，GAO Wen1) ，ZHANG Cheng3) 1) Institute for Advanced Materials and Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 3) National Joint Engineering Research Center for Abrasion Control and Molding of Metal Materials, Henan University of Science and Technology, Luoyang 471003, China 苣 Corresponding author, E-mail: ustbhuangjf@163.com ABSTRACT    4Cr5MoSiV1 hot-die steel exhibits excellent thermal fatigue and comprehensive mechanical properties, and it is widely used in hot forging die and hot extrusion die. Under actual service conditions, mold cavity temperature reaches 700 ℃ during mold operation. Mold cavity surface produces tension and compression strain owing to acute heat and cooling-constraints of subsurface layer, thereby resulting in local plastic deformation of mold and low-cycle fatigue. Therefore, low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃ is studied to provide reference data for component design and life prediction of 4Cr5MoSiV1 steel. The effect of total strain amplitude on low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 °C has not been studied. The influence of total strain amplitude on the low-cycle fatigue behavior of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃ was studied using the low-cycle fatigue test with an axial strain amplitude control, including cyclic stress-response behavior, cyclic stress-strain behavior, cyclic hysteresis loop, and strain-fatigue life behavior. Results show that, with the increase of the total strain amplitude from 0.2% to 0.6%, the cyclic stress responses of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃ show the characteristics of cyclic hardening and recycling softening, and the maximum stress amplitude increases from 220 MPa 收稿日期: 2019−06−10 基金项目: 北京市重点实验室基金资助项目（SYS100080419） 工程科学学报，第 42 卷，第 5 期：602−611，2020 年 5 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 42, No. 5: 602−611, May 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.06.10.004; http://cje.ustb.edu.cn

赵超等：4Cr5 MoSiV1热作模具钢700℃的低周疲劳行为 603· to 308 MPa.As the total strain amplitude increases,the low-cycle fatigue life of 4Cr5MoSiVI steel at 700 C decreases from 6750 cycles to 210 cycles,and its transition life is approximately 1313 cycles.The results of fatigue fracture morphology analysis show that the crack mainly occurs on the surface of the sample during the high-temperature low-cycle fatigue.With the increase in the strain amplitude,the crack source gradually increases,the distance between fatigue stripes widens,and the fracture mode changes from ductile to brittle fracture.The results of TEM analysis show that the cyclic softening may be related to the change of lath structure to cellular structure, dislocation annihilation of matrix,carbide precipitation,and coarsening. KEY WORDS 4Cr5MoSiVI steel;high-temperature low-cycle fatigue;cycle hardening or softening;fatigue life;fatigue fracture 4Cr5 MoSiV1热作模具钢具有优良的热疲劳性 表14Cr5 MoSiV1钢的化学成分（质量分数） 以及综合力学性能，并被广泛地推广应用于热锻 Table 1 Chemical compositions of 4Cr5MoSiVI steel % 模具和热挤压模具山.在实际服役条件下，模具工 C Cr Mo V Si Mn Fe 作时型腔温度会达到700℃，型腔表面由于急热 0.40 5.00 1.10 1.001.000.30 Balance 急冷且受次表层的约束而产生拉压应变，致使模 具局部产生塑性变形而产生低周疲劳川.目前，热 作模具钢的高温低周疲劳研究已有很多.日本 Tsuhii等研究了大气和应变幅值对H11(4Cr5 MoSiV) 热作模具钢在600℃下低周疲劳性能的影响，发 现H11钢疲劳寿命随着应变幅增大而降低，循环 应力响应整体呈循环软化趋势；Ma等)和Wang 等均对4Cr5 MoSiV1钢在500℃时不同应变幅 的低周疲劳性能进行研究，并基于疲劳性能提出 了不同的材料寿命预测模型：Zeng等-1研究了 在700℃时机械应变对4Cr5 MoSiV1钢的组织和 碳化物的影响，发现机械应变促进了碳化物析出 和粗化，而且析出碳化物更容易沿变形方向聚集 图14Cr5 MoSiV1钢的微观组织 生长，最终可能导致材料软化或裂纹萌生.由于关 Fig.1 Microstructure of 4Cr5MoSiV1 steel 于4Cr5 MoSiV1钢高温低周疲劳研究的温度均为 500℃，且材料在不同温度时低周疲劳行为差异很 1995,本实验选择圆形比例试样，见图2所示(M 大2，)因此根据实际工况在700℃时4Cr5 MoSiV1 代表普通螺纹直径，r代表倒角半径，C代表45°， 钢的低周疲劳行为研究是很有必要的 中代表直径).高温拉伸试验在DDL50电子万能试 本文开展4Cr5 MoSiV1钢在700℃时不同总应 验机上进行.标准规定试样在30min内加热至测 变幅下的低周疲劳行为研究，研究其循环应力响 试温度，然后在规定测试温度至少保温10~15min 应、疲劳寿命和疲劳断裂等特性，并通过疲劳后的 后开始试验 微观组织对其规律进行解释，从而为4Cr5 MoSiV1 2-r20 mm Φ5+0.03mm2×C2mm 钢的部件设计和寿命预测提供参考数据 1试验材料与方法 15 mm 30mm 15 mm 1.1试验材料 40mm 该试验使用的4Cr5 MoSiV1钢化学成分如表1 90 mm 所示.材料的热处理状态为调质态，具体工艺为 1030℃保温0.5h水冷，650℃保温2h后空冷， 图2高温拉伸试样图 4Cr5 MoSiV1钢的调质态组织为板条状回火马氏 Fig.2 High-temperature tensile sample 体，其扫描电镜微观组织照片如图1所示 根据GB/T15248一2002《金属材料轴向等幅 1.2试验方法 低循环疲劳试验方法》，试验图纸如图3所示，通 根据《金属材料高温拉伸试验》GBT4338一 过机械加工将材料试样加工成直径6.5mm、标距

to 308 MPa. As the total strain amplitude increases, the low-cycle fatigue life of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃ decreases from 6750 cycles to 210 cycles, and its transition life is approximately 1313 cycles. The results of fatigue fracture morphology analysis show that the crack mainly occurs on the surface of the sample during the high-temperature low-cycle fatigue. With the increase in the strain amplitude, the crack source gradually increases, the distance between fatigue stripes widens, and the fracture mode changes from ductile to brittle fracture. The results of TEM analysis show that the cyclic softening may be related to the change of lath structure to cellular structure, dislocation annihilation of matrix, carbide precipitation, and coarsening. KEY WORDS    4Cr5MoSiV1 steel；high-temperature low-cycle fatigue；cycle hardening or softening；fatigue life；fatigue fracture 4Cr5MoSiV1 热作模具钢具有优良的热疲劳性 以及综合力学性能，并被广泛地推广应用于热锻 模具和热挤压模具[1] . 在实际服役条件下，模具工 作时型腔温度会达到 700 ℃[2] ，型腔表面由于急热 急冷且受次表层的约束而产生拉压应变，致使模 具局部产生塑性变形而产生低周疲劳[3] . 目前，热 作模具钢的高温低周疲劳研究已有很多. 日本 Tsuhii 等[4] 研究了大气和应变幅值对 H11（4Cr5MoSiV） 热作模具钢在 600 ℃ 下低周疲劳性能的影响，发 现 H11 钢疲劳寿命随着应变幅增大而降低，循环 应力响应整体呈循环软化趋势；Ma 等[5] 和 Wang 等[6] 均对 4Cr5MoSiV1 钢在 500 ℃ 时不同应变幅 的低周疲劳性能进行研究，并基于疲劳性能提出 了不同的材料寿命预测模型；Zeng 等[7−8] 研究了 在 700 ℃ 时机械应变对 4Cr5MoSiV1 钢的组织和 碳化物的影响，发现机械应变促进了碳化物析出 和粗化，而且析出碳化物更容易沿变形方向聚集 生长，最终可能导致材料软化或裂纹萌生. 由于关 于 4Cr5MoSiV1 钢高温低周疲劳研究的温度均为 500 ℃，且材料在不同温度时低周疲劳行为差异很 大[2, 9] ，因此根据实际工况在 700 ℃ 时 4Cr5MoSiV1 钢的低周疲劳行为研究是很有必要的. 本文开展 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时不同总应 变幅下的低周疲劳行为研究，研究其循环应力响 应、疲劳寿命和疲劳断裂等特性，并通过疲劳后的 微观组织对其规律进行解释，从而为 4Cr5MoSiV1 钢的部件设计和寿命预测提供参考数据. 1    试验材料与方法 1.1    试验材料 该试验使用的 4Cr5MoSiV1 钢化学成分如表 1 所示. 材料的热处理状态为调质态，具体工艺为 1030 ℃ 保温 0.5 h 水冷， 650 ℃ 保温 2 h 后空冷， 4Cr5MoSiV1 钢的调质态组织为板条状回火马氏 体，其扫描电镜微观组织照片如图 1 所示. 1.2    试验方法 根据《金属材料高温拉伸试验》GB/T4338— 1995，本实验选择圆形比例试样，见图 2 所示（M 代表普通螺纹直径，r 代表倒角半径，C 代表 45°， ϕ 代表直径）. 高温拉伸试验在 DDL50 电子万能试 验机上进行. 标准规定试样在 30 min 内加热至测 试温度，然后在规定测试温度至少保温 10～15 min 后开始试验. 根据 GB/T15248—2002《金属材料轴向等幅 低循环疲劳试验方法》，试验图纸如图 3 所示，通 过机械加工将材料试样加工成直径 6.5 mm、标距 表 1 4Cr5MoSiV1 钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical compositions of 4Cr5MoSiV1 steel % C Cr Mo V Si Mn Fe 0.40 5.00 1.10 1.00 1.00 0.30 Balance 10 μm 53.6 μm 5000× BSD Full 15kv-Mapping hh13-0.0 DEC 01 2018 16:12 图 1 4Cr5MoSiV1 钢的微观组织 Fig.1 Microstructure of 4Cr5MoSiV1 steel 2-r20 mm M12 mm ϕ5+0.03 mm 2×C2 mm 15 mm 15 mm 30 mm 40 mm 90 mm 图 2 高温拉伸试样图 Fig.2 High-temperature tensile sample 赵 超等： 4Cr5MoSiV1 热作模具钢 700 ℃ 的低周疲劳行为 · 603 ·

604 工程科学学报，第42卷，第5期 28mm和总长度110mm的低周疲劳试样.材料低 2 试验结果与分析 周疲劳测试在MTS NEW8I0电子液压伺服疲劳试 验机上进行，应变比R=-1,应变时间控制波形为 2.1高温拉伸性能 三角波，控制应变幅为±0.2%，士0.3%，0.4%，±0.6%， 方软志等o和Wang等对4Cr5 MoSiV1钢的 高温拉伸性能进行了深入研究，发现随着温度的 试验温度取700℃，采用轴向总应变控制的拉-压 循环加载方式，用轴向高温引伸计控制试样经受 升高，抗拉强度和屈服强度均持续下降，塑韧性增 高.当温度从常温升到400℃时，其强度下降缓 不同的总应变幅，所有疲劳试样至断裂失效.疲劳 慢；当温度从400℃升温到700℃时，其强度下降 寿命（即与疲劳破坏相对应的次数）N是到达失效 很快.因此，当温度为700℃时，材料的强度变得 循环的次数.由于循环应力应变环在N5到N2 很低导致承载能力变弱而容易断裂.因此，本文着 之间趋于稳定，因此将稳态迟滞环的循环次数设 重研究其700℃时的高温拉伸性能，从而为疲劳 为N2 试验提供数据 本试验4Cr5 MoSiV1钢在700℃时的具体性 1×45° 2-r20 mm 6.5mm 1×45 能数据如表2所示，静态拉伸曲线如图4所示.由 图4(b)可知，当应变0.6%时，应力约为202MPa,将 , 大于屈服强度187MPa,材料会产生永久变形而使 30mm 28 mm 模具失效：当应变0.2%时，应力约为102MPa,材料 110mm 塑性变形程度较低.根据实际工况和4Cr5 MoSiV1 图3低周疲劳试样图 钢的700℃拉伸试验结果分析，本文疲劳试验的 Fig.3 Low-cycle fatigue test specimen 总应变幅假设为0.2%~0.6% 采用FEI Quanta250型扫描电子显微镜观察 表24Cr5 MoSiV1钢的700℃机械性能 试样断口形貌.试样低周疲劳测试断裂后，利用线 Table 2 Mechanical properties of 4Cr5MoSiV1 steel at 700C 切割设备在距离疲劳断口约1mm处线切割疲劳 Yield strength, Tensile strength.Elongation,Reduction of area, 试样，切割过程中要注意不能损坏污染断口，切割 00.2/MPa 0/MPa A/% Z/% 187 331 60 91 完成后将疲劳试样断口部分放入丙酮溶液中利用 超声波设备进行超声清洗，从而获得洁净的疲劳 2.2 循环应力响应行为 试样断口，清洗完成后进行干燥 4Cr5 MoSiV1钢在700℃时的循环应力响应 采用Tecnai F30场发射透射电子显微镜观察 曲线如图5所示.随着总应变幅的增加，疲劳循环 碳化物的形貌、位错结构和晶界等.将断口附近 应力响应均呈现出先增大后减小的趋势，循环硬 试样线切割出的0.3mm薄片机械减薄至50μm 化、软化速率随着总应变幅的增加而增大.当总 后，冲成直径3mm的圆片，再用电解双喷减薄法 应变幅△s/2为0.2%、0.3%、0.4%和0.6%时，初始 设备制备透射电镜试样，双喷液为95%无水乙 循环应力幅值分别为215、257.5、288.5和293.5MPa 醇+5%高氯酸溶液，温度-30℃~-20℃. 分别经过42、22、12和4循环周次后应力幅达到 400 400 (a) (b) 300 300 200 202 MPa 100 100 102 MPa 0 68101214 16 0.1 0.2 0.30.40.5 0.6 0.70.8 Strain/% Strain/% 图400℃静态试验结果.(a)拉伸曲线：(b)左图中所选应变范围的局部放大图 Fig.4 Results of static tests:(a)tension diagrams,(b)magnification of the left diagram section and selection of deformation amplitude

28 mm 和总长度 110 mm 的低周疲劳试样. 材料低 周疲劳测试在 MTS NEW810 电子液压伺服疲劳试 验机上进行，应变比 R=−1，应变时间控制波形为 三角波，控制应变幅为±0.2%，±0.3%，±0.4%，±0.6%， 试验温度取 700 ℃，采用轴向总应变控制的拉−压 循环加载方式，用轴向高温引伸计控制试样经受 不同的总应变幅，所有疲劳试样至断裂失效. 疲劳 寿命（即与疲劳破坏相对应的次数）Nf 是到达失效 循环的次数. 由于循环应力应变环在 Nf /5 到 Nf /2 之间趋于稳定，因此将稳态迟滞环的循环次数设 为 Nf /2. 采用 FEI Quanta 250 型扫描电子显微镜观察 试样断口形貌. 试样低周疲劳测试断裂后，利用线 切割设备在距离疲劳断口约 1 mm 处线切割疲劳 试样，切割过程中要注意不能损坏污染断口，切割 完成后将疲劳试样断口部分放入丙酮溶液中利用 超声波设备进行超声清洗，从而获得洁净的疲劳 试样断口，清洗完成后进行干燥. 采用 Tecnai F30 场发射透射电子显微镜观察 碳化物的形貌、位错结构和晶界等. 将断口附近 试样线切割出的 0.3 mm 薄片机械减薄至 50 μm 后，冲成直径 3 mm 的圆片，再用电解双喷减薄法 设备制备透射电镜试样，双喷液为 95% 无水乙 醇+5% 高氯酸溶液，温度−30 ℃～−20 ℃. 2    试验结果与分析 2.1    高温拉伸性能 方钦志等[10] 和 Wang 等[11] 对 4Cr5MoSiV1 钢的 高温拉伸性能进行了深入研究，发现随着温度的 升高，抗拉强度和屈服强度均持续下降，塑韧性增 高. 当温度从常温升到 400 ℃ 时，其强度下降缓 慢；当温度从 400 ℃ 升温到 700 ℃ 时，其强度下降 很快. 因此，当温度为 700 ℃ 时，材料的强度变得 很低导致承载能力变弱而容易断裂. 因此，本文着 重研究其 700 ℃ 时的高温拉伸性能，从而为疲劳 试验提供数据. 本试验 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的具体性 能数据如表 2 所示，静态拉伸曲线如图 4 所示. 由 图 4（b）可知，当应变 0.6% 时，应力约为 202 MPa，将 大于屈服强度 187 MPa，材料会产生永久变形而使 模具失效；当应变 0.2% 时，应力约为 102 MPa，材料 塑性变形程度较低. 根据实际工况和 4Cr5MoSiV1 钢的 700 ℃ 拉伸试验结果分析，本文疲劳试验的 总应变幅假设为 0.2%～0.6%. 2.2    循环应力响应行为 ∆εt/2 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的循环应力响应 曲线如图 5 所示. 随着总应变幅的增加，疲劳循环 应力响应均呈现出先增大后减小的趋势，循环硬 化、软化速率随着总应变幅的增加而增大. 当总 应变幅 为 0.2%、0.3%、0.4% 和 0.6% 时，初始 循环应力幅值分别为 215、257.5、288.5 和 293.5 MPa， 分别经过 42、22、12 和 4 循环周次后应力幅达到 表 2 4Cr5MoSiV1 钢的 700 ℃ 机械性能 Table 2 Mechanical properties of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 °C Yield strength， σ0.2/MPa Tensile strength， σm/MPa Elongation， A/% Reduction of area， Z/% 187 331 60 91 2-r20 mm M12 mm ϕ6.5 mm 1×45° 1×45° 30 mm 28 mm 110 mm 图 3 低周疲劳试样图 Fig.3 Low-cycle fatigue test specimen 400 300 200 100 0 0 2 4 6 8 Strain/% Stress/MPa 10 12 14 16 (a) 400 300 200 100 0 Strain/% Stress/MPa 102 MPa 202 MPa 0.1 (b) 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 图 4 700 ℃ 静态试验结果. （a） 拉伸曲线；（b） 左图中所选应变范围的局部放大图 Fig.4 Results of static tests: (a) tension diagrams; (b) magnification of the left diagram section and selection of deformation amplitude · 604 · 工程科学学报，第 42 卷，第 5 期

赵超等：4Cr5 MoSiV1热作模具钢700℃的低周疲劳行为 605· 最大值，分别为220、276、305.5和308MPa.综上 280 所述，随着总应变幅的增加，初始循环应力幅和最 Fitted curve:)=2.4474+0.0998x 260 R-squared:R=0.9913 大应力幅逐渐增大，而循环硬化阶段的循环周次 数逐渐减小 240 320 -量-△c/2=0.2% 300 △/2=0.3% 220 ·△E2=0.4% △c2=0.6% 260 240 200 102 10 10° 220 (△E2)/% 200 图64C5 MoSiV1钢在700℃时的循环应力幅与塑性应变辐的关 180 系曲线 160 Fig.6 Cyclic stress amplitude versus plastic strain amplitude of 10 10 102 103 10 4Cr5MoSiV1 steel at 700 C Cycles 0.3 图54Cr5 MoSiV1钢700℃的循环应力响应 ■△/2-0.2/% ■△c2=0.3/% Fig.5 Cyclic stress response of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 C 0.2■△c/2=0.4/% ■△c2=0.6/% 随着疲劳循环周次数的增加，循环应力响应 0.1 曲线包含三个阶段：早期的循环硬化阶段，中期的 循环软化阶段和后期的瞬间断裂阶段.根据不同 阶段所占的比例看出，第一阶段是一个明显的循 -0.1 环硬化阶段，它占疲劳寿命的比例小于2%：第二 02 阶段为循环软化阶段，占整个疲劳寿命的90%以 -0.31 -0.6-0.4-0.200.20.40.6 上；第三阶段为瞬间断裂阶段，由于材料的瞬间失 Strain amplitude/% 效，应力幅突然下降 图74Cr5 MoSiV1钢在不同应变幅下半寿命时的迟滞回线 2.3循环应力应变行为 Fig.7 Hysteresis loops of 4Cr5MoSiVI steel at half lifetime under 材料的循环应力-应变行为是低周疲劳研究的 various strain amplitudes 一个重要方面，它反应了材料在低周疲劳条件下 增大，这说明循环变形所消耗的塑性功随总应变 的真实应力-应变特性.4Cr5 MoSiV1钢在700℃ 幅增加而增大，即循环韧性越来越差 时的循环应力幅与塑性应变幅的关系曲线如图6 2.5应变疲劳寿命 所示，图中数据点均为半寿命时的循环迟滞回线 4Cr5 MoSiV1钢在700℃时的疲劳测试结果 求得.材料的循环应力-应变曲线可用如下关系式 如表3所示，其中△8e/2和△8，/2分别取半寿命迟滞 (1)表示： 回线对应的弹性应变幅和塑性应变幅的数据，并 △c/2=K'(A,/2 (1) 用Manso-Coffin方程进行疲劳寿命预测. 著名的Manson-coffin方程认为低周疲劳中弹 其中，△σ/2为循环应力幅，△ep/2为塑性应变幅， 性应变幅、塑性应变幅和疲劳失效反向数呈指数 K为循环强度系数，n为循环应变硬化指数.根据 关系，可用下式(2)、(3)和(4)表示： 公式(1)采用双对数坐标进行线性回归分析，即可 得到n=0.0998和K=280MPa,从而得出4Cr5 MoSiV1 兰=受+学-2N+r2Nr E (2) 钢00℃的循环应力幅与塑性应变幅的关系方程 为△c/2=280(△Sp/2)0.098 兰-g2NP (3) 2 2.4循环迟滞回线 迟滞环包围的面积代表材料塑性变形时外 sp=E'2N (4) 2 力所做的功或所消耗的能量，也代表材料抵抗 式中：2W为载荷反向周次数；or'为疲劳强度系数，MPa: 循环变形的能力，同样称为循环韧性.图7为 E为试验材料在700℃时的弹性模量，MPa;b为疲 4Cr5 MoSiV1钢在700℃时低周疲劳半寿命循环 劳强度指数：为疲劳延性系数；c为疲劳延性指数 迟滞回线.迟滞环的面积随着总应变幅的增加而 △s、△e和△s,均来自于半寿命迟滞循环N=W/2

最大值，分别为 220、276、305.5 和 308 MPa. 综上 所述，随着总应变幅的增加，初始循环应力幅和最 大应力幅逐渐增大，而循环硬化阶段的循环周次 数逐渐减小. 随着疲劳循环周次数的增加，循环应力响应 曲线包含三个阶段：早期的循环硬化阶段，中期的 循环软化阶段和后期的瞬间断裂阶段. 根据不同 阶段所占的比例看出，第一阶段是一个明显的循 环硬化阶段，它占疲劳寿命的比例小于 2%；第二 阶段为循环软化阶段，占整个疲劳寿命的 90% 以 上；第三阶段为瞬间断裂阶段，由于材料的瞬间失 效，应力幅突然下降. 2.3    循环应力应变行为 材料的循环应力−应变行为是低周疲劳研究的 一个重要方面，它反应了材料在低周疲劳条件下 的真实应力−应变特性. 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的循环应力幅与塑性应变幅的关系曲线如图 6 所示，图中数据点均为半寿命时的循环迟滞回线 求得. 材料的循环应力−应变曲线可用如下关系式 （1）表示[12] ： ∆σ/2 = K ′ ( ∆εp/2 )n ′ （1） ∆σ/2 ∆εp/2 K ′ n ′ n ′ = 0.0998 ∆σ/2 = 280(∆εp/2)0.0998 其中， 为循环应力幅， 为塑性应变幅， 为循环强度系数， 为循环应变硬化指数. 根据 公式（1）采用双对数坐标进行线性回归分析，即可 得到 和K'=280 MPa，从而得出4Cr5MoSiV1 钢 700 ℃ 的循环应力幅与塑性应变幅的关系方程 为 . 2.4    循环迟滞回线 迟滞环包围的面积代表材料塑性变形时外 力所做的功或所消耗的能量，也代表材料抵抗 循环变形的能力 ，同样称为循环韧性 . 图 7 为 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时低周疲劳半寿命循环 迟滞回线. 迟滞环的面积随着总应变幅的增加而 增大，这说明循环变形所消耗的塑性功随总应变 幅增加而增大，即循环韧性越来越差. 2.5    应变疲劳寿命 ∆εe/2 ∆εp/2 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的疲劳测试结果 如表 3 所示，其中 和 分别取半寿命迟滞 回线对应的弹性应变幅和塑性应变幅的数据，并 用 Manson-Coffin 方程进行疲劳寿命预测. 著名的 Manson-coffin 方程认为低周疲劳中弹 性应变幅、塑性应变幅和疲劳失效反向数呈指数 关系，可用下式（2）、（3）和（4）表示[12] ： ∆εt 2 = ∆εe 2 + ∆εp 2 = σf ′ E (2Nf) b +εf ′ (2Nf) c （2） ∆εe 2 = σf ′ E (2Nf) b （3） ∆εp 2 = εf ′ (2Nf) c （4） 2Nf σf ′ εf ′ ∆εt ∆εe ∆εp Nf/2 式中： 为载荷反向周次数； 为疲劳强度系数，MPa； E 为试验材料在 700 ℃ 时的弹性模量，MPa；b 为疲 劳强度指数； 为疲劳延性系数；c 为疲劳延性指数. 、 和 均来自于半寿命迟滞循环 N= . 320 160 100 101 102 103 Cycles Δεt /2=0.6% Δεt /2=0.4% Δεt /2=0.3% Δεt /2=0.2% Stress amplitude/MPa 104 300 280 260 240 220 200 180 图 5 4Cr5MoSiV1 钢 700 ℃ 的循环应力响应 Fig.5 Cyclic stress response of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃ 280 200 10−2 10−1 Fitted curve: y=2.4474+0.0998x R-squared: R 2=0.9913 (Δεp /2)/% (Δσ/2)/MPa 100 260 240 220 图 6 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的循环应力幅与塑性应变幅的关 系曲线 Fig.6 Cyclic stress amplitude versus plastic strain amplitude of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃ 0.3 −0.3 −0.6 −0.4 0.4 −0.2 0 0.2 Strain amplitude/% Δεt /2=0.6/% Δεt /2=0.4/% Δεt /2=0.3/% Δεt /2=0.2/% Stress amplitude/GPa 0.6 0.2 0.1 0 −0.2 −0.1 图 7 4Cr5MoSiV1 钢在不同应变幅下半寿命时的迟滞回线 Fig.7 Hysteresis loops of 4Cr5MoSiV1 steel at half lifetime under various strain amplitudes 赵 超等： 4Cr5MoSiV1 热作模具钢 700 ℃ 的低周疲劳行为 · 605 ·

606 工程科学学报，第42卷，第5期 表34Cr5 MoSiV1钢的低周疲劳测试结果 10 =2626,-0.34 Table 3 Low-cycle fatigue test results of 4Cr5MoSiVI steel (△e/2V% (△cJ2)/% (△E2)M% W 0.2 0.1425 0.0575 6750 g 0.164 0.136 2399 0.4 0.171 0.229 618 -△c2-2N 0.6 0.164 0.436 210 △x/2-2N 2W=2626 -△c2-2N σ和b描述在疲劳试验过程中材料弹性变形阶段 10- 102 103 10 105 的力学性能和对材料的疲劳寿命的影响.和c描 2N 述塑性变形阶段内对材料的疲劳寿命的影响 图84Cr5 MoSiV1钢在700℃时的应变幅-载荷反向周次关系曲线 根据式(3)和(4)对图8进行双对数线性回归 Fig.8 Strain amplitudes versus reversals to failure curves of 4Cr5MoSiVI steel at 700 C 分析，进而得出4Cr5 MoSiV1钢在低周疲劳条件下 的各个参数：σt/E=2.166,b=-0.038,8r=0.1278, 性对疲劳抗力其主要作用；当N<N时，弹性应变大 =-0.557.将各值代入式(2)得到了塑性应变幅-载 于塑性应变，因此弹性应变对疲劳的贡献大于塑 荷反向周次关系方程：△s/2=2.166(2N)-0.038+ 性应变，即材料的强度对疲劳抗力起主要作用.由 0.1278(2N)0.557,根据此表达式可对热作模具钢 图8可知，4Cr5 MoSiV1钢在700℃时的过渡疲劳 4Cr5 MoSiV1的低周疲劳寿命进行预测. 寿命N为1313循环，对应的总应变幅约为0.34% 通常将塑性应变幅恰好等于弹性应变幅时 因此得出结论：总应变幅小于0.34%，4Cr5 MoSiV1 (图8中△e/2-2N和△sp/2-2N的两条拟合线交点) 钢的疲劳寿命由强度决定；总应变幅大于0.34% 所对应的疲劳寿命称为过渡寿命N,N被认为是反 时，4Cr5 MoSiV1钢的疲劳寿命由塑性决定 映材料低周疲劳性能的一个关键指标.影响材料 2.6疲劳断口形貌 过渡疲劳寿命大小的因素主要是材料的强度和塑 对4Cr5 MoSiV1钢在700℃时总应变幅为0.2%、 性).通常材料的强度越高塑性越低，其过渡疲劳 0.3%、0.4%和0.6%的低周疲劳断口形貌进行了观 寿命越低.当N<N时，塑性应变大于弹性应变，其 察分析，目的是研究4Cr5 MoSiV1钢在700℃下的 塑性应变对疲劳的贡献大于弹性应变，材料的塑 疲劳断裂行为.其断口形貌（如图9~11所示）均 a Fatigue source Fatigue source (c) (d) Fatigue source Fatigue source 图94Cr5 MoSiV1钢在不同应变幅下的源区形貌.(a)△/2-0.2%：(b)△/2=0.3%：(c)△s/2=0.4%:(d)△s/2=0.6% Fig.9 Crack initiating source area morphology of 4Cr5MoSiVI steel at different strain amplitudes:(a)Ast/2 =0.2%;(b)Ast/2=0.3%;(c) △/2=0.4%；(d)△/2=0.6%

σf ′ εf ′ 和 b 描述在疲劳试验过程中材料弹性变形阶段 的力学性能和对材料的疲劳寿命的影响. 和 c 描 述塑性变形阶段内对材料的疲劳寿命的影响. σf ′ /E εf ′ ∆εt/2 = 2.166(2Nf) −0.038+ 0.1278(2Nf) −0.557 根据式（3）和（4）对图 8 进行双对数线性回归 分析，进而得出 4Cr5MoSiV1 钢在低周疲劳条件下 的 各 个 参 数 ： =2.166， b=−0.038， =0.1278， c=−0.557. 将各值代入式（2）得到了塑性应变幅−载 荷 反 向 周 次 关 系 方 程 ： ，根据此表达式可对热作模具钢 4Cr5MoSiV1 的低周疲劳寿命进行预测. ∆εe/2 2Nf ∆εp/2 2Nf Nt Nt Nf Nt 通常将塑性应变幅恰好等于弹性应变幅时 （图 8 中 − 和 − 的两条拟合线交点） 所对应的疲劳寿命称为过渡寿命 ， 被认为是反 映材料低周疲劳性能的一个关键指标. 影响材料 过渡疲劳寿命大小的因素主要是材料的强度和塑 性[13] . 通常材料的强度越高塑性越低，其过渡疲劳 寿命越低. 当 < 时，塑性应变大于弹性应变，其 塑性应变对疲劳的贡献大于弹性应变，材料的塑 Nt Nf Nt 性对疲劳抗力其主要作用；当 < 时，弹性应变大 于塑性应变，因此弹性应变对疲劳的贡献大于塑 性应变，即材料的强度对疲劳抗力起主要作用. 由 图 8 可知，4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的过渡疲劳 寿命 为 1313 循环，对应的总应变幅约为 0.34%. 因此得出结论：总应变幅小于 0.34%，4Cr5MoSiV1 钢的疲劳寿命由强度决定；总应变幅大于 0.34% 时，4Cr5MoSiV1 钢的疲劳寿命由塑性决定. 2.6    疲劳断口形貌 对 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时总应变幅为 0.2%、 0.3%、0.4% 和 0.6% 的低周疲劳断口形貌进行了观 察分析，目的是研究 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 下的 疲劳断裂行为. 其断口形貌（如图 9～11 所示）均 表 3 4Cr5MoSiV1 钢的低周疲劳测试结果 Table 3 Low-cycle fatigue test results of 4Cr5MoSiV1 steel (Δεt /2)/% (Δεe /2)/% (Δεp /2)/% Nf 0.2 0.1425 0.0575 6750 0.3 0.164 0.136 2399 0.4 0.171 0.229 618 0.6 0.164 0.436 210 10−2 102 103 104 2Nf 2Nf=2626 x=2626, y=0.34 Δεe /2−2Nf Δεp /2−2Nf Δεt /2−2Nf Stress amplitude/GPa 105 10−1 图 8 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的应变幅−载荷反向周次关系曲线 Fig.8 Strain amplitudes versus reversals to failure curves of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃ (a) (b) (c) Fatigue source Fatigue source Fatigue source Fatigue source (d) 图 9 4Cr5MoSiV1 钢在不同应变幅下的源区形貌. （a） ∆εt/2 = 0.2% ；（b） ∆εt/2 = 0.3% ；（c） ∆εt/2 = 0.4% ；（d） ∆εt/2 = 0.6% ∆εt/2 = 0.2% ∆εt/2 = 0.3% ∆εt/2 = 0.4% ∆εt/2 = 0.6% Fig.9 Crack initiating source area morphology of 4Cr5MoSiV1 steel at different strain amplitudes: (a) ; (b) ; (c) ; (d) · 606 · 工程科学学报，第 42 卷，第 5 期

赵超等：4Cr5 MoSiV1热作模具钢700℃的低周疲劳行为 607· (a) (b) Fatigue striation Secondary crack Secondary crack Fatigue striation 50 um 50 um (c) (d) Fatigue striation Secondary crack Secondary crack Fatigue striation 50μm 50μm 图104Cr5 MoSiV1钢在不同应变幅下的扩展区形貌.(a)△s/2=0.2%:(b)△s/2=0.3%:(c)△s/2=0.4%:(d)△s/2=0.6% Fig.10 Cracking propagation morphology of 4Cr5MoSiVI steel at different strain amplitudes:(a)As/2=0%(b)Ae/2=0.3%:(c)/2=0.4% (d)△s/2=0.6% 四 Dimple Dimple 50m 50μm (c) (d) Dimple Dimple 50μm 50m 图114Cr5 MoSiV1钢在不同应变幅下的疲劳瞬断区形貌.(a)△/2=0.2%：(b)△/2-0.3%：(c)△s/2=0.4%;(d)△s/2=0.6% Fig.11 Final fracture morphology of 4Cr5MoSiVI steel at different strain amplitudes:(a)Ast/2=0.2%;(b)Ast/2=0.3%;(c)As/2=0.4%; (d△s/2=0.6% 可见疲劳断裂的3个区域，即疲劳源区、疲劳扩展 可以发现疲劳裂纹均从试样的外表面开始，沿垂 区和疲劳瞬断区，明显看出应变幅对材料的断裂 直于主应力轴的方向扩展.随着总应变幅的增加， 行为有很大的影响 试样的疲劳源萌生点增多，而且断口边缘也越来 不同总应变幅下的疲劳源区形貌如图9所示 越陡

可见疲劳断裂的 3 个区域，即疲劳源区、疲劳扩展 区和疲劳瞬断区，明显看出应变幅对材料的断裂 行为有很大的影响. 不同总应变幅下的疲劳源区形貌如图 9 所示. 可以发现疲劳裂纹均从试样的外表面开始，沿垂 直于主应力轴的方向扩展. 随着总应变幅的增加， 试样的疲劳源萌生点增多，而且断口边缘也越来 越陡. (a) (b) (c) Fatigue striation Secondary crack Fatigue striation 50 μm 50 μm Secondary crack Fatigue striation Secondary crack Secondary crack Fatigue striation 50 μm 50 μm (d) 图 10 4Cr5MoSiV1 钢在不同应变幅下的扩展区形貌. （a） ∆εt/2 = 0.2% ；（b） ∆εt/2 = 0.3% ；（c） ∆εt/2 = 0.4% ；（d） ∆εt/2 = 0.6% ∆εt/2 = 0.2% ∆εt/2 = 0.3% ∆εt/2 = 0.4% ∆εt/2 = 0.6% Fig.10 Cracking propagation morphology of 4Cr5MoSiV1 steel at different strain amplitudes: (a) ; (b) ; (c) ; (d) (a) (b) (c) Dimple Dimple Dimple Dimple 50 μm 50 μm 50 μm 50 μm (d) 图 11 4Cr5MoSiV1 钢在不同应变幅下的疲劳瞬断区形貌. （a） ∆εt/2 = 0.2% ；（b） ∆εt/2 = 0.3% ；（c） ∆εt/2 = 0.4% ；（d） ∆εt/2 = 0.6% ∆εt/2 = 0.2% ∆εt/2 = 0.3% ∆εt/2 = 0.4% ∆εt/2 = 0.6% Fig.11 Final fracture morphology of 4Cr5MoSiV1 steel at different strain amplitudes: (a) ; (b) ; (c) ; (d) 赵 超等： 4Cr5MoSiV1 热作模具钢 700 ℃ 的低周疲劳行为 · 607 ·

608 工程科学学报，第42卷，第5期 不同总应变幅下的疲劳扩展区形貌如图10所 粒碳化物数量减少、大颗粒碳化物数量增多，说明 示.可观察到疲劳扩展区均存在明显的疲劳条 材料发生碳化物回溶和粗化.由图13(a)和13(c)、 纹和二次裂纹，且在裂纹扩展过程中均表现出穿 图13(b)和13(d)对比得知，经过应变疲劳后材料 晶机制.疲劳条纹反映了材料的延性和疲劳裂纹 中大体积和小体积碳化物数量均增多，说明应变 扩展过程，受化学成分、微观组织和循环载荷的影 促进碳化物析出和长大m由图13(c)和13(d)对 响4)随着总应变幅的增大，疲劳条纹间距随之 比，总应变幅较大且保温时间较短的材料中碳化 增宽和二次裂尺寸变大.疲劳条纹间距是裂纹在一 物数量和体积均较大，而且由于保温时间同样促 个加载周期内传播的距离，疲劳条纹间距越宽 进碳化物粗化，说明在700℃时应变促进碳化物 说明应变幅越大导致裂纹扩展速率越快；二次裂 粗化的作用要大于时间效应 纹越长说明应变幅越大导致应力集中程度越高 4Cr5 MoSiV1钢的调质态组织、在700℃时总 不同总应变幅下的疲劳瞬断区形貌如图I1所 应变幅为0.2%和0.4%低周疲劳的透射电镜组织 示.随着总应变幅增加，瞬断区韧窝数量减少，且 分别如图14(a)、(b)和(c)所示.4Cr5 MoSiV1钢调 韧窝深度变浅和断裂形貌趋于平整，表明材料随 质态组织中板条内和边界处均含有高密度的位错 总应变幅增加由韧性断裂逐渐转变为脆性断裂 和碳化物（图14(a)):总应变幅为0.2%的疲劳组 2.7微观组织 织中板条马氏体转变为亚晶结构，亚晶内和晶界 由图8可知，4Cr5 MoSiV1钢在700℃时的过 处均存在大量的位错缠结和钉扎，并逐渐形成位 渡疲劳寿命对应的总应变幅约为0.34%.并且，总 错胞（图14(b):总应变幅为0.4%的疲劳组织还 应变幅0.2%和0.4%分别与0.3%和0.6%的循环 存在少量的板条结构，且板条和亚晶边界含有大量 应力响应曲线和断裂形貌较接近，因此，本文通过 的细小碳化物（图14(c)).由图14可知，总应变幅 对比总应变幅0.2%和0.4%的微观组织来分析 为0.4%的疲劳组织中晶内碳化物数量较少且晶 4Cr5 MoSiV1钢在700℃的低周疲劳行为规律 界处位错密度较低，但是组织中大体积的碳化物 总应变幅为0.2%和0.4%的循环疲劳实验时间 数量较多、整体位错密度明显较低.4Cr5 MoSiV1 分别为225min和41min.4Cr5 MoSiV1钢在700℃ 钢经过高温低周疲劳后均发生再结晶，高密度位 保温225min和41min后5000倍的组织扫描电镜 错的板条结构逐渐转变为低能量的亚晶和胞状结 照片分别如图12(a)和(b)所示，发现材料经700℃ 构.总应变幅为0.4%的低周疲劳组织中局部区域 保温后组织中板条特征消失，晶界和晶粒内析出 仍存在板条状结构，可能是由于保温时间较短，板 大量的碳化物 条状回火马氏体没有充足的时间发生再结晶；组 4Cr5 MoSiV1钢在700℃时保温225min和 织中晶界处小体积碳化物处没有明显的位错钉扎， 41min后的20000倍组织扫描电镜照片分别如 可能是由于小体积碳化物受应变驱动刚从基体析 图13(a)和(b)所示，其保温时间分别与总应变幅 出，还未对位错钉扎起到明显作用（图14(c) 为0.2%和0.4%时应变加载试验的时间一样； 3讨论 4Cr5 MoSiV1钢在700℃下总应变幅0.2%和0.4%时 低周疲劳后的20000倍扫描电镜组织分别如 3.1循环硬化和软化 图13(c)和(d)所示.由图13(a)和13(b)对比得知， 由图5可知，4Cr5 MoSiV1钢在700℃时的应 4Cr5 MoSiV1钢在700℃随着保温时间延长，小颗 力响应整体趋势呈循环软化)，并包含三个阶段： a (b) 图124Cr5 MoSiV1钢在700℃保温不同时间的微观组织.(a)225min:(b)41min Fig.12 Microstructure of 4Cr5MoSiVI steel at 700 C at different time:(a)225 min:(b)41 min

不同总应变幅下的疲劳扩展区形貌如图 10 所 示. 可观察到疲劳扩展区均存在明显的疲劳条 纹和二次裂纹，且在裂纹扩展过程中均表现出穿 晶机制. 疲劳条纹反映了材料的延性和疲劳裂纹 扩展过程，受化学成分、微观组织和循环载荷的影 响[14−15] . 随着总应变幅的增大，疲劳条纹间距随之 增宽和二次裂尺寸变大. 疲劳条纹间距是裂纹在一 个加载周期内传播的距离[16] ，疲劳条纹间距越宽 说明应变幅越大导致裂纹扩展速率越快；二次裂 纹越长说明应变幅越大导致应力集中程度越高. 不同总应变幅下的疲劳瞬断区形貌如图 11 所 示. 随着总应变幅增加，瞬断区韧窝数量减少，且 韧窝深度变浅和断裂形貌趋于平整，表明材料随 总应变幅增加由韧性断裂逐渐转变为脆性断裂. 2.7    微观组织 由图 8 可知，4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的过 渡疲劳寿命对应的总应变幅约为 0.34%. 并且，总 应变幅 0.2% 和 0.4% 分别与 0.3% 和 0.6% 的循环 应力响应曲线和断裂形貌较接近. 因此，本文通过 对比总应变 幅 0.2% 和 0.4% 的微观组织来分 析 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 的低周疲劳行为规律. 总应变幅为 0.2% 和 0.4% 的循环疲劳实验时间 分别为 225 min 和 41 min. 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 保温 225 min 和 41 min 后 5000 倍的组织扫描电镜 照片分别如图 12（a）和（b）所示，发现材料经 700 ℃ 保温后组织中板条特征消失，晶界和晶粒内析出 大量的碳化物. 4Cr5MoSiV1 钢 在 700 ℃ 时 保 温 225 min 和 41 min 后的 20000 倍组织扫描电镜照片分别如 图 13（a）和（b）所示，其保温时间分别与总应变幅 为 0.2% 和 0.4% 时应变加载试验的时间一样 ； 4Cr5MoSiV1 钢在700 ℃ 下总应变幅0.2% 和0.4% 时 低 周 疲 劳 后 的 20000 倍 扫 描 电 镜 组 织 分 别 如 图 13（c）和（d）所示. 由图 13（a）和 13（b）对比得知， 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 随着保温时间延长，小颗 粒碳化物数量减少、大颗粒碳化物数量增多，说明 材料发生碳化物回溶和粗化. 由图 13（a）和 13（c）、 图 13（b）和 13（d）对比得知，经过应变疲劳后材料 中大体积和小体积碳化物数量均增多，说明应变 促进碳化物析出和长大[7] . 由图 13（c）和 13（d）对 比，总应变幅较大且保温时间较短的材料中碳化 物数量和体积均较大，而且由于保温时间同样促 进碳化物粗化，说明在 700 ℃ 时应变促进碳化物 粗化的作用要大于时间效应. 4Cr5MoSiV1 钢的调质态组织、在 700 ℃ 时总 应变幅为 0.2% 和 0.4% 低周疲劳的透射电镜组织 分别如图 14（a）、（b）和（c）所示. 4Cr5MoSiV1 钢调 质态组织中板条内和边界处均含有高密度的位错 和碳化物（图 14（a））；总应变幅为 0.2% 的疲劳组 织中板条马氏体转变为亚晶结构，亚晶内和晶界 处均存在大量的位错缠结和钉扎，并逐渐形成位 错胞（图 14（b））；总应变幅为 0.4% 的疲劳组织还 存在少量的板条结构，且板条和亚晶边界含有大量 的细小碳化物（图 14（c））. 由图 14 可知，总应变幅 为 0.4% 的疲劳组织中晶内碳化物数量较少且晶 界处位错密度较低，但是组织中大体积的碳化物 数量较多、整体位错密度明显较低. 4Cr5MoSiV1 钢经过高温低周疲劳后均发生再结晶，高密度位 错的板条结构逐渐转变为低能量的亚晶和胞状结 构. 总应变幅为 0.4% 的低周疲劳组织中局部区域 仍存在板条状结构，可能是由于保温时间较短，板 条状回火马氏体没有充足的时间发生再结晶；组 织中晶界处小体积碳化物处没有明显的位错钉扎， 可能是由于小体积碳化物受应变驱动刚从基体析 出，还未对位错钉扎起到明显作用（图 14（c））. 3    讨论 3.1    循环硬化和软化 由图 5 可知，4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的应 力响应整体趋势呈循环软化[17] ，并包含三个阶段： (a) (b) 2 μm EHT=20.00 kV Signal A=SE2 Date: 5 Apr 2019 WD=23.9 mm Photo No.=1291 Time: 0; 16:45 2 μm EHT=20.00 kV Signal A=SE2 Date: 5 Apr 2019 WD=26.5 mm Photo No.=1301 Time: 0; 27:16 图 12 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 保温不同时间的微观组织. （a） 225 min；（b） 41 min Fig.12 Microstructure of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃ at different time: (a) 225 min；(b) 41 min · 608 · 工程科学学报，第 42 卷，第 5 期

赵超等：4Cr5 MoSiV1热作模具钢700℃的低周疲劳行为 609· (a) 6 (cj (d) 图134Cr5 MoSiV1钢在不同状态下的微观组织.(a)700℃，225min:(b)700℃，41min:(c)△s/2=0.2%,700℃，225min:(d)△s/2=0.4%, 700℃.41min Fig.13 Microstructure of4Cr5 MoSiV1 steel under different states:(a)700℃，225mim;(b)700℃，41min,(c△s/2=0.2%,700℃，225min; (d)△s/2=0.4%,700℃，41min .5 pm 图144Cr5 MoSiV1钢在不同状态下组织的透射电镜照片.(a)调质态：(b)△/2=0.2%：(c)△/2=0.4% Fig.14 TEM micrographs of4Cr5MoSiVI steel under different states:(a)quenched and tempered state:(b)s/2=0.%(c)A/2=0.4% 循环硬化阶段，循环软化阶段和快速断裂阶段.此 加工硬化率随着塑性应变的增大，材料内部的位 外，4Cr5 MoSiV1钢在500℃时循环应力同样呈现 错密度随之增大导致初始循环硬化越显著（图5） 先循环硬化再循环软化，但初始应力幅和最大应 在不同的总应变幅下，碳化物析出和粗化的 力幅均在1000MPa以上，远高于在700℃的应力 驱动力不同导致碳化物的尺寸和形貌不一样.塑 幅啊.随着高温低周疲劳的进行，4Cr5 MoSiV1钢中 性变形增大导致碳化物形核点增多和析出粗化的 位错结构开始重排、高密度空位和位错等缺陷的 驱动力增大，这说明外在的机械应变加速碳化物 回复速率加快，材料基体发生回复再结晶和板条 的析出和粗化21（图13）.由于碳化物的析出和粗 结构开始向胞状结构转变.因此，基体发生位错湮 化导致基体中的碳和合金元素贫乏从而降低固溶 灭9、碳化物析出和粗化（图13(c)和(d))导致材 强化效果，而且基体中小体积碳化物逐渐聚集成 料循环软化. 大体积碳化物对位错的阻碍作用减弱（图14），因 在初始循环阶段，为了足以产生额外的移动 此材料呈现循环软化.当试验温度从500℃升温 位错或解锁固定的位错来满足塑性变形要求，必 到700℃时，循环响应应力幅降低是由于温度高 须加载更多的外力，因此初始应力幅随着总应变 导致材料的塑性提高，变形抗力降低 幅增加而增大.初始阶段发生循环硬化是由于材 裂纹成核一般发生在疲劳寿命的后期因 料原始组织中的板条马氏体含有高密度位错 此试验在疲劳后期发生突然断裂.高应变幅下的 (图14(a),这种固有的位错提高疲劳循环的初始 循环变形过程中产生了更多的局部不均匀变形

循环硬化阶段，循环软化阶段和快速断裂阶段. 此 外，4Cr5MoSiV1 钢在 500 ℃ 时循环应力同样呈现 先循环硬化再循环软化，但初始应力幅和最大应 力幅均在 1000 MPa 以上，远高于在 700 ℃ 的应力 幅[5] . 随着高温低周疲劳的进行，4Cr5MoSiV1 钢中 位错结构开始重排、高密度空位和位错等缺陷的 回复速率加快，材料基体发生回复再结晶和板条 结构开始向胞状结构转变. 因此，基体发生位错湮 灭[9]、碳化物析出和粗化（图 13（c）和（d））导致材 料循环软化. 在初始循环阶段，为了足以产生额外的移动 位错或解锁固定的位错来满足塑性变形要求，必 须加载更多的外力，因此初始应力幅随着总应变 幅增加而增大. 初始阶段发生循环硬化是由于材 料原始组织中的板条马氏体含有高密度位错 （图 14（a）），这种固有的位错提高疲劳循环的初始 加工硬化率[18] . 随着塑性应变的增大，材料内部的位 错密度随之增大导致初始循环硬化越显著（图 5）. 在不同的总应变幅下，碳化物析出和粗化的 驱动力不同导致碳化物的尺寸和形貌不一样. 塑 性变形增大导致碳化物形核点增多和析出粗化的 驱动力增大，这说明外在的机械应变加速碳化物 的析出和粗化[7, 11] （图 13）. 由于碳化物的析出和粗 化导致基体中的碳和合金元素贫乏从而降低固溶 强化效果，而且基体中小体积碳化物逐渐聚集成 大体积碳化物对位错的阻碍作用减弱（图 14），因 此材料呈现循环软化. 当试验温度从 500 ℃ 升温 到 700 ℃ 时，循环响应应力幅降低是由于温度高 导致材料的塑性提高，变形抗力降低. 裂纹成核一般发生在疲劳寿命的后期[19] ，因 此试验在疲劳后期发生突然断裂. 高应变幅下的 循环变形过程中产生了更多的局部不均匀变形 (a) (b) 2 μm EHT=20.00 kV Signal A=SE2 Date: 5 Apr 2019 WD=23.9 mm Photo No.=1299 Time: 0; 23:42 2 μm EHT=20.00 kV Signal A=SE2 Date: 5 Apr 2019 WD=26.5 mm Photo No.=1308 Time: 0:31:25 2 μm EHT=20.00 kV Signal A=SE2 Date: 5 Apr 2019 WD=23.9 mm Photo No.=1374 Time: 2:04：:5 2 μm EHT=20.00 kV Signal A=SE2 Date: 5 Apr 2019 WD=26.3 mm Photo No.=1378 Time: 2:10:42 (c) (d) 图 13 4Cr5MoSiV1 钢在不同状态下的微观组织. （a） 700 ℃，225 min；（b） 700 ℃，41 min；（c） ∆εt/2 = 0.2% , 700 ℃，225 min；（d） ∆εt/2 = 0.4%, 700 ℃，41 min ∆εt/2 = 0.2% ∆εt/2 = 0.4% Fig.13 Microstructure of 4Cr5MoSiV1 steel under different states: (a) 700 ℃ ， 225 min; (b) 700 ℃, 41 min; (c) , 700 ℃, 225 min; (d) , 700 ℃, 41 min (a) 0.5 μm (b) 0.5 μm (c) 0.5 μm 图 14 4Cr5MoSiV1 钢在不同状态下组织的透射电镜照片. （a） 调质态；（b） ∆εt/2 = 0.2% ；（c） ∆εt/2 = 0.4% Fig.14 TEM micrographs of 4Cr5MoSiV1 steel under different states: （a） quenched and tempered state；（b） ∆εt/2 = 0.2% ；（c） ∆εt/2 = 0.4% 赵 超等： 4Cr5MoSiV1 热作模具钢 700 ℃ 的低周疲劳行为 · 609 ·

610 工程科学学报，第42卷，第5期 (图9)，而这些局部不均匀变形有利于裂纹形核和 周疲劳寿命由其高温强度决定：循环总应变幅大 促进疲劳裂纹扩展2四.当裂纹成核并扩展到断裂 于0.34%时，其低周疲劳寿命由其塑性决定 所需的临界尺寸时，循环响应应力均呈现快速下 (3)随着总应变幅从0.2%增到0.6%，4Cr5 MoSiV1 降状态，这种应力的快速下降实际上是宏观裂纹 钢在700℃时低周疲劳寿命从6750循环周次降 的形成及随后的失稳扩展至断裂的结果 低至210循环周次.低周疲劳过程中，疲劳裂纹均 3.2应变幅对疲劳寿命的影响 从试样的表面处起源，随着总应变幅的增加，疲劳 4Cr5 MoSiV1钢在700℃时的低周疲劳寿命 裂纹萌生源数量逐渐增多，扩展区的疲劳条纹宽 随着总应变幅增加而减少（表3）.500℃时的低周 度和二次裂纹长度逐渐增大，试样逐渐由韧性断 疲劳寿命趋势同样如此，总应变幅为0.4%和0.6% 裂转变为脆性断裂 的疲劳寿命分别为8231和3449循环周次，而在 参考文献 700℃时总应变幅为0.4%和0.6%的疲劳寿命分 别为618和210循环周次，可见在同样总应变幅下 [1]Unterweiser P M,Boyer H E,Kubbs J J,et al.Heat Treater's 低温时疲劳寿命更高 Guide,Standard Practices and Procedures for Steel.4th Ed. Ostergren2指出，可以将塑性变形与迟滞回 Materials Park:American Society for Metals,1982 [2]Hawryluk M.Dolny A.Mrozinski S.Low cycle fatigue studies of 线所包围的面积联系起来分析材料在循环变形过 WCLV steel (1.2344)used for forging tools to work at higher 程中总应变幅值对疲劳寿命的影响.由图7可知， temperatures.Arch Civil Mech Eng,2018,18(2):465 迟滞回线所包围的面积随着总应变幅的增大而增 [3]Persson A,Hogmark S,Bergstrom J.Simulation and evaluation of 大，即每一个循环累积的塑性损伤也随应变幅的 thermal fatigue cracking of hot work tool steels.Int J Fatigue, 增大而逐渐增大，疲劳寿命随应变幅增加而降低， 2004,26(10):1095 原因可能是由于塑性应变幅的增大导致每个周期 [4]Tsuhii N.Abe G.Fukaura K.et al.Effect of testing atmosphere on 疲劳损伤的累积增加所造成的刀 low cycle fatigue of hot work tool steel at elevated temperature. 由700℃时低周疲劳后微观组织（图13）分析 Tes-o-hagane,1995,81(6):661 可知，4Cr5 MoSiV1钢在高应变幅下碳化物发生粗 [5] Ma L,Luo YX,Wang Y Q,et al.Visco-plastic constitutive model for cyclic responses simulation and lifetime prediction of hot-work 化，在大体积碳化物附近容易发生钉扎和缠结而 tool steel H13 at elevated temperature.Stee/Res Int,2017,88(11): 产生应力集中，因此总应变幅越大时应力越容易 1700083 达到裂纹临界尺寸从而萌生微裂纹.通过疲劳断 [6]Wang Y Q,Du WQ,Luo Y X.A mean plastic strain fatigue-creep 口的裂纹萌生源数量同样能够证明总应变幅越大 life prediction and reliability analysis of AISI H13 based on energy 越容易萌生微裂纹（图9），而且由疲劳扩展区中疲 method.J Mater Res,2017,32(22):4254 劳条纹间距得知总应变幅越大裂纹扩展速率越大四 [7] Zeng Y,Zuo PP,Wu X C,et al.Phenomenon on strain-induced (图10).试验温度从500℃升温到700℃，其相同 precipitation and coarsening of carbides in H13 at 700 C.J Mater 应变幅下的疲劳寿命降低可能是由于高温下的氧 Res,2016.31(24):3841 化和蠕变使疲劳裂纹萌生及扩展速率加快] [8]Zeng Y,Zuo PP,Wu X C,et al.Effects of mechanical strain amplitude on the isothermal fatigue behavior of H13.Int/Miner 4结论 Metall Mater,2017,24(9):1004 [9]Wei W L,Feng Y R,Han L H,et al.Cyclic hardening and (1)4Cr5 MoSiV1钢在700℃时循环应力响应 dynamic strain aging during low-cycle fatigue of Cr-Mo tempered 表现为先循环硬化再循环软化的特性，随着总应 martensitic steel at elevated temperatures.Mater Sci Eng 4,2018, 变幅从0.2%增大到0.6%.应力幅最大值从220MPa 734:20 增大到308MPa,循环软化可能与板条结构转变为 [10]Fang Q Z,Hu Q W,Ren N S.Study on the high temperature 胞状结构，基体发生位错湮灭、碳化物的析出和粗 tensile properties of steel alloy H13.Chin J Appl Mech,2013, 化有关 30(4):598 (方钦志，胡勤伟，任乃胜.H13钢的高温拉伸性能研究.应用力 (2)4Cr5 MoSiV1钢在700℃时低周疲劳的应力 学学报，2013,30(4)：598) 应变曲线方程为△c/2=280(△8p/2).0998;应变疲劳 [11]Wang Y L,Song K X,Zhang Y M,et al.Microstructure evolution 寿命方程为△/2=2.166(2N)-0.038+01278(2N)0.557; and fracture mechanism of H13 steel during high temperature 4Cr5 MoSiV1钢在700℃时的过度疲劳寿命N为 tensile deformation.Mater Sci Eng A,2019,746:127 1313循环周次.循环总应变幅小于0.34%时，其低 [12]Gao C H,Ren T L,Liu M.Low-cycle fatigue characteristics of

（图 9），而这些局部不均匀变形有利于裂纹形核和 促进疲劳裂纹扩展[20] . 当裂纹成核并扩展到断裂 所需的临界尺寸时，循环响应应力均呈现快速下 降状态，这种应力的快速下降实际上是宏观裂纹 的形成及随后的失稳扩展至断裂的结果. 3.2    应变幅对疲劳寿命的影响 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的低周疲劳寿命 随着总应变幅增加而减少（表 3）. 500 ℃ 时的低周 疲劳寿命趋势同样如此，总应变幅为 0.4% 和 0.6% 的疲劳寿命分别为 8231 和 3449 循环周次[6] ，而在 700 ℃ 时总应变幅为 0.4% 和 0.6% 的疲劳寿命分 别为 618 和 210 循环周次，可见在同样总应变幅下 低温时疲劳寿命更高. Ostergren[21] 指出，可以将塑性变形与迟滞回 线所包围的面积联系起来分析材料在循环变形过 程中总应变幅值对疲劳寿命的影响. 由图 7 可知， 迟滞回线所包围的面积随着总应变幅的增大而增 大，即每一个循环累积的塑性损伤也随应变幅的 增大而逐渐增大. 疲劳寿命随应变幅增加而降低， 原因可能是由于塑性应变幅的增大导致每个周期 疲劳损伤的累积增加所造成的[17] . 由 700 ℃ 时低周疲劳后微观组织（图 13）分析 可知，4Cr5MoSiV1 钢在高应变幅下碳化物发生粗 化，在大体积碳化物附近容易发生钉扎和缠结而 产生应力集中，因此总应变幅越大时应力越容易 达到裂纹临界尺寸从而萌生微裂纹. 通过疲劳断 口的裂纹萌生源数量同样能够证明总应变幅越大 越容易萌生微裂纹（图 9），而且由疲劳扩展区中疲 劳条纹间距得知总应变幅越大裂纹扩展速率越大[22] （图 10）. 试验温度从 500 ℃ 升温到 700 ℃，其相同 应变幅下的疲劳寿命降低可能是由于高温下的氧 化和蠕变使疲劳裂纹萌生及扩展速率加快[23] . 4    结论 （1）4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时循环应力响应 表现为先循环硬化再循环软化的特性，随着总应 变幅从 0.2% 增大到 0.6%，应力幅最大值从 220 MPa 增大到 308 MPa，循环软化可能与板条结构转变为 胞状结构，基体发生位错湮灭、碳化物的析出和粗 化有关. ∆σ/2 = 280(∆εp/2)0.0998 ∆εt/2 = 2.166(2Nf) −0.038 +01278(2Nf) −0.557 Nt （2）4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时低周疲劳的应力 应变曲线方程为 ；应变疲劳 寿命方程为 ； 4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时的过度疲劳寿命 为 1313 循环周次. 循环总应变幅小于 0.34% 时，其低 周疲劳寿命由其高温强度决定；循环总应变幅大 于 0.34% 时，其低周疲劳寿命由其塑性决定. （3）随着总应变幅从0.2% 增加到0.6%，4Cr5MoSiV1 钢在 700 ℃ 时低周疲劳寿命从 6750 循环周次降 低至 210 循环周次. 低周疲劳过程中，疲劳裂纹均 从试样的表面处起源，随着总应变幅的增加，疲劳 裂纹萌生源数量逐渐增多，扩展区的疲劳条纹宽 度和二次裂纹长度逐渐增大，试样逐渐由韧性断 裂转变为脆性断裂. 参    考    文    献 Unterweiser P M, Boyer H E, Kubbs J J, et al. Heat Treater's Guide, Standard Practices and Procedures for Steel. 4th Ed. Materials Park: American Society for Metals, 1982 [1] Hawryluk M, Dolny A, Mroziński S. Low cycle fatigue studies of WCLV steel (1.2344) used for forging tools to work at higher temperatures. Arch Civil Mech Eng, 2018, 18（2）: 465 [2] Persson A, Hogmark S, Bergström J. Simulation and evaluation of thermal fatigue cracking of hot work tool steels. Int J Fatigue, 2004, 26（10）: 1095 [3] Tsuhii N, Abe G, Fukaura K, et al. Effect of testing atmosphere on low cycle fatigue of hot work tool steel at elevated temperature. Tetsu-to-hagané, 1995, 81（6）: 661 [4] Ma L, Luo Y X, Wang Y Q, et al. Visco-plastic constitutive model for cyclic responses simulation and lifetime prediction of hot-work tool steel H13 at elevated temperature. Steel Res Int, 2017, 88（11）: 1700083 [5] Wang Y Q, Du W Q, Luo Y X. A mean plastic strain fatigue–creep life prediction and reliability analysis of AISI H13 based on energy method. J Mater Res, 2017, 32（22）: 4254 [6] Zeng Y, Zuo P P, Wu X C, et al. Phenomenon on strain-induced precipitation and coarsening of carbides in H13 at 700 ℃. J Mater Res, 2016, 31（24）: 3841 [7] Zeng Y, Zuo P P, Wu X C, et al. Effects of mechanical strain amplitude on the isothermal fatigue behavior of H13. Int J Miner Metall Mater, 2017, 24（9）: 1004 [8] Wei W L, Feng Y R, Han L H, et al. Cyclic hardening and dynamic strain aging during low-cycle fatigue of Cr-Mo tempered martensitic steel at elevated temperatures. Mater Sci Eng A, 2018, 734: 20 [9] Fang Q Z, Hu Q W, Ren N S. Study on the high temperature tensile properties of steel alloy H13. Chin J Appl Mech, 2013, 30（4）: 598 （方钦志, 胡勤伟, 任乃胜. H13钢的高温拉伸性能研究. 应用力 学学报, 2013, 30（4）：598） [10] Wang Y L, Song K X, Zhang Y M, et al. Microstructure evolution and fracture mechanism of H13 steel during high temperature tensile deformation. Mater Sci Eng A, 2019, 746: 127 [11] [12] Gao C H, Ren T L, Liu M. Low-cycle fatigue characteristics of · 610 · 工程科学学报，第 42 卷，第 5 期