4Cr5MoSiV1熱作模具鋼700 ℃的低周疲勞行為

趙 超，黃進(jìn)峰，張 津，解國良，連 勇，李德晨，馬旻昱，張尊君，高 文，張 程

1) 北京科技大學(xué)新材料技術(shù)研究院，北京 100083 2) 北京科技大學(xué)新金屬材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083 3) 河南科技大學(xué)金屬材料磨損控制與成型技術(shù)國家地方聯(lián)合工程研究中心，洛陽 471003

4Cr5MoSiV1熱作模具鋼具有優(yōu)良的熱疲勞性以及綜合力學(xué)性能，并被廣泛地推廣應(yīng)用于熱鍛模具和熱擠壓模具[1].在實(shí)際服役條件下，模具工作時(shí)型腔溫度會(huì)達(dá)到700 ℃[2]，型腔表面由于急熱急冷且受次表層的約束而產(chǎn)生拉壓應(yīng)變，致使模具局部產(chǎn)生塑性變形而產(chǎn)生低周疲勞[3].目前，熱作模具鋼的高溫低周疲勞研究已有很多.日本Tsuhii等[4]研究了大氣和應(yīng)變幅值對 H11（4Cr5MoSiV）熱作模具鋼在600 ℃下低周疲勞性能的影響，發(fā)現(xiàn)H11鋼疲勞壽命隨著應(yīng)變幅增大而降低，循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)整體呈循環(huán)軟化趨勢；Ma等[5]和Wang等[6]均對4Cr5MoSiV1鋼在500 ℃時(shí)不同應(yīng)變幅的低周疲勞性能進(jìn)行研究，并基于疲勞性能提出了不同的材料壽命預(yù)測模型；Zeng等[7-8]研究了在700 ℃時(shí)機(jī)械應(yīng)變對4Cr5MoSiV1鋼的組織和碳化物的影響，發(fā)現(xiàn)機(jī)械應(yīng)變促進(jìn)了碳化物析出和粗化，而且析出碳化物更容易沿變形方向聚集生長，最終可能導(dǎo)致材料軟化或裂紋萌生.由于關(guān)于4Cr5MoSiV1鋼高溫低周疲勞研究的溫度均為500 ℃，且材料在不同溫度時(shí)低周疲勞行為差異很大[2,9]，因此根據(jù)實(shí)際工況在700 ℃時(shí)4Cr5MoSiV1鋼的低周疲勞行為研究是很有必要的.

本文開展4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)不同總應(yīng)變幅下的低周疲勞行為研究，研究其循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)、疲勞壽命和疲勞斷裂等特性，并通過疲勞后的微觀組織對其規(guī)律進(jìn)行解釋，從而為4Cr5MoSiV1鋼的部件設(shè)計(jì)和壽命預(yù)測提供參考數(shù)據(jù).

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

該試驗(yàn)使用的4Cr5MoSiV1鋼化學(xué)成分如表1所示.材料的熱處理狀態(tài)為調(diào)質(zhì)態(tài)，具體工藝為1030 ℃保溫0.5 h水冷，650 ℃保溫2 h后 空冷，4Cr5MoSiV1鋼的調(diào)質(zhì)態(tài)組織為板條狀回火馬氏體，其掃描電鏡微觀組織照片如圖1所示.

1.2 試驗(yàn)方法

根據(jù)《金屬材料高溫拉伸試驗(yàn)》GB/T4338—1995，本實(shí)驗(yàn)選擇圓形比例試樣，見圖2所示（M代表普通螺紋直徑，r代表倒角半徑，C代表45°，φ代表直徑）.高溫拉伸試驗(yàn)在DDL50電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行.標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定試樣在30 min內(nèi)加熱至測試溫度，然后在規(guī)定測試溫度至少保溫10～15 min后開始試驗(yàn).

表1 4Cr5MoSiV1鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical compositions of 4Cr5MoSiV1 steel %

圖1 4Cr5MoSiV1鋼的微觀組織Fig.1 Microstructure of 4Cr5MoSiV1 steel

圖2 高溫拉伸試樣圖Fig.2 High-temperature tensile sample

根據(jù)GB/T15248—2002《金屬材料軸向等幅低循環(huán)疲勞試驗(yàn)方法》，試驗(yàn)圖紙如圖3所示，通過機(jī)械加工將材料試樣加工成直徑6.5 mm、標(biāo)距28 mm和總長度110 mm的低周疲勞試樣.材料低周疲勞測試在MTS NEW810電子液壓伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，應(yīng)變比R=-1，應(yīng)變時(shí)間控制波形為三角波，控制應(yīng)變幅為±0.2%，±0.3%，±0.4%，±0.6%，試驗(yàn)溫度取700 ℃，采用軸向總應(yīng)變控制的拉-壓循環(huán)加載方式，用軸向高溫引伸計(jì)控制試樣經(jīng)受不同的總應(yīng)變幅，所有疲勞試樣至斷裂失效.疲勞壽命（即與疲勞破壞相對應(yīng)的次數(shù)）Nf是到達(dá)失效循環(huán)的次數(shù).由于循環(huán)應(yīng)力應(yīng)變環(huán)在Nf/5到Nf/2之間趨于穩(wěn)定，因此將穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)的循環(huán)次數(shù)設(shè)為Nf/2.

圖3 低周疲勞試樣圖Fig.3 Low-cycle fatigue test specimen

采用FEI Quanta 250型掃描電子顯微鏡觀察試樣斷口形貌.試樣低周疲勞測試斷裂后，利用線切割設(shè)備在距離疲勞斷口約1 mm處線切割疲勞試樣，切割過程中要注意不能損壞污染斷口，切割完成后將疲勞試樣斷口部分放入丙酮溶液中利用超聲波設(shè)備進(jìn)行超聲清洗，從而獲得潔凈的疲勞試樣斷口，清洗完成后進(jìn)行干燥.

采用Tecnai F30場發(fā)射透射電子顯微鏡觀察碳化物的形貌、位錯(cuò)結(jié)構(gòu)和晶界等.將斷口附近試樣線切割出的0.3 mm薄片機(jī)械減薄至50 μm后，沖成直徑3 mm的圓片，再用電解雙噴減薄法設(shè)備制備透射電鏡試樣，雙噴液為95%無水乙醇+5%高氯酸溶液，溫度-30 ℃～-20 ℃.

圖4 700 ℃靜態(tài)試驗(yàn)結(jié)果.（a） 拉伸曲線；（b） 左圖中所選應(yīng)變范圍的局部放大圖Fig.4 Results of static tests: (a) tension diagrams; (b) magnification of the left diagram section and selection of deformation amplitude

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 高溫拉伸性能

方欽志等[10]和Wang等[11]對4Cr5MoSiV1鋼的高溫拉伸性能進(jìn)行了深入研究，發(fā)現(xiàn)隨著溫度的升高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均持續(xù)下降，塑韌性增高.當(dāng)溫度從常溫升到400 ℃時(shí)，其強(qiáng)度下降緩慢；當(dāng)溫度從400 ℃升溫到700 ℃時(shí)，其強(qiáng)度下降很快.因此，當(dāng)溫度為700 ℃時(shí)，材料的強(qiáng)度變得很低導(dǎo)致承載能力變?nèi)醵菀讛嗔?因此，本文著重研究其700 ℃時(shí)的高溫拉伸性能，從而為疲勞試驗(yàn)提供數(shù)據(jù).

本試驗(yàn)4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)的具體性能數(shù)據(jù)如表2所示，靜態(tài)拉伸曲線如圖4所示.由圖4（b）可知，當(dāng)應(yīng)變0.6%時(shí)，應(yīng)力約為202 MPa，將大于屈服強(qiáng)度187 MPa，材料會(huì)產(chǎn)生永久變形而使模具失效；當(dāng)應(yīng)變0.2%時(shí)，應(yīng)力約為102 MPa，材料塑性變形程度較低.根據(jù)實(shí)際工況和4Cr5MoSiV1鋼的700 ℃拉伸試驗(yàn)結(jié)果分析，本文疲勞試驗(yàn)的總應(yīng)變幅假設(shè)為0.2%～0.6%.

表2 4Cr5MoSiV1鋼的700 ℃機(jī)械性能Table 2 Mechanical properties of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃

2.2 循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為

4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線如圖5所示.隨著總應(yīng)變幅的增加，疲勞循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)均呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，循環(huán)硬化、軟化速率隨著總應(yīng)變幅的增加而增大.當(dāng)總應(yīng)變幅 Δεt/2為0.2%、0.3%、0.4%和0.6%時(shí)，初始循環(huán)應(yīng)力幅值分別為215、257.5、288.5和293.5 MPa，分別經(jīng)過42、22、12和4循環(huán)周次后應(yīng)力幅達(dá)到最大值，分別為220、276、305.5和308 MPa.綜上所述，隨著總應(yīng)變幅的增加，初始循環(huán)應(yīng)力幅和最大應(yīng)力幅逐漸增大，而循環(huán)硬化階段的循環(huán)周次數(shù)逐漸減小.

圖5 4Cr5MoSiV1鋼700 ℃的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)Fig.5 Cyclic stress response of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃

隨著疲勞循環(huán)周次數(shù)的增加，循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線包含三個(gè)階段：早期的循環(huán)硬化階段，中期的循環(huán)軟化階段和后期的瞬間斷裂階段.根據(jù)不同階段所占的比例看出，第一階段是一個(gè)明顯的循環(huán)硬化階段，它占疲勞壽命的比例小于2%；第二階段為循環(huán)軟化階段，占整個(gè)疲勞壽命的90%以上；第三階段為瞬間斷裂階段，由于材料的瞬間失效，應(yīng)力幅突然下降.

2.3 循環(huán)應(yīng)力應(yīng)變行為

材料的循環(huán)應(yīng)力-應(yīng)變行為是低周疲勞研究的一個(gè)重要方面，它反應(yīng)了材料在低周疲勞條件下的真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變特性.4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)的循環(huán)應(yīng)力幅與塑性應(yīng)變幅的關(guān)系曲線如圖6所示，圖中數(shù)據(jù)點(diǎn)均為半壽命時(shí)的循環(huán)遲滯回線求得.材料的循環(huán)應(yīng)力-應(yīng)變曲線可用如下關(guān)系式（1）表示[12]：

其中，Δσ/2為循環(huán)應(yīng)力幅，Δεp/2為塑性應(yīng)變幅，K′為循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)，n′為循環(huán)應(yīng)變硬化指數(shù).根據(jù)公式（1）采用雙對數(shù)坐標(biāo)進(jìn)行線性回歸分析，即可得到n′=0.0998和K'=280 MPa，從而得出4Cr5MoSiV1鋼700 ℃的循環(huán)應(yīng)力幅與塑性應(yīng)變幅的關(guān)系方程為Δσ/2=280(Δεp/2)0.0998.

2.4 循環(huán)遲滯回線

遲滯環(huán)包圍的面積代表材料塑性變形時(shí)外力所做的功或所消耗的能量，也代表材料抵抗循環(huán)變形的能力，同樣稱為循環(huán)韌性.圖7為4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)低周疲勞半壽命循環(huán)遲滯回線.遲滯環(huán)的面積隨著總應(yīng)變幅的增加而增大，這說明循環(huán)變形所消耗的塑性功隨總應(yīng)變幅增加而增大，即循環(huán)韌性越來越差.

圖6 4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)的循環(huán)應(yīng)力幅與塑性應(yīng)變幅的關(guān)系曲線Fig.6 Cyclic stress amplitude versus plastic strain amplitude of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃

圖7 4Cr5MoSiV1鋼在不同應(yīng)變幅下半壽命時(shí)的遲滯回線Fig.7 Hysteresis loops of 4Cr5MoSiV1 steel at half lifetime under various strain amplitudes

2.5 應(yīng)變疲勞壽命

4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)的疲勞測試結(jié)果如表3所示，其中Δεe/2和Δεp/2分別取半壽命遲滯回線對應(yīng)的彈性應(yīng)變幅和塑性應(yīng)變幅的數(shù)據(jù)，并用Manson-Coffin方程進(jìn)行疲勞壽命預(yù)測.

著名的Manson-coffin方程認(rèn)為低周疲勞中彈性應(yīng)變幅、塑性應(yīng)變幅和疲勞失效反向數(shù)呈指數(shù)關(guān)系，可用下式（2）、（3）和（4）表示[12]：

式中：2Nf為載荷反向周次數(shù)；σf′為疲勞強(qiáng)度系數(shù)，MPa；E為試驗(yàn)材料在700 ℃時(shí)的彈性模量，MPa；b為疲勞強(qiáng)度指數(shù)；εf′為疲勞延性系數(shù)；c為疲勞延性指數(shù).Δεt、Δεe和Δεp均來自于半壽命遲滯循環(huán)N=Nf/2.σf′和b描述在疲勞試驗(yàn)過程中材料彈性變形階段的力學(xué)性能和對材料的疲勞壽命的影響.εf′和c描述塑性變形階段內(nèi)對材料的疲勞壽命的影響.

表3 4Cr5MoSiV1鋼的低周疲勞測試結(jié)果Table 3 Low-cycle fatigue test results of 4Cr5MoSiV1 steel

根據(jù)式（3）和（4）對圖8進(jìn)行雙對數(shù)線性回歸分析，進(jìn)而得出4Cr5MoSiV1鋼在低周疲勞條件下的各個(gè)參數(shù)：σf′/E=2.166，b=-0.038，εf′=0.1278，c=-0.557.將各值代入式（2）得到了塑性應(yīng)變幅-載荷反向周次關(guān)系方程：Δεt/2=2.166(2Nf)-0.038+0.1278(2Nf)-0.557，根據(jù)此表達(dá)式可對熱作模具鋼4Cr5MoSiV1的低周疲勞壽命進(jìn)行預(yù)測.

圖8 4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)的應(yīng)變幅-載荷反向周次關(guān)系曲線Fig.8 Strain amplitudes versus reversals to failure curves of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃

通常將塑性應(yīng)變幅恰好等于彈性應(yīng)變幅時(shí)（圖8中 Δεe/2-2Nf和Δεp/2-2Nf的兩條擬合線交點(diǎn)）所對應(yīng)的疲勞壽命稱為過渡壽命Nt，Nt被認(rèn)為是反映材料低周疲勞性能的一個(gè)關(guān)鍵指標(biāo).影響材料過渡疲勞壽命大小的因素主要是材料的強(qiáng)度和塑性[13].通常材料的強(qiáng)度越高塑性越低，其過渡疲勞壽命越低.當(dāng)Nf

2.6 疲勞斷口形貌

對4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)總應(yīng)變幅為0.2%、0.3%、0.4%和0.6%的低周疲勞斷口形貌進(jìn)行了觀察分析，目的是研究4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃下的疲勞斷裂行為.其斷口形貌（如圖9～11所示）均可見疲勞斷裂的3個(gè)區(qū)域，即疲勞源區(qū)、疲勞擴(kuò)展區(qū)和疲勞瞬斷區(qū)，明顯看出應(yīng)變幅對材料的斷裂行為有很大的影響.

圖9 4Cr5MoSiV1鋼在不同應(yīng)變幅下的源區(qū)形貌.（a） Δ εt/2=0.2% ； （b） Δ εt/2=0.3%； （c） Δ εt/2=0.4% ； （d）Δεt/2=0.6%Fig.9 Crack initiating source area morphology of 4Cr5MoSiV1 steel at different strain amplitudes: (a) Δεt/2=0.2%; (b) Δεt/2=0.3%; (c)Δεt/2=0.4%; (d)Δεt/2=0.6%

圖10 4Cr5MoSiV1鋼在不同應(yīng)變幅下的擴(kuò)展區(qū)形貌.（a） Δ εt/2=0.2% ； （b） Δ εt/2=0.3% ； （c） Δ εt/2=0.4% ； （d）Δεt/2=0.6%Fig.10 Cracking propagation morphology of 4Cr5MoSiV1 steel at different strain amplitudes: (a) Δ εt/2=0.2%; (b) Δ εt/2=0.3%; (c) Δεt/2=0.4%;(d)Δεt/2=0.6%

圖11 4Cr5MoSiV1鋼在不同應(yīng)變幅下的疲勞瞬斷區(qū)形貌.（a） Δ εt/2=0.2% ； （b） Δ εt/2=0.3%； （c） Δ εt/2=0.4% ； （d）Δεt/2=0.6%Fig.11 Final fracture morphology of 4Cr5MoSiV1 steel at different strain amplitudes: (a) Δεt/2=0.2%; (b) Δεt/2=0.3% ; (c) Δεt/2=0.4%;(d)Δεt/2=0.6%

不同總應(yīng)變幅下的疲勞源區(qū)形貌如圖9所示.可以發(fā)現(xiàn)疲勞裂紋均從試樣的外表面開始，沿垂直于主應(yīng)力軸的方向擴(kuò)展.隨著總應(yīng)變幅的增加，試樣的疲勞源萌生點(diǎn)增多，而且斷口邊緣也越來越陡.

不同總應(yīng)變幅下的疲勞擴(kuò)展區(qū)形貌如圖10所示.可觀察到疲勞擴(kuò)展區(qū)均存在明顯的疲勞條紋和二次裂紋，且在裂紋擴(kuò)展過程中均表現(xiàn)出穿晶機(jī)制.疲勞條紋反映了材料的延性和疲勞裂紋擴(kuò)展過程，受化學(xué)成分、微觀組織和循環(huán)載荷的影響[14-15].隨著總應(yīng)變幅的增大，疲勞條紋間距隨之增寬和二次裂尺寸變大.疲勞條紋間距是裂紋在一個(gè)加載周期內(nèi)傳播的距離[16]，疲勞條紋間距越寬說明應(yīng)變幅越大導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展速率越快；二次裂紋越長說明應(yīng)變幅越大導(dǎo)致應(yīng)力集中程度越高.

不同總應(yīng)變幅下的疲勞瞬斷區(qū)形貌如圖11所示.隨著總應(yīng)變幅增加，瞬斷區(qū)韌窩數(shù)量減少，且韌窩深度變淺和斷裂形貌趨于平整，表明材料隨總應(yīng)變幅增加由韌性斷裂逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔?

2.7 微觀組織

由圖8可知，4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)的過渡疲勞壽命對應(yīng)的總應(yīng)變幅約為0.34%.并且，總應(yīng)變幅0.2%和0.4%分別與0.3%和0.6%的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線和斷裂形貌較接近.因此，本文通過對比總應(yīng)變幅0.2%和0.4%的微觀組織來分析4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃的低周疲勞行為規(guī)律.

總應(yīng)變幅為0.2%和0.4%的循環(huán)疲勞實(shí)驗(yàn)時(shí)間分別為225 min和41 min.4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃保溫225 min和41 min后5000倍的組織掃描電鏡照片分別如圖12（a）和（b）所示，發(fā)現(xiàn)材料經(jīng)700 ℃保溫后組織中板條特征消失，晶界和晶粒內(nèi)析出大量的碳化物.

4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)保溫225 min和41 min后的20000倍組織掃描電鏡照片分別如圖13（a）和（b）所示，其保溫時(shí)間分別與總應(yīng)變幅為0.2%和0.4%時(shí)應(yīng)變加載試驗(yàn)的時(shí)間一樣；4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃下總應(yīng)變幅0.2%和0.4%時(shí)低周疲勞后的20000倍掃描電鏡組織分別如圖13（c）和（d）所示.由圖13（a）和13（b）對比得知，4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃隨著保溫時(shí)間延長，小顆粒碳化物數(shù)量減少、大顆粒碳化物數(shù)量增多，說明材料發(fā)生碳化物回溶和粗化.由圖13（a）和13（c）、圖13（b）和13（d）對比得知，經(jīng)過應(yīng)變疲勞后材料中大體積和小體積碳化物數(shù)量均增多，說明應(yīng)變促進(jìn)碳化物析出和長大[7].由圖13（c）和13（d）對比，總應(yīng)變幅較大且保溫時(shí)間較短的材料中碳化物數(shù)量和體積均較大，而且由于保溫時(shí)間同樣促進(jìn)碳化物粗化，說明在700 ℃時(shí)應(yīng)變促進(jìn)碳化物粗化的作用要大于時(shí)間效應(yīng).

4Cr5MoSiV1鋼的調(diào)質(zhì)態(tài)組織、在700 ℃時(shí)總應(yīng)變幅為0.2%和0.4%低周疲勞的透射電鏡組織分別如圖14（a）、（b）和（c）所示.4Cr5MoSiV1鋼調(diào)質(zhì)態(tài)組織中板條內(nèi)和邊界處均含有高密度的位錯(cuò)和碳化物（圖14（a））；總應(yīng)變幅為0.2%的疲勞組織中板條馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閬喚ЫY(jié)構(gòu)，亞晶內(nèi)和晶界處均存在大量的位錯(cuò)纏結(jié)和釘扎，并逐漸形成位錯(cuò)胞（圖14（b））；總應(yīng)變幅為0.4%的疲勞組織還存在少量的板條結(jié)構(gòu)，且板條和亞晶邊界含有大量的細(xì)小碳化物（圖14（c））.由圖14可知，總應(yīng)變幅為0.4%的疲勞組織中晶內(nèi)碳化物數(shù)量較少且晶界處位錯(cuò)密度較低，但是組織中大體積的碳化物數(shù)量較多、整體位錯(cuò)密度明顯較低.4Cr5MoSiV1鋼經(jīng)過高溫低周疲勞后均發(fā)生再結(jié)晶，高密度位錯(cuò)的板條結(jié)構(gòu)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榈湍芰康膩喚Ш桶麪罱Y(jié)構(gòu).總應(yīng)變幅為0.4%的低周疲勞組織中局部區(qū)域仍存在板條狀結(jié)構(gòu)，可能是由于保溫時(shí)間較短，板條狀回火馬氏體沒有充足的時(shí)間發(fā)生再結(jié)晶；組織中晶界處小體積碳化物處沒有明顯的位錯(cuò)釘扎，可能是由于小體積碳化物受應(yīng)變驅(qū)動(dòng)剛從基體析出，還未對位錯(cuò)釘扎起到明顯作用（圖14（c））.

3 討論

3.1 循環(huán)硬化和軟化

圖12 4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃保溫不同時(shí)間的微觀組織.（a） 225 min；（b） 41 minFig.12 Microstructure of 4Cr5MoSiV1 steel at 700 ℃ at different time: (a) 225 min；(b) 41 min

圖13 4Cr5MoSiV1鋼在不同狀態(tài)下的微觀組織.（a） 700 ℃，225 min；（b） 700 ℃，41 min；（c） Δ εt/2=0.2%, 700 ℃，225 min；（d） Δ εt/2=0.4%,700 ℃，41 minFig.13 Microstructure of 4Cr5MoSiV1 steel under different states: (a) 700 ℃，225 min; (b) 700 ℃, 41 min; (c) Δεt/2=0.2%, 700 ℃, 225 min;(d) Δ εt/2=0.4%, 700 ℃, 41 min

圖14 4Cr5MoSiV1鋼在不同狀態(tài)下組織的透射電鏡照片.（a） 調(diào)質(zhì)態(tài)；（b） Δ εt/2=0.2%； （c）Δεt/2=0.4%Fig.14 TEM micrographs of 4Cr5MoSiV1 steel under different states: （a） quenched and tempered state；（b） Δ εt/2=0.2%； （c）Δεt/2=0.4%

由圖5可知，4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)的應(yīng)力響應(yīng)整體趨勢呈循環(huán)軟化[17]，并包含三個(gè)階段：循環(huán)硬化階段，循環(huán)軟化階段和快速斷裂階段.此外，4Cr5MoSiV1鋼在500 ℃時(shí)循環(huán)應(yīng)力同樣呈現(xiàn)先循環(huán)硬化再循環(huán)軟化，但初始應(yīng)力幅和最大應(yīng)力幅均在1000 MPa以上，遠(yuǎn)高于在700 ℃的應(yīng)力幅[5].隨著高溫低周疲勞的進(jìn)行，4Cr5MoSiV1鋼中位錯(cuò)結(jié)構(gòu)開始重排、高密度空位和位錯(cuò)等缺陷的回復(fù)速率加快，材料基體發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶和板條結(jié)構(gòu)開始向胞狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變.因此，基體發(fā)生位錯(cuò)湮滅[9]、碳化物析出和粗化（圖13（c）和（d））導(dǎo)致材料循環(huán)軟化.

在初始循環(huán)階段，為了足以產(chǎn)生額外的移動(dòng)位錯(cuò)或解鎖固定的位錯(cuò)來滿足塑性變形要求，必須加載更多的外力，因此初始應(yīng)力幅隨著總應(yīng)變幅增加而增大.初始階段發(fā)生循環(huán)硬化是由于材料原始組織中的板條馬氏體含有高密度位錯(cuò)（圖14（a）），這種固有的位錯(cuò)提高疲勞循環(huán)的初始加工硬化率[18].隨著塑性應(yīng)變的增大，材料內(nèi)部的位錯(cuò)密度隨之增大導(dǎo)致初始循環(huán)硬化越顯著（圖5）.

在不同的總應(yīng)變幅下，碳化物析出和粗化的驅(qū)動(dòng)力不同導(dǎo)致碳化物的尺寸和形貌不一樣.塑性變形增大導(dǎo)致碳化物形核點(diǎn)增多和析出粗化的驅(qū)動(dòng)力增大，這說明外在的機(jī)械應(yīng)變加速碳化物的析出和粗化[7,11]（圖13）.由于碳化物的析出和粗化導(dǎo)致基體中的碳和合金元素貧乏從而降低固溶強(qiáng)化效果，而且基體中小體積碳化物逐漸聚集成大體積碳化物對位錯(cuò)的阻礙作用減弱（圖14），因此材料呈現(xiàn)循環(huán)軟化.當(dāng)試驗(yàn)溫度從500 ℃升溫到700 ℃時(shí)，循環(huán)響應(yīng)應(yīng)力幅降低是由于溫度高導(dǎo)致材料的塑性提高，變形抗力降低.

裂紋成核一般發(fā)生在疲勞壽命的后期[19]，因此試驗(yàn)在疲勞后期發(fā)生突然斷裂.高應(yīng)變幅下的循環(huán)變形過程中產(chǎn)生了更多的局部不均勻變形（圖9），而這些局部不均勻變形有利于裂紋形核和促進(jìn)疲勞裂紋擴(kuò)展[20].當(dāng)裂紋成核并擴(kuò)展到斷裂所需的臨界尺寸時(shí)，循環(huán)響應(yīng)應(yīng)力均呈現(xiàn)快速下降狀態(tài)，這種應(yīng)力的快速下降實(shí)際上是宏觀裂紋的形成及隨后的失穩(wěn)擴(kuò)展至斷裂的結(jié)果.

3.2 應(yīng)變幅對疲勞壽命的影響

4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)的低周疲勞壽命隨著總應(yīng)變幅增加而減少（表3）.500 ℃時(shí)的低周疲勞壽命趨勢同樣如此，總應(yīng)變幅為0.4%和0.6%的疲勞壽命分別為8231和3449循環(huán)周次[6]，而在700 ℃時(shí)總應(yīng)變幅為0.4%和0.6%的疲勞壽命分別為618和210循環(huán)周次，可見在同樣總應(yīng)變幅下低溫時(shí)疲勞壽命更高.

Ostergren[21]指出，可以將塑性變形與遲滯回線所包圍的面積聯(lián)系起來分析材料在循環(huán)變形過程中總應(yīng)變幅值對疲勞壽命的影響.由圖7可知，遲滯回線所包圍的面積隨著總應(yīng)變幅的增大而增大，即每一個(gè)循環(huán)累積的塑性損傷也隨應(yīng)變幅的增大而逐漸增大.疲勞壽命隨應(yīng)變幅增加而降低，原因可能是由于塑性應(yīng)變幅的增大導(dǎo)致每個(gè)周期疲勞損傷的累積增加所造成的[17].

由700 ℃時(shí)低周疲勞后微觀組織（圖13）分析可知，4Cr5MoSiV1鋼在高應(yīng)變幅下碳化物發(fā)生粗化，在大體積碳化物附近容易發(fā)生釘扎和纏結(jié)而產(chǎn)生應(yīng)力集中，因此總應(yīng)變幅越大時(shí)應(yīng)力越容易達(dá)到裂紋臨界尺寸從而萌生微裂紋.通過疲勞斷口的裂紋萌生源數(shù)量同樣能夠證明總應(yīng)變幅越大越容易萌生微裂紋（圖9），而且由疲勞擴(kuò)展區(qū)中疲勞條紋間距得知總應(yīng)變幅越大裂紋擴(kuò)展速率越大[22]（圖10）.試驗(yàn)溫度從500 ℃升溫到700 ℃，其相同應(yīng)變幅下的疲勞壽命降低可能是由于高溫下的氧化和蠕變使疲勞裂紋萌生及擴(kuò)展速率加快[23].

4 結(jié)論

（1）4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)表現(xiàn)為先循環(huán)硬化再循環(huán)軟化的特性，隨著總應(yīng)變幅從0.2%增大到0.6%，應(yīng)力幅最大值從220 MPa增大到308 MPa，循環(huán)軟化可能與板條結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榘麪罱Y(jié)構(gòu)，基體發(fā)生位錯(cuò)湮滅、碳化物的析出和粗化有關(guān).

（2）4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)低周疲勞的應(yīng)力應(yīng)變曲線方程為 Δσ/2=280(Δεp/2)0.0998；應(yīng)變疲勞壽命方程為Δ εt/2=2.166(2Nf)-0.038+01278(2Nf)-0.557；4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)的過度疲勞壽命Nt為1313循環(huán)周次.循環(huán)總應(yīng)變幅小于0.34%時(shí)，其低周疲勞壽命由其高溫強(qiáng)度決定；循環(huán)總應(yīng)變幅大于0.34%時(shí)，其低周疲勞壽命由其塑性決定.

（3）隨著總應(yīng)變幅從0.2%增加到0.6%，4Cr5MoSiV1鋼在700 ℃時(shí)低周疲勞壽命從6750循環(huán)周次降低至210循環(huán)周次.低周疲勞過程中，疲勞裂紋均從試樣的表面處起源，隨著總應(yīng)變幅的增加，疲勞裂紋萌生源數(shù)量逐漸增多，擴(kuò)展區(qū)的疲勞條紋寬度和二次裂紋長度逐漸增大，試樣逐漸由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔?