第6期 鲁连涛等：气体渗氨对中碳车轴钢超长寿命疲劳性能的影响 ·713· 3.3表面氨化物层的影响 样同样具有传统疲劳极限，其疲劳极限较未处理试 当除去表面氧化物层后，材料的缺口效应被消 样提高了120%，疲劳破坏由试样表面氧化物层开 除，此时材料表面附近的合应力最大.在10’周次 裂后形成的环形缺口应力集中引起 前，疲劳裂纹萌生于材料表面，S-V曲线在10~10？ (2)除去表面氧化物层后，疲劳强度和寿命相 周次具有平台.随着应力幅值的降低，当加载次数 应提高.在10'周次前，疲劳破坏起始于氮化物层 超过10'周次后，萌生表面裂纹的疲劳破坏不再发 的表面，材料具有传统疲劳极限。随着加载应力幅 生，疲劳裂纹萌生位置向氮化物层与N固溶层之间 值的降低，在超过10'周次的超长寿命区，疲劳裂纹 转移.这可能是在氮化物层与N固溶层之间存在组 萌生位置由试样表面向氮化物层与N固溶层之间 织不连续起的应变集中的影响，这一点从氮化物 转移，试样的S一N曲线出现两段弯折的现象，试样 层向N固溶层过渡位置硬度分布变化可以推断.可 的疲劳极限消失 见，氨化物层的存在，导致表面和次表面两种裂纹萌 (3)除去氮化物层后，疲劳强度和寿命进一步 生机理的发生，氮化物层与N固溶层相邻处成为材 提高，在10'周次前，疲劳破坏起始于N固溶层表 料抵抗超长寿命疲劳的薄弱位置.由氮化物层引起 面.随着加载应力幅值的降低，在超过10？周次的 的次表面破坏是否具有疲劳极限目前尚不清楚. 超长寿命区，疲劳裂纹萌生位置由试样表面向未受 3.4表面N固溶层的影响 渗氯处理影响的基体组织转移，试样的S一N曲线同 当除去表面氮化物层后，材料的疲劳性能由表 样出现两段弯折的现象，试样的疲劳极限消失.这 面N固溶层控制.由于N固溶层中氮铁化合物、氮 种内部破坏是由基体材料的抗力不足引起的 原子和碳原子固溶沉淀相的存在，材料的硬度和强 (4)从试验获得的S-V曲线可以看出，渗氮处 度提高.N固溶层与基体硬度的均匀过渡排除了组 理形成的N固溶层抗疲劳性能最强，氮化物层次 织不均匀对裂纹萌生的影响.保留氮化物层的试样 之，氧化物层相对较弱. 在低于传统疲劳极限（表面裂纹萌生或扩展的下限 界)以下的应力幅作用的超长寿命区发生带有“鱼 参考文献 眼”特征的典型的超长寿命内部破坏.三根破坏试 [Bell T.Gaseous and Plasma Nitrocarburizing,ASM Handbook Vol. 4.Ohio:ASM International,Materials Park,1991:425 样裂纹萌生位置出现在距表面450um以上的非硬 化区.使用Murakami等☒建议的公式△K,= Ashrafizadeh F.Influence of plasma and gas nitriding on fatigue resistance of plain carbon (Ck45)steel.Surf Coat Technol, 0.5o√π√Area,求得的三根试样内部裂纹萌生区 2003,173/174:1196 的应力强度因子的值△K分别为3.3MPa·m2 B]Zhang J W,Lu L T,Cui G D,et al.Effect of process temperature on the microstructure and properties of gas oxynitrocarburized 3.7MPam2和3.5MPa·m2.这些值高于试验材 35CrMo alloy steel.Mater Des,2010,31(5):2654 料表面微小裂纹扩展的门槛值的△K山= 4 Baranowska J,Franklin S E,Kochmafisk A.Wear behaviour of 3.27MPam2.可见，发生在低于传统疲劳极限以 low-emperature gas nitrided austenitic stainless steel in a corrosive 下的应力幅作用的超长寿命区的内部破坏是由基体 liquid environment.Wear,2007,263:669 5] Gu C Q,Zhao K,Kang Y,et al.Behaviour of the cavitation ero- 组织抗力不足引起的.这种破坏机理与夹杂物引起 sion and abrasion combined with the cavitation erosion of nitrided 的并在夹杂物周围伴有GBF（granular bright steels.Trans Met Heat Treat,1997,18 (1):32 facet),回现象的高强度钢的超长寿命内部破坏机理 (谷臣清，赵康，亢颖，等.渗氮对钢的气蚀与磨蚀特性的影 不同.高强度钢超长寿命的内部破坏的发生与超长 响.金属热处理学报，1997,18(1)：32) 寿命疲劳过程中GBF区逐渐成长相关，在目前 6]Cui G D,Yang C,Cheng H M.Microstructure and properties of 38CrMoAl steel treated by gas oxynitriding.Met Heat Treat,2008, 的试验测试范围，GBF引起的高强度钢超长寿命的 33(12)：46 内部破坏不存在疲劳极限.对于本试验中碳钢材料 (崔国栋，杨川，程海明.38 CrMoAl钢气体氧氮共渗处理的组 的内部破坏，由于在长期的疲劳过程中并不伴有新 织与性能.金属热处理，2008,33(12)：46) 的裂纹萌生机制的产生，可能存在疲劳极限 Yang C.Gao G Q,Wu D X.Relationship between microstructure and corrosion resistance of Q235 steel treated by low temperature 4结论 gas multi-component thermochemical treatment technology.Mater Protect,2004,37(11):42 (1)未处理试样具有传统的疲劳极限，其疲劳 (杨川，高国庆，吴大兴.碳素结构钢多元共渗后的微观组织 破坏是由材料表面晶体滑移引起的：渗氮处理后，试 结构与抗蚀性的关系.材料保护，2004,37(11)：42)第 6 期 鲁连涛等: 气体渗氮对中碳车轴钢超长寿命疲劳性能的影响 3. 3 表面氮化物层的影响 当除去表面氧化物层后，材料的缺口效应被消 除，此时材料表面附近的合应力最大． 在 107 周次 前，疲劳裂纹萌生于材料表面，S--N 曲线在 106 ～ 107 周次具有平台． 随着应力幅值的降低，当加载次数 超过 107 周次后，萌生表面裂纹的疲劳破坏不再发 生，疲劳裂纹萌生位置向氮化物层与 N 固溶层之间 转移． 这可能是在氮化物层与 N 固溶层之间存在组 织不连续引起的应变集中的影响，这一点从氮化物 层向 N 固溶层过渡位置硬度分布变化可以推断． 可 见，氮化物层的存在，导致表面和次表面两种裂纹萌 生机理的发生，氮化物层与 N 固溶层相邻处成为材 料抵抗超长寿命疲劳的薄弱位置． 由氮化物层引起 的次表面破坏是否具有疲劳极限目前尚不清楚． 3. 4 表面 N 固溶层的影响 当除去表面氮化物层后，材料的疲劳性能由表 面 N 固溶层控制． 由于 N 固溶层中氮铁化合物、氮 原子和碳原子固溶沉淀相的存在，材料的硬度和强 度提高． N 固溶层与基体硬度的均匀过渡排除了组 织不均匀对裂纹萌生的影响． 保留氮化物层的试样 在低于传统疲劳极限( 表面裂纹萌生或扩展的下限 界) 以下的应力幅作用的超长寿命区发生带有“鱼 眼”特征的典型的超长寿命内部破坏． 三根破坏试 样裂纹萌生位置出现在距表面 450 μm 以上的非硬 化 区． 使 用 Murakami 等［12］ 建 议 的 公 式 ΔΚi = 0. 5σ 槡π 槡Area ，求得的三根试样内部裂纹萌生区 的应力强度因子的值 ΔKi 分 别 为 3. 3 MPa·m1 /2 、 3. 7 MPa·m1 /2 和 3. 5 MPa·m1 /2 ． 这些值高于试验材 料表面微小裂纹扩展的门槛值［13］ ΔKs，th = 3. 27 MPa·m1 /2 ． 可见，发生在低于传统疲劳极限以 下的应力幅作用的超长寿命区的内部破坏是由基体 组织抗力不足引起的． 这种破坏机理与夹杂物引起 的并 在 夹 杂 物 周 围 伴 有 GBF ( granular bright facet) ［9］现象的高强度钢的超长寿命内部破坏机理 不同． 高强度钢超长寿命的内部破坏的发生与超长 寿命疲劳过程中 GBF 区逐渐成长相关［14］，在目前 的试验测试范围，GBF 引起的高强度钢超长寿命的 内部破坏不存在疲劳极限． 对于本试验中碳钢材料 的内部破坏，由于在长期的疲劳过程中并不伴有新 的裂纹萌生机制的产生，可能存在疲劳极限． 4 结论 ( 1) 未处理试样具有传统的疲劳极限，其疲劳 破坏是由材料表面晶体滑移引起的; 渗氮处理后，试 样同样具有传统疲劳极限，其疲劳极限较未处理试 样提高了 120% ，疲劳破坏由试样表面氧化物层开 裂后形成的环形缺口应力集中引起． ( 2) 除去表面氧化物层后，疲劳强度和寿命相 应提高． 在 107 周次前，疲劳破坏起始于氮化物层 的表面，材料具有传统疲劳极限． 随着加载应力幅 值的降低，在超过 107 周次的超长寿命区，疲劳裂纹 萌生位置由试样表面向氮化物层与 N 固溶层之间 转移，试样的 S--N 曲线出现两段弯折的现象，试样 的疲劳极限消失． ( 3) 除去氮化物层后，疲劳强度和寿命进一步 提高，在 107 周次前，疲劳破坏起始于 N 固溶层表 面． 随着加载应力幅值的降低，在超过 107 周次的 超长寿命区，疲劳裂纹萌生位置由试样表面向未受 渗氮处理影响的基体组织转移，试样的 S--N 曲线同 样出现两段弯折的现象，试样的疲劳极限消失． 这 种内部破坏是由基体材料的抗力不足引起的． ( 4) 从试验获得的 S--N 曲线可以看出，渗氮处 理形成的 N 固溶层抗疲劳性能最强，氮化物层次 之，氧化物层相对较弱． 参 考 文 献 ［1］ Bell T． Gaseous and Plasma Nitrocarburizing，ASM Handbook Vol． 4． Ohio: ASM International，Materials Park，1991: 425 ［2］ Ashrafizadeh F． Influence of plasma and gas nitriding on fatigue resistance of plain carbon ( Ck45 ) steel． Surf Coat Technol， 2003，173 /174: 1196 ［3］ Zhang J W，Lu L T，Cui G D，et al． Effect of process temperature on the microstructure and properties of gas oxynitrocarburized 35CrMo alloy steel． Mater Des，2010，31( 5) : 2654 ［4］ Baranowska J，Franklin S E，Kochmańsk A． Wear behaviour of low-temperature gas nitrided austenitic stainless steel in a corrosive liquid environment． Wear，2007，263: 669 ［5］ Gu C Q，Zhao K，Kang Y，et al． Behaviour of the cavitation ero￾sion and abrasion combined with the cavitation erosion of nitrided steels． Trans Met Heat Treat，1997，18 ( 1) : 32 ( 谷臣清，赵康，亢颖，等． 渗氮对钢的气蚀与磨蚀特性的影 响． 金属热处理学报，1997，18( 1) : 32) ［6］ Cui G D，Yang C，Cheng H M． Microstructure and properties of 38CrMoAl steel treated by gas oxynitriding． Met Heat Treat，2008， 33( 12) : 46 ( 崔国栋，杨川，程海明． 38CrMoAl 钢气体氧氮共渗处理的组 织与性能． 金属热处理，2008，33( 12) : 46) ［7］ Yang C，Gao G Q，Wu D X． Relationship between microstructure and corrosion resistance of Q235 steel treated by low temperature gas multi-component thermochemical treatment technology． Mater Protect，2004，37( 11) : 42 ( 杨川，高国庆，吴大兴． 碳素结构钢多元共渗后的微观组织 结构与抗蚀性的关系． 材料保护，2004，37( 11) : 42) ·713·