金属学报, 2020, 56(7): 937-948 doi: 10.11900/0412.1961.2019.00291

1100 MPa级高强钢的低周疲劳行为

周红伟1,2, 白凤梅,3,4, 杨磊1,2, 陈艳1,2, 方俊飞1,2, 张立强3, 衣海龙4, 何宜柱1,2

1.安徽工业大学先进金属材料绿色制备与表面技术教育部重点实验室 马鞍山 243032

2.安徽工业大学材料科学与工程学院 马鞍山 243032

3.安徽工业大学冶金工程学院 马鞍山 243032

4.东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室 沈阳 110819

Low-Cycle Fatigue Behavior of 1100 MPa Grade High-Strength Steel

ZHOU Hongwei1,2, BAI Fengmei,3,4, YANG Lei1,2, CHEN Yan1,2, FANG Junfei1,2, ZHANG Liqiang3, YI Hailong4, HE Yizhu1,2

1. Key Laboratory of Green Fabrication and Surface Technology of Advanced Metal Materials, Ministry of Education, Anhui University of Technology, Maanshan 243032, China

2. School of Materials Science and Engineering, Anhui University of Technology, Maanshan 243032, China

3. School of Metallurgical Engineering, Anhui University of Technology, Maanshan 243032, China

4. State Key Laboratory of Rolling and Automation, Northeastern University, Shenyang 110819, China

通讯作者: 白凤梅,baifengmei@ahut.edu.cn,主要从事金属材料塑性加工研究

责任编辑: 李海兰

收稿日期: 2019-09-04   修回日期: 2019-11-19   网络出版日期: 2020-07-11

基金资助: 国家自然科学基金钢铁联合基金培育项目.  U1760108
国家自然科学基金项目.  51674079
国家自然科学基金项目.  51874001
安徽省高等学校自然科学研究重点项目.  KJ2018A0062
安徽省高等学校自然科学研究重点项目.  KJ2019A0059

Corresponding authors: BAI Fengmei, associate professor, Tel: (0555)2311570, E-mail:baifengmei@ahut.edu.cn

Received: 2019-09-04   Revised: 2019-11-19   Online: 2020-07-11

Fund supported: Joint Fund of National Natural Science Foundation of China.  U1760108
National Natural Science Foundation of China.  51674079
National Natural Science Foundation of China.  51874001
Natural Science Foundation of Anhui Provincial Education Department.  KJ2018A0062
Natural Science Foundation of Anhui Provincial Education Department.  KJ2019A0059

作者简介 About authors

周红伟,男,1978年生,博士 。

摘要

研究了在对称应变控制条件下1100 MPa级调质态高强钢的低周疲劳性能,借助OM、SEM、TEM等手段对高强钢在低周疲劳载荷下的微观组织、断口形貌、裂纹扩展特性、夹杂物形态等进行了研究。结果表明,调质态1100 MPa高强钢具有优异的低周疲劳性能,主要有2个原因:一是由于夹杂物形态为近圆形,直径为2~5 μm,低于夹杂物引起疲劳裂纹萌生的临界尺寸,裂纹萌生于试样表面,提高了疲劳裂纹萌生寿命;二是原奥氏体晶界、马氏体板条包/束界、夹杂物/孔洞都会诱导裂纹偏转,使裂纹走向曲折,降低了裂纹扩展速率,提高了疲劳裂纹扩展寿命。

关键词: 高强钢 ; 低周疲劳 ; 夹杂物 ; 疲劳断裂 ; 疲劳裂纹扩展

Abstract

The low-cycle fatigue (LCF) behavior of 1100 MPa grade tempered high strength steel under symmetrical strain control conditions was studied at the strain amplitude ranges of 0.4%~1.2% in this work. The LCF properties of quenching and tempering high strength steel were examined by means of OM, SEM and TEM. The microstructure changes, fracture morphology, crack propagation characteristics and inclusion morphology were studied in detail. The results show that the cyclic hardening and cyclic softening depend on strain amplitude. At the low strain amplitude of 0.4%, rapid cyclic hardening occurs in initial 10 cyc, and then the stress remains almost unchanged until the sample breaks. While at the strain amplitude ranges of 0.5%~1.2%, the cyclic hardening reaches a peak at the first few cycles, followed by the remarkable cyclic softening until the sample fails. The cyclic softening is mainly due to the recovery of some martensite lath under low-cycle fatigue loading and the decrease of dislocation density in the laths. 1100 MPa grade high-strength steel is found to obey LCF Manson-Coffin relationship. The high-strength steel has excellent LCF performance for two main reasons, which is related with the shape and size of inclusions. One is that the shape of the inclusion is nearly circular, and the diameter is 2~5 μm, which is lower than the critical dimension of the inclusions causing fatigue crack initiation. The crack is initiated on the surface of the sample. This increases fatigue crack initiation life. The other one is that the original austenite grain boundary, the martensite packet/block boundary and the inclusions or cavities can induce the crack deflection, reducing the crack propagation rate and increasing fatigue crack propagation life.

Keywords: high-strength steel ; low-cycle fatigue ; inclusion ; fatigue fracture ; crack propagation

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本文引用格式

周红伟, 白凤梅, 杨磊, 陈艳, 方俊飞, 张立强, 衣海龙, 何宜柱. 1100 MPa级高强钢的低周疲劳行为. 金属学报[J], 2020, 56(7): 937-948 doi:10.11900/0412.1961.2019.00291

Hongwei ZHOU, Fengmei BAI, Lei YANG, Yan CHEN, Junfei FANG, Liqiang ZHANG, Hailong YI, Yizhu HE. Low-Cycle Fatigue Behavior of 1100 MPa Grade High-Strength Steel. Acta Metallurgica Sinica[J], 2020, 56(7): 937-948 doi:10.11900/0412.1961.2019.00291

大型起重机吊臂、混凝土泵车、矿用车大梁、采煤液压支架等重大装备对超高强度、薄规格(5~10 mm)钢板有着迫切需求[1,2]。低碳微合金钢经成分优化和淬火/回火(quenching and tempering,Q&T)工艺处理,其屈服强度可到达900~1100 MPa级别[1,3,4]。低碳微合金超高强度钢板强韧性好,焊接性、加工性优异,成本低,能满足工程结构向大型化、轻量化和高效能化方向发展的要求,在重大装备上具有良好的应用前景[4]。重大装备的关键结构在服役中经常承受循环载荷的作用,局部载荷超过材料的屈服强度,材料将会发生低周疲劳损伤[5,6,7]。研究人员[1,4,8]对1000 MPa级及以上的低碳超高强钢的焊接组织与性能进行了系统的研究,而对超高强钢尤其是1100 MPa级及以上钢的低周疲劳性能的研究相对较少。

影响高强钢的疲劳性能有多种因素,其中,夹杂物的形态和尺寸对疲劳性能有重要的影响[9,10,11,12]。统计表明,高强钢超高周和高周疲劳断裂绝大多数是由内部缺陷特别是夹杂物引起的。Li[11]研究发现,弹簧钢、轴承钢等高强钢在超高周疲劳(应力循环次数在107~109 cyc)条件下,大尺寸夹杂物对疲劳危害很大。对于一些高强钢,在高周疲劳情况下(应力循环次数在105~107 cyc),夹杂物的临界尺寸为6~10 μm;而在超高周疲劳情况下,夹杂物的临界尺寸为3~5 μm。研究还表明,临界夹杂物尺寸随强度的提高而趋向偏小的值。但文献[11]中没有给出在低周疲劳条件下夹杂物的临界尺寸。王习术等[10]采用扫描电镜原位观测和有限元法得到了超高强度钢低周疲劳下夹杂物对疲劳萌生及扩展的关键尺寸是10~20 μm,当夹杂物尺寸(特别是长轴)小于10 μm时,夹杂物对超高强钢疲劳裂纹萌生的影响很小。由以上分析可知,随着应力循环周次的降低,超高周疲劳向低周疲劳转变,夹杂物诱发疲劳裂纹萌生的临界尺寸变大,这一结论在P91马氏体钢[13]和SUS304-HP奥氏体不锈钢[14]的低周疲劳研究中得到证实:大尺寸夹杂物易成为疲劳裂纹萌生位置,夹杂物长轴尺寸分别约为15和40 μm。

本工作对经Q&T处理后的1100 MPa级低碳微合金钢在低周疲劳载荷下的循环硬化和软化特性、微观组织演变和疲劳损伤机制进行研究,重点分析夹杂物和马氏体组织对疲劳寿命的影响,以期为该级别高强钢的优化设计和工程应用提供基本数据参考。

1 实验方法

本实验所用原料为1100 MPa级高强钢,其化学成分(质量分数,%,下同)为:C 0.16,Mn 1.24,Si 0.21,Cr 0.23,Mo 0.55,Nb 0.018,V 0.046,B 0.0016,Fe余量。通过严格控制杂质元素的含量:P≤0.005,S≤0.0021,O≤0.0015,最终产品主要含有球状氧化物夹杂,依据GB/T 10516-2005钢中非金属夹杂物含量的测定方法,夹杂物的级别为细系0.5~1级。原料经过Q&T调质处理,890 ℃淬火,200 ℃回火30 min。调质态钢的屈服强度(σ0.2)为1160 MPa,抗拉强度(σb)为1361 MPa。

在EHF-EM200k1-070-0A电液伺服疲劳试验机上进行疲劳实验,采用轴向对称应变控制方式,加载波形采用三角波,总应变幅为0.4%~1.2%。采用TCK-1-LH疲劳引伸计控制总应变幅,应变速率为3×10-3 s-1。疲劳试样参照GB/T 15248-2008金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法中的板材试样进行加工,形状与尺寸如图1所示。对试样工作段表面和侧面进行磨削和抛光处理。

图1

图1   低周疲劳试样示意图

Fig.1   Specimen geometry used in low-cycle fatigue (LCF) tests (unit: mm)


借助Tecnai G2 F20透射电子显微镜(TEM)研究高强钢调质态的微观组织和析出相,使用配有能谱仪(EDS)的JSM-6490LV扫描电子显微镜(SEM)观察疲劳试样的表面裂纹、断口形貌并进行夹杂物分析。通过JEM1200 TEM观察疲劳位错结构,从距疲劳断口附近1 mm与疲劳试样轴线垂直方向处截取厚度0.3 mm薄片,经过机械磨光,选取直径3 mm、厚70 μm的试样,经过离子减薄制备TEM试样。

2 实验结果

2.1 循环应力响应曲线

图2为不同应变幅下高强钢循环应力响应曲线。由图可知,在低应变幅0.4%条件下,试样在初始10 cyc内发生了显著的循环硬化,接着呈现了轻微的循环软化,之后循环应力保持不变,出现了应力平台,直至试样断裂。当应变幅达到0.5%及以上条件下,试样首先出现了循环硬化,之后有显著的循环软化直到试样断裂,没有出现应力平台。由此可知,1100 MPa级调质态高强钢的循环响应特性与加载应变幅大小密切相关,其循环应力响应与Q960E高强钢的循环硬化和软化行为相近[15]。在其它类型马氏体钢[16,17,18,19]和贝氏体钢[20,21]的低周疲劳下,也观察到了循环软化现象。

图2

图2   不同应变幅下高强钢循环应力响应曲线

Fig.2   Cyclic stress response curves of high-strength steels under different strain amplitudes (Nf—the number of cycles to failure)


2.2 低周疲劳寿命曲线

图2可知,高强钢在0.5%~1.2%应变幅下都出现了不同程度的循环软化现象,根据应变疲劳寿命预测方法,一般取半寿命处的弹性应变幅(Δεe2)、塑性应变幅(Δεp2)和循环应力幅作为参量,并将循环应力峰值下降25%定义为疲劳寿命。在应变幅0.4%循环载荷下,弹性应变幅远大于塑性应变幅,材料在该应变幅疲劳载荷下,塑性应变幅几乎为零,主要承受弹性变形。而在高应变幅1.2%条件下,弹性应变幅和塑性应变幅相等,材料承受显著的塑性应变,因此其疲劳寿命远低于应变幅0.4%下的寿命。

研究[5,6,7,22,23,24]显示,许多钢铁及其它金属材料应变寿命遵循Manson-Coffin应变寿命方程。总应变幅寿命包括弹性应变寿命和塑性应变寿命[22]

Δεt2=Δεe2+Δεp2=(σf'E)×(2Nf)b+εf'×(2Nf)c

式中,Δεt2为总应变幅,σf'为疲劳强度系数,b为疲劳强度指数,c为疲劳延性指数,εf'为疲劳延性系数,2Nf为失效反向数,E为弹性模量。

由于低应变幅0.4%下塑性应变幅极小,其循环硬化和软化与应变幅在0.5%~1.2%时截然不同,本实验通过Manson-Coffin应变寿命方程对高强钢在应变幅为0.5%~1.2%下低周疲劳数据进行拟合,得到高强钢应变控制疲劳寿命曲线,如图3a所示。由图可知,Manson-Coffin方程进行实验数据拟合结果的精度较高,线性拟合得到高强钢低周疲劳性能参数如下:σf′为2673 MPa,εf′为1.73988,b为-0.11374,c为-0.83173。将上述参数带入式(1),得到1100 MPa级高强钢Manson-Coffin寿命公式:

Δεt2=0.013062Nf-0.11374+1.739882Nf-0.83173

图3

图3   1100 MPa级高强钢的低周疲劳寿命曲线及与其它级别钢的低周疲劳寿命比较

Fig.3   The low-cycle fatigue curves of high-strength steels

(a) Manson-Coffin equation fitting curve for 1100 MPa grade steel(b) comparison of the LCF curves of several high-strength steels


为了比较1100 MPa级高强钢的低周疲劳性能,表1列出了国内外公开报道的800 MPa[5,24]、900 MPa[7]和1100 MPa[23,25]几种级别高强钢的力学性能数据。本工作的高强钢、ASTM A723、10CrNiMo 3种钢组织都为调质态,而34CrNiMo6钢组织为马氏体和少量的贝氏体,高强低合金钢(HSLA)组织为贝氏体。图3b为几种高强钢的Manson-Coffin疲劳寿命曲线。由图可见,本实验的高强钢低周疲劳性能稍高于900 MPa级34CrNiMo6钢,优于1100 MPa级ASTM A723钢和2种800 MPa级高强钢。与2种800 MPa级高强钢相比,ASTM A723钢在低周疲劳区域,2种800 MPa级高强钢疲劳性能较好,而在高周疲劳区域,ASTM A723高强钢疲劳性能较好。综上所述,本工作的1100 MPa级高强钢有优异的低周疲劳性能。

表1   不同种类高强钢的力学性能

Table 1  Mechanical properties for several high-strength steels

High-strength steelσ0.2 / MPaσb / MPaδ / %MicrostructureRef.
1100 MPa grade1160135517.8Tempered lath martensite-
ASTM A7231170126213.0Tempered lath martensite[25]
34CrNiMo6967103518.0Martensite, lower bainite[7]
HSLA89391415.3Lath bainite[24]
10CrNiMo83092519.0Tempered lath martensite[5]

Note: σ0.2yield strength, σbultimate tensile strength, δ—elongation to fracture, HSLAhigh-strength low alloy steel

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2.3 低周疲劳下微观结构

为了比较研究调质态高强钢在疲劳下微观组织的变化,先对调质态高强钢样品进行TEM分析,如图4所示。由图4a可看到马氏体板条(lath)组织,板条内的位错密度较高,在板条亚晶界处有纳米级的析出相;在图4b中圆形虚线内标注出原奥氏体三角晶界,在原奥氏体晶界(PAGB)也观察到纳米级的析出相。析出相主要有2种形态,一种是近似球状,一种是短棒状。在图4c和d中板条内观察到大量的短棒状和球状的析出相(其中图4c是眀场像,图4d是暗场像)。调质态高强钢中马氏体板条、高密度位错、晶界、亚晶界和细小的析出相是本实验中高强钢主要的强化机制。

图4

图4   高强钢调质态组织的TEM像

Fig.4   TEM images of high-strength steel (The dotted circle indicates triangular grain boundaries and the boxes highlight the position of precipitates)

(a) martensitic lath and nanoscale precipitate

(b) prior austenite grain boundary (PAGB) and nanoscale precipitate (c, d) bright (c) and dark (d) field TEM images of precipitates, respectively


为了进一步研究析出相的类型,通过选区电子衍射(SAED)和EDS对其进行了分析,如图5所示。图5a和b为析出相的TEM像,图5a中的插图为析出相的SAED花样,图5c和d分别为图5a和b中析出相的EDS结果。图5a中近球状的析出相经SAED和EDS分析为立方晶系的(Nb, V)C型碳化物。图5b中短棒状析出相由EDS分析可知是含C和Fe的碳化物,在960 MPa级[3]和1000 MPa级[26]高强度低合金钢回火组织中也观察到了大量短棒状的碳化物。本工作中1100 MPa级调质态高强钢由于回火温度较低和保温时间短(200 ℃回火30 min),马氏体板条组织得到保留,淬火马氏体中的过饱和C原子经低温回火分解成纳米级的碳化物颗粒,提高了强化效果。同时,低温回火可以控制片状碳化物析出和碳化物的长大,提高低温韧性。

图5

图5   高强钢中碳化物强化相形貌、SAED花样及EDS分析

Fig.5   TEM images, SAED pattern and EDS analyses of high-strength steel

(a) spherical precipitate (Inset is the SAED pattern of the carbide)

(b) short rod-shaped precipitate (c, d) EDS of precipitates denoted by cycles in Figs.5a (c) and b (d), respectively


图6a和b为高强钢在应变幅0.4%下疲劳断裂试样的TEM像。由图可知,马氏体板条结构与原材料的组织类似,表明在低应变幅下,微观组织较为稳定。这也是图2中高强钢在0.4%应变幅下循环应力响应曲线出现应力平台的主要原因。图6c和d为高强钢在应变幅1.0%下疲劳断裂试样的TEM像。图6c观察到少量的胞状结构(cell),这是由于在疲劳载荷下,马氏体板条发生回复以及板条向胞状组织转变,在P91马氏体钢的低周疲劳下也发生了该现象[13]。在PAGB和亚晶界处观察到了析出相。图6c方形虚线框内,可以观察到大量纳米级细小的析出相,且与调质态和0.4%应变幅下的组织相比,板条内的位错密度显著下降。这是由于在LCF下马氏体板条发生回复所致。马氏体板条的回复和位错密度的降低也解释了图2中在高应变幅下循环响应曲线中循环软化的现象。在回火马氏体钢[13]和贝氏体钢[20]中,循环软化也与马氏体板条的回复和位错密度的降低有关。

图6

图6   高强钢在应变幅为0.4%和1.0%下疲劳断裂试样的TEM像

Fig.6   TEM images of fatigue fracture specimens

(a, b) lath structure under the strain amplitude of 0.4% at low (a) and high (b) magnifications

(c) low dislocation density, precipitate, PAGB, lath under the strain amplitude of 1.0%

(d) crack propagation path indicated by arrows under the strain amplitude of 1.0%


图6d中观察了疲劳裂纹,裂纹长度约为2 μm,可以看出,裂纹扩展曲折,发生了多次转向。疲劳断口是疲劳主裂纹扩展至试样失效后的表面(见图7和8),而此处TEM观察的裂纹位于疲劳试样轴线垂直方向、离疲劳断口处1 mm截取的薄片中,应是疲劳主裂纹扩展过程中形成的二次裂纹(secondary crack)或者次生小裂纹。

图7

图7   不同应变幅下高强钢疲劳裂纹于试样表面萌生

Fig.7   Fatigue cracks initiated from the surface of specimens under the strain amplitudes of 0.4% (a), 0.6% (b), 0.8% (c) and 1.2% (d)


2.4 疲劳裂纹萌生

图7为0.4%~1.2%应变幅下疲劳裂纹萌生区(stage I)的形貌。由断口分析可知,高强钢在疲劳初期,疲劳微裂纹首先在试样表面形核;随着循环的进行,微裂纹逐渐扩展连接,形成宏观裂纹并向试样内部扩展;在不同区域形成的疲劳裂纹相互交会后,形成互为平行的疲劳台阶;随着宏观裂纹的扩展,有效面承载面积逐渐减小,直至达到断裂极限发生破断。在0.4%和0.6%低应变幅下,具有1~2个裂纹的萌生点,而在0.8%和1.2%高应变幅下,有多个裂纹萌生位置。由于1100 MPa级高强钢在冶炼过程中严格控制有害元素O、S和P的含量和夹杂物的等级,最终交货态产品中夹杂物的含量较少,且夹杂物的尺寸较小,因此,没有发现夹杂物诱导疲劳裂纹萌生的情况。在其它低周疲劳研究[13,27]中也发现了疲劳裂纹萌生于圆柱或板材试样表面的现象。科研人员对Eurofer 97铁素体-马氏体钢[28]、镍基合金[29]和316L不锈钢[30]的表面裂纹萌生进行研究发现,裂纹都是起于试样表面的驻留滑移带(persistent slip bands,PSBs),且随着塑性应变幅的增加,形成于表面的裂纹显著增加[28]。本工作中的高强钢疲劳裂纹应起源于试样表面的PSBs。

2.5 疲劳裂纹扩展

为了深入研究疲劳断口形貌,对应变幅为1.0%条件下疲劳试样进行了分析。疲劳断口包括裂纹萌生、扩展和瞬断(stages I、II和III) 3个疲劳特征区域,如图8所示。

图8

图8   高强钢在1.0%应变下的主裂纹疲劳断口和二次裂纹

Fig.8   Main crack fracture morphology and secondary crack under strain amplitude of 1.0%

(a) whole view of fracture including crack initiation stage I, crack propagation stage II and stage III (b~d) locally magnified images indicated by boxes in Fig.8a, showing striation (b), secondary crack and striation (c) and dimple fracture (d)


图8a可见,疲劳裂纹都起源于试样表面,具有2个以上裂纹萌生点,在裂纹萌生处还可以看到萌生台阶,显示了裂纹沿着特定晶体学解理面萌生和扩展。图8b是图8a中方框b区域的放大图,为疲劳扩展阶段(stage II)初期断口形貌,可以观察到较多的二次裂纹,也观察到了疲劳条带,宽度约为3 μm。图8c为裂纹扩展(stage II)后期的断口形貌,是图8a中方框c区域的放大图,图中可观察到较多的疲劳条带,且疲劳条带的宽度(约4 μm)大于图8b中的条带,表明了在裂纹扩展后期,具有较高的裂纹扩展速率(da/dN)。上述疲劳断口呈现穿晶断裂的特征。在图8b和c中较多的二次裂纹,是主裂纹扩展方向两侧分叉形成的。当二次裂纹较小的时候,断口SEM观察将无法识别,而通过TEM可以观察到小裂纹(图6d)。图8d为疲劳裂纹扩展瞬断区(stage III)形貌,对应于图8a中方框d区域,断口上有较多的韧窝,表现出韧性断裂的特征。

3 分析讨论

疲劳寿命(Nf)包括裂纹萌生寿命(Ni)和裂纹扩展寿命(Np),可表示为:

Nf=Ni+Np

疲劳裂纹形成于缺陷,如材料中的夹杂物、碳化物、孔洞、表面划痕[31],或起源于疲劳过程中形成的不可逆的塑性变形局域化组织PSBs[28,29,30]。因此,可以通过2个途径提高Ni:一是控制夹杂物和孔洞缺陷的数量和尺寸以及进行材料表面处理,减少材料中缺陷诱导裂纹萌生,提高Ni,此方法最为常见;二是减少或者抑制塑性变形的损伤累积,如纳米孪晶Cu在疲劳载荷下,位错运动可逆,纳米孪晶结构非常稳定,没有损伤累积,因此材料具有高的Ni [32]Np与da/dN相关,可以通过抑制裂纹的扩展提高疲劳寿命。Koyama等[33]设计了一种抗断裂韧性优异的仿生钢铁,该钢具有与人骨相似的多层结构(hierarchical structure)。研究发现疲劳裂纹尖端会诱发多层结构中奥氏体向马氏体转变,在材料的内部形成残余应力,进而显著抑制裂纹扩展。残余奥氏体抑制裂纹扩展在TRIP钢[34]和马氏体/贝氏体复相钢[35]中也有报道。

碳化物和夹杂物是钢基体中的第二相,对疲劳性能都会有影响。由图4和5分析可知,在晶界、亚晶界和晶内有纳米级的碳化物,对基体具有强化作用。高强钢在室温疲劳变形时,纳米尺寸的碳化物稳定(如图6),对疲劳变形行为和疲劳损失的影响极小。而高强钢中夹杂物级别为0.5级,夹杂物的尺寸为微米级,远大于碳化物的尺寸。

图9为断口形貌中观察到的夹杂物的形态和尺寸。可以看出,夹杂物近似为圆形。图9a~c为在裂纹扩展区(stage II)观察到的夹杂物,图9d为瞬断区(stage III)韧窝处观察到的夹杂物,直径为2~5 μm。图9a中,经EDS分析可知,夹杂物含有O、Al和Ca元素。在图9c中还观察到了轮胎状花样,是疲劳裂纹扩散阶段的一个特征,这是在裂纹扩展过程中夹杂物或者碳化物松动在循环载荷作用下向前跳跃式运动,而在断口表面上遗留下一排压痕样[13]。由图4和5可见,调质态高强钢中碳化物粒子尺寸为纳米级,而此处观察到轮胎花样的凹坑近似圆形,直径约为2.5 μm,与图9a和b中的夹杂物尺寸很接近。因此,图9c中轮胎花样应为钢中夹杂物松动或脱落后在2个表面留下的痕迹。图9中1100 MPa高强钢的疲劳断口分析结果与原材料夹杂级别0.5级相一致,夹杂物的尺寸较小,主要为球状氧化物(Al-Ca-O)夹杂,未见MnS夹杂。

图9

图9   疲劳断口上的夹杂物

Fig.9   Inclusions in the fractured specimens

(a) inclusion and EDS during stage II

(b) inclusion and striation during stage II

(c) tyre pattern and striation during stage II

(d) inclusion during stage III


高强钢疲劳断裂绝大多数是由内部缺陷特别是夹杂物引起的[9,11],大尺寸夹杂对疲劳危害很大,而小尺寸夹杂对疲劳的危害很小。在低周疲劳下,长条形夹杂物诱发裂纹萌生的临界尺寸为10 μm[10]。而实验中观察到夹杂物为近似圆形时,可减少应力集中,且尺寸在2~5 μm,可降低裂纹萌生的概率,在图6中0.4%~1.2%不同应变幅下疲劳断裂试样没有观察到裂纹萌生于夹杂物的现象。因此,本工作的1100 MPa级高强钢有较高的疲劳裂纹萌生寿命。

图10为高强钢在1.0%应变幅下未断裂试样的疲劳裂纹扩展(stage II)形貌。由图10a可知,裂纹扩展路径曲折,有多处扩展发生转折。图10b和c分别为图10a中长方框b和c区域的放大图。在图10b中可观察到夹杂物和孔洞,孔洞可能是夹杂物在疲劳过程中或者试样表面磨抛时脱落造成。图10b中箭头1处的缺陷近似圆形,平均直径为3 μm,经EDS分析,为氧化物型夹杂物(Ca-Al-S-Mg-O)。结合图9c中裂纹扩展阶段的形貌分析,夹杂物松动或脱落是形成轮胎花样的主要原因。由图10b可看出,裂纹扩展到夹杂物/孔洞处时,发生了显著的偏转,缺陷处的箭头表示裂纹扩展的方向,虚短线表示PAGB,箭头方向显示了裂纹在PAGB处发生了偏转。P92马氏体钢在低周疲劳加载下,也观察到了主裂纹扩展到夹杂物处发生分叉[36]。在其它研究中也发现碳化物[37]和颗粒[31]成为裂纹萌生或裂纹扩展路径中转折和分叉的位置。

图10

图10   高强钢在1.0%应变幅下的裂纹扩展形貌

Fig.10   Fatigue crack propagation morphology (a) and local magnifications (b, c) of high-strength steel at 1.0% strain amplitude (The inserted EDS indicates the composition of the inclusion, and arrows in Figs.10b and c show crack propagation directions)


图10c为裂纹扩展尖端附近的放大图,图中箭头表示裂纹扩展的方向。可以看出,裂纹发生多处偏转。图中有一个孔洞(图10b上方缺陷的放大图),靠近PAGB,箭头1和2显示裂纹在此处孔洞缺陷发生了显著的偏转。箭头2所示裂纹扩展到PAGB处又发生偏转,且在此处产生了裂纹分叉。箭头3~6所示的裂纹在另外一个原奥氏体晶(PAG)内扩展并发生了多处偏转,这是由于PAG内不同马氏体板条包/束界取向变化,导致裂纹扩展发生偏转。裂纹扩展方向与马氏体板条平行或成一定的角度,这表明马氏体板条束取向也促使裂纹扩展发生偏转,这与贝氏体钢中相邻贝氏体铁素体板条滑移面之间的取向角变化控制裂纹扩展的机理相同[20]。在马氏体/贝氏体超高强钢中,通过组织优化设计,“柳叶状”贝氏体及纳米级残余奥氏体薄膜迫使裂纹转折、分叉或“间断”,提升了复相高强钢疲劳断裂性能[35,38]。这表明可通过钢中组织设计抑制疲劳裂纹的扩展速率。

本工作中高强钢析出相的尺寸为纳米级,对裂纹扩展路径没有影响,而夹杂物平均尺寸为2~5 μm且近似圆形,在晶界、亚晶界和晶内的存在没有引发大的应力集中导致裂纹萌生[12,39],而是在裂纹扩展路径中促使裂纹偏转和分叉,降低裂纹扩展速率,也印证了夹杂物对某些力学性能产生有益影响的观点[11]

由上述分析讨论可知,本工作的1100 MPa级高强钢的组织能够提高裂纹萌生寿命和裂纹扩展寿命,进而总体上提升低周疲劳寿命。

4 结论

(1) 1100 MPa级别高强钢在低应变幅0.4%条件下先循环硬化后出现应力平台,循环应力保持不变直至试样断裂。而在应变幅0.5%~1.2%下,出现了循环软化持续到试样断裂。循环软化主要是由于在低周疲劳载荷下,部分板条马氏体发生回复,板条内的位错密度下降。

(2) 高强钢的低周疲劳符合Manson-Coffin应变寿命方程:

Δεt2=0.013062Nf-0.11374+1.739882Nf-0.83173

(3) 高强钢低周疲劳断口形貌包括裂纹萌生、扩展和瞬断区3个特征区域,疲劳裂纹起源于试样表面。由于夹杂物直径为2~5 μm,近圆形,尺寸小,没有成为裂纹的萌生位置,提高了疲劳裂纹萌生寿命。

(4) 疲劳裂纹扩展过程中,在原奥氏体晶界、马氏体板条块/束界和细小夹杂物/孔洞处都发生偏转,在夹杂物/孔洞处发生了裂纹分叉,对裂纹扩展产生了显著的抑制作用,降低了裂纹扩展的速率,提高了疲劳裂纹扩展的寿命。

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