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分析弹簧疲劳断裂宏观断口形貌时，将其分为三个区域：弹簧疲劳源、裂纹扩展和瞬时断裂。

　　弹簧裂纹的四个微观阶段

　　在分析弹簧疲劳断裂宏观断口形貌时，将其分为三个区域：弹簧疲劳源、裂纹扩展和瞬时断裂。但有人指出，宏观上已知的弹簧疲劳源区实际上包括裂纹在1mm以下的扩展过程。裂纹形核后，扩展到十分之几毫米的过程具有不同于随后裂纹扩展的特征。

　　因此，在对弹簧疲劳断裂的微观分析中，根据裂纹产生到断裂的微观特征，将整个过程分为四个阶段：裂纹萌生阶段、微裂纹扩展阶段、宏观裂纹扩展阶段和瞬时断裂阶段。裂纹的萌生是局部剪应力作用的结果。在最大剪应力作用下，材料表层的位错运动将形成一个小的滑移带，滑移带的高度约为10-7cm。疲劳应力越大，滑移带数量越多，滑移带高度越大，这些滑移带最终将成为疲劳裂纹萌生的区域。在反复荷载作用下，相邻滑移面将产生反向滑移，疲劳滑移带将在弹簧表面形成沟槽和隆起，如图6-19所示。这些槽和脊的形状可以是锯齿形或平滑的圆形褶皱。如果有许多平面滑动，产生的条纹是浅而波浪状的。相反，只有少数紧密排列的平面在滑动，形成明显边界的间隙屏障。在某些情况下，您可以看到由反向滑动引起的定义良好的挤压区，并且通常可以在这些挤压区中看到无休止可检测的滑动区裂纹。这些滑移带裂缝很可能是反向滑移引起的侵入带。一旦侵入区形成，它将通过反向滑动作用而变深，这种扩展构成金属疲劳寿命的主要部分。

　　弹簧表面缺陷或材料内部缺陷都起到尖锐缺口的作用，促进应力集中，并促进疲劳裂纹的萌生。对实际构件疲劳断裂裂纹核心区的研究，主要是找出是否存在此类裂纹萌生缺陷，并确定其在裂纹形核中的作用，提出消除此类缺陷的方法。

　　疲劳裂纹一旦萌生，一般会沿与最大剪应力方向最为一致的滑动面向内扩展。只要毛发图案的膨胀沿滑动面进行，膨胀机理是一致的。这是微观裂纹扩展，通常被称为裂纹扩展的第一阶段。一般来说，第一阶段的裂纹扩展深度很浅，从十分之几到一毫米不等。只有镍基高温合金的疲劳破坏才能有更深的扩展，甚至可以占到整个断裂的75%以上。因此，对高温合金第一阶段断裂的微观特征研究较少。

　　裂纹在第一阶段扩展到一定长度后，由于裂纹尖端的主应力作用，将偏离其滑动路径，向大致与最大法向应力方向一致的方向扩展，即宏观裂纹扩展开始，通常称为疲劳裂纹扩展的第二阶段。

　　图6-20显示了疲劳裂纹扩展两个阶段的显微照片和示意图。

当应力较低（高周弹簧疲劳）时，无应力集中或应力集中不强烈，表面质量好，无不利环境条件，裂纹形成寿命Ni占总寿命Nf的很大比例，即使在总寿命的80%以上

　　弹簧疲劳断裂定量分析方法

　　用构件的弹簧疲劳寿命Nf来描述构件断裂前的弹簧疲劳载荷循环次数。Nf包括弹簧疲劳裂纹形成寿命Nf和弹簧疲劳裂纹扩展寿命Np。实际上，Nt包括裂纹萌生期和微观裂纹扩展期（第一阶段扩展）Np。它包括宏观裂纹扩展期（第二阶段扩展）和瞬态断裂期，瞬态断裂期只有几个周期，非常短。裂纹形成寿命Nt和延伸寿命Np在弹簧总疲劳寿命中所占的比例将因材料、构件的形状和表面质量、加载方法和使用条件的不同而大不相同。一般来说，当应力较低（高周弹簧疲劳）时，无应力集中或应力集中不强烈，表面质量好，无不利环境条件，裂纹形成寿命Ni占总寿命Nf的很大比例，即使在总寿命的80%以上，当应力水平较高（低周弹簧疲劳）时，应力集中强烈，表面粗糙或有缺陷，环境恶劣，Nt的比例较小，Np也是主要的。裂纹体的Nt几乎为零。Nf几乎等于Np。

　　图6-21显示了低循环范围内裂纹扩展寿命Np与弹簧总疲劳寿命Nf之间的关系。

　　从曲线上可以看出，Nf越低，Np越接近Nf。在非常低的Nf下，Np和Nf几乎相等。

　　由于裂纹扩展过程在弹簧疲劳失效过程中占有重要的地位，因此它具有大量的信息，对弹簧的失效分析和设计指导非常有用。人们对弹簧疲劳裂纹扩展的两个阶段的特性进行了深入的研究。本章主要介绍这两个阶段断裂的微观特征，并简要介绍弹簧疲劳断裂的定量分析方法。

　　瞬时断裂带的微观特征与静态载荷下尖锐缺口试样的断裂相似，既有穿晶解理，也有微点蚀剪切断裂，也有沿晶断裂或混合新裂纹。

　　一。如上所述，弹簧疲劳裂纹扩展的第一阶段断口的电子显微镜形貌，对于大多数实际工程材料来说，第一阶段扩展区的尺寸和断口所占的比例都非常小，只有铝、单晶铜，弥散强化镍（TD-Ni）等材料具有较大的一级膨胀区。因此，对第一阶段延伸断裂形态的微观特征研究相对较少，现有的研究大多局限于上述材料和镍基高温合金。

　　保护断裂的第一阶段相当复杂，取决于不同的微裂纹扩展机制。在不同的材料组织结构、不同的平均应力水平、不同的环境条件下，其断裂的微观特征会有很大的差异。从宏观上看，大致有两种类型的平面截面和平行之字形截面：

　　一。平截面。这种截面形状平坦，宏观上变化不大，往往具有较强的反射能力。图6-22是铝合金和镍基铸造高温合金的第一级平面和断裂照片。裂纹严格沿晶粒中的滑动面扩展，从而形成一个非常平坦光滑的表面。当它遇到晶界时，可能会稍微改变它的取向。

　　X射线分析证明，图6-22中的平截面，无论是铝合金还是高温合金，都是（111）面，即面心立方金属的滑移。第一阶段的膨胀主要是由滑移引起的。它可能是连续滑动，也可能是沿滑动面的滑动方向的不连续延伸。此时，弹簧疲劳裂纹只有2～5个晶体。晶粒的长度，与主拉伸轴成45°角。

　　不同的材料，在不同的条件下，平面截面的微观特征是不同的。除了划痕，许多材料的扁平部分几乎看不到任何特殊的特征。β黄铜、TD-Ni等材料的扁平截面有时会留下一些弹簧疲劳条纹，作为第二阶段膨胀的微观特征，只有少数材料在第一阶段扁平截面上表现出显著的微观特征。

　　图6-23是典型的Mar-M200弹簧疲劳裂纹扩展第一阶段的照片。通过对镍基高温合金和LUlimct700合金的研究发现，第一阶段的平截面不仅面积大，而且具有微观断口形貌。主要有以下特点:

　　(1)有类似于解理裂隙的河流和台阶。此解理面约占总骨折的3/4。不平行于“卵裂面”的两组111个;平面上的二次裂纹形成了阶梯状形貌。

　　(2)存在滑移线和弹簧疲劳形态。“劈理”面另一个重要特征是有许多与台阶成60°角的平行小滑移线。如图6-24 (a)所示，有时这条滑移线也会呈现人字形，如图6-24 (b)中AB线所示。

　　除了滑移线外，在离裂缝源较近的站立区域稍远的城市，往往存在明显的弹簧疲劳痕迹，如图6-25所示。其宽度约为0.1 ~ 0.4um。当穿过脆性包裹体时，弹簧疲劳条纹宽度增加，裂纹条纹族(平行条纹族为一组)具有不同的方向。弹簧疲劳辉光的存在表明，在弹簧的疲劳载荷作用下，弹簧疲劳裂纹第一阶段的扩展速度较慢，而不是突然快速扩展。

　　(3)有舌状花纹。在平面剖面上，可以看到类似于体心立方解理的“舌”，如图6-24 (b)所示，这种“舌”是裂纹从主裂纹面111}向外扩展的结果。它的形状通常是等腰三角形。

弹簧断面平行锯齿状这种水平方向在晶界处会发生变化

　　弹簧断面平行锯齿状。该弹簧截面是由裂纹沿着两组（111）个不平行的滑动面扩展形成的。典型照片和示意图如图6-26所示。裂纹扩展方向与裂纹扩展方向平行。锯齿角（即两滑面的交角）约为70°，与（111）面几何角度的理论计算值接近。空间几何关系如图6-27所示。

　　锯齿形弹簧截面的典型微观形貌如图6-28所示。这种水平方向在晶界处会发生变化。有时还可以看到划痕和疲劳辉光线，如图6-29所示。

有些弹簧材料在真空中与在空气中破碎的形状有显著的差异

　　(1)疲劳裂纹产生的必要条件特别是，什么样的材料是疲劳裂纹上存在疲劳裂纹的必要条件，即疲劳弹簧裂纹尖端必须处于平面张开应变状态。因此，只有当疲劳横截面和疲劳载荷拉应力为直线型(即正常断裂)时，才会出现疲劳火花。

　　图6-34是一个中心切割板的样品，它在反复的拉应力作用下断裂。观察其截面的四个区域可以发现疲劳发光的一些规律。

　　A)区域:切口狭窄前缘为弹簧裂纹扩展的第一阶段，其断裂特征为滑移分离、解理或产物间断裂。

　　B)区域:拉伸应力轴垂直于弹簧裂纹面，处于打开平面应变状态，停止表面出现疲劳裂纹

　　c)区域:拉伸应力轴与断面交角由90°变化到45°，断山特征也呈现出从沉默辉光型向疲劳火花型+微坑和微坑的过渡。条纹消失,

　　D)区域:最终破碎区域，陨石坑断裂或晶界小面。

　　各个区域的微观特征如图6-34所示。疲劳辉光线被限制在开口型附近的区域。完全切断的街道表面是一个微坑模式。这种现象存在于不同类型的试样和疲劳载荷中。例如，对于圆形光滑试件的重复扭转，随着应力强度因子幅值△K的变化，截面会发生复杂的变化，从截止型到正态突变型。这时,疲劳闪耀仍局限于附近地区正常骨折类型:这里还应该指出,由于疲劳断裂的宏观断口表面通常是不均匀的,宏观断口表面和当地的小截面等于正应力的斜率可能不一致。例如，一个带口的圆形试件，反复遭受扭转疲劳，其宏观横截面被切断，但许多局部区域却处于正常断裂状态。此时部分正态断裂面也存在疲劳折痕。

　　因此，从断裂力学的角度来看，白度作为疲劳裂纹存在的必要条件是弹簧的裂纹尖端必须处于张开的平面应变状态。这不仅仅是从宏观的角度来看。即整个弹簧裂纹前沿处于平面应变状态。还必须强调，在平面应变条件下，局部区域处于应力状态。例如，6-34的面积(b)是正常的，但它没有在表面附近形成疲劳发光。原因是它离样品表面很近。，不能满足平面应变片。

　　然而，开孔平面应变条件只是疲劳闪片形状的必要条件，并不是一个充分的承载条件，因此，如果试件已经满足平面拉伸变形条件，是否形成疲劳图案，需要考虑以下两个因素。

　　(2)材料性能与疲劳发光线、材料组成的关系。组织因素和力学性能与疲劳裂纹的存在与否及其形态之间的关系十分复杂，难以用一般规律来解释。所得结果极不一致。至于各种因素中哪一个是要素，还没有明确的结论。然而，大量事实证明，塑性材料更容易形成疲劳，脆性材料更难形成疲劳。例如，对于合金钢，平面应变断裂韧性值Kr越高，也会出现疲劳辉光痕，这可能是由于尖端不同韧性变形的难度造成的。

　　材料的晶体结构和滑移方式对疲劳条纹有很大的影响。例如，锕铜合金堆码断裂能低，不容易发生错滑，有利于疲劳条带的形成。对于体心立方体，铁等金属具有较多的堆积断裂能和高滑移体系，易发生错动滑移，不易形成疲劳条痕。上述现象可以作为一般规律来使用吗?要做到这一点，我们还需要做一些循序渐进的工作。

　　晶界在博老弹簧的裂纹发展过程中起着重要的作用:在产品晶界处，弹簧裂纹的前缘被堵塞，当弹簧裂纹从一粒到相邻的晶粒时，耀斑又会发生变化。如图6-35所示。

　　第二相颗粒对晶粒保护作用相似，疲劳火花的数量与钢中的碳含量有关。在不同代钢的大部分断口上，光滑断口处均发现有微弯曲平行的犁沟状辉光线，在碳化物颗粒和片状火屑方向上台阶密度越来越大。在粗颗粒周围，博罗辉光线发生弯曲而产生台阶。弹簧裂纹传播的前沿就是在轻碎屑中!周边加固区域受阻。这可能是图案弯曲的主要原因。

　　(3)环保能源

　　环境因素，如环境气体、湿度、腐蚀性介质等都会以一种特殊的方式影响疲劳纹的存在和形态，无论其程度如何。但是现在这方面的研究还不够。

　　有些弹簧材料在真空中与在空气中破碎的形状有显著的差异，如铝金。在空气中容易出现疲劳条痕，但在真空中看不到疲劳条痕，如图6-36所示。2024-T3铝合金试样在真空和空气中交替进行疲劳试验断裂。(a)这幅图显示了一个宏观断裂，在空气中是黑色的，在真空中是白色的。(b)这是一张显微照片。边缘的表面是在真空中形成的。不仅没有劳动辉光，甚至很难发现其他特征的疲劳断裂，但在空气中形成的表面却有明显的疲劳辉光。

　　有些物质在真空中也象在空气中一样。例如，在真空中，MAR-M260单晶的断裂可以看到清晰的疲劳辉光，如图6-37所示

　　据报道，在色情气体环境和真空中，辉光线难以观察，da / dN变小。此外，在盐水腐蚀环境中，断裂上垂直弹簧裂纹的方向往往表现为舌状和河流状。对于脆性辉光线，当da / dN增大时，从辉光线间距得到的da / dN与实际弹簧裂纹扩展速率不一致。

　　在氧气和水汽中，da / dN与气压有关，存在da / dN突变的临界压力。如图6-38所示，给出了氧压力与316不锈钢的da / dN之间的关系。

　　有一个明显的临界压力。当大于临界压力时，da / dN急剧增加:在氢中，da / dN也随着输出的增加而增加，但没有明显的临界压力。

　　混合气体对疲劳的影响取决于先吸附哪一种气体。图6-39为不同气体环境下HY180钢的弹簧裂纹扩展速率。这种情况下的断裂具有腐蚀和疲劳的双重特征。

　　环境温度也是一个重要因素。图6-40为温度对da / dN的影响。当然，它也影响疲劳发光的存在和形状。在273°K左右，65% Ni-33% Cu合金也呈现同样的趋势，断口沿晶断裂可达60 ~ 70%。

所有具有晶间、解理或韧窝等静载断裂特征的疲劳断裂，其裂纹扩展速率普遍较高，且扩展速率均不稳定。

　　Knott等人研究了具有回火脆性和无回火脆性的同一弹簧的疲劳断裂。结果表明，当无回火脆性试件的平均应力较低时，弹簧疲劳断裂均表现出合理的塑性疲劳裂纹。见图6-41（a）。如果平均应力相对较高，则出现具有静态载荷断裂特征的凹陷模式，如图6-41（c）所示。降低裂纹扩展速率后，再次出现沿晶断裂模式，如图6-41（d）所示。在回火脆性试样中，除了疲劳辉光线外，沿原始奥氏体晶粒的脆性晶间裂纹出现在断口上，并散布在整个延伸区的断口上，见图6-41（b）晶间裂纹小区域的数量随着Knm的增加而增加。在高氮钢中，还观察到分布在疲劳辉光中部的沿晶断裂或解理断裂模式。试验结果表明，在相同的△K值下，所有具有晶间、解理或韧窝等静载断裂特征的疲劳断裂，其裂纹扩展速率普遍较高，且扩展速率均不稳定。