·568 工程科学学报，第39卷，第4期 当前在航天、航空、车辆等领域中，机械部件的实 裂纹的萌生应占据一定的比重.因此，同时虑及裂纹 际承载周期已远超107，甚至达到10°~10-.同时， 萌生及扩展的影响，进而建立全寿命预测方法，亟待 发生在这个超长寿命区(>10'周次)的疲劳失效现象， 研究 屡见不鲜因此，明确超长寿命疲劳失效机理，提出合 本文基于C一Ni-W合金钢的超长寿命疲劳试验， 适的超长寿命预测方法已成为当前疲劳研究领域的一 探讨了其应力一寿命特性及失效机理.其次，结合局部 个热点四 应力一寿命法和位错一能量法，分别建立了局部裂纹萌 目前，合金钢仍然是当今最普遍使用的结构材 生寿命模型(local crack initiation life.,LCL)和考虑夹 料之一.已有研究结果表明-习，合金钢超长寿命疲 杂及细晶粒区影响的裂纹萌生寿命模型(inclusion and 劳失效往往源于材料内部的非金属夹杂等缺陷，其 FGA based crack initiation life,IFCIL),并与T-M模型 断口处常呈现出“鱼眼”型裂纹形貌.当疲劳寿命超 进行了比较.接着，结合小裂纹断裂力学理论，构建了 过10°周次时，一个奇特的粗糙裂纹区会出现在夹杂 裂纹扩展寿命模型.最终，形成了针对夹杂一细晶粒 周围.Sakai等国将其命名为细晶粒区(fine granular 区一鱼眼诱发疲劳失效的全寿命预测模型. area,FGA).他认为细晶粒区是由位错移动导致马氏 体板条断裂，同时伴随着微裂纹的萌生和连接而形 1试验材料与方法 成的.此外，有些学者则认为细晶粒区的形成应关 1.1试验材料 联于氢脆开裂田或微细碳化物离散剥离).尽管 试验材料为C-Ni-W合金钢，其化学成分见表1 目前对细晶粒区的认识还存在分歧，但学者们一致 认为，细晶粒区的形成控制了合金钢的超长寿命疲 所示.首先将直径为16mm退火钢棒加工到沙漏状， 劳特性. 再利用600°~2000°金刚砂纸沿试件轴向方向由低粒 度至高粒度逐渐研磨试样表面，最终得到试样尺寸，如 从裂纹萌生或扩展的角度，一些学者认为细晶粒 区的形成应属于裂纹萌生的范畴，但也有些学者 图1所示.其最小截面直径及缺口圆弧半径分别为 认为细晶粒区的形成完全可以从裂纹扩展的角度进行 4.5mm和60mm,相关应力集中系数为1.02.热处理 描述9-.后者的一个直接依据在于，形似细晶粒区 条件为：一次淬火(950℃，保温30min后空冷)、二次 的裂纹形貌在裂纹扩展试验中被观察到四.从裂纹 淬火(850℃，保温30min后空冷)和低温回火(170℃， 萌生的角度，现有的超长寿命预测模型或方法较少 保温3h后空冷).基于力学拉伸性能及硬度试验，材 料的抗拉强度o。为1609MPa,屈服强度o,为 在忽视细晶粒区形成的基础上，Tanaka-Mura(T-M) 1190MPa,弹性模量E,为205GPa,泊松比.为0.3，试 模型网曾用于描述在超长寿命区夹杂诱发裂纹的萌 样断口截面上的平均维氏硬度值(HV)为503 生寿命预测.对比之下，基于裂纹扩展的寿命预测模 型或方法较多，比如虑及夹杂或细晶粒区的寿命模 表1钢的化学组成（质量分数） 型，涉及裂纹尖端塑性区的寿命模型@，以及累 Table I Chemical composition of steel 号 积损伤模型等.众所周知，疲劳过程是由裂纹萌 C Si Mn Cr Ni W V Mo 生和裂纹扩展两方面组成.尤其在低应力一长寿命区， 0.160.190.331.554.220.970.010.01 三 40 124 46.795 40 152 图1试样形状及尺寸（单位：mm) Fig.I Shape and dimensions of specimen(unit:mm) 通过体积分数4%的乙醇硝酸溶液的腐蚀，同时 文献6]可知，其弹性模量E,和泊松比y可分别近似 结合JSM6610LV扫描电子显微镜和INCA350ADD能 为390GPa和0.25. 谱仪的观测分析，该材料的微观组织为回火马氏体，并 1.2试验方法 伴有非金属夹杂物(A山，0，)的存在，如图2所示.基于 在室温空气中，使用QBG-00KN高频疲劳试验机工程科学学报，第 39 卷，第 4 期 当前在航天、航空、车辆等领域中，机械部件的实 际承载周期已远超 107 ，甚至达到 109 ～ 1011［1--2］． 同时， 发生在这个超长寿命区( ＞ 107 周次) 的疲劳失效现象， 屡见不鲜． 因此，明确超长寿命疲劳失效机理，提出合 适的超长寿命预测方法已成为当前疲劳研究领域的一 个热点［1］． 目前，合金钢仍然是当今最普遍使用的结构材 料之一． 已有研究结果表明［2--3］，合金钢超长寿命疲 劳失效往往源于材料内部的非金属夹杂等缺陷，其 断口处常呈现出“鱼眼”型裂纹形貌． 当疲劳寿命超 过 106 周次时，一个奇特的粗糙裂纹区会出现在夹杂 周围． Sakai等［3］ 将其命名为细晶粒区( fine granular area，FGA) ． 他认为细晶粒区是由位错移动导致马氏 体板条断裂，同时伴随着微裂纹的萌生和连接而形 成的． 此外，有些学者则认为细晶粒区的形 成 应 关 联于氢脆 开 裂［4］ 或微 细 碳 化 物 离 散 剥 离［5］． 尽管 目前对细晶粒区的认识还存在分歧，但学者们一致 认为，细晶粒区的形成控制了合金钢的超长寿命疲 劳特性． 从裂纹萌生或扩展的角度，一些学者认为细晶粒 区的形成应属于裂纹萌生的范畴［6--8］，但也有些学者 认为细晶粒区的形成完全可以从裂纹扩展的角度进行 描述［9--10］． 后者的一个直接依据在于，形似细晶粒区 的裂纹形貌在裂纹扩展试验中被观察到［11］． 从裂纹 萌生的角度，现有的超长寿命预测模型或方法较少． 在忽视细晶粒区形成的基础上，Tanaka--Mura ( T--M) 模型［12］曾用于描述在超长寿命区夹杂诱发裂纹的萌 生寿命预测． 对比之下，基于裂纹扩展的寿命预测模 型或方法较多，比如虑及夹杂或细晶粒区的寿命模 型［13--14］，涉及裂纹尖端塑性区的寿命模型［10］，以及累 积损伤模型［10，15］等． 众所周知，疲劳过程是由裂纹萌 生和裂纹扩展两方面组成． 尤其在低应力--长寿命区， 裂纹的萌生应占据一定的比重． 因此，同时虑及裂纹 萌生及扩展的影响，进而建立全寿命预测方法，亟待 研究． 本文基于 Cr--Ni--W 合金钢的超长寿命疲劳试验， 探讨了其应力--寿命特性及失效机理． 其次，结合局部 应力--寿命法和位错--能量法，分别建立了局部裂纹萌 生寿命模型( local crack initiation life，LCIL) 和考虑夹 杂及细晶粒区影响的裂纹萌生寿命模型( inclusion and FGA based crack initiation life，IFCIL) ，并与 T--M 模型 进行了比较． 接着，结合小裂纹断裂力学理论，构建了 裂纹扩展寿命模型． 最终，形成了针对夹杂--细晶粒 区--鱼眼诱发疲劳失效的全寿命预测模型． 1 试验材料与方法 1. 1 试验材料 试验材料为 Cr--Ni--W 合金钢，其化学成分见表 1 所示． 首先将直径为 16 mm 退火钢棒加工到沙漏状， 再利用 600# ～ 2000# 金刚砂纸沿试件轴向方向由低粒 度至高粒度逐渐研磨试样表面，最终得到试样尺寸，如 图 1 所示． 其最小截面直径及缺口圆弧半径分别为 4. 5 mm 和 60 mm，相关应力集中系数为 1. 02． 热处理 条件为: 一次淬火( 950 ℃，保温 30 min 后空冷) 、二次 淬火( 850 ℃，保温 30 min 后空冷) 和低温回火( 170 ℃， 保温 3 h 后空冷) ． 基于力学拉伸性能及硬度试验，材 料的 抗 拉 强 度 σb 为 1609 MPa，屈 服 强 度 σy 为 1190 MPa，弹性模量 Eh为 205 GPa，泊松比 νh为 0. 3，试 样断口截面上的平均维氏硬度值( HV) 为 503． 表 1 钢的化学组成( 质量分数) Table 1 Chemical composition of steel % C Si Mn Cr Ni W V Mo 0. 16 0. 19 0. 33 1. 55 4. 22 0. 97 0. 01 0. 01 图 1 试样形状及尺寸( 单位: mm) Fig． 1 Shape and dimensions of specimen( unit: mm) 通过体积分数 4% 的乙醇硝酸溶液的腐蚀，同时 结合 JSM-6610LV 扫描电子显微镜和 INCA350ADD 能 谱仪的观测分析，该材料的微观组织为回火马氏体，并 伴有非金属夹杂物( Al2O3 ) 的存在，如图 2 所示． 基于 文献［16］可知，其弹性模量 Ei和泊松比 νi可分别近似 为 390 GPa 和 0. 25． 1. 2 试验方法 在室温空气中，使用 QBG-100KN 高频疲劳试验机 · 865 ·