第三章 模具的疲劳失效

铜的表面挤出物高达10µm，宽度达几个µm。 那是由于滑移随载荷周期性变化，达某种程 度后，材料滑移抗力下降，可能从滑移带中 挤出金属，形成“峰”和“谷”。挤出部分 随着循环而进一步增高。而挤入部分则深入 滑移带内部，首先形成一个晶体学切口，并 逐渐发展成为一个宏观可见的疲劳裂纹。 在Cu、Al和Fe中均可观察到“挤出” 和“挤入”现象，它是疲劳萌生裂纹的一种 机制。 滑移成核是疲劳裂纹萌生的一种最基本机 制。
制件发生疲劳失效原因众多，选材不 当可能是其原因之一。屈服极限低的材料在 疲劳过程中可以过早地出现滑移带，并在滑 移带上“挤出”或“挤入”，萌生疲劳裂纹。 2.孪晶界与晶界 存有共格孪晶界时，驻留滑移带通常 优先在此出现，导致疲劳裂纹萌生。在Zr、 Sb、Cd、Cu、Au、Ni和α-黄Cu中均观察 到这一现象。有人认为，这与滑移带和孪晶 界相交处的“挤出-挤入”有关。
1.滑移带 与轴向单调加载一样，循环加载也使 金属表面产生滑移带，不过，它们分布及形 态不尽同。如多晶体铜在单调拉伸和循环加 载条件的表面滑移带形态，由实验可知，由 图可看出：单调加载所现滑移带分布均匀、 密集，而循环加载下的滑移带分布不均匀且 粗大。 驻留滑移带机理。纯镍多晶体表面滑 移线在疲劳中变化：经N=10循环后,仅在个 别晶粒内出现滑移线，且分布又极不均匀。 随cycle次数增多，已出现的某些滑移带不
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本阶段断口形貌各种各样： 解理、沿 晶、韧窝、疲劳带等。上述几种，疲劳带是 独有的。 断口上的疲劳带是标志疲劳断裂所特有 的典型特征，有如下特点： （1）断口上疲劳带是一族大体上彼此平 行的纹路。条带的法线方向基本上与该局部 地区的裂纹扩展方向一致。 （2）由于晶粒取向不同，晶界和第二相 质点存在，会使裂纹的扩展由一个平面转移 至另一个平面，所以不同区域的疲劳带有时
（另一种）真应变

l l 0 l l0 l0
dl l ln( ) l0 l l0
l
⑴
⑵

当应变量在20%以内时，δ值近似等于ε，但大 于20%,它们之间差别逐渐增大。
工程应变与真应变有如下关系： ε=ln（1+δ） ⑶ 金属材料的应力应变之间在不同应变范 围内存在着不同关系，如下图所示。在弹性 范围内，应力与应变之间呈线性关系，遵循 虎克定律： ζ=Eε 当材料应变量超过弹应变范围后，产生 永久变形，晶体发生塑性流动,其所对应的应 力表示为（ s ）。工程上还规定产生0.2%的 永久变形（塑性变形）所对应的应力值为材 料的屈服强度（ 0.2）。
材料的塑性越低，具缺口和无缺口两种 疲劳强度的差距就越大。疲劳对缺口敏感 性 6 、表面粗糙度影响 表面粗糙度对于静强度几乎没有什么影 e 随着表 响，但对疲劳却有非常明显影响。 面粗糙度值的降低而增高。（和缺口效应一 致） 7 、环境因素影响 腐蚀环境能显著降低材料的 e 。 （中强合金结构钢-腐蚀环境-使 e下降 1/3~1/2）
第一阶段 断口形貌复杂， 决定于微裂纹 的扩展机制可 以有“类脆性 解理”，沿晶、 韧窝、滑移线、 疲劳条带或者 混合形式断口 形貌。
例：K镍基合金，先在45度方向出现滑 移线，然后在驻留滑移带上萌生裂纹并沿45 度方向扩展。
一般认为，第一阶段裂纹扩展长度大约 局限于几个晶粒尺寸范围内，对钢铁材料， 第一阶段扩展深度为数百微米。
当材料进入塑性变形后，应力和应变之间不再 呈线性关系，对于幂硬化材料，他们呈指数关系：
k
n
(指出材料达 ， 发生塑性失稳， 但还不是断裂， 断裂指其时载 荷除以断口处 的颈缩后小截 面，才是断裂 f )
b
弹变、塑变、塑变失稳这即是塑性材料 在静载荷条件下发生断裂的主要过程特征。 若在交变（循环）载荷（应力）作用下引起 的断裂现象称为疲劳断裂。材料的破裂力 f 大大低于静载时的 f 。[疲劳损坏占90%，已 有200年历史了。] 它不是用拉伸曲线表征， 而是用S—N（应力—断裂循环数）曲线表示 材料的疲劳断裂行为。材料承受交变应力越 高，则发生断裂循环次数就越少，反之，断 裂循环次数就越多。 须指出，静载断与疲劳断是两种不同的 断裂机制。
2、断裂形貌 由裂纹源区 裂纹扩展区 瞬时断裂区 3 、表征疲劳性能的S-N曲线 疲断寿命（即断裂循 环次数）随交变应力值降低 而增高。对低碳钢，S-N曲 线在低应力区逐渐趋于水平， 而低于该水平线的交变应力， 不会再使低碳钢引起疲劳断 裂。通常称该水平线上交变 应力为“疲劳强度极限”， 简称“疲劳极限”。
三、瞬断区的断口形貌 对于塑性材料，当疲劳裂纹扩展至 净断面的应力达到材料的断裂应力时，便 发生瞬时断裂。 对于脆性材料，当疲劳裂纹扩展至 材料的临界裂纹长度（ a c）时，便发生瞬 时脆断。 瞬时断裂是一种静载断裂，故具有 静载断裂的断口形貌。靠近零件表面的瞬 断区往往是斜断口，处于中部的瞬断区往 往是平坦区，与其它两区相比，不平坦的 粗糙表面是其明显的特征。（加画J、A、柯林 斯P184图7-3 ）
4 疲劳断裂微观规律
一、疲劳裂纹的萌生（产生、成核） 一般地，试样和零件的疲劳裂纹大都 萌生于外表面，但其萌生方式（机制）各有 不同。实际零件上，各种加工工艺带来的各 种形式类裂纹往往是导致零件疲劳失效的 “先天”疲劳源。 下面我们讨论经过精细抛光的光滑表 面上萌生疲劳裂纹（疲劳源）的一些主要机 制。 综观之，疲劳裂纹可能在表面滑移带 上，晶界上或孪晶界上，第二相与基体相界 面等处萌生，而其机制又各有特点。
分布在不同的高度的平面上，而各个小平面 上的条带法线方向通常有一定的位向差。 （3）每一条疲劳带对应一次应力循环。 疲劳条带的间距Δa与裂纹应力强度因子ΔK成 正比：ΔK值越高，Δa值也越大。 根据条带与载荷循环相对应这一特征， 可以计算疲劳裂纹扩展速率，并进而估算制 件的疲劳断裂寿命。 须指出的是： （da/dN） <（da/dN） 微 宏
3 疲劳断口特征
一、疲劳源区断口形貌
在表面没有任何类裂纹和残余应力条件 下，绝大多数疲劳裂纹萌生于表面，对于易 产生疲劳裂纹的地方，疲劳裂纹往往在角隅 或圆角根部萌生。源区在断口上多呈半圆形 或半椭圆形。裂纹在源区内扩展速度缓慢， 所以其断口较其它两个区更为平坦，有时呈 反光面。与其它两区比较，源区所占面积最 小。 当表面层存在有足够高的残余应力时， 裂纹源向次表面层面内移动，从而形成所谓 “鱼眼”状疲劳断口。
难观察到典型的疲劳带，其宏观断口往往呈 现出海滩状形貌。对于高碳合金钢，其疲劳 断口往往出现粗糙的木纹状条纹。 ▲冷作模具在高硬度状态下股役，这时， 模具钢具有很高屈服强度和很低的断裂韧性。 高的屈服强度有利于推迟疲劳裂纹的萌生， 但低的断裂韧性使疲劳裂纹的扩展速率加快 和临界长度减小，使疲劳裂纹扩展循环次数 剧烈缩小。 对冷作模具，其疲劳寿命主要取决于 疲劳裂纹的萌生时间。
多晶体金属晶 界处也是裂纹裂纹 容易萌生的区域。 α-Fe晶界上显示说 明，萌生于晶界上 的疲裂纹是晶体发 生大量滑移的结果。 滑移面上领先位错 首先在晶界上受阻， 形成位错塞积，于是造成应力集中，此应力达临界 值时便引起晶体开裂。
晶粒细化则高 周疲劳强度越高。 与温度有关： 纯铝在300℃晶界易 开裂，25~-73℃大 减少，在-180℃不再 出现开裂。一些高温 镍基合金，在大于 600℃疲裂纹萌生于 晶界，在低温下，则 萌生于晶内。
8 、表面滑移带形式 交变载荷下形成的滑带比单调加载时更为密 集，部分也更高。 9 、疲劳裂纹扩展的门槛值 S-N曲线上有个应力的极限值，而疲劳裂纹 扩展也存在一个极限值，常称之为裂纹扩展门槛 值（Δ K） th 断裂力学指标：对长裂纹（0.5mm） ， Δ K1 >Δ K th ，裂纹开始扩展，反之当Δ K <Δ 时，裂 K 1 th 纹不再扩展。 [ K I≤ K IC ，不发生断裂，即 C a K IC ， 脆断]
▲热作模具一般在中等或较低硬度状态 下服役，模具钢的断裂韧性比冷作模具高得 多。因此，在热作模具中，疲劳裂纹的扩展 速率低于冷作模具，临界长度也大于冷作模 具。 ▲热作模具疲劳裂纹的亚临界扩展，周 期较冷作模具长的多，但热作模具表面经受 急冷急热，容易产生冷热疲劳裂纹。热作模 具的疲劳裂纹萌生时间，要比冷作模具短的 多。因而， 热作模具的疲劳断裂寿命主要 决定于疲劳裂纹的扩展时间。
二、疲劳裂纹的发展 （一）第一阶段----微观裂纹扩展 除了在相界面上的裂纹成核之外，在光 滑表面的驻留滑移带、挤入槽、孪晶界、晶 界、相界面等处的疲劳裂纹一旦萌生，在随 后的交变载荷作用下，微裂纹沿与应力轴成 45度角的最大切应力方向纵深扩展。对于多 晶体金属，有时还有由许多个滑移带裂纹联 结组合形成微裂纹而向纵深发展。第一阶段 7 扩展速率da/dN<3×10 。
除低碳钢外，合金钢、铝合金、钛合金、 镍基合金等材料它们的S-N曲线不存在水平 段，对这类材料，常以或次循环不断裂所对 应的交变应力值定义为“条件疲劳强度极 限”。
4 、疲劳强度的分 散性
S-N曲线具有一定 分散度。如图所示。
5 、缺口效应 由无数试验得知：塑性材料在静载条件 下，缺口试样的 b 常高于光滑试样；但在交 变载荷条件下，缺口试样的 e (疲劳极限)通 常低于光滑试样的 e 。
3.相界面 ▲金属材料中存在多种非金属夹杂物。 如钢中硅酸盐、硫化物、氢化物、氮化物等 等。为了强化金材，往往使材料中形成第二 相（弥散状或大颗粒状的强化相）。这些强 化相与夹杂物和基体相交的界面也是疲劳裂 纹优先萌生部位。 ▲硬度高的基体夹杂物，对材料的疲 劳性能是有害的，尤其高强钢是如此，冷作 模具钢是这样。模具钢常在高强度低塑性下 服役，因此，在模具的微观疲劳断口上，很
应力集中系数越高，或交变应力水平 越高，则疲劳源数目也越多。对表层存在有 裂纹的件，其疲劳断口往往不存在疲劳源区， 而只有裂纹扩展区和瞬时断裂区。 二、疲劳裂纹扩展区断口形貌 位于源区和瞬断区之间，不如源区平坦。 呈海滩花样，并有间距不等的休止弧线和以 源为中心的放射线。它是不同断裂面相交而 形成台阶，这些台阶在断口上构成了放射状 线。 扩展区面积最大。也是不断变化着。
（二）裂纹扩展的第二阶段 第二阶段裂纹生长不是由局部切应力而是由裂 纹顶端周围的最大主应力决定的。这样，裂纹顶端 就受到主正应力的作用而偏离其滑移路线，沿着大 致与最大正应力方向垂直的方向扩展。 当裂纹走向由45度角转向与拉力轴正交时（参 阅前图）便可认为裂纹进入第二阶段的扩展。即疲 劳裂纹沿着垂直于拉力轴的方向扩展。 此阶段有多种扩展机制，下面所示为塑性钝化 机制示意图。 本阶段裂纹扩展速率： 7 2 da/dN=3×10 ~×10 mm/cycle
第三章 模具的疲劳失效
目次: §1 静载断裂与疲劳断裂
§2 疲劳断裂及特征 §3 疲劳断口特征 §4 疲劳断裂微观规律 一 裂纹萌生 二 裂纹扩展 §5 疲劳裂纹扩展的宏观规律 §6 热疲劳
1 静载断裂与疲劳断裂
金属在外加载荷作用下，渐渐发生变形，直至最 后断裂，通常以长度变化来表征应变量。 （一种）工程应变
疲劳断裂类型有：高周疲劳断裂、低周 疲劳断裂、接触疲劳断裂、腐蚀疲劳断裂、 热疲劳断裂。
2 疲劳断裂方式及一般特征
1、脆性断裂方式 零件或试样在整个疲劳过程中，不发生 肉眼可见的宏观塑变，若是应力疲劳（高循 环疲劳）疲断后，也不见宏观塑性变形。多 数情况下，零件疲断是突然发生的。对于应 力疲劳（即高周疲劳）甚至发生疲劳断裂之 后，整个零件或试样也不呈现宏观的塑性变 形。所以可以把“疲断”归之为“脆断”。 （如发动机连杆破损件）
断加宽，同时出现一些新滑移线。已出现的 滑移线在循环中又不断加宽，并形成较粗大 的滑移带。经化学浸蚀或电抛光法除去表面 层，其中一部分滑移线消失，而另一部分粗 大的滑移带则不消失，这些粗大的滑移带并 在随后cycle中又逐渐加宽，这就是疲劳条件 下独有的“驻留滑移带”。继续cycle下去， 驻留滑移带本身仍不断加宽，而新生的滑移 线则逐渐布满各个晶粒。大量观察指出，疲 劳裂纹往往就萌生于这些驻留滑移带上。 挤出挤入机理。晶体滑移导致的另一 种现象，是在滑移带上形成“挤出”和“挤 入”。