·830· 工程科学学报，第38卷，第6期 300μm 100μm 图4缺口EN1典型截面形貌(a)及局部放大图(b) Fig.4 Typical cross-section of notch ENI (a)and magnification of the zone in ENI (b) 。=143(HW+120) (2) 性变形引入的残余压应力阻碍裂纹的萌生并降低裂纹 (A6 扩展速率.从这一方面讲，压痕不同于普通的表面缺 式中：o为缺陷试样疲劳极限，MPa:HV是缺陷周围材 陷.但是，压痕试样的疲劳极限与以基体材料硬度和 料显微硬度值；A为缺陷在轴向上的投影面积.疲劳 缺陷投影面积为参数Murakami模型计算结果并没有 极限随着缺口尺寸的增大而减小.但是缺口试样疲劳 明显的差异.压痕形成过程中导致的材料硬化不可否 极限低于等尺寸缺陷的压痕试样疲劳极限 认，但是其影响区域的深度和广度很小，不足以对疲劳 260 裂纹萌生和扩展产生影响，如图3.引入残余应力提高 。光滑试样 ·压痕试样 240 DI ·电火花缺口试样 材料疲劳强度的方法很多，比如喷丸、滚压、激光冲击、 吧四g 棋型计算结果 表面感应淬火和表面碳氨共渗8四.但是，以上提到 220 ENI 的方法均是对试样整个表面进行处理，而压痕引入残 EN2 余应力只局限于一个很小的区域，残余应力传递给基 体，效果变得非常的微弱.再者，残余应力的释放是表 160 EN3 面处理材料在循环载荷作用下不可避免的问题，特别 是高应力疲劳工况，释放更快”-0.在本文疲劳测试 140 0100200300400500600700800 条件下，压痕底部微弱的材料硬化和残余压应力的作 缺陷投影面积的平方根/m 用效果几乎完全失去.压痕疲劳极限与模型计算结果 图5压痕试样和缺口试样疲劳极限与模型计算结果对比 的差异可以忽略不计，基体材料上的压痕对车轴钢疲 Fig.5 Comparison of the fatigue limits of indentation specimens and 劳极限的影响和等尺寸表面夹杂物缺陷等效 notched specimens with the calculated values 3.2电火花缺口试样 疲劳试样人工缺陷常常钻孔获得，通过压痕和电 3讨论 火花加工引入缺陷的研究并不多4.切.电火花缺口 试样疲劳裂纹从缺口表面多处萌生，呈放射状扩展，如 3.1压痕试样 图9(a).电火花缺口试样疲劳极限小于压痕试样和 对于光滑试样，疲劳裂纹萌生于试样表面，如 Murakami模型计算结果，如图5.这一差距可以归结 图6(a).试样断口形貌可以清晰看出裂纹源、裂纹扩 为以下原因.电火花加工是在放电效应下金属基体融 展区和最终瞬断区.扩展区的辉纹和瞬断区的韧窝均 化-气化形成与电极形状类似的缺口m四.大部分烧 可判定此断口为典型韧性材料疲劳断口.当引入压痕 蚀残渣随着工作液流出，仍有少部分残渣在缺口表面 后，压痕的存在破坏了试样的几何连续性导致应力集 冷却凝固下来，就是所说的白层或者说再铸层.在 中，这将降低试样的疲劳极限切.图7和图8可以看 烧蚀过程中，工作液高温分解，游离的碳原子迁移到加 出裂纹从压痕底部萌生，向压痕两边扩展，最终导致试 工面造成再铸层碳元素富集.电火花缺口表面存在 样断裂.大量的研究已经证实试样的疲劳极限随着缺 10um左右厚度的白层，如图4所示，白层硬度较高而 陷尺寸的增大而降低，实验结果符合这一规律2， 且很脆，它主要由马氏体、残余奥氏体和难溶碳化物组 如图5.在压痕形成过程中，受压区域发生塑性变形， 成.在加工过程中，快速的加热和冷却带来的残余拉 变形区位错密度增加，晶粒发生变形，在一定程度上此 应力导致再铸层中出现微孔和微裂纹，如图9(b). 部分材料得到强化，裂纹萌生阻力提高.与此同时，塑 在计算缺陷投影面积时，如果将白层考虑在内，缺陷的工程科学学报，第 38 卷，第 6 期 图 4 缺口 EN1 典型截面形貌( a) 及局部放大图( b) Fig． 4 Typical cross-section of notch EN1 ( a) and magnification of the zone in EN1 ( b) σ = 1. 43·( HV + 120) ( 槡A) 1 /6 ． ( 2) 式中: σ 为缺陷试样疲劳极限，MPa; HV 是缺陷周围材 料显微硬度值; A 为缺陷在轴向上的投影面积． 疲劳 极限随着缺口尺寸的增大而减小． 但是缺口试样疲劳 极限低于等尺寸缺陷的压痕试样疲劳极限． 图 5 压痕试样和缺口试样疲劳极限与模型计算结果对比 Fig． 5 Comparison of the fatigue limits of indentation specimens and notched specimens with the calculated values 3 讨论 3. 1 压痕试样 对于 光 滑 试 样，疲 劳 裂 纹 萌 生 于 试 样 表 面，如 图 6( a) ． 试样断口形貌可以清晰看出裂纹源、裂纹扩 展区和最终瞬断区． 扩展区的辉纹和瞬断区的韧窝均 可判定此断口为典型韧性材料疲劳断口． 当引入压痕 后，压痕的存在破坏了试样的几何连续性导致应力集 中，这将降低试样的疲劳极限［17］． 图 7 和图 8 可以看 出裂纹从压痕底部萌生，向压痕两边扩展，最终导致试 样断裂． 大量的研究已经证实试样的疲劳极限随着缺 陷尺寸的增大而降低，实验结果符合这一规律［12--14］， 如图 5． 在压痕形成过程中，受压区域发生塑性变形， 变形区位错密度增加，晶粒发生变形，在一定程度上此 部分材料得到强化，裂纹萌生阻力提高． 与此同时，塑 性变形引入的残余压应力阻碍裂纹的萌生并降低裂纹 扩展速率． 从这一方面讲，压痕不同于普通的表面缺 陷． 但是，压痕试样的疲劳极限与以基体材料硬度和 缺陷投影面积为参数 Murakami 模型计算结果并没有 明显的差异． 压痕形成过程中导致的材料硬化不可否 认，但是其影响区域的深度和广度很小，不足以对疲劳 裂纹萌生和扩展产生影响，如图 3． 引入残余应力提高 材料疲劳强度的方法很多，比如喷丸、滚压、激光冲击、 表面感应淬火和表面碳氮共渗［18--19］． 但是，以上提到 的方法均是对试样整个表面进行处理，而压痕引入残 余应力只局限于一个很小的区域，残余应力传递给基 体，效果变得非常的微弱． 再者，残余应力的释放是表 面处理材料在循环载荷作用下不可避免的问题，特别 是高应力疲劳工况，释放更快［20--21］． 在本文疲劳测试 条件下，压痕底部微弱的材料硬化和残余压应力的作 用效果几乎完全失去． 压痕疲劳极限与模型计算结果 的差异可以忽略不计，基体材料上的压痕对车轴钢疲 劳极限的影响和等尺寸表面夹杂物缺陷等效． 3. 2 电火花缺口试样 疲劳试样人工缺陷常常钻孔获得，通过压痕和电 火花加工引入缺陷的研究并不多［14，17］． 电火花缺口 试样疲劳裂纹从缺口表面多处萌生，呈放射状扩展，如 图 9( a) ． 电火花缺口试样疲劳极限小于压痕试样和 Murakami 模型计算结果，如图 5． 这一差距可以归结 为以下原因． 电火花加工是在放电效应下金属基体融 化!气化形成与电极形状类似的缺口［22--23］． 大部分烧 蚀残渣随着工作液流出，仍有少部分残渣在缺口表面 冷却凝固下来，就是所说的白层或者说再铸层［24］． 在 烧蚀过程中，工作液高温分解，游离的碳原子迁移到加 工面造成再铸层碳元素富集． 电火花缺口表面存在 10 μm左右厚度的白层，如图 4 所示，白层硬度较高而 且很脆，它主要由马氏体、残余奥氏体和难溶碳化物组 成． 在加工过程中，快速的加热和冷却带来的残余拉 应力导致再铸层中出现微孔和微裂纹［25］，如图 9( b) ． 在计算缺陷投影面积时，如果将白层考虑在内，缺陷的 · 038 ·