轴承疲劳（共3篇）
轴承疲劳 篇1
1 引言
滚动轴承的主要失效形式表现为受变化的接触应力作用而产生的疲劳破坏形式, 即疲劳点蚀失效形式。这种失效形式对机械设备造成的最直接影响和后果, 轻者是导致机器的运转精度下降、产生强烈的噪音, 重者则会使机器失效、甚至还可能造成严重的人身伤亡事故等。
滚动轴承工作时在非稳定的变载荷下循环运转, 各部件处在交变应力下工作, 承载能力逐渐下降, 其疲劳强度在不断地衰减下降, 这是一个长期疲劳损伤的累积连续过程, 接触疲劳强度的下降是导致轴承受损失效的主要原因。根据疲劳损伤累积假说, 对这一过程进行讨论, 以定量确定受损伤滚动轴承的剩余寿命和许用当量动负荷。因此, 掌握滚动轴承在运转中的实际受载情况, 能保证轴承中后期可靠的工作, 做出正确的判断。
2 Miner线性疲劳损伤累积假说
线性疲劳损伤累积假说是指在循环载荷作用下, 疲劳损伤是可以线性地累加的, 各个应力之间相互独立和互不相关, 当损伤累积达到某一数值时, 试件或构件就发生疲劳破坏。线性损伤累积假说中, 典型的是Palmgren-Miner假说, 简称为Miner理论, 这个理论假定:在试件加载过程中, 每一载荷循环掉试件一定的有效寿命分数;疲劳损伤与试件吸收的功成正比, 这个功与应力的作用循环次数和在该应力值下达到破坏的循环次数之比成比例, 试件达到破坏时的总损伤量 (总功) 是一个常量, 它是载荷的简单函数, 且损伤与载荷作用的次序无关;各循环应力产生的所有损伤分量之和等于1时, 试件发生破坏。
Miner (1945年) 将Palmgren (1924年) 提出的疲劳损伤积累与应力循环次数呈线性关系这一假设进行了公式化表示, 并给出了力学前提。他认为, 在某一等幅疲劳应力σj作用下 (对应的等幅疲劳寿命为Lj) , 在每一应力循环里, 材料吸收的净功△W应相等, 当这些被材料吸收的净功达到临界值W时, 疲劳破坏发生。其数学表达结果如下
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在变幅应力σ1、σ2、…、σn作用下, 各应力水平的等幅寿命为Li, 实际循环数为li, 产生的净功为Wi, 当∑Wi=W时, 疲劳破坏发生, 且有
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式 (2) 是Miner线性疲劳损伤累积假说的数学表达式。
3 应用疲劳损伤累积假说计算相当载荷pm
计算滚动轴承寿命的传统方法是建立在瑞典G.Lundberg和A.Palmgren的滚动接触疲劳理论基础上, 该理论首先假定滚动轴承的疲劳寿命符合二参数Weibull分布, 并以此为基础, 推导出轴承可靠度为90%时轴承基本额定寿命L10, 即
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式中 C——轴承的额定动负荷;
P——轴承的当量动负荷;
ε ——寿命指数 (球轴承ε =3;滚子轴承ε =10/3) 。
(3) 式也是滚动轴承载荷—寿命曲线的解析式, 国际标准化组织把Lundberg-Palmgren理论确定为计算轴承寿命的基础并编入现行的ISO281-1997标准中。
滚动轴承工作时, 各部件处在交变应力下工作, 其接触疲劳寿命的下降是导致轴承受损失效的主要原因。基于滚动轴承寿命与载荷之间关系 (P-L) , 结合受损伤轴承已经历的工作情况, 如各阶段承受的当量动负荷pi和运转次数li, 对滚动轴承在其逐步受损过程中, 疲劳寿命不断下降的情况予以讨论。
轴承的寿命L与其所承受的负荷大小有关, 工作负荷越大, 寿命越短。在可靠度为90%的情况下, 基本额定寿命L10与当量动负荷P之间的关系 (3) 式可写为:
Pε L10=Cε =常数 (4)
设滚动轴承顺次地在当量动载荷P1、P2…Pi…Pn下工作, 其相应的转速为n1、n2…ni…nn, 轴承在每种工作状态下的运转时间与总运转时间之比为q1、q2…qi…qn。根据Miner线性疲劳损伤累积假说, 应力每循环一次, 都将使零件造成一次寿命损失。针对某次的应力循环, 其载荷为Pi, 实际运转次数li, 相应载荷Pi作用下的寿命Li, 其造成的寿命损失率可写为li/Li。对于轴承理论上达到疲劳寿命极限时, 即
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将公式 (4) 代入式 (5)
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化简得
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对于每种轴承、额定动负荷C是常量, 从式 (6) 可看出, 滚动轴承在各组次应力循环的作用下, 疲劳寿命在逐步衰减。当公式 (6) 为零时, 即可视为轴承完全疲劳失效。
假设轴承在载荷P1、P2…Pi…Pn作用下总共工作H时间后, 轴承寿命达到了极限状态, 则在Pi作用下的实际载荷循环次数li为
li=niqiH (7)
假设用一个相当的载荷Pm来代替所有载荷的作用, 并在作用lm次后达到极限状态, 则按式 (4) 得
Pεmlm=PεiLi
即undefined
将式 (7) 、 (8) 代入式 (5) 得
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引入计算转速nm=n1q1+n2q2+…+niqi+…+nnqn, 因此所有载荷作用次数的总和lm=n1q1H+n2q2H+…+niqiH+…+nnqnH=nmH
而式 (9) 变为undefined
即undefined
4 受损伤滚动轴承疲劳寿命衰减计算
对于滚动轴承疲劳寿命的衰减, 在轴承经历了各组次应力循环后, 可分两种型式来考虑: (1) 根据轴承将要承受的当量动负荷Pm来确定受损后轴承可运行的总转数, 即轴承的剩余寿命Lm; (2) 根据轴承后期工作需要, 设定受损滚动轴承预期寿命Lm, 来确定此时轴承能承受的最大当量动负荷, 即许用当量动负荷Pm。
将式 (6) 写成
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若设定轴承已运转了 (m-1) 次的应力循环, 那么根据式 (11) 可得计算受损伤滚动轴承的剩余寿命Lm。
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5 结论
(1) 应用疲劳损伤累积假说计算相当载荷Pm和受损伤滚动轴承疲劳寿命衰减计算公式。
(2) 根据疲劳损伤累积假说, 对这一过程进行讨论, 以定量确定受损伤滚动轴承的剩余寿命和许用当量动负荷。
摘要：根据疲劳损伤累积假说, 对接触疲劳强度的下降导致轴承受损失效的主要原因进行讨论, 以定量确定受损伤滚动轴承的剩余寿命和许用当量动负荷。
关键词：滚动轴承,疲劳寿命,线性疲劳损伤累积假说
参考文献
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轴承钢的接触疲劳性能研究 篇2
轴承的精度、性能、寿命和可靠性对主机 (如航空发动机) 的精度、性能和可靠性起着决定性的作用[1,2,3,4]。轴承的研发涉及材料、油脂及润滑、制造、设计、轴承制造装备、检测与试验等一系列技术难题, 还涉及接触力学、润滑理论、摩擦学、疲劳与破坏、热处理与材料组织等基础研究和交叉学科。本文主要从材料切入, 以最常用的轴承钢GCr15为研究对象, 在试验的基础上对比国产GCr15钢、美国AISI52100钢和日本SUJ2钢的接触疲劳磨损性能, 以发现常用国产轴承钢与进口轴承钢的优劣, 并分析其原因, 为我国轴承尤其是高端轴承的研发提供参考和依据。
1 试验过程
1.1 材料制备
本文选用材料为国产GCr15、美国AISI52100、日本SUJ2等常用轴承钢, 以下分别将其命名为G1、A2、S3钢。对试验钢基体材料取Φ10mm×140mm疲劳性能检测试棒、Φ5mm×65mm拉伸标准样、10mm×10mm×55mm的冲击试样 (U型缺口) 以及随炉试样若干, 经860℃×30min油淬和160℃×2h低温回火处理。在各钢毛坯中取3个试样, 经860℃×30min油淬处理后研磨抛光, 用来评定轴承钢中所含的夹杂物。
1.2 试验方法
各轴承钢的化学成分采用ARL4460直读光谱仪检测, 每个试样打3个点。同时, 对各轴承钢的冲击韧性、拉伸、硬度等力学性能进行检测。接触疲劳性能试验在球-棒试验机上进行, 试验中每根试验钢棒进行10次重复试验, 且试验条件均相同:湿度为60%~70%, 温度为室温, 试验载荷均为3 920N, 即赫兹接触应力为8.48GPa, 试验时机器转速为1 800r/min, 每小时钢球与试验钢棒接触2.49×105次[5,6], 润滑剂为长城牌7008号通用航空润滑脂。
2 试验结果与讨论
2.1 材料的力学性能
各轴承钢的化学成分测3次取平均值, 其结果如表1所示。由表1并对照国家标准[7]可知, 除国产G1轴承钢碳含量略高外, 3种钢材的各化学元素含量差别不大且均在标准范围内。各轴承钢热处理后的拉伸性能、硬度、冲击韧性结果分别如图1、图2、图3所示。由图1~图3可以看出:G1轴承钢和A2轴承钢的拉伸强度在1 100MPa左右, 而S3轴承钢的拉伸强度明显高于前两者, 达到1 180 MPa;3种轴承钢的硬度差别不大, 均接近60 HRC;G1轴承钢回火后的冲击韧性值均为6.41J/cm2, 而A2轴承钢和S3轴承钢的冲击韧性值为8J/cm2左右, 为G1钢冲击值的1.25倍。
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2.2 材料的接触疲劳性能
对各试验轴承钢试棒进行接触疲劳试验, 其与钢球之间的相互作用次数如表2所示。由表2可知, 在同样的试验条件下, S3钢、A2钢的应力循环次数明显比G1钢多, 而且S3钢的应力循环次数较A2钢的应力循环次数略多。
图4、图5、图6分别为G1钢、A2钢、S3钢试棒疲劳数据的Weibull分布。从各个钢试棒的Weibull分布图中可得到其中值疲劳寿命、额定疲劳寿命、特征疲劳寿命和Weibull疲劳曲线斜率, 如表3所示。其中, L50, L10, La和k分别表示中值疲劳寿命、额定疲劳寿命、特征疲劳寿命和Weibull疲劳曲线斜率。由表3可知:A2钢的额定寿命比G1钢的额定寿命略低, 但其他疲劳寿命值均明显高于G1钢, 尤其是A2钢的特征额定寿命是G1钢特征额定寿命的1.66倍;而S3钢的所有疲劳寿命值均明显高于A2钢、G1钢的疲劳寿命值, 其特征额定寿命是G1钢特征额定寿命的1.83倍;但G1钢疲劳寿命的Weibull曲线斜率均高于A2钢、S3钢, 这说明G1钢的数据分布带相对较窄, 其失效时间分布相对稳定[8,9]。综合考虑, S3钢的接触疲劳性能最好, A2钢次之, G1钢最差。
次
由以上结果及分析可知, 在成分、硬度、强度、韧性差别不大的情况下, 这3种钢的接触疲劳性能差别却很大, 这就要求作进一步分析。轴承钢中的非金属夹杂物破坏了金属的连续性, 在交变应力作用下, 易引起应力集中, 成为疲劳裂纹源, 从而对钢接触疲劳性能有非常重要的影响[10]。3种轴承钢中所含夹杂物的金相照片分别如图7所示, 3种钢中所含的夹杂物均主要为A类硫化物夹杂和D类铝酸钙复合夹杂。G1钢中的A类硫化物夹杂的链长和宽度明显比A2钢、S3钢的A类硫化物夹杂的链长长、宽度大, 同时G1钢中的D类铝酸钙复合夹杂明显比A2钢、S3钢中的D类铝酸钙复合夹杂多;而就A2钢和S3钢而言, S3钢中的A类硫化物夹杂和D类铝酸钙复合夹杂更少些、相对更洁净。G1钢中较多的夹杂物使其在交变载荷的作用下, 在材料内部更容易过早地产生疲劳裂纹, 从而大大降低了材料的抗接触疲劳磨损性能;反之, A2钢、S3钢更洁净, 有利于其抗接触疲劳磨损性能的提高。
3 结论
GCr15轴承钢、AISI52100轴承钢、SUJ2轴承钢的成分基本均在标准范围内, 强度、硬度、韧性等力学性能差别不大, 但是进口SUJ2轴承钢的接触疲劳性能最好, AISI52100轴承钢的接触疲劳性能次之, GCr15轴承钢的接触疲劳性能最差, 这主要是由GCr15轴承钢的非金属夹杂物含量较高所造成的。
参考文献
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轴承疲劳 篇3
在超高周疲劳阶段,裂纹通常从材料内部的夹杂物等缺陷处萌生,从而表现出典型的 “鱼眼”形貌[12，13]。对高强钢而言,通过观察发现,在长寿命疲劳断口上裂纹源(通常为夹杂物)的周围有一衬度不同的区域。Murakami等称之为ODA (Optically DarkArea)[14，15],Sakai等称之为FGA (Fine Granular Ar-ea)[16],Shiozawa等称之为GBF (Granular BrightFacet)[17],Ochi等称之为RSA (Rough Surface Are-a)[18]。目前普遍的观点认为,在超长寿命疲劳中大约99%以上的疲劳寿命消耗在GBF区内(裂纹萌生与早期的不连续扩展),GBF是控制高强钢超长寿命疲劳的一个关键因素[19]。认清GBF的形成机理将有助于进一步认识超高周疲劳行为的破坏机理。 关于GBF的形成机理,Murakami提出了一个简单的定性描述模型———“氢脆与疲劳交互作用模型”,认为夹杂物附近富集的氢在GBF的形成过程中起到了关键作用[14，15]。但是关于氢对高强钢的超长寿命疲劳行为的影响及氢在GBF区内的作用机理至今还很少有报道[20，21]。
本研究以JIS-SUJ2轴承钢为实验材料,采用高压气相热充氢(High Pressure Thermal HydrogenCharging,HPTHC)工艺对样品进行充氢,分析了氢对疲劳性能、裂纹源形貌特征的影响,最后讨论了氢在GBF区内裂纹扩展中的作用。
1 实验方法
实验材料为JIS-SUJ2高强度轴承钢,初始状态为直径16mm的棒材,其化学成分(质量分数/%)为:C0.98,Si 0.29,Mn 0.36,Cr 1.60,Cu 0.10,Ni 0.057,Mo 0.0039,P 0.0039,S 0.003,V 0.017。将原始棒材粗加工为标准的拉伸(直径为 5mm的标准拉伸样品)和超声疲劳样品,并留出一定的加工余量。粗加工后进行热处理,其工艺为:加热到860℃保温20min油淬,再经180℃回火保温2h后空冷。热处理后将样品精加工到最终尺寸,超声疲劳试样尺寸见图1。实验前依次用800,1000#和1200#砂纸对试样中间部分进行最终研磨抛光处理,尽量减小表面加工痕迹对实验的影响。
样品精加工后进行高压气相热充氢,充氢工艺为:在温度300℃ 的高压(氢压为10MPa)高纯氢气氛(纯度99.999%)中恒温恒压保持5天。方便起见,将热处理后未进行充氢的样品标记为SUJ-QT,热处理后进行高压气相热充氢的样品标记为SUJ-HPTHC。充氢前后用RH-404定氢仪测量样品的总氢浓度,定氢样品尺寸为4mm×50mm的圆柱。
疲劳试验在岛津USF-2000超声疲劳试验机上进行,共振频率为20kHz,共振间歇时间比为150ms∶150ms,载荷比R=-1,实验时采用压缩空气冷却,实验环境为室温。拉伸实验在WinWDW-300E万能试验机上进行,拉伸位移速率为3mm/min。拉伸断口和疲劳断口在ZEISS SUPRA55热场发射扫描电子显微镜(FESEM)上进行观察,用能谱仪(EDS)和Shi-madzu EPMA-1600电子探针微区分析仪分析微区化学成分。
2 氢在钢中的分布
常温常压下,氢在铁素体钢中的溶解度很小,按照Sievert定律计算钢中的溶解度一般小于 ×10-10。钢中的氢主要分布在各种氢陷阱中,按照氢与陷阱结合能的高低,可以将氢陷阱分为强陷阱(不可逆陷阱)和弱陷阱(可逆陷阱)[22]。弱陷阱与氢的结合能比较小,室温下弱陷阱中的氢能够摆脱陷阱的束缚逃逸到周围环境中,通常将弱陷阱中的氢称为可扩散氢;相反,强陷阱中的氢与陷阱具有较高的结合能,室温条件下,陷阱中的氢几乎完全被陷阱束缚不能逃逸到环境中,因此,将强陷阱中的氢称之为非扩散氢[21，23]。可逆陷阱包括位错、空位和小角度晶界等,不可逆陷阱包括相界、大角度晶界和夹杂物与基体界面等。
通常,采用电化学充氢方法进入钢中的氢主要为可扩散氢,氢主要分布在位错、空位等可逆陷阱处,这已被热脱附实验证实。将充氢后的样品放置在室温环境下,随着放置时间的延长氢浓度将逐渐降低[24-26]。在以前的工作中,作者曾报道了高强钢在高压气相热充氢后,钢中的氢主要为非扩散氢[21]。在本工作中,将高压气相热充氢后的样品放置在室温条件下,放置不同时间段后测定钢中的总氢浓度(见图2)。由图2可见,即使在室温环境放置150天后总氢浓度几乎没有变化,平均氢浓度为4.3×10-6。这表明,高压气相热充氢后钢中的氢确实为非扩散氢,氢主要分布在夹杂物等不可逆陷阱处。充氢前SUJ-QT样品的总氢浓度为0.9×10-6。
3 实验结果
3.1 金相组织与力学性能
充氢前后的金相组织均为回火马氏体,充氢前后样品的力学性能见表1。由表1 可见,SUJ-HPTHC样品的抗拉强度比SUJ-QT略高,这可能与氢致硬化作用有关,关于这一方面的详细研究还有待进一步的探索。
图3为充氢前后两种样品拉伸断口裂纹源处的微观形貌。对比图3(a),(b)可以发现,充氢前断裂微观特征为准解理断裂(图3(a)),充氢后为典型的沿晶断裂(图3(b)),可见非扩散氢降低了晶界强度使得裂纹在晶界处萌生。
3.2 特征S-N曲线与裂纹源区形貌
样品的特征S-N曲线见图4。样品的S-N曲线均为连续下降型,直到109周次未见疲劳极限现象。按照升降法计算109周次的疲劳强度,分别为:SUJ-QT,σW=765MPa;SUJ-HPTHC,σW=587MPa。
图3裂纹源区的拉伸断口形貌(a)SUJ-QT;(b)SUJ-HPTHCFig.3 The tensile fracture morphologies at the crack origins(a)SUJ-QT;(b)SUJ-HPTHC
可见,高压气相热充氢显著降低了SUJ2轴承钢的疲劳强度。在相同的应力幅下,充氢后样品的疲劳寿命明显降低。例如,SUJ-QT样品,σa=900MPa,Nf=3.54×107;而SUJ-HPTHC样品,σa=900MPa,Nf=6.88×104,充氢后样品的疲劳寿命降低了大概0.5×103倍。不仅如此,该SUJ-QT样品的裂纹源为内部非金属夹杂物,而相同加载应力幅下SUJ-HPTHC样品的裂纹源却为表面基体,可见,非扩散氢不但降低了疲劳寿命还改变了裂纹源的起裂位置,使得萌生位置从内部转向表面。
图5为疲劳裂纹源形貌。由图5可知,裂纹源位置分为表面和内部两种,在较高的应力幅下疲劳裂纹倾向于在表面萌生(见图5(a))。对于从内部萌生的疲劳裂纹,在较低的倍数下观察,呈现出典型的“鱼眼”形貌[3](见图5(b))。对于SUJ-QT样品,在较高的倍数下观察内部裂纹源,主要有三种不同的特征(见图5(c)~(e))。图5(c)(断裂条件为σa=780MPa,Nf=1.76×108)为从内部球形夹杂物起裂的微观形貌,EDS确认该夹杂物的成分为钙、铝和镁的复合氧化物(Al2O3·(CaO)x·(MgO)y),在夹杂物的周围有一颗粒状发亮的区域,这就是Shiozawa等提到的 “GBF”区[17];图5(d)(断裂条件为σa=1020MPa,Nf=1.89×105)为从内部一平坦的多边形区域起裂的微观形貌,EPMA分析该区域的化学成分主要为SUJ2基体成分,因此称之为内部基体开裂;图5(e)(断裂条件为σa=980MPa,Nf=2.14×105)亦为从内部开裂的非夹杂物类型的一典型微观形貌,EDS线分析表明该裂纹源主要为铬的碳化物(CrxCy)。 对于SUJ-HPTHC样品,内部裂纹源也表现为三种不同的特征:从内部球形或近似球形的非金属夹杂物(Al2O3· (CaO)x·(MgO)y)开裂,见图5(f);从内部铬的碳化物(CrxCy)开裂,其微观特征近似于图5(e);从内部基体开裂,见图5(g),(h)。图5(g)中,在裂纹源处有一倾斜面,该面与断裂表面相交成一定角度,EDS分析裂纹源处的化学成分与基体基本相同;在图5(h)的裂纹源处也未见夹杂物或碳化物之类的异类杂质缺陷,因此将图5(g)和图5(h)的开裂模式也称为内部基体开裂。图5(f),(g)和图5(h)三个样品均具有较长的疲劳寿命(断裂条件分别为:图5(f)中 σa=620MPa,Nf=1.45×108;图5(g)中σa=580MPa,Nf=2.91×107;图5(h)中σa=540 MPa,Nf=5.84×108),然而在高倍的扫描电镜下观察,在图5(f)和图5(g)的裂纹源周围并未见明显颗粒状GBF区,以裂纹源为圆心直到“鱼眼”边缘,裂纹扩展特征基本相似,只是随着裂纹扩展路径向外延伸表面粗糙度逐渐增加;在图5 (h)的裂纹源处隐约可见一类似GBF的区域,在高倍下观察,该区域与Shiozawa提到的GBF有明显差别,与未充氢样品相比(见图5(c))该区的颗粒状特征较浅。由此可见,高压气相热充氢改变了内部裂纹源周围的微观形貌,另外,也表明了GBF区并不是高强钢超高周疲劳断口上的必然特征,GBF区的形成与非扩散氢的浓度有紧密联系。从本研究来看,随着非扩散氢浓度的提高,GBF区的颗粒状特征将会变浅甚至消失。
图4S-N 曲线(a)SUJ-QT;(b)SUJ-HPTHCFig.4S-N curves(a)SUJ-QT;(b)SUJ-HPTHC
图5疲劳断口形貌(a)表面裂纹源;(b)鱼眼形貌;(c)内部夹杂物裂纹源;(d)内部基体裂纹源;(e)铬的碳化物作为裂纹源;(f)内部夹杂物裂纹源;(g)内部基体裂纹源;(h)内部基体开裂Fig.5 Very high cycle fatigue fracture morphologies(a)surface crack origin;(b)fish-eye;(c)internal inclusion as crack initiation site;(d)internal matrix as crack initiation site;(e)chromium carbide as the internal initiation site;(f)internal inclusion as a crack initiation site;(g)internal matrix as a crack initiation site;(h)internal matrix as crack initiation site
观察SUJ-QT样品的S-N数据(图4(a)),发现数据分散性很大,同一应力幅下的疲劳寿命甚至相差接近三个数量级,见图4(a)中红色虚线所示(应力幅为820MPa)。在FESEM下观察在820MPa下的疲劳裂纹源,均为球形或近似球形的非金属夹杂物,但是夹杂物的尺寸分散性较大。根据Murakami提出的等效投影面积模型,测量得到最大的夹杂物尺寸为:(Ainc，max)1/2=46.1μm,最小夹杂物尺寸为:(Ainc，min)1/2=8.4μm;最大的夹杂物尺寸对应于最短的疲劳寿命并且在夹杂物周围未见GBF,而最小的夹杂物尺寸对应于最长的疲劳寿命并且在夹杂物周围可见明显的GBF。由此可知,图4(a)中S-N数据分散性较大的原因主要是由于裂纹源处的夹杂物尺寸分散性较大造成的。因此,要想提高SUJ2的超高周疲劳性能,不但要控制钢中最大夹杂物的尺寸,而且要控制钢中夹杂物尺寸的分散性。
4 讨论
4.1 断口上裂纹源处缺陷分布及尺寸对疲劳寿命的影响
图6(a)为疲劳断口上的裂纹源处缺陷分布(裂纹萌生位置至试样表面最近的距离)与疲劳寿命的关系图。由图6(a)可见,充氢前后两种样品疲劳断口上的缺陷分布的分散性很大,几乎覆盖了断口上从试样表面到中心的所有区域(断口半径为1.5mm),并且缺陷在疲劳断口上的分布位置与疲劳寿命没有明显相关性。图6(b)为裂纹源处缺陷尺寸((Aorigin)1/2)与疲劳寿命的相关性示意图。由图6(b)可见,对于SUJ-QT样品,处于裂纹源处的夹杂物尺寸与疲劳寿命不存在明显依存关系,疲劳寿命随着GBF区尺寸的增加而增加,这与Shiozawa等报道的淬火回火态JIS-SUJ2轴承钢旋转弯曲疲劳的试验结果相同[17];对于SUJ-HPTHC样品,数据点较少且分散性较大,较大的分散性主要是由裂纹萌生处缺陷类型不同(非金属复合夹杂物、内部基体和铬的碳化物)造成的。
图6断口上缺陷分布及尺寸与疲劳寿命的相关性(a)d-Nf;(b)A1/2-Nf;(c)(AGBF)1/2/(Ainc)1/2-NfFig.6 The correlation between the distribution and size of defects at the fractures and fatigue life(a)d-Nf;(b)A1/2-Nf;(c)(AGBF)1/2/(Ainc)1/2-Nf
图6 (c)示意了SUJ-QT样品的GBF与夹杂物的尺寸比((AGBF)1/2/(Ainc)1/2)和疲劳寿命的关系,可见,疲劳寿命随着(AGBF)1/2/(Ainc)1/2的增加而增加,通过数据拟合得到疲劳寿命与(AGBF)1/2/(Ainc)1/2的关系式为:
Chapetti等[27]综合了Shiozawa,Furuya和Murakami的淬火回火态高强钢的疲劳实验数据,拟合得到的关系式与式(1)相同。由图6(c)可见,对于SUJ-QT样品,疲劳寿命与(AGBF)1/2/(Ainc)1/2有强烈的相关性,(AGBF)1/2/(Ainc)1/2是控制疲劳寿命的一个主要因素。对于SUJ-HPTHC样品,在裂纹源周围GBF的特征很不明显,有的干脆没有GBF区,因此没有讨论GBF区尺寸与疲劳寿命的关系。
4.2 GBF区内氢的作用
根据线弹性断裂力学,裂纹尖端的应力应变场的强度通常可以用应力强度因子来表征。根据Muraka-mi提出的表达式,在外载荷σa作用下,断口上内部裂纹源(夹杂物、基体和CrxCy)边缘的应力强度因子范围为[28]:
式中:ΔKapp为在裂纹源边缘的外加应力强度因子范围(MPa· m1/2);Δσ(Δσ=2σa)为应力范围(MPa);(Aorigin)1/2为断口上裂纹源在垂直于外加载荷方向上的投影面积的平方根(m)。根据式(2),计算充氢前后两种样品的 ΔKapp,所得结果列于图7。由图7可见,充氢前后的 ΔKapp均与缺陷尺寸((Aorigin)1/2)有关,近似正比例于(Aorigin1/2)1/3,并且充氢后的外加应力强度因子范围比充氢前低。另外,充氢前后的外加应力强度因子范围均与强度(Rm)有关,通过线性拟合(见图7中蓝色和红色实线),充氢前后的外加应力强度因子范围分别可以用下式表示:
ΔKapp,QT,ΔKapp,HPTHC分别为充氢前后的外加应力因子范围。可见高压气相热充氢明显降低了外加应力强度因子范围。断口上GBF边缘的应力强度因子范围也可按照式(2)计算,通过线性拟合得到SUJ-QT样品的ΔKGBF为(见图7中黑实线):
柳洋波等[29，30]曾提出,可将 ΔKGBF看做是GBF区内裂纹扩展的门槛值 ΔKGBF，th。由式(5)可知,GBF裂纹扩展的门槛值 ΔKGBF，th正比于裂纹尺寸((AGBF)1/2)的1/6次方,GBF区内的裂纹尺寸属于小裂纹范畴。
从图7可见,两种样品的裂纹源边缘的外加驱动力(ΔKapp)均小于裂纹扩展门槛值(ΔKGBF，th)。因此,GBF区内裂纹能够扩展除了外加驱动力 ΔKapp外还需要一个附加驱动力。Narita等[31]考虑了氢在裂纹尖端塑性区里的聚集和分布,认为氢在裂纹尖端产生了一个附加的应力强度因子 ΔKH。考虑氢的作用后,裂纹尖端总的驱动力为:
式中:ΔKT为考虑氢的影响后裂纹尖端总的应力强度因子;ΔKH为氢致附加应力强度因子。
因此GBF内裂纹扩展的判据为:
由图7可知,GBF内裂纹扩展所需要的临界氢致附加应力强度因子(ΔKH，c)即为GBF裂纹扩展门槛值 ΔKGBF，th曲线(图7中黑实线)与外加应力强度因子范围曲线(图7中红、蓝实线)之间的距离。当氢产生的附加应力强度因子超过临界值时,即,ΔKH=ΔKT-ΔKapp>ΔKH,c=ΔKGBF,th-ΔKapp,GBF中的裂纹开始扩展。可见,高压气相热充氢后的氢致附加应力强度因子比充氢前高,因此在外加载荷较低的时候疲劳裂纹就能扩展。随着裂纹的扩展氢的作用逐渐减弱,在门槛值曲线与外加应力强度因子曲线相交处(图7中两条红色虚线处)氢的作用降至最低,在此之后,纯机械载荷产生的应力强度因子 ΔKapp将高于门槛值 ΔKGBF，th,疲劳裂纹的扩展不再需要氢的辅助。不难想象,氢的作用降至最低的时候即为GBF区的边界(图7中两条红色虚线处)。分别联立式(3)和(5)、式(4)和(5),可以计算得到SUJ-QT和SUJ-HPTHC两种样品的GBF裂纹尺寸的极限值分别为:SUJ-QT,(AGBF)ma1/2x=63.8μm;SUJ-HPTHC,(AGBF)ma1/2x=215.1μm。本工作中,测量的SUJ-QT样品的GBF裂纹尺寸最大值为61.7μm,与计算值比较吻合;测量的SUJ-HPTHC样品的GBF裂纹尺寸最大值为121.6μm,与计算值215.1μm有一定偏差,分析原因主要有以下两个方面。一是由于SUJ-HPTHC样品的GBF区的特征并不是很明显,很难准确区分GBF区的边界,有的甚至观察不到GBF区,因此只能选择断口上GBF区特征稍明显的几个样品进行了粗略测量;二是当裂纹尺寸等于215.1μm时,ΔKGBF，th为12.5MPa·m1/2,而Shiozawa报道的SUJ2 高强钢的长裂纹门槛值(ΔKth，-1)为8~12MPa·m1/2[17],可见此时的 ΔKGBF，th可能已经失效,应该用 ΔKth，-1来代替。若取 ΔKth，-1为11MPa· m1/2可以得到SUJ-HPTHC样品的GBF裂纹尺寸最大值为145μm,与实际测量值121.6μm比较接近。
上面的分析中,在考虑氢扩大裂纹尖端应力强度因子的时候,实际上假定了充氢并没有改变GBF裂纹门槛值 ΔKGBF，th。其实氢扩大裂纹尖端应力强度因子就相当于降低裂纹扩展门槛值,这两者作用是等效的,所以在分析问题的时候只需考虑其中一个方面[30]。
5 结论
(1)高压气相热充氢显著降低了SUJ2轴承钢的超高周疲劳性能,热充氢后裂纹源周围GBF的颗粒状特征变浅甚至消失。
(2)疲劳寿命与断口上裂纹源位置及裂纹处缺陷尺寸无明显依存关系,疲劳寿命随着GBF与夹杂物的尺寸比的增加而逐渐增加。