CSP流程Ti微合金化高强钢的疲劳性能

第36卷第6期 北京科技大学学报 Vol.36 No.6 2014年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jun.2014 CSP流程Ti微合金化高强钢的疲劳性能 田 星”，张永琨》，谭佳梅2，康永林区 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)武汉钢铁股份有限公司条材总厂CSP分厂，武汉430083 ☒通信作者，E-mail:kangylin@usth.edu.cn 摘要采用升降法对CSP工艺生产的2mm厚Ti微合金化高强钢的疲劳性能进行研究.结果发现：高强钢的抗拉强度为 830MPa:疲劳强度为685MPa,约为抗拉强度的0.83倍：伸长率为18.8%.绘制了高强钢的S-V曲线，并拟合出疲劳寿命与最 大应力的关系.通过扫描电镜对疲劳断裂机理进行了分析.宏观疲劳断口可见明显的裂纹源区、扩展区和瞬断区形貌.疲劳 裂纹起始于带钢表面微裂纹：疲劳扩展区存在微观疲劳辉纹、二次裂纹和宏观疲劳贝纹线：瞬断区出现撕裂棱，兼有韧窝 存在。 关键词高强钢：疲劳性能：显微组织：微合金化：钛 分类号TG142.1 Fatigue properties of Ti microalloyed high-strength steel by CSP process TIAN Xing,ZHANG Yong-tun?,TAN Jia-mei,KANG Yong-lin 1)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)CSP Branch of General Wire Rod Mill,Wuhan Iron and Steel (Group)Co.,Wuhan 430083,China Corresponding author,E-mail:kangylin@ustb.edu.cn ABSTRACT The fatigue properties of 2 mm-thick Ti-microalloyed high-strength steel produced in a CSP line was studied by the up- down method.It is found that the tensile strength of the steel is 830 MPa,the fatigue strength is 685 MPa,about 0.83 times as large as the tensile strength,and the elongation is 18.8%.The S-N curve of the steel was drawn out and the relationship between the maximum stress and fatigue life was fitted.The cracking mechanism was analyzed by scanning electron microscopy.The crack source,expansion region,and eventual failure region appears significantly in the microscopic structure.Fatigue cracks initiate from microcracks on the strip surface.Microcosmic fatigue striations,secondary cracks,and macroscopic fatigue bay ridges are observed in the fatigue extension region.The eventual failure region meets the characteristics of tear edge morphology along with dimples. KEY WORDS high strength steel;fatigue properties;microstructure:microalloying:titanium 长期以来，钢铁材料一直是汽车行业的主要用 作，累计损伤最终会引起疲劳断裂，统计表明疲劳破 材，承载着汽车的大部分重量.据统计，汽车每减重 坏在整个失效件中约占80%左右，极易造成人身事 1%,燃料可降低0.6%~1.0%1-习.由于强度增加 故和经济损失，危害性极大同.同时，材料在实际应 可以相对减少用料，实现轻量化目标的同时，提高了 用过程中，疲劳现象往往不出现任何征兆，难以察 碰撞安全性，因此高强度钢在汽车中的应用越来越 觉.因此，为了保证汽车安全，避免事故发生，本文 广泛B- 主要研究CSP工艺生产的Ti微合金化高强钢的疲 国内一钢厂CSP(compact strip production)流 劳性能. 程生产的T微合金化高强钢主要应用于汽车的框 目前，很多学者研究了CSP工艺生产的Ti微合 架结构.在使用过程中，材料长期在变动载荷下工 金化高强钢的组织性能同、析出行为团和成形性 收稿日期：201404-10 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2013AA031600：“十二五”国家科技支撑计划资助项目(2012BAF04B01) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.06.011:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 6 期 2014 年 6 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 6 Jun． 2014 CSP 流程 Ti 微合金化高强钢的疲劳性能 田 星1) ，张永琨2) ，谭佳梅2) ，康永林1)  1) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 2) 武汉钢铁股份有限公司条材总厂 CSP 分厂，武汉 430083  通信作者，E-mail: kangylin@ ustb． edu． cn 摘 要 采用升降法对 CSP 工艺生产的 2 mm 厚 Ti 微合金化高强钢的疲劳性能进行研究． 结果发现: 高强钢的抗拉强度为 830 MPa; 疲劳强度为 685 MPa，约为抗拉强度的 0. 83 倍; 伸长率为 18. 8% ． 绘制了高强钢的 S--N 曲线，并拟合出疲劳寿命与最 大应力的关系． 通过扫描电镜对疲劳断裂机理进行了分析． 宏观疲劳断口可见明显的裂纹源区、扩展区和瞬断区形貌． 疲劳 裂纹起始于带钢表面微裂纹; 疲劳扩展区存在微观疲劳辉纹、二次裂纹和宏观疲劳贝纹线; 瞬断区出现撕裂棱，兼有韧窝 存在． 关键词 高强钢; 疲劳性能; 显微组织; 微合金化; 钛 分类号 TG142. 1 Fatigue properties of Ti microalloyed high-strength steel by CSP process TIAN Xing1) ，ZHANG Yong-kun2) ，TAN Jia-mei 2) ，KANG Yong-lin1)  1) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) CSP Branch of General Wire Ｒod Mill，Wuhan Iron and Steel ( Group) Co． ，Wuhan 430083，China  Corresponding author，E-mail: kangylin@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The fatigue properties of 2 mm-thick Ti-microalloyed high-strength steel produced in a CSP line was studied by the up￾down method． It is found that the tensile strength of the steel is 830 MPa，the fatigue strength is 685 MPa，about 0. 83 times as large as the tensile strength，and the elongation is 18. 8% ． The S-N curve of the steel was drawn out and the relationship between the maximum stress and fatigue life was fitted． The cracking mechanism was analyzed by scanning electron microscopy． The crack source，expansion region，and eventual failure region appears significantly in the microscopic structure． Fatigue cracks initiate from microcracks on the strip surface． Microcosmic fatigue striations，secondary cracks，and macroscopic fatigue bay ridges are observed in the fatigue extension region． The eventual failure region meets the characteristics of tear edge morphology along with dimples． KEY WOＲDS high strength steel; fatigue properties; microstructure; microalloying; titanium 收稿日期: 2014--04--10 基金项目: 国家高技术研究发展计划资助项目( 2013AA031601) ; “十二五”国家科技支撑计划资助项目( 2012BAF04B01) DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 06． 011; http: / /journals． ustb． edu． cn 长期以来，钢铁材料一直是汽车行业的主要用 材，承载着汽车的大部分重量． 据统计，汽车每减重 1% ，燃料可降低 0. 6% ～ 1. 0%［1 － 2］． 由于强度增加 可以相对减少用料，实现轻量化目标的同时，提高了 碰撞安全性，因此高强度钢在汽车中的应用越来越 广泛［3 － 4］． 国内一钢厂 CSP ( compact strip production) 流 程生产的 Ti 微合金化高强钢主要应用于汽车的框 架结构． 在使用过程中，材料长期在变动载荷下工 作，累计损伤最终会引起疲劳断裂，统计表明疲劳破 坏在整个失效件中约占 80% 左右，极易造成人身事 故和经济损失，危害性极大［5］． 同时，材料在实际应 用过程中，疲劳现象往往不出现任何征兆，难以察 觉． 因此，为了保证汽车安全，避免事故发生，本文 主要研究 CSP 工艺生产的 Ti 微合金化高强钢的疲 劳性能． 目前，很多学者研究了 CSP 工艺生产的 Ti 微合 金化高强钢的组织性能［6］、析出行为［7］ 和成形性

第6期 田星等：CSP流程Ti微合金化高强钢的疲劳性能 ·781· 能图，为CSP工艺生产T微合金化高强钢提供大量 点回，利于开发薄规格高强度级别钢种，提高产品 的理论依据和实践经验，但对T微合金化高强钢的 竞争力.目前，该钢厂CSP产线已能够生产屈服强 疲劳性能报道还比较少.因此，本文着眼于此，采用 度700MPa级别的高强钢，最薄可达到1.25mm. 实验的方法获得了该材料的S-N曲线及疲劳寿命 CSP生产线示意图如图1所示.为适应高强薄材的 与所施加应力的关系，通过对试样的疲劳断口形貌 生产，CSP产线采用大能力七机架热连轧机：为满足 的观察，分析CSP工艺生产的Ti微合金化高强钢疲 高强度薄材控轧控冷工艺的需要，层冷冷却为分段 劳断裂的机理，为该钢种的工程应用提供理论基础。 式冷却，具备五种冷却方式：为实现高强度钢的卷 CSP技术因其“铸坯薄、冷速快、热直轧”等特 取，保证卷形，配置了大功率的卷取机 1摆剪 4一事故剪 7一精轧机组 旋转除磷机 5一除磷机 8一层流冷却 均热炉 6一立辊 9一参取 8 9 图1CSP生产线示意图 Fig.1 Schematic diagram of the CSP line 合理的控轧控冷工艺能够充分发挥微合金元素 的强化效果，采用1200~1250℃出炉温度，880~ R120 mm 其余 930℃终轧温度，580~640℃中温卷取，高温阶段保 证T的固溶，在后续的冷却卷取过程中析出纳米级 TiC粒子，发挥析出强化作用o 206mm 1实验方法 图2疲劳试样尺寸 Fig.2 Size of the fatigue sample 在CSP流程下，高强钢采用低碳硅锰系，复合 在断裂的疲劳试样上切取断口，用超声波清洗 添加微合金元素T,通过析出强化作用，使带钢获 机在乙醇溶液中清洗5min,吹干后，利用扫描电镜 得良好的力学性能.表1为高强钢的主要成分.实 对断口微观形貌进行观察，分析疲劳的断裂机理. 验样品厚度规格选取2mm. 2实验结果与分析 表1高强钢的主要成分（质量分数） Table 1 Main chemical composition of the high-strength steel 2.1微观组织与力学性能 C Si Mn Ti Mo P N 表2为高T微合金化强钢力学性能.带钢疲劳 0.04~0.060.201.50.11-0.130.08~0.12≤0.01≤0.008 强度为685MPa,约为0.83倍的抗拉强度，而同级别 高强钢的疲劳强度比通常低于0.7.为了分析CSP 通过线切割方式，在板宽1/4处截取横向金相 工艺生产的高强钢疲劳性能优异的原因，对高强钢 试样，经磨光、抛光后，采用4%硝酸乙醇进行侵蚀， 的微观组织进行观察. 并通过光学显微镜和扫描电镜对带钢横向微观组织 进行观察，并根据国标GB/T228一2002，进行拉伸 表2高强钢的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the high strength steel 试验. 屈服强度/ 抗拉强度/伸长率/疲劳强度/疲劳强度/ 疲劳性能的测试根据国标GB/T3075一2008， MPa MPa % MPa 抗拉强度 截取纵向试样，加工成哑铃状平板试样，其形状和几 774 830 18.8 685 0.83 何尺寸如图2所示.在Amsler HFP50O0高频疲劳 试验机上进行疲劳试验：室温，空气环境，采用轴向 图3为高强钢的微观组织照片.高强钢显微组 拉伸加载方式，应力比R=0.1,频率105Hz,循环基 织为铁素体+贝氏体，铁素体晶粒平均尺寸为2.5 数为102. m.当带钢承受外部载荷时，细小呈等轴分布的晶

第 6 期 田 星等: CSP 流程 Ti 微合金化高强钢的疲劳性能 能［8］，为 CSP 工艺生产 Ti 微合金化高强钢提供大量 的理论依据和实践经验，但对 Ti 微合金化高强钢的 疲劳性能报道还比较少． 因此，本文着眼于此，采用 实验的方法获得了该材料的 S--N 曲线及疲劳寿命 与所施加应力的关系，通过对试样的疲劳断口形貌 的观察，分析 CSP 工艺生产的 Ti 微合金化高强钢疲 劳断裂的机理，为该钢种的工程应用提供理论基础． CSP 技术因其“铸坯薄、冷速快、热直轧”等特 点［9］，利于开发薄规格高强度级别钢种，提高产品 竞争力． 目前，该钢厂 CSP 产线已能够生产屈服强 度 700 MPa 级别的高强钢，最薄可达到 1. 25 mm． CSP 生产线示意图如图 1 所示． 为适应高强薄材的 生产，CSP 产线采用大能力七机架热连轧机; 为满足 高强度薄材控轧控冷工艺的需要，层冷冷却为分段 式冷却，具备五种冷却方式; 为实现高强度钢的卷 取，保证卷形，配置了大功率的卷取机． 图 1 CSP 生产线示意图 Fig． 1 Schematic diagram of the CSP line 合理的控轧控冷工艺能够充分发挥微合金元素 的强化效果，采用 1200 ～ 1250 ℃ 出炉温度，880 ～ 930 ℃终轧温度，580 ～ 640 ℃ 中温卷取，高温阶段保 证 Ti 的固溶，在后续的冷却卷取过程中析出纳米级 TiC 粒子，发挥析出强化作用［10］． 1 实验方法 在 CSP 流程下，高强钢采用低碳硅锰系，复合 添加微合金元素 Ti，通过析出强化作用，使带钢获 得良好的力学性能． 表 1 为高强钢的主要成分． 实 验样品厚度规格选取 2 mm． 表 1 高强钢的主要成分( 质量分数) Table 1 Main chemical composition of the high-strength steel % C Si Mn Ti Mo P N 0. 04 ～ 0. 06 0. 20 1. 5 0. 11 ～ 0. 13 0. 08 ～ 0. 12 ≤0. 01 ≤0. 008 通过线切割方式，在板宽 1 /4 处截取横向金相 试样，经磨光、抛光后，采用 4% 硝酸乙醇进行侵蚀， 并通过光学显微镜和扫描电镜对带钢横向微观组织 进行观察，并根据国标 GB /T 228—2002，进行拉伸 试验． 疲劳性能的测试根据国标 GB /T 3075—2008， 截取纵向试样，加工成哑铃状平板试样，其形状和几 何尺寸如图 2 所示． 在 Amsler HFP 5000 高频疲劳 试验机上进行疲劳试验: 室温，空气环境，采用轴向 拉伸加载方式，应力比 Ｒ = 0. 1，频率 105 Hz，循环基 数为 107 ． 图 2 疲劳试样尺寸 Fig． 2 Size of the fatigue sample 在断裂的疲劳试样上切取断口，用超声波清洗 机在乙醇溶液中清洗 5 min，吹干后，利用扫描电镜 对断口微观形貌进行观察，分析疲劳的断裂机理． 2 实验结果与分析 2. 1 微观组织与力学性能 表 2 为高 Ti 微合金化强钢力学性能． 带钢疲劳 强度为 685 MPa，约为 0. 83 倍的抗拉强度，而同级别 高强钢的疲劳强度比通常低于 0. 7． 为了分析 CSP 工艺生产的高强钢疲劳性能优异的原因，对高强钢 的微观组织进行观察． 表 2 高强钢的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the high strength steel 屈服强度/ MPa 抗拉强度/ MPa 伸长率/ % 疲劳强度/ MPa 疲劳强度/ 抗拉强度 774 830 18. 8 685 0. 83 图 3 为高强钢的微观组织照片． 高强钢显微组 织为铁素体 + 贝氏体，铁素体晶粒平均尺寸为 2. 5 μm． 当带钢承受外部载荷时，细小呈等轴分布的晶 ·781·

·782 北京科技大学学报 第36卷 2 um 图3高强钢的横向微观组织.(a)金相照片：(b)扫描电镜照片 Fig.3 Transverse microstructure of the high-strength steel:(a)metallurgical image;(b)SEM image 粒能均匀地分担应力应变集中，在交变应力下，细化 a=6x1+0)]° (2) 的晶粒也能阻止位错放出，从而推迟疲劳裂纹核心 的产生四.另外，由于晶界两侧晶粒的位向不同， 式中：A为钢中夹杂物的临界投影面积：c为与缺陷 当疲劳裂纹扩展到晶界时，便被迫改变扩展方向，并 有关的常数，表面夹杂c=1.43,亚表面夹杂c= 使疲劳辉纹间距改变，阻碍了裂纹的扩展.因而，高 1.41,内部夹杂c=1.56;Hv为维氏硬度，该材料实 强钢晶粒细小，晶界多，在形变时较为困难，在晶粒 测为Hv291.高强钢中夹杂物多呈球形，未观察到 细化作用下提高了滑移均匀性，使材料表现出良好 方形夹杂，当夹杂物为球形时，表面夹杂（表面夹杂 的疲劳性能 物为半球形)的临界尺寸为D=√8/云·√瓜，亚表面 2.2夹杂物对疲劳性能的影响 和内部夹杂的临界尺寸为D=√4/云·√瓜.通过计 材料疲劳裂纹的萌生，也叫做疲劳裂纹成核 算可以得到表面夹杂的临界尺寸为6.5μm,亚表面 大量研究表明疲劳裂纹主要出现在高应力的位 夹杂的临界尺寸为5.9μm,内部夹杂的临界尺寸为 置2-：(1)应力集中区如大尺寸夹杂、明显缺口 10.9um.当夹杂物尺寸大于临界值时，疲劳裂纹从 或孔洞等材料不连续处.(2)带钢表面.大多数情 该处萌生.图4为高强钢中的A山、Ti复合夹杂物. 况下，材料最大的应力状态总是处于表面或近表层， 从图中可以看出，CSP工艺生产的高强钢中夹杂物 如承受弯曲和扭转；同时表面因受机加工的影响，难 平均尺寸为2~3um,且多呈球形，夹杂物平均尺寸 免存在刀痕和微小缺陷等 均小于公式所计算的临界值，尺寸10μm以上的夹 钢中夹杂物的状态对高强钢的疲劳性能有重要 杂物不到5%，因而疲劳裂纹不从夹杂物处萌生.高 影响.下式给出了经典的Gth公式： 强钢的低夹杂物水平，细化的晶粒组织和较好的表 面质量，使其具有优良的疲劳性能. TEy 0e= W(1-)2d (1) 式中，σ。为临界断裂应力，E为弹性模量，y为材料 表面能，v为泊松比，d为初始裂纹长.钢中夹杂物 可视为初始裂纹，夹杂物尺寸即为初始裂纹长度，夹 杂物尺寸越大，临界断裂应力越小，越容易形成疲劳 裂纹源：从夹杂物形状上来看，尖角形夹杂物周围应 力场要比球形夹杂物的应力场大得多的.因此，控 制钢中夹杂物形貌和含量可以有效推迟疲劳裂纹的 MAG:2242x HV:20.0 kV WD:9.1 mm 6 萌生，进而提高钢的疲劳性能 图4高强钢中的A1、T复合夹杂物 为了避免夹杂物对高强钢疲劳性能的危害，通 Fig.4 Al-Ti composite inclusions in the high-strength steel 常应将夹杂物尺寸控制在一定的范围内.大量研究 结果表明：夹杂物尺寸存在一个临界尺寸，当夹杂物 2.3疲劳性能 尺寸小于临界值时，疲劳裂纹将不从夹杂物处萌生. 在周期性循环应力的作用下，材料的抗疲劳性 在前人研究基础上推导出表达式： 能一般用S-V曲线和疲劳极限表示.图5为采用升

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 3 高强钢的横向微观组织． ( a) 金相照片; ( b) 扫描电镜照片 Fig． 3 Transverse microstructure of the high-strength steel: ( a) metallurgical image; ( b) SEM image 粒能均匀地分担应力应变集中，在交变应力下，细化 的晶粒也能阻止位错放出，从而推迟疲劳裂纹核心 的产生［11］． 另外，由于晶界两侧晶粒的位向不同， 当疲劳裂纹扩展到晶界时，便被迫改变扩展方向，并 使疲劳辉纹间距改变，阻碍了裂纹的扩展． 因而，高 强钢晶粒细小，晶界多，在形变时较为困难，在晶粒 细化作用下提高了滑移均匀性，使材料表现出良好 的疲劳性能． 2. 2 夹杂物对疲劳性能的影响 材料疲劳裂纹的萌生，也叫做疲劳裂纹成核． 大量研究表明疲劳裂纹主要出现在高应力的位 置［12 － 13］: ( 1) 应力集中区如大尺寸夹杂、明显缺口 或孔洞等材料不连续处． ( 2) 带钢表面． 大多数情 况下，材料最大的应力状态总是处于表面或近表层， 如承受弯曲和扭转; 同时表面因受机加工的影响，难 免存在刀痕和微小缺陷等． 钢中夹杂物的状态对高强钢的疲劳性能有重要 影响． 下式给出了经典的 Griffith 公式［14］: σc = πEγ ( 1 － ν) 槡 2 d ． ( 1) 式中，σc为临界断裂应力，E 为弹性模量，γ 为材料 表面能，ν 为泊松比，d 为初始裂纹长． 钢中夹杂物 可视为初始裂纹，夹杂物尺寸即为初始裂纹长度，夹 杂物尺寸越大，临界断裂应力越小，越容易形成疲劳 裂纹源; 从夹杂物形状上来看，尖角形夹杂物周围应 力场要比球形夹杂物的应力场大得多［15］． 因此，控 制钢中夹杂物形貌和含量可以有效推迟疲劳裂纹的 萌生，进而提高钢的疲劳性能． 为了避免夹杂物对高强钢疲劳性能的危害，通 常应将夹杂物尺寸控制在一定的范围内． 大量研究 结果表明: 夹杂物尺寸存在一个临界尺寸，当夹杂物 尺寸小于临界值时，疲劳裂纹将不从夹杂物处萌生． 在前人研究基础上推导出表达式［16］: 槡A = [ c 1. 6 × ( 1 + 120 ) ] Hv 6 ． ( 2) 式中: A 为钢中夹杂物的临界投影面积; c 为与缺陷 有关的常数，表面夹杂 c = 1. 43，亚表面夹杂 c = 1. 41，内部夹杂 c = 1. 56; Hv 为维氏硬度，该材料实 测为 Hv 291． 高强钢中夹杂物多呈球形，未观察到 方形夹杂，当夹杂物为球形时，表面夹杂( 表面夹杂 物为半球形) 的临界尺寸为 D = 槡8 /π·槡A，亚表面 和内部夹杂的临界尺寸为 D = 槡4 /π·槡A． 通过计 算可以得到表面夹杂的临界尺寸为 6. 5 μm，亚表面 夹杂的临界尺寸为 5. 9 μm，内部夹杂的临界尺寸为 10. 9 μm． 当夹杂物尺寸大于临界值时，疲劳裂纹从 该处萌生． 图 4 为高强钢中的 Al、Ti 复合夹杂物． 从图中可以看出，CSP 工艺生产的高强钢中夹杂物 平均尺寸为 2 ～ 3 μm，且多呈球形，夹杂物平均尺寸 均小于公式所计算的临界值，尺寸 10 μm 以上的夹 杂物不到 5% ，因而疲劳裂纹不从夹杂物处萌生． 高 强钢的低夹杂物水平，细化的晶粒组织和较好的表 面质量，使其具有优良的疲劳性能． 图 4 高强钢中的 Al、Ti 复合夹杂物 Fig． 4 Al-Ti composite inclusions in the high-strength steel 2. 3 疲劳性能 在周期性循环应力的作用下，材料的抗疲劳性 能一般用 S--N 曲线和疲劳极限表示． 图 5 为采用升 ·782·

第6期 田星等：CSP流程Ti微合金化高强钢的疲劳性能 ·783· 750 降法测试疲劳极限的结果数据图，其中“×”表示循 。未拉斯 环次数在10'以内试样就已拉断“O”表示循环周 ×拉断 720 十 次达到10？时，试样仍未拉断.通过升降法测得高强 钢的疲劳强度为685MPa,约为抗拉强度的0.83倍， 5690 0 × 疲劳性能较好.需要注意的是，S一N曲线中表现出的 疲劳极限不是引起材料萌生裂纹的极限应力，而是材 660 0 料萌生裂纹后不使裂纹发生扩展的极限应力. N=10 表3为实验过程中不同应力水平下对应的疲劳 630 疲劳强度：685MPa 3 56 断裂循环周次.随着最大应力的减小，疲劳寿命有 样品编号 增大趋势.在同一应力水平下，由于不同试样钢中 图5升降法测试疲劳极限结果 大尺寸夹杂物数量的差异和表面质量的不同，导致 Fig.5 Test results of fatigue strength by the up-down method 了疲劳寿命的波动 表3不同应力水平下的疲劳寿命和疲劳强度 Table 3 Fatigue life and fatigue strength under different stress levels 最大应力/MPa 疲劳寿命/103 对数寿命中值 对数寿命标准差 中值疲劳寿命/周 800 64:56:80 4.818 0.0801 65760 760 197:203:65:48:55:90 4.965 0.2756 92270 720 109:469:89:462:271:73 5.270 0.3648 186100 在交变载荷下，金属承受的交变应力和断裂循 840 环周次之间的关系通常用S一V疲劳曲线来描述 820 将表3中各试样所施加的最大应力和对应的断裂周 800 次的数据绘成图，用升降法所求得的疲劳极限作为 S一V曲线的最低点，便得到了高强钢的S-W疲劳曲 760 740 线，如图6所示.从S-V曲线上可以看出：金属承受 720 000 的最大交变应力越大，断裂时应力交变的次数越少； 700 反之，最大交变应力越小，则应力交变的次数越大 9本 680 施加的最大应力值接近屈服极限时，一V曲线的下 660 0+ 降趋势开始变缓. 10 10 107 疲劳寿命 根据表3数据，求出每一个应力水平下对应的 图6S-V疲劳曲线 中值疲劳寿命，拟合出了疲劳寿命与最大应力的回 Fig.6 S-N fatigue curve 归方程为 lgN=7.9045-1.5449(σmx-680.8).(3) 是因为随着裂纹的扩展，试件的承载面积逐渐减小， 式中，N,表示带钢的疲劳寿命，0表示带钢所承受 试件所受到的循环载荷逐渐增大所致. 的最大轴向应力.根据拟合的回归方程可以知道在 3.1裂纹的萌生 不同的应力水平下，高强钢的疲劳寿命 如图8所示，高强钢疲劳源始于带钢表面的微 裂纹处，并向四周辐射隐约可见疲劳贝纹弧线.该 3疲劳断裂机理 处表面因存在微裂纹易产生应力集中，在反复交变 本实验采用薄板试样，疲劳断口由疲劳源区、疲 载荷的作用下，由此引发疲劳裂纹，裂纹的尖端形成 劳裂纹稳定扩展区和瞬时断裂区三个不同形貌特征 尖锐的缺口，由于缺口效应而造成了新的应力集中， 的区域组成，并沿带钢横截面分布，它们分别代表疲 加速了破坏的进程，直至剩下的材料所承受的载荷 劳破坏的不同历程，如图7所示.从其宏观疲劳断 超出了极限时，出现宏观断裂现象.因而疲劳破坏 口上可见明显的海滩状的疲劳贝纹线，并且随着裂 的过程大致为：应力集中→产生微裂纹→微裂纹导 纹扩展的进行，疲劳贝纹线间距越来越宽.这主要 致新的应力集中促进裂纹扩展→宏观断裂

第 6 期 田 星等: CSP 流程 Ti 微合金化高强钢的疲劳性能 图 5 升降法测试疲劳极限结果 Fig． 5 Test results of fatigue strength by the up-down method 降法测试疲劳极限的结果数据图，其中“× ”表示循 环次数在 107 以内试样就已拉断，“○”表示循环周 次达到 107 时，试样仍未拉断． 通过升降法测得高强 钢的疲劳强度为 685 MPa，约为抗拉强度的 0. 83 倍， 疲劳性能较好． 需要注意的是，S--N 曲线中表现出的 疲劳极限不是引起材料萌生裂纹的极限应力，而是材 料萌生裂纹后不使裂纹发生扩展的极限应力． 表 3 为实验过程中不同应力水平下对应的疲劳 断裂循环周次． 随着最大应力的减小，疲劳寿命有 增大趋势． 在同一应力水平下，由于不同试样钢中 大尺寸夹杂物数量的差异和表面质量的不同，导致 了疲劳寿命的波动． 表 3 不同应力水平下的疲劳寿命和疲劳强度 Table 3 Fatigue life and fatigue strength under different stress levels 最大应力/MPa 疲劳寿命/103 对数寿命中值 对数寿命标准差 中值疲劳寿命/周 800 64; 56; 80 4. 818 0. 0801 65760 760 197; 203; 65; 48; 55; 90 4. 965 0. 2756 92270 720 109; 469; 89; 462; 271; 73 5. 270 0. 3648 186100 在交变载荷下，金属承受的交变应力和断裂循 环周次之间的关系通常用 S--N 疲劳曲线来描述． 将表 3 中各试样所施加的最大应力和对应的断裂周 次的数据绘成图，用升降法所求得的疲劳极限作为 S--N 曲线的最低点，便得到了高强钢的 S--N 疲劳曲 线，如图 6 所示． 从 S--N 曲线上可以看出: 金属承受 的最大交变应力越大，断裂时应力交变的次数越少; 反之，最大交变应力越小，则应力交变的次数越大． 施加的最大应力值接近屈服极限时，S--N 曲线的下 降趋势开始变缓． 根据表 3 数据，求出每一个应力水平下对应的 中值疲劳寿命，拟合出了疲劳寿命与最大应力的回 归方程为 lg Nf = 7. 9045 － 1. 5449( σmax － 680. 8) ． ( 3) 式中，Nf表示带钢的疲劳寿命，σmax表示带钢所承受 的最大轴向应力． 根据拟合的回归方程可以知道在 不同的应力水平下，高强钢的疲劳寿命． 3 疲劳断裂机理 本实验采用薄板试样，疲劳断口由疲劳源区、疲 劳裂纹稳定扩展区和瞬时断裂区三个不同形貌特征 的区域组成，并沿带钢横截面分布，它们分别代表疲 劳破坏的不同历程，如图 7 所示． 从其宏观疲劳断 口上可见明显的海滩状的疲劳贝纹线，并且随着裂 纹扩展的进行，疲劳贝纹线间距越来越宽． 这主要 图 6 S--N 疲劳曲线 Fig． 6 S-N fatigue curve 是因为随着裂纹的扩展，试件的承载面积逐渐减小， 试件所受到的循环载荷逐渐增大所致［17］． 3. 1 裂纹的萌生 如图 8 所示，高强钢疲劳源始于带钢表面的微 裂纹处，并向四周辐射隐约可见疲劳贝纹弧线． 该 处表面因存在微裂纹易产生应力集中，在反复交变 载荷的作用下，由此引发疲劳裂纹，裂纹的尖端形成 尖锐的缺口，由于缺口效应而造成了新的应力集中， 加速了破坏的进程，直至剩下的材料所承受的载荷 超出了极限时，出现宏观断裂现象． 因而疲劳破坏 的过程大致为: 应力集中→产生微裂纹→微裂纹导 致新的应力集中→促进裂纹扩展→宏观断裂． ·783·

·784· 北京科技大学学报 第36卷 瞬时断裂区 裂纹扩展区 疲劳裂纹源区 200m 图7疲劳断口形貌 Fig.7 Morphology of the fatigue fracture 劳的辉纹间距通常随着应力强度因子幅度的增大而 增大.在理想情况下，每一条辉纹代表一次载荷循 环，辉纹个数等于载荷循环次数，只有材料有较好塑 性时，才会出现疲劳辉纹. 0四 p中4”型：边 图8疲劳裂纹源 Fig.8 Fatigue crack initiation 3.2疲劳裂纹扩展机理 通常疲劳裂纹扩展分为两个阶段：第一阶段裂 纹扩展和第二阶段裂纹扩展.第一阶段，疲劳裂纹 图9疲劳扩展区的疲劳辉纹 在滑移带上萌生以后，受切应力控制，沿着与主应力 Fig.9 Fatigue striations in the extension region 呈45°的最大剪应力面进行扩展，断口呈锯齿形或 图10为疲劳扩展第二阶段出现的典型宏观断 解理小平面，第一阶段裂纹扩展通常在几个晶粒范 口形貌.断口出现一系列相互平行的疲劳贝纹线， 围内难于观察。由于第一阶段裂纹的扩展速率远小 类似于海滩状的花纹，垂直于裂纹的扩展方向，并且 于第二阶段，因而第一阶段对高强钢疲劳寿命贡献 随着裂纹扩展的进行，条带宽度逐渐增加，由15μm 很大. 增加到50μm以上，随着裂纹的扩展，承载面积减 一般而言，疲劳断裂起始于表面微裂纹处时，直 小，载荷逐渐增大，裂纹扩展速度也逐渐增大. 接进入第二阶段裂纹扩展，下面将重点对裂纹扩展 本实验为薄板试样（厚度2mm),加载过程相较 第二阶段的不同位置的断口进行观察.第二阶段在 于圆棒试样，承载面积较小，对设备的敏感性更强， 最大拉应力面内，沿与拉伸垂直的方向扩展.图9 设备轻微的抖动引起载荷变化都会使裂纹前缘区域 为疲劳扩展区第二阶段的微观形貌.从图中可以看 出现应力状态变化，改变扩展速率，进而在断口上留 出断口中出现较多相互平行的疲劳辉纹，条带间距 下一条痕迹，贝纹线是构件在应力幅突然变化的情 约l.7m,局部地区存在台阶.Laird提出的“范性 况下才有可能产生的，因而断口中存在大量海滩状 钝化”模型发现裂纹尖端在扩展中呈现反复的钝化 的均匀分布疲劳贝纹线.同时，由于实验频率较高 与锐化的交替过程，在循环加载过程中，裂纹尖端受 (10Hz),因而会产生较高的过载频率，使贝纹线大 到较大的塑性变形而产生局部滑移，使裂纹尖端出 量密集出现 现钝化.在卸载中尖端两侧表面逐渐靠拢，使裂纹 在滑移带上部分区域会萌生一定尺寸的微裂 向前延伸一段距离，在全部卸载后，裂纹端部在拉伸 纹，在绝大多数情况下，裂纹停止扩展，只有少数几 加载中产生新的表面被褶皱起来，这时端部又出现 条超过几十微米.图11为疲劳裂纹扩展后期的二 锐化网.在每一个锐化一纯化的过程中，裂纹前端 次裂纹.二次裂纹是循环载荷作用下组织局部撕裂 不断向前延伸，并在断口上留下一条疲劳辉纹.疲 造成的，消耗了较多的能量，使裂纹扩展更加困难

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 7 疲劳断口形貌 Fig． 7 Morphology of the fatigue fracture 图 8 疲劳裂纹源 Fig． 8 Fatigue crack initiation 3. 2 疲劳裂纹扩展机理 通常疲劳裂纹扩展分为两个阶段: 第一阶段裂 纹扩展和第二阶段裂纹扩展． 第一阶段，疲劳裂纹 在滑移带上萌生以后，受切应力控制，沿着与主应力 呈 45°的最大剪应力面进行扩展，断口呈锯齿形或 解理小平面，第一阶段裂纹扩展通常在几个晶粒范 围内难于观察． 由于第一阶段裂纹的扩展速率远小 于第二阶段，因而第一阶段对高强钢疲劳寿命贡献 很大． 一般而言，疲劳断裂起始于表面微裂纹处时，直 接进入第二阶段裂纹扩展，下面将重点对裂纹扩展 第二阶段的不同位置的断口进行观察． 第二阶段在 最大拉应力面内，沿与拉伸垂直的方向扩展． 图 9 为疲劳扩展区第二阶段的微观形貌． 从图中可以看 出断口中出现较多相互平行的疲劳辉纹，条带间距 约 1. 7 μm，局部地区存在台阶． Laird 提出的“范性 钝化”模型发现裂纹尖端在扩展中呈现反复的钝化 与锐化的交替过程，在循环加载过程中，裂纹尖端受 到较大的塑性变形而产生局部滑移，使裂纹尖端出 现钝化． 在卸载中尖端两侧表面逐渐靠拢，使裂纹 向前延伸一段距离，在全部卸载后，裂纹端部在拉伸 加载中产生新的表面被褶皱起来，这时端部又出现 锐化［18］． 在每一个锐化--钝化的过程中，裂纹前端 不断向前延伸，并在断口上留下一条疲劳辉纹． 疲 劳的辉纹间距通常随着应力强度因子幅度的增大而 增大． 在理想情况下，每一条辉纹代表一次载荷循 环，辉纹个数等于载荷循环次数，只有材料有较好塑 性时，才会出现疲劳辉纹． 图 9 疲劳扩展区的疲劳辉纹 Fig． 9 Fatigue striations in the extension region 图 10 为疲劳扩展第二阶段出现的典型宏观断 口形貌． 断口出现一系列相互平行的疲劳贝纹线， 类似于海滩状的花纹，垂直于裂纹的扩展方向，并且 随着裂纹扩展的进行，条带宽度逐渐增加，由 15 μm 增加到 50 μm 以上，随着裂纹的扩展，承载面积减 小，载荷逐渐增大，裂纹扩展速度也逐渐增大． 本实验为薄板试样( 厚度 2 mm) ，加载过程相较 于圆棒试样，承载面积较小，对设备的敏感性更强， 设备轻微的抖动引起载荷变化都会使裂纹前缘区域 出现应力状态变化，改变扩展速率，进而在断口上留 下一条痕迹，贝纹线是构件在应力幅突然变化的情 况下才有可能产生的，因而断口中存在大量海滩状 的均匀分布疲劳贝纹线． 同时，由于实验频率较高 ( 105 Hz) ，因而会产生较高的过载频率，使贝纹线大 量密集出现． 在滑移带上部分区域会萌生一定尺寸的微裂 纹，在绝大多数情况下，裂纹停止扩展，只有少数几 条超过几十微米． 图 11 为疲劳裂纹扩展后期的二 次裂纹． 二次裂纹是循环载荷作用下组织局部撕裂 造成的，消耗了较多的能量，使裂纹扩展更加困难， ·784·

第6期 田星等：CSP流程Ti微合金化高强钢的疲劳性能 ·785· 20 jm 20出m 图10疲劳裂纹扩展区贝纹线形貌.()扩展区起始阶段：(b)扩展区结束阶段 Fig.10 Bay ridges in the fatigue crack extension region:(a)start of the extension region:(b)end of the extension region 降低了裂纹的扩展速率，有利于提高疲劳寿命.同 (4) 时，断口中存在较多撕裂的韧窝，并有少量微裂纹 贵=-ca0 式中：a为裂纹长度；N为应力循环周次；da/dW表 示为微裂纹扩展速率：△K为裂纹尖端的应力强度 因子，△K=K（1-R),K为最大的应力强度因 子，与裂纹尖端的形状因子和裂纹长度有关；K为材 料的断裂韧度，表示裂纹扩展单位面积所需能量；R 为应力比：C为材料常数.当裂纹扩展至接近瞬断 区时，K趋近于K。,式(4)等式右端的分母趋近于 零，则裂纹扩展速率da/dN趋近于无穷大，此时疲 204m t,统 劳裂纹发生失稳扩展而发生断裂. 图11疲劳裂纹扩展后期的二次裂纹 在交变载荷作用下，当裂纹扩展到临界尺寸、裂 Fig.11 Secondary cracks in the late extension region 纹尖端的应力强度因子达到临界值时，由损伤逐渐 累积导致失稳破坏，在某次加载过程中，就会突然断 3.3疲劳失稳断裂 裂.图12为瞬断区形貌.瞬断区断口形貌凹凸比较 对于裂纹扩展规律的研究，Forman考虑到应力比 大，存在明显的撕裂棱形貌，兼有部分韧窝存在，说 的影响，在Pais公式的基础上，提出改进公式D9: 明带钢具有良好韧性 100m Ne-2013 20μm 图12瞬断区断口形貌 Fig.12 Morphology of the eventual failure region 约0.83倍的抗拉强度.显微组织为铁素体+贝氏 4结论 体，铁素体晶粒平均尺寸为2.5μm,由于晶粒细化、 (I)CSP流程生产的Ti微合金化高强钢的屈 优异的表面质量及较低的夹杂物水平的共同作用， 服强度为774MPa,抗拉强度为830MPa,伸长率为 高强钢具有良好的疲劳性能. 18.8%,采用升降法测得带钢疲劳强度为685MPa, (2)从高强钢的S-V曲线可以看出，随着最大

第 6 期 田 星等: CSP 流程 Ti 微合金化高强钢的疲劳性能 图 10 疲劳裂纹扩展区贝纹线形貌． ( a) 扩展区起始阶段; ( b) 扩展区结束阶段 Fig． 10 Bay ridges in the fatigue crack extension region: ( a) start of the extension region; ( b) end of the extension region 降低了裂纹的扩展速率，有利于提高疲劳寿命． 同 时，断口中存在较多撕裂的韧窝，并有少量微裂纹． 图 11 疲劳裂纹扩展后期的二次裂纹 Fig． 11 Secondary cracks in the late extension region 3. 3 疲劳失稳断裂 对于裂纹扩展规律的研究，Forman 考虑到应力比 的影响，在 Pairs 公式的基础上，提出改进公式［19］: da dN = C ( ΔK) n ( 1 － Ｒ) Kc － ΔK． ( 4) 式中: a 为裂纹长度; N 为应力循环周次; da /dN 表 示为微裂纹扩展速率; ΔK 为裂纹尖端的应力强度 因子，ΔK = Kmax ( 1 － Ｒ) ，Kmax 为最大的应力强度因 子，与裂纹尖端的形状因子和裂纹长度有关; Kc为材 料的断裂韧度，表示裂纹扩展单位面积所需能量; Ｒ 为应力比; C 为材料常数． 当裂纹扩展至接近瞬断 区时，Kmax趋近于 Kc，式( 4) 等式右端的分母趋近于 零，则裂纹扩展速率 da /dN 趋近于无穷大，此时疲 劳裂纹发生失稳扩展而发生断裂． 在交变载荷作用下，当裂纹扩展到临界尺寸、裂 纹尖端的应力强度因子达到临界值时，由损伤逐渐 累积导致失稳破坏，在某次加载过程中，就会突然断 裂． 图12 为瞬断区形貌． 瞬断区断口形貌凹凸比较 大，存在明显的撕裂棱形貌，兼有部分韧窝存在，说 明带钢具有良好韧性． 图 12 瞬断区断口形貌 Fig． 12 Morphology of the eventual failure region 4 结论 ( 1) CSP 流程生产的 Ti 微合金化高强钢的屈 服强度为 774 MPa，抗拉强度为 830 MPa，伸长率为 18. 8% ，采用升降法测得带钢疲劳强度为 685 MPa， 约 0. 83 倍的抗拉强度． 显微组织为铁素体 + 贝氏 体，铁素体晶粒平均尺寸为 2. 5 μm，由于晶粒细化、 优异的表面质量及较低的夹杂物水平的共同作用， 高强钢具有良好的疲劳性能． ( 2) 从高强钢的 S--N 曲线可以看出，随着最大 ·785·

·786 北京科技大学学报 第36卷 应力的增加，循环次数逐渐减少.通过拟合，得到 [10]Zhou J,Kang Y L,Mao X P,et al.Effect of Ti on the mechani- CSP工艺生产的Ti微合金化高强钢的疲劳寿命与 cal properties of high strength weathering steel.Univ Sci Techn- 最大应力的关系为lgN=7.9045-1.5449(omm- ol Beijing,2006,28(10):926 (周建，康永林，毛新平，等.对高强耐候钢力学性能的影 680.8). 响.北京科技大学学报，2006,28(10)：926) (3)从疲劳断口上可以清楚地看到疲劳源区、 [11]Dong NN,Zhang H M.Study on high cyele fatigue behavior of 裂纹扩展区和瞬断区形貌.疲劳裂纹形核于带钢表 micro-alloyed pipeline steel X80.Hot Work Technol,2009,38 面的微裂纹处；扩展区第一阶段裂纹受切应力控制， (10):74 (董楠楠，张红梅.微合金管线钢X80的高周疲劳行为研究 扩展区第二阶段存在二次裂纹及疲劳辉纹，并随着 热加工工艺，2009,38(10)：74) 裂纹扩展的进行，疲劳贝纹线间距逐渐增加，由15 [12]Li S H,Zeng Y P,Tong K.Micro-behaviors of inclusions in the μm增加到50μum以上；瞬断区有明显的撕裂棱形 X80 pipeline steel under fatigue loading.Acta Petrolei Sin 貌，兼具韧窝存在 2012,33(3):506 (李少华，曾燕屏，仝珂.疲劳载荷作用下X80管线钢夹杂 参考文献 物的微观行为.石油学报，2012,33(3)：506) [Huh H,Kim S B,Song J H,et al.Dynamic tensile characteristics [13]Liu X Y,He X M,Dong J.Fatigue crack initiation and propaga- of TRIP-type and DP-type steel sheets for an auto-body.Int J Mech tion behavior of 2Cr13 steel.Hot Work Technol,2012,41(2): Sci,2008,50(5):918 49 2]Fourlaris G,Ellwood R,Jones T B.The reliability of test results (刘晓燕，何晓梅，董洁.2C13钢的疲劳裂纹萌生与扩展行 from simple test samples in predicting the fatigue performance of 为.热加工工艺，2012,41(2)：49) automotive components.Mater Des,2007,28(4):1198 04] Wang X N.Du L X,Di H S.Study on fatigue property of new B]Kang Y L.Lightweight vehicle,advanced high strength steel and type hot-rolled nano precipitation strengthening ultra-high strength energy-saving and emission reduction.Iron Steel,2008,43(6):1 automobile strip.J Mech Eng,2012,48 (22):27 (康永林.汽车轻量化先进高强钢与节能减排.钢铁，2008， (王晓南，杜林秀，邸洪双.新型热轧纳米析出强化超高强 43(6):1) 汽车板的疲劳性能研究.机械工程学报，2012,48(22)：27) 4]Kastensson A.Developing lightweight concepts in the automotive 05] Wang C,Zeng Y P,Xie X S.Influence of characteristie inclu- industry:taking on the environmental challenge with the SaNatt sion parameters on crack initiation and propagation in ultra-high Project.J Clean Prod,2014,66(1)337 strength steels for aerospace application under tensile and low ey- [5]Liang Y,Liang YL,Chen C T,et al.Bending fatigue perform- clic fatigue loading.J Unir Sci Technol Beijing,2009,31 (5): ance of the new bainitic steel.I Guizhou Unie Technol Nat Sci Ed, 557 2004,33(4):52 (王冲，曾燕屏，谢锡善.拉伸与低周疲劳载荷作用下夹杂 (梁字，梁益龙，陈朝铁，等.新型贝氏体钢的弯曲疲劳性能 物特征参数对航空用超高强度钢中裂纹萌生与扩展的影响 贵州工业大学学报：自然科学版，2004,33(4)：52) 北京科技大学学报，2009,31(5)：557) 6]Shen Y F,Wang C N,Sun X.A micro-alloyed ferritic steel [16] Zhao F X,Li H,Xu X C,et al.Influence of inclusion size on fa- strengthened by nanoscale precipitates.Mater Sci Eng A,2011, tigue life of high strength steel for automobile wheel.Min Metall 528(22):8150 Eng,2013,33(1):101 7]Huo X D,Mao X P,Lv S X.Nanocarbides in Ti-microalloved (赵风晓，李会，许晓嫦，等.夹杂物尺寸对汽车车轮用钢疲 high strength steel produced by CSP process.J Unir Sci Technol 劳寿命的影响.矿治工程，2013,33(1)：101) Beijing,2011,33(8):941 [17]Chen J B,Wei Y H,Ma LL.Investigation on fatigue property of (霍向东，毛新平，吕盛夏.CSP生产Ti微合金化高强钢中纳 TWIP steel joint by laser welding.Trans Mater Heat Treat, 米碳化物.北京科技大学学报，2011,33(8)：941) 2013,34(Suppl2):79 [8]Kang Y L,Zhou J,Mao X P.Analysis on microstructure,service (陈剑波，卫英慧，马丽莉.TWP钢薄板激光焊接接头的疲 performance and weather resisting property of CSP produced Ti mi- 劳性能.材料热处理学报，2013,34（增刊2）：79) croalloyed high strength weathering steel.Henan Metall,2007,15 [18]Zhao S B,Wang Z B.Fatigue Design.Beijing:China Machine (4):7 Press,1992 (康永林，周建，毛新平.CSP生产Ti微合金化高强耐候钢组 (赵少汴，王忠保.疲劳设计.北京：机械工业出版社， 织、应用性能与耐候性分析.河南治金，2007,15(4)：7) 1992) Kang YL,Fu J,Liu DL,et al.Control of Microstructure and 9]Zhang F W.The Study on Fatigue Crack Grouth of High Strength Properties of Steel under Thin Slab Continuous Casting and Roll- Steel [Dissertation].Wuhan:Wuhan University of Technology, ing.Beijing:Metallurgical Industry Press,2006 2011 (康永林，傅杰，柳得橹，等.薄板坯连铸连轧钢的组织性能 (张凤武.高强钢疲劳裂纹扩展研究[学位论文].武汉：武 控制.北京：治金工业出版社，2006) 汉理工大学，2011)

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 应力的增加，循环次数逐渐减少． 通过拟合，得到 CSP 工艺生产的 Ti 微合金化高强钢的疲劳寿命与 最大应力的关系为 lg Nf = 7. 9045 － 1. 5449( σmax － 680. 8) ． ( 3) 从疲劳断口上可以清楚地看到疲劳源区、 裂纹扩展区和瞬断区形貌． 疲劳裂纹形核于带钢表 面的微裂纹处; 扩展区第一阶段裂纹受切应力控制， 扩展区第二阶段存在二次裂纹及疲劳辉纹，并随着 裂纹扩展的进行，疲劳贝纹线间距逐渐增加，由 15 μm 增加到 50 μm 以上; 瞬断区有明显的撕裂棱形 貌，兼具韧窝存在． 参 考 文 献 ［1］ Huh H，Kim S B，Song J H，et al． Dynamic tensile characteristics of TＲIP-type and DP-type steel sheets for an auto-body． Int J Mech Sci，2008，50( 5) : 918 ［2］ Fourlaris G，Ellwood Ｒ，Jones T B． The reliability of test results from simple test samples in predicting the fatigue performance of automotive components． Mater Des，2007，28( 4) : 1198 ［3］ Kang Y L． Lightweight vehicle，advanced high strength steel and energy-saving and emission reduction． Iron Steel，2008，43( 6) : 1 ( 康永林． 汽车轻量化先进高强钢与节能减排． 钢铁，2008， 43( 6) : 1) ［4］ Kastensson ． Developing lightweight concepts in the automotive industry: taking on the environmental challenge with the SNtt Project． J Clean Prod，2014，66( 1) : 337 ［5］ Liang Y，Liang Y L，Chen C T，et al． Bending fatigue perform￾ance of the new bainitic steel． J Guizhou Univ Technol Nat Sci Ed， 2004，33( 4) : 52 ( 梁宇，梁益龙，陈朝铁，等． 新型贝氏体钢的弯曲疲劳性能． 贵州工业大学学报: 自然科学版，2004，33( 4) : 52) ［6］ Shen Y F，Wang C N，Sun X． A micro-alloyed ferritic steel strengthened by nanoscale precipitates． Mater Sci Eng A，2011， 528( 22) : 8150 ［7］ Huo X D，Mao X P，Lv S X． Nanocarbides in Ti-microalloyed high strength steel produced by CSP process． J Univ Sci Technol Beijing，2011，33( 8) : 941 ( 霍向东，毛新平，吕盛夏． CSP 生产 Ti 微合金化高强钢中纳 米碳化物． 北京科技大学学报，2011，33( 8) : 941) ［8］ Kang Y L，Zhou J，Mao X P． Analysis on microstructure，service performance and weather resisting property of CSP produced Ti mi￾croalloyed high strength weathering steel． Henan Metall，2007，15 ( 4) : 7 ( 康永林，周建，毛新平． CSP 生产 Ti 微合金化高强耐候钢组 织、应用性能与耐候性分析． 河南冶金，2007，15( 4) : 7) ［9］ Kang Y L，Fu J，Liu D L，et al． Control of Microstructure and Properties of Steel under Thin Slab Continuous Casting and Ｒoll￾ing． Beijing: Metallurgical Industry Press，2006 ( 康永林，傅杰，柳得橹，等． 薄板坯连铸连轧钢的组织性能 控制． 北京: 冶金工业出版社，2006) ［10］ Zhou J，Kang Y L，Mao X P，et al． Effect of Ti on the mechani￾cal properties of high strength weathering steel． J Univ Sci Techn￾ol Beijing，2006，28( 10) : 926 ( 周建，康永林，毛新平，等． Ti 对高强耐候钢力学性能的影 响． 北京科技大学学报，2006，28( 10) : 926) ［11］ Dong N N，Zhang H M． Study on high cycle fatigue behavior of micro-alloyed pipeline steel X80． Hot Work Technol，2009，38 ( 10) : 74 ( 董楠楠，张红梅． 微合金管线钢 X80 的高周疲劳行为研究． 热加工工艺，2009，38( 10) : 74) ［12］ Li S H，Zeng Y P，Tong K． Micro-behaviors of inclusions in the X80 pipeline steel under fatigue loading． Acta Petrolei Sin， 2012，33( 3) : 506 ( 李少华，曾燕屏，仝珂． 疲劳载荷作用下 X80 管线钢夹杂 物的微观行为． 石油学报，2012，33( 3) : 506) ［13］ Liu X Y，He X M，Dong J． Fatigue crack initiation and propaga￾tion behavior of 2Cr13 steel． Hot Work Technol，2012，41( 2) : 49 ( 刘晓燕，何晓梅，董洁． 2Cr13 钢的疲劳裂纹萌生与扩展行 为． 热加工工艺，2012，41( 2) : 49) ［14］ Wang X N，Du L X，Di H S． Study on fatigue property of new type hot-rolled nano precipitation strengthening ultra-high strength automobile strip． J Mech Eng，2012，48( 22) : 27 ( 王晓南，杜林秀，邸洪双． 新型热轧纳米析出强化超高强 汽车板的疲劳性能研究． 机械工程学报，2012，48( 22) : 27) ［15］ Wang C，Zeng Y P，Xie X S． Influence of characteristic inclu￾sion parameters on crack initiation and propagation in ultra-high strength steels for aerospace application under tensile and low cy￾clic fatigue loading． J Univ Sci Technol Beijing，2009，31( 5) : 557 ( 王冲，曾燕屏，谢锡善． 拉伸与低周疲劳载荷作用下夹杂 物特征参数对航空用超高强度钢中裂纹萌生与扩展的影响． 北京科技大学学报，2009，31( 5) : 557) ［16］ Zhao F X，Li H，Xu X C，et al． Influence of inclusion size on fa￾tigue life of high strength steel for automobile wheel． Min Metall Eng，2013，33( 1) : 101 ( 赵凤晓，李会，许晓嫦，等． 夹杂物尺寸对汽车车轮用钢疲 劳寿命的影响． 矿冶工程，2013，33( 1) : 101) ［17］ Chen J B，Wei Y H，Ma L L． Investigation on fatigue property of TWIP steel joint by laser welding． Trans Mater Heat Treat， 2013，34( Suppl 2) : 79 ( 陈剑波，卫英慧，马丽莉． TWIP 钢薄板激光焊接接头的疲 劳性能． 材料热处理学报，2013，34( 增刊 2) : 79) ［18］ Zhao S B，Wang Z B． Fatigue Design． Beijing: China Machine Press，1992 ( 赵 少 汴，王 忠 保． 疲 劳 设 计． 北 京: 机械工业出版社， 1992) ［19］ Zhang F W． The Study on Fatigue Crack Growth of High Strength Steel ［Dissertation］． Wuhan: Wuhan University of Technology， 2011 ( 张凤武． 高强钢疲劳裂纹扩展研究［学位论文］． 武汉: 武 汉理工大学，2011) ·786·